JPH05500831A

JPH05500831A - 改良されたＡｌ基Ｓｉ―Ｃｕ―Ｎｉ―Ｍｎ―Ｚｒ過共晶合金の鋳造

Info

Publication number: JPH05500831A
Application number: JP2511159A
Authority: JP
Inventors: ロジャース，ケビン，ピー．; シメンセン，クリスチャン
Original assignee: コマルコ　アルミニウム　リミテッド
Priority date: 1989-08-09
Filing date: 1990-08-09
Publication date: 1993-02-18
Also published as: CA2064807A1; US5484492A; EP0486552B1; AU6156490A; ATE132912T1; AU639253B2; WO1991002100A1; DE69024808T2; KR920703865A; EP0486552A4; NZ234849A; EP0486552A1; DE69024808D1

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるため要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】本発明はＡｌ−Ｓｉ合金および鋳造性の改善された該合金の鋳造方法に関するものである。

我々は、最近の広範な研究に基づいて、通常使用される、Ｔｉと組合されたものに比較して異常に高い水準のＳｒが添加された高強度、耐摩耗性のＡｌ−Ｓｉ過共晶鋳造合金（以下、Ｍ３ＨＡ合金と称する）を開発した。

の全説明が本明細書中に本説明の一部分として参考に組込まれている。未だ商業的には売り出されていないものの、広範囲の宵月性の潜在力をＭ３ＨＡ合金は有している。我々はまた、Ｍ３ＨＡ合金の使用を基礎にして鋳造物の改良された製造方法を提案した。その広範な詳細事項については、良好な機械加工性、改善された疲労強度、および環境温度および昇温度特性の良好な水準をも示すＭ３ＨＡ合金はｏ、ｏｏｓ％を超えるＴｉと共に１２〜１５％のＳｉおよび０，１０％を超えるＳｒを含み、さらに、Ｃｕ　１．５〜５．５％　Ｐｂ　Ｏ〜０．２％Ｍｇ　０．１〜１．０　％　Ｎａ　Ｏ〜０．１　％Ｆｅ　Ｏ，１〜１．０％　Ｂ（元素）最大０．０５％Ｍｎ　０．１〜０．８％　Ｃａ　最大０．００３％Ｚｒ　Ｏ，０１〜０．１％　Ｐ　最大０．００３％Ｚｎ　Ｏ〜３．０％　その他各最大０．０５％Ｓｎ　Ｏ〜０．２　％を含んでいて、残部か不可避不純物を除いてＡ１である。

前記および以下において、全ての％は重量％である。

０．１０％を超える水準のＳｒおよび０．００５％を超える水準のＴｉでは、存在する何れの初晶Ｓｉも実質的に均一に拡散されて、実質的に偏析がなく、また実質的に均一に拡散されたＳｒ金属間粒子が存在するものの、小板形状の該粒子が実質的に存在しないようなマイクロ組織をＭ３ＨＡ合金が育する。Ｍ３ＨＡ合金のマイクロ組織は、主として共晶マトリックスを含んでいる。

本発明は、この文節の直前の文節で詳細に説明した特性に関し、Ｍ３ＨＡ合金について行われた研究から出発している。我々はまた、Ｍ３ＨＡ合金に基づくものの、通常水準のＳｒおよび（または）Ｔｉｔ−ｆする合金の特性を研究した。この研究は、Ｔｉと組合された上述の異常に高い水準のＳｒを使用することによって得られる予期されない有利な結果の理解を得るように行われた。しかし、このような理解を付与することに加えて、我々の行なった研究は、Ｔｉと組合せて通常よりも高い水準のＳｒの使用を必要とすることな（、若干重要な点でＭ３ＨＡ合金と比較できるようなさらに他の合金の発見を導き出したのである。

Ｍ３ＨＡ合金においては、Ｓｒの水準は、複雑な鋳造物内における初晶Ｓｉの存在を排除はしないが、実質的に形成されるこれらの初晶Ｓｉ粒子か浮上するのを実質的に阻止するような水準である。このような予期されない結果は、高水準のＳｉの存在下で初晶Ｓｉ粒子の形成を驚異的に抑制するＴｉの存在によって増幅される。その結果Ｍ３ＨＡ合金では、事実上初晶Ｓｉ粒子の存在を免れることができ、しかも形成される初晶Ｓｉ粒子の浮上が事実上抑制されて、Ｓｉ粒子が事実上均一に拡散され、事実上偏析のないマイクロ組織が得られるのである。

さらにＴｉは、不具合な小板形状のＳｒの金属間粒子の形成を阻止する第２の有利な効果を有するのであるが、このような粒子は存在するものの、事実上等軸形状の塊状体として存在する。

ここで我々は、初晶Ｓｉ粒子の抑制に関連して、Ｍ３ＨＡ合金の凝固か多くの相互関連する作用によって進行するように思われることを発見した。このような作用は以下に説明され、現在までの試験結果と一致するか、該作用は必然的な制限を意図するものではなく、解説目的のためであることを理解しなければならない。この作用は以下に説明される。

作用の背景Ｍ３Ｈ’Ａ合金と全体的に同じ組成であるが、０．１％よりも少ない水準の通常のＳｒを存する合金をもって溶湯か注入される時に、初晶Ｓｉ粒子かモールド壁面上またはその近傍に形成される。引続き注入される溶湯は初晶Ｓ１粒子を溶湯本体内に取り込む。もしも溶湯の冷却か十分緩やかである場合には、初晶Ｓｉ粒子か成長して寸法が大きくなり得る。他方、もしも溶湯の凝固か比較的迅速である場合には、粒子の成長は実質的に回避される。いずれの場合にも、比較的密度の低い初晶Ｓｉ粒子か浮上する傾向を育し、偏析を生じて、粒子が大きくなるにつれて、これの不具合な結果かさらに著しくなる。

Ｍ３ＨＡ合金の場合には、溶湯内でＳｒがＡＩおよびＳｉと結合してＡｌ−３ｉ −３ｒ相の金属間粒子を形成する。溶湯の注入を開始する時にモールド壁面上またはその近傍に形成され、次いで溶湯本体の内部に取り込まれるのは初晶Ｓｉではなく、Ａｌ−３ｉ−Ｓｒ粒子である。このＡｌ−３ｉ−Ｓｒ相の形成はモールド壁の状態を変え、初晶Ｓｉの形成温度に達する前にモールドが加熱されることを許す。その結果、モールド壁におけるＳｉの形成が抑制されるのである。Ｍ３ＨＡ合金中にＴｉか含まれない場合には、主として望ましくない小板状体としてＳｒ金属間粒子か形成される。しかし、Ｔｉが存在する場合には、粒子が小板状体として形成されるような凝固速度が甚だ大きい場合を除いて、Ａｌ−５ｉ−Ｓｒ金属間粒子か等軸状粒子として形成される。

この表題の下で、我々は一連の作用を一括する。何故ならば実質的にこれらの作用は相互関連し、順序作用的だからである。この一連の作用は実質的に順次段階１〜５として以下に詳細に説明される。

段階１：Ｍ３ＨＡ合金の溶湯か約７００〜７５０°Ｃのような比較的高温である間に、通常約１μｍまたはそれ以下の小さい粒子が存在する。これらの粒子は溶解されたＡＩ内への溶解度か比較的小さく、添加された核生成粒子である。Ｍ３ＨＡ合金内中のこれらの添加核生成粒子は、合金が凝固する間に形成される相を凝集させる、（ＡＩ、Ｔ　ｉ　）　Ｂ　２　、Ｔ　ｉ　Ｂ　ｚ　、Ｔ　ｉ　Ａ　１　ｓ　、Ｔ　ｉ　ＣおよびＴｉＮのうちの少なくとも１つの粒子であってよい。

