JPWO2017135463A1 - 鋳造用アルミニウム合金、アルミニウム合金部材、及びアルミニウム合金部材の製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明の一実施形態は、Ｓｉ：４．５質量％〜１０．０質量％と、Ｍｇ：０質量％〜０．２質量％と、Ｆｅ：０質量％〜２．５質量％と、Ｃｕ：０質量％〜５．０質量％と、残部アルミニウム及び不可避不純物とからなるＡｌ−Ｓｉ系合金からなり、合金の母相に第２相が存在し、前記第２相の面積率が１０％以上である、鋳造用アルミニウム合金、アルミニウム合金部材、及びアルミニウム合金部材の製造方法である。

Description

本開示は、鋳造用アルミニウム合金、アルミニウム合金部材、及びアルミニウム合金部材の製造方法に関する。

近年注目されているハイブリッド車及び電気自動車、航空機などの輸送用装置、発光ダイオード（Light Emitting Diode；ＬＥＤ）を利用した照明、パーソナルコンピュータ等の電力を必要とする電子機器等では、高出力化及び小型化が進められており、高出力化及び小型化に伴って発熱量も上昇する傾向にある。ところが、発熱は、出力の低下等を引き起こす一因となっており、熱を効率的に逃がすための放熱技術の確立が求められている。

放熱技術の一つとして、ヒートシンク等の放熱板が広く知られており、ヒートシンク等の放熱性能の向上が期待されている。例えばＬＥＤ照明の場合、急速な輝度の改善が図られており、輝度の向上とともに発熱量も著しく増加する傾向がある。

通常、ヒートシンクを構成する放熱材としては、銅又はアルミニウム等の金属材料が一般に用いられている。一方、ヒートシンクの形状は、放熱効率を高める観点から、フィン部の複雑化、緻密化が図られるに至っており、複雑で緻密な形状を容易に成形可能な成形性を有していることも放熱材に求められる性質の一つである。

複雑な形状又は緻密な形状を成形する方法としては、精細に再現しやすい点で鋳造法が好適であり、鋳造法の中でも、金属の鋳型（金型）に溶融した金属を高圧下で高速に注入して鋳物を製造する製造法であるダイカスト法が適している。

ダイカスト法を利用した技術の例として、例えば、ケイ素（Ｓｉ）、マグネシウム（Ｍｇ）、鉄（Ｆｅ）、ホウ素（Ｂ）が含有され、残部がアルミニウム（Ａｌ）及び不可避不純物であるアルミニウム合金材をダイカスト法によって鋳造した後、時効熱処理することで、強度及び熱伝導性の良好なヒートシンク用アルミニウム合金を得る技術が開示されている（例えば、特開２００６−６３４２０号公報、特開２００２−２２６９３２号公報参照）。

一方、ダイカスト法は、原理的に空気や酸化物の巻き込み又は微小欠陥が多くなりやすく、熱伝導率を低下させる一因を有している。

また、合金には、例えば、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金、Ａｌ−Ｓｉ系合金等の種々の合金があるが、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、一般に熱間圧延、冷間圧延等を施して合金板を製造する圧延材料として用いられる。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を用いた技術として、例えば、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｃｕ等の元素と残部Ａｌ及び不可避不純物からなる合金鋳塊に熱間圧延と冷間圧延を施し、熱間圧延と冷間圧延との間に熱処理することが開示されている（例えば、特開２００３−３２１７５５号公報参照）。このほか、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を用いた場合の圧延加工性を高める技術は種々提案されている（例えば、特開２０００−２２６６２８号公報、特開２００４−２１７９４５号公報、特開２００５−８９２６号公報参照）。
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、その性質上、鋳造用の合金としては流動性が不足し、鋳型の隅々まで行き渡らないことから鋳造用途には不向きとされている。

しかしながら、特開２００６−６３４２０号公報又は特開２００２−２２６９３２号公報で行われる時効熱処理は、１８０℃〜２５０℃付近の温度で行われるため、合金の強度こそ良化傾向を示すものの、近年求められる、１５０Ｗ／ｍＫ以上を超えるような高い熱伝導率を得ることはできない。しかも、ダイカスト法によるため、熱伝導率の点ではより不利となる。

また、特開２００３−３２１７５５号公報に記載の技術は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を用いた圧延材料において、熱処理によってＭｇ、ＳｉをＭｇ_２Ｓｉとして均一に析出させることで加工歪みを減少させることを目的とするものであり、母相とは別の第２相は形成されない。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、鋳造用途に用いられないのが通例であり、したがって特開２００３−３２１７５５号公報は鋳造用材料として鋳造適性を保持しつつも熱伝導性を向上させる技術とは異なる。

