(57)【要約】【課題】  半溶融鋳造法で高靭性が得られるアルミニウム合金、アルミニウム合金鋳物の成形方法、及びアルミニウム合金で成形した車両用シャーシ構造部材を提供することを目的とする。【解決手段】  Ｓｉ２．０〜４．０ｗｔ％、残部実質的にＡｌ及び不可避不純物を含有する組成からなり、固相率２５〜４５％の半溶融溶湯を急冷して高靭性アルミニウム合金または高靭性アルミニウム合金鋳物を得る。  アルミニウム合金鋳物の成形方法は、共晶点近傍の温度で半溶融溶湯を容器１に入れて目的の固相率に調整し、半溶融溶湯と前記容器１を鋳造金型２の割り面より射出スリーブ３に装填し、鋳造金型２を閉止した後、容器１と半溶融溶湯をプランジャ４により押圧して鋳造金型２のキャビティに５充填し、冷却速度５℃／秒以上で急冷することを特徴とする。【選択図】      図５
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ２．０〜４．０ｗｔ％、
残部実質的にＡｌ及び不可避不純物を含有する組成からなり、
固相率２５〜４５％の半溶融溶湯を急冷してなることを特徴とするアルミニウム合金。
【請求項２】
円相当径が２０μｍ以上で、かつ平均円相当径が５０μｍ以上の第一のα相と、
円相当径が２０μｍ未満の第二のα相とを含むことを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金。
【請求項３】
前記第二のα相の平均円相当径は、前記第一のα相の平均円相当径の５分の１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。
【請求項４】
前記半溶融溶湯を冷却速度５℃／秒以上で急冷することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金。
【請求項５】
請求項１から請求項４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金で成形したことを特徴とする車両用シャーシ構造部材。
【請求項６】
容器にＳｉ２．０〜４．０ｗｔ％、残部実質的にＡｌ及び不可避不純物を含有する組成からなる溶湯を流し込み
共晶点近傍の温度で前記溶湯を目的の固相率を有する半溶融溶湯に調整し、
前記半溶融溶湯を前記容器と共に鋳造金型の割り面より射出スリーブに装填し、
前記鋳造金型を閉止した後、
前記容器及び前記半溶融溶湯をプランジャにより押圧して前記半溶融溶湯を前記鋳造金型のキャビティに充填し、
次いで前記鋳造金型のキャビティに充填した前記半溶融溶湯を冷却速度５℃／秒以上で急冷する
ことを特徴とするアルミニウム合金鋳物の成形方法。
【請求項７】
前記目的の固相率が２５〜４５ｗｔ％であることを特徴とする請求項５に記載のアルミニウム合金鋳物の成形方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、アルミニウム合金、アルミニウム合金鋳物の成形方法、及びアルミニウム合金で成形した車両用シャーシ構造部材に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の軽量化のため、サスペンション部材、サブフレーム部材、各種継手部材、アルミホイール等の車両用シャーシ構造部材にアルミニウム合金(以下Ａｌ合金と記す)鋳物が使用されている。
Ａｌ合金鋳物の成形には複雑な形状でも容易に成形できる半溶融鋳造法が用いられている。半溶融鋳造法に用いるビレットには、半溶融状態アルミニウム組成物の流動性を確保するために、特許文献１に示されているように、Ｓｉ６．０〜８．０ｗｔ％の高Ｓｉ材料が一般的に用いられている。しかし、特許文献１にも指摘されているようにＳｉの含有量が多いと靭性が低下し、含有量が不足すると溶湯の流動性が低下する。