段階２：この段階は、約６００°Ｃのような段階１の温度よりも低い温度までのＭ３ＨＡ合金の初期冷却を含む。

この初期冷却の間に、通常Ａｌｚ　Ｓｉｘ　ＳｒであるＡｌ−５ｉ　−Ｓ　ｒ相が段階ｌで存在する粒子またはモールド壁面上に凝集される。

段階３：この段階は、約５６０°Ｃの共晶凝固温度まで、溶湯をさらに冷却することによって起こる。この段階の間、Ａｌ−３ｉ−３ｒ相の結晶上に形成される初晶Ｓｊによって複合粒子が形成される。段階ｌにおいて溶湯内に豊富な核生成粒子を育することによって、大きな核生成速度が生じ、Ａｌ−５ｉ−３ｒ相に対する初晶Ｓｉの容積比が最小になる。

共晶からなる異種類の核生成が、段階３で形成された複合粒子または該粒子の集団上およびモールド壁のような他の面上に生じる。公知のように、このような異種類の核生成は、亀裂、段部またはその他の欠陥部上および凝固する相によって容易に濡らされる面上に対してエネルギー的に有利である。複合粒子はＡｌ−３ｉ共晶のための好適な核生成体として働くか、この役目を最良になすために、複合粒子は５〜２０μｍの粒子寸法、最も望ましくは１０〜２０μｍの粒子寸法を有することが望ましい。

段階５：溶湯温度がさらに低下すると、多数の共晶胞（セル）が形成され、Ｍ３ＨＡ合金の凝固鋳造物の最終的セル寸法が生じるＡｌ−３ｉ共晶セルの数によって制御される。セルの数が増えると、これらの寸法がさらに微細になる。

作用■ 作用Ｉにおいて示したように、Ｍ３ＨＡ合金の含有Ｓｒは、初晶Ｓｉ形成温度以上の温度においてＡｌ−３ｉ−Ｓｒ金属間相の粒子を生じさせる。このようなＡｌ−３ｉ−Ｓｒ粒子が初晶Ｓｉに先立って形成されるため、該粒子は初晶Ｓｉの核として働き得る。必要水準よりも少ない量のＴｉを使用することによって、圧倒的に小板状体としてＡｌ−５ｉ−Ｓｒ粒子が形成され得る場合には、比較的少量の初晶Ｓｉ粒子が引続いて形成される間に、このＳｉ粒子が比較的大きい寸法になる傾向を有する。他方において、Ｍ３ＨＡ合金における必要水準のＴ１は、より小さい等軸状のＡｌ−３ｉ−Ｓｒ粒子および微細な初晶Ｓｉ粒子を生じさせる。上述のように、Ａｌ−３ｉ−Ｓｒ粒子によって初晶Ｓｉの核が形成される。

Ｍ３ＨＡ合金中のＴｉは、Ａｌ−３ｉ−Ｓｒ粒子か小板状というよりはむしろ等軸状で存在するようになし、さらに多くの金属間粒子か存在するようにし、もって初晶Ｓｉに対する潜在的核生成場所の潜在数を増加させる。

また、等軸状および小板状Ａｌ−３ｉ−Ｓｒ粒子の両者によって、初晶Ｓｉの集合が粒子の集団上に生じるが、小板状粒子によるよりも等軸状粒子によってさらに適当な集団化が形成されるように見える。したがって、等軸状粒子は小板状粒子によって可能であるよりもさらに多くの初晶Ｓｉ粒子の核生成を生じさせ、核生成速度が大きいために、初晶Ｓ１の成長が必然的に低くなり、初晶Ｓ１は比較的少量に留まる。

作用■ 作用Ｉ、■によって生じた多くの微細な初晶Ｓｉ粒子は、鋳造溶湯の凝固前線よりも前に微細な共晶セルとしての共晶物の核生成を促進する。したかって、作用 ■。

■の結果は凝固前線よりも前の領域が粥状て、可能なかぎり広くなるようになすことである。その結果、共晶セルの運動か制限され、いずれの遊離初晶Ｓｉ粒子も凝固前線に関連した領域内に物理的に捕捉されるとともに、その成長の潜在力かその直近にあるＳｉの消耗によって迅速に制限される。作用Ｉ、ＩＩの影響がなければ、凝固前線に関連する領域は粥状になることが少なく、さらに狭くなり、（より多くの）初晶Ｓ１粒子がより容易に運動でき、したがって浮上成長できるようになる。

作用Ｉに関連して説明された段階の中心をなすものは段階ｌにおいて存在する適当な核生成粒子に対する段階２におけるＡｌ−３ｉ−３ｒ相の核生成である。また重要なことは、このように核生成されたこのＡｌ−３ｉ−３ｒ相が初晶Ｓｉの凝固温度よりも十分高い凝固温度を存し、ＳｉプラスＡｌ−３ｉ−３ｒである段階３における複合粒子の形成を可能になすことである。また、段階３の複合粒子は、これらの粒子が段階４におけるＡｌ−５ｉ共晶の核生成を可能になすような形状、寸法であることを必要とする。

我々は、Ｔｔに基づくもの以外の他の簡単な（または複雑な）化合物がＡｌ−５ｉ−Ｓｒの形成を促進できるものでなければならないことを見出した。我々はまた、Ｓｒ以外の一般的な形態のＡｌ−５ｉ−Ｚ相またはＡＩ−Ｚ相を形成できるような元素Ｚが同じ＜Ａｌ−３ｉ　−３ｒに対して作用できることをも見出した。したがって、若干の元素ＸがＴｉの代替物として使用可能であり、また若干の元素ＺがＳｒの代替物として使用可能である。

また、これらの代替物の使用か作用Ｉ、Ｉ［と整合することを見出した。

本発明の一側面によれば、１２％〜１５％のＳｉを有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の鋳造物を製造する方法か提供されるか、この方法は、（ａ）　この合金を形成するのに適した組成の溶湯を用意し、（ｂ）　この溶湯をモールド内で鋳造してこの合金の鋳造物を形成することを含む。

適当な溶湯の組成は、１２％〜１５％のＳｉに加えて、予め定められた核水準を超える水準の少なくとも１つの元素Ｘおよび少なくとも１つの元素Ｚをそれぞれ存するような組成であって、この溶湯はさらに次のような元素Ａを含む。すなわち、Ｃｕ　１５〜５．５％　Ｐｂ　Ｏ〜０．２％Ｎｉ　１．０〜３．０％　Ｃｒ　Ｏ〜０．１％Ｆｅ　Ｏ，１〜１．０％　Ｂ（元素）最大０．０５％Ｍｎ　Ｏ，１〜０．８％　Ｃａ　最大０９０３％Ｚ　ｒ　Ｏ，０１〜０．１％　Ｐ　最大０．０５％Ｚｎ　Ｏ〜３．０％　その他各最大０．０５％Ｓｎ　Ｏ〜０．２％、そして残部は不可避不純物を除きＡ１である。元素Ｘは、溶湯内に安定した核形成粒子を与える何れの元素でもあり得るが、これらの粒子は少なくとも１つの元素Ｚによって形成される金属面相の凝固温度を超える凝固温度を存する。元素Ｚは、初晶Ｓｉの生成温度を超える温度で金属面相を形成する何れの元素にもなすことができる。このような金属面相は、モールド壁面上の場所によって、または元素Ｘに基づく化合物の粒子によって核生成されて金属面相の結晶を形成し得るものか望ましい。さらに元素Ｚは、金属面相の結晶がその上に初晶Ｓｉの核形成を可能にして、複合粒子を形成するように選ばれる。これにより初晶Ｓｉの核生成によって形成されたこれらの複合粒子が共晶凝固温度以下の溶湯の冷却によってＡｌ −３ｉ共晶の核生成を促進する。それぞれの元素ＸおよびＺに対する予め定められた各水準を超える元素ＸおよびＺの水準は、溶湯の凝固によって、存在する何れの初晶Ｓｉも実質的に均一に拡散され、主として共晶マトリックスを含むようなマイクロ組織を、鋳造物か育するようになす水準になされる。

