JP6835211B2 - Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金鋳造材及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金鋳造材及びその製造方法に関する。

過共晶組成となるシリコン（Ｓｉ）を含有するアルミニウム（Ａｌ）合金が知られている。Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金において、Ｓｉ系化合物（初晶Ｓｉ）が晶出しており、高剛性や低線膨張性及び耐摩耗性が得られている（特許文献１参照）。

Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金に、更にＦｅが添加されることで、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物を形成させることで、高剛性や低線膨張性も向上したＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金も知られている（特許文献２参照）。

Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金において、ＳｉやＦｅの含有量が増えるとＳｉ系晶出物の粗大化やＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物の針状化がおこる可能性がある。そこで、Ｓｉ系晶出物の粗大化やＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物の針状化を抑制するために、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金には、リン（Ｐ）やマンガン（Ｍｎ）の添加が行われている。

特開平７−２７０２０９号公報 特開平９−３２４２３５号公報

近年、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金には、より高い剛性やより低い線膨張性が、求められるようになってきた。Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金において、より高い剛性やより低い線膨張性を得るために、より多くの初晶ＳｉやＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を晶出させる必要がある。それらの晶出物を多く晶出させるためには、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金中の、ＳｉやＦｅの含有量を増やす必要がある。しかし、Ｓｉを増加させるとＰの添加量を増加させても、Ｓｉ系晶出物の粗大化を十分に抑制することができなくなる。その一方Ｐの添加量が多くなると溶湯の湯流れ性が低下し、鋳造性が悪化する。またＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物の針状化を抑制するためＭｎの添加量を多くすると粗大なＭｎ系化合物が晶出し、伸びの低下の原因となる。

そこで、本発明の態様においては、高い剛性あるいは低線膨張性という特性を、持ちながら伸びにも優れるＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金鋳造材及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明の第１の態様は、Ａｌ−Ｓｉ―Ｆｅ系アルミニウム合金鋳造材は、 Ｓｉ：１２．０質量％〜２５．０質量％、
Ｆｅ：０．４８質量％〜４．０質量％、
Ｃｒ：０．１７質量％〜５．０質量％を含み、
残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有し、
Ｓｉ系晶出物が、Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物を囲繞している組織を含む。

望ましい態様として、Ｃｒの含有量と、Ｓｉの含有量とは、下記式（１）を満たしている。
Ｃｒ＞０．０１８×Ｓｉ―０．２ ・・・（１）

望ましい態様として、組織中にＡｌ−Ｆｅ―Ｓｉ系晶出物を更に含み、
前記Ａｌ−Ｆｅ―Ｓｉ系晶出物の面積率が５％以上であり、Ａｌ−Ｆｅ―Ｓｉ系晶出物の最大径が３０μｍ以下であり、前記Ｓｉ系晶出物の面積率が１２％以上であり、前記Ｓｉ系晶出物の最大径が１００μｍ以下である。

望ましい態様として、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金鋳造材は、更に、下記のいずれか一種以上の元素を含む。
Ｃｕ：０．５質量％〜８．０質量％、
Ｎｉ：０．５質量％〜６．０質量％、
Ｍｇ：０．０５質量％〜１．５質量％、
Ｐ：０．００３質量％〜０．０２質量％、
Ｍｎ：０．３質量％〜１．０質量％、
Ｔｉ：０．００５質量％〜１．０質量％、
Ｂ：０．００１質量％〜０．０１質量％、
Ｚｒ：０．０１質量％〜１．０質量％、
Ｖ：０．０１質量％〜１．０質量％、

本発明の第２の態様としてＡｌ−Ｓｉ―Ｆｅ系アルミニウム合金鋳造材の製造方法は、Ｓｉ：１２．０質量％〜２５．０質量％、Ｆｅ：０．５質量％〜４．０質量％、Ｃｒ：０．１７質量％〜５．０質量％を含み、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有するＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金を冷却速度５００℃／ｓ以上で鋳造を行う。

