JP2006336044A - アルミニウム合金鋳物及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 軽量で安価であることを要求される自動車、自動二輪車、雪上車、小型船舶など車両等の車体構成部品や懸架装置部品として好適な、高強度かつ高延性を有するアルミニウム合金鋳物とその製造方法を得る。
【解決手段】 重量比で、Ｓｉ：７．０〜１１．５％、Ｍｇ:０．６％以下、Ｆｅ:０．２％以下、Ｍｎ:０．２〜０．９％、Ｔｉ:０．０２〜０．２％、Ｃｒ:０．１５％以下、残部実質的にＡｌ及び不可避的不純物からなり、（Ｆｅ％＋２×Ｍｎ％＋３×Ｃｒ％）の合計の無次元数が１．９以下であって、組織中のＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の円相当径１０μｍ以下のアルミニウム合金鋳物。その製造方法は前記組成となる溶湯を、減圧した金型キャビティ内に充填する真空ダイカスト工法であって、溶湯の充填時間を６０ｍｓ以下とする。
【選択図】 図１

Description

本発明は、高強度かつ高延性を有するアルミニウム合金鋳物に関し、詳細には自動車、自動二輪車、雪上車、小型船舶などの車体構成部品や懸架装置部品として好適なアルミニウム合金鋳物に関する。

自動車、自動二輪車、スノーモービルなどの雪上車、水上バイクやレジャーボートなどの小型船舶など（以下、総称して「車両等」という）の車体構成部品や懸架装置部品には、軽量化、強度、及び耐食性の確保のために、アルミニウム合金の展伸材、または鍛造材が多用されている。

例えば、図５に模式的に示す雪上車５０の車体構成部品であるバルクヘッド５１、サブフレーム５２、リアパネル５３等、或いは図６に模式的に示す自動二輪車６０の車体構成部品である車体フレーム６１のヘッドパイプ６１ａ、タンクレール６１ｂ、サイドフレーム６１ｃ、シートレール６１ｄ等は、高い強度と延性とを要求され、かつ薄肉で複雑な形状の部品である。雪上車や自動二輪車の車体構成部品は、板状、棒状、角状などのアルミニウム合金の展伸材から多数のパーツを加工し、これらパーツを溶接して１つの構造体（車体構成部品）としているため加工及び組み立てに要するコストが高く、製造コスト抑制のためにパーツを一体成形化するニーズが高まっている。

また、例えば、図７に模式的に示す自動車の車体フレーム７１（図７（ａ））を構成する継手７２（図７（ｂ））、何れも図示しないエンジンクレードル、クロスメンバー、ピラー等の自動車の車体構成部品、或いは図６に示す自動二輪車６０のスイングアーム６２、図８に模式的に示す自動車のアーム８１、図示しないリンク等の自動車や自動二輪車の懸架装置（サスペンション）部品は、軽量化のためにアルミニウム合金の展伸材、または鍛造材が多用されてきている。自動車の車体構成部品、自動二輪車や自動車の懸架装置部品は、製造コスト抑制のための一体成形化のニーズに加えて、同時に雪上車や自動二輪車の車体構成部品に比較して、はるかに高い強度と高い延性とを要求されている。

車両等の車体構成部品や懸架装置部品の製法としては、前述した展伸材の溶接、または鍛造のほか鋳造によるダイカスト法がある。ダイカスト法は、アルミニウム合金などの溶湯を金型に高速、高圧で金型キャビティに充填することで、寸法精度と鋳肌が良く、しかも薄肉として大量に得ることができることから、一体成形化のニーズに対しては好適な製法である。

ダイカスト法で製造されるアルミニウム合金鋳物としては、例えば、ＪＩＳ規格 Ｈ ５３０２に定められた、化学成分でＣｕ：０．６％以下、Ｓｉ：９．０〜１０．０％、Ｍｇ:０．４〜０．６％、Ｚｎ:０．５％以下、Ｆｅ:１．３％以下、Ｍｎ:０．３％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｓｎ：０．１％以下、残部：Ａｌとした、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系のアルミニウム合金ダイカスト（ＪＩＳ記号：ＡＤＣ３）がある。ＡＤＣ３は、衝撃値と耐力が比較的高くまた耐食性も良いので、自動車用ホイルキャップなどに広く適用されている。

ところが、従来のＡＤＣ３などからなるアルミニウム合金鋳物を、高強度（引張り強さ、０．２％耐力）や高延性（破断伸び）など高い機械的性質が必要とされる車両等の車体構成部品や懸架装置部品に適用しようとすると、鋳放しのままでは、それらの部品の要求特性（必要とされる機械的性質）を満足せず、鋳造後に溶体化処理を伴うＴ４、Ｔ６、Ｔ７などの熱処理によって機械的性質を改善する必要があった。一方、従来のアルミニウム合金鋳物は、鋳造時にガスを巻き込んでポロシティを生じやすいことから、機械的性質の向上を狙って溶体化処理を伴う熱処理を施すと、鋳造時に生じたポロシティからブリスター（ふくれ）が発生して逆に機械的性質を低下させてしまうことがあった。また、薄肉で複雑な形状の部品では熱処理の加熱冷却に伴う変形により部品の寸法精度が低下して、変形の矯正が必要な場合もあった。また、熱処理工程や熱処理に伴う変形を矯正するための工程の増加により製造コストが上昇するという問題もあった。このように、鋳放しのままでは勿論、鋳造後熱処理する場合であっても、従来のアルミニウム合金鋳物を車両等の車体構成部品や懸架装置部品に適用することは困難であった。

しかし最近は、真空ダイカスト法によりアルミニウム合金鋳物を鋳造することで、鋳造後に熱処理を施して機械的性質を向上することも可能になってきている。例えば、重量％でＳｉ：９．５〜１１．５％、Ｍｇ：０．３〜０．５％、Ｃｕ：０．１％以下、Ｆｅ：０．１５％以下を含み、残部がアルミニウム及び不可避的不純物から成るアルミニウム合金を用い、ダイカスト用金型のキャビティ内の圧力を５０ｈＰａ以下にしてダイカスト成形し、この成形体に展延性を付与する熱処理（溶体化処理、焼き入れ及び時効処理）を施すアルミニウム製品の製造方法の開示がある（例えば、特許文献１参照）。この特許文献１によれば、一般に強度や展延性に対する要求レベルが高いとされる自動車用シャシー部品などの要求品質、例えば引張り強さ２９０ＭＰａ以上、０．２％耐力２００ＭＰａ以上、破断伸び８％以上といった品質を満足することが可能になるとしている。

アルミニウム合金鋳物は、前述のとおりアルミニウム合金溶湯を金型キャビティ内に高速、高圧で充填して得られるが、薄肉のため充填後の冷却速度が大きく、微細な結晶組織が得られやすい。このため、鋳造時に結晶粒の微細化剤の添加を行われなくても良いとされている。しかし一方では、結晶粒微細化剤を添加するものもある。例えば、ＡｌとＳｉをベースとするダイカスト合金であって、重量％でＳｉ：９．５〜１１．５％、Ｍｇ:０．１〜０．５％、Ｍｎ:０．５〜０．８％、Ｆｅ:０．１５％以下、Ｃｕ：０．０３％以下、Ｚｎ:０．１０％以下、Ｔｉ：０．１５％以下を含み、残部：Ａｌ、及び微粒化剤としてＳｒ：３０〜３００ｐｐｍ（０．００３０〜０．０３００％）とするダイカスト合金の開示がある（例えば、特許文献２参照）。この特許文献２によれば、Ｍｎで成形特性を改善し、Ｓｒで共晶Ｓｉを微細化して破断強度を高くし、またＣｕ、Ｆｅによる汚染を回避するためこれらを少なくすることで、自動車用ホイールのようなダイカスト品に求められる機械的特性や耐食性を良くし、また良好な鋳造性を得られるとしている。

また、重量％でＳｉ：６．５〜１０％、Ｍｇ：０．２〜０．５％、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎの合計が０．５〜１．２％であって、含有重量％に基づき算出されるＦｅ／（Ｍｎ＋Ｃｒ）の値が１．３以下となるようにＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒの何れか１種以上を含んで、不純物：２．０％以下、残部：Ａｌとし、またはさらにＳｒ：０．００５０〜０．０１５０％を含み、またはさらに不純物としてＴｉとＢを含み、このうちＴｉは０．０３〜０．１５％とするダイカスト用アルミニウム合金の開示がある（例えば、特許文献３参照）。この特許文献３によれば、強度が高くしかも靱性に優れるダイカスト用アルミニウム合金が得られるとしている。

