(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
全体を１００質量％（質量百分率）としたときに、４．０〜６．０％のマグネシウム（Ｍｇ）と、０．３〜０．５％のマンガン（Ｍｎ）と、０．５〜０．９％の鉄（Ｆｅ）と、０．１〜０．２％のチタン（Ｔｉ）とを含み、残部がアルミニウム（Ａｌ）と不可避不純物とからなることを特徴とする鋳物用アルミニウム合金。
【請求項２】
さらに、全体を１００質量％としたときに、０．１〜０．７％のクロム（Ｃｒ）を含む請求項１に記載の鋳物用アルミニウム合金。
【請求項３】
さらに、全体を１００質量％としたときに、０．０１〜０．０５％のホウ素（Ｂ）を含む請求項１に記載の鋳物用アルミニウム合金。
【請求項４】
さらに、全体を１００質量％としたときに、０．００１〜０．０１％のベリリウム（Ｂｅ）を含む請求項１に記載の鋳物用アルミニウム合金。
【請求項５】
さらに、全体を１００質量％としたときに、０．０５〜０．３％のモリブデン（Ｍｏ）を含む請求項１に記載の鋳物用アルミニウム合金。
【請求項６】
全体を１００質量％としたときに、前記不可避不純物は、ケイ素（Ｓｉ）が０．５％以下であり銅（Ｃｕ）が０．３％以下である請求項１に記載の鋳物用アルミニウム合金。
【請求項７】
前記Ｆｅは、０．５〜０．８質量％である請求項１に記載の鋳物用アルミニウム合金。
【請求項８】
全体を１００質量％としたときに、４．０〜６．０％のＭｇと、０．３〜０．５％のＭｎと、０．５〜０．９％のＦｅと、０．１〜０．２％のＴｉとを含み、残部がＡｌと不可避不純物とからなることを特徴とするアルミニウム合金製鋳物。
【請求項９】
鋳造後に熱処理を施さない鋳放し状態で、引張強さが２５０ＭＰａ以上である請求項８に記載のアルミニウム合金製鋳物。
【請求項１０】
鋳造後に熱処理を施さない鋳放し状態で、０．２％耐力が１３０ＭＰａ以上である請求項８に記載のアルミニウム合金製鋳物。
【請求項１１】
鋳造後に熱処理を施さない鋳放し状態で、破断伸びが１３％以上である請求項８に記載のアルミニウム合金製鋳物。
【請求項１２】
全体を１００質量％としたときに、４．０〜６．０％のＭｇと０．３〜０．５％のＭｎと０．５〜０．９％のＦｅと０．１〜０．２％のＴｉとを含み残部がＡｌと不可避不純物とからなるアルミニウム合金の溶湯を鋳型に注入する注入工程と、
該注入工程後に該アルミニウム合金の溶湯を冷却凝固させる凝固工程とを備え、
請求項８〜１１のいずれかに記載したアルミニウム合金製鋳物が得られることを特徴とするアルミニウム合金製鋳物の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋳物用アルミニウム合金およびアルミニウム合金製鋳物の製造方法に関するものである。さらに詳しくは、薄肉鋳物等の製作にも好適な鋳造性と鋳放しの状態でも高い強度および優れた延性とを発揮する鋳造用アルミニム合金、およびそのアルミニウム合金からなる鋳物の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、各種製品の軽量化が要請されており、従来の鋳鉄製品から軽量なアルミニウム合金製品に急速に移行しつつある。例えば、自動車の場合、軽量化により燃費向上が期待でき、軽量化は環境改善にも有効となる。
【０００３】
ところで、従来なら、強度や延性への要求が比較的緩やかであった薄肉の鋳物（特に、ダイカスト製品）にさえ、高強度、高延性が要求されるようになってきている。高強度、高延性の薄肉鋳物等を製作する方法として、例えば、鋳型内を真空引きして鋳造した後、または、逆に鋳型内に酸素を充満させて鋳造した後に、得られた鋳物を熱処理する方法等が従来から提案されている。しかし、このような方法では、熱処理が必要となり製造コストの上昇を招く。また、薄肉、大型の鋳物ほど、その熱処理によって歪み（ふくれ、変形等）が発生し、その矯正にさらにコストがかかる。