低Ｓｉ含有量のアルミニウムで半溶融鋳造法が可能になれば、高靭性の鋳造品が得られるが、靭性と流動性は前記のように二律背反の関係にあるため、実現していない。
これまでも、低Ｓｉ含量のＡｌ合金で高靭性を得る検討がなされており、例えば特許文献２にＡｌ合金鋳物を高温溶体化処理後、時効処理する技術が開示されている。
特許文献２に開示された技術は、Ｓｉが１．６５〜４．０％のＡｌ合金鋳物を５５０〜５７５℃に加熱した後急冷して溶体化処理し、次いで１４０〜２００℃で時効処理するものである。
【特許文献１】特開２００１−２５２７５４号公報（段落００１４）
【特許文献２】特開平９−２７２９４２号公報（段落００１４〜００１９）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
しかし、特許文献２に開示されたような鋳物を通常の鋳造方法で鋳造すると溶湯温度が高くなり、鋳型寿命が短くなるような問題があることから、半溶融鋳造法で低Ｓｉ含有量のＡｌ合金鋳物を生産することを可能にすることが望まれている。
【０００４】
そこで、本発明では、前記した問題を解決し、半溶融鋳造法で高靭性が得られるＡｌ合金、Ａｌ合金鋳物の成形方法、及びＡｌ合金で成形した車両用シャーシ構造部材を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
請求項１に記載の発明は、Ｓｉ２．０〜４．０ｗｔ％、残部実質的にＡｌ及び不可避不純物を含有する組成からなり、固相率２５〜４５ｗｔ％の半溶融溶湯を急冷してなるＡｌ合金の構成とした。
請求項１に記載の発明によれば、Ｓｉ含有量が２．０〜４．０ｗｔ％と、従来の半溶融鋳造法に用いられるＡｌ合金のＳｉ含有量（５．５〜８．０ｗｔ％）より低いため、従来の半溶融鋳造法よりも高靭性のＡｌ合金が得られる。
【０００６】
さらに、Ｓｉ含有量が２．０〜４．０ｗｔ％のＡｌ合金の固相率を２５〜４５ｗｔ％に調製すると、半溶融溶湯の液相はＡｌリッチの亜共晶組成となる。
このため、前記した半溶融溶湯を急冷すると、Ａｌ合金鋳物の金属組織中には、半溶融状態で生成したＡｌ結晶相（これを第一のα相と記す）とは別の微細なＡｌ結晶相（これを第二のα相と記す）が、Ａｌ−Ｓｉ共晶相の中に析出する。この微細な第二のα相の存在により、Ａｌ結晶相とＡｌ−Ｓｉ共晶相の界面（以下、粒界と記す）を通じた亀裂の進展が阻止される結果、Ａｌ合金の靭性等の機械的性質が向上する。
【０００７】
請求項２に記載の発明は、円相当径が２０μｍ以上で、かつ平均円相当径が５０μｍ以上の第一のα相と、円相当径が２０μｍ未満の第二のα相とを含むことを特徴とする請求項１に記載のＡｌ合金の構成とした。
【０００８】
請求項２に記載の発明によれば、円相当径が２０μｍ以上で、かつ平均円相当径が５０μｍ以上の第一のα相よりも微細な粒径の第二のα相の存在により、粒界を通じた亀裂の進展がより有効に阻止される結果、Ａｌ合金の靭性が向上する。
なお、円相当径とは、顕微鏡で観察されるα相の粒子面積から算出した擬似円の直径であり、平均円相当径とは円相当径の数平均値である。
【０００９】
請求項３に記載の発明は、第二のα相の平均円相当径は、第一のα相の平均円相当径の５分の１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Ａｌ合金の構成とした。
第二のα相の平均円相当径が第一のα相の平均円相当径の１／５以下のとき、微細な第二のα相の存在によって亀裂の進展をより有効に阻止できる結果、更に靭性の優れたＡｌ合金が得られる。
【００１０】
請求項４に記載の発明は、前記半溶融溶湯を冷却速度５℃／秒以上で急冷することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載のＡｌ合金の構成とした。
請求項４の発明によれば、半溶融溶湯を冷却速度５℃／秒以上で急冷するため、結晶化が促進される結果、前記した微細な第二のα層を確実に形成することができる。