さらに、重量比でＣｕ：０.１％以下、Ｓｉ：７.５〜１０.０％、Ｍｇ：０.２５〜０.６％、Ｆｅ：０.２５％以下、Ｍｎ：０.５〜１.２％、またはさらにＳｒ：０.０１〜０.０２％を含み、残部：Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金を用いてダイカスト鋳造後に、Ｔ５熱処理を施す自動車部品の製造方法の開示がある（例えば、特許文献４参照）。この特許文献４によれば、Ｃｕ及びＦｅをできるだけ少なくすることで耐食性の問題を引き起こさないようにし、Ｍｎを多くすることで耐力を増加させ、Ｓｒを添加することで共晶組織を微細化して共晶領域での破壊への抵抗力を増加させ、結果として伸びを向上させることができるとしている。また、この特許文献４によれば、熱処理としてコストの高い溶体化処理を必要とするＴ６熱処理ではなく、２００℃以下で時効処理するＴ５熱処理のみでもって伸びを比較的低下させることなく耐力を伸ばすことができるので、特に自動車用クロスメンバとして要求される耐力と伸びを確保し、軽量化を図ることができるとしている。

特開２００１−１９８６５９号公報 特開平８−４１５７５号公報 特開２００２−３３９０３０号公報 特開２００２−１０５６１１号公報

一般的に、車両等の車体構成部品や懸架装置部品に要求される機械的性質、即ち要求特性としては、部品毎に異なるものの、例えば０．２％耐力で約１４０ＭＰａ以上、破断伸びで約５％以上が必要とされ、特に高強度と高延性を要求される自動車の車体構成部品、自動二輪車や自動車の懸架装置部品にあっては、例えば０．２％耐力で約２４０ＭＰａ以上、破断伸びで約１０％以上を要求される場合もある。従来のＡＤＣ３などからなるアルミニウム合金ダイカストでは、鋳放しのままでは、上記の要求特性を満足せず、一方、鋳造後に熱処理を施せば、ブリスター（ふくれ）発生による機械的性質の低下、熱処理に伴う変形による寸法精度の低下、及び熱処理工程や熱処理に伴う変形の矯正工程の増加による製造コスト上昇という問題があった。特に雪上車や自動二輪車の車体構成部品では、熱処理を施した場合、機械的性質が上記要求特性に対し著しく過剰（過剰品質）となる反面、熱処理に伴うコスト増大を招くため、安価な雪上車や自動二輪車の車体構成部品として提供することは困難であった。

特許文献１に開示の製造方法によるアルミニウム合金鋳物は、ＴｉやＳｒを含有しないので結晶粒の微細化の効果が少なく延性が不足するおそれがある。従って、特に高強度と高延性を要求される自動車の車体構成部品、自動二輪車や自動車の懸架装置部品に適用するのは難かしい。一方で熱処理を必須としているため、熱処理や熱処理に伴う変形の矯正工程の増加によりコスト高となる。従って、安価に提供することを求められる雪上車や自動二輪車の車体構成部品に適用する場合は、熱処理により機械的性質が要求特性に対して著しく過剰となるうえに、製品が高価になるという問題がある。

また、特許文献２に開示のダイカスト合金は、Ｓｒを多量に含有させるため、鋳造時にポロシティを生じやすく、機械的性質を向上しようとして溶体化処理を伴う熱処理を施すと、ポロシティからブリスターが発生して逆に機械的性質を損なうおそれがあるばかりか、Ｓｒは高価なため多量に含有させると製造コストが増加して好ましくない。

また、特許文献３に開示のダイカスト用アルミニウム合金ではＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の化合物の形成に影響するＦｅ、Ｍｎ及びＣｒ量の関係を規定しているが、生成するＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の化合物が粗大になることがあり、車両等の車体構成部品や懸架装置部品に要求される機械的性質を満たさない場合がある。また、特許文献３には共晶Ｓｉの改良による靭性向上を狙って、好ましい構成例としてＳｒを０．００５０〜０．０１５０ｗｔ％添加するとの開示があるが、Ｓｒを含有させる場合、その含有量が多いため、鋳造時にポロシティを生じやすく、機械的性質を向上しようとして溶体化処理を伴う熱処理を施すと、ポロシティからブリスターが発生して逆に機械的性質を低下するおそれがあり、またＳｒは高価なため多量に含有させると製造コストが増加して好ましくない。

また、特許文献４に開示のダイカスト鋳造による自動車部品の製造方法では、２００℃以下の低温で時効処理するＴ５熱処理のみを施して低コスト化を狙ったものであるが、実施例によれば、得られる機械的性質は耐力１８４〜２２５ＭＰａ、伸び５．２〜６．６％程度にすぎない。特に高強度と高延性を要求される自動車の車体構成部品、自動二輪車や自動車の懸架装置部品では、特許文献４の製法では機械的性質が十分とはいえない。一方、機械的性質の要求レベルが比較的低く、また安価に提供することを求められる雪上車や自動二輪車の車体構成部品では、特許文献４の製法では熱処理により過剰品質となるばかりか、低コストとはいえ熱処理工程（時効処理）を含むことから製品が高価になることは避けられず好ましくない。

特許文献４では共晶組織の微細化による伸びの向上を狙って、Ｓｒを重量比で０．０１〜０．０２％添加することが望ましいとしているが、Ｓｒを添加する場合、その含有量が多いため鋳造時にポロシティを生じやすく、機械的性質を向上しようとして溶体化処理を伴う熱処理を施すと、ポロシティからブリスターが発生して機械的性質を損なうおそれがあり、また高価なＳｒの多量添加は製造コストを増加するので好ましくない。

本発明は、上記した実情に鑑みてなされたもので、一体成形のニーズに対応できるダイカスト法を用いて、軽量で安価であることを要求される自動車、自動二輪車、雪上車、小型船舶などの車両等の車体構成部品や懸架装置部品に好適な、高強度かつ高延性を有するアルミニウム合金鋳物及びその製造方法を提供することを目的としている。

本発明者らは、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金となる溶湯の組成を種々変えてダイカスト法で鋳造し、鋳放し（熱処理なし）、或いはＴ４、Ｔ５、及びＴ６などの熱処理を施して、組成、組織、及び鋳造条件が、引張り強さ、０．２％耐力、破断伸びに与える影響を鋭意研究した。その結果、組成として、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｔｉ、及びＣｒの含有量を最適化すること、及び組織中のＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の塊状の化合物であるスラッジ（以下、この塊状のＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物を、単に「スラッジ」という）の大きさを小さくする、或いはスラッジを無くすことによって、鋳物の金型への溶着が起こりにくく、高耐力、高延性など優れた機械的性質を有する車両等の車体構成部品や懸架装置部品として好適なアルミニウム合金鋳物が得られるとの知見を得た。さらに、アルミニウム合金鋳物の製造方法は、鋳造条件として金型への充填時間を短くすることで初晶α相の大きさをある値以下に抑制することにより、破断伸びが大きくなり、より延性の高いアルミニウム合金鋳物が得られることを見出して本発明に想到した。

即ち、本発明のアルミニウム合金鋳物は、重量比で、Ｓｉ：７．０〜１１．５％、Ｍｇ:０．６％以下、Ｆｅ:０．２％以下、Ｍｎ:０．２〜０．９％、Ｔｉ:０．０２〜０．２％、Ｃｒ:０．１５％以下、残部実質的にＡｌ及び不可避的不純物からなる組成を有し、（Ｆｅ％＋２×Ｍｎ％＋３×Ｃｒ％）の合計の無次元数が１．９以下であって、組織中のＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の塊状の化合物（スラッジ）の円相当径が１０μｍ以下であることを特徴とする。本発明のアルミニウム合金鋳物は上記の構成にくわえて、さらに重量比で、Ｓｒ:０．００１〜０．００５％を含有することが好ましい。

また、本発明のアルミニウム合金鋳物は、鋳放しでの、組織中の初晶α相のＤＡＳ２が１２μｍ以下であることが好ましい。また、熱処理後の、組織中の共晶Ｓｉの円相当径が２μｍ以下であり、かつ共晶Ｓｉの円形度が７０％以上であることが好ましい。

また、本発明のアルミニウム合金鋳物は、０．２％耐力（ＭＰａ）の３倍の数値と、破断伸び（％）の４０倍の数値との合計を無次元数で表した強靭指数［３×０．２％耐力（ＭＰａ）＋４０×破断伸び（％）］の値が、熱処理を施さない場合で７００以上、熱処理を施した場合で１０００以上であることが好ましい。