本開示は、上記に鑑みなされたものである。
本開示の一実施形態が解決しようとする課題は、良好な鋳造適性を備えつつ、熱伝導率に優れた鋳造用アルミニウム合金、アルミニウム合金部材、及びアルミニウム合金部材の製造方法を提供することにある。

前記課題を解決するための具体的手段には、以下の態様が含まれる。
＜１＞ Ｓｉ：４．５質量％〜１０．０質量％と、Ｍｇ：０質量％〜０．２質量％と、Ｆｅ：０質量％〜２．５質量％と、Ｃｕ：０質量％〜５．０質量％と、残部アルミニウム及び不可避不純物とからなるＡｌ−Ｓｉ系合金からなり、合金の母相に第２相が存在し、前記第２相の面積率が１０％以上である、鋳造用アルミニウム合金である。
＜２＞ 前記第２相が、Ｓｉ粒子及びＦｅ系晶出物の少なくとも一方を含む相である前記＜１＞に記載の鋳造用アルミニウム合金である。
＜３＞ Ｆｅの含有量が、１．０質量％〜２．５質量％である前記＜１＞又は前記＜２＞に記載の鋳造用アルミニウム合金である。
＜４＞ 熱伝導率が、１７０Ｗ／ｍＫ以上である前記＜１＞〜前記＜３＞のいずれか１つに記載の鋳造用アルミニウム合金である。

＜５＞ 前記＜１＞〜前記＜４＞のいずれか１つに記載の鋳造用アルミニウム合金を含むアルミニウム合金部材である。
＜６＞ ヒートシンクである前記＜５＞に記載のアルミニウム合金部材である。
＜７＞ 前記＜１＞〜前記＜４＞のいずれか１つに記載の鋳造用アルミニウム合金を用いて鋳造する鋳造工程と、
鋳造された鋳物を３００℃以上６００℃未満の温度領域で加熱する加熱工程と、
を有するアルミニウム合金部材の製造方法である。

本開示の一実施形態によれば、良好な鋳造適性を具えつつ、熱伝導率に優れた鋳造用アルミニウム合金、アルミニウム合金部材、及びアルミニウム合金部材の製造方法が提供される。

ヒートシンクの構造例を示す斜視図である。 鋳造された鋳物をスライスして得た円盤状の試料の外観写真である。 スライスした鋳物から試料片を採取する場合の採取方法を模式的に示す模式図である。 温度を変えて供試材１（Ａｌ−５％Ｓｉ合金）を加熱処理した場合の熱伝導率の変化を示すグラフである。 温度を変えて供試材２（Ａｌ−８％Ｓｉ合金）を加熱処理した場合の熱伝導率の変化を示すグラフである。 供試材１及び供試材２を３５０℃で加熱処理した際の熱伝導率の変化を対比して示すグラフである。 図７Ａは、加熱処理前の供試材１の評価用試験片の表面の金属組織を示す。 図７Ｂは、図７Ａの２値画像である。 図８Ａは、２５０℃で加熱処理した供試材１の評価用合金材の表面の金属組織を示す。 図８Ｂは、図８Ａの２値画像である。 図９Ａは、３００℃で加熱処理した供試材１の評価用合金材の表面の金属組織を示す。 図９Ｂは、図９Ａの２値画像である。 図１０Ａは、３５０℃で加熱処理した供試材１の評価用合金材の表面の金属組織を示す。 図１０Ｂは、図１０Ａの２値画像である。 図１１Ａは、５００℃で加熱処理した供試材１の評価用試験片の表面の金属組織を示す。 図１１Ｂは、図１１Ａの２値画像である。 図１２Ａは、加熱処理前の供試材２の評価用試験片の表面の金属組織を示す。 図１２Ｂは、図１２Ａの２値画像である。 図１３Ａは、２５０℃で加熱処理した供試材２の評価用試験片の表面の金属組織を示す。 図１３Ｂは、図１３Ａの２値画像である。 図１４Ａは、３００℃で加熱処理した供試材２の評価用試験片の表面の金属組織を示す。 図１４Ｂは、図１４Ａの２値画像である。 図１５Ａは、３５０℃で加熱処理した供試材２の評価用試験片の表面の金属組織を示す。 図１５Ｂは、図１５Ａの２値画像である。 図１６Ａは、５００℃で加熱処理した供試材２の評価用試験片の表面の金属組織を示す。 図１６Ｂは、図１６Ａの２値画像である。

以下、本開示の鋳造用アルミニウム合金、並びに、鋳造用アルミニウム合金を用いたアルミニウム合金部材及びアルミニウム合金部材の製造方法について、詳細に説明する。

本明細書において、「〜」を用いて示された数値範囲は、「〜」の前後に記載される数値をそれぞれ最小値及び最大値として含む範囲を意味する。

本明細書において、「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であっても、その工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。