【００１１】
請求項５に記載の発明は、請求項１から請求項４のいずれか１項に記載のＡｌ合金で成形したことを特徴とする車両用シャーシ構造部材である。
請求項１から請求項４のいずれか１項に記載のＡｌ合金を用いれば、高靭性のサスペンション部材、サブフレーム部材、各種継手部材、アルミホイール等の車両用シャーシ構造部材を容易に成形することができる。
【００１２】
請求項６に記載の発明は、容器にＳｉ２．０〜４．０ｗｔ％、残部実質的にＡｌ及び不可避不純物を含有する組成からなる溶湯を流し込み、共晶点近傍の温度で前記溶湯を目的の固相率を有する半溶融溶湯に調整し、前記半溶融溶湯を前記容器と共に鋳造金型の割り面より射出スリーブに装填し、前記鋳造金型を閉止した後、前記容器及び前記半溶融溶湯をプランジャにより押圧して前記半溶融溶湯を前記鋳造金型のキャビティに充填し、次いで前記鋳造金型のキャビティに充填した前記半溶融溶湯を冷却速度５℃／秒以上で急冷することを特徴とするＡｌ合金鋳物の成形方法とした。
請求項６の発明によれば、半溶融溶湯を容器ごと鋳造金型の割り面より射出スリーブに装填するため、装填から射出するまでの時間が短くなり温度低下を最小限にできる結果、凝固し易い半溶融溶湯、または流動性が悪い半溶融溶湯であっても一工程で成形することが可能になる。さらに、冷却速度５℃／秒以上で急冷するため、前記した微細な第二のα相を確実に形成することができる。
【００１３】
請求項７に記載の発明は、前記目的の固相率が２５〜４５ｗｔ％であることを特徴とする請求項６に記載のＡｌ合金鋳物の成形方法とした。
請求項７の発明によれば、固相率を２５〜４５ｗｔ％に調整することにより、凝固し易く流動性の悪いＳｉ２．０〜４．０ｗｔ％のアルミニウム半溶融溶湯でも、一工程で成形することが可能になる。
【発明の効果】
【００１４】
本発明のＡｌ合金によれば、従来の半溶融鋳造法よりも高靭性のＡｌ合金が得られる。
また、本発明のＡｌ合金鋳物の成形方法によれば、凝固し易く流動性の悪いＳｉ２．０〜４．０ｗｔ％のアルミニウム半溶融溶湯であっても成形することができる。さらに、本発明のＡｌ合金を用いれば、高靭性の車両用シャーシ構造部材を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
次に、本発明の実施形態について、適宜図面を参照しながら説明する。
本実施形態のＡｌ合金はＳｉ２．０〜４．０ｗｔ％、残部実質的にＡｌ及び不可避不純物を含有する組成からなり、固相率２５〜４５ｗｔ％の半溶融溶湯の状態から急冷して得られる。
得られるＡｌ合金は、円相当径が２０μｍ以上で、かつ平均円相当径が５０μｍ以上の第一のα相と、円相当径が２０μｍ未満の第二のα相とを含む。
急冷条件としては、冷却速度を５℃／秒以上とすることが好ましい。
【００１６】
Ａｌ合金を構成するＳｉの含有理由、及び含有量の限定理由は下記のとおりである。
【００１７】
Ｓｉ：２．０〜４．０ｗｔ％
Ｓｉは、溶湯の流動性を良好にし、Ａｌ合金鋳物の靭性に影響する。Ｓｉ＜２．０ｗｔ％では溶湯の流動性が不足するため、Ａｌ合金鋳物に巣やヒケと呼ばれる鋳造欠陥が著しく増大する。一方、Ｓｉ＞４．０ｗｔ％では、α相の粒界に分布するＳｉ共晶の量が過多となるため、Ａｌ合金鋳物の靭性が低下する。
【００１８】
このＡｌ合金は、さらに以下の成分を含有していてもよい。各成分の含有理由、及び含有可能量を以下に説明する。
【００１９】
Ｍｇ：０．２〜０．５ｗｔ％
ＭｇはＭｇ2ＳｉとなってＡｌ合金鋳物の強度に影響する。Ｍｇ＜０．２ｗｔ％では強度の向上が不十分である。一方、Ｍｇ＞０．５ｗｔ％では、Ｍｇ2Ｓｉの析出が過多となり靭性が低下する。
【００２０】
Ｃｕ：０．４〜０．８ｗｔ％