望ましい態様として、Ａｌ−Ｓｉ―Ｆｅ系アルミニウム合金鋳造材の製造方法において、液相線温度よりも３０℃以上過冷却状態を起こして凝固させる。

本発明に係る態様によれば、高い剛性あるいは低線膨張性という特性を、持ちながら伸びにも優れるＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金鋳造材及びその製造方法を提供することができる。

図１Ａは、Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳造材において、Ｓｉ含有量と、Ｓｉの面積率との関係を説明するための説明図である。 図１Ｂは、Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳造材において、Ｓｉ面積率と、Ｓｉの線膨張係数との関係を説明するための説明図である。 図２は、本実施形態のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金鋳造材であって、実施例７の合金組織の写真を説明する説明図である。

以下、本発明に係る実施形態について図面を参照しながら説明するが、本発明はこれに限定されない。以下で説明する実施形態の構成要素は、適宜組み合わせることができる。また、一部の構成要素を用いない場合もある。また、以下で説明する実施形態における構成要素には、当業者が容易に想定できるもの、実質的に同一のもの、いわゆる均等の範囲のものが含まれる。

本願発明者が鋭意研究を重ねたところ、Ｃｒを含有するＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金を鋳造の際に急冷し、凝固させるとＳｉ系晶出物よりもＡｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物が先に晶出し、Ｓｉ系晶出物の晶出核となり、粗大化の抑制に作用することがわかった。また、この作用はＳｉの含有量が１６％を超える高Ｓｉのアルミニウム合金でも作用することがわかった。

更に、急冷することにより、凝固時に過冷却がおこり、Ｓｉ系化合物とＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物がほぼ同時に晶出し、その結果Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が針状化しにくくなることがわかった。

そこで、本実施形態のアルミニウム合金鋳造材は、鋳造時に冷却速度５００℃／ｓ以上で冷却し、凝固させることにより、Ｓｉ系晶出物が、Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物と接している組織を有する。以下、本実施形態のアルミニウム合金鋳造材を詳細に説明する。

（合金組成）
本実施形態のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金は、１２．０質量％以上２５．０質量％以下のＳｉと、０．４８質量％以上４．０質量％以下のＦｅと、０．１７質量％以上５．０質量％以下のＣｒとを含み、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有している。

本実施形態のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金において、Ｓｉは、鋳造性を向上させると共に、Ｓｉ系化合物として晶出し、剛性や耐摩耗性を高める作用を有し、また線膨張性を低くする作用を有する。Ｓｉの含有量が１２．０質量％よりも少ない場合、十分なＳｉ系化合物の晶出が得られず、剛性や耐摩耗性を高める作用を十分に呈することができない。逆に、Ｓｉの含有量が２５．０質量％を超えると鋳造性が低下する。好ましくは、Ｓｉ含有量が１４．０％以上、より好ましくはＳｉ含有量が１６．０％以上であると、鋳造性が良好で剛性や耐摩耗性を高めた鋳造材が得られる。

本実施形態のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金において、Ｆｅは、鋳造の際の金型への焼き付きを抑制する作用を有すると共に、剛性等の機械的特性を高める作用を有する。この作用は、Ｆｅの含有量が０．４８質量％以上で顕著となる。Ｆｅの含有量が４．０質量％を超えると、粗大で針状化したＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物として晶出しやすくなり、伸びが低下する要因となる。

Ｃｒは、鋳造時に急冷させるとＡｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物として晶出し、Ｓｉ系化合物の晶出核となり、粗大化の抑制に作用する。この作用は、Ｃｒの含有量が０．３質量％以上となると顕著となる。Ｃｒの含有量が５．０質量％を超えると、粗大なＡｌ−（Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として晶出しやすくなり、伸びが低下する要因となる。

Ｃｒ含有量が、「０．０１８×Ｓｉ―０．２」質量％以下であると、Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物の晶出温度がＳｉ系化合物の晶出温度以下となるので、Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物がＳｉ系化合物の晶出核となる作用が低下する。Ｃｒの含有量と、Ｓｉの含有量とは、下記式（１）を満たしていることで、凝固させるとＳｉ系晶出物よりもＡｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物が先に晶出しやすくなる。

Ｃｒ＞０．０１８×Ｓｉ―０．２ ・・・（１）

本実施形態のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金においては、機械的性質を高めるためにＦｅ、Ｃｒ以外の元素、例えば銅（Ｃｕ）、ニッケル（Ｎｉ）、マグネシウム（Ｍｇ）、Ｐ、マンガン（Ｍｎ）、チタン（Ｔｉ）、ボロン（Ｂ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、バナジウム（Ｖ）のいずれか一種以上の元素を含んでもよい。

Ｃｕは機械的特性を向上させる作用があるため、必要により添加する。またＮｉとともに添加されるとＡｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系化合物として晶出し、剛性及び高温強度も向上させるとともに、線膨張性を低減させる作用も呈する。この作用は、Ｃｕの含有量が０．５質量％以上の添加で顕著となる。また、Ｃｕの含有量が８．０質量％を超えると、粗大な化合物を形成し、伸びが低下する要因となる。Ｃｕの含有量が８質量％を超えると、更に耐食性も低下する。このため、Ｃｕの含有量は、０．５質量％以上８質量％以下であることが好ましい。

Ｎｉは、機械的特性を向上させる作用があるため、必要により添加する。またＣｕとともに添加されるとＡｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系化合物として晶出し、剛性及び高温強度も向上させるとともに、線膨張性を低減させる作用も呈する。この作用は、Ｎｉの含有量が０．５質量％以上の添加で顕著となる。また、Ｎｉの含有量は、６．０質量％を超えると液相線温度が高くなるため、鋳造性が悪くなる。このため、Ｎｉの含有量は、０．５質量％以上６質量％以下が好ましい。

Ｍｇは機械的特性を向上させる作用があるため、必要により添加する。この作用は、Ｍｇの含有量が０．０５質量％以上の添加で顕著となる。また、Ｍｇの含有量が１．５質量％を超えて添加されるとＡｌの母相が硬くなり、伸びが低下する要因となる。このため、Ｍｇの含有量は、０．０５質量％以上１．５質量％以下であることが好ましい。

Ｐは、Ａｌ−Ｐ系化合物として、Ｓｉ系化合物の晶出核となり、Ｓｉ系化合物の微細化の作用を有する。この作用は、Ｐの含有量が０．００３％の添加で顕著となる。また、Ｐの含有量が、０．０２質量％を超えて添加されると溶湯の湯流れ性が低下し、鋳造性が低下する。このため、Ｐの含有量は、０．００３質量％以上０．０２質量％以下であることが好ましい。

Ｍｎは、Ａｌ−Ｆｅ―Ｓｉ系化合物を、塊状化させる作用を呈する。Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が粗大針状であると破壊の起点となり、伸びの低下の要因となるが、Ｍｎを添加し塊状化することにより、伸びの低下が抑制される。この作用は、Ｍｎの含有量が０．３質量％以上の添加で顕著となる。Ｍｎの含有量が、１．０質量％を超えて添加されると粗大なＡｌ−（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）−Ｓｉ系化合物を形成し、伸びが低下する要因となる。

Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ、Ｖのいずれか一種以上の元素を含むと、結晶粒の微細化材として作用し、鋳造性を向上させると共に、機械的作用を向上させる作用を有する。Ｍｎは、０．３質量％以上１．０質量％以下の範囲で添加されることが好ましい。Ｔｉは、０．００５質量％以上１．０質量％以下の範囲で添加されることが好ましい。Ｂは、０．００１質量％以上０．０１質量％以下の範囲で添加されることが好ましい。Ｚｒは、０．０１質量％以上１．０質量％以下の範囲で添加されることが好ましい。Ｖは、０．０１質量％以上１．０質量％以下の範囲で添加されることが好ましい。