＜鋳造用アルミニウム合金＞
本開示の鋳造用アルミニウム合金は、ケイ素（Ｓｉ）４．５質量％〜１０．０質量％と、マグネシウム（Ｍｇ）０質量％〜０．２質量％と、鉄（Ｆｅ）０質量％〜２．５質量％と、銅（Ｃｕ）０質量％〜０．３質量％と、残部アルミニウム（Ａｌ）及び不可避不純物と、からなるＡｌ−Ｓｉ系合金からなり、合金の母相に第２相が存在し、第２相の面積率が１０％以上である。

アルミニウム（Ａｌ）は、一般に熱伝導性に優れる一方、軽量かつ成形性が良好な材料であることが知られているものの、純アルミニウムは湯流れ性（溶融時の流動性）が極めて悪く、鋳造性が低いことが知られている。そこで、鋳造適性を付与する観点からＳｉ等の他の元素を加えて合金化することが行われる。合金化は、強度、熱伝導性等の物性を調整する上でも有効である。しかし、Ａｌに他の元素が混在すると、他元素の存在により熱伝導性が著しく損なわれる傾向にある。
このような状況の下、本開示の鋳造用アルミニウム合金は、Ａｌ及びＳｉを主成分とし、かつ、Ｍｇ含有量の少ない（０質量％〜０．２質量％）Ａｌ−Ｓｉ系合金において、合金の母相に他の相（母相とは異なる第２相）が所定の面積率で存在して複相組織をなしていることで、良好な鋳造性を保持しつつ、優れた熱伝導性が発現される。
複相組織をなしていることは、母相中の固溶元素の存在量（固溶量）が減っているためと捉えられ、固溶元素が凝集して母相に存在する第２相が大きくなるほど、母相中に散在している固溶元素による熱伝導阻害が回避されることになり、熱伝導率を高く保持することができる。

第２相は、母相中に固溶していたＡｌ以外の他の元素（特にＳｉ、Ｆｅ）が局所的に集まって形成された、母相と異なる金属相であり、第２相が母相とともに存在することで複相組織が形成されている。この点で、母相中に析出物が存在する状態とは異なる。

第２相は、Ｓｉが析出し集合して形成されたＳｉ粒子、ＦｅもしくはＦｅ化合物が晶出し集合して形成されたＦｅ系晶出物、又は、前記Ｓｉ粒子及び前記Ｆｅ系晶出物を含む相であることが好ましく、前記Ｓｉ粒子及び前記Ｆｅ系晶出物を含む相であることがより好ましい。

鋳造用アルミニウム合金が、母相と母相とは異なる第２相とを含む複相組織を有していることは、光学顕微鏡像を観察することにより把握することができる。

本開示の鋳造用アルミニウム合金は、母相に第２相が存在し、合金の面積全体に占める第２相の面積率が１０％以上となっている。第２相の面積率が１０％以上であることで、Ｓｉを含むＡｌ−Ｓｉ合金は、良好な鋳造適性を保持しながらも、熱伝導率に優れている。
第２相の面積率としては、上記と同様の理由から１５％以上が好ましい。また、第２相の面積率は、強度が低下し、かつ、延性が損なわれて成形性が低下しやすくなる観点から、３０％以下であることが好ましい。

第２相の面積率は、光学顕微鏡で観察された像を、画像処理ソフトウェア（ＩｍａｇｅＪ）を用いて２値化し、第２相に相当する部分（例えば２値を白黒で表す場合、第２相に相当する（母相に相当しない）部分（例えば黒色で着色された部分））の面積を計測し、計測値の観察面の全面積に対する比率（％；面積率）を算出することで求められる。

第２相の形成は、後述するように、鋳造後に所定の加熱処理を行うことにより調整することができる。第２相の形成性は、加熱温度及び加熱時間に依存し、加熱時の温度及び時間を調整することにより制御することが可能である。
具体的には、特に加熱温度を調整することが好ましく、更には、加熱温度を３００℃以上６００℃未満の範囲に調節することが第２相の形成に好適である。加熱温度としては、部材形状を維持しつつ、熱伝導率を１７０Ｗ／ｍＫ以上に高める観点から、３００℃以上５５０℃以下がより好ましく、３００℃以上４００℃以下がさらに好ましい。

次に、本開示の鋳造用アルミニウム合金を形成する元素について述べる。
本開示の鋳造用アルミニウム合金は、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｃｕ、残部Ａｌ、及び不可避不純物からなり、Ｓｉ含有量が４．５質量％〜１０．０質量％であり、Ｍｇ含有量が０質量％〜０．２質量％であり、Ｆｅ含有量が０質量％〜２．５質量％であり、Ｃｕ含有量が０質量％〜０．３質量％である。

