JP2021195607A - Al-Si BASED ALLOY CASTING AND PRODUCTION METHOD THEREOF - Google Patents

Abstract

To provide an AL-Si based alloy casting in which influence of iron included as an impurity is reduced and a production method thereof, more specifically, to provide an AL-Si based alloy casting having excellent strength and toughness while including iron as an impurity, and an efficient and simple production method thereof.SOLUTION: An Al-Si based alloy casting is comprised of an aluminum alloy including Si: 10.0-13.0 mass% and Fe: over 0 mass% and 1.3 mass% or less. The metallographic structure is comprised of a primary crystal α(Al), an Al-Si eutectic, and an acicular Al9Fe2Si2 crystallized body. The ratio of an Al9Fe2Si2 crystallized body having a maximum Ferret diameter of 15-20 μm is 20% or more in the Al9Fe2Si2 crystallized body.SELECTED DRAWING: None

Description

本発明は不純物として含まれる鉄の影響が低減されたＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物およびその製造方法に関するものである。 The present invention relates to an Al—Si alloy casting in which the influence of iron contained as an impurity is reduced and a method for producing the same.

環境保護の観点から、再生地金から製造されるアルミニウム合金鋳物が増加している。しかしながら、再生地金から製造されるＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物には不純物として鉄が混入されやすく、Ａｌ−Ｓｉ系合金鋳物の機械的性質に及ぼす鉄の影響が問題となっている。 From the viewpoint of environmental protection, the number of aluminum alloy castings manufactured from recycled metal is increasing. However, iron is easily mixed as an impurity in Al—Si alloy castings produced from recycled metal, and the influence of iron on the mechanical properties of Al—Si alloy castings has become a problem.

具体的には、不純物として混入した鉄によって針状のβ−ＡｌＦｅＳｉ化合物（Ａｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物）が形成され、当該β−ＡｌＦｅＳｉ化合物によってＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物の靭性が著しく低下する。 Specifically, a needle-shaped β-AlFeSi compound (Al ₉ Fe ₂ Si ₂ crystallized product) is formed by iron mixed as an impurity, and the β-AlFeSi compound significantly reduces the toughness of the Al—Si alloy casting. do.

ここで、鉄不純物を除去することは極めて困難であることから、鉄を無害化する方法が検討されている。例えば、非特許文献１では、Ａｌ−Ｓｉ系合金の溶湯を８５０℃とすることにより、針状のβ−ＡｌＦｅＳｉ化合物（Ａｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物）を漢字状のα−ＡｌＦｅＳｉ化合物（Ａｌ₁₂Ｆｅ₃Ｓｉ晶出物）とすることが示されている。 Here, since it is extremely difficult to remove iron impurities, a method for detoxifying iron is being studied. For example, in Non-Patent Document 1, by setting the molten metal of the Al—Si alloy to 850 ° C, the needle-shaped β-AlFeSi compound (Al ₉ Fe ₂ Si ₂ crystallized product) is converted into the Chinese character-shaped α-AlFeSi compound (Al 9 Fe 2 Si 2 crystallized product). It is shown to be Al ₁₂ Fe _{3 Si crystallized product).}

また、アルミニウム合金から不純物元素を除去する方法としては、例えば、特許文献１（特開２００２−８０９２０号公報）において、溶湯温度６５０〜８５０℃でＰ及び／又はＳｂを含有するアルミニウム溶湯にＭｇを添加し、且つ塩素ガスを吹き込み、溶湯中のＰ及び／又はＳｂを除去することを特徴とするアルミニウム溶湯からの脱Ｐ及び／又は脱Ｓｂ方法、が提案されている。 As a method for removing an impurity element from an aluminum alloy, for example, in Patent Document 1 (Japanese Unexamined Patent Publication No. 2002-80920), Mg is added to an aluminum molten metal containing P and / or Sb at a molten metal temperature of 650 to 850 ° C. A method for removing P and / or removing Sb from an aluminum molten metal, which comprises adding and blowing chlorine gas to remove P and / or Sb in the molten metal, has been proposed.