本発明はまた、１２％〜１５％Ｓｉを有する鋳造された過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金を提供するものであり、該合金は前掲の文節で特定されたような元素Ａ、ＸおよびＺを含む。この合金は、各元素ＸおよびＺに対する予め定められた各水準を超える元素ＸおよびＺを有し、該合金は、存在する何れの初晶Ｓｉも実質的に均一に拡散され、主として共晶マトリックスを含むようなマイクロ組織を有するようになされる。

金属面相は、Ａｌ−３ｉ−Ｚ’なる一般的形態のものであることが望ましく、この場合Ｚ′は元素Ｚの少なくとも１つである。しかしなから、この金属面相はＳｉを含むものでなく、さらに一般的なＡ　Ｉ−Ｚ’の形態になすことができる。

Ａｌ−３ｉ−Ｚ’の場合には、このＡｌ−３ｉ−Ｚ’相は三成分相になすことができるが、１つより多くの元素Ｚが存在できる場合には、この相は画成分相またはそれよりも多い成分相になすことができる。同様に、Ａ　Ｉ−Ｚ’相は二成分、四成分またはそれよりも多い成分相になすことかできる。しかしなから何れの場合でも、金属同相は初晶Ｓｉに対する核形成体として働き、また共晶Ｓｉの改良に適合するものでなければならない。実際、共晶Ｓｉの改良と適合する点については、本発明による初晶Ｓｉの核形成と他の過共晶合金におけるＳｉの微細化との間に若干の同一性があるけれども、本発明による重要な利点は、引続く共晶ｓ１の改良を提供することである。

作用Ｉの文脈において、Ｔ１と組合された、通常水準よりも高い水準のＳｒを含むＭ３ＨＡ合金に関連して、もしもＡｌ−３ｉ−３ｒ相が溶湯の密度よりも十分大きな密度を有する場合には、ＡＩ−’５ｉ−３ｒ相の結晶が浮上しないと言う利点をさらに有する。同様に、もしもＡｌ−３ｉ−３ｒ相の結晶上に形成された初晶Ｓｉによって作られた複合粒子の密度が、複合粒子が浮上しないようなものである場合にも、利点を有し得る。Ａｌ−３ｉ−Ｚ’またはＡｌ−Ｚ’相のような金属同相のさらに一般的な文脈において、金属同相の密度は、浮上または沈下による偏析の傾向か実質的に回避されるようなものであることも望ましい。しかしながら、作用■に関連して上述されたように、選択された元素ＸおよびＺがＡｌ−３ｉ共晶セルの微細化を容易にし、これにより金属同相および得られる複合粒子および何れかの遊離初晶Ｓｉ粒子の結晶か捕捉されてその密度の如何にかかわらず、これらのものの浮上または沈下が実質的に阻止されるような粥状の溶湯を生じるようになされなければならない。

本発明による方法および合金においては、元素Ｘは既述のようにＡｌ−３ｉ−Ｚ ’相のような金属同相の形成温度を超える溶融点を有する核生成粒子を形成する。この溶融点は、実質的に約６５０°Ｃを超えるように（例えば、約７００°Ｃを超過するように）することができる。

このような核形成粒子の凝固点に対する低い水準は選択された元素Ｚに関係し、また形成される結果として生じるＡｌ−５ｉ−Ｚ’相の結晶の凝固点に関係する。少なくとも約２０°Ｃの超過か一般に望ましい。

元素Ｚが専らＳｒで、元素Ｘが専らＴｉではない場合、元素Ｘは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、ＡＩおよびこれらの混合物の少なくとも１つを含み得る。

元素Ｘは、それぞれ炭化物、硼化物、窒化物、アルミ化物、燐化物またはこれらの混合物からなる安定した核形成粒子を生じるような、母合金組成物におけるがごとき化合物として添加され得る。しかし、硼化物については、硼化アルミニウム（Ａ　Ｉ　Ｂ）は溶湯内のＳｒと反応する傾向を存し、共晶の改良に対して不具合な結果を与えるため、望ましくない。

燐化物として使用される元素Ｘの場合には、ＡＩとしてでなく燐化物の添加は一般にＡＩ燐化化合物が形成されるようになす。したがって、単体形態の元素Ｘの水準が、この形態に対する全限界と整合する限りにおいてのみ、ＡＩ以外の元素Ｘが添加されることか望ましい。また、単体形態における元素ＡまたはＺに対する全限界と整合する限りにおいて、元素Ａの燐化物の添加により、または元素Ｚの添加によっても、ＡＩ燐化物が形成され得ることが認められる。本発明による鋳造物製造方法においては、元素Ｘの、硼化物、アルミ化物、炭化物、窒化物、燐化物またはこれらの混合物のような核形成粒子を形成する点で、元素Ｘは重要な役割を有する。この役割は、元素ＸとしてのＴｉを引用して、作用Ｉに関連して詳細に説明されている。

上述のように、元素Ｚは初晶Ｓｉの形成温度以上の温度で形成されるＡ　Ｉ　− ３ｉ−Ｚ’またはＡＩ−Ｚ’のような形の金属同相を形成するために必要である。また、約５６０°Ｃまでの溶湯の冷却によって、Ａｌ−３ｉ−Ｚ′またはＡＩ −Ｚ’相は、初晶Ｓｉを集合させ、複合粒子を形成するようなものでなければならないが、このような複合粒子は約５６０°Ｃ以下に冷却することによってＡｌ −３ｉ共晶により濡れるようになされ、これの集合を可能になすようなものであることが望ましい。全ての元素がこの目的に適しているわけてはない。元素Ｚの最も多く望まれる例は、元素Ｘが専らＴｉであって、元素Ｚか専らＳｒではない場合にＣａ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、ＭｎおよびＳｒおよびこれらの混合物を含んでいる。他のそれ程望ましいわけではない元素Ｚの例は、Ｃｓ、Ｋ、Ｌ　ｉ、Ｎａ、Ｒｂ、Ｓｂおよびランタニドおよびアクチニド系列からの元素およびこれらの混合物およびさらに多くの望ましい例との混合物を含んでいる。しかし、ランタニドおよびアクチニド系列の元素は費用および稀少性の点で、また若干の場合には放射能の点で一般に除外される。また、Ｌｉの使用は真空状態における作動に対する信頼性の点で通常の問題を与える。

元素Ｚの上述の例は、元素Ａとして存在するＣａ。

Ｃｒ、ＦｅおよびＭｎ、またはＳｉかＳｒの代りに改良剤として存在し得るＮａを含んでいる。また元素Ｚの例は、Ｎａ０代りにシリコン改良剤として存在する元素Ａになし得るＳｒを含んでいる。Ｃａ、Ｃｒ、Ｆｅ、ＭｎまたはＮａが元素Ｚとして存在する場合には、これらのものの予め定められる水準は、元素Ａとしてのそれぞれの上限、すなわちＣａについては０．００３％、Ｃｒについては０．１％、Ｆｅの場合には１．０％、Ｍｎの場合には０．８％で、Ｎａについては０．０１％を超える。