（Ｓｉ）
Ｓｉは、合金の湯流れ性（金型に対する溶湯の流動性）を良好にする点で好適である。
Ｓｉ含有量は、鋳造用アルミニウム合金（Ａｌ−Ｓｉ系合金）の全質量に対して、４．５質量％〜１０．０質量％である。
Ｓｉ含有量が４．５質量％以上であると、良好な鋳造適性が得られ、ダイカスト法による鋳造性にも適する。Ｓｉ含有量は、５．０質量％以上が好ましい。また、Ｓｉ含有量が１０．０質量％以下であると、熱伝導率が損なわれず、熱伝導性の高い合金が得られる。Ｓｉ含有量は、８．５質量％以下が好ましい。

（Ｍｇ）
Ｍｇは、必ずしも含有されている必要はなく、必要に応じて、微量のＭｇを含有した組成とされてもよい。
Ｍｇ含有量は、鋳造用アルミニウム合金（Ａｌ−Ｓｉ系合金）の全質量に対して、０質量％〜０．２質量％である。
Ｍｇは、０質量％を超えて含有されてもよい。Ｍｇ含有量が０（ゼロ）を超えている場合、合金成形体の強度を向上させることができる。また、Ｍｇ含有量が０．２質量％以下であると、鋳造適性に優れている。Ｍｇ含有量は、０．１質量％以下が好ましい。Ｍｇ含有量が上記の範囲にある点で、本開示の鋳造用アルミニウム合金は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金とは区別される。

（Ｆｅ）
Ｆｅは、必ずしも含有されている必要はなく、必要に応じて、微量のＦｅを含有した組成とされてもよい。
Ｆｅ含有量は、鋳造用アルミニウム合金（Ａｌ−Ｓｉ系合金）の全質量に対して、０質量％〜２．５質量％である。
Ｆｅは、０質量％を超えて含有されてもよい。Ｆｅ含有量が０（ゼロ）を超えている場合、Ｆｅに起因する熱伝導性の低下を招きやすい。そのため、Ｆｅを含有する合金組成の場合において、本発明の一実施形態による効果がより効果的に奏されることになる。かかる観点から、Ｆｅ含有量は、１．０質量％以上が好ましい。また、Ｆｅ含有量が２．５質量％以下であることで、熱伝導率の低下が小さく抑えられる。Ｆｅ含有量は、２．０質量％以下が好ましく、１．８質量％以下がより好ましい。

（Ｃｕ）
Ｃｕは、必ずしも含有されている必要はなく、必要に応じて、微量のＣｕを含有した組成とされてもよい。
Ｃｕ含有量は、鋳造用アルミニウム合金（Ａｌ−Ｓｉ系合金）の全質量に対して、０質量％〜５．０質量％である。
Ｃｕは、０質量％を超えて含有されてもよい。Ｃｕ含有量が０（ゼロ）を超えている場合、強度を良好にする点で好適である。また、Ｃｕ含有量が５．０質量％以下であることで、延性の低下及び疲労強度の低下が避けられる。Ｃｕ含有量は、３．５質量％以下が好ましく、１．０質量％以下がより好ましく、０．５質量％以下がさらに好ましい。

（Ａｌ）
鋳造用アルミニウム合金（Ａｌ−Ｓｉ系合金）は、Ａｌを主成分として他Ｓｉを含有するＡｌ−Ｓｉ系のアルミニウム合金である。
主成分としてのＡｌ含有量は、鋳造用アルミニウム合金（Ａｌ−Ｓｉ系合金）の全質量に対して、８５．０質量％〜９５．０質量％が好ましく、９０．０質量％〜９２．０質量％がより好ましい。

（不可避不純物）
鋳造用アルミニウム合金（Ａｌ−Ｓｉ系合金）は、鋳造性を損なわない範囲で、上記した元素以外の成分を不可避不純物として含有していてもよい。
不可避不純物としては、例えば、亜鉛（Ｚｎ）、ニッケル（Ｎｉ）、コバルト（Ｃｏ）、マンガン（Ｍｎ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、クロム（Ｃｒ）、チタン（Ｔｉ）、錫（Ｓｎ）、インジウム（Ｉｎ）、カルシウム（Ｃａ）、ストロンチウム（Ｓｒ）、ナトリウム（Ｎａ）等が挙げられる。上記の不可避不純物は、過剰に添加された場合に熱伝導性の低下を来たすおそれがある観点から、Ｎｉ及びＣｏの含有量は鋳造用アルミニウム合金（Ａｌ−Ｓｉ系合金）の全質量に対して０．６０質量％以下が好ましく、Ｎｉ及びＣｏ以外の元素の含有量は鋳造用アルミニウム合金（Ａｌ−Ｓｉ系合金）の全質量に対して０．２０質量％以下が好ましい。