上記特許文献１に開示されている脱Ｐ方法においては、アルミニウム溶湯にＭｇを添加することで、溶湯中のＰとＭｇが反応してＰ化Ｍｇ化合物を形成し、且つ塩素ガスを吹き込むことで、溶湯中のＭｇが塩素ガスと反応してＭｇＣｌを形成し、溶湯中のＰ化Ｍｇ化合物を吸収してドロスとなって除去されることから、溶湯中のＰ量を低下させることができる、としている。 In the P-depletion method disclosed in Patent Document 1, by adding Mg to the molten aluminum, P and Mg in the molten metal react with each other to form a P-modified Mg compound, and chlorine gas is blown into the molten aluminum. Since Mg in the molten metal reacts with chlorine gas to form MgCl and absorbs the Pated Mg compound in the molten metal to be removed as dross, the amount of P in the molten metal can be reduced. It is supposed to be.

栗野洋司、清水吉広著、鋳物 ５９（１９８７）、ｐ．２３３−２３８Yoji Kurino, Yoshihiro Shimizu, Casting 59 (1987), p. 233-238

特開２００２−８０９２０号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2002-80920

上記非特許文献１ではＡｌＦｅＳｉ化合物の組成及び形状を変化させる方法が示されており、漢字状のＡｌＦｅＳｉ化合物は針状のＡｌＦｅＳｉ化合物と比較すると、Ａｌ−Ｓｉ系合金鋳物の靭性低下に及ぼす影響は小さいとされているものの、鉄不純物による悪影響を最小化できているとは言い難い。 The above-mentioned Non-Patent Document 1 shows a method for changing the composition and shape of an AlFeSi compound, and the effect of the Chinese character-shaped AlFeSi compound on the toughness reduction of the Al—Si alloy casting as compared with the needle-shaped AlFeSi compound is shown. Although it is said to be small, it cannot be said that the adverse effects of iron impurities can be minimized.

また、上記特許文献１では不純物として含まれるＰやＳｂを除去する方法が示されているが、鉄の除去に使用することはできない。このような背景から、Ａｌ−Ｓｉ系合金において、鉄を除去又は無害化する効率的かつ簡便な方法は存在しないのが実情である。 Further, although the above-mentioned Patent Document 1 shows a method for removing P and Sb contained as impurities, it cannot be used for removing iron. Against this background, there is no efficient and simple method for removing or detoxifying iron in Al—Si alloys.

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、不純物として含まれる鉄の影響が低減されたＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物およびその製造方法を提供することにある。より具体的には、不純物として鉄を含んだ状態で、優れた強度及び靭性を有するＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物およびその効率的かつ簡便な製造方法を提供することにある。 In view of the above problems in the prior art, an object of the present invention is to provide an Al—Si alloy casting in which the influence of iron contained as an impurity is reduced and a method for producing the same. More specifically, it is an object of the present invention to provide an Al—Si alloy casting having excellent strength and toughness in a state of containing iron as an impurity, and an efficient and simple manufacturing method thereof.

本発明者らは、上記目的を達成すべく、Ａｌ−Ｓｉ系合金鋳物およびその製造方法について鋭意研究を重ねた結果、アルミニウム合金溶湯を一定温度以上に加熱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。 As a result of intensive research on Al—Si alloy castings and their manufacturing methods in order to achieve the above object, the present inventors have found that it is extremely effective to heat the molten aluminum alloy to a certain temperature or higher. The heading has reached the present invention.

即ち、本発明は、Ｓｉ：１０．０〜１３．０質量％、Ｆｅ：０質量％超１．３質量％以下、を含むアルミニウム合金からなり、
金属組織が初晶α（Ａｌ）、Ａｌ−Ｓｉ共晶及び針状のＡｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物からなり、
前記Ａｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物において、最大フェレ径が１５〜２０μｍとなる前記Ａｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物の割合が２０％以上であること、
を特徴とするＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物、を提供する。 That is, the present invention comprises an aluminum alloy containing Si: 10.0 to 13.0% by mass and Fe: more than 0% by mass and 1.3% by mass or less.
The metallographic structure consists of primary crystal α (Al), Al—Si eutectic and needle-shaped Al ₉ Fe ₂ Si ₂ crystals.
In the Al ₉ Fe ₂ Si _{2 crystallized product, the ratio of the Al 9} Fe ₂ Si ₂ crystallized product having a maximum ferret diameter of 15 to 20 μm is 20% or more.
Provided is an Al—Si based alloy casting, which is characterized by the above.