本発明のアルミニウム合金鋳物の製造方法は、重量比で、Ｓｉ：７．０〜１１．５％、Ｍｇ:０．６％以下、Ｆｅ:０．２％以下、Ｍｎ:０．２〜０．９％、Ｔｉ:０．０２〜０．２％、Ｃｒ:０．１５％以下、残部実質的にＡｌ及び不可避的不純物からなり、（Ｆｅ％＋２×Ｍｎ％＋３×Ｃｒ％）の合計の無次元数が１．９以下の溶湯を準備し、前記溶湯を射出スリーブの給湯口より射出スリーブに注入し、前記溶湯の金型キャビティへの充填前に金型キャビティ内を減圧し、続いて、射出スリーブに嵌合するプランジャチップを前進して射出を行うことで射出スリーブ内の溶湯を金型キャビティ内に充填する真空ダイカスト工法であって、前記金型キャビティへの前記溶湯の充填時間を６０ｍｓ以下としたことを特徴とする。本発明のアルミニウム合金鋳物の製造方法は、前記溶湯にさらに重量比で０．００１〜０．００５％のＳｒを含有することが好ましい。

また、本発明のアルミニウム合金鋳物の製造方法は、特に高強度かつ高延性を要求される場合には、鋳造後に溶体化処理および／または人工時効処理する熱処理を施すことが好ましい。

次に本発明のアルミニウム合金鋳物での、組成、組織、強靭指数、製造方法等の限定理由を説明する。

（１）Ｓｉ：７．０〜１１．５％
Ｓｉは、湯流れ性などの鋳造性や延性に影響を及ぼす。７．０％未満では流動性が低く鋳造性が悪くなる。一方、１１．５％を超えると靭性が著しく低下する。従って、Ｓｉは７．０〜１１．５％、高い延性を要求される場合は、好ましくはＳｉは７．０％以上９．５％未満とする。

（２）Ｍｇ：０．６％以下
Ｍｇは、必要に応じて含有させる元素である。Ｍｇを含有させれば、Ｍｇ₂Ｓｉを生じ、引張り強さと０．２％耐力を向上させる働きがある。この効果を得るには、Ｍｇは０．１％以上含有することが好ましい。しかし、Ｍｇは０．６％を超えて含有するとＭｇ₂Ｓｉが過剰となり、破断伸びが低下する。従って、Ｍｇを含有させる場合は、Ｍｇは０．６％以下とする。なお、Ｍｇを含まない、即ちＭｇが０％でも、その他の化学成分を適切に含有してダイカスト法で鋳造すれば、鋳放しでも、さらにはＴ４熱処理やＴ６熱処理を施すことにより、後述する強靱指数を満足する場合がある。これはダイカスト法を用いることで、急冷凝固により組織が微細化されるためと考えられる。従って、本発明においては、Ｍｇは０％を含むものとする。

（３）Ｆｅ：０．２％以下
Ｆｅは不可避的不純物である。Ｆｅは、０．２％を超えて含有すると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の針状の化合物を形成して延性の低下を招き、耐食性をも損う。従ってＦｅは０．２％以下とする。

（４）Ｍｎ：０．２〜０．９％
Ｍｎは、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の針状の化合物を、スラッジと称されるＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系の塊状の化合物に変える効果があるため、Ｆｅによる延性の低下などの悪影響を緩和するとともに、鋳物と金型の溶着（焼きつき）、あるいは金型の溶損を防止する。特に鋳物と金型との溶着を抑えて離型性を改善する。これらの効果を得るためには、Ｍｎを０．２％以上含有させる必要がある。一方、ＦｅやＣｒの含有量にも影響されるが、Ｍｎを０．９％を超えて含有すると、スラッジが粗大になり延性を損う。従って、Ｍｎは０．２〜０．９％とする。

（５）Ｔｉ:０．０２〜０．２％
Ｔｉは、０．０２％以上の含有で結晶粒を微細化し靭性を向上させる効果がある。一方、Ｔｉは０．２％を超えて含有すると溶湯の粘性が大きくなり、鋳造時の湯流れ性を低下させる。従って、Ｔｉは０．０２〜０．２％とする。

（６）Ｃｒ：０．１５％以下
Ｃｒは、結晶粒の微細化に効果がある。しかし、Ｃｒを０．１５％を超えて含有すると粗大なスラッジの形成を助長し、この粗大スラッジがハードスポットとなって延性を損ねる。従って、Ｃｒは０．１５％以下、好ましくは０．００３〜０．１５％とする。

（７）Ｓｒ：０．００１〜０．００５％
Ｓｒは、延性向上のために付加的に含有させることができる。Ｓｒを０．００１％以上含めば、共晶Ｓｉを微細化させ、延性を向上させる効果がある。一方、Ｓｒは０．００５％を超えて多量に含有すると、鋳造時にポロシティを生じやすく、鋳造後に溶体化処理を伴うＴ４熱処理やＴ６熱処理を施すと、ポロシティからブリスター（ふくれ）が発生しやすくなる。このため熱処理を施しても十分な機械的性質の向上が得られないおそれがある。また、Ｓｒを０．００５％を超えて含有しても延性向上効果は飽和し、さらにＳｒは比較的高価であるため、必要以上に含有させては製造コスト高を招き好ましくない。従ってＳｒを含有させる場合、Ｓｒは０．００１〜０．００５％とするのが好ましい。

（８）（Ｆｅ％＋２×Ｍｎ％＋３×Ｃｒ％）の合計の無次元数が１．９以下
Ｆｅ、Ｍｎ、及びＣｒの重量比の合計を、(Ｆｅ％＋２×Ｍｎ％＋３×Ｃｒ％)として算出した無次元数は、アルミニウム合金鋳物の組織中へのスラッジの形成のし易さを現す指標である。以下、これをスラッジファクター（略して「ＳＦ値」）という。ＳＦ値が大きいほど晶出するスラッジの大きさ（サイズ）と数が増加する傾向にあることから、スラッジの大きさは、ＳＦ値を目安に制御することが可能である。具体的にはＳＦ値が１．９を超えると溶湯の凝固時にスラッジが形成し易く、また粗大となってアルミニウム合金鋳物の延性を低下する。従ってＳＦ値は１．９以下とし、好ましくは１．６以下とする。

（９）Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の化合物（スラッジ）の円相当径が１０μｍ以下
Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の化合物であるスラッジは硬い粒子であり、組織中のスラッジが円相当径で１０μｍを超えて大きくなると、その大きなスラッジが破壊の起点となって、アルミニウム合金鋳物の延性を著しく損ねる。例えば、幾つかの小さなスラッジが分散して存在するより、１個の大きなスラッジが存在するほうがスラッジからの破壊の起点となりやすく延性低下を招きやすい。従って、スラッジの円相当径が１０μｍ以下、好ましくは７μｍ以下、さらに好ましくは０μｍ、即ちスラッジ無しとする。本発明では、アルミニウム合金鋳物の任意の部位のミクロ組織を光学顕微鏡にて倍率４００で観察し、スラッジが観察される５視野を抽出し、それぞれの視野について、さらに倍率１０００にて光学顕微鏡写真を撮影して、それらのうち最も大きいスラッジの円相当径を求めた。なお、スラッジの円相当径（μｍ）とは、スラッジが真円でなくとも、スラッジの面積から、その面積と同じ面積に相当する円の直径に換算した値である。

（１０）初晶α相のＤＡＳ２が１２μｍ以下
初晶α相のＤＡＳ２（二次デンドライトアームスペーシング）は、初晶α相の大きさを表す指標である。鋳放し、即ち熱処理を施さない状態では、この値が小さいほど組織が微細であることを示し強度と延性とが高く機械的性質に優れる。組織中の初晶α相のＤＡＳ２が１２μｍを超えると破断伸びが低下するため１２μｍ以下であることが好ましい。本発明のアルミニウム合金鋳物は、好ましくは鋳放しで初晶α相のＤＡＳ２が１２μｍ以下としているので、熱処理せずとも高強度と高延性を有する。従って、一体成形化のニーズに応えて、かつ熱処理コスト等をかけずに安価な提供を求められる雪上車や自動二輪車の車体構成部品として最適である。