また、元素ＺとしてのＳｒに関しては、元素人の１つとして含まれるＳｉ改良剤が例えばＮａを含むことができるが、最も普通には最大０．１％水準のＳｒを含む。

Ｓｒがシリコン改良剤として存在し、また元素Ｚとして存在する場合には、Ｓｒの予め定められる水準は０．１％を超える。

Ｃｒは元素Ｘおよび元素Ｚの両者として使用できる金属の例であって、このような両方の役割は同時に与えられる。このことは、他の元素Ｘについてと同様に、Ｃｒか比較的低い水準で存在する時に核形成粒子を形成し、高い水準を超えると、元素Ｚとしての機能を要求されるために可能なのである。元素Ｘとして、Ｃｒは炭化物、硼化物、窒化物、アルミ化物またはこれらの混合物として存在することが最も望ましく、このような化合物の形態は、Ｃｒか元素の形態でＺの機能を行うことによって、Ｘ機能と２機能がさらに区別されるのである。

元素へとして存在するＺｒは、元素Ｘとして存在することもできる。Ｚｒが元素Ｘとして存在する場合には、元素Ａとして機能するために０，１％の上限水準を超える水準になされるのである。また、元素Ｘとして存在する時には、Ｚｒは元素人として元素の形態で存在するが、しかし化合物としては、炭化物、硼化物、窒化物、アルミ化物またはこれらの混合物として存在することが望ましい。

表Ｉは元素Ｚの代表例についての詳細を示している。

表Ｉ試験がＣｒを元素Ｚとして使用して鋳造物の凝固および組織を制御する手段として、このような元素としてＳｒを使用することに基づいて確定される作用Ｉの影響を証明するために試験が行われた。これらの試験のための合金を準備する際に、中間合金が準備されて溶解され、引続きピット電気炉内で保持された。次いでＣｒが（Ａ　Ｉ　−１０％Ｃｒとして）添加され、０．１〜０．７％Ｃｒ　（０，２％増分量にて）に変化する濃度を与えた。

Ｃｒか完全に溶解した時に、それぞれの溶湯の一部分か砂型モールド（４０ｍｍｘ　８０ｍｍ直径）内に７５０°Ｃで鋳造された。これに引続いて、残余の溶湯に対してＴ１（Ａ１５ＴｉｌＢとして）の添加が行われ、主としてＴ　ｉ　Ｂ　ｚとしての０．２％水準のＴｉが得られ、さらに鋳造作業が７５０°Ｃて行われた。全ての鋳造物か薄片に切断され、初晶Ｓｉの浮上および初晶Ｓｉの寸法試験が行われた。

溶湯の組成は次の通りであった。

５ｉ１３．７％　ＺｒＯ，０４％Ｃｕ　１．８％　Ｚｎ０．０２％Ｎｉ　１．７％　Ｓｒ０．０５％（Ｓｉ改良剤）Ｍｇ　Ｏ，４８％　Ｔ　ｉ　＜０．００５％、または０．０２％Ｆｅ　Ｏ，２５％　Ｂ　０．０５％未満Ｍｎ　Ｏ，３５％　Ｃｒ　Ｏ，１％、０．３％、０．５％、０．７％不可避不純物以外の残部はＡ１であった。これらの組成のうち、０．０５％のＳｒはＳｉの改良に寄与したが、Ｓｒが元素Ｚとして作用するには不十分であった。また・ｏ、ｏｏｓ％以下の水準のＴｉはこれか元素Ｘとして作用するには不十分であった。

これらの結果は表■に集約されていて、この表において３ＨＡは組成（ａ）〜（ｂ）内のＣｒ含有量以外に０．００５％未満のＴｉを有する合金含有量を示しているとともに、一方では３ＨＡは、組成（ｅ）〜（ｈ）内のＶｒおよびＴｉ含存量以外の合金を示している。表■は初晶Ｓ１浮上の水準がＣｒ含含量量増加および初晶Ｓｉ粒子寸法に対するＴｉの影響の増加とともに減少することを示した。

予言された通り、Ｃｒｙ、５％を超える水準においては初晶Ｓｉの浮上は排除された。０．５％を超えるＣｒ含含量量おいて、Ｃｒ（最もＣｒａ　Ｓ　１４　Ａ１１３らしいと思われる）に富んだ金属間物か断面全体に明らかに認められた。

表■ 組成　初晶Ｓｉの浮上　初晶Ｓｉの集中（ａ）　３ＨＡ＋０．１％Ｃｒ　高　多数の小粒子（５０〜１００μｍ）（ｂ）　３ＨＡ＋０．３％Ｃｒ　中　多数の小粒子（５０〜１００　μｍ）（ｃ）　３ＨＡ＋０．５％Ｃｒ　低　少数の大粒子（３００〜４００μｍ）（ｄ）　３ＨＡ＋０．７％Ｃｒ　無視可能　少数の大粒子（３００〜４００μｍ）（ｅ）　３ＨＡ＋０．１％Ｃｒ　高　多数の小粒子子〇、０２％Ｔｉ　（５０〜ｔｏｏ　μｍ）（ｆ）　３ＨＡ＋０．３％Ｃｒ　中　多数の小粒子＋０．０２％Ｔｉ（５０〜１００μｍ）（ｇ）　３ＨＡ＋０．５％Ｃｒ　低　少数の大粒子子〇、０２％Ｔｉ　（１００〜２００　μｍ）（’ｈ）　３ＨＡ＋０．７％Ｃｒ　無視可能　少数の大粒子＋０．０２％Ｔｉ　（５０〜ｔｏｏ　μｍ）Ｃｒ添加の作用は、Ｓｒが０．１％を超える水準で存在する場合のＳｒの作用と、初晶Ｓｉの浮上またはその２００μｍから５００μｍに増大するが、このような後者の作用は０．０２％Ｔｉの添加によって最小になされ、初晶Ｓｉの寸法が２００μｍ以下に減少して、単位体積当りの数が増加する。

さらに他の試験が元素ＺとしてＭｎまたはＭｎおよびＣｒの組合せを利用して行われた。元素ＺとしてのＭｎの場合には、我々は次の組成の合金を鋳造した。すなわち、ｆＭ　１．７５％　Ｚｎ０．０２％Ｎｉ　１．６８％　ＳｒＯ，０４％（Ｓｉ改良剤）Ｍｇ　Ｏ，５２％　Ｔ　ｉ　＜０．００５％、または０．０２％Ｆｅ　Ｏ，２３％　Ｂ　０．０５％未満Ｍｎ　１．７％　Ｃｒ＜０．０２％不可避不純物を除き残部はＡ１である。表ＩＩＩ（３ＨＡが表■と同様のそれぞれ同じ関連を有する）に集約されているその結果は、元素ＺとしてのＭｎのみがＳｒおよびＣｒの両者と非常に類似した挙動を示した。

表■ 元素Ｚとして組合されたＭｎおよびＣｒの場合には、合金の組成が次の通りであったことを除き、手順は同じであった。

３ｉ１３．８％　ＺｒＯ，０４％Ｃｕ　２．　０％　Ｚｎ　＜０．　０１％Ｎｉ　１．８％　ＳｒＯ，０４％（Ｓｉ改良剤）Ｍｇ　Ｏ，５３％　Ｔ　ｉ　＜０．０００５％、または０．０２％Ｆｅ　Ｏ，１５％　Ｂ　０．０５％未満Ｍｎ　Ｏ，５７％　ＣｒＯ，２０％不可避不純物以外の残部はＡ１であった。ＭｎおよびＣｒを組合ぜて使用したことに基づくこれらの合金の組成による結果はＭｎだけを使用した表■に詳細に示したものと実質的に同じであった。

さらに他の試験か作用■、■を示す。これらの３つの試料の溶湯はそれぞれ異なる５つの合金Ａ−Ｅから準備された。それぞれの合金は、５ｉ１３．６％　ＦｅＯ，２０％Ｃｕ　１．８％　Ｍｎ０．３０％Ｎｉ　１．９％　Ｚｒ０．０４％ＭｇＯ，６％　ＺｎＯ，０５％を育していたが、次のように異なるものであった。