〜熱伝導率〜
本開示の鋳造用アルミニウム合金（Ａｌ−Ｓｉ系合金）の熱伝導率としては、近年のヒートシンク等に要求される放電性能を向上させる観点から、１７０Ｗ／ｍＫ以上であることが好ましく、１８０Ｗ／ｍＫ以上であることがより好ましい。熱伝導率は、高いほど好ましく、熱伝導率の上限に制限はない。

熱伝導率は、渦電流導電率計（ＤＣ−１１Ｍ、Ｚａｐｐｉｔｅｃ社）を用い、２５℃の室温に管理された室内で測定周波数６０ＫＨｚにて電気伝導率（％ＩＡＣＳ）を５点測定し、電気伝導率（Ｓ／ｍ）に単位変換して得られた値の平均値を、ヴィーデマン＝フランツ則を用いて熱伝導率に換算して求められる値である。

Ａｌ−Ｓｉ系合金である本開示の鋳造用アルミニウム合金は、ダイカスト用ＪＩＳ合金（例えばＪＩＳ ＡＤＣ１、ＡＤＣ１２）よりも高い熱伝導性を示し、かつ、良好な強度及び鋳造性を有するものである。そのため、良好な放熱特性、強度、及び鋳造性を具えた材料（例えば、ヒートシンク等のアルミニウム合金部材の作製材料）として利用することができる。

＜アルミニウム合金部材＞
本開示のアルミニウム合金部材は、既述の鋳造用アルミニウム合金を含むものである。
アルミニウム合金部材に既述の鋳造用アルミニウム合金が含まれるので、鋳造（ダイカスト法による鋳造を含む）しやすく、複雑な形状又は緻密な形状を有する成形体の成形を、精細かつ再現性良く行うことができる。
したがって、例えば、図１に示すような多数枚の羽根が配列されたヒートシンクなどの鋳造を好適に行うことができる。

また、本開示のアルミニウム合金部材は、既述の鋳造用アルミニウム合金を含むので、高い熱伝導率を有しており、放熱特性に優れている。そのため、放熱用部材として好適であり、例えばヒートシンク等として好適に用いることができる。

＜アルミニウム合金部材の製造方法＞
本開示のアルミニウム合金部材の製造方法は、既述の鋳造用アルミニウム合金を用いて鋳造する鋳造工程と、鋳造された鋳物を３００℃以上６００℃未満の温度領域で加熱する加熱工程と、を有し、必要に応じて、乾燥処理、表面処理、塗装等の他の工程を有していてもよい。

本開示のアルミニウム合金部材の製造方法では、既述の鋳造用アルミニウム合金が用いられるので、鋳造しやすく、複雑な形状又は緻密な形状を有する成形体の鋳造による成形を精細かつ再現性良く行える。

−鋳造工程−
鋳造工程では、既述の鋳造用アルミニウム合金を用いて鋳造する。
鋳造は、既述の鋳造用アルミニウム合金を用意し、鋳造用アルミニウム合金をその融点よりも高い温度で熱して溶融し、鋳型に流し込み、冷却して所望の形状に固めることにより行える。
鋳型には、金属製の鋳型（金型）、木製の鋳型（木型）等を適宜選択すればよい。

鋳造方法は、その方法に限定されない。例えば、溶融した鋳造用アルミニウム合金を金型に高圧下で高速注入して鋳物を製造するダイカスト法を利用して行ってもよく、この他の方法を用いてもよい。

−加熱工程−
加熱工程では、上記鋳造工程で鋳造された鋳物を３００℃以上６００℃未満の温度領域で加熱する。
鋳造後に比較的高い温度で加熱処理を施すことにより、母相中に固溶している元素が集合した第２相が形成され、結果、母相中に固溶している元素の固溶量が減り、母相での熱伝導性が向上する。これにより、合金の熱伝導率が飛躍的に向上する。つまり、合金中に母相と第２相とを有する複相組織が形成されることで、母相中の他元素に起因する熱伝導阻害作用が低減し、熱伝導率が向上する。これにより、鋳造適性を良好に維持しながらも優れた熱伝導率を実現することができる。

加熱は、加熱方法に特に制限はなく、例えば、乾燥炉、電気炉等を利用して行うことができる。
加熱温度は、３００℃以上６００℃未満の範囲とする。
加熱温度が３００℃以上であると、熱伝導率の向上効果が大きく、例えば１０％以上の熱伝導率の向上が期待できる。具体的には、熱伝導率を１７０Ｗ／ｍＫ以上に高めることができる。また、加熱温度が６００℃未満であることで、熱処理後のアルミニウム合金における膨れの発生が抑制され、アルミニウム合金の形状を維持しやすい。

