特開 2023-69367 過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金及び過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物並びにその製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公開特許公報(A)

(11)【公開番号】P2023069367

(43)【公開日】2023-05-18

(54)【発明の名称】過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金及び過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物並びにその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 21/02 20060101AFI20230511BHJP

   C22C 1/02 20060101ALI20230511BHJP

   B22D 1/00 20060101ALI20230511BHJP

   B22D 21/04 20060101ALI20230511BHJP

【ＦＩ】

C22C21/02

C22C1/02 503J

B22D1/00 Z

B22D21/04 A

【審査請求】未請求

【請求項の数】4

【出願形態】ＯＬ

(21)【出願番号】P 2021181160

(22)【出願日】2021-11-05

(71)【出願人】

【識別番号】000004743

【氏名又は名称】日本軽金属株式会社

(71)【出願人】

【識別番号】507073859

【氏名又は名称】日軽エムシーアルミ株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】110001885

【氏名又は名称】弁理士法人ＩＰＲコンサルタント

(72)【発明者】

【氏名】織田 和宏

(72)【発明者】

【氏名】望月 鉄矢

(72)【発明者】

【氏名】▲高▼買 瑞樹

(72)【発明者】

【氏名】鍋田 汐南

(72)【発明者】

【氏名】下村 眞美

(72)【発明者】

【氏名】王 多

(57)【要約】

【課題】Ｓｉ含有量を大幅に増加させることなく簡便かつ安価に１７×１０^-6℃^-1以下の線膨張係数を発現させることができる過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物及び当該過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物に好適に用いることができる過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金並びに当該過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の簡便かつ効率的な製造方法を提供する。
【解決手段】Ｓｉ：１５．０～１７．０ｗｔ％、Ｎｉ：３．０～５．０ｗｔ％、Ｐ：５～５０ｐｐｍ、を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有すること、を特徴とする過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金。
【選択図】なし

【特許請求の範囲】

【請求項1】

Ｓｉ：１５．０～１７．０ｗｔ％、
Ｎｉ：３．０～５．０ｗｔ％、
Ｐ：５～５０ｐｐｍ、を含有し、
残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有すること、
を特徴とする過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金。

【請求項2】

請求項１に記載の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金からなり、
初晶Ｓｉの平均粒径（円相当径）が４０μｍ以下であり、
隣接する共晶Ｓｉ間の平均間隔が２０μｍ以下であり、
線膨張係数が１７×１０^-6℃^-1以下であること、
を特徴とする過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物。

【請求項3】

Ａｌ₃Ｎｉが晶出していること、
を特徴とする請求項２に記載の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物。

【請求項4】

請求項１に記載の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金からなるアルミニウム合金溶湯を１０５０℃以上の温度で５分以上保持した後、鋳造を行うこと、
を特徴とする過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、線膨張係数が低い過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物を得るための過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金、線膨張係数が低い過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物並びにその製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

アルミニウム（Ａｌ）は鉄（Ｆｅ）やセラミックス等の他の素材と比較すると線膨張係数が高い金属であるが、例えば、エンジンシリンダーのライナー、ＶＴＲシリンダー、エンジンピストン、コンプレサーベーン等の高い寸法精度が要求されることに加えて温度変化が大きくなる各種機械部品においては、線膨張係数を低くすることが求められる。また、他の素材と接合して用いられる場合にも、線膨張係数の低いアルミニウム合金が求められる場合が多い。

【0003】

これに対し、アルミニウムの線膨張係数を低下させるために、共晶組成以上のＳｉを添加し、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金として初晶Ｓｉを晶出させることが行われてきた。しかしながら、当該手法でアルミニウムの線膨張係数を低下させるためには大量のＳｉを添加する必要があり、Ｓｉ含有量が２０質量％以上となる場合はＡｌ－Ｓｉ合金の鋳造が困難となる。

【0004】

また、例えば、特許文献１（特開２００９－２６３７２０号公報）では、低い線熱膨張係数と高い耐力を有するアルミニウム合金板材を得ることを目的として、Ｓｉ：１１．０～１５．０質量％、Ｍｇ：０．３～１．０質量％、Ｐ、Ｓｒの一種または二種を合計で０．００１～０．０２質量％、および、Ｔｉ：０．００５～０．１５質量％またはＴｉ：０．００５～０．１５質量％およびＢ：０．０００５～０．０５質量％を含有し、残分がＡｌと不可避不純物からなり、室温～１００℃の範囲での平均線膨張係数：２１×１０^-6／℃以下、室温における耐力：２８０Ｎ／ｍｍ²以上であることを特徴とする耐力に優れた低熱膨張アルミニウム合金板材、が提案されている。

【0005】

上記特許文献１に記載の低熱膨張アルミニウム合金板材においては、Ｓｉ含有量を低下させ、Ｍｇ含有量を０．３～１．０質量％とし、Ｃｕ含有量を不純物範囲とした合金鋳塊は、板圧延時のエッジ割れや板切れの不安も無く厚さが２．５ｍｍ程度の板材に圧延加工でき、熱処理と冷間圧延を組み合わせることによって耐力が高く、さらに組成を選択することによって室温～１００℃の範囲で線膨張係数が低くなる、とされている。

【0006】

また、特許文献２（特開昭６２－０５６５５１号公報）では、従来の鍛造用耐熱アルミニウム合金程度の強度を有し、かつ線膨張係数の低いアルミニウム合金材料を提供することを目的として、化学組成が重量％で、Ｓｉ：１７～２７％、Ｍｇ：２～１０％および残部実質的にＡｌからなるＡｌ合金急冷凝固粉末の押出材もしくは鍛造材であって、Ａｌ基地中にＳｉおよびＭｇが過飽和に固溶されたＡｌ固溶体に主として細粒状の共晶Ｓｉが均一に分散してなることを特徴とする線膨張係数の低いＡｌ合金材、が提案されている。

【0007】

上記特許文献２に記載のＡｌ合金材においては、Ｓｉを１５～２５％含有しているので、Ｍｇの添加とあいまって、従来の鍛造用Ａｌ合金に対して線膨張係数が３００℃以下において２０％程度低下する。また、本来機械的性質を劣化させない多量の共晶ＳｉをＡｌ固溶体中に細粒状に均一分散させたものであるから、機械的性質をまったく劣化させずに、良好な耐摩耗性を付与することができる。また、Ｍｇを２～１０％含有しているので、基地はＭｇを過飽和に固溶して固溶体硬化が図られ、強度向上および転位の阻止による線膨張係数の低下に資するものとなる、とされている。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0008】

【特許文献1】特開２００９－２６３７２０号公報

【特許文献2】特開昭６２－０５６５５１号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0009】

特許文献１に記載の低熱膨張アルミニウム合金板材は低い線膨張係数と高い耐力を兼ね備えているが、近年ではより低い線膨張係数が切望されている。また、特許文献２に記載のＡｌ合金材はＳｉの含有量が極めて多く、Ａｌ合金急冷凝固粉末の押出材もしくは鍛造材であって、Ａｌ基地中にＳｉおよびＭｇが過飽和に固溶されたＡｌ固溶体に主として細粒状の共晶Ｓｉを均一に分散させて得られるものであり、原料、製造プロセス及び製造コストの観点から適用できる部材が限定される。

【0010】

初晶Ｓｉによってアルミニウムの線膨張係数を低下させるためには相応量のＳｉを添加する必要があるが、近年では１７×１０^-6℃^-1以下の線膨張係数が求められているところ、当該熱膨張係数を有するアルミニウム合金を得るためには２０質量％以上のＳｉを添加する必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が２０質量％以上となる場合はＡｌ－Ｓｉ合金の鋳造が困難となる。

【0011】

加えて、多量のＳｉを添加すると粗大な初晶Ｓｉが形成しやすくなり、鋳造欠陥が生じやすくなる。また、粗大な初晶Ｓｉは大きな外部応力が印加された場合に破壊の起点となることから、靭性低下の原因となる。更に、初晶Ｓｉが多いと切削工具の摩耗や鋳物の表面性状の悪化を招く可能性がある。

【0012】

以上のような従来技術における問題点に鑑み、本発明の目的は、Ｓｉ含有量を大幅に増加させることなく簡便かつ安価に１７×１０^-6℃^-1以下の線膨張係数を発現させることができる過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物及び当該過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物に好適に用いることができる過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金並びに当該過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の簡便かつ効率的な製造方法を提供することにある。

【課題を解決するための手段】

【0013】

本発明者らは、上記目的を達成すべく、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の組成、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の微細組織と線膨張係数の関係及び過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法等について鋭意研究を重ねた結果、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金に適量のＰとＮｉを添加し、当該組成を有するアルミニウム合金溶湯を１０５０℃の温度で保持した後に鋳造を行い、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の初晶Ｓｉを微細化すると共に隣接する共晶Ｓｉ間の平均間隔を低減すること等が極めて有効であることを見出し、本発明に到達した。

【0014】

即ち、本発明は、
Ｓｉ：１５．０～１７．０ｗｔ％、
Ｎｉ：３．０～５．０ｗｔ％、
Ｐ：５～５０ｐｐｍ、を含有し、
残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有すること、
を特徴とする過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金、を提供する。

【0015】

本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金においては、５ｐｐｍ以上のＰを含むことで、溶融凝固時に初晶Ｓｉの形成核となるＡｌＰ化合物が多数形成され、微細な初晶Ｓｉが同時に多数形成されることで初晶Ｓｉの粗大化が抑制される。一方で、Ｐの含有量を５０ｐｐｍ以下とすることで、ＡｌＰ化合物の数が多くなり過ぎず、形成されたＡｌＰ化合物は初晶Ｓｉに消費されるため、共晶凝固時には殆ど存在しないことになる。その結果、共晶凝固時に残液が過冷され、凝固時間が短くなることで共晶の粗大化が抑制される。これらの機構を用いて初晶Ｓｉと共晶Ｓｉを微細化するためには、Ｐの含有量を２０～４０ｐｐｍとすることが好ましい。

【0016】

また、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金においては、３．０ｗｔ％以上のＮｉを含有することで、Ａｌ－Ｎｉ系化合物が晶出し、極めて効率的にα相を分断することで線膨張係数を低下させることができる。また、Ｎｉの含有量を５．０ｗｔ％以下とすることで、Ａｌ－Ｎｉ系化合物の粗大化による過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の靭性低下を抑制することができる。

【0017】

ここで、一般的に金属材の線膨張係数は組成の影響が大きいとされているが、α相を微細に分断することによる線膨張係数の低下は本発明者らが初めて見出した現象であり、本発明は当該現象に基づいてなされたものである。

【0018】

また、本発明は、
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金からなり、
初晶Ｓｉの平均粒径（円相当径）が４０μｍ以下であり、
隣接する共晶Ｓｉ間の平均間隔が２０μｍ以下であり、
線膨張係数が１７×１０^-6℃^-1以下であること、
を特徴とする過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物、も提供する。

【0019】

本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物は初晶Ｓｉの平均粒径（円相当径）が４０μｍ以下となっており、微細な初晶Ｓｉの分散によってα相が分断され、線膨張係数が低い値となっている。また、粗大な初晶Ｓｉを含まないことから、応力印加時に初晶Ｓｉが破壊の起点となることに起因する引張強度や伸びの低下が抑制されている。

【0020】

また、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物は隣接する共晶Ｓｉ間の平均間隔が２０μｍ以下となっており、極めて効果的にα相が分断され、線膨張係数が低い値となっている。また、共晶Ｓｉの微細化により、応力印加時に共晶Ｓｉが破壊の起点となることに起因する引張強度や伸びの低下が抑制されている。

【0021】

本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物は、初晶Ｓｉ及び共晶Ｓｉによるα相の分断により、線膨張係数が１７×１０^-6℃^-1以下となっている。線膨張係数は１６．８×１０^-6℃^-1以下であることが好ましく、１６．５×１０^-6℃^-1以下であることがより好ましい。ここで、本発明における「線膨張係数」とは、３０～１５０℃における平均の線膨張係数を意味する。

【0022】

また、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物は、Ａｌ₃Ｎｉが晶出していること、が好ましい。例えば、Ａｌ－Ｎｉ－Ｃｕ系のアルミニウム合金において晶出するＡｌ₃Ｎｉ₂と比較して、Ａｌ₃Ｎｉ晶出物はアスペクト比が大きくなりやすく、効果的にα相を分断することができる。

【0023】

更に、本発明は、
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金からなるアルミニウム合金溶湯を１０５０℃以上の温度で５分以上保持した後、鋳造を行うこと、
を特徴とする過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法、も提供する。

【0024】

本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法で用いる過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金には５～５０ｐｐｍのＰが含まれており、当該ＰはＡｌＰ化合物として存在しているが、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の溶湯をＡｌＰ化合物の晶出温度以上となる１０５０℃以上に加熱（溶湯過熱処理）することで、ＡｌＰ化合物が溶解する。その後、ＡｌＰ化合物が再凝固する際には溶解前と比較して小さくなり、微細なＡｌＰ化合物が大量に分散することになる。

【0025】

ここで、微細なＡｌＰ化合物は初晶Ｓｉの形成核となり、微細な初晶Ｓｉが同時に多数形成されることで初晶Ｓｉの粗大化が抑制される。一方で、Ｐの含有量は５０ｐｐｍ以下となっており、ＡｌＰ化合物の数が多くなり過ぎず、形成されたＡｌＰ化合物は初晶Ｓｉに消費されるため、共晶凝固時には殆ど存在しない。その結果、共晶凝固時に残液が過冷され、凝固時間が短くなることで共晶Ｓｉの粗大化が抑制される。即ち、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法においては、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金に５～５０ｐｐｍのＰが含まれていることと、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の溶湯をＡｌＰ化合物の晶出温度以上に加熱することが極めて重要である。また、Ｐの含有量は２０～４０ｐｐｍとすることが好ましい。

【0026】

本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法においては、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の溶湯を１０５０℃以上に保持する時間を５分以上とすることで、ＡｌＰ化合物の微細化効果を十分に発現させることができる。また、当該保持時間は、３０分以下とすることが好ましい。保持時間が３０分以下であれば、ＡｌＰ化合物の微細化効果が失われることがないことに加え、エネルギー消費量の増加や溶解炉等の設備の劣化を抑制することができる。

【発明の効果】

【0027】

本発明によれば、Ｓｉ含有量を大幅に増加させることなく簡便かつ安価に１７×１０^-6℃^-1以下の線膨張係数を発現させることができる過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物及び当該過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物に好適に用いることができる過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金並びに当該過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の簡便かつ効率的な製造方法を提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【0028】

【図1】実施アルミニウム合金鋳物１～４のミクロ組織写真である。

【図2】比較アルミニウム合金鋳物１～４のミクロ組織写真である。

【発明を実施するための形態】

【0029】

以下、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金及び過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物並びにその製造方法について詳細に説明するが、本発明はこれらのみに限定されるものではない。

【0030】

１．過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金は、適量のＰとＮｉを含有していることを特徴としている。以下、各成分について詳細に説明する。

【0031】

（１）添加元素
（１－１）必須の添加元素
Ｓｉ：１５．０～１７．０ｗｔ％
Ｓｉは、初晶Ｓｉや共晶Ｓｉとして晶出し、α相を分断し、線膨張係数を低下させる作用を有する。この線膨張係数を低下させる作用は、１５．０ｗｔ％以上で顕著となる。またＳｉは鋳造性や耐摩耗性、引張強度、耐力、耐摩耗性等の機械的特性、切粉分断性を向上させる作用も有する。Ｓｉ含有量が１７．０ｗｔ％を超えると晶出物が粗大化しやすくなる。初晶Ｓｉが粗大化すると鋳造性が悪化するだけでなく、靭性の低下や切削工具の摩耗の悪化の原因となる。

【0032】

Ｎｉ：３．０～５．０ｗｔ％
Ｎｉは、Ａｌ－Ｎｉ系化合物として晶出して、α相の分断し、熱膨張係数を低下させる作用を有する。また、耐熱性向上にも寄与する。この作用は３．０ｗｔ％以上の添加で顕著となる。逆に５．０ｗｔ％以上となるとＡｌ－Ｎｉ系化合物が粗大化しやすくなり、靭性が低下する可能性がある。

【0033】

Ｐ：５～５０ｐｐｍ（好ましくは、２０～４０ｐｐｍ）
Ｐは、アルミニウム溶湯中に添加されると初晶Ｓｉの晶出核となるＡｌＰ化合物を形成し、初晶Ｓｉの微細化に寄与する。この効果は、５ｐｐｍ以上で顕著となる。逆に５０ｐｐｍを超えて添加されると粗大なＡｌＰ化合物が形成され、粗大なＡｌＰ化合物を晶出核として共晶Ｓｉが粗大化しやすくなり、α相の分断も不十分となり、線膨張係数の低下の効果が小さくなる。さらに、靭性低下も生じる。Ｐの好ましい含有量は２０～４０ｐｐｍである。

【0034】

（１－２）任意の添加元素
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金を用いて得られる過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の組織を微細化するために、微細化剤を添加してもよい。

【0035】

鋳造組織の微細化剤としては、Ｔｉ：０．０５～０．２０ｗｔ％、Ｂ：０．００５～０．１００ｗｔ％、Ｚｒ：０．０５～０．２０ｗｔ％の内、一種以上を添加することができる。Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒの添加により組織を微細化することで、主に靭性を向上させることができる。下限値未満ではその効果が小さく、上限値を超えて含有させても、すでに十分に微細化されており効果がない上、過剰に加えると粗大晶出物を形成することで延性に悪影響を及ぼすようになるため、上記範囲で制限する必要がある。

【0036】

（１－３）不可避不純物
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金には再生原料が使用されることが多いため、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金及び過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の特性を阻害しない範囲での不可避不純物の含有が許容される。

【0037】

Ｃｕは、機械的特性を向上させる作用を有するが、線膨張係数の低下への寄与がＡｌ－Ｎｉ系化合物より少ないＡｌ－Ｎｉ―Ｃｕ系化合物を形成し、Ｎｉ添加の作用効果を低減するため、０．６ｗｔ％以下とすることが好ましい。

【0038】

Ｆｅは、機械的特性を向上させる作用を有するが、Ｆｅ系化合物は針状化し、応力が加わった際に破壊の起点となり、靭性低下の原因となることから、１．０ｗｔ％以下とすることが好ましい。

【0039】

その他、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｎ等の不純物は、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金及び過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の特性を阻害しない範囲での含有が許容されるが、０．０５ｗｔ％以下に規制することが好ましい。

【0040】

２．過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物は本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金からなり、微細組織の制御（α相の微細分断）によって線膨張係数が１７×１０^-6℃^-1以下となっていることを特徴としている。以下、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の微細組織について詳細に説明する。

【0041】

（１）初晶Ｓｉ
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物においては、５ｐｐｍ以上のＰを含むことで、溶融凝固時に初晶Ｓｉの形成核となるＡｌＰ化合物が多数形成され、微細な初晶Ｓｉが同時に多数形成されることで初晶Ｓｉの粗大化が抑制される。その結果、初晶Ｓｉの平均粒径は４０μｍ以下となっている。

【0042】

ここで、初晶Ｓｉの平均粒径は円相当径として求めればよい。円相当径とは、金属組織を顕微鏡観察した際に求まる初晶Ｓｉの占める面積を円相当の面積に換算したときの直径である。具体的には、顕微鏡写真を画像処理等して容易に求めることができる。初晶Ｓｉの領域とその他の領域とは顕微鏡写真上で明瞭にコントラストが異なるため、二値化処理したのち、各種画像計測処理を行う。また、平均粒径としては、例えば、一定視野内（測定面積：１．３ｍｍ²、測定視野数：３）の円相当径の平均値を用いることができる。

【0043】

（２）共晶Ｓｉ
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物においては、Ｐの含有量を５０ｐｐｍ以下とすることで、ＡｌＰ化合物の数が多くなり過ぎず、形成されたＡｌＰ化合物は初晶Ｓｉに消費されるため、共晶凝固時には殆ど存在しないことになる。その結果、共晶凝固時に残液が過冷され、凝固時間が短くなることで共晶の粗大化が抑制され、共晶Ｓｉの平均相間隔が２０μｍ以下となっている。

【0044】

共晶Ｓｉの層間隔の測定方法は特に限定されず、従来公知の種々の方法によって測定することができるが、例えば、「軽金属学会鋳造・凝固部会：軽金属，３８（１９８８）５４－６０」に記載されているデンドライトアームスペーシング測定手順の交点法を用いて測定することができる。

【0045】

また、共晶Ｓｉの観察方法も、本発明の効果を損なわない限りにおいて特に限定されず、従来公知の種々の方法を用いることができ、例えば、光学顕微鏡観察やＳＥＭ観察を用いればよい。共晶Ｓｉの領域とその他の領域とは顕微鏡写真やＳＥＭ観察像で明瞭にコントラストが異なるため、明瞭に識別することができる。

【0046】

（３）その他の晶出相
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金には３．０～５．０ｗｔ％のＮｉが含まれているため、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物にはＡｌ₃Ｎｉが晶出する。Ａｌ₃Ｎｉ晶出物はアスペクト比が大きくなりやすく、効果的にα相を分断することができる。

【0047】

（４）α相
α相は、微細な初晶Ｓｉの分散、隣接する共晶Ｓｉ間の平均間隔の低減及びＡｌ₃Ｎｉの晶出により、微細に分断されている。また、当該α相の微細分断によって、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の線膨張係数は１７×１０^-6℃^-1以下となっている。

【0048】

本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の形状及び大きさは本発明の効果を損なわない限りにおいて特に限定されず、アルミニウム合金鋳物として従来公知の種々の形状及び大きさとすることができる。また、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物は、重量鋳造やダイカスト等の特定の鋳造方法で製造されたものに限定されるものではなく、従来公知の種々の鋳造方法で製造されたものが含まれる。

【0049】

３．過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法は、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金からなるアルミニウム合金溶湯を１０５０℃以上の温度で５分以上保持した後、鋳造を行うこと、を特徴としている。

【0050】

初晶Ｓｉの晶出核となるＡｌＰの晶出温度は、約９５０℃であり、１０５０℃以上の温度に保持すると一度ＡｌＰが溶融し、その後、鋳造のために溶湯の温度を下げると微細なＡｌＰが多数晶出し、さらに微細なＡｌＰを晶出核とする微細な初晶Ｓｉと共晶Ｓｉが晶出する。初晶Ｓｉと共晶Ｓｉが微細に晶出することにより、α相が微細に分断され、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の線膨張係数が低下する。

【0051】

過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の溶湯を１０５０℃以上に保持する時間を５分以上とすることで、ＡｌＰ化合物の微細化効果を十分に発現させることができる。また、当該保持時間は、３０分以下とすることが好ましい。保持時間が３０分以下であれば、ＡｌＰ化合物の微細化効果が失われることがないことに加え、エネルギー消費量の増加や溶解炉等の設備の劣化を抑制することができる。

【0052】

その他の鋳造条件については本発明の効果を損なわない限りにおいて特に限定されず、従来公知の種々の鋳造方法及び鋳造条件を用いることができる。

【0053】

以上、本発明の代表的な実施形態について説明したが、本発明はこれらのみに限定されるものではなく、種々の設計変更が可能であり、それら設計変更は全て本発明の技術的範囲に含まれる。

【実施例0054】

≪実施例≫
表１の実施例１～４として示す組成となるように配合した原料を黒鉛坩堝に挿入し、７５０℃で大気溶解した後、７５０℃で回転式脱ガス装置による脱ガス処理を施した。次に、大気中で残湯を１０８０℃まで昇温して１０分間保持（溶湯過熱処理）した後に、重力鋳造法により舟型形状（ＪＩＳ Ｈ ５２０２）に鋳造し、本発明の実施過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物１～４を得た。なお、鋳型温度は１５０℃とし、Ｃｕ及びＦｅは許容範囲内の不可避不純物として混入したものである。

【0055】

【表1】

【0056】

≪比較例≫
表１の比較例１～５として示す組成とし、比較例１及び２については溶湯過熱処理を施さなかったこと以外は実施例と同様にして、比較過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物１～５を得た。

【0057】

［評価試験］
（１）微細組織
得られた実施アルミニウム合金鋳物及び比較アルミニウム合金鋳物の底面から１３ｍｍの位置を中心として、１ｃｍ角の立方体を切り出し、断面にバフ研磨を施して組織観察用試料とした。実施アルミニウム合金鋳物１～４及び比較アルミニウム合金鋳物１～４に関して、光学顕微鏡で観察されたミクロ組織を図１及び図２にそれぞれ示す。また、これらの観察結果から測定された初晶Ｓｉの平均粒径及び共晶Ｓｉの平均相間隔を表１に示す。

【0058】

全ての実施過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物において、初晶Ｓｉが微細化されると共に共晶Ｓｉの平均相間隔が小さくなっており、初晶Ｓｉの平均粒径は４０μｍ以下、共晶Ｓｉの平均相間隔は２０μｍ以下となっている。

【0059】

一方で、溶湯過熱処理を施していない比較過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物１及び２では共晶Ｓｉの平均相間隔が大きくなっており、２０μｍを大幅に超える値となっている。また、溶湯過熱処理を施した場合であっても、Ｓｉの含有量が多い比較過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物４では初晶Ｓｉが粗大化していることが分かる。

【0060】

（２）線膨張係数測定
各アルミニウム合金鋳物について、押棒式熱膨張測定により、３０～１５０℃の平均線膨張係数を測定した。具体的には、φ１０ｍｍ、長さ５０ｍｍのアルミニウム合金試験片を加熱した。棒状試料の伸びの変化は、検出棒によって差動変圧器に伝えられ、電圧の変化に正比例して変換され、記録計に試料温度とともに記録される。なお、加熱時の昇温速度は２℃／分とした。得られた結果を表１に示す。

【0061】

全ての実施過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物において、線膨張係数が１７×１０^-6℃^-1以下となっている。これに対し、溶湯過熱処理を施さず、共晶Ｓｉ間隔が大きい比較過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物１及び２、Ｓｉの含有量が少なく初晶Ｓｉ及び共晶Ｓｉによるα相の分断効果が得られていない比較過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物３、及びＮｉ含有量が少なくＡｌ₃Ｎｉ晶出物によるα相の分断効果が十分に得られていない比較過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物５においては、線膨張係数が１７×１０^-6℃^-1よりも大きな値となっている。ここで、比較過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物４の線膨張係数は１７×１０^-6℃^-1以下となっているが、Ｓｉ含有量が多いために初晶Ｓｉが粗大化しており、信頼性が要求される構造部材として使用することは困難である。

【図1】

【図2】