合金　Ｓｒ　Ｔｉ　Ｃｒ　ＭｎＣＯ，３％　０．０２％　−− Ｄ　０．０４％　０．２％　０．６％Ｅ　Ｏ，０４％　０．０２％　０．２％　０．６％不可避不純物以外のそれぞれの合金の残部はＡ１であって、合金ＣおよびＥにおけるＴｉの添加はＡ１５ＴｆｌＢであった。それぞれの合金に対して、試料は粘土坩堝炉で加熱されて７５０ ℃の溶解温度を得た。

この温度で平衡状態に達した後で、各合金のそれぞれの試料は、（ｉ）炉から慎重に取出され、試料の加熱を行なった坩堝内で静止状態で凝固を可能になされ、（ｉｉ）炉から取出されて、約７５０°Ｃで加熱を行なった坩堝から環境温度にある同様の坩堝内に注入され、凝固を可能になされ、（ｉｉ）前記同様の坩堝が４５０°Ｃに予熱されたこと以外は（ｉｉ）におけるようにして凝固された。

それぞれの凝固された試料は分断され、そのマイクロ組織か検査された。その結果は表■に集約されている。

”ｒＦＳｉＪは、浮上を示した平均寸法の初晶Ｓｉ粒子を意味し、同様にｒＮＦ　ＳｉＪは浮上が無視可能であることか明らかな粒子を意味する。

勿論、条件（ｉ）は実際的な工場の作業でなく、理想的な状態を示している。しかし、条件（ｉｉ）および（ｉｉ）と比較した場合、合金の溶湯の注入により生じる凝固前線の撹乱の不可避的な影響を明瞭になす。条件（ｉ）における合金Ａによって、初晶Ｓｉ粒子は実質的になく、形成される僅かなものもモールド壁の核形成場所に組合うようになされる。条件（ｉ）における合金Ｂ〜Ｅにおいては、浄化の浮上する粒子が作用Ｉから期待されるように存在する。何故なら、ＳｒまたはＣｒ＋ＭｎがＳｉに対する核生成体を与える金属間粒子を形成するからである。すなわち、条件（ｉ）の非常に緩やかな凝固状態にて、若干のＳｉ粒子が浮上によって偏析可能であった。

条件（ｉｉ）および（ｉｉ）においては、合金Ａはモールド壁に生じる初晶Ｓｉの核形成に寄与する初晶Ｓｉの浮上を示し、これによってＳｉ粒子が凝固前に溶湯内に進入するようになる。しかし本発明による元素Ｚの少なくとも１つを有するそれぞれの合金Ｂ、Ｃ，ＤおよびＥに対して、初晶Ｓｉの浮上は実質的に阻止されるのである。

また、合金ＣおよびＥ（Ｔｉによって代表される本発明による元素Ｘを有する）は、合金ＢおよびＤ（残留水準を超える元素Ｘを有しない）と比較する時に、初晶Ｓｉ粒子の平均寸法の減少を示したのである。

上述した作用工〜■は、Ｓｒ／Ｔｉのような元素の添加か浮上による初晶Ｓｉの偏析水準を減少させ、Ｍ３ＨＡ合金の鋳造物内の初晶Ｓｉおよび粒子の寸法を制御する機構を説明するものと考えられる。Ｓｒの代替物のうちの２つであるＣｒおよびＭｎが試験され、その結果はＣｒおよびＭｎがそれぞれ初晶Ｓｉの偏析および成長を制御するのにＳｒと同様に効果的であることを示した。Ｔｉの添加は初晶Ｓｉ粒子の寸法を約２００μｍ未満に減少させ、単位体積当りの数を増加させるようになす。元素Ｚ、または元素Ｚとの組合せが存在する場合には、良好なマイクロ組織を示す３ＨＡ鋳造物を製造することがさらに容易になると考えられる。上述のように、Ｃｒ、ＭｎおよびＳｒの代替物はＣａ５Ｃｏ、Ｃｓ、Ｆｅ、に、Ｌｉ、Ｎａ５Ｒｂ、Ｓｂ、ＹｌＣｅおよびランタニドおよびアクチニド系列元素を含んでいて、一方Ｔｉの代替物はＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、ＺｒおよびＶを含む。

本発明の方法は、主として共晶マトリックスを含むマイクロ組織を有する鋳造物に最良の特性を当てるのを可能になす。特に、このような合金は卓越した耐摩耗性および機械加工性およびまた良好な疲労抵抗および環境温度および上昇温度の引張り特性を育する。しかし、この方法はまた改良された鋳造性を有するこのような合金を提供する。すなわち、これらの鋳造物は砂型、セラミック型およびパーマネントモールドおよび複雑な形状の変化する壁厚を有するかかるモールドを含むこれらの組合せによって作られ得る。これらのモールドの充填作業の性質および方法は一般に重要ではなく、本発明か特定のモールドを使用することに制限されるものでないことは理解されねばならない。鋳造物は、中圧および高圧供給式ダイカストモールドおよびスクイズ鋳造のためのモールド配置は勿論のこと、重力供給式パーマネントモールドで形成可能である。

本発明の指向する合金は、過共晶Ａｌ−５ｉマイクロ組織を育する。したかって、そのＳｉ含有量の下限は、１２重量％Ｓｉ未満の合金組成が過共晶であるから、１２％である。また、Ｓｉの上限は約１５％を超えてはならない。何故なら、初晶Ｓｉの形成に対する制御が約１５％Ｓｉを超えると、化学的手段のみでは達成できないからである。すなわち、約１５％を超えるＳｉでは、初晶Ｓｉの形成を制御するために、方向性凝固のような密接に制御される凝固技術に依存する必要がある。

元素Ａについては、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｆｅ、ＭｎおよびＺｒの添加物が加えられて強化および硬化金属間化合物を形成するようになされるのである。一般に、これらの元素がそれぞれ上述されたそれぞれの下限にて、またはこれを超過して存在して強化および硬化を行う点で実際的な利点を与える水準でこのような化合物の形成を可能になすことが必要である。しかし、元素ＡとしてＣｕ、Ｎｉ、Ｍｇ５Ｆｅ、ＭｎおよびＺｒか前述の上限を超えて存在する時には、このような金属間粒子を形成する遊離な作用も達成できないか、またはこのような合金の特性に対して不具合な結果を与えるようになる。

元素Ａとして、本発明の合金はＺｎ、Ｓｎ、ＰｂおよびＣｒを含むことができる。これらの元素は一般に著しく有利な作用を与えるものではない。これらのものはまた上述で特定されたそれぞれの上限にて、またはそれ以下で使用される時に不具合な結果を与えるものでもない。

しかし、もし存在する場合には、不具合な結果を回避するためにこれらの限界を超過してはならない。元素ＡとしてのＺｎ、Ｓｎ、ＰｂおよびＣｒは著しく有利な作用を与えるものではないか、これらのものを考慮に入れることは必要である。このことの主な理由は、これらの元素か本発明に使用される合金がスクラップ材料から、またはスクラップ材料を含む材料から製造される二次合金である場合に、存在することができ、通常これらのものの１つまたはそれ以上が存在することかできる。

他の元素も元素Ａとして存在し得るか、それぞれ０．０５％を超過しない水準で存在できる。冒頭に述べたようｌこＭ３ＨＡ合金においては、０．００３％の上限かそれぞれのＣａおよびＰについて示されている。しかし、Ｓｒ、Ｔｉの代替物またはそれぞれのＳｒおよびＴ１では、この限界はＣａについては００３％に、またＰについては０．０５％に増加されることかてきる。