加熱温度としては、短時間で熱伝導率の向上効果が大きい点で、３００℃以上５５０℃以下がより好ましく、３００℃以上５００℃以下がさらに好ましく、熱伝導率の向上効果及び処理の容易さの点で、３００℃以上４５０℃以下がより好ましく、３００℃以上４００℃以下がさらに好ましい。

加熱時間は、加熱温度に依存し、加熱温度に合わせて適宜選択すればよい。
加熱時間としては、例えば、０．１時間以上３時間以下とすることができ、加熱時間は短いことが望ましいことから、０．１時間以上１時間以下が好ましく、０．１時間以上０．５時間以下がより好ましい。

上記の中でも、加熱は、加熱温度が３００℃以上５００℃であり、かつ、加熱時間が０．１時間以上１時間以下である条件で行うことが好ましく、加熱温度が３００℃以上４５０℃であり、かつ、加熱時間が０．１時間以上０．７５時間以下である条件で行うことがより好ましく、加熱温度が３００℃以上４００℃であり、かつ、加熱時間が０．１時間以上０．５時間以下である条件で行うのが更に好ましい。

以下、本発明の一実施形態を実施例により更に具体的に説明する。但し、本発明は、その主旨を越えない限り、以下の実施例に限定されるものではない。なお、特に断りのない限り、「部」は質量基準である。

−アルミニウム（Ａｌ）合金の準備−
Ａｌ合金として、下記表１に示す組成を有するＡｌ−５％Ｓｉ合金（供試材１）及びＡｌ−８％Ｓｉ合金（供試材２）を用意した。
各供試材は、アルミニウムを溶融し、溶融したアルミニウムに表１に示す比率（質量基準）になるように各元素を添加して調製した。

−鋳造−
金型を用意し、上記の供試材１、２を順に用いてダイカスト法により円柱状の２種の鋳物を鋳造した（鋳造工程）。ダイカスト法により金型への供試材の注入は、注入圧力９０［ＭＰａ］の条件にて行った。

鋳造により得られた各鋳物を、ファインカッターで直径４ｍｍ、厚み２ｍｍのサイズに３枚スライスし、図２に示す円盤状の試料を得た。そして、円盤状の試料を各々、バンドソーを用いて図３に示すように縦１２ｍｍ、横１２ｍｍ、厚み１ｍｍのサイズに切り出し、７個の試料片（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７）を作製した。７個の試料片のうち、Ｎｏ．４を除く６個の試料片を用い、合計１５個の試料片を用意した。１５個の試料片に対し、エメリー紙＃４００〜＃２０００を用いて機械研磨した後、ダイヤモンドパウダーを用いてバフ研磨を施した。
このようにして、２種の鋳物について各々１５個の評価用試験片を用意した。

−加熱−
次いで、用意した評価用試験片をマッフル炉（ＦＯ１００、ヤマト科学（株））に入れて下記の条件にて加熱処理を行い（加熱工程）、Ａｌ−５％Ｓｉ合金（供試材１）の評価用合金材、及びＡｌ−８％Ｓｉ合金（供試材２）の評価用合金材を作製した。
<条件>
・加熱温度：２００℃、２５０℃、３００℃、３５０℃、５００℃、５５０℃、６００℃
・加熱時間：１０分、３０分、６０分、

−評価−
上記のように、供試材１及び供試材２を用いて得た「加熱処理前の『評価用試験片』」と「加熱処理後の『評価用合金材』」とに対して、以下の測定及び評価を行った。測定及び評価の結果は、表２〜表５及び図４〜図１０に示す。

（１）熱伝導率
渦電流導電率計（ＤＣ−１１Ｍ、Ｚａｐｐｉｔｅｃ社）を用い、２５℃の室温に管理された室内で測定周波数６０ＫＨｚの条件にて、加熱処理後の評価用合金材の各々について電気伝導率（％ＩＡＣＳ）を５点ずつ測定した。測定値を電気伝導率（Ｓ／ｍ）に単位変換し、得られた変換値の平均値からヴィーデマン＝フランツ則を用いて熱伝導率（単位：Ｗ／ｍＫ）を換算した。
Ａｌ−５％Ｓｉ合金（供試材１）の評価用合金材及びＡｌ−８％Ｓｉ合金（供試材２）の評価用合金材の熱伝導率（単位：Ｗ／ｍＫ；加熱温度２００℃〜５００℃、加熱時間６０分）を下記表２に示す。
また、表２に示す熱伝導率のうち、Ａｌ−５％Ｓｉ合金（供試材１）の評価用合金材の２５０℃、３００℃及び３５０℃での熱伝導率を図４に示し、Ａｌ−８％Ｓｉ合金（供試材２）の評価用合金材の２５０℃、３００℃及び３５０℃での熱伝導率を図５に示す。また、供試材１及び供試材２を３５０℃で加熱処理した際の熱伝導率の変化を対比して図６に示す。

（２）合金組織の観察
Ａｌ−５％Ｓｉ合金（供試材１）の評価用合金材及びＡｌ−８％Ｓｉ合金（供試材２）の評価用合金材について、「加熱処理前の『評価用試験片』」及び「加熱処理後の『評価用合金材』」の表面の金属組織を光学顕微鏡（５００倍）で観察した。加熱処理後の『評価用合金材』には、２５０℃、３００℃又は３５０℃で６０分加熱処理して得られた評価用合金材を用いた。
図７Ａは、加熱処理前の評価用試験片（供試材１）の表面の金属組織を示し、図８Ａは、２５０℃で加熱処理した評価用合金材（供試材１）の表面の金属組織を示し、図９Ａは、３００℃で加熱処理した評価用合金材（供試材１）の表面の金属組織を示し、図１０Ａは、３５０℃で加熱処理した評価用合金材（供試材１）の表面の金属組織を示し、図１１Ａは、５００℃で加熱処理した評価用合金材（供試材１）の表面の金属組織を示す。
更に、図１２Ａは、加熱処理前の評価用試験片（供試材２）の表面の金属組織を示し、図１３Ａは、２５０℃で加熱処理した評価用合金材（供試材２）の表面の金属組織を示し、図１４Ａは、３００℃で加熱処理した評価用合金材（供試材２）の表面の金属組織を示し、図１５Ａは、３５０℃で加熱処理した評価用合金材（供試材２）の表面の金属組織を示し、図１６Ａは、５００℃で加熱処理した評価用合金材（供試材２）の表面の金属組織を示す。

（３）第２相の面積率
Ａｌ−５％Ｓｉ合金（供試材１）の「加熱処理前の『評価用試験片』」及び「加熱処理後の『評価用合金材』」について、各材料表面の金属組織を光学顕微鏡（５００倍）で観察し、観察された光学顕微鏡像を、画像処理ソフトウェア（ＩｍａｇｅＪ）を用いて２値化した。２値化した光学顕微鏡像を、図７Ｂ、図８Ｂ、図９Ｂ、図１０Ｂ及び図１１Ｂ、並びに図１２Ｂ、図１３Ｂ、図１４Ｂ、図１５Ｂ及び図１６Ｂに示す。
図７Ｂ、図８Ｂ、図９Ｂ、図１０Ｂ及び図１１Ｂ、並びに図１２Ｂ、図１３Ｂ、図１４Ｂ、図１５Ｂ及び図１６Ｂに示されるように、第２相に相当する黒着色された部分の面積を計測し、計測値の観察面の全面積に対する比率（％；面積率）を算出した。算出値は、第２相の面積率を表す。第２相の面積率を下記表３に示す。
なお、図７Ｂは、図７Ａの２値画像であり、図８Ｂは、図８Ａの２値画像であり、図９Ｂは、図９Ａの２値画像であり、図１０Ｂは、図１０Ａの２値画像であり、図１１Ｂは、図１１Ａの２値画像である。また、図１２Ｂは、図１２Ａの２値画像であり、図１３Ｂは、図１３Ａの２値画像であり、図１４Ｂは、図１４Ａの２値画像であり、図１５Ｂは、図１５Ａの２値画像であり、図１６Ｂは、図１６Ａの２値画像である。

（４）硬さ
各温度で加熱時間６０分の熱処理を行った後の評価用合金材の各々について、日本工業規格（ＪＩＳ）Ｚ ２２４４：２００９に規定されるビッカース硬さ試験−試験方法により硬さを測定した。下記表４に測定結果を示す。

アルミニウムに対するＳｉ含量が異なる供試材１及び供試材２は、いずれも鋳造しやすく、鋳造性に優れたものであった。
作製した評価用合金材における第２相の占める面積率を表３に示す。表３に示すように、熱処理していない評価用試験片は、第２相の面積率が低く、２５０℃で６０分熱処理した場合も大幅な面積率の向上は観られなかった。これに対して、３００℃で６０分熱処理した評価用合金材では、図９に示すように第２相の占める面積率が大きくなって１０％を超えるに至っており、図４〜図５（図中の一点鎖線）に表されるように熱伝導率は著しく向上している。図９において、第２相は黒色で表される領域であり、図９中のＡ部は、Ｓｉが集合してできＳｉ粒子であり、図９中のＢ部は、Ｆｅ、Ａｌ、Ｓｉが集まってできたＦｅ系晶出物である。これらの点については、Ａｌ−５％Ｓｉ合金（供試材１）及びＡｌ−８％Ｓｉ合金（供試材２）の双方とも同様の結果であった。

図９中のＡ部及びＢ部について、ＥＤＳ（エネルギー分散形Ｘ線分光器）が取り付けられた走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ−ＥＤＳ）により元素分析し、成分元素を同定した。Ａ部（Ｓｉ粒子）及びＢ部（Ｆｅ系晶出物）における元素組成を下記表５に示す。
Ａ部及びＢ部のいずれも、Ａｌ中の固溶成分であるＳｉとＦｅが集まって形成された、母相と異なる相（第２相）であることが分かった。
なお、表５には、３００℃で６０分加熱した評価用合金材について示したが、他の条件（加熱温度：３５０℃、５００℃、５５０℃、６００℃、加熱時間：１０分、３０分）で加熱処理した場合も同様の結果であった。

図６には、３５０℃で加熱処理した場合のＡｌ合金の熱伝導率を示す。Ａｌ−８％Ｓｉ合金（供試材２）の熱伝導率は、Ａｌ−５％Ｓｉ合金（供試材１）に比べて５Ｗ／ｍＫ〜１０Ｗ／ｍＫ程度低いが、熱処理による熱伝導率の増加量は、Ａｌ−８％Ｓｉ合金がＡｌ−５％Ｓｉ合金よりも大きかった。

また、図７に示すように、熱処理前の組織にはＡｌの母相に対して第２相が少なく、この場合には図４〜図５（加熱時間０分）に示すように熱伝導率は低い。２５０℃で加熱処理した組織は、上記の通り第２相の面積率は７．７％程度であり、図４〜図５のように熱伝導率の向上効果は高くない。これに対して、３００℃以上の温度で加熱処理を施した場合、図９〜図１１に示すように、Ａｌの母相に対する第２相の割合が増えていることが分かる。そして、表３のように第２相の面積率が増えるにつれて、図４〜図５及び表２に示すように、合金における熱伝導率の向上効果も大きく現れていることが分かる。加熱温度が高すぎると、第２相が再び溶融等して減少する傾向にあるため、加熱温度は３００℃〜４５０℃の範囲が好ましい。
また、図１２Ａ〜図１６Ａに示すＡｌ−８％Ｓｉ合金（供試材２）についても、ほぼ同様の傾向がみられ、熱処理前の組織にはＡｌの母相に対して第２相が少ない。これに対し、３００℃以上の温度で加熱処理を施した場合、図１４Ａ〜図１６Ａに示すように、Ａｌの母相に対する第２相の割合が増えていることが分かる。そして、表３のように第２相の面積率が増えるにつれて、表２に示すように、合金における熱伝導率の向上効果も大きく現れることが分かる。

Ａｌ−５％Ｓｉ合金（供試材１）の評価用合金材及びＡｌ−８％Ｓｉ合金（供試材２）の評価用合金材の硬さは、表４に示す通り、熱処理前と同等以上の結果が得られた。従来は長時間に亘る加熱処理が必要とされたため、熱処理に伴う硬さの著しい低下が懸念される場合があったが、供試材１、２では、硬さの著しい低下はみられなかった。

２０１６年２月５日出願の日本特許出願第２０１６−０２１２２５号公報は、その開示全体がここに参照文献として組み込まれるものである。
本明細書に記述された全ての刊行物や特許出願、並びに技術標準は、それら個々の刊行物や特許出願、並びに技術標準が引用文献として特別に、そして個々に組み込むことが指定されている場合には、該引用文献と同じ限定範囲においてここに組み込まれるものである。本発明の範囲は下記特許請求の範囲及びその等価物に拠って決定されることを企図するものである。

Claims (7)

1. Ｓｉ：４．５質量％〜１０．０質量％と、Ｍｇ：０質量％〜０．２質量％と、Ｆｅ：０質量％〜２．５質量％と、Ｃｕ：０質量％〜５．０質量％と、残部アルミニウム及び不可避不純物とからなるＡｌ−Ｓｉ系合金からなり、
   合金の母相に第２相が存在し、前記第２相の面積率が１０％以上である、鋳造用アルミニウム合金。
2. 前記第２相が、Ｓｉ粒子及びＦｅ系晶出物の少なくとも一方を含む相である請求項１に記載の鋳造用アルミニウム合金。
3. Ｆｅの含有量が、１．０質量％〜２．５質量％である請求項１又は請求項２に記載の鋳造用アルミニウム合金。
4. 熱伝導率が、１７０Ｗ／ｍＫ以上である請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の鋳造用アルミニウム合金。
5. 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の鋳造用アルミニウム合金を含むアルミニウム合金部材。
6. ヒートシンクである請求項５に記載のアルミニウム合金部材。
7. 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の鋳造用アルミニウム合金を用いて鋳造する鋳造工程と、
   鋳造された鋳物を３００℃以上６００℃未満の温度領域で加熱する加熱工程と、
   を有するアルミニウム合金部材の製造方法。