Ｓｉ系晶出物は、鋳造材の剛性、耐摩耗性、耐熱性等の向上に寄与すると共に、線膨張性の抑制に寄与する。Ｓｉ系晶出物の面積率が１２％以上で、この作用は顕著となる。

図１Ａは、Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳造材において、Ｓｉ含有量と、Ｓｉの面積率との関係を説明するための説明図である。図１Ｂは、Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳造材において、Ｓｉ面積率と、Ｓｉの線膨張係数との関係を説明するための説明図である。図１Ａに示すように、Ｓｉ含有量が１４．０％以上とすると、Ｓｉ系化合物が晶出しやすくなり、Ｓｉ系晶出物の面積率が１２％以上になりやすくなる。図１Ｂに示すように、Ｓｉ系晶出物の面積率が大きくなると、線膨張性が低くなる。Ｓｉ系晶出物の面積率が８％程度であると、線膨張係数が２１×１０^−６／℃であり、Ｓｉ系晶出物の面積率が１２％であれば、線膨張係数が２１×１０^−６／℃よりも小さくすることができる。

しかしながら、Ｓｉ含有量を増やすと、Ｓｉ系化合物が粗大化しやすくなる。例えば、粒径（円相当径）が、１００μｍを超えるＳｉ系晶出物が、組織中にあると鋳造材に力が加わった際に、破壊の起点となり鋳造材の伸びを低下させる。このため、Ｓｉ系晶出物の粒径（円相当径）は、１００μｍ以下であることが好ましい。

Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物は、鋳造材の剛性や耐熱性等の向上に寄与すると共に、線膨張性の抑制に寄与する。Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物の面積率が５％以上で、この作用は顕著となる。また粒径（円相当径）が、３０μｍを超えるＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物が、組織中にあると、鋳造材自体に力が加わった際に、破壊の起点となり鋳造材の伸びを低下させる。本実施形態の合金組成の溶湯を３０℃以上の過冷却状態で冷却させることにより、Ｓｉ系化合物とＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物とが、ほぼ同時に晶出する。これにより、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の針状化が抑制され、粒状のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物を得ることができる。

上述した合金組成の合金溶湯を、５００℃／ｓ以上で冷却し凝固させると微細なＡｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物が晶出する。Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物は、Ｘ線回折分析によれば、α−ＡｌＣｒＳｉである。α−ＡｌＣｒＳｉの異質核としての有効性を考察するため、下記表１のように、各相の結晶構造およびＳｉと各化合物の非整合度を比較した。ここで、ａ_０は、Ｓｉの格子定数であり、ａは異質核としてのＡｌ−Ｐ系化合物又はＡｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物の格子定数である。Ａｌ−Ｐ系化合物は、Ｓｉと同じ結晶系で格子定数が近い。α−ＡｌＣｒＳｉは、Ｓｉと同じ結晶系であるが、格子定数ａは、Ｓｉの格子定数ａ_０の２倍である。Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物の結晶構造が立方晶であり、Ｓｉも立方晶である。このため、格子定数ａ_０を２倍して整合度を算出し、本発明者らは、このＡｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物の結晶構造とＳｉ系化合物との結晶構造の整合度が高い（非整合度が低い）ことを見いだした。

上述したＡｌ−Ｐ系化合物もＳｉ系化合物の晶出核となりえるが、Ａｌ−Ｐ系化合物よりもＡｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物の方がＳｉ系化合物との結晶構造の整合度が高い。このため、Ａｌ−Ｐ系化合物よりもＡｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物の方が晶出核として適している。

Ｐが更に、上述した合金組成の合金溶湯に添加されていると、Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物に続き、Ａｌ−Ｐ系化合物が晶出核となり、更に、Ｃｒの単独添加に比べ、Ｓｉ系晶出物の数が増え、Ｓｉ系晶出物の面積率を大きくすることができる。

上述した合金組成の合金溶湯を、５００℃／ｓ以上で冷却し凝固させ、Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物がＳｉ系化合物の晶出よりも晶出している状態として、Ｓｉ系化合物の晶出の際に、Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物が晶出核として作用するようにする。その結果、晶出核となるＡｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物の周囲には、Ｓｉ系化合物が多く存在するようになる。例えば、あるＡｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物は、晶出核となり、Ｓｉ系晶出物に囲繞される。なお、Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物は、晶出核となり、Ｓｉ系晶出物に完全に囲繞されていないものがあってもよい。

Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物が晶出核として作用すると、Ｓｉ系晶出物の粗大化が抑制される。このため、Ｓｉ含有量を増やしても、本実施形態のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金においては、引張強度などが高く高剛性であり、伸びの低下を抑制できる。そして、本実施形態のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金においては、Ｓｉ系晶出物の面積率を大きくし、低線膨張性という特性を得ることができる。

以上説明したように、本実施形態のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金において、上述した合金組成の溶湯の冷却速度が５００℃／ｓ以上であることにより、Ｓｉ系化合物の結晶構造と整合性の高い微細なＡｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物が晶出し、Ｓｉ系化合物の晶出核となる。

溶湯の冷却速度を５００℃／ｓ以上とするには、鋳型の温度調整をすればよい。例えば、本実施形態のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金鋳造材は、ダイキャスト鋳造などで鋳造可能である。

本実施形態のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金において、溶湯の冷却速度が５００℃／ｓ以上になると、上述した合金組成の溶湯の液相線温度よりも３０℃以上過冷却状態が生じやすくなる。この過冷却状態を経て、Ｓｉ系化合物とＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が、ほぼ同時に晶出する。Ｓｉ系化合物とＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物との晶出温度差が５５℃程度と考えられ、合金組成の溶湯を液相線温度よりも３０℃以上過冷却状態を起こして凝固させることで、Ｓｉ系化合物とＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物との晶出温度差が小さくなる。このため、Ｓｉ系化合物とＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物とが、同時晶出しやすくなる。例えば、液相線温度は、６４２℃である。これにより、相互に粗大化が抑制され、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の針状化が抑制される。

［実施例］
次に、本発明に係る実施例について説明する。実施例１から実施例７及び比較例１、２として、表２に示す合金元素量の合金組成を有し、残部がＡｌである合金組成の溶湯を溶製し、冷却速度が５００℃／ｓ以上であって、過冷却状態３０℃以上となるようにダイキャスト鋳造し、鋳物が得られた。実施例１から実施例７及び比較例１、２の各鋳造温度は、７８０℃である。

実施例１から実施例７及び比較例１、２において、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した試験法により、実施例１から実施例７及び比較例１、２のＡｌ−Ｓｉ―Ｆｅ系アルミニウム合金鋳造材の引張強度、伸びが測定され、測定結果が表２に示されている。

実施例１から実施例７及び比較例１、２において、光学顕微鏡で合金組織を観察、撮影し、撮影した画像をカールツアイス社製の画像解析ソフトＫＳ４００を用いて、Ｓｉ系晶出物及びＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の円相当径を計測し、計測した粒径の最大径をそれぞれサイズとして、表２に示した。

実施例１から実施例７及び比較例１、２において、光学顕微鏡で合金組織を観察、撮影し、前記画像解析ソフトを用いて、Ｓｉ系晶出物及びＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の単位面積当たりの面積率を求め、表２に示した。

表２に示すように、比較例１は、実施例１から実施例７の合金組成を比較すると、Ｃｒの含有量が０．１７質量％より少ない。このため、比較例１は、Ｓｉ系晶出物の粒径が１００μｍを越え、粒径が粗大化していることがわかる。比較例１は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の粒径が、３０μｍを越え、粒径が粗大化していることがわかる。そして、比較例１の引張強度及び伸びは、実施例１から実施例７のいずれも引張強度及び伸びよりも小さいことがわかる。

表２に示すように、比較例２は、実施例１から実施例７の合金組成を比較すると、Ｃｒの含有量が５．００質量％を超えている。このため、比較例２は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の粒径が、３０μｍを越え、粒径が粗大化していることがわかる。そして、比較例２の引張強度及び伸びは、実施例１から実施例７のいずれも引張強度及び伸びよりも小さいことがわかる。

図２は、本実施形態のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金鋳造材であって、実施例７の合金組織の写真である。図２に示す合金組織において、粒状のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が観察される。Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物の周囲にはＳｉ系化合物が多く存在する。図２に示す合金組織において、Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物がＳｉ系晶出物に囲繞される状態が観察できる。また、図２においては、Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物がＳｉ系晶出物に完全に囲繞されていないものの、Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物がＳｉ系晶出物に接した状態で、存在している状態が観察できる。Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物について、組成をｎ数８で調査した結果、Ａｌ_{１３−１５}Ｃｒ_４Ｓｉ_４−５の範囲と推定され、Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ三元系状態図から判断すると、α−ＡｌＣｒＳｉ（Ａｌ_１３Ｃｒ_４Ｓｉ_４）と推定された。

以上、本願発明の種々の有用な実施例を示し、かつ、説明を施した。本願発明は、上述した種々の実施例や変形例に限定されること無く、この発明の要旨や添付する請求の範囲に記載された内容を逸脱しない範囲で種々変形可能であることはいうまでも無い。

Claims (4)

1. Ｓｉ：１２．０質量％〜２５．０質量％、
   Ｆｅ：０．４８質量％〜４．０質量％、
   Ｃｒ：０．１７質量％〜５．０質量％を含み、
   残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有し、
   Ａｌ−Ｆｅ―Ｓｉ系晶出物と、
   Ｓｉ系晶出物が、Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物を囲繞している組織と、
   を含み、
   前記Ａｌ−Ｆｅ―Ｓｉ系晶出物の面積率が５％以上であり、Ａｌ−Ｆｅ―Ｓｉ系晶出物の最大径が３０μｍ以下であり、前記Ｓｉ系晶出物の面積率が１２％以上であり、前記Ｓｉ系晶出物の最大径が１００μｍ以下であり、
   Ｃｒの含有量と、Ｓｉの含有量とは、下記式（１）を満たしていることを特徴とするＡｌ−Ｓｉ―Ｆｅ系アルミニウム合金鋳造材。
   Ｃｒ＞０．０１８×Ｓｉ―０．２ ・・・（１）
2. 更に、
   Ｃｕ：０．５質量％〜８．０質量％、
   Ｎｉ：０．５質量％〜６．０質量％、
   Ｍｇ：０．０５質量％〜１．５質量％、
   Ｐ：０．００３質量％〜０．０２質量％、
   Ｍｎ：０．３質量％〜１．０質量％、
   Ｔｉ：０．００５質量％〜１．０質量％、
   Ｂ：０．００１質量％〜０．０１質量％、
   Ｚｒ：０．０１質量％〜１．０質量％、
   Ｖ：０．０１質量％〜１．０質量％、
   のいずれか一種以上の元素を含むことを特徴とする請求項１に記載のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金鋳造材。
3. Ｓｉ：１２．０質量％〜２５．０質量％、
   Ｆｅ：０．５質量％〜４．０質量％、
   Ｃｒ：０．１７質量％〜５．０質量％を含み、
   残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有し、
   Ａｌ−Ｆｅ―Ｓｉ系晶出物と、
   Ｓｉ系晶出物が、Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系化合物を囲繞している組織と、
   を含み、
   前記Ａｌ−Ｆｅ―Ｓｉ系晶出物の面積率が５％以上であり、Ａｌ−Ｆｅ―Ｓｉ系晶出物の最大径が３０μｍ以下であり、前記Ｓｉ系晶出物の面積率が１２％以上であり、前記Ｓｉ系晶出物の最大径が１００μｍ以下であり、
   Ｃｒの含有量と、Ｓｉの含有量とは、下記式（１）を満たしているＡｌ−Ｓｉ―Ｆｅ系アルミニウム合金の製造方法であって、
   前記Ａｌ−Ｓｉ―Ｆｅ系アルミニウム合金が冷却速度５００℃／ｓ以上で鋳造されることを特徴とするＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金鋳造材の製造方法。
   Ｃｒ＞０．０１８×Ｓｉ―０．２ ・・・（１）
4. 請求項３に記載のＡｌ−Ｓｉ―Ｆｅ系アルミニウム合金鋳造材の製造方法において、
   前記Ａｌ−Ｓｉ―Ｆｅ系アルミニウム合金が液相線温度よりも３０℃以上過冷却状態を起こして凝固させられることを特徴とするＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳造材の製造方法。