元素Ａ内にはＮａまたはＳｒになすことのできるＳ１改良剤か含まれている。この改良剤かＮａである場合には、この水準は０．００１％〜０．Ｏ１％である。

ｏ、ｏｏｉ％未満のＮａは共晶改良剤の十分な水準を得ることかできない。また０、０１％を超えると、Ｎａは過改良作用の不具合な結果を存すると考えられていたが、我々は、Ｎａが元素Ｚとして０．２％を超える水準で存在する場合には、このことか当嵌まらないことを見出した。したがって、Ｎａかこのような水準を超えて存在する場合に、微細な共晶マトリックスか得られ、前述の傾向を相殺することにより上述の作用Ｉ〜■によって作動することか見出されたのである。

改良剤がＳｒである場合には、共晶の改良のための対応する［ノベルは有効な共晶の改良を行うために０．０１％〜０．１％である。

０．１％を超えると共晶Ｓ１の改良に関してさらに有利な効果は得られない。しかし、０゜１％を超える水準においては、Ｓｒは上述および以下において説明されるように元素Ｚとして使用され得る。

上述のように、元素ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ。

Ｚｒ、ＶおよびＡＩから選ばれた可能な元素の１つまたはその組合せを含み得る。これらの元素はそれぞれ共通に例えば硼化物、炭化物、窒化物、アルミ化物、燐化物またはこれらの混合物としてこれらのものが内部に存在するような核形成体を形成する能力を有する。

Ｔｉのみか元素Ｘとして使用される場合には、このＴｉは０．００５％を超える水準で存在する。何故なら、０．００５％未満では、Ｔｉは前記第１の役割において何ら有利な作用を行わないからである。ＴｉがＡＩ−Ｔｉ−Ｂ母合金として添加される場合、元素ＸとしてのＴｉの水準は０．１％を超過しないことが望ましい。何故なら、この水準以上ては、不具合な結果を存し、初晶Ｓ１の形状を増大させるように見えるからである。元素ＸとしてＴｉかＡＩ−Ｔｉ−Ｂ母合金以外の形態で添加される場合には、最良の水準は異なり得るが、一般に、Ａｌ−Ｔｉ母合金としての例えばＴ　ｉ　Ａ　１　ｓについてはＴｉ水準は０．２５％を超過しないことが望ましい。元素Ｘとして要求されるＴｉ水準は一部分元素Ｚの下限を超過する水準によって指示され、一般にこの水準とともに増加する。元素ＸとしてのＴｉは、０．Ｏ１％〜０．０６％、最も望ましくは、０．０３〜０．０５％のような０．０２％〜０．０６％の水準で与えられる。

別個に考慮される元素Ｘに対する他の代替物はそれぞれＴｉに対すると同様に若干変化する。従って、有利な作用を得るための下限はｏ、ｏｏｓ％である。しかし、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ５Ｔａ、Ｚｒ、ＶおよびＡＩの場合には、０．２５％を超過すれば、得られる作用は僅かであり、最も望ましい水準は０．２％を超過しない。上限が０．１％であることが望ましいような硼化物として添加が行われる場合を除いて、元素Ｘとしてそれぞれの望ましい範囲は０．Ｏ１〜０．２％であって、最も望ましく１範囲は、Ｃｒ　０．０２〜０．１０％　Ｚ　ｒ　Ｏ，０５〜０．１０％Ｍｏ　Ｏ’、０２〜０．１Ｑ％　Ｖ　Ｏ，０５〜０．１５％Ｎｂ　０．０２〜０．１５％　Ａ１０．０１　〜０．１５％Ｔａ　Ｏ，０２〜０．１０％　である。

元素ＸおよびまたＴｉのこれらの代替物は２つまたはそれ以上の組合せで使用可能であり、それぞれが一般に実質的に同じ重量％を基礎にして他のものに交換されることができる。最も望ましいのは、元素Ｘがそれぞれ炭化物、硼化物、窒化物、アルミ化物、燐化物またはこれらの混合物を含むこれらの粒子を形成するような形態で添加されることである。しかし、上述で特定された重量％は、単体形態の元素Ｘとして計算されたものである。

元素ＺはＣａ、Ｃｏ５Ｃｒ、Ｃｓ、Ｆｅ、ＫＳＬｉ、Ｍｎ５ＮａＳＳａ、Ｒｂ、Ｓｒ、Ｙ、Ｃｅおよびその他の希土類金属の少なくとも１つを含むことができる。

Ｓｒが単独で使用される場合には、これが０．１１〜０．４％のような０．１０％を超える水準で存在することが必要である。最も望ましいのは、Ｓｒが０．２５％〜０．３５％のような０．１８％〜０．４％で存在することである。０．１０％未満では、Ｓｒは共晶Ｓｉの改良以外の利点を得ることができないが、０．４％Ｓｒを超えると、さらに他の利点を得ることができず、過剰の金属間粒子を生じるのである。一般に、元素ＺとしてのＣｓ、に、ＬｉおよびＲｂは実質的な添加レベルを必要とするのである。元素Ｚの他の代替物の下限および上限は選ばれる特定の元素によって若干変化する。しかし、有利な作用を得るための下限および上限は、Ｃａ０．９　％〜２．０　％　Ｎａ　Ｏ，１％〜０．４　％Ｃｏ　０．５　％〜３．Ｏ％　Ｓｂ　０．５　％〜２．ｏ　％ＣｒＯ，５％〜１．０　％　Ｙ　０．５　％〜３．０　％Ｆｅ　１．５　％〜２．０　％　Ｃｅ　Ｏ，５％〜３．０　％Ｍｎ　１．０％〜２．０％　その他０．５％〜３．０％である。

存利な作用はこれらの上限以上では得られない。これらの元素の望ましい範囲は、ＣａＯ，９％〜１．２％　Ｎａ　Ｏ，２％〜０．４％Ｃｏ　０．５％〜２．５％　Ｓｂ　Ｏ，５％〜１．５％Ｃｒ　Ｏ，５％〜０．８％　Ｙ　０．５％〜２．５％Ｆｅ　１．５％〜１．７５％　ＣｅＯ，５％〜２．５％Ｍｎ　１．０％〜１．２５％　その他０．５％〜２．５％である。

先に、Ｃａについて０．０３％の上限が示されているか、このことはＣａが元素Ａとして存在する場合に当嵌まる。この限界は高いレベルのＣａが溶湯の流動性に対して存し得る悪影響を回避するためである。しかし、上述のように、Ｃａは０．９〜２．０％、望ましくは０．９〜１．２％で元素Ｚとして存在することができ、このことは上述の悪影響が、段階３において初晶ＳｉがＡｌ−３ｉ−Ｚ相の粒子上に形成されるようにして、段階２にてＡｌ−３ｉ−Ｚ相（典型的にはＡｌｚＳｉ□Ｃ）の金属間粒子を形成するＣａによって相殺されるために、可能であることか見出されている。

本発明をさらに詳しく示すために、添付図面が参照されるか、これらの図面の内第１図および第２図は作用Ｉの段階ｌおよび２における本発明方法の概略的な説明図であり、第３図は作用工の段階２を示すマイクロ組織を示す図面であり、第４図は作用Ｉの段階３における方法の概略的な説明図であり、第５図は作用工の段階４における方法の概略的な説明図であり、第６図はこの方法の作用■の段階３および４を示すマイクロ組織を示す図面であり、第７図は作用工の段階４の後の方法における凝固の概略的な説明図であり、第８図は本発明による代替的な合金にて製造された鋳造物の組織を示すさらに他のマイクロ組織図である。