【０００４】
そこで、このような課題を解決するために、鋳放しの状態でも、高強度、高延性を発現するアルミニウム合金の開発が盛んに行なわれている。例えば、(a)特開平９−３５８２号公報、(b)特開平１１−２９３３７５号公報、(c)特開平１１−１９３４３４号公報、(d)特開平９−２６８３４０号公報、特開平９−３１６５８１号公報、特開平１１−８０８７２号公報等に、そのようなアルミニウム合金に関する開示がある。以下、各公報に記載されたアルミニウム合金について具体的に説明する。
【０００５】
(a)特開平９−３５８２には、Ｍｇ：３．０〜５．５％（質量％：以下同様）、Ｚｎ：１．０〜２．０％（Ｍｇ／Ｚｎ：１．５〜５．５）、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜０．８％、Ｆｅ：０．１〜０．８％を含有したアルミニウム合金鋳物が開示されている。このＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ−Ｚｎ−Ｃｕ系合金は、所定範囲のＺｎとＣｕとを必須含有元素としている。
【０００６】
本発明者がこの合金製鋳物を試験研究したところ、ＭｇＺｎ2やＭｇ32（Ａｌ、Ｚｎ）49等の中間相が鋳物中に析出し、自然時効による強度特性の変化や、応力腐食割れが現れた。また、この合金は鋳造割れが発生し易く、薄肉部材の鋳造には向かないことも解った。
【０００７】
(b)特開平１１−２９３３７５には、Ｍｇ：２．５〜７．０、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２％でＦｅを０．３％未満、Ｓｉを０．５％以下とし、１〜５ｍｍの肉厚部位の気孔率が０．５％以下、晶出物の平均円相当径が１．１μｍ以下、晶出物の面積率が５％以下であることを特徴とする高延性アルミ合金ダイカストが開示されている。このＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ−Ｔｉ系合金は、Ｆｅを不可避不純物として扱っており、その含有量を０．３％未満に制限している。
【０００８】
本発明者が試験研究したところ、この合金を使用した薄肉金型鋳物は、鋳造割れが発生し易かった。また、Ｍｇ量が多くなると肉厚中心部に引け巣を発生し易かった。鋳造割れや引け巣の発生は、強度特性や伸びのバラツキを大きくするため好ましくない。
【０００９】
(c)特開平１１−１９３４３４には、Ｍｇ：３．０〜５．５、Ｍｎ：１．５〜２．０％、Ｎｉ：０．５〜０．９とする高靱性ダイカスト鋳物用アルミニウム合金が開示されている。
このＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ−Ｎｉ系合金では、Ｎｉを必須含有元素とし、その含有量を適切に調整することにより、ダイカスト鋳物の靱性を向上させている。また、Ｍｎの含有量が多いため、化合物の晶出量が多くなり、その実施例にあるように、伸びは１０％程度である。
【００１０】
(d)特開平９−２６８３４０号公報には、Ｍｇ：０．０１〜１．２％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｆｅ：０．１〜１．５％とする高延性アルミニウム合金が開示されている。
このＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ−Ｆｅ系合金では、Ｍｇの含有量を少なくして鋳造割れや引け巣等の欠陥の発生を抑制して、鋳造性と伸びとを改善しているに過ぎない。このため、その実施例からも解るように、その合金は、引張強さが１９０ＭＰａにも満たず、強度的に十分ではない。なお、特開平９−３１６５８１号公報や特開平１１−８０８７２号公報に開示されたアルミニウム合金も、この合金と同様である。
【００１１】
【特許文献１】特開平９−３５８２号公報
【特許文献２】特開平１１−２９３３７５号公報
【特許文献３】特開平１１−１９３４３４号公報
【特許文献４】特開平９−２６８３４０号公報
【特許文献５】特開平９−３１６５８１号公報
【特許文献６】特開平１１−８０８７２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明は、このような事情に鑑みて為されたものである。つまり、鋳造割れ、ミクロポロシティの発生等が少ない、鋳造性に優れた鋳物用アルミニウム合金を提供することを目的とする。特に、鋳放し状態でも、高強度で延性に優れた鋳物が得られる鋳物用アルミニウム合金を提供することを目的とする。さらに、鋳物の機械的特性等の経時変化が小さい鋳物用アルミニウム合金を提供することを目的とする。また、このアルミニウム合金を用いた鋳物の製造方法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】
【００１３】
本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究し、各種系統的実験を重ねた結果、Ｍｇ、ＭｎおよびＦｅの組成割合を適切に管理することにより、鋳造性に優れ、また、鋳放し状態でも、高強度で高延性の鋳物が得られるアルミニウム合金を発見し、本発明を完成させるに至った。
【００１４】
（鋳物用アルミニウム合金）
すなわち、本発明の鋳物用アルミニウム合金は、全体を１００質量％としたときに、４．０〜６．０％のマグネシウム（Ｍｇ）と、０．３〜０．６％のマンガン（Ｍｎ）と、０．５〜０．９％の鉄（Ｆｅ）とを含み、残部がアルミニウム（Ａｌ）と不可避不純物とからなることを特徴とする。
【００１５】
本発明のアルミニウム合金（Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ−Ｆｅ合金）は、Ｍｇ、ＭｎおよびＦｅを適切な組成割合で含有したことにより、鋳造性が改善され、高強度、高延性を発現したものである。以下、現状考えられる理由と上述の組成に至った経緯について説明する。
【００１６】
ＭｇやＭｎがＡｌ基地中に固溶することにより、アルミニウム合金の強度を向上させることは知られているが、Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ合金で薄肉金型鋳物を製作した場合、凝固収縮に伴う鋳造割れやポロシティ等が発生し、鋳造性が悪い。また、それに関連して伸びのバラツキも大きくなる。
【００１７】
そこで、本発明者は、鋳造性に優れ、高強度、高延性のアルミニウム合金を得るために、凝固過程における晶出物の晶出形態と鋳造性や機械的性質との関係に着目した。そして、アルミニウム合金製鋳物の鋳造割れは、凝固過程で成長する初晶Ａｌのデンドライト間に残留した脆弱な液相の部分で多発することを突きとめた。これは、初晶デンドライトの発達、結合によって鋳物が形成されていく過程において、鋳物が形をなし強度をもち始める温度範囲（準固相線温度範囲）で鋳型によって拘束を受けると、凝固収縮の際に、鋳物には収縮応力が作用する。その応力がデンドライト間に残留する脆弱な液相の部分に集中し、熱間割れを多発するためと考えられる。
【００１８】
そこで、本発明者は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ合金にＦｅを添加することを思い付き、Ｍｇ量に応じてＭｎ、Ｆｅ量を調整することにより、固液共存域における晶出挙動を変化させ、優れた耐鋳造割れを得ることに成功した。具体的には、初晶Ａｌの晶出温度域を狭くし、初晶Ａｌのデンドライトを大きく成長させずに、晶出を終えた初晶Ａｌのネットワーク峡間にＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ共晶を晶出させた。そして、その状態で各固相間の連結が急激に進むため、鋳造割れが発生しずらくなったと考えられる。
【００１９】
さらに、本発明のアルミニウム合金によると、液相から初晶として微細なＡｌが晶出した後に、Ａｌ（Ｍｎ、Ｆｅ）化合物が微細に晶出するため、延性低下を招く粗大な晶出物が少なく、高強度を維持しつつも、優れた延性を発現するようになったと考えられる。
【００２０】
ところで、本発明でいう「アルミニウム合金」には、鋳造用素材としてのアルミニウム合金（鋳物用アルミニウム合金）に限らず、鋳造後のアルミニウム合金製鋳物（製品）をも含む。
【００２１】
従って、本発明は、全体を１００質量％としたときに、４．０〜６．０％のＭｇと、０．３〜０．５％のＭｎと、０．５〜０．９％のＦｅと、０．１〜０．２％のＴｉとを含み、残部がＡｌと不可避不純物とからなり、２０℃／秒以上の冷却速度で冷却凝固されて微細な初晶アルミニウムと化合物とが均一に分散していることを特徴とするアルミニウム合金製鋳物としても良い。
【００２２】
本発明の鋳物用アルミニウム合金は、デンドライトセルサイズが１０μｍ以下の初晶アルミニウムと粒径が５μｍ以下の化合物とが均一に分散しているものであると、強度、延性の点からより好適である。さらに、前記初晶アルミニウムのデンドライトセルサイズが５μｍ以下、前記化合物の粒径が３μｍ以下であると、より好ましい。
【００２３】
ここで、デンドライトセル（樹枝状晶）のサイズは、長手方向に測定した場合の長さであり、１００個のセルを測定した値の平均値である。また、化合物の粒径は、長手方向（最大長）で評価したものであり、画像処理装置を用いて１０００倍に撮影した組織写真（視野面積７０×１００μｍ）１０視野について測定した値の平均値である。
【００２４】
このように、本発明のアルミニウム合金によれば、例えば、薄肉金型鋳物を製作する場合であっても、鋳造割れや引け巣等のポロシティをほとんど発生させることなく、十分な強度と優れた延性とをもつ鋳物を得ることができる。例えば、鋳造後に熱処理を施さない鋳放し状態で、０．２％耐力が１３０ＭＰａ以上で破断伸びが１３％以上であるアルミニウム合金が得られる。
【００２５】
さらに、上記組成範囲でＭｇ、Ｍｎによって固溶強化されたアルミニウム合金は、自然時効による硬さ変化をほとんど生じず、機械的性質の経時変化が小さいという利点をも有している。
【００２６】
（アルミニウム合金製鋳物の製造方法）
上述した本発明のアルミニウム合金からなる鋳物は、例えば、次の製造方法により得ることができる。
【００２７】
すなわち、本発明のアルミニウム合金製鋳物の製造方法は、全体を１００質量％としたときに、４．０〜６．０％のＭｇと０．３〜０．５％のＭｎと０．５〜０．９％のＦｅと０．１〜０．２％のＴｉとを含み残部がＡｌと不可避不純物とからなるアルミニウム合金の溶湯を鋳型に注入する注入工程と、該注入工程後に該アルミニウム合金の溶湯を冷却凝固させる凝固工程とを備え、本発明に係るアルミニウム合金製鋳物が得られることを特徴とする。
【００２８】
前記凝固工程が、２０℃／秒以上の冷却速度で冷却凝固される工程であると、前述した微細な初晶アルミニウムと化合物とが均一に分散したアルミニウム合金製鋳物が確実に得られる。その冷却速度を、５０℃／秒以上とすると、一層好ましい。
【００２９】
また、本明細書中でいう「鋳造性」とは、溶湯の湯回り性や離型性等に限らず、鋳造割れや引け巣（ポロシティ）の発生率等をも含む概念である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３０】
次に、実施形態を挙げ、本発明をより詳しく説明する。
（１）合金組成
(a)Ｍｇ
Ｍｇは、アルミニウムのマトリックス中に固溶して、アルミニウム合金の機械的強度（例えば、引張強さ）を向上させる元素である。また、Ｍｇは、アルミニウム合金の延性や鋳造性にも影響を及ぼす元素である。
【００３１】
Ｍｇが４．０％（質量百分率、以下同様）未満では機械的強度の向上が十分ではなく、特に、１３０ＭＰａ以上の耐力（０．２％耐力、以下同様）を確保することが難しい。また、Ｍｇが６．０％を超えると溶湯の酸化が著しい。また、Ｍｇ量の増加に応じて初晶として粗大晶出物が晶出し始めるＭｎ、Ｆｅの組成が低濃度側に移動するため、ＭｎやＦｅを上記組成範囲とした場合、Ｍｇ量が６％を超えると粗大化合物の晶出により延性が悪化してしまう。従って、全体を１００質量％としたときに、Ｍｇは、４．０〜６．０％であると好ましく、４．０〜５．０％であると一層好ましい。
【００３２】
(b)Ｍｎ
Ｍｎは、Ｍｇと同様にアルミニウムのマトリックス中に固溶したり、アルミニウムと化合物を生成してマトリックス中に微細に析出して、アルミニウム合金の機械的強度を向上させる元素である。また、金型との耐焼き付き性を向上させる効果もある。
【００３３】
Ｍｎが、０．３％未満では機械的強度の向上が十分ではなく、０．６％を超えると、粗大晶出物が晶出して延性の抵下を招くため好ましくない。従って、全体を１００質量％としたときに、Ｍｎは、０．３〜０．６％であると好ましく、０．３〜０．５％であると、一層好ましい。
【００３４】
(c)Ｆｅ
Ｆｅは、凝固時の晶出過程を変えて、凝固収縮による鋳造割れを抑制する元素である。また、Ｆｅは、ダイカストを行う際に、金型との耐焼き付きを向上させる効果もある。
【００３５】
Ｆｅが０．５％未満では晶出過程を大きく変えるには不十分であり、鋳造割れの抑制効果も小さい。一方、Ｆｅが０．９％を超えると、粗大晶出物が晶出し延性が低下するので好ましくない。従って、全体を１００質量％としたときに、Ｆｅは、０．５〜０．９％であると好ましい。本発明者のさらなる研究によると、Ｆｅが０．５〜０．８％若しくは０．５〜０．７％であると一層好ましいことが明らかとなった。
【００３６】
(d)Ｃｒ
ＣｒはＭｇやＭｎと同様に、アルミニウムのマトリックスに固溶して、機械的強度を向上させる元素である。
【００３７】
Ｃｒが０．１％未満では、機械的強度の向上が十分ではなく、０．７％を超えると、粗大晶出物が晶出して延性の低下を招くため好ましくない。従って、全体を１００質量％としたときに、Ｃｒは、０．１〜０．７％であると好ましく、０．２〜０．５％であると、一層好ましい。
【００３８】
(e)Ｔｉ、Ｂ
Ｔｉ、Ｂは初晶Ａｌの核生成サイトとなる。そのため、それらの元素が添加され増加すると、初晶Ａｌの各結晶粒径は小さくなる。その結果、高固相率側まで固液流動状態が維持され、凝固収縮による応力発生時期が低温側にずれ込み、耐鋳造割れ性が向上すると考えられる。具体的には、次の通りである。
【００３９】
Ｔｉは、α−Ａｌの核生成サイトとなり、微細組織を構成し、鋳造割れの抑制ならびに延性の改善効果を発揮し、また、アルミニウム合金の耐力も向上させ得る。
【００４０】
そこで、全体を１００質量％としたときに、０．０１〜０．３％のＴｉを含むと、好適である。Ｔｉが、０．０１％未満では微細な組織が得られず、Ｔｉが０．３％を超えると粗大晶出物（Ａｌ3Ｔｉ等）が晶出し延性が低下するからである。Ｔｉを０．１〜０．２％とすると、より好ましい。
【００４１】
Ｂは、特にＴｉとの共存下で、結晶粒を微細化させる大きな効果を発揮する。Ｂが、０．０１％未満では微細な組織が得られず、０．０５％を超えると結晶粒径の変化が小さく経済的でない。従って、Ｔｉとの共存下で、全体を１００質量％としたときに、０．０１〜０．０５％のホウ素（Ｂ）を含むと、好適である。０．０３〜０．０５％であると、より好適である。なお、Ｂは、単体で添加する場合の他、ＴｉＢ2等のホウ化チタンとして添加すると経済的である。
【００４２】
(f)Ｂｅ
Ｂｅは、単独でも耐酸化性に効果を発揮し、溶解時にＭｇの酸化消耗を抑える。従って、単独でも（Ｔｉ等と共存することなく）、全体を１００質量％としたときに、０．００１〜０．０１％のベリリウム（Ｂｅ）を含むと、好適である。０．００５〜０．０１％であると、より好適である。勿論、いうまでもなく、ＢｅはＴｉ等と共存しても良い。
【００４３】
(g)Ｍｏ
Ｍｏは、Ａｌ−Ｍｇ合金溶湯の酸化に伴うノロの生成を抑制する効果がある。Ｍｏが０．０５％未満では酸化抑制効果が十分ではなく、０．３％を超えると、粗大結晶物が晶出して延性の低下を招くため好ましくない。従って、全体を１００重量％としたときに、Ｍｏは、０．０５〜０．３％であると好ましく、０．１〜０．２％であると、一層好ましい。
【００４４】
(h)不可避不純物
不可避不純物は、アルミニウム合金の特性に悪影響を与えない限り、その種類や含有量は限定されないが、本発明者は、不可避不純物であるＳｉ、Ｃｕの含有量を管理することにより、アルミニウム合金の鋳造性、強度または延性が向上することを見出した。
【００４５】
すなわち、全体を１００質量％としたときに、不可避不純物であるＳｉが０．５％以下であり、Ｃｕが０．３％以下であると、好適である。
【００４６】
Ｓｉは、アルミ地金等に含まれる不可避不純物であり、０．５％を超えて含有すると、Ｍｇ2Ｓｉが自然時効によりマトリックス中に析出し、アルミニウム合金の機械的特性が経時的に変化するため、好ましくない。
【００４７】
Ｃｕは、鋳造割れを助長すると共に、耐食性を阻害する元素である。従って、本発明に係るアルミニウム合金を構造部材として用いる場合、特に、０．３％以下とすることが好ましい。
【００４８】
（２）用途
本発明のアルミニウム合金または鋳物の製造方法は、種々のアルミニウム合金製鋳物に利用できる。
【００４９】
例えば、自動車や二輪車の分野では、ボディ構造用部材、シャシ部材、ホイール、スペースフレーム、ステアリングホイール（芯金）、シートフレーム、サスペンションメンバー、エンジンブロック、ミッションケース、プーリ、オイルパン、シフトレバー、インスツルメントパネル、ドアインパクトパネル、吸気用サージタンク、ペダルブラケット、フロントシュラウドパネル等に本発明のアルミニウム合金やその製造方法を用いることにより、熱処理を施さずに低コストでそれらの各部材を製作できる。
【００５０】
なお、本発明のアルミニウム合金は、鋳放し状態でも高強度、高延性であるが、鋳造後に冷間加工や熱処理を行っても勿論良い。
【実施例】
【００５１】
次に、本発明に係る実施例を挙げて、本発明をより詳細に説明する。
（試験片の製作と試験）
（１）第１実施例
表１に示す試料Ｎｏ．１〜５と試料Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ７の合金組成をもつアルミニウム合金を用いて、各試料毎に、拘束長さを種々変化させた試験片を製作し、それぞれの鋳造割れ性を評価した。なお、表１では主成分のＡｌを省略して表示した（以下、同様）。
【００５２】
具体的には、図１に示すように、キャビティの断面が厚さ７ｍｍ、幅１０ｍｍで、その拘束長さを種々変更可能な金型を備えた縦型ダイカスト機により種々の試験片を製作し、鋳造割れ評価を行った。
【００５３】
鋳造条件は、溶解温度７５０℃、金型温度５０〜１００℃、鋳造圧力６３．７ＭＰａ、プランジャ速度０．６ｍ／ｓとした。各溶湯をプランジャで加圧注入後（注入工程）、冷却速度を１００℃／秒程度として凝固させた（凝固工程）。
【００５４】
耐鋳造割れ性の評価は、割れが発生したときの拘束長さで評価した。その拘束長さが長いほど、鋳造割れを起こしにくい合金であることを示す。こうして得た各試験片の試験結果を図３に示した。
【００５５】
なお、この試験では、拘束長さ方向の中央部に、厚さ０．５ｍｍｘ高さ１０ｍｍの断熱シートを上記キャビティの三方に貼り付け、鋳造割れの発生する位置をその部分に限定して行った。この断熱シートの三方張りの様子を、図１中のＡ−Ａ断面図である図２に示す。
【００５６】
（２）第２実施例
表１に示す試料Ｎｏ．６〜１４と試料Ｎｏ．Ｃ８〜Ｃ１０の合金組成をもつアルミニウム合金を用いて、縦型ダイカスト機により厚さ２ｍ、幅５０ｍｍ、長さ７０ｍｍの板状鋳物を作製した。
【００５７】
鋳造条件は、溶解温度７５０℃、金型温度５０〜１００℃、鋳造圧力６３．７ＭＰａ、プランジャ速度１．４ｍ／ｓとした。また、溶湯をキャビティ内に加圧注入後（注入工程）、冷却速度を１００℃／秒程度として凝固させた（凝固工程）。
【００５８】
この鋳放しの状態の板状鋳物から、平面部が鋳肌のままの平板引張試験片を作製した。各試験片を用いて、引張強さ、０．２％耐力および破断伸びを調べた。この結果を表２に示す。なお、各試験片の引張試験は、島津製のオートグラフ引張試験機を用いて行い、各試験片について得られた応力−歪み線図から上記の各特性を求めた。
【００５９】
（３）第３実施例
表１に示す試料Ｎｏ．１５〜１９と試料Ｎｏ．Ｃ１１、Ｃ１２の合金組成をもつアルミニウム合金を用いて、第２実施例と同様にして、鋳放しの状態の板状鋳物を製作した。
【００６０】
ここでは、各板状鋳物の機械的特性の経時変化（人工時効）の影響を調べるために、鋳放しの状態の板状鋳物と、それを１７５℃で１０時間加熱した後の板状鋳物とを用意し、各板状鋳物の硬さ（ビッカース硬さ）を調べた。その結果を表３に示す。
【００６１】
なお、ビッカース硬さは、明石製ビッカス硬度計を用いて、荷重５ｋｇを３０秒間ロードさせ、そのときできる圧跡サイズから換算して硬さを求めた。
【００６２】
（４）第４実施例
さらに、Ａｌ合金鋳物の耐鋳造割れ性とＦｅ量との関係を詳細に調べた。つまり、表４に示す試料Ｎｏ．２０〜２６の合金組成からなる、種々の拘束長さの試験片を、第１実施例と同様に製作した。各試料はＭｇ、ＭｎおよびＴｉの含有量を同程度としつつ、Ｆｅの含有量を主に変化させたものである。耐鋳造割れ性を割れが発生したときの拘束長さで評価した点も、第１実施例の場合と同様である。こうして得た各試験片の試験結果を図４に示した。
【００６３】
（５）第５実施例
Ａｌ合金溶湯の耐酸化性に及す合金組成の影響を調べた。先ず、表５に示す試料Ｎｏ．２７および試料Ｎｏ．２８の合金組成からなるＡｌ合金溶湯を用意した。各溶湯は、予め重量を測定しておいた。これらの溶湯をアルミナ製坩堝に入れ、大気雰囲気中で７５０℃ｘ５時間保持した。
【００６４】
その溶湯を冷却後、凝固したＡｌ合金の重量を測定した。そして、前記の加熱保持前後における重量差から、Ａｌ合金の酸化増量を求めた。この結果も併せて表５に示した。なお、表５には、前記加熱保持前の溶湯重量に対する酸化増量の割合（酸化増量率）を示した。
【００６５】
（評価）
（１）鋳造性
本発明の組成範囲内にある試料Ｎｏ．１〜５のアルミニウム合金は、試料Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ７に対し、いずれも割れの発生する拘束長さが十分に長いことが図３から分る。具体的には、試料Ｎｏ．１の拘束長さは５０ｍｍ、試料Ｎｏ．２、３の拘束長さは７０ｍｍ、試料Ｎｏ．４、５の拘束長さは８０ｍｍまで割れが発生しなかった。
【００６６】
これらから、Ｍｎ量を抑制しつつ、適量のＦｅ量を加えることで、耐鋳造割れ性が大きく向上することが分った。また、Ｍｇ、ＭｎおよびＦｅを本発明に係る組成範囲としつつ、核生成サイトとなるＴｉを添加することで、耐鋳造割れ性が一層向上することも分った。
【００６７】
特に、表４および図４から明らかなように、Ｍｇ、ＭｎおよびＴｉを本発明の好適な組成範囲内としつつ、Ｆｅ量を０．５〜０．８％含有させた試料Ｎｏ．２２２〜２４のＡｌ合金鋳物は、耐鋳造割れ性が一層向上した。
【００６８】
（２）強度と延性
(a)試料Ｎｏ．６〜１４は、いずれも本発明の組成範囲内にあるアルミニウム合金である。そして、表２から分るように、それらのアルミニウム合金は、いずれも、引張強さが２５０ＭＰａ以上で、０．２％耐力が１３０ＭＰａ以上であり、しかも、伸びが１５％以上である。よって、鋳放し状態でも、本発明に係るアルミニウム合金は、十分な強度を維持しつつ優れた延性を発揮することが分った。特に、引張強さが３００ＭＰａ以上、０．２％耐力が１５０ＭＰａ以上で、伸びが２０％を超えるものも存在する。
【００６９】
また、試料Ｎｏ．６のアルミニウム合金にＴｉを含有させた試料Ｎｏ．７は、結晶粒がより微細化し、延性が一層向上した。
【００７０】
(b)一方、本発明に係る組成範囲から外れる試料Ｎｏ．Ｃ８〜Ｃ１０のアルミニウム合金は、強度と延性とを両立させることはできなかった。例えば、試料Ｎｏ．Ｃ８は、Ｍｎ量が０．６質量％を超えるため、引張強度や０．２％耐力は高いものの、伸びが１０％未満で低延性であった。逆に、Ｍｎが０．３質量％未満の試料Ｎｏ．Ｃ９やＭｇが４．０質量％未満である試料Ｎｏ．Ｃ１０は、高延性であるものの強度が不十分であった。
【００７１】
（３）時効の影響
試料Ｎｏ．１５〜１９は、いずれも本発明の組成範囲内にあるアルミニウム合金である。表３から分るように、これらのアルミニウム合金は、鋳放しの状態と１７５℃で１０時間加熱後との硬さの変化は僅かであった。
【００７２】
一方、試料Ｎｏ．Ｃ１１、Ｃ１２のアルミニウム合金は、Ｓｉが不可避的不純物の域を超えて多量に含むため、鋳放しの状態と１７５℃で１０時間加熱後との硬さの変化が大きかった。つまり、時効硬化を生じており、そのような組成のアルミニウム合金では、自然時効による特性の変化が懸念される。
【００７３】
（４）耐酸化性
表５の試料Ｎｏ．２７、２８に示すように、Ｍｇ、Ｍｎ、ＴｉおよびＦｅをそれぞれ本発明の好適な組成範囲内としつつ、さらに、Ｍｏを０．１〜０．２％含有させると、Ａｌ合金溶湯は、より優れた耐酸化性を示すことも明らかとなった。
【００７４】
【表１】
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【００７５】
【表２】
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【００７６】
【表３】
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【００７７】
【表４】
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【００７８】
【表５】
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【図面の簡単な説明】
【００７９】
【図１】拘束長さを変更可能な鋳造割れ評価用金型を備えた縦型ダイカスト機を示す断面図である。
【図２】図１中のＡ−Ａ断面図である。
【図３】各試験片について、拘束長さと鋳造性との関係を示した棒グラフである。
【図４】鋳造割れ性とＦｅ量との関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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