本発明におけるＤＡＳ２の値は、軽金属学会指定の交線法により測定されるものである。即ち粒状晶からなる方向性の少ない組織であって、しかも実質的に整列した２次アームを選ぶのが困難な組織に適用できる交線法（「アルミニウムのデンドライトアームスペーシングと冷却速度の測定法」、研究委員会、軽金属学会、１９８８年８月、研究部会報告書Ｎｏ．２０、ｐ．４６〜５２に開示される方法）によって算出した。即ち、ミクロ組織写真におけるα相粒境界間に線分を引き、以下の（１）式に従ってＤＡＳ２を求めた。
ＤＡＳ２＝{Ｌ₁／（Ｎ₁−１）＋Ｌ₂／（Ｎ₂−１）＋…＋Ｌ_m／（Ｎ_m−１）}／ｍ…（１）
ここで、Ｌ_iは測定しようとするα相粒子を通る線分の長さ、Ｎ_iは測定しようとする線分とα相粒子の粒界との交点数、ｍは測定した線分の数である（ここで、ｉ＝1,2,…,ｍ-1,ｍ）。本発明では、アルミニウム合金鋳物の任意の部位３視野を、光学顕微鏡で倍率４００にて撮影したミクロ組織について、交線数ｍを１０として、各視野のＤＡＳ２を測定して、その平均値を求めた。

（１１）共晶Ｓｉの円相当径が２μｍ以下であり、かつ共晶Ｓｉの円形度が７０％以上
共晶Ｓｉとは共晶部に存在するＳｉ粒子をいう。本発明のアルミニウム合金鋳物は、鋳放しで上述した組成と組織としたうえで、さらに適切な熱処理を施すことで、共晶Ｓｉの結晶粒、即ち円相当径を小さく、かつその円形度を大きくすることができる。具体的には、組織中の共晶Ｓｉの円相当径が２μｍ以下、かつ共晶Ｓｉの円形度が７０％以上とすることで、０．２％耐力、引張り強さ、及び破断伸びが一層増加し、特に０．２％耐力と破断伸びから求められる強靱指数が大きくなり、高強度かつ高延性を有することから、はるかに高い機械的性質を要求される自動車の車体構成部品、自動二輪車や自動車の懸架装置部品として最適である。共晶Ｓｉが円相当径で２μｍ以下、かつ円形度で７０％以上のアルミニウム合金鋳物は、溶体化処理後、十分安定な状態まで自然時効処理するＴ４熱処理、または、溶体化処理後焼入れ後に人工時効処理するＴ６熱処理を施すことで得ることができる。

共晶Ｓｉの円相当径（μｍ）は、共晶Ｓｉの面積から、その面積と同じ面積に相当する円の直径に換算して求めた。また、共晶Ｓｉの円形度（％）は、［共晶Ｓｉの面積（μｍ²）／計測した共晶Ｓｉと同じ周囲長（μｍ）をもつ円の面積（μｍ²）］×１００（％）として算出した。共晶Ｓｉの円形度（％）は、値が大きいほど共晶Ｓｉの形状が真円に近く、真円では１００％であることを示す。本発明では、アルミニウム合金鋳物の任意の部位３視野を、光学顕微鏡で倍率４００にて撮影したミクロ組織について、各視野の共晶Ｓｉを観察し、その円相当径と円形度とを算出し、各々の平均値を求めた。

（１２）強靭指数［３×０．２％耐力（ＭＰａ）＋４０×破断伸び（％）］：熱処理を施さないで７００以上、或いは熱処理を施して１０００以上
車両等の車体構成部品や懸架装置部品は、強度と延性とに優れ、両者のバランスのとれた性能が要求される。本発明ではアルミニウム合金鋳物の強度と延性とを総合的に評価する指標として、０．２％耐力（ＭＰａ）の３倍の数値と、破断伸び（％）の４０倍の数値とを合計した無次元合計数［３×０．２％耐力（ＭＰａ）＋４０×破断伸び（％）］を算出して強靭指数として表す。例えば、０．２％耐力が１５０ＭＰａで、破断伸びが１０％であれば、強靭指数は３×１５０＋４０×１０＝８５０となる。強靭指数が大きいほど、強度と延性とを総合した特性である靭性に優れることを示す。

鋳放しでの強靭指数が７００以上のアルミニウム合金鋳物は高強度と高延性とを兼備し、即ち高靭性なので、一体成形化のニーズに応えて、かつ熱処理コスト等をかけずに安価な提供を求められる雪上車や自動二輪車の車体構成部品として最適である。一方、強靭指数が７００未満では雪上車や自動二輪車の車体構成部品のうち適用できる部品が制限される。このため熱処理を施さない場合の強靭指数は７００以上とすることが好ましく、８００以上とすることがより好ましく、９００以上とすることがさらに好ましい。

また強靭指数は熱処理を施すことで向上する。熱処理を施した後の強靭指数が１０００以上のアルミニウム合金鋳物は、鋳放しに比べて、より高強度と高延性とを兼備して、より高靭性なので、はるかに高い機械的性質を要求される自動車の車体構成部品、自動二輪車や自動車の懸架装置部品として最適である。一方、強靭指数が１０００未満であると自動車の車体構成部品、自動二輪車や自動車の懸架装置部品のうち適用できる部品が制限される。このため熱処理を施した場合の強靭指数は１０００以上とすることが好ましく、１１００以上とすることがより好ましく、１２００以上とすることがさらに好ましい。

（１３）金型キャビティへの溶湯の充填時間：６０ｍｓ以下
金型キャビティへの溶湯の充填時間が長くなると、溶湯が凝固に至るまでの時間が長くなり、粗大な初晶α相を生じ、初晶α相のＤＡＳ２が大きくなって、破断伸びを低下させる。充填時間は６０ｍｓを越える程度から、上記の傾向が顕著となってくる。従って、好ましくは、金型キャビティへの溶湯の充填時間は６０ｍｓ以下、より好ましくは４５ｍｓ以下とする。なお、金型キャビティへの溶湯の充填時間は、プランジャチップによる射出速度を適宜制御することで調整する。

（１４）溶体化処理
共晶温度直下の高温に到達後冷却する溶体化処理により、凝固過程で生じた化合物の多くがアルミ基地中に固溶し、また、板状または片状の共晶Ｓｉが塊状化して、共晶Ｓｉの結晶粒、即ち円相当径が小さく、かつその円形度が大きくなる。これによりアルミニウム合金鋳物の０．２％耐力や破断伸びなどの機械的性質が改善して靭性が向上する。

（１５）人工時効処理
人工時効処理を施すことによりＭｇ₂Ｓｉなどの化合物を時効析出し、アルミニウム合金鋳物の引張強さや０．２％耐力などの強度を向上できる。

以上詳細に説明したとおり、本発明のアルミニウム合金鋳物及びその製造方法によれば、軽量で安価であることを要求される自動車、自動二輪車、雪上車、小型船舶などの車両等の車体構成部品や懸架装置部品に好適な、高強度かつ高延性を有するアルミニウム合金鋳物が得られる。

以下、本発明を実施するための最良の形態を詳細に説明する。
（実施の形態１）
表１に示すほかは残部実質的にＡｌ及び不可避的不純物からなる化学組成（重量％）を有するＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系のアルミニウム合金を溶製して、真空ダイカスト法で鋳造して供試材を作製した。溶製に際しては、酸化膜除去と水素除去を目的としてアルゴンガスバブリングによる脱ガス処理を行った。表１で、実施例１〜１６は本発明の組成と組織の範囲内の、比較例１〜１７は本発明の組成と組織の範囲外の供試材を示す。なお、表１でＳＦ値はスラッジファクター（（Ｆｅ％＋２×Ｍｎ％＋３×Ｃｒ％）の合計の無次元数）を示す。

鋳造条件としては、型締め力３５０トン、プランジャチップ直径８０ｍｍ、減圧バルブなど金型キャビティ内を減圧する減圧手段を有するダイカストマシンを用い、１６０ｍｍ×２５０ｍｍ×３ｍｍの平板が形成され、予め離型剤を塗布して型締めした金型キャビティを減圧して、アルミニウム合金溶湯を充填する真空ダイカスト法で行った。具体的には、表１に示す組成で溶製した７２０℃のアルミニウム合金溶湯を、射出スリーブの給湯口より射出スリーブに充填率３０％で注入し、次いで、射出スリーブに嵌合するプランジャチップを前進して、プランジャチップの平均速度０．３ｍ／ｓで低速射出を、続いて、プランジャチップの平均速度２．３ｍ／ｓで高速射出を行って射出スリーブ内から金型キャビティ内に、充填時間４５ｍｓで充填した。金型キャビティ内の空気、溶湯、及び離型剤等から発生するガスの鋳物への巻き込みを抑制するため、低速射出での充填の途中、プランジャチップが射出スリーブの給湯口を塞いだ時点から減圧バルブなど減圧手段を作動させて金型キャビティ内の減圧を開始し、金型キャビティ内の圧力を絶対圧４ｋＰａ（大気圧基準で−９７ｋＰａ）とした後、高速射出直前に減圧バルブを閉じて金型キャビティ内を減圧状態に保持したまま鋳造した。