第１図に示されるように、元素Ｘの安定した核形成粒子が約７００〜７５０℃の高温で溶湯内に存在する。典型的には約１μｍの寸法のこれらの粒子は炭化物、硼化物、窒化物、アルミ化物、燐化物またはこれらの組合せを含んでいて、少なくとも１つの元素Ｘのこれらの化合物は溶解されたＡＩに対する低い溶解度を有する。第１図は溶湯内に洗体を形成する典型的なＴ　ｉ　Ｂ　２の粒子を示している。

段階２は約６００°Ｃまで溶湯を冷却することによって生じるのである。この段階の間、相Ａｌ−３ｉ−Ｚ’か第２図に示されるように元素Ｘを含む核形成粒子上に核形成を行うのである。

ＸかＴ１でＺがＳｒであるような本発明によって製造された鋳造物から撮られた第３図のマイクロ組織写真（２３００倍）はＴｉＢｚであると考えられるＴｉに富む粒子の洗体上に密集されたＡ１２５ｉ２Ｓｒ相を示している。同様なＡｌ− ５ｉ−Ｚ’相の核形成がここで特定されたような他の元素Ｚによっても生じるが、その場合ＸはＴｉであるか、またはその他ここで詳細に示されるようなものである。

第４図は、溶湯か段階３で６００″Ｃから約５６０℃の共晶凝固温度までさらに冷却される時の、第２図の複合粒子のＡｌ−３ｉ−Ｚ’上の初晶Ｓｉの形成を示している。初晶Ｓｉは通常Ａｌ−５ｉ−Ｚ’相上の多くの場所に形成され、複合粒子を作るが、一方溶湯内の最初の豊富な核形成粒子はＳｉに対する大なる集合速度を与え、初晶Ｓｉ対Ａ　Ｉ　−３ｉ−Ｚ’の容積比を最少になす。

第５図は段階４における共晶凝固温度以下に冷却することによって段階３にて作られる複合粒子上のＡｌ−３ｉ共晶の異質な核形成を示している。

第３図に示された最終鋳造物から撮られた第６図のマイクロ組織写真（１００倍）は段階３および４における処理の作用を示している。明らかなように、初晶ＳｉかＡｌ−５ｉ−Ｚ’相（この場合Ａ１２　Ｓ　ｉｔ　Ｓｒ）上に形成され、その後で複合初晶ＳｉプラスＡｌ−３ｉ−Ｚ粒子上の共晶の異質的な核形成が生じる。

段階４の後て溶湯の温度かさらに低下すると、第７図に示されるように多数の共晶セルか段階５て形成される。

最終的なセルの寸法は段階ｌにて存在する多数の核形成粒子に関係するような集合される多数の共晶セルによって制御される。共晶セルの数が多い程、成長に対する物理的な拘束が大きくなる。

第８図は本発明による合金鋳造物のマイクロ組織を示すマイクロ組織写真（２００倍）である。この合金は、Ｓｒ含有量が０．１％よりも少なく、合金が０．５％Ｃｒを含んでいることを除いて第３図および第６図に示された鋳造物に対して使用される通りのものである。このマイクロ組織写真はＣｒａ　Ｓｉｔ　ＡＩｔ □であると考えられる、共晶が複合粒子から放出されるような、Ｃｒ基のＡｌ− ３ｉ−Ｚ’金属間面相含む初晶Ｓｉ粒子を示している。