ＣｕはＡｌ合金鋳物の金属組織を固溶強化して強度向上に寄与するが、耐食性を低下させる。Ｃｕ＜０．４ｗｔ％では強度向上が不十分である。一方、Ｃｕ＞０．８ｗｔ％では耐食性が低下し、耐応力腐食割れ性が低下する。
【００２１】
Ｔｉ：０．１〜０．３ｗｔ％
ＴｉはＡｌ合金鋳物の結晶を微細化し強度を向上させる。Ｔｉ＜０．１ｗｔ％では前記した結晶を微細化し強度を向上させる効果が不十分である。一方、Ｔｉ＞０．３ｗｔ％では、Ａｌ3Ｔｉが生成して溶湯の流動性を悪化させるため、鋳造欠陥が生じやすくなる。
【００２２】
結晶を微細化するという効果はＺｒ及びＢによっても得られる。この場合Ｚｒは０．１〜０．３ｗｔ％、Ｂは０．２〜０．４ｗｔ％の範囲で添加することが好ましい。なお、ＢはＴｉ，Ｚｒと協働して結晶を微粒子化する効果を発揮する。
【００２３】
Ａｌ合金鋳物は、前記した組成のＡｌ合金を固相率２５〜４５ｗｔ％の半溶融溶湯とし、これを急冷して得られる。
固相率２５ｗｔ％未満では液状の金属の量が過多のためハンドリングが難しく、実質的に成形することは極めて困難である。また、固相率が４５ｗｔ％を超えると、固形分が多く成形が難しくなる。
【００２４】
固相率は、共晶点近傍の温度、好ましくは液相線温度に対して５０℃未満の過熱温度に保持されている溶湯を容器中に注ぎ、この容器の中で所定時間保持することによって除冷しながらＡｌ結晶を晶出させて調整する。容器へ溶湯を注ぐ際は、容器を傾け、溶湯が暴れないように静かに注ぐ必要がある。溶湯が暴れてしまうと酸化膜等を巻き込み、製品の品質が低下してしまうためである。注湯後は、例えば、容器に部分的な断熱を施す等して容器内の均熱を図ることが好ましい。
冷却速度は５〜３０℃／秒の範囲が好ましい。冷却速度が３０℃／秒を超えると容器の搬送、セット時に温度が下がりすぎて、目標の固相率で成形できなくなる。５℃／秒未満であると、第一のα相が異常成長してＡｌ合金の靭性が低下する。
【００２５】
図１は、ＡｌとＳｉとの共晶平衡図に基づき作成したもので、Ｓｉ含有量と共晶時の固相率の関係を示す図である。すなわち、図1の右下がりの線は、半溶融溶湯から晶出し得るＡｌ結晶（α相）の最大の割合を示し、この線より上ではＡｌ結晶（α相）は晶出しないことを表している。
図1に示したように、本実施形態は、Ｓｉ含有量２．０〜４．０ｗｔ％、固相率２５〜４５ｗｔ％の領域にある。これに対して、従来の半溶融鋳造法で使用される合金はＳｉ含有量６．０〜８．０ｗｔ％、固相率４０〜６０ｗｔ％の領域にある。
【００２６】
図１から明らかなように、本実施形態のＳｉ含有量２．０〜４．０ｗｔ％、固相率２５〜４５ｗｔ％の範囲は、図１の線より下にあり、冷却によりさらにＡｌが晶出可能な亜共晶組成になっている。このため、急冷することによりにより半溶融状態で生成した第一のα相とは別の、図２に示した微細な粒径の第二のα相が析出する。
図２から明らかなように、本実施形態のＡｌ合金には円相当径が２０μｍ以上で、かつ平均円相当径が５０μｍ以上の第一のα相と、円相当径が２０μｍ未満の第二のα相とが含まれている。
なお、図２はＳｉ３ｗｔ％のＡｌ合金の半溶融溶湯を、固相率３０ｗｔ％から冷却速度１０℃／秒で急冷したときの金属組織の顕微鏡写真の写図である。
【００２７】
これに対して、従来のＡｌ合金は、ほぼ図１の右下がりの線上にあるため、液相中に晶出可能なＡｌが殆ど存在せず、図３に示したように、急冷しても微細な粒径の第二のα相は晶出しない。さらに詳しくは、成形直前の液相はＡｌ−Ｓｉの共晶組成になっているため、急冷過程においても余剰のＡｌが存在せず、微細な粒径の第二のα相は析出し得ない。そして、成形後には冷却過程で生じたＡｌ−Ｓｉの共晶相と、半溶融溶湯中で生成していた粒径の大きい球状α相が混在した金属組織構造となる。
なお、図３は従来の成形領域にあるＡｌ合金の半溶融溶湯を、冷却速度１０℃／秒で急冷したときの金属組織の顕微鏡写真の写図である。
【００２８】