次に、鋳造して得られたまま（鋳放し、即ち熱処理などを施さない状態）の平板から引張試験片を採取し、引張り強さ、０．２％耐力、及び破断伸びを測定した。また、引張試験において破断した試験片の破断部分近傍のミクロ組織からスラッジの円相当径を求めた。なお、鋳造時に平板の離型性も調べた。

表１の供試材のスラッジの円相当径（μｍ）、引張り強さ（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）、破断伸び（％）、強靱指数［３×０．２％耐力（ＭＰａ）＋４０×破断伸び（％）］、及び離型性［良好を（○）、悪いを（×）とする］の調査、測定に基づく評価結果を表２に示す。

表１及び表２から、ＳＦ値が１．９以下で、延性に影響を及ぼすスラッジの円相当径が９．８μｍ以下、または円相当径０μｍ、即ちスラッジが存在しない組織を有する実施例１〜１６は、破断伸びは６％以上である。一方、比較例１〜５及び比較例１１〜１５は、スラッジの円相当径が１６．９μｍ以上で、破断伸びは４％未満で、実施例１〜１６に比べ延性が低い。図１に実施例１３の、図２に比較例５のミクロ組織の光学顕微鏡写真（何れも倍率１０００）を示す。図１及び図２で、中央部の灰色を呈した台形状の粒子がスラッジ１１であり、その円相当径は、図１（実施例１３）で９．８μｍ、図２（比較例５）で１８．６μｍであった。

Ｍｎ含有量が０．０２〜０．１９％の比較例６〜１０は、ＳＦ値が１．９以下で、スラッジは存在しないものの、離型性が悪く、生産性に問題があることが分かった。

実施例１〜１６の破断伸びの最小値は６．０％であるが、実際の製品として適用する場合には、鋳放しでの破断伸びは高い方が信頼性が向上して好ましい。実施例２〜７、９、１０、１２、及び１３のように、Ｓｉを９．５％未満とすると、破断伸びは約７％以上となる。さらに延性を改善するには、共晶Ｓｉを微細化することが望ましく、共晶Ｓｉの微細化を狙ってＳｒを含有させることが好ましい。実施例１４〜１６、及び比較例１６、１７は、Ｓｉが９．５％未満で、Ｓｒを含まない実施例１２に、種々の量のＳｒを含有させたものである。破断伸びはＳｒを０．００１％以上含有することにより凡そ７％から９％へと約２％上昇して信頼性が向上することが分かる。しかし、比較例１６、１７のように、Ｓｒが０．００５％を超えると、実施例１４〜１６に比べて、破断伸びはむしろ低下し、その上昇効果は飽和する傾向がみられた。また、Ｓｒは比較的高価なため、必要以上に含有させては製造コスト高を招く。従ってＳｒを含有させる場合は０．００５％を上限とすることで十分である。

組成及びＳＦ値が本発明の範囲内で、スラッジの円相当径が１０μｍ以下の実施例１〜１６は、鋳放しで０．２％耐力１４５．０〜１５６．３ＭＰａ、破断伸び６．０〜１１．７％、強靭指数６９３〜９０３である。一方、Ｍｎ含有量の少ない比較例６〜１０、及びＳｒ含有量の多い比較例１６、１７を除く比較例１〜１７は０．２％耐力１５０．８〜１６０．５ＭＰａ、破断伸び２．１〜３．５％、強靭指数５４１〜６１３である。このように実施例１〜１６は、比較例１〜１７に対して、特に破断伸びが高く、強靭指数が大きくて高靭性であることが分かる。一般的な車両等の車体構成部品や懸架装置部品への要求特性としては、部品毎に異なるものの、例えば０．２％耐力で約１４０ＭＰａ以上、破断伸びで約５％以上が必要とされ、強靭指数としては約６２０以上が必要となる。従って、実施例１〜１６のアルミニウム合金鋳物は、コスト増を招く熱処理を施さなくとも高強度かつ高延性を有して高靭性なことから、安価であることを要求される雪上車や自動二輪車の車体構成部品として適用可能である。

（実施の形態２）
鋳造時の金型キャビティへの溶湯の充填時間の影響を確認した実施の形態について説明する。実施の形態１の実施例２、５、１２、及び１５と同一の化学組成（重量％）を有するアルミニウム合金を溶製して、実施の形態１と同一の平板を形成した金型キャビティを用いて、真空ダイカスト法で鋳造して供試材を作製した。表３に示す実施例２１〜４４の供試材は、実施の形態１の実施例と対応して、実施例２１〜３２は実施例５と、実施例３３〜３６は実施例１２と、実施例３７〜４０は実施例１５と、及び実施例４１〜４４は実施例２と、それぞれ同一の組成からなる供試材である。なお溶製は実施の形態１と同じ条件で行った。

鋳造に際しては、低速射出時のプランジャチップの平均速度、及び高速射出時のプランジャチップの平均速度を様々に変えて、金型キャビティへの溶湯の充填時間を１５ｍｓから７５ｍｓの間で変化させて鋳造した。充填時間以外の鋳造条件は実施の形態１と同様とした。

得られた鋳放しの供試材から引張試験片を採取して、引張り強さ、０．２％耐力、及び破断伸びを測定し、強靭指数を求めた。また引張試験において破断した試験片の破断部分近傍のミクロ組織の光学顕微鏡写真を撮影して、前述した軽金属学会指定の交線法によって初晶α相のＤＡＳ２を求めた。表４に実施例２１〜４４の鋳造時の金型キャビティへの溶湯の充填時間、初晶α相のＤＡＳ２、及び鋳放しでの機械的性質を示した。また、図３に実施例２１の、図４に実施例３２のミクロ組織の光学顕微鏡写真（何れも倍率４００）を示す。図３及び図４で白色の粒子が初晶α相１２を示す。実施例２１〜４４で観察されたスラッジの円相当径は、９．２μｍ以下で、何れも１０μｍ以下であった。

表４より、金型キャビティへの充填時間が長いほど初晶α相のＤＡＳ２が大きくなる傾向があり、同時に破断伸びは小さくなる傾向があることが分かる。また、初晶α相のＤＡＳ２が１２μｍ以下の実施例２１〜３０、３３〜３５、３７〜３９、及び４１〜４３は、破断伸びが７．１％以上である。一方、ＤＡＳ２が１３．６μｍ以上と大きな実施例３１、３２、３６、４０、及び４４は、破断伸びが７％に満たない。初晶α相のサイズの大小は、図３（実施例２１）と図４（実施例３２）とのミクロ組織の光学顕微鏡写真の比較からも明らかである。熱処理を施さなくてもより良好な延性を得るためには、好ましくは、金型キャビティへの充填時間を６０ｍｓ以下として、初晶α相のＤＡＳ２を１２μｍ以下とすればよいことが分かった。

（実施の形態３）
実施の形態１で得られた鋳放しで高強度かつ高延性を有するアルミニウム合金鋳物を、より一層高強度かつ高延性とするために、Ｔ４、Ｔ５、及びＴ６熱処理を施した実施の形態について説明する。

実施の形態１の実施例３と同一の化学組成（重量％）としたアルミニウム合金を溶製して、実施の形態１と同一の平板を形成した金型キャビティを用いて、真空ダイカスト法で鋳造して、複数の供試材を作製した。なお溶製及び鋳造は実施の形態１と同じ条件で行った。

得られた鋳放しの供試材に対し、表５に示す各種条件で熱処理を施した。なお、表５で、「Ｆ」は鋳造のままの鋳放しで熱処理を施さないもの、「Ｔ４」は溶体化処理後十分安定な状態まで自然時効処理したもの、「Ｔ５」は鋳造後室温まで冷却した鋳物を人工時効処理したもの、「Ｔ６」は溶体化処理後焼入れ後に人工時効処理したものを示す。なお、熱処理の温度は平板の温度を示し、溶体化処理は４８０〜５４０℃で０．０２時間（約１分）〜２時間の範囲で変えて行い、人工時効処理は１４０℃で３時間として行った。なお、熱処理を施さない実施例７２は、熱処理の効果を確認するための供試材で、実施の形態１の実施例３と同一の供試材である。

次に、鋳放し、及び熱処理した供試材からミクロ組織観察用の試料を作製し、この試料から共晶Ｓｉの円相当径（μｍ）と共晶Ｓｉの円形度（％）を測定した。また実施の形態１と同様に引張試験片を採取して、引張り強さ（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）、破断伸び（％）を測定し、強靱指数を求めた。その結果を熱処理条件とともに表５に示す。なお、何れの供試材も、スラッジの円相当径０μｍ、即ちスラッジは観察されなかった。

表５から次のことが分かる。
（実施例５１〜６５）
実施例５１〜６５は、共晶Ｓｉの円相当径１．５６〜１．９７μｍ、共晶Ｓｉの円形度７０〜７６％で、引張り強さ２３０．９ＭＰａ以上、０．２％耐力１１６．８ＭＰａ以上、破断伸び１０．４％以上、強靭指数１１０２以上を示し、鋳放しの実施例７２に比べて、特に共晶Ｓｉの円形度が約５０％以上大きく、破断伸びが高く、強靭指数が大きい。従って、実施例５１〜６５は、０．２％耐力と破断伸びのバランスがとれて、高強度かつ高延性を有して、自動車の車体構成部品、自動二輪車や自動車の懸架装置部品などの、特に高強度、高延性が要求される部品への適用が可能である。

（実施例６６）
実施例６６は、共晶Ｓｉが、円相当径２．２７μｍ、円形度７６％で、引張り強さ２９８．０ＭＰａ、０．２％耐力２２４．１ＭＰａ、破断伸び９．４％、強靭指数１０４８を示す。実施例６６は、前述の実施例５１〜６５に比べ、共晶Ｓｉの円相当径が大きく、破断伸びが低く、強靭指数が比較的小さい。共晶Ｓｉの円相当径が大きく、破断伸びが低いのは、Ｔ６熱処理における溶体化処理温度が比較的高く、かつその保持時間が長く、共晶Ｓｉが粗大化したためと考えられる。実施例６６は、自動車用の懸架装置部品であるアーム、リンクなどの、特に高強度、高延性が要求される部品に適用することは難しいものの、自動車や自動二輪車の車体構成部品、自動二輪車の懸架装置部品としては適用可能である。

（実施例６７）
実施例６７は、共晶Ｓｉが、円相当径１．４９μｍ、円形度７０％で、引張り強さ２８０．５ＭＰａ、０．２％耐力１８５．６ＭＰａ、破断伸び１１．９％、強靭指数１０３３を示す。実施例６７は、前述の実施例５１〜６５のうち、実施例６７と同じ溶体化処理温度５２０℃でＴ６熱処理を施した実施例６０〜６２に比べ、０．２％耐力が低く、強靭指数が比較的小さい。０．２％耐力が低いのは、Ｔ６熱処理における溶体化処理での保持時間が短く、０．２％耐力の向上に寄与するＭｇ₂Ｓｉの析出が十分でないためと考えられる。実施例６７は、自動車用の懸架装置部品であるアーム、リンクなどの、特に高強度、高延性が要求される部品に適用することは難しいものの、自動車や自動二輪車の車体構成部品、自動二輪車の懸架装置部品としては適用可能である。

(実施例６８〜７１)
実施例６８〜７１は、共晶Ｓｉが、円相当径１．１２〜１．５６μｍ、円形度２５〜６８％で、引張り強さ２３２．０〜３３４．２ＭＰａ、０．２％耐力１２０．０〜１９７．３ＭＰａ、破断伸び７．５〜１５．６％、強靭指数８８８〜９９８を示す。実施例６８〜７１は、前述の実施例５１〜６７に比べ、共晶Ｓｉの円形度が小さく、強靭指数が比較的小さい。共晶Ｓｉの円形度が小さいのは、Ｔ６熱処理における溶体化処理温度が比較的低く、また、その保持時間が比較的短い（実施例６８〜７０）ため、或いは人工時効処理のみのＴ５熱処理（実施例７１）によるため、共晶Ｓｉの円形度の改善がさほど進んでいないためと考えられる。実施例６８〜７１は、自動車用の懸架装置部品であるアーム、リンクなどの、特に高強度、高延性が要求される部品に適用することは難しいものの、自動車や自動二輪車の車体構成部品としては適用可能である。

共晶Ｓｉの円相当径と共晶Ｓｉの円形度とは、何れも、溶体化処理温度が高く、溶体化処理の保持時間が長いほど大きくなる傾向がある。これはＳｉの拡散が溶体化により促進され、共晶Ｓｉ粒子が大きく丸くなるためと考えられる。ここで共晶Ｓｉの円相当径と円形度と、溶体化処理の温度と保持時間の関係について以下説明する。

まず、共晶Ｓｉの円相当径については、溶体化処理を高温で長時間保持すると共晶Ｓｉが粗大化して、かえって破断伸びが低下する。このことは、例えば、５４０℃で１．０時間の溶体化処理をした実施例６５が、共晶Ｓｉの円相当径が１．９０μｍと小さく、かつ破断伸びが１０．４％と大きいのに対し、５４０℃で２．０時間と長時間の溶体化処理をした実施例６６は、共晶Ｓｉの円相当径が２．２７μｍと大きくなり、破断伸びが９．４％と小さくなっていることからも分かる。

次に、共晶Ｓｉの円形度については、（１）同じ保持時間であれば、溶体化処理温度が高くなると円形度は向上し、（２）同程度の円形度に到達するに要する溶体化処理の保持時間は、その処理温度が高くなると短くなる。このことは、まず、（１）については、例えば、溶体化処理を、５４０℃で０．０２時間（約１分）の短時間保持とした実施例６３は、共晶Ｓｉの円形度が７５％と大きく、共晶Ｓｉが十分に丸くなり、強靭指数も１１１６と大きいのに対し、５００℃で０．０２時間（約１分）の短時間保持とした実施例７０は、共晶Ｓｉの円形度が６５％と丸みが若干少なく、強靭指数も９９６と小さいことから分かる。次に（２）については、溶体化処理を、５４０℃で０．０２時間（約１分）の短時間保持とした、前述（１）の実施例６３は、共晶Ｓｉの円形度７５％、強靭指数１１１６と大きいのに対し、４８０℃で０．５時間（約３０分）保持した実施例６９は、共晶Ｓｉの円形度が６８％と丸みが若干少なく、強靭指数も９９８と小さいことから分かる。

実施例５１〜７１から、熱処理を施す場合は、熱処理温度と保持時間とを適切に制御して、共晶Ｓｉの円相当径を２μｍ以下とし、同時に共晶Ｓｉの円形度を７０％以上とすることで、引張り強さ、０．２％耐力、及び破断伸びが向上し、強靱指数が大きくなり、靭性が改善されることが確認された。また、実施例５１〜７１には、熱処理でのブリスター発生による機械的性質の低下はみられなかった。これは真空ダイカスト法を用いて、金型キャビティ内を減圧して鋳造することで、金型キャビティ内の空気、溶湯、及び離型剤等から発生してアルミニウム合金鋳物に巻き込んでポロシティの要因となるガスを減少させた効果によると考えられる。

実施例５１〜７１から、溶体化処理については、その処理温度と保持時間として、４８０℃なら１時間以上、５００℃なら０．５時間以上、５２０℃以上なら０．０２時間（約１分）以上とすることで、好ましい強靭指数１０００以上を確保できることが分かる。特に高強度と高延性を要求される自動車の車体構成部品、自動二輪車や自動車の懸架装置部品では、部品毎にその要求特性は異なるものの、例えば０．２％耐力で約２４０ＭＰａ以上、破断伸びで約１０％以上、強靭指数として約１１２０以上と高い特性を要求される場合もある。実施例５１〜６７のアルミニウム合金鋳物は、強靭指数１０００以上と大きく高靭性なので、高い強度と高い延性とを要求される自動車の車体構成部品、自動二輪車や自動車の懸架装置部品への適用が可能となる。

（実施の形態４）
Ｍｇの含有による影響を確認した実施の形態について説明する。Ｍｇ含有量を除き、実施の形態１の実施例３と同一の化学組成（重量％）とし、表６に示すように、Ｍｇを凡そ０．１％、０．２％、０．４％、０．６０％、０．６５％含有するものと、Ｍｇを含有しないアルミニウム合金を溶製し、複数の平板を鋳造した。なお溶製及び鋳造は実施の形態１と同じ条件で行った。

鋳造して得られた平板に対し、表６に示す各種条件で熱処理を施した。次に、熱処理を施した平板からミクロ組織観察用の試料を作製し、この試料から共晶Ｓｉの円相当径（μｍ）と共晶Ｓｉの円形度（％）を測定した。また実施の形態１と同様にして引張り強さ（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）、破断伸び（％）を測定し、強靱指数も求めた。その結果を表６に示す。なお、何れの供試材も、スラッジの円相当径０μｍ、即ちスラッジは観察されなかった。

表６から次のことが分かる。
（実施例８１〜８８）
実施例８１〜８８は、共晶Ｓｉが、円相当径１．８８μｍ以下、円形度７４％以上で、引張り強さ１８８．１〜３２６．０ＭＰａ、０．２％耐力８２．３〜２７６．４ＭＰａ、破断伸び７．３〜２６．１％、強靭指数１１０９〜１３０１を示す。実施例８１〜８８から、熱処理条件が同一なら、Ｍｇ含有量の増加にともなって、引張り強さ及び０．２％耐力は高くなり、一方、破断伸びは一旦高くなったのち低下する傾向にあることが分かる。実施例８１〜８８は、強靭指数１１００以上であり、実施例８１〜８８は、高強度かつ高延性を有し、自動車の車体構成部品、自動二輪車や自動車の懸架装置部品などの、特に高強度、高延性が要求される部品に適用可能である。

（実施例８９〜９４）
実施例８９〜９４は、共晶Ｓｉが、円相当径１．８８μｍ以下、円形度７４％以上で、共晶Ｓｉの円相当径と円形度は実施例８１〜８８と同程度であるが、引張り強さ１７９．５〜２７７．９ＭＰａ、０．２％耐力８０．１〜１５８．２ＭＰａ、破断伸び１２．７〜１９．２％を示し、強靭指数が９０３〜１０７３と比較的小さい。これは、実施例８９〜９３は、Ｍｇを含有しないか、含有量しても０．２０％以下と少ないために、強度や耐力の向上に寄与するＭｇ₂Ｓｉの析出が少なく、０．２％耐力が小さいためと考えられる。一方、これとは逆に、Ｍｇ含有量が０．５９％と多く、Ｔ４熱処理（溶体化処理後、自然時効処理）した実施例９４は、Ｍｇ₂Ｓｉの析出が多く、破断伸びが小さいためと考えられる。実施例８９〜９４は、自動車用の懸架装置部品であるアーム、リンクなどの、特に高強度、高延性が要求される部品に適用することは難しいものの、自動車や自動二輪車の車体構成部品、自動二輪車の懸架装置部品としては適用可能である。

（実施例９５〜９９）
表６で、熱処理欄に（Ｆ）で示す熱処理を施さない実施例９５〜９９は、鋳放しのため共晶Ｓｉの円形度が２４〜２５％と小さいく、引張り強さ２１９．４〜３４７．７ＭＰａ、０．２％耐力１０７．３〜１８１．０ＭＰａ、破断伸び７．０〜９．６％で、強靭指数６７４〜８５０と比較的小さい。Ｍｇ含有量が多くなるに従い引張り強さ、及び０．２％耐力は高くなり、一方、破断伸びは、Ｍｇ含有量が０．４％以上になると減少し、これにともなって、強靭指数もＭｇ含有量の増加とともに大きくなるが、Ｍｇ含有量が０．５９％では小さくなる。これは、Ｍｇ含有量の増加にともなってＭｇ₂Ｓｉが多くなるためである。実施例９５〜９９は、コスト増を招く熱処理を施さなくとも高強度と高延性を兼備して高靭性なことから、安価であることを要求される雪上車や自動二輪車の車体構成部品として好適である。

（比較例８１、８２）
Ｍｇ含有量が０．６５％の比較例８１及び８２は、破断伸びがそれぞれ、１．５、及び１．９と極めて小さい。これはＭｇ含有量が０．６％を超えると、鋳放しかＴ６熱処理を施すかとは無関係に、Ｍｇ₂Ｓｉが著しく増加して、延性が極端に低下するためと考えられる。

表６から、本発明のアルミニウム合金鋳物は、実施例８９、９２、９３、及び９５のようにＭｇを含有しなくても、鋳放しで、さらには熱処理により、高強度と高延性を有し、高靭性とすることができる。これはダイカスト法により組織の微細化が図られて、引張り強さと０．２％耐力とが向上するためと考えられる。また、Ｍｇを含有する場合、その含有量の増加にともなって、また溶体化処理や人工時効処理などの熱処理に応じて、引張り強さ、０．２％耐力、及び破断伸びは大きくなるが、Ｍｇ含有量が０．４％程度になると破断伸びの増加はそれ以上促進されず、０．６％程度ではむしろ破断伸びは低下し、Ｍｇ含有量が０．６％を超えると破断伸びは著しく低下し、溶体化処理を施しても破断伸びはほとんど改善されないことが分かった。Ｍｇを含有する場合、その含有量は０．６％以下とすべきである。

（実施例１０１）
図５に模式的に示す雪上車５０の車体構成部品であるバルクヘッド５１を、本発明の組成範囲となる、重量比で、Ｓｉ：９．２％、Ｍｇ：０．３％、Ｆｅ：０．１２％、Ｍｎ：０．５％、Ｃｒ：０．０１％、Ｔｉ：０．１５％、Ｓｒ：０．００１２％、残部実質的にＡｌ及び不可避的不純物からなる化学組成を有するアルミニウム合金を溶製して、真空ダイカスト法で鋳造した。鋳造に際しては、型締め力１３５０トン、直径９０ｍｍのプランジャチップにリングチップを付加した、減圧バルブ付きのダイカストマシンを用い、バルクヘッド５１となるキャビティが形成された金型に離型剤を塗布して型締め後、上記組成となるアルミニウム合金溶湯を７２０℃の温度で射出スリーブ内に注入し、次いで、低速射出時のプランジャチップの平均速度を０．５４ｍ／ｓ、高速射出時のプランジャチップの平均速度を１．８ｍ／ｓとして、金型キャビティ内に、充填時間７５ｍｓで充填した。充填時には減圧バルブを作動させ、金型キャビティ内の圧力を絶対圧４ｋＰａ（大気圧基準で−９７ｋＰａ）として、金型キャビティ内の空気、溶湯、及び離型剤等から発生するガスを減少させた。次に、鋳造して得られた鋳放しのバルクヘッド５１の素材から引張り試験片を切り出し、組織観察するとともに機械的性質を調べた。その結果、スラッジの円相当径６．５μｍ、初晶α相のＤＡＳ２が１０μｍ、引張り強さ２９３ＭＰａ、０．２％耐力１５３ＭＰａ、破断伸び８％、強靭指数７７９であった。実施例１０１の本発明のアルミニウム合金鋳物からなるバルクヘッド５１は、熱処理を施さなくとも、高強度かつ高延性を有し、優れた機械的性質を備えていることが確認され、一体成形のニーズに応えて、加工及び溶接等の組み立てコストのかかる展伸材製のバルクヘッドからの代替として十分に適用可能なことが分かった。

（実施例１０２）
図６に模式的に示す自動二輪車６０の車体構成部品であるシートレール６１ｄを、本発明の組成範囲となる、重量比で、Ｓｉ：９．４％、Ｍｇ：０．２％、Ｆｅ：０．１３％、Ｍｎ：０．５％、Ｃｒ：０．０１％、Ｔｉ：０．１０％、Ｓｒ：０．００２５％、残部実質的にＡｌ及び不可避的不純物からなる化学組成を有するアルミニウム合金を溶製して、真空ダイカスト法で鋳造した。鋳造に際しては、型締め力１３５０トン、直径９０ｍｍのプランジャチップにリングチップを付加した、減圧バルブ付きのダイカストマシンを用い、シートレール６１ｄとなるキャビティが形成された金型に離型剤を塗布して型締め後、上記組成となるアルミニウム合金溶湯を７２０℃の温度で射出スリーブ内に注入し、次いで、低速射出時のプランジャチップの平均速度を０．５４ｍ／ｓ、高速射出時のプランジャチップの平均速度を１．８ｍ／ｓとして、金型キャビティ内に、充填時間６０ｍｓで充填した。充填時には減圧バルブを作動させ、金型キャビティ内の圧力を絶対圧４ｋＰａ（大気圧基準で−９７ｋＰａ）として、金型キャビティ内の空気、溶湯、及び離型剤等から発生するガスを減少させた。次に、鋳造後のシートレール６１ｄに、Ｔ５熱処理に相当する１８０℃で３０分の焼付け塗装を施した。得られたシートレール６１ｄの素材から引張り試験片を切り出し、組織観察するとともに機械的性質を調べた。その結果、Ｔ５熱処理相当の焼付け塗装によるブリスター（ふくれ）の発生はなく、スラッジの円相当径６．０μｍ、初晶α相のＤＡＳ２が１０μｍ、引張り強さ２９９ＭＰａ、０．２％耐力１８０ＭＰａ、破断伸び７％、強靭指数８２０であった。実施例１０２の本発明のアルミニウム合金鋳物からなるシートレール６１ｄは、高強度かつ高延性を有し、優れた機械的性質を具備していることが確認され、一体成形のニーズに応えて、加工及び溶接等の組み立てコストのかかる展伸材製のシートレールの代替として十分に適用可能なことが分かった。

（実施例１０３）
図７（ｂ）に模式的に示す自動車の車体構成部品である車体フレーム７１を構成する継手７２を、本発明の組成範囲となる、重量比で、Ｓｉ：８．９％、Ｍｇ：０．４％、Ｆｅ：０．１２％、Ｍｎ：０．７％、Ｃｒ：０．０１％、Ｔｉ：０．０５％、Ｓｒ：０．００４０％、残部実質的にＡｌ及び不可避的不純物からなる化学組成を有するアルミニウム合金を溶製して、真空ダイカスト法で鋳造した。鋳造に際しては、型締め力８００トン、直径９０ｍｍのプランジャチップにリングチップを付加した、減圧バルブ付きのダイカストマシンを用い、継手７２となるキャビティが形成された金型に離型剤を塗布して型締め後、上記組成となるアルミニウム合金溶湯を７２０℃の温度で射出スリーブ内に注入し、次いで、低速射出時のプランジャチップの平均速度を０．５４ｍ／ｓ、高速射出時のプランジャチップの平均速度を１．８ｍ／ｓとして、金型キャビティ内に、充填時間６０ｍｓで充填した。充填時には減圧バルブを作動させ、金型キャビティ内の圧力を絶対圧４ｋＰａ（大気圧基準で−９７ｋＰａ）として、金型キャビティ内の空気、溶湯、及び離型剤等から発生するガスを減少させた。次に、鋳造後の継手７２に、５００℃で３０分保持後急冷する溶体化処理の後、１４０℃×５時間保持する人工時効処理を行うＴ６熱処理を施した。得られた継手７２の素材から引張り試験片を切り出し、組織観察するとともに機械的性質を調べた。その結果、Ｔ６熱処理によるブリスターの発生はなく、スラッジの円相当径６．０μｍ、共晶Ｓｉの円相当径１．３５μｍ、共晶Ｓｉの円形度７３％、引張り強さ２８１ＭＰａ、０．２％耐力１８０ＭＰａ、破断伸び１５％で、強靭指数１１４０であった。実施例１０３の本発明のアルミニウム合金鋳物からなる継手７２は、高強度かつ高延性を有し、優れた機械的性質を具備することが確認され、一体成形と軽量化のニーズに応えて、展伸材製または鍛造材製の継手の代替として十分に適用可能なことが分かった。

（実施例１０４）
図８に模式的に示す自動車の懸架装置（サスペンション）部品であるアーム８１を、本発明の組成範囲となる、重量比で、Ｓｉ：９．２％、Ｍｇ：０．３５％、Ｆｅ：０．１６％、Ｍｎ：０．５％、Ｃｒ：０．０５％、Ｔｉ：０．１５％、Ｓｒ：０．００３５％、残部実質的にＡｌ及び不可避的不純物からなる化学組成を有し、ＳＦ値１．３１となるアルミニウム合金を溶製して、充填時間を５０ｍｓとした以外は実施例１０１と同じ条件で、アーム８１となるキャビティが形成された金型に充填する真空ダイカスト法で鋳造した。次に、鋳造後のアーム８１に、５２０℃で３０分保持後急冷する溶体化処理の後、１８０℃×８時間保持する人工時効処理を行うＴ６熱処理を施した。得られたアーム８１の素材から引張り試験片を切り出し、組織観察するとともに機械的性質を調べた。その結果、Ｔ６熱処理によるブリスターの発生はなく、スラッジの円相当径２．０μｍ、共晶Ｓｉの円相当径１．７５μｍ、共晶Ｓｉの円形度７５％、引張り強さ２９０ＭＰａ、０．２％耐力２４２ＭＰａ、破断伸び１１％で、強靭指数１１６６であった。実施例１０４の本発明のアルミニウム合金鋳物からなるアーム８１は、高強度かつ高延性を有し、優れた機械的性質を備えていることが確認され、一体成形と軽量化のニーズに応えて、展伸材製または鍛造材製のアームの代替として十分に適用可能なことが分かった。

以上、雪上車、自動二輪車、及び自動車の車体構成部品や懸架装置部品について説明したが、高強度かつ高延性を有し、機械的性質に優れた本発明のアルミニウム合金鋳物は、これら以外にも、水上バイクやレジャーボートなどの小型船舶、鉄道車両、セスナ機やヘリコプターなどの小型航空機等の車体構成部品や懸架装置部品にも使用可能である。

実施例１３のミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。 比較例５のミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。 実施例２１のミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。 実施例３２のミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。 雪上車の車体構成部品を示す模式図である。 自動二輪車の車体構成部品と懸架装置部品とを示す模式図である。 自動車の車体構成部品を示し、（ａ）は車体フレームの、（ｂ）は（ａ）の車体フレームを構成する継手を示す模式図である。 自動車の懸架装置部品であるアームを示す模式図である。

符号の説明

１１：スラッジ
１２：初晶α相
５０：雪上車
５１：バルクヘッド
５２：サブフレーム
５３：リアパネル
６０：自動二輪車
６１ａ：ヘッドパイプ
６１ｂ：タンクレール
６１ｃ：サイドフレーム
６１ｄ：シートレール
６２：スイングアーム
７１：車体フレーム
７２：継手
８１：アーム

Claims (9)

1. 重量比で、Ｓｉ：７．０〜１１．５％、Ｍｇ:０．６％以下、Ｆｅ:０．２％以下、Ｍｎ:０．２〜０．９％、Ｔｉ:０．０２〜０．２％、Ｃｒ:０．１５％以下、残部実質的にＡｌ及び不可避的不純物からなる組成を有し、（Ｆｅ％＋２×Ｍｎ％＋３×Ｃｒ％）の合計の無次元数が１．９以下であって、組織中のＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の化合物の円相当径が１０μｍ以下であることを特徴とするアルミニウム合金鋳物。
2. 前記アルミニウム合金鋳物において、さらに重量比で、Ｓｒ:０．００１〜０．００５％を含有することを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金鋳物。
3. 前記アルミニウム合金鋳物は、組織中の初晶α相のＤＡＳ２が１２μｍ以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載のアルミニウム合金鋳物。
4. 前記アルミニウム合金鋳物は、組織中の共晶Ｓｉの円相当径が２μｍ以下であり、かつ共晶Ｓｉの円形度が７０％以上であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載のアルミニウム合金鋳物。
5. 前記アルミニウム合金鋳物は、０．２％耐力（ＭＰａ）の３倍の数値と、破断伸び（％）の４０倍の数値との合計を無次元数で表した強靭指数が、熱処理を施さないで７００以上であることを特徴とする請求項１乃至請求項４の何れかに記載のアルミニウム合金鋳物。
6. 前記アルミニウム合金鋳物は、熱処理を施した後の前記強靭指数が１０００以上であることを特徴とする請求項１乃至請求項５の何れかに記載のアルミニウム合金鋳物。
7. 重量比で、Ｓｉ：７．０〜１１．５％、Ｍｇ:０．６％以下、Ｆｅ:０．２％以下、Ｍｎ:０．２〜０．９％、Ｔｉ:０．０２〜０．２％、Ｃｒ:０．１５％以下、残部実質的にＡｌ及び不可避的不純物からなり、（Ｆｅ％＋２×Ｍｎ％＋３×Ｃｒ％）の合計の無次元数が１．９以下の溶湯を準備し、前記溶湯を射出スリーブの給湯口より射出スリーブに注入し、前記溶湯の金型キャビティへの充填前に金型キャビティ内を減圧し、続いて、射出スリーブに嵌合するプランジャチップを前進して射出を行うことで、射出スリーブ内の溶湯を金型キャビティ内に充填する真空ダイカスト工法であって、前記金型キャビティへの前記溶湯の充填時間を６０ｍｓ以下としたことを特徴とするアルミニウム合金鋳物の製造方法。
8. 前記溶湯に、さらに重量比で、Ｓｒ:０．００１〜０．００５％を含有することを特徴とする請求項７に記載のアルミニウム合金鋳物の製造方法。
9. 前記アルミニウム合金鋳物の製造方法において、鋳造後に溶体化処理および／または人工時効処理する熱処理を施すことを特徴とする請求項７または請求項８に記載のアルミニウム合金鋳物の製造方法。