””　’？４Ｉｒ　ＡＬｎ下ｉＢ、のｔ３４Ｆ旧２程１ＩＧ　５ｌ６６Ｆ旧８補正書の翻訳文提出書　（非娼１８４６７７）８　）平成４年２月１０日囚

Claims

【特許請求の範囲】１．１２％〜１５％Ｓｉを有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の鋳造物を製造する方法において、（ａ）前記合金を形成するのに適当な溶湯を用意し、（ｂ）前記溶湯をモールド内に鋳造して前記合金の鋳造物を形成することを含み、前記溶湯が、１２％〜１５％Ｓｉに加えて、それぞれ予め定められた水準を超える少なくとも１つの元素Ｘおよび少なくとも１つの元素Ｚを有する組成を有し、前記溶湯がさらに以下の元素Ａ、すなわち、Ｃｕ１．５〜５．５％Ｎｉ１．０〜３．０％Ｍｇ０．１〜１．０％Ｆｅ０．１〜１．０％Ｍｎ０．１〜０．８％Ｚｒ０．０１〜０．１％Ｚｎ０〜３．０％Ｓｎ０〜０．２Ｐｂ０〜０．２％Ｃｒ０〜０．１％Ｓｉ改良剤（Ｎａ，Ｓｒ）０．００１〜０．１％Ｂ（単体）最大０．０５％Ｃａ最大０．０３％Ｐ最大０．０５％その他各最大０．０５％不可避不純物以外の残部がＡｌであり。ここで元素Ｘが溶湯内に安定した核形成粒子を形成する元素の群から選ばれた少なくとも１つであって、また元素Ｚが金属間相を形成してこの相の結晶が初晶Ｓｉを前もって形成してこれの集合を行わせ、共晶凝固温度以下に溶湯を冷却することによりＡｌ−Ｓｉ共晶の核形成を促進させる複合粒子を形成する元素の群から選択された少なくとも１つであり、それぞれの予め定められた水準を超えるそれぞれの元素ＸおよびＺの水準は、溶湯凝固の後でその鋳造物が、存在する何れの初晶Ｓｉも実質的に均一に拡散され、また主として共晶マトリックスを含むようなマイクロ組織を有するような水準であり、前記元素Ｚが専らＳｒである場合に前記元素Ｘが専らＴｉだけではないようになされている方法。２．前記元素Ｘは、前記安定した核形成粒子が前記金属間相の凝固温度を超過する融解点を有するように選ばれている請求の範囲第１項に記載の方法。３．前記元素Ｚは、前記金属間相の少なくとも一部分が集合されて、前記選択された元素Ｘに基づく化合物の粒子によって前記結晶を形成するように選ばれている請求の範囲第１項または第２項に記載の方法。４．前記元素Ｘが前記金属間相の形成温度を少なくとも２０℃超過し、望ましくは７００℃を超えるような、実質的に約６５０℃を超える融解点を有する核形成粒子を形成するようになされている請求の範囲第１項から第３項までの何れか１項に記載の方法。５．前記元素ＸがＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、ＶおよびＡｌを含む群から選ばれている請求の範囲第１項から第４項までの何れか１項に記載の方法。６．前記元素Ｚは、Ｚ′が少なくとも１つの元素Ｚである場合に前記金属間相がＡｌ−Ｓｉ−Ｚ′またはＡ１−Ｚ′の形態になされている請求の範囲第１項から第５項までの何れか１項に記載の方法。７．前記元素ＺがＣａ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｓ、Ｆｅ、Ｋ、Ｌｉ、Ｍｎ、Ｎａ、Ｒｂ、Ｓｂ、Ｓｒ、Ｙ、Ｃｅ、ランタニド系元素、アクチニド系元素およびこれらの混合物から選ばれている請求の範囲第１項から第６項までの何れか１項に記載の方法。８．前記元素Ｘが母合金組成におけるように添加されて、硼化アルミニウムが除外されている場合に、炭化物、硼化物、窒化物、アルミ化物、燐化物およびこれらの混合物から選ばれた化合物の安定した核形成粒子を生じるようになされている請求の範囲第１項から第７項までの何れか１項に記載の方法。９．前記少なくとも１つの元素Ｘは、これがＡｌ−Ｔｉ−Ｂ母合金として添加されたＴｉである場合に、その上限が望ましくは０．１重量％を超えないことを除き、０．００５重量％、望ましくは０．０１〜０．２５重量％を超える水準で存在するようになされている請求の範囲第１項から第８項までの何れか１項に記載の方法。１０．前記元素Ｘが０．０１〜０．０６％、望ましくは０．０３〜０．０５％のような０．０２〜０．０６％水準で存在するＴｉであるか、またはこれを含んでいる請求の範囲第９項に記載の方法。１１．前記元素Ｘがそれぞれ０．００５〜０．２５％、望ましくは０．０１〜０．２％のような０．００５〜０．２％の選ばれた水準でＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｚｒ、ＶおよびＡｌの少なくとも１つであるか、またはこれを含んでいる請求の範囲第９項または第１０項に記載の方法。１２．前記それぞれ選ばれた水準が、Ｃｕ０．０２〜０．１０ぇＭｏ０．０２〜０．１０Ｎｂ０．０２〜０．１０％ＴＡ０．０２〜０．１０％Ｚｒ０．０５〜０．１０％Ｖ０．０５〜０．１５％Ａｌ０．０５〜０．１５％である請求の範囲第１１項に記載の方法。１３．前記少なくとも１つの元素Ｚがそれぞれ次の範囲、すなわち、Ｃａ０．９〜２，０重量％Ｃｏ０．５〜３．０重量％Ｃｒ０．５〜１．０重量％Ｃｓ０．１〜０．４重量％Ｆｅ１．５〜２．０重量％Ｋ０．１〜０．４重量％Ｌｉ０．１〜０．４重量％Ｍｎ１．０〜２．０重量％Ｎａ０．１〜０．４重重％Ｒｂ０．１〜０．４重量％Ｓｂ０．５〜２．０重量％Ｓｒ０．１１〜０．４重量％Ｙ０．５〜３．０重量％Ｃｅ０．５〜３．０重量％その他０．５〜３．０重量％で存在するようになされている請求の範囲第１項から第９項までの何れか１項に記載の方法。１４．前記少なくとも１つの元素Ｚがそれぞれ次の範囲、すなわち、Ｃａ０．９〜１．２重量％Ｃｏ０．５〜２．５重量％Ｃｒ０．５〜０．８重量％Ｃｓ０．２〜０．４重量％Ｆｅ１．５〜１．７５重量％Ｋ０．２〜０．４重量％Ｌｉ０．２〜０．４重量％Ｍｎ１．０〜１．２５重量％Ｎａ０．２〜０．４重量％Ｒｂ０．２〜０．４重量％Ｓｂ０．５〜１．５重量％Ｓｒ０．１８〜０．４重量％Ｙ０．５〜２．５重量％Ｃｅ０．５〜２．５重量％その他０．５〜２．５重量％で存在するようになされている請求の範囲第１３項に記載の方法。１５．１２％〜１５％Ｓｉ、および元素Ａ、ＸおよびＺを有し、不可避不純物以外の残部がＡｌである鋳造された過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金であって、前記合金がそれぞれ予め定められた水準を超える元素ＸおよびＺを有し、この合金が、存在する初晶Ｓｉが実質的に均一に拡散されたマイクロ組織を有し、このマイクロ組織が主として過共晶マトリックスを含むようになされており、前記元素Ａが、Ｃｕ１．５〜５．５％Ｎｉ１．０〜３．０％Ｍｇ０．１〜１．０％Ｆｅ０．１〜１．０％Ｍｎ０．１〜０．８％Ｚｒ０．０ｌ〜０．１％Ｚｎ０〜３．０％Ｓｎ０〜０．２％Ｐｂ０〜０．２％Ｃｒ０〜０．１％Ｓｉ改良剤（Ｎａ，Ｓｒ）０．００１〜０．１％Ｂ（単体）最大０．０５％Ｃａ最大０．０３％Ｐ最大０．０５％その他各最大０．０５％を含み、前記元素Ｘがこの鋳造された合金の溶湯内に安定した核形成粒子を形成する群から選ばれた少なくとも１つであって、前記元素Ｚが金属間相として前記合金内に存在する少なくとも１つを含んでおり、前記元素Ｚが専らＳｒである場合に、前記元素Ｘが専らＴｉだけではないようになされている鋳造された過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金。１６．前記元素ＸがＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、ＶおよびＡｌを含む群から選ばれている請求の範囲第１５項に記載の合金。１７．前記元素Ｚは、Ｚ′が少なくとも１つの元素Ｚである場合に前記金属間相がＡｌ−Ｓｉ−Ｚ′またはＡｌ−Ｚ′の形態になされている請求の範囲第１５項または第１６項に記載の合金。１８．前記元素ＺがＣａ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｓ、Ｆｅ、Ｋ、Ｌｉ、Ｍｎ、Ｎａ、Ｒｂ、Ｓｂ、Ｓｒ、Ｙ、Ｃｅ、ランタニド系元素、アクチニド系元素およびこれらの混合物から選ばれている請求の範囲第１５項から第１７項までの何れか１項に記載の合金。１９．前記少なくとも１つの元素Ｘは、これの上限が望ましくは０．１重量％を超過しないでＡｌ−Ｔｉ−Ｂ母合金として添加されるＴｉであることを除いて０．００５重量％、望ましくは０．０ｌ〜０．２０重量％を超える水準で存在するようになされている請求の範囲第１５項から第１８項までの何れか１項に記載の合金。２０．前記元素Ｘが０．０１〜０．０６％、望ましくは０．０３〜０．０５％のような０．０２〜０．０６％の水準で存在するＴｉであるか、またはこれを含んでいる請求の範囲第１９項に記載の合金。２１．前記元素Ｘがそれぞれ０．００５〜０．２５％、望ましくは０．０１〜０．２％のような０．００５〜０．２％のそれぞれ選ばれた水準でＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｚｒ、ＶおよびＡｌの少なくとも１つであるか、またはこれを含んでいる請求の範囲第１９項または第２０項に記載の合金。２２．前記それぞれ選ばれた水準が、Ｃｕ０．０２〜０．１０％Ｚｒ０．０５〜０．１０％Ｍｏ０．０２〜０．１０％Ｖ０．０５〜０．１５％Ｎｂ０．０２〜０．１０％Ａｌ０．０１〜０．１５％Ｔａ０．０２〜０．１０９６である請求の範囲第２１項に記載の合金。２３．前記少なくとも１つの元素Ｚがそれぞれ次の範囲、すなわち、Ｃａ０．９〜２．０重量％Ｃｏ０．５〜３．０重量％Ｃｒ０．５〜１．０重量％Ｃｓ０．１〜０．４重量％Ｆｅ１．５〜２．０重量％Ｋ０．１〜０．４重量％Ｌｉ０．１〜０．４重量％Ｎａ０．１〜０．４重量％Ｒｂ０．１〜０．４重量％Ｓｂ０．５〜２．０重量％Ｓｒ０．１１〜０．４重量％Ｙ０．５〜３．０重量％Ｃｅ０．５〜３．０重量％その他０．５〜３．０重量％Ｍｎ１．０〜２．０重量％で存在するようになされている請求の範囲第１５項から第２２項までの何れか１項に記載の合金。２４．前記それぞれの範囲が、Ｃａ０．９〜１．２重量％Ｃｏ０．５〜２．５重量％Ｃｒ０．５〜０．８重量％Ｃｓ０．２〜０．４重量％Ｆｅ１．５〜１．７５重量％Ｋ０．２〜０．４重量％Ｌｉ０．２〜．０．４重量％Ｍｎ１．０〜１．２５重量％Ｎａ０．２〜０．４重量％Ｒｂ０．２〜０．４重量％Ｓｂ０．５〜１．５重量％Ｓｒ０．１８〜０．４重量％Ｙ０．５〜２．５重量％Ｃｅ０．５〜２．５重量％その他０．５〜２．５重量％になされている請求の範囲第２３項に記載の方法。