本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物は０質量％超１．３質量％以下のＦｅを含んでいるが、当該Ｆｅの含有に起因して形成されるＡｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物が微細化され、具体的には、Ａｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物において、最大フェレ径が１５〜２０μｍとなる微細なＡｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物の割合が２０％以上となることで、優れた機械的性質が担保されている。ここで、本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物においては、漢字状のα−ＡｌＦｅＳｉ化合物（Ａｌ₁₂Ｆｅ₃Ｓｉ晶出物）ではなく、針状のβ−ＡｌＦｅＳｉ化合物（Ａｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物）が形成される。 The Al—Si alloy casting of the present invention contains Fe of more than 0% by mass and 1.3% by mass or less, but the Al ₉ Fe ₂ Si ₂ crystals formed due to the inclusion of the Fe are fine. Specifically, in the Al ₉ Fe ₂ Si _{2 crystallized product, the ratio of the fine Al 9} Fe ₂ Si ₂ crystallized product having a maximum ferret diameter of 15 to 20 μm is 20% or more. Excellent mechanical properties are guaranteed. Here, in the Al—Si alloy casting of the present invention, the needle-shaped β-AlFeSi compound (Al ₉ Fe ₂ Si ₂ crystals _{) is not used instead of the Chinese character-shaped α-AlFeSi compound (Al 12} Fe _{3 Si crystals).} The product) is formed.

また、本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物においては、前記Ｆｅの含有量が０．６〜１．２質量％であること、が好ましい。Ｆｅの含有量の増加に伴い、当該Ｆｅに起因するＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物の靭性低下は顕著になるが、本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物においては、最大フェレ径が１５〜２０μｍとなるＡｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物の割合が２０％以上となっており、Ｆｅが効果的に無害化されている。その結果、Ｓｉの含有量が１０．０〜１３．０質量％の場合において、Ｆｅが全て共晶凝固中に晶出する（共晶凝固より前に晶出しない）組成のＦｅの含有量である０．８質量％前後であっても、Ａｌ−Ｓｉ系合金鋳物に良好な靭性を付与することができる。 Further, in the Al—Si alloy casting of the present invention, the Fe content is preferably 0.6 to 1.2% by mass. As the Fe content increases, the toughness of the Al—Si alloy casting due to the Fe decreases significantly, but in the Al—Si alloy casting of the present invention, the maximum ferret diameter becomes 15 to 20 μm. The ratio of Al ₉ Fe ₂ Si ₂ crystals is 20% or more, and Fe is effectively detoxified. As a result, when the Si content is 10.0 to 13.0% by mass, the Fe content has a composition in which all Fe crystallizes during eutectic solidification (does not crystallize before eutectic solidification). Even if it is around 0.8% by mass, good toughness can be imparted to the Al—Si alloy casting.

本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物は、引張強度が２６０ＭＰａ以上、破断伸びが６％以上であること、が好ましい。粗大な針状のＡｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物の形成はＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物の引張強度及び破断伸びを低下させるが、本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物ではＡｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物が微細化しており、引張強度を２６０ＭＰａ以上、破断伸びを６％以上とすることができる。なお、６％以上の破断伸びは、Ａｌ−Ｓｉ系合金鋳物が良好な靭性を有していることを示している。 The Al—Si alloy casting of the present invention preferably has a tensile strength of 260 MPa or more and a breaking elongation of 6% or more. The formation of coarse needle-shaped Al ₉ Fe ₂ Si ₂ crystals reduces the tensile strength and elongation at break of the Al—Si alloy casting, but in the Al—Si alloy casting of the present invention, the Al ₉ Fe ₂ Si ₂ The crystallization is finely divided, and the tensile strength can be 260 MPa or more and the breaking elongation can be 6% or more. A breaking elongