JP7152977B2

JP7152977B2 - アルミニウム合金

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Publication number: JP7152977B2
Application number: JP2019055853A
Authority: JP
Inventors: 加瑞馬日比; 靖岩田; 博川原; 盾八百川; 琢真箕浦; 隆中道; 雄一古川
Original assignee: Toyota Motor Corp; Toyota Central R&D Labs Inc
Current assignee: Toyota Motor Corp; Toyota Central R&D Labs Inc
Priority date: 2019-03-25
Filing date: 2019-03-25
Publication date: 2022-10-13
Anticipated expiration: 2039-03-25
Also published as: JP2020158788A

Description

本発明は、ダイカスト鋳造用原料またはダイカスト鋳物に適したアルミニウム合金（単に「Ａｌ合金」という。）等に関する。

近年、軽量化の要請からＡｌ合金が多用されている。量産されるＡｌ合金製品（部材）の多くはダイカスト鋳物である。ダイカスト鋳物を用いれば、切削加工等を大幅に削減しつつ、高精度な製品を短いサイクルタイムで製造可能となる。

ところで、ダイカスト鋳物（単に「鋳物」ともいう。）の大部分は、Ａｌ－Ｓｉ-Ｃｕ系合金（特にＪＩＳＡＤＣ１２）からなる。このＡｌ合金は、不純物元素（Ｆｅ等）の許容範囲が広く、鋳造性に優れるため汎用されている。しかし、そのＡｌ合金は、延性または靱性が小さいため、高靱性、高延性が要求される構造部品（例えば、自動車の足回り部品（ホイール、サスペンション部材等）、車体等）への適用は難しい。

そこで、延性に優れたダイカスト用Ａｌ合金が種々提案されており、例えば、下記の文献に関連した記載がある。

特開平５－２６３１７４号公報特開平１－２８３３３６号公報

渡邊修一郎素形材 VOL.50 (2009) No.9 23-29 アルミニウム新材料による新たな用途

非特許文献１は、高い伸びを有する３種のダイカスト用Ａｌ合金（Ａｌ―Ｓｉ―Ｍｇ系合金、Ａｌ―Ｓｉ―Ｍｎ系合金、Ａｌ―Ｍｇ―Ｓｉ系合金、）を紹介している。しかし、それらのＡｌ合金は、いずれも、Ｆｅ量が０．１５％または０．２％であり、Ｆｅの許容範囲が厳しく規制されている。このため、それらのＡｌ合金は、高品質な一次アルミニウム地金をベースに調製されることが前提となっている。つまり、そのようなＡｌ合金では、二次アルミニウム地金（再生地金）の活用が図れず、リサイクル性が乏しい。

特許文献１、２のダイカスト用Ａｌ合金は、Ｆｅの許容範囲が広く、再生地金を利用した調製が可能である。しかし、それらのＡｌ合金は、伸びが十分ではなく、所望の機械的性質を確保するために熱処理（溶体化処理、時効処理等）を必要としている。

本発明はこのような事情に鑑みて為されたものであり、従来とは異なる組成からなり、機械的性質に優れるＡｌ合金等を提供することを目的とする。

本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究した結果、Ｖ、ＺｒおよびＴｉを複合添加することにより、Ｆｅの許容範囲を確保しつつも、十分な伸びを発揮するＡｌ合金を得ることに成功した。この成果を発展させることにより、以降に述べる本発明を完成するに至った。

《アルミニウム合金》
（１）本発明は、全体を１００質量％（単に「％」という。）として、下記の組成を満たすアルミニウム合金である。
Ｓｉ：７～１０％、
Ｆｅ：０．３～０．９％、
Ｖ：０．０５～０．３％、
Ｚｒ：０．０５～０．３％、
Ｔｉ：０．０５～０．３％、
残部：Ａｌおよび不純物

（２）本発明のＡｌ合金を用いれば、例えば、機械的性質（特に延性）に優れたダイカスト鋳物（単に「鋳物」ともいう。）を得ることができる。また本発明のＡｌ合金は、Ｆｅの許容範囲が広いため、二次Ａｌ合金（「再生地金」ともいう。）等の再生原料の活用が可能となり、リサイクル性にも優れる。さらに、本発明のＡｌ合金はＦｅを含むため、ダイカスト鋳造時の耐焼付き性にも優れる。なお、本発明のＡｌ合金は、Ｓｉを多く含むＡｌ―Ｓｉ系合金であり鋳造性（溶湯補給性等）に優れる。従って本発明のＡｌ合金を用いれば、充填不良や凝固割れ等を抑止しつつ、複雑な形状のダイカスト鋳物でも安定した品質を確保できる。

本発明のＡｌ合金が機械的性質（特に高延性）を発現する理由は、現状、次のように考えられる。本発明のＡｌ合金中に含まれるＴｉ、ＶおよびＺｒは、相乗的に作用して、初晶Ａｌ（α―Ａｌ／基地相）の結晶粒を微細化させると共に、その結晶粒の外周部に共晶ＳｉとＦｅを含む化合物（「Ｆｅ系化合物」という。）を微細かつ均一的に分散（単に「微細均一分散」ともいう。）させ得る。換言すると、一般的にＡｌ合金の延性を低下させる粗大な針状のＦｅ系化合物（例えば、ＡｌＳｉＦｅ系化合物）の晶出や偏在が回避される。そして、晶出化合物が微細均一分散された結果、例えば、第２相粒子（Ｆｅ系化合物等）を選択的に亀裂伝播する破壊形態において、亀裂伝播抵抗が大きくなり、Ａｌ合金の延性や靱性が大幅に高まったと考えられる。

なお、本発明のＡｌ合金は、共晶Ｓｉが微細に晶出したり、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｉの少なくとも一部がα―Ａｌ中に固溶することにより、優れた強度（引張強さ、０．２％耐力等）も発揮し得るようになったと考えられる。

いずれにしても本発明のＡｌ合金は、必須元素（Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｆｅ）が相乗的に作用することにより、鋳造性を確保しつつ、優れた機械的性質を発揮するようになったと考えられる。

《ダイカスト鋳物／ダイカスト鋳造用原料／ダイカスト鋳造方法》
（１）本発明のＡｌ合金は、例えば、ダイカスト鋳造用原料またはダイカスト鋳物として把握される。また本発明は、例えば、そのダイカスト鋳造用原料を溶解した溶湯を、金型のキャビティへ加圧注湯（射出）して凝固させることにより、ダイカスト鋳物を得るダイカスト鋳造方法（製造方法）としても把握される。

本発明の鋳物は、熱処理（溶体化処理、時効処理等）されたものでもよい。但し、本発明のＡｌ合金は、熱処理するまでも無く、優れた機械的性質を発揮し得る。

（２）本発明の鋳物は、例えば、１０％以上、１１％以上さらには１３％以上の破断伸び（単に「伸び」ともいう。）を発揮し得る。また、その０．２％耐力（単に「耐力」ともいう。）は、１２０ＭＰａ以上、１３０ＭＰａ以上さらには１４０ＭＰａ以上ともなり得る。さらに本発明の鋳物は、３点曲げ試験（支点間距離Ｌ＝３０ｍｍ）したときのたわみ量が、３ｍｍ以上、３．３ｍｍ以上さらには３．６ｍｍ以上となり得る。

本明細書では、特に断らない限り、Ａｌ合金の延性（または靱性）の代表的な指標として「破断伸び（％）」を用いる。また、Ａｌ合金の機械的強度の代表的な指標として「０．２％耐力（ＭＰａ）」を用いる。本明細書でいう各機械的性質は、特に断らない限り、ＪＩＳ規格（ＪＩＳＺ２２０１）に準拠した試験等から定まるものとする。

《その他》
（１）本明細書でいう不純物には、Ａｌ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｖ、ＺｒおよびＴｉ（これらを適宜「必須元素」という。）以外の１種以上の元素が含まれる。不純物量は、所望する機械的性質や鋳造性が阻害されない範囲であればよい。不純物は、例えば、１元素あたり０．５％以下、０．３％以下さらには０．１％以下であるとよい。不純物元素の合計量は、２％以下、１％以下さらには０．５％以下であるとよい。

再生原料の利用を想定すれば、種々の不純物元素の混入があり得る。そのような不純物は、必ずしもＡｌ合金の特性（鋳造性、延性等）を劣化させるものとは限らない。従って本明細書では、Ａｌ合金の特性を劣化させるものに限らず、その特性を維持さらには向上させ得る元素であっても、必須元素以外の元素であれば不純物として扱う。

このため、本明細書でいう不純物には、意図的に除外または排除しない元素も含まれ得る。つまり本明細書でいう不純物は、不可避な不純物か否かをとわない。従って、再生原料の利用も想定した本発明のＡｌ合金では、混入の経緯を問わず、必須元素以外の元素が微量または少量含まれ得る。

（２）本明細書でいうリサイクル性は、本発明のＡｌ合金（原料や溶湯）を調製するときにおける再生原料の利用可能性である。本発明のＡｌ合金鋳物がスクラップとなったときの再生可能性は問わない。

（３）特に断らない限り本明細書でいう「ｘ～ｙ」は下限値ｘおよび上限値ｙを含む。本明細書に記載した種々の数値または数値範囲に含まれる任意の数値を新たな下限値または上限値として「ａ～ｂ」のような範囲を新設し得る。

各試料の鋳造組織を示す写真である。試料１と試料Ｃ４の鋳造組織をＥＰＭＡで観察して得られた元素分布を示す写真である。ダイカスト鋳物の概観写真と、そのダイカスト鋳物から切り出した引張試験片の正面図である。

上述した本発明の構成要素に、本明細書中から任意に選択した一つまたは二つ以上の構成要素を付加し得る。本明細書で説明する内容は、Ａｌ合金のみならず、鋳物、鋳造原料、鋳造方法にも適宜該当する。方法に関する構成要素は、物に関する構成要素ともなり得る。いずれの実施形態が最良であるか否かは、対象、要求性能等によって異なる。

《Ａｌ合金》
本発明のＡｌ合金は、Ａｌの他に、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｖ、ＺｒおよびＴｉを必須の合金元素として含む。以下、各合金元素とその含有量（濃度）について詳述する。なお、本明細書でいう合金組成は、特に断らない限り、Ａｌ合金（鋳物／原料／溶湯）全体に対する質量割合であり、単に「％」で示す。

Ｓｉは、鋳造性（湯流れ性、溶湯補給性、耐引け性等）と機械的性質に影響を及ぼす。Ｓｉが過少であると、鋳造性の低下、引け量の増加、鋳物内部における鋳造欠陥の発生等が生じ得る。Ｓｉが過多になると、脆弱なＳｉ粒子の晶出量が増加して、鋳物の機械的性質（伸び、強度等）が低下し得る。そこでＳｉは、７～１０％、７．５～９．５％さらには８～９％とするとよい。

Ｆｅは、リサイクル性、鋳造性（特に耐焼き付き性）、機械的性質に影響を及ぼす。Ｆｅの下限値を過小にすると、再生地金等の利用が制限され、リサイクル性が低下し得る。またＦｅが過少であると、鋳造時の耐焼き付き性も低下して、金型寿命や鋳物品質が低下し得る。Ｆｅが過多になると、脆弱で粗大なＡｌＳｉＦｅ系化合物の晶出量が増加して、鋳物の機械的性質（伸び、強度等）が低下し得る。そこでＦｅは、０．３～０．９％、０．４～０．８５％さらには０．４５～０．７％とするとよい。

Ｖは、ＡｌＳｉＦｅ系化合物を微細なＡｌＳｉ（Ｆｅ、Ｖ）系化合物（Ｆｅ系化合物の一種）等として、α―Ａｌの外周部に均一的に晶出させ、延性を高め得る。またＶの一部は、初晶Ａｌ（Ａｌ基地）を固溶強化する。Ｖが過少であると、粗大なＡｌＳｉＦｅ系化合物の晶出により、鋳物の延性が低下し得る。Ｖが過多であると、粗大なＶ系化合物が晶出して、鋳物の延性が低下し得る。そこでＶは、０．０５～０．３％、０．０８～０．２％さらには０．１～０．１７％とするとよい。

Ｔｉは、初晶Ａｌ（α－Ａｌ）の結晶粒を微細化させることにより、他の晶出物（共晶Ｓｉ、Ｆｅ系化合物等）も微細化させて、延性を高める。またＴｉの多くは、Ａｌ基地を固溶強化する。Ｔｉが過少であると、結晶粒の微細化が不十分となる。特に、鋳型からの指向性が強い場合、柱状晶が発達し易くなり、機械的性質（特に伸び）が低下し得る。Ｔｉが過多であると、鋳造組織中に粗大なＴｉ化合物が晶出し易くなり、機械的性質（特に伸び）が低下し得る。そこでＴｉは、０．０５～０．３％、０．０８～０．２％さらには０．１～０．１７％とするとよい。

Ｚｒは、初晶Ａｌの結晶粒を微細化させ、Ｆｅ系化合物等を等方的に晶出させる。またＺｒの一部もＡｌ基地を固溶強化する。こうしてＺｒもＡｌ合金の機械的性質（伸び、強度）の向上に寄与する。Ｚｒが過少であると、結晶粒の微細化が不十分となる。特に、鋳型からの指向性が強い場合、柱状晶が発達し易くなり、機械的性質が低下し得る。Ｚｒが過多であると、鋳造組織中に粗大なＺｒ化合物が晶出し易くなり、機械的性質（特に伸び）が低下し得る。そこでＺｒは、０．０５～０．３％、０．０８～０．２５％さらには０．１～０．２％とするとよい。

不純物を構成する元素として、例えば、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｒ、Ｎａ、Ｃａ、Ｓｂ、Ｂ、Ｂｅ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｓｎ等がある。これらの元素は、Ａｌ基地（α―Ａｌ）中に固溶していてもよいし、晶出または析出して化合物を形成してもよい。なお、本明細書では、必須元素（Ａｌ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｖ、ＺｒおよびＴｉ）以外の元素を不純物元素という。

不純物元素の一例としてＭｎがある。少量のＭｎは、Ｆｅと同様に、金型に対する耐焼き付き性を向上させ得る。また、少量のＭｎは、Ａｌ基地中に固溶したり、Ａｌと化合物（Ａｌ_６Ｍｎ等）を生成して、Ａｌ合金の強度を向上させ得る。このようなＭｎは、例えば、０．３５％以下（未満）、さらには０．３％以下（未満）であるとよい。Ｍｎが過多になると、Ｆｅ化合物の晶出時期が早まることで、ＡｌＳｉ（Ｆｅ、Ｍｎ）の化合物として粗大化し、Ａｌ合金の機械的性質（延性、強度）が低下し得る。勿論、Ｍｎは不純物であるため、実質的に含まれなくてもよい。例えば、Ｍｎ＜０．１さらには検出限界以下でもよい。

不純物元素の他例としてＣｒがある。少量のＣｒも、Ａｌ基地中に固溶して、Ａｌ合金の強度を向上させ得る。このようなＣｒも０．３５％以下（未満）、さらには０．３％以下（未満）であるとよい。Ｃｒが過多になると、Ｆｅ化合物の晶出時期が早まることで、ＡｌＳｉ（Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ）の化合物として粗大化し、Ａｌ合金の機械的性質（延性、強度）が低下し得る。勿論、Ｃｒは不純物であるため、実質的に含まれなくてもよい。例えば、Ｃｒ＜０．１さらには検出限界以下でもよい。

なお、Ｍｎは、一般的に不純物元素とされているＦｅの除去（濃度低減）、機械的性質の向上等を目的として、Ａｌ合金（再生地金の原料となるスクラップ）中に含まれていることも多い。また、Ｍｎは鉄鋼材料の五元素の一つであるため、再生Ａｌ合金中に混入し易い元素でもある。Ｃｒは、Ｃｒメッキ、ステンレス鋼（ＳＵＳ）等に多く含まれ、原料となるスクラップに混入する可能性が高く、再生Ａｌ合金中に混入し易い元素である。

このようなＭｎとＣｒの少なくとも一方がＡｌ合金中に含まれる場合、Ａｌ合金全体中におけるＦｅ、ＭｎおよびＣｒの各組成（濃度／質量％）が、Ｆｅ（％）＋２×Ｍｎ（％）＋２×Ｃｒ（％）（この計算値を「指標値」という。）が１（％）以下、０．９％以下さらには０．８５％以下であるとよい。指標値はＦｅ化合物の粗大化のしにくさを示している。指標値が過大になると、粗大な化合物が晶出して、Ａｌ合金の機械的性質（特に延性）の低下が顕著となる。なお、指標値の下限値はＦｅの下限値となる。

《鋳造方法》
本発明のＡｌ合金は、一般的な鋳造方法（砂型鋳造、金型鋳造等）に用いることもできるが、特にダイカスト鋳造に好適である。また、本発明のＡｌ合金はＦｅの許容範囲が広いため、リサイクルした原料（再生地金等）の利用、活用を促す。再生原料を用いると、機械的性質に優れるダイカスト鋳物の製造コスト低減が可能となる。

ダイカスト鋳造は、一般的に、セットされた金型のキャビティへ、プランジャ等でＡｌ合金の溶湯を加圧しつつ供給した後（注湯工程）、急冷凝固（凝固工程）される。このようなダイカスト鋳造は、例えば、射出速度：０．１～５ｍ／ｓｅｃさらには０．２～２ｍ／ｓｅｃ、鋳造圧力：１０～１００ＭＰａさらには２０～８０ＭＰａ、射出温度：Ａｌ合金の液相線温度＋６０～１４０℃さらには８０～１２０℃としてなされる。冷却速度は、部位により異なるため一律には特定できないが、例えば、２０℃／ｓｅｃ以上さらには５０℃／ｓｅｃ以上となる。

《用途》
本発明のＡｌ合金（鋳物）は機械的性質（特に延性、靱性）に優れるため、強度と共に高延性または高靱性が要求される種々の製品や部材に適している。例えば、車両（自動車、二輪車）の骨格部分（ボディ、シャシ等）、サスペンションメンバー、ホイール、ジョイント、サスペンションタワー、ピラー等は、本発明の鋳物により構成され得る。

組成の異なるＡｌ合金からなる試料（ダイカスト鋳物）を製作し、各試料について、金属組織（鋳造組織）の観察と機械的性質の測定を行った。このような具体例に基づいて、本発明をさらに詳しく説明する。

《試料の製造》
表１に示す多数の試料（ダイカスト鋳物）をダイカスト鋳造により製造した。ダイカスト鋳造は、縦型ダイカスト機を用いて行った。所望組成に調製した溶湯をプランジャ（φ４０ｍｍ）で金型のキャビティへ加圧注入後（注入工程）、凝固させた（凝固工程）。鋳造条件は、鋳造圧力：６５ＭＰａ、射出（プランジャ）速度：低速０．２ｍ／ｓ、高速１．０ｍ／ｓ、射出（溶解）温度：液相線温度＋１００℃、金型温度：室温、型開き時間：４ｓとした。このときの冷却速度は約２００～４００℃／ｓとなる。こうして、図３に示す板状（２００ｍｍ×４０ｍｍ×ｔ３～５ｍｍ）のダイカスト鋳物（単に「鋳物」という。）を得た。各鋳物から、引張試験片（図３参照）、曲げ試験片、硬さ試験片を切り出した。また、各鋳物から金属組織を観察する観察片も切り出した。

なお、各溶湯の調製には、市販されている高純度な原料を用いた。具体的には、純Ａｌ（純度９９．７％以上）、純Ｓｉ（純度９９．７％以上）、各種のＡｌ合金（Ａｌ－１０％Ｆe、Ａｌ－１０％Ｍｎ、Ａｌ－１０％Ｃｒ、Ａｌ－１０％Ｔｉ、Ａｌ－１０％Ｚｒ、Ａｌ－５％Ｖ）を原料として用いた。表１に示した合金組成は、各原料を秤量したときの配合組成であり、Ａｌ合金全体に対する質量割合（質量％／単に「％」で示す。）である。

《組織観察》
各試料の観察片を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により１０００倍に拡大して観察した。得られた金属組織（ＳＥＭ像）を図１に対比して示した。また、試料１と試料Ｃ４の金属組織をＥＰＭＡで分析した。得られた元素分布（ＥＰＭＡ像）を図２にまとめて示した。

さらに、各試料のＳＥＭ像を画像処理（解析ソフト：株式会社ニレコ製ルーゼックス）して、金属組織に現れている化合物（主にＦｅ系化合物）の最大長（平均値）を算出した。その最大長が１０μｍ未満のときは○、１０～２０μｍのときは△、２０μｍ超のときは×、として表１に併せて示した。

《機械的性質》
（１）引張試験
各試料の引張試験片を用いて、引張圧縮試験装置（ミネベアミツミ株式会社製）により引張試験を行った。引張試験は、クロスヘッド速度：０．５ｍｍ／ｍｉｎ、試験温度：室温で行った。０．２％耐力は、歪みゲージを用いて求めた。破断伸びは、つき合せ法により求めた。

（２）硬さ
各試料の硬さ（ＨＶ１）をビッカース硬度計により測定した。測定は、室温下で、試験荷重：１ｋｇｆとして行った。

（３）たわみ量
各試料の曲げ試験片（１０ｍｍ×７０ｍｍ×ｔ３ｍｍ）を用いて３点曲げ試験（支点間距離Ｌ＝３０ｍｍ）を行った。各試料について、曲げ試験片に亀裂が発生したときのたわみ量を表１にまとめて示した。こうして求めたたわみ量も、Ａｌ合金（鋳物）の延性を評価する一指標とした。なお、機械的性質の測定はいずれもＪＩＳに準拠して行った。

《評価》
（１）リサイクル性
表１から明らかなように、Ｆｅ量が少ない試料Ｃ１は、Ｖを含まなくても優れた機械的性質を発揮した。しかし、試料Ｃ１のようなＡｌ合金は、Ｆｅの許容範囲が狭く、再生原料を利用した製造が困難であり、リサイクル性が劣る。一方、試料１～４はＦｅを０．３～０．９％含み、いずれも機械的性質に優れる。従って、試料１～４のＡｌ合金は、再生原料を利用した調製可能であり、リサイクル性に優れる。

（２）機械的性質
試料Ｃ１に対して、実質的にＦｅだけを約０．５％にした試料Ｃ２は、Ｆｅの増量により延性（破断伸び等）が急減した。一方、試料１～４は、Ｆｅを０．３～０．９％含むが、Ｖ、ＺｒおよびＴｉが複合添加されているために、優れた機械的性質を発揮した。

試料１、２と試料Ｃ３、Ｃ４の比較から、Ｆｅ量がほぼ同じでも、ＶまたはＺｒの少なくとも一方が含まれていないと、硬さが小さくなる傾向にあった。この理由は、Ｔｉ、ＺｒおよびＶによるα―Ａｌ中への固溶強化が不十分なためと考えられる。

試料４と試料Ｃ５～Ｃ８の比較から、Ｖ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒのいずれか一つでも過多になれば、延性（たわみ量等）が大幅に低下することがわかった。また、それら試料の比較から、不純物に関する指標値（Ｆｅ％＋２×Ｍｎ％＋２×Ｃｒ％）が１超になると、たわみ量が３ｍｍ未満となり、延性が低下することもわかった。

（３）金属組織
図１と図２から明らかなように、Ｖ、ＺｒおよびＴｉを共に含む試料１は、Ｆｅが多いにも拘わらず、α―Ａｌ（基地相）の外周部に、共晶ＳｉとＦｅ系化合物が、微細かつ均一的に分散した金属組織となった。また試料１の金属組織では、ＶもＦｅと同様な分布を示した。このため、試料１のＦｅ系化合物は、Ｖにより微細化されることがわかった。また、Ｔｉはα―Ａｌ内に比較的多く分布（固溶）することもわかった。

Ｖを含まない試料Ｃ４は、粗大なα―Ａｌの外周部に、粗大なＦｅ系化合物が偏在した金属組織となった。また、Ｔｉの殆どは、α―Ａｌ内に分布（固溶）し、Ｆｅ系化合物の微細化にはあまり寄与していないと考えられる。

Ｖを過剰に含む試料Ｃ５は、粗大なＶ系化合物が晶出した金属組織となった。Ｆｅを過剰に含む試料Ｃ６は、粗大な針状のＦｅ系化合物が晶出した金属組織となった。

《考察》
Ｖ、ＺｒおよびＴｉを含むＡｌ合金（鋳物）が、上述したような金属組織となった理由は次のように考えられる。

一般的に、平衡分配係数（ｋ＝ＣＳ／ＣＬ、ＣＳ：固相線濃度、ＣＬ：液相線濃度、ｋ≧１）が大きいＴｉ（ｋ＝１０．４）、Ｚｒ（ｋ＝４．４）またはＶ（ｋ＝３．０）を含むＡｌ合金では、凝固過程で包晶反応が進行する。このとき、α―Ａｌに対するＶ、Ｚｒ、Ｔｉの各溶質濃度はいずれも、α―Ａｌ内部で高く、α―Ａｌの外周部に向かって低くなるといわれている。

しかし、図２に示すＥＰＭＡ像からもわかるように、試料１等のＡｌ合金の場合、Ｔｉはα―Ａｌ内で濃化するものの、ＶとＺｒはα―Ａｌの外周部で濃化した。つまり、Ｖ、Ｚｒは、その一部がα―Ａｌ内に固溶するとしても、その大部分はα―Ａｌの外周部へ排出された。このように、従来の技術常識とは異なるＶ、Ｚｒの新たな挙動により、Ｆｅ系化合物は、α―Ａｌの外周部に微細に分散するようになったと考えられる。

Claims

全体を１００質量％（単に「％」という。）として、下記の組成を満たすアルミニウム合金。
Ｓｉ：７～１０％、
Ｆｅ：０．３～０．９％、
Ｖ：０．０５～０．３％、
Ｚｒ：０．０５～０．３％、
Ｔｉ：０．０５～０．３％、
残部：Ａｌおよび不可避不純物
さらに、ＭｎまたはＣｒの少なくとも一方が含まれ、
全体に対するＦｅ、ＭｎおよびＣｒの各質量割合が下式を満たす請求項１に記載のアルミニウム合金。
Ｆｅ（％）＋２×Ｍｎ（％）＋２×Ｃｒ（％）≦１（％）
ダイカスト鋳造用原料またはダイカスト鋳物である請求項１または２に記載のアルミニウム合金。
前記ダイカスト鋳物は、破断伸びが１０％以上で、０．２％耐力が１２０ＭＰａ以上である請求項３に記載のアルミニウム合金。