WO2018084103A1 - 低圧鋳造用アルミニウム合金 - Google Patents

低圧鋳造用アルミニウム合金 Download PDF

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WO2018084103A1
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aluminum alloy
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晃広 皆川
俊男 牛山
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株式会社Uacj
株式会社Ｕａｃｊ鋳鍛
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D18/00—Pressure casting; Vacuum casting
    • B22D18/04—Low pressure casting, i.e. making use of pressures up to a few bars to fill the mould
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D21/00—Casting non-ferrous metals or metallic compounds so far as their metallurgical properties are of importance for the casting procedure; Selection of compositions therefor
    • B22D21/002—Castings of light metals
    • B22D21/007—Castings of light metals with low melting point, e.g. Al 659 degrees C, Mg 650 degrees C
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
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    • B22D21/02—Casting exceedingly oxidisable non-ferrous metals, e.g. in inert atmosphere
    • B22D21/04—Casting aluminium or magnesium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy for low pressure casting and its manufactured product. Specifically, a hypoeutectic Al—Si alloy that can improve the smoothness of the surface of the aluminum alloy casting to be produced is applied.
  • Al-Si alloys are used as casting alloys such as gravity casting, low pressure casting, die casting and the like because of their good fluidity and transferability.
  • Al—Si—Cu—Mg alloys are used for engine parts and the like because of their high strength.
  • the surface layer structure of the Al—Si alloy casting may have a surface segregation layer, and this surface segregation layer may affect the smoothness of the surface of the cast product.
  • the surface segregation generated in the Al-Si alloy casting is different from that caused by eutectic melting in the slow cooling region in continuous casting.
  • surface segregation in Al-Si alloy castings is a phenomenon in which the remaining concentrated liquid phase flows into the air gap on the surface in the quasi-solid phase where some of the ⁇ -Al and eutectic phases crystallized during solidification. is there. Depending on the progress of solidification, the surface segregation layer may not be formed locally.
  • the surface layer is a portion to be filled with an aluminum alloy if the vicinity of the surface on which the shape is formed is normal, and the surface is a surface in contact with the atmosphere.
  • P phosphorus
  • An Al—Si based alloy is usually made into an alloy of a desired component by melting an Al—Si master alloy together with an aluminum base metal.
  • P is mixed in the raw material Si, which is essential for the production of the Al—Si master alloy as the raw material, with a variation of about 0.001 to 0.01% by mass. Therefore, the P content of the Al—Si based alloy varies depending on the P content of the Al—Si master alloy used for blending. For example, in an Al-10% Si alloy which is a hypoeutectic Al—Si alloy, P exists with a width of about 0.0005 to 0.0015 mass%.
  • hypoeutectic Al—Si alloy castings Another effect of P on hypoeutectic Al—Si alloy castings is the problem of reaction with eutectic structure improving agents Na and Sr.
  • Na and Sr are usually added as eutectic structure improvers for the purpose of refining the primary crystal Si phase.
  • P in the hypoeutectic Al—Si alloy casting reacts with Na and Sr, which are the eutectic structure improvers, to form Na 3 P and Sr 3 P 2 compounds.
  • Na and Sr are consumed, and the effect as a eutectic structure improving agent is not exhibited.
  • hypoeutectic Al—Si alloy castings containing Na and Sr as eutectic structure improvers the eutectic due to the formation of AlP described above, as well as the problem of disappearance of the effect of Na and Sr as eutectic structure improvers.
  • This problem may occur when P is mixed in the hypoeutectic Al—Si based alloy in an amount greater than the amount capable of reacting with Na and Sr. That is, in this case, P that has not been used for the formation of a compound of Na and Sr (Na 3 P or Sr 3 P 2 ) combines with Al to generate AlP, and the number of eutectic cells increases.
  • hypoeutectic Al-Si alloy casting it is difficult to avoid the problem of reaction between P and Na or Sr as eutectic structure improvers. This is because the melt of hypoeutectic Al—Si alloy castings often contains a eutectic structure improver. This is based on operational circumstances when producing a wide variety of alloys at the production site of Al-Si alloy castings. In the production site of Al-Si alloy castings, a general residual hot water to which a eutectic structure improving agent is added and a molten metal based on developed waste are sometimes prepared. And there are many cases where various kinds of alloys are manufactured by appropriately mixing and using these.
  • a molten metal containing Na of 0.001% or more and Sr of 0.005% or more may be used.
  • the molten metal produced using the aluminum alloy waste containing a eutectic structure improving agent may be used.
  • Patent Document 1 proposes a dephosphorization method using calcium fluoride.
  • Patent Document 2 proposes a dephosphorization method using chlorine gas.
  • Patent Documents 1 and 2 are intended to fundamentally solve the influence of P. However, it is not always easy to eliminate the P content from the aluminum alloy.
  • the P content contained in the aluminum alloy varies depending on the aluminum ingot and Al—Si master alloy used in the production. Therefore, it is difficult to stably obtain the effect of reducing the P content by the method described in the above patent document.
  • a small amount of P contained in the alloy has various effects on the final product.
  • dephosphorization treatment for the molten alloy with the adjusted chemical composition increases the number of processes, and is not appropriate from the viewpoint of casting production efficiency.
  • reaction product of Na, Sr, and P (Na 3 P or Sr 3 P 2 ) is an impurity, it may affect the mechanical properties of the alloy casting if it is produced in a large amount. Therefore, there is a limit to the response by Na or Sr as eutectic structure improvers.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and provides a hypoeutectic Al—Si alloy that can improve the smoothness of the casting surface. Specifically, an alloy that forms a smooth surface by suppressing the occurrence of a surface segregation layer on the entire casting surface, regardless of the presence or absence of Na or Sr as eutectic structure improvers, and a casting made of the alloy Provide goods.
  • the essential problem of the present invention is to ensure the smoothness of the surface of the hypoeutectic Al—Si alloy casting. That is, even if it is an approach other than the suppression of AlP generation which is a conventional countermeasure, the problem will be solved if the smoothness of the casting surface can be ensured. Therefore, the present inventors have intensively studied and decided to adjust the content of P in the hypoeutectic Al—Si alloy with respect to unavoidably mixed P. The inventors of the present invention have conceived to intentionally contain P in the hypoeutectic Al—Si based alloy, if necessary, to an amount that cannot normally be mixed.
  • the present inventors set a suitable P content for hypoeutectic Al-Si alloys having a predetermined composition while taking into account the contents of Na and Sr as eutectic structure improvers.
  • the present invention has been studied and conceived.
  • the present invention relates to an aluminum alloy for low pressure casting made of an Al—Si—Cu—Mg alloy, Si: 8.0 to 12.6 mass%, Cu: 1.0 to 2.5 mass%, Mg: 0.3 0.8 mass%, Ti: 0.2 mass% or less, P: X mass%, Na: Y mass%, Sr: Z mass%, with the balance consisting of Al and inevitable impurities, P , Na, Sr content should satisfy all the relationships 0.45Y + 0.24Z + 0.003 ⁇ X ⁇ 0.45Y + 0.24Z + 0.01, 0 ⁇ Y ⁇ 0.01, 0 ⁇ Z ⁇ 0.03
  • An aluminum alloy for low pressure casting characterized by
  • hypoeutectic Al—Si-based alloy that can produce an aluminum alloy casting that is an aluminum alloy for low-pressure casting and has excellent surface smoothness.
  • This hypoeutectic Al—Si alloy is excellent in mechanical properties and becomes an aluminum alloy casting having no surface shrinkage on the entire casting surface.
  • the aluminum alloy for low pressure casting according to the present invention has Si: 8.0 to 12.6% by mass, Cu: 1.0 to 2.5% by mass, Mg: 0.3 to 0.8% by mass.
  • the content (X, Y, Z) of P, Na, Sr is 0.45Y + 0.24Z + 0.003 ⁇ X ⁇ 0.45Y + 0.24Z + 0.01, 0 ⁇ Y ⁇ 0.01, 0 ⁇ Z ⁇ 0 Satisfy all .03 relationships.
  • embodiments of the present invention will be described.
  • the present invention is not limited to the following embodiments, and can be implemented in various modes without departing from the gist of the present invention.
  • the chemical components of the aluminum alloy according to the present invention will be described, and an alloy casting manufactured by the aluminum alloy and a manufacturing method thereof will be described.
  • Si The Si content is 8.0 to 12.6% by mass. When Si is less than 8.0% by mass, the fluidity is lowered and poor hot water is generated. On the other hand, if it exceeds 12.6% by mass, a hypereutectic composition is formed and a large number of coarse Si grains are crystallized. A more preferable range of the Si content is 8.6 to 9.4% by mass.
  • Cu The Cu content is 1.0 to 2.5% by mass. Cu precipitates AlCu 2 during the aging process and improves the strength of the matrix. If the content is 1.0% by mass or less, the effect is small. If the content is 2.5% by mass or more, Al—Cu—Mg-based and Cu—Mg-based intermetallic compounds are crystallized and the strength is lowered. A more desirable range of the Cu content is 1.5 to 2.0% by mass.
  • Mg The Mg content is 0.3 to 0.8% by mass. Mg precipitates as Mg 2 Si during the aging process, and improves the strength of the matrix. When the Mg content is less than 0.3% by weight, the amount of Mg 2 Si precipitated by the aging treatment is small, and the influence on the strength improvement is small. On the other hand, if the Mg content exceeds 0.8% by weight, a large amount of Mg-based oxides are generated when the molten metal is held and cast, and the elongation and fatigue strength are reduced.
  • Ti content exceeds 0 mass% and is 0.2 mass% or less. Ti is used for grain refinement. When the Ti content exceeds 0.2% by mass, the TiAl 3 compound is coarsely formed at the time of casting, so that the strength of the product is lowered.
  • Ti—B contains B as a finer grain effect.
  • desirable Ti and B ranges are 0.1 to 0.2 mass% and 0.003 to 0.005 mass%, respectively.
  • the Ti and B contents are lower limits of these ranges, that is, when the Ti and B contents are less than 0.1% by mass and less than 0.003% by mass, respectively, the crystal grain refining ability is insufficient.
  • the Ti and B contents are more than 0.2% by mass and more than 0.005% by mass, respectively, not only a further grain refinement effect is obtained but also a coarse compound is formed. Which affects strength reduction.
  • the present invention ensures the surface smoothness of the casting by defining the P content in an appropriate range. P reacts with Al to produce AlP, which becomes the nucleus of Si grain formation and induces a eutectic Si phase.
  • the present inventors set the P content to be used as a reference for generating AlP effective for inducing the eutectic Si phase in defining the P content in the present invention to 0.003. ⁇ 0.01% by mass.
  • the range of the P content of 0.003 to 0.01% by mass which is the reference value, will be described.
  • the solid solubility limit of P in the aluminum alloy is 0.0003 mass%. Therefore, 0.0003 mass% or less of P is completely dissolved in aluminum and does not affect the induction of the eutectic Si phase, and the effect of the present invention cannot be expected.
  • the P content exceeds 0.0003 mass%, if it is less than 0.003 mass%, AlP can be produced, but the number of nuclei is small and the dispersion state is not preferable. In this case, since a small amount of AlP is dispersed in a coarse dispersion state, the number of eutectic cells has an adverse effect on the melt replenishability, forms a surface segregation layer, and induces local shrinkage. .
  • the present inventors in order to sufficiently increase the number of effective nuclei of AlP, 0.003 mass% or more of P is necessary. In this case, sufficient AlP is generated, and the number of eutectic cells increases accordingly. And since the time to reach a quasi-solid state is shortened and the solidified shell is formed in the surface layer at an early stage, a smooth surface can be obtained without causing surface segregation. However, such an effect of P of 0.003 mass% or more does not change even if it exceeds 0.01 mass%. From the above, the present inventors have specified a range of 0.003 mass% or more and 0.01 mass% or less as a reference of the P content for generating AlP effective for ensuring the surface smoothness of the casting.
  • an appropriate P content is set in consideration of the contents of Na and Sr as eutectic structure improvers.
  • Na and Sr contained in an Al—Si alloy as a eutectic structure improver are not always intentionally added in the alloy manufacturing process. There is a possibility that Na or Sr may be mixed into the Al-Si alloy via the raw material. Therefore, in particular, when producing a variety of Al—Si alloy castings, the alloy often contains Na or Sr.
  • the P content is set in consideration of the contents of Na and Sr contained in the alloy regardless of whether Na or Sr is intentionally added.
  • the P content after reacting with Na or Sr is within the range which is the reference for the above P content (0.003 mass% or more and 0.01 mass% or less). It is necessary to set so that
  • the P content (X mass%) of the aluminum alloy according to the present invention is 0.45Y + 0.24Z + 0.003 when the Na content (Y mass%) and the Sr content (Z mass%) are used.
  • ⁇ X ⁇ 0.45Y + 0.24Z + 0.01.
  • 0.45 which is a coefficient of Na amount (Y) and 0.24 which is a coefficient of Sr amount (Z) are both Na 3 P and Sr 3 which are compounds produced by reacting with P. is a value calculated from the stoichiometric ratio of P 2.
  • the amount of P calculated based on the amount of Na (Y) and the amount of Sr (Z) (0.45Y + 0.24Z) is an offset of P due to reaction with these eutectic structure improvers. Show.
  • the upper limit value of the Na amount (Y) is 0.01% by mass
  • the upper limit value of the Sr amount (Z) is 0.03% by mass.
  • the present invention is characterized in that the P content is adjusted in accordance with the presence or absence of Na or Sr as eutectic structure improvers and the content thereof.
  • the P content is adjusted in accordance with the presence or absence of Na or Sr as eutectic structure improvers and the content thereof.
  • an Al—Si based alloy it is usually possible to obtain an alloy with a desired component adjusted by combining an Al—Si master alloy with an aluminum ingot and melting it.
  • the content of P is insufficient in the combined melting of the aluminum ingot and the Al—Si master alloy. Therefore, it is preferable to adjust the P content by appropriately adding P during the melting of the alloy (for example, in the form of a Cu—P master alloy).
  • Improving agents Na and Sr, which are eutectic structure improvers, are optional constituent elements. Accordingly, at least one of the Na and Sr contents may be 0% by mass. However, at least one of Na and Sr may be contained. When at least one of Na and Sr is contained, the content of Na is preferably 0.01% by mass or less, and Sr is preferably 0.03% by mass or less. These contents are added amounts in a general hypoeutectic Al—Si alloy, and this range is also adopted in the present invention. Na and Sr react with P to form Na 3 P and Sr 3 P 2 , but this compound remains as an impurity in the molten metal.
  • Al and inevitable impurities may be basically used, but elements other than the above elements added to the aluminum alloy are generally allowed within a range that does not greatly affect the characteristics.
  • the aluminum alloy according to the present invention described above is suitable for producing an aluminum alloy casting by a low pressure casting method.
  • the cast article is often used without surface treatment or surface cutting after casting. Therefore, this aluminum alloy casting preferably has no shrinkage defects having a depth of 20 ⁇ m or more on the surface.
  • the area ratio per 100 mm 2 of the shrinkage nest having a depth of 20 ⁇ m or more on the surface is 1% or less. This is because if there is a shrinkage cavity extending to the inside exceeding 20 ⁇ m on the surface of the casting, there is a high possibility that cracks will develop and break from the defect.
  • the aluminum alloy obtained in the present invention is melted to form a molten metal having a desired chemical composition, and then poured into a mold to be formed into a desired shape, thereby producing an aluminum alloy casting.
  • the molten metal poured into the mold is cooled from the chill plate installed at the top of the mold toward the gate. At this time, a pressure exceeding 0 and 1 atmosphere or less is applied to the molten metal. Thereafter, the formed product is subjected to a solution treatment, and after quenching, an artificial aging treatment is performed to obtain strength.
  • an aluminum alloy melt adjusted to the chemical components shown in Table 1 was produced. Then, a molten 750 ° C. was poured into a 200 ° C. gypsum mold by a low pressure casting method of an aluminum alloy molten metal and solidified using a 200 ° C. iron chill plate to obtain an aluminum alloy casting.
  • the shape of the gypsum mold at this time and the external shape of the manufactured aluminum alloy casting are shown in FIG. And about the manufactured aluminum casting, the surface structure and the mechanical characteristic were evaluated with the following method.
  • Table 2 shows the evaluation results of the surface structure and mechanical properties of the aluminum casting produced in this example.
  • each component of Si, Cu, Mg, and Ti is within the range defined by the present invention. Moreover, the content of P is also adjusted appropriately. As a result, the aluminum alloy castings of these examples did not have defects of 20 ⁇ m or more on the surface and had good surface smoothness. In addition, the tensile strength, proof stress, and mechanical properties of elongation met the standards.
  • Comparative Examples 1 to 7 each component of Si, Cu, Mg, and Ti deviated from the range specified in the present invention, and the smoothness or mechanical properties of the casting surface were inferior. Specifically, the following results were obtained. Since Comparative Example 1 contained less Si, the tensile strength and proof stress were below the standard, and the fluidity was poor and the casting surface had defects of 20 ⁇ m or more. Comparative Example 2 was a hypereutectic alloy with a large amount of Si, and was rejected because the tensile strength, proof stress, and elongation were all below the standard values for the low pressure casting aluminum alloy. Since the comparative example 3 had little Cu, the tensile strength and the proof stress were below a reference
  • Comparative Example 4 had a large amount of Cu, the elongation was below the standard and was rejected. Since the comparative example 5 had little Mg, the tensile strength was below a reference
  • the P content is the lower limit based on the relational expression of the present invention (Comparative Example 8: 0.003 mass%, Comparative Example 9: 0.0039 mass%, Comparative Example 10: 0. .0054% by mass, Comparative Example 11: 0.0102% by mass).
  • the alloys of these comparative examples had defects of 20 ⁇ m or more on the surface and were rejected.
  • the P content in these comparative examples exceeds the solid solubility limit of the Al—Si based alloy and is lower than the lower limit defined in the present invention. For this reason, although P exceeding the solid solubility limit forms AlP, the number of eutectic cells that can adversely affect the melt replenishment capacity is reached, so it is presumed that a surface segregation layer was formed and a shrinkage nest was formed.
  • the aluminum alloy for low-pressure casting according to the present invention can produce an aluminum alloy casting excellent in surface smoothness by appropriately controlling the content of P in consideration of the contents of Na and Sr.
  • An aluminum alloy casting made of a hypoeutectic Al—Si alloy produced according to the present invention is excellent in mechanical properties and has a smooth surface with no surface shrinkage on the entire casting surface.
  • the present invention is useful for engine parts and the like by utilizing its mechanical properties.

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Abstract

本発明は、Ａｌ－Ｓｉ－Ｃｕ－Ｍｇ合金からなる低圧鋳造用アルミニウム合金において、Ｓｉ：８．０～１２．６質量％、Ｃｕ：１．０～２．５質量％、Ｍｇ：０．３～０．８質量％、Ｔｉ：０．２質量％以下を含み、更に、Ｐ：Ｘ質量％、Ｎa：Ｙ質量％、Ｓｒ：Ｚ質量％を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなり、Ｐ、Ｎａ、Ｓｒの含有量が、０．４５Ｙ＋０．２４Ｚ＋０．００３≦Ｘ≦０．４５Ｙ＋０．２４Ｚ＋０．０１、０≦Ｙ≦０．０１、０≦Ｚ≦０．０３の全ての関係を充足することを特徴とする低圧鋳造用アルミニウム合金である。本発明は、Ｐ含有量を規定することで、鋳物の表面平滑性を確保する。これにより、Ｎａ等の共晶組織改良剤を含有する溶湯を使用して鋳物を製造するときであっても表面偏析層を抑制できる。

Description

低圧鋳造用アルミニウム合金
　本発明は、低圧鋳造用アルミニウム合金及びその製造品に関する。詳しくは、亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金であって、製造されるアルミニウム合金鋳物の表面の平滑性を良好にすることのできる合金を適用する。
　Ａｌ－Ｓｉ系合金は、流動性の良さ、転写性の良さから重力鋳造、低圧鋳造、ダイカスト等の鋳物用合金として用いられている。特にＡｌ－Ｓｉ－Ｃｕ－Ｍｇ系合金は、高強度であることからエンジン部品等に用いられている。
　以上のようなＡｌ－Ｓｉ系合金の鋳造品においては、その表面の平滑性が要求される。Ａｌ－Ｓｉ系合金鋳物の表層組織は表面偏析層を有することがあり、この表面偏析層が鋳造品表面の平滑性に影響を与えることがある。Ａｌ－Ｓｉ系合金の鋳造品で発生する表面偏析は、連続鋳造における徐冷領域の共晶融解に起因するものとは異なる。即ち、Ａｌ－Ｓｉ系合金鋳物における表面偏析とは、凝固途中のα－Ａｌ及び共晶相がある程度晶出した準固相域において、残留した濃化液相が表面のエアギャップへ流れ込む現象である。そして、凝固の進行状態によっては、局所的に表面偏析層が形成されない場合が生じる。このとき、表面偏析層が形成されなかった箇所には表面から内部へ続く引け巣が生じ、平滑性を悪化させる。このようなことから、鋳物の表面平滑性を確保するためには、鋳物全面で表面偏析層を安定的に発生させる方法、或いは、表面偏析層を生じさせない方法のいずれかが必要となっている。尚、表層とは、形状が形成される表面近傍が正常であればアルミニウム合金が充填されるべき部位であり、表面とは大気と接する面である。
　ここで、Ａｌ－Ｓｉ系合金鋳物の表層組織に影響を与える要因の一つとして、Ｐ（リン）が挙げられる。Ａｌ－Ｓｉ系合金は、通常、アルミニウム地金にＡｌ－Ｓｉ母合金を合わせて溶解することで所望成分の合金としている。そして、原料となるＡｌ－Ｓｉ母合金の製造に必須である原料Ｓｉには、Ｐが０.００１～０.０１質量％程度のバラツキを持って混入している。そのため、Ａｌ－Ｓｉ系合金のＰの含有量は、配合に使用するＡｌ－Ｓｉ母合金のＰの含有量により変化する。例えば、亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金であるＡｌ－１０％Ｓｉ合金では、Ｐが０.０００５～０.００１５質量％程度の幅をもって存在する。
　亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金鋳物にＰが与える影響の一つとして、共晶相のセル数の増加が挙げられる。この共晶相のセル数の増加は、亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金における固溶限を超えて存在するＰが、共晶Ｓｉの核となるＡｌＰとして晶出することによって生じる。そして、共晶セル数が増加すると、準固相域において液相の流路が妨げられるため、溶湯補給性が低下する。これにより、表層において局所的に表面から内部への続く引け巣が発生し易くなる。尚、亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金におけるＰの固溶限は、０.０００２～０.０００３質量％である。
　また、亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金鋳物にＰが与える他の影響として、共晶組織改良剤であるＮａやＳｒとの反応の問題も挙げられる。亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金鋳物の製造においては、初晶Ｓｉ相の微細化を目的として、共晶組織改良剤としてＮａやＳｒが通常添加される。亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金鋳物中のＰは、この共晶組織改良剤であるＮａやＳｒと反応しＮａ３ＰやＳｒ３Ｐ２の化合物を生成する。その結果、ＮａやＳｒが消費されてしまい、それらの共晶組織改良剤としての効果が発揮されないこととなる。
　更に、共晶組織改良剤としてＮａ、Ｓｒを含む亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金鋳物においては、Ｎａ、Ｓｒの共晶組織改良剤としての効果の消失の問題と共に、上述したＡｌＰ生成による共晶セル数の増加の問題も生じる可能性がある。この問題は、亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金にＰがＮａ、Ｓｒと反応する量以上に混入されている場合に生じ得る。即ち、この場合、Ｎａ、Ｓｒとの化合物（Ｎａ３ＰやＳｒ３Ｐ２）生成に使用されなかったＰがＡｌと結合してＡｌＰを生成し、共晶セル数が増加する。これにより共晶セル数が増加して溶湯補給性が低下し、成形型の形状によっては、鋳物の表層において局所的に表面偏析層が形成されず、表面まで続く収縮巣を誘発する。上記で説明した通り、Ａｌ－１０％Ｓｉ合金では０.０００５～０.００１５質量％程度のＰが混入するため、このような状態になる可能性がある。
　そして、亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金鋳物において、Ｐと共晶組織改良剤であるＮａやＳｒとの反応の問題の回避は困難である。亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金鋳物の溶湯には、共晶組織改良剤が含まれていることが多いからである。これは、Ａｌ－Ｓｉ系合金鋳物の製造現場において、多品種の合金を製造するときの操業上の事情に基づく。Ａｌ－Ｓｉ系合金鋳物の製造現場では、共晶組織改良剤を添加した一般的な残湯及び展開屑をベースとした溶湯を作製しておくことがある。そして、これを適宜に調合して使用することで、多品種の合金を製造することが多々存在する。このよう場合、例えば、Ｎａが０．００１％以上、Ｓｒが０．００５％以上含まれる溶湯を用いることがある。また、共晶組織改良剤を含有するアルミニウム合金屑を利用して作製された溶湯を用いることもある。
　以上のように、Ａｌ－Ｓｉ系合金に含まれるＰは、ＡｌＰの生成による共晶セル数の増加、及び、共晶組織改良剤であるＮａやＳｒとの反応の要因となり、合金鋳物の表面組織に対して影響を及ぼし得る。このようなＡｌ－Ｓｉ系合金に含まれるＰに対する対策としては、合金溶湯からＰを除去することが考えられる。ここで、Ｐを溶湯中から除去する方法としては、例えば、特許文献１には、フッ化カルシウムを用いた脱リン方法について提案されている。特許文献２には、塩素ガスを用いた脱リン方法について提案されている。
特開２０１６－０９８４３３号公報 特開２００２－０８０９２０号公報
　上記の特許文献１及び２におけるＰ含有量の低減に関する提案は、Ｐによる影響を根本的に解決しようとするものである。しかしながら、アルミニウム合金からＰの含有をなくすことは必ずしも易しいことではない。
　また、アルミニウム合金中に含まれるＰ含有量は、製造の際に使用されるアルミニウム地金やＡｌ－Ｓｉ母合金により変動する。従って、上記特許文献記載の方法によるＰ含有量の低減効果を安定的に得るのは難しい。特に、本発明の対象である亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金においては、合金中に含まれる僅かのＰが最終製品に多様な影響を与える。更に、化学成分を調整された合金溶湯に対して脱リン処理を行うことは工程数の増加となり、鋳物の製造効率の観点からは適切とはいい難い。
　また、アルミニウム合金中のＰの問題については、上記した共晶組織改良剤であるＮａやＳｒとＰとの反応を利用した対応も考えられる。即ち、Ａｌ－Ｓｉ系合金からＰを除去するのはなく、ＮａやＳｒと反応させることでＡｌＰの元となるＰを消失させることができる。そして、Ｐによって相殺されるＮａやＳｒを補完するように、それらを過剰に添加する対応も考えられる。しかしながら、ＮａやＳｒを過剰に添加すると、溶湯の流動性が低下する傾向がある。そのため、局所的な表面偏析層の欠落に伴う引け巣の根本的な発生要因は残存したままとなる。また、ＮａやＳｒとＰとの反応物（Ｎａ３ＰやＳｒ３Ｐ２）は不純物であるので、多量に生成すると合金鋳物の機械的性質に影響を及ぼすおそれがある。従って、共晶組織改良剤であるＮａやＳｒによる対応にも限界がある。
　そして、亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金鋳物において、上記のような、合金成分による表面偏析に関する問題は、低圧鋳造により製造される鋳物で特に多く見られ、多種不具合の原因となる。低圧鋳造においては、鋳型の材質とチルプレートの材質とが相違することが多い。例えば、低圧鋳造では、石膏鋳型に対して、チルプレートに鉄製又は銅製を使用することが多い。このような鋳型とチルプレートの材質が異なる場合、熱伝達係数の低い石膏鋳壁側の表層において表面偏析が生じ易いため、上記問題が発生する。
　本発明は、上記問題を鑑みてなされたものであり、亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金において、鋳物の表面の平滑性を良好にすることのできる合金を提供する。具体的には、共晶組織改良剤であるＮａやＳｒの添加の有無によらず、鋳物全面における表面偏析層の発生を抑制することで、平滑な表面を形成する合金及び当該合金からなる鋳造品を提供する。
　上記の通り、亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金中のＰに対する従来の対処法としては、Ｐを除去する、或いは、共晶組織改良剤であるＮａやＳｒを利用するものであった。これらの対処法は、いずれも共晶セルの要因となるＡｌＰの生成を抑制する方法である。そして、これらの従来技術においては、Ｐの除去の困難性の問題や、ＡｌＰの生成は抑制できるものの、過剰のＮａ、Ｓｒにより溶湯の流動性が低下する問題があった。
　ここで、本願発明の本来的な課題は、亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金鋳物の表面の平滑性の確保にある。即ち、従来の対処法であるＡｌＰ生成の抑制以外のアプローチであっても、鋳物表面の平滑性を確保できれば課題は解決されることとなる。そこで、本発明者等は鋭意検討を行い、亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金において、不可避的に混入するＰに対して、その含有量を調整することとした。そして、本発明者等は、亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金に対して、必要に応じてＰを通常では混入し得ない量まで意図的に含有させることに想到した。
　上述の通り、亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金中に固溶限以上に存在するＰは、共晶Ｓｉ相の核として作用するＡｌＰを生成する。ＡｌＰの生成によって共晶セル数が増加して、溶湯補給性が低下して表面まで続く収縮巣を形成する。本発明者等によれば、共晶セルが引き起こすこのような好ましくない作用は、その数がさほど多くなく、共晶セルが粗く分散した場合において発現する傾向がある。そして、本発明者等は、この考察に基づき、共晶組織改良剤であるＮａやＳｒの含有量を考慮しつつ、亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金中のＰの含有量を所定量以上とすることとした。
　本発明者等によるこの対処法は、従来技術とは逆に、Ｐ含有量を増加させるものである。このような従来技術に対する逆の発想は、以下の考察に基づく。即ち、本発明者等は、亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金中のＰを増加させることで、共晶セル数を十分に増加させて、流動限界固相率に到達する時間を短縮させることができると考えた。そして、本発明者等は、流動限界固相率への到達時間の短縮により、鋳物の凝固殻が早期に表層で生成され、表面偏析が生じることなく平滑な表面を得られると考察した。
　以上の知見の下に本発明者等は、所定組成の亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金について、共晶組織改良剤であるＮａやＳｒの含有量も考慮しながら、好適なＰの含有量を検討し、本発明に想到した。
　本発明は、Ａｌ－Ｓｉ－Ｃｕ－Ｍｇ合金からなる低圧鋳造用アルミニウム合金において、Ｓｉ：８．０～１２．６質量％、Ｃｕ：１．０～２．５質量％、Ｍｇ：０．３～０．８質量％、Ｔｉ：０．２質量％以下を含み、更に、Ｐ：Ｘ質量％、Ｎa：Ｙ質量％、Ｓｒ：Ｚ質量％を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなり、Ｐ、Ｎａ、Ｓｒの含有量が、０．４５Ｙ＋０．２４Ｚ＋０．００３≦Ｘ≦０．４５Ｙ＋０．２４Ｚ＋０．０１、０≦Ｙ≦０．０１、０≦Ｚ≦０．０３の全ての関係を充足することを特徴とする低圧鋳造用アルミニウム合金である。
　本発明によれば、低圧鋳造用アルミニウム合金であって、表面の平滑性に優れたアルミニウム合金鋳物を製造することができる亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金を提供できる。この亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金は機械的性質に優れ、鋳物全面における表面収縮巣のないアルミニウム合金鋳物となる。
本実施例で使用した石膏鋳型の形状及び製造したアルミニウム合金鋳物の外観形状を示す図。
　上記の通り、本発明に係る低圧鋳造用アルミニウム合金は、Ｓｉ：８．０～１２．６質量％、Ｃｕ：１．０～２．５質量％、Ｍｇ：０．３～０．８質量％、Ｔｉ：０．２質量％以下、更に、Ｐ：Ｘ質量％、Ｎa：Ｙ質量％、Ｓｒ：Ｚ質量％を含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる。そして、Ｐ、Ｎａ、Ｓｒの含有量（Ｘ、Ｙ、Ｚ）が、０．４５Ｙ＋０．２４Ｚ＋０．００３≦Ｘ≦０．４５Ｙ＋０．２４Ｚ＋０．０１、０≦Ｙ≦０．０１、０≦Ｚ≦０．０３の全ての関係を充足する。以下、本発明の実施形態について説明する。尚、本発明は、以下の実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲において種々の態様で実施し得ることはいうまでもない。以下の説明では、本発明に係るアルミニウム合金の化学成分について説明すると共に、このアルミニウム合金により製造される合金鋳物及びその製造方法について説明する。
＜化学成分＞
まず、本発明に係る低圧鋳造用アルミニウム合金の各合金成分の内容と含有量について、その限定理由と共に説明する。
Ｓｉ：
Ｓｉ含有量は、８．０～１２．６質量％である。Ｓｉは８．０質量％を下回ると流動性が低下し、湯廻り不良が発生する。一方、１２．６質量％を上回ると過共晶組成となり、粗大なＳｉ粒が多く晶出するため、強度が低下し好ましくない。Ｓｉ含有量のより好ましい範囲は、８.６～９．４質量％である。
Ｃｕ：
Ｃｕ含有量は、１．０～２．５質量％である。Ｃｕは時効過程においてＡｌＣｕ２を析出させ、マトリックスの強度を向上させる。１．０質量％以下だとその効果は少なく、２．５質量％以上だとＡｌ－Ｃｕ－Ｍｇ系、Ｃｕ－Ｍｇ系の金属間化合物が晶出し、強度が低下する。Ｃｕ含有量のより望ましい範囲は１．５～２．０質量％である。
Ｍｇ：
Ｍｇ含有量は、０．３～０．８質量％である。Ｍｇは時効過程おいてＭｇ２Ｓｉとして析出し、マトリックスの強度を向上させる。Ｍｇ含有量が０．３重量％未満では、時効処理で析出するＭｇ２Ｓｉの量が少なく、強度向上に及ぼす影響が小さくなる。逆に０．８重量％を超えるＭｇ含有量では、溶湯保持時及び鋳造時にＭｇ系の酸化物が多く発生し、伸び、疲労強度を低下させる。
Ｔｉ：
Ｔｉ含有量は、０質量％を超え０．２質量％以下である。Ｔｉは結晶粒微細化のために用いられる。Ｔｉ含有量が０．２質量％を超えると鋳造時にＴｉＡｌ３化合物が粗大に形成されるため、製品の強度が低下する。
　尚、本発明では、Ｔｉのみでなく、さらにＴｉ－Ｂとして、Ｂを含有することでより結晶粒微細効果が認められる。Ｔｉ－Ｂを含有する場合、望ましいＴｉ、Ｂの範囲は、それぞれ、０．１～０．２質量％、０．００３～０．００５質量％である。Ｔｉ、Ｂ含有量がこれら範囲の下限、つまりＴｉ、Ｂ含有量が、それぞれ、０．１質量％未満、０．００３質量％未満であると結晶粒微細化能力が不十分である。また、Ｔｉ、Ｂ含有量が、それぞれ、０．２質量％超、０．００５質量％超となる場合、それ以上の結晶粒微細化効果は得られないだけでなく粗大化合物が形成されることがあり、強度低下に影響する。
Ｐ：
これまで述べたように、本発明はＰの含有量を適切な範囲に規定することで、鋳物の表面平滑性を確保している。ＰはＡｌと反応してＡｌＰを生成し、これがＳｉ粒形成の核となり共晶Ｓｉ相を誘起させる。ここで、本発明者等は、本発明におけるＰの含有量を規定するに際し、共晶Ｓｉ相を誘起するのに有効なＡｌＰを発生させるための基準とすべきＰ含有量を、０．００３～０.０１質量％とした。
　この基準値である０．００３～０.０１質量％のＰ含有量の範囲について説明する。まず、アルミニウ合金に対するＰの固溶限は、０.０００３質量％である。従って、０.０００３質量％以下のＰは、その全てがアルミニウム中に固溶し、共晶Ｓｉ相の誘起に影響せず本発明の効果は期待できない。また、Ｐの含有量が０.０００３質量％を超えていても、０.００３質量％未満の場合には、ＡｌＰを生成させることはできるが、その核数は少なく分散状態も好ましくない。この場合には、少ないＡｌＰが粗い分散状態で分散するため、共晶セルの数は溶湯補給性に悪影響を及ぼす程度となっており、表面偏析層を形成し、局所的な引け巣を誘発する。
　本発明者等によれば、ＡｌＰの有効核数を十分に増加させるためには、０.００３質量％以上のＰが必要である。この場合、十分なＡｌＰが生成し、それに伴い共晶セル数が増加する。そして、準固相状態に到達する時間が短縮され、凝固殻が早期に表層で生成するので、表面偏析を生じさせることなく平滑な表面を得ることができる。但し、０.００３質量％以上のＰのこのような効果は、０.０１質量％を超えても変化しない。以上から、本発明者等は、鋳物の表面平滑性の確保に有効なＡｌＰを生成させるためのＰ含有量の基準として、０.００３質量％以上０.０１質量％以下の範囲を規定した。
　そして、本発明においては、共晶組織改良剤であるＮａやＳｒの含有量を考慮して適切なＰ含有量を設定する。共晶組織改良剤としてＡｌ－Ｓｉ系合金に含まれるＮａやＳｒは、合金の製造工程で常に意図的に添加される元素ではない。原料経由でＮａやＳｒがＡｌ－Ｓｉ系合金に混入する可能性もある。そのため、特に、多品種のＡｌ－Ｓｉ系合金鋳物を製造する場合においては、合金にＮａやＳｒが含まれていることが多い。本発明では、ＮａやＳｒの意図的な添加の有無とは無関係に、合金に含まれるＮａ及びＳｒの含有量を考慮してＰ含有量を設定する。
　上述のとおり、Ｎａ及びＳｒは、Ｐと反応し化合物（Ｎａ３ＰやＳｒ３Ｐ２等）を形成する。従って、本発明に係るアルミニウム合金においては、ＮａやＳｒと反応した後のＰ含有量が、上記したＰ含有量の基準となる範囲内（０.００３質量％以上０.０１質量％以下）となるように設定することが必要となる。
つまり、本発明に係るアルミニウム合金のＰの含有量（Ｘ質量％）は、Ｎaの含有量（Ｙ質量％）及びＳｒの含有量（Ｚ質量％）としたとき、０．４５Ｙ＋０．２４Ｚ＋０．００３≦Ｘ≦０．４５Ｙ＋０．２４Ｚ＋０．０１である。この関係式において、Ｎａ量（Ｙ）の係数である０．４５及びＳｒ量（Ｚ）の係数である０．２４は、いずれもＰと反応して生成する化合物であるＮａ3Ｐ、Ｓｒ3Ｐ2の化学量論比から算出される値である。そして、上記関係式において、Ｎａ量（Ｙ）及びＳｒ量（Ｚ）に基づいて計算されるＰ量（０．４５Ｙ＋０．２４Ｚ）は、これら共晶組織改良剤との反応によるＰの相殺分を示す。
　共晶組織改良剤との反応による相殺分を除いたときのＰが０．００３質量％未満であると、ＡｌＰが粗く分散し、溶湯補給性に悪影響を及ぼし得る共晶セル数となる。これにより、表面偏析層が形成されて局所的な引け巣を誘発する。一方、共晶組織改良剤との化学反応による相殺分を除いたときのＰが０.００３質量％以上となったとき、ＡｌＰの有効核数が十分に増加するため、それに伴い共晶セル数が増加する。その結果、準固相状態に到達する時間が短縮されることで凝固殻が早期に表層で生成され、収縮巣を生じさせないため平滑な表面を得ることができる。そして、相殺分を除いたときのＰの含有量の上限は、０.０１質量％となり、これを超えてもＰの効果に変化はない。上記関係式は、このような技術的意義を示している。
　尚、後述するように、Ｎａ量（Ｙ）の上限値は０．０１質量％であり、Ｓｒ量（Ｚ）の上限値は０．０３質量％である。この点を考慮し、本発明では、上記関係式に加えて、Ｙ≦０．０１、Ｚ≦０．０３の関係の全てを充足することが求められる。
　このように、本発明は、共晶組織改良剤であるＮａやＳｒの添加の有無及びその含有量に応じて、Ｐ含有量を調整することを特徴とする。上述の通り、Ａｌ－Ｓｉ系合金では、通常、アルミニウム地金にＡｌ－Ｓｉ母合金を合わせて溶解することで所望の成分調整された合金を得ることができる。Ｐの含有量については、アルミニウム地金とＡｌ－Ｓｉ母合金との合わせ溶解では不足が生じる可能性がある。そのため、合金の溶解中に適宜にＰを添加し（例えば、Ｃｕ－Ｐ母合金の形態で添加し）、Ｐ含有量を調整することが好ましい。
　改良剤（Ｎa、Ｓｒ）：
　本発明では、共晶組織改良剤であるＮａ及びＳｒは、任意の構成元素である。従って、Ｎａ及びＳｒの含有量は、少なくともいずれかが０質量％となっていても良い。但し、ＮａとＳｒの少なくともいずれかが含有されていても良い。ＮａとＳｒの少なくともいずれかを含有するとき、それらの含有量は、Ｎaは０．０１質量％以下、Ｓｒは０．０３質量％以下とするのが好ましい。これらの含有量は、一般的な亜共晶Ａｌ－Ｓｉ合金における添加量であり、本発明でもこの範囲が採用される。Ｎａ、ＳｒはＰと反応し、Ｎａ３Ｐ、Ｓｒ３Ｐ２を形成するが、この化合物は不純物として溶湯中に残存する。本発明では、比較的多くのＰを含むので、Ｎａ、Ｓｒの含有量を大きく変動させると、不純物が多くなる可能性が想定される。この不純物が多くなると、疲労強度の低下等の機械的性質の低下を招く。また、上述したように、Ｎａ、Ｓｒの過剰添加は溶湯の流動性の低下の要因にもなる。そこで、一般的な使用上限であるＮａ：０．０１％、Ｓｒ：０．０３％が本発明でも適用される。合金へのＮａ及びＳｒの添加は、改良剤が含まれた溶湯、特に製造現場で行われる改良剤が含有されるアルミニウム合金屑の利用することができる。但し、上記のとおり、共晶組織改良剤であるＮａ及びＳｒの添加は任意である。
その他の元素：
　上記元素の他は、基本的にはＡｌ及び不可避的不純物とすればよいが、通常、アルミニウム合金に添加される上記元素以外の元素も、特性に大きな影響を与えない範囲内で許容される。
＜アルミニウム合金鋳物の表面品質＞
　以上説明した本発明に係るアルミニウム合金は、低圧鋳造法によってアルミニウム合金鋳物を製造するのに好適である。この鋳物品は、鋳造後、表面処理や表面切削をせずに使用する場合が多い。そのため、このアルミニウム合金鋳物は、表面に深さ２０μｍ以上の引け巣欠陥が存在しないことが好ましい。具体的には、表面における深さ２０μｍ以上の引け巣の１００ｍｍ２辺りの面積率が１％以下であることが好ましい。鋳物の表面において、２０μｍを超える内部へ続く引け巣が存在する場合、その欠陥を起点として亀裂が進展し破壊される可能性が高いからである。
＜アルミニウム合金鋳物の製造方法＞
本発明において得られるアルミニウム合金は、溶解し、所望の化学成分の溶湯とした後、鋳型に流し込み所望形状に形成され、アルミニウム合金鋳物を製造することができる。
　型に流し込まれた溶湯は、鋳型の上部に設置されたチルプレート部から湯口方向に向けて冷却される。この時、溶湯には０を超え１気圧以下の圧力が印加される。その後、当該形成品は、溶体化処理を施し、焼入れ後、人工時効処理を施し、強度を得る。
　以下、本発明の実施例を比較例と対比しながら説明し、本発明の効果を実証する。これらの実施例は、本発明の一実施態様を示すものであり、本発明は何らこれらに限定されるものではない。
　本実施例では、表１に示した化学成分に調整したアルミニウム合金溶湯を製造した。そして、アルミニウム合金溶湯低圧鋳造法にて２００℃の石膏型に７５０℃の溶湯を流し、２００℃の鉄製チルプレートを用いて凝固させ、アルミニウム合金鋳物を得た。このときの石膏鋳型の形状及び製造したアルミニウム合金鋳物の外観形状を図１に示す。そして、製造したアルミニウム鋳物について、以下の方法にて、表面組織、機械的特性の評価を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
＜表面組織の評価＞
　まず、鋳物表面の表面欠陥の有無を評価した。ここでは、ＪＩＳ　Ｚ２３４２に従い蛍光浸透探傷試験を実施し、鋳物表面全面において、表面から内部へ続く深さ２０μｍ以上の発光点の有無を確認した。発光点（引け巣）があった場合、その面積を測定して１００ｍｍ２辺りの面積率を計算して、１％を超えた場合には表面欠陥有りと判定した。
＜機械的特性の評価＞
　機械的特性として引張強さ、耐力、伸びの測定を行った。これら測定は、鋳物の中心部から、ＪＩＳ　Ｚ２２０１で規定された丸棒引張試験片を切り出し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１試験方法にて常温にて実施した。そして、測定された引張強さ、耐力、伸びについて、従来技術であるＮａ添加により製造されたＡｌ－Ｓｉ系の低圧鋳造用アルミニウム合金の測定値（引張強さ：３７０ＭＰa、０．２％耐力：２７０ＭＰａ、伸び：７％以上）に対して、同等以上であるかを確認した。
　本実施例で製造したアルミニウム鋳物について、表面組織、機械的特性の評価結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２から、実施例１～実施例１６は、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｔｉの各成分が本発明で規定した範囲内にある。また、Ｐの含有量も適切に調整されている。その結果、これらの実施例のアルミニウム合金鋳物は、表面に２０μm以上の欠陥が存在しておらず、表面平滑性が良好であった。また、引張強度、耐力、伸びの機械的性質についても基準を満たしていた。
　一方、比較例１～比較例７は、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｔｉの各成分が本明で規定した範囲を逸脱しており、鋳物表面の平滑性又は機械的性質が劣っていた。具体的には、以下のような結果であった。
　比較例１は、Ｓｉが少なかったので、引張強度と耐力が基準以下であり、更に、流動性が悪く鋳物表面に２０μｍ以上の欠陥を有していたので不合格となった。
　比較例２は、Ｓｉが多く過共晶の合金となり、引張強度、耐力、伸びのいずれにおいても、低圧鋳造用アルミニウム合金に対する基準値を下回ったため不合格となった。
　比較例３は、Ｃｕが少なかったので、引張強度と耐力が基準以下であり不合格となった。一方、比較例４は、Ｃｕが多かったので、伸びが基準以下であり不合格となった。
　比較例５は、Ｍｇが少なかったので、引張強度が基準以下であり不合格となった。一方、比較例５は、Ｍｇが多かったので、伸びが基準以下であり不合格となった。
　比較例７は、Ｔｉが多かったので、伸びが基準以下であり不合格となった。
　そして、比較例８～１１は、そのＰ含有量が、本発明の関係式に基づく下限値（比較例８：０.００３質量％、比較例９：０.００３９質量％、比較例１０：０.００５４質量％、比較例１１：０.０１０２質量％）より少ない。これらの比較例の合金は、表面に２０μｍ以上の欠陥を有しており不合格となった。これらの比較例におけるＰ含有量は、Ａｌ－Ｓｉ系合金の固溶限を超えており、かつ本発明で規定される下限値より低い。そのため、固溶限から超過したＰがＡｌＰを形成するものの、溶湯補給性に悪影響を及ぼし得る共晶セル数となったため、表面偏析層を形成し引け巣が形成したものと推定される。
　更に、比較例１２、１３は、Ｎａ、Ｓｒが上限（Ｎａ：０．０１質量％、Ｓｒ：０．０３質量％）を超えており、伸びが基準以下となり不合格となった。これらの比較例は、比較的多量のＰを含んでいるが、このＰとＮａ又はＳｒとが反応し、Ｎａ３Ｐ又はＳｒ３Ｐ２を形成して不純物として溶湯中に残存していたと考えられる。これらの比較例では、不純物である化合物が多いことから、製造された合金鋳物の伸び低下に繋がったと考えられる。
　本発明に係る低圧鋳造用アルミニウム合金は、Ｎａ、Ｓｒの含有量を考慮しつつＰの含有量を適切に制御することで、表面の平滑性に優れたアルミニウム合金鋳物を製造することができる。本発明により製造される亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金からなるアルミニウム合金鋳物は、機械的性質に優れ、鋳物全面における表面引け巣のない平滑な表面を有する。本発明は、その機械的性質を活かしてエンジン部品等に有用である。

Claims (2)

  1. 　Ａｌ－Ｓｉ－Ｃｕ－Ｍｇ合金からなる低圧鋳造用アルミニウム合金において、
    　Ｓｉ：８．０～１２．６質量％、Ｃｕ：１．０～２．５質量％、Ｍｇ：０．３～０．８質量％、Ｔｉ：０．２質量％以下を含み、
    　更に、Ｐ：Ｘ質量％、Ｎa：Ｙ質量％、Ｓｒ：Ｚ質量％を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなり、
    　Ｐ、Ｎａ、Ｓｒの含有量が、０．４５Ｙ＋０．２４Ｚ＋０．００３≦Ｘ≦０．４５Ｙ＋０．２４Ｚ＋０．０１、０≦Ｙ≦０．０１、０≦Ｚ≦０．０３の全ての関係を充足することを特徴とする低圧鋳造用アルミニウム合金。
  2. 　請求項１記載の低圧鋳造用アルミニウム合金を用いたアルミニウム合金鋳物であって、
    　表面における深さ２０μｍ以上の引け巣欠陥の面積率が、１００ｍｍ２辺りの面積率で１％以下であるアルミニウム合金鋳物。
     
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