第一のα相は、円相当径が２０μｍ以上で、かつ平均円相当径が５０μｍ以上となるよう、前記した方法で容器中の溶湯の冷却速度を調整することによって生成させる。円相当径が２０μｍ未満または平均円相当径５０μｍ未満では容器内のＡｌ合金の形状保持が困難で搬送セットが不可能という問題が起きる。
【００２９】
円相当径が２０μｍ未満の第二のα相は、半溶融溶湯を５℃／秒以上の冷却速度で冷却することによって生成させる。冷却速度が５℃／秒未満では、図２(冷却速度５℃／秒)と図４（冷却速度１℃／秒)との比較で明らかなように、第二のα相はごく僅かしか形成されない。冷却速度の調整は、鋳造金型を用いて成形する場合には、例えば鋳造金型の冷却水温度、あるいは鋳造金型の設計等、公知の方法によって調整することができる。
また、第二のα相の平均円相当径は、第一のα相の平均円相当径の１／５以下であることが良好な靭性を有するＡｌ合金を得る上で好ましい。更に、第二のα相の平均円相当径は、第一のα相の平均円相当径の１／７以下であることが、より優れた靭性を有するＡｌ合金を得る上で好ましい。
なお、図４は図２と同一のＳｉ含量、固相率のＡｌ合金を用い、冷却速度を遅くした場合の金属組織の顕微鏡写真の写図である。
【００３０】
顕微鏡下で観察される第二のα相の占める面積は、第一のα相の面積を含む総面積に対して５％以上、より好ましくは２０％以上の面積であることがＡｌ合金物の靭性を向上させる上で好ましい。更に、より良好な靭性を有するＡｌ合金を得るためには、第二のα相の面積が総面積に対して２０％〜５０％の範囲内にあることが好ましい。
【００３１】
従来の半溶融鋳造法では、成形後のＡｌ合金鋳物の金属組織は、前記したようにＡｌ−Ｓｉの共晶相と、粒径の大きい球状α相（Ａｌ結晶相）が混在した構造となっている（図３参照）。Ａｌ−Ｓｉの共晶相と、アルミニウムの球状α相とでは結晶構造が異なるため、粒界を通って亀裂が進展し易いことが知られている。
しかし、金属組織中に微細な第二のα相を生成させることにより、粒界を通じた亀裂の進展が阻止される結果、Ａｌ合金の靭性等、機械的性質が向上する。
【００３２】
次に、Ａｌ合金鋳物の製造方法について、適宜図を参照しながら説明する。
図５は、Ａｌ合金鋳物を製造する方法を模式的に表した図である。
【００３３】
図示しない溶融炉から、液相線温度に対して５０℃未満の過熱度に保持されている溶湯を容器１に注入する。容器１には、本発明者らが特開２００２−３０７１５３号公報に開示したような、底部（鋳造金型２のゲートに対向する面）に脆弱部７が設けられた容器１を好適に用いることができる。
また、溶湯を容器１へ注入するとき、特開平１１−１３８２４８号公報に開示した方法を用いることができる（図６）。この方法を用いた場合、溶湯を一旦汲取り容器Ｃに受け、容器１を傾けておき、傾けた容器１を起こしながら、傾斜した容器１の内周面に沿って溶湯を注入する。これにより、容器１へ溶湯を静かに注ぐことができ、酸化膜等の巻き込みによる製品の品質の低下を防止することができる。
【００３４】
溶湯には、Ｓｉ２．０〜４．０ｗｔ％、残部実質的にＡｌ及び不可避不純物を含有する組成からなるものを用いることができる。この組成ではないアルミニウム溶湯であっても、本実施形態の製造方法を用いてＡｌ合金鋳物を製造することは可能である。
この容器１を周囲が断熱された断熱容器に入れる等の方法によって、溶湯を所定の冷却速度に保ちつつ所定の時間冷却して目標の固相率を有する半溶融溶湯６を調整することができる。固相率は２５〜４５ｗｔ％の範囲内になるよう調整する。
【００３５】
所定時間経過後、半溶融溶湯６の入った容器１を断熱容器から取り出し、図５に示すように半溶融溶湯６を容器１ごと鋳造金型２の割り面より射出スリーブ３に装填する。
この時、半溶融溶湯６の固相率が２５ｗｔ％以上であれば、空気と触れる面の半溶融溶湯６は凝固しているため、半溶融溶湯６が容器１からこぼれることはなく、容器１ごと射出スリーブ３に装填することができる。
射出スリーブ３は半溶融溶湯６の固化を防ぐため、断熱材で保温されていることが好ましい。また、装填は手動で行っても良いし、搬送装置により自動的に行なうこともできる。
【００３６】
容器１を射出スリーブ３に装填したら、直ちに鋳造金型２を閉止し、容器１内の半溶融溶湯６を容器１と共にプランジャ４により押圧する。これにより、容器１の底部に設けられた脆弱部７が破断して、半溶融溶湯６が鋳造金型２のキャビティ５に充填される。
【００３７】
なお、容器１の材質はアルミニウムであることが好ましく、特にＪＩＳ称呼１０８０、１０７０等の１０００系純アルミニウムを好適に用いることができる。
次いで、キャビティ５内部の半溶融溶湯６を冷却速度５℃／秒以上で急冷してＡｌ合金鋳物を得る。キャビティ５内部の半溶融溶湯６の冷却は、鋳造金型２に設けた冷却水路１１に冷却水を循環させる等、公知の手段によって行なうことができる。
【００３８】
本実施形態のＡｌ合金を用いれば、高靭性のＡｌ合金鋳物を得ることができる。さらに、本実施形態のＡｌ合金鋳物の成形方法を適用すれば、例えば車両用シャーシ構造部材のように複雑な形状の部材であっても、高靭性を損なうことなく成形することができる。
【００３９】
以上、実施形態について説明したが、本発明は前記した実施形態には限定されない。
例えば、固相率の調整方法として、周囲が断熱された断熱容器を例に説明したが、一定温度に保たれた炉やトンネルに所定時間置く方法を用いてもよい。
また、本実施形態では、射出スリーブ３は半溶融溶湯６の固化を防ぐため、断熱材で保温されていることが好ましいとしたが、半溶融溶湯６を撹拌するために、射出スリーブ３に機械撹拌、あるいは電磁撹拌手段を設けても良い。また、射出スリーブ３に装填した空の容器１に、溶融炉から直接半溶融溶湯６を注入して、射出スリーブ３で所定時間保持して目標とする固相率に調整することもできる。
【００４０】
本発明のＡｌ合金に適した物として、車両用シャーシ構造部材を取り上げたが、これに限られるもので無く、例えばブロワのファン等の回転する部材や、機械装置筐体等、各種の鋳物製品に適用することができる。特に、鉄製の鋳物製品に対して本発明のＡｌ合金を適用すると、軽量化の効果を顕著に奏することができる。
【実施例】
【００４１】
次に、本発明の効果を確認した実施例について説明する。前記した実施形態のＡｌ合金及びＡｌ合金鋳物の成形方法を用いて、Ｓｉ含有量及び固相率が本発明の範囲に入る場合を実施例とし、入らない場合を比較例として、靭性、引張強度、及び成形性を比較した。
【００４２】
実施例及び比較例に用いたシャルピー試験片、及び引張試験片は、固相率を前記した方法により調整した半溶融溶湯を用いて、２００ｔダイカスト機により作製した。その鋳造条件は、鋳造金型温度９０〜２５０℃、初速０．１５ｍ／秒、射出スピード０．３ｍ／秒、鋳造圧力９０ＭＰａに設定した。
引張試験片は平板状をなし、標点距離が２５ｍｍ、厚さｔが３ｍｍ、幅ｗが６ｍｍであり、シャルピー試験片はＪＩＳ３号試験片に相当する。
【００４３】
表１に、各実施例及び比較例に用いた合金のＳｉ濃度、成形条件及び評価結果を示す。
（なお、表１中の「固相率調整温度」とは、溶湯を容器に注ぐときの温度のことであり、前記した液相線温度に対して５０℃未満の過熱度の温度のことである。平均円相当径は、サンプル数１０以上について円相当径を求めその数平均を算出した。
また、「成形性」の評価は、鋳造金型のキャビティに合金が完全に充填され、かつ合金の内部に微小欠陥が無い場合を「○」とした。
【００４４】
【表１】
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【００４５】
＜Ｓｉ含有量の影響＞
実施例１〜３と比較例１、２に、Ｓｉ含有量のみを変更し、他の条件は同一にした場合の成形性、靭性等の評価結果を示す。
Ｓｉ含有量が本発明の範囲（２．０〜４．０ｗｔ％）より少ないと（比較例２）、合金の内部に微小欠陥が多く見られた。また、この微小欠陥ために衝撃値、耐力のバラツキが大きく、正当な評価を行なえない成形品しか得られなかった。一方、Ｓｉ含有量が本発明の範囲より高い６．５％の場合は（比較例１）、合金の内部に第二のα相の生成が認められず、衝撃値、耐力等が低い成形品しか得られなかった。
これに対し、Ｓｉ含有量が本発明の範囲内（２．０〜４．０ｗｔ％）にある実施例１〜３では、成形性は良好で、衝撃値、伸び共に従来合金（比較例１）より高い靭性に優れた合金となった。また、抗張力、耐力も従来合金より優れていた。
【００４６】
＜固相率の影響＞
実施例２，４と比較例３〜５に、固相率のみを変更し、他の条件は同一にした場合の、伸び及び衝撃値で表される靭性、成形性等の評価結果を示す。
固相率が本発明の範囲より低い比較例３では、液状金属が過多となり半溶融溶湯のハンドリングが困難なため、成形を行なうことができなかった。一方、固相率が本発明よりも高い５０％以上の比較例４，５の場合は、Ｓｉ含有量が低いために半溶融溶湯の流動性が劣った。このため、固相率５０ｗｔ％及び６０ｗｔ％では鋳造金型のキャビティが完全に充填されない部分が残っていた。
これに対し、固相率が本発明の範囲内にある実施例２，４（固相率３０ｗｔ％、４０ｗｔ％）では、鋳造金型のキャビティの充填は良好であった。
【００４７】
＜冷却速度の影響＞
実施例２と比較例６に、冷却速度のみを変更し、他の条件は同一にした場合の成形性、靭性等の評価結果を示す（図２、図４参照）。
いずれの場合も、成形性は良好であった。しかし、冷却速度が本発明の範囲外である比較例６では、第二のα相の生成は認められなかった。このため、伸び、衝撃値だけでなく、抗張力、耐力も実施例２より劣っていた。
【００４８】
＜第二のα相の影響＞
Ｓｉ含有量が本発明の範囲内にあり、冷却速度が５℃／秒の場合は第二のα相の生成が認められ良好な靭性等をしめしたが、冷却速度が本発明の範囲外である１℃／秒のとき（比較例６）、及びＳｉ含有量が本発明の範囲外である従来合金（比較例１）のときは、第二のα相は生成せず、靭性も劣っていた。
また、実施例１〜４の本発明に係るＡｌ合金は、第一のα相の平均円相当径が５０μｍ以上で、更に、第二のα相の平均円相当径は第一のα相の平均円相当径の５分の１以下の値であり、本実施例では約１／７以下であった。
なお、比較例３では前記のように成形ができなかったため、平均円相当径の測定は不能であった。比較例２，４，５では良好な第一及び第二のα相が認められたものの、前記のように成形上の問題で靭性等の評価は行なえなかった。このことは、加工条件の適正化により、比較例２〜５の範囲のもでも高靭性を有するＡｌ合金として使用可能であることを示唆している。
【図面の簡単な説明】
【００４９】
【図１】Ｓｉ含有量と共晶時の固相率の関係を示す図である。
【図２】本発明のＡｌ合金の半溶融溶湯を冷却速度１０℃／秒で急冷したときの金属組織を示す顕微鏡写真の写図である。
【図３】従来の成形領域にあるＡｌ合金の半溶融溶湯を冷却速度１０℃／秒で急冷したときの金属組織を示す顕微鏡写真の写図である。
【図４】本発明のＡｌ合金の半溶融溶湯を冷却速度１℃／秒で冷却した場合の金属組織を示す顕微鏡写真の写図である。
【図５】Ａｌ合金鋳物を製造する方法の模式図である。
【図６】溶湯を容器へ注入する方法の模式図である。
【符号の説明】
【００５０】
１      容器
２      鋳造金型
３      射出スリーブ
４      プランジャ
５      キャビティ
６      半溶融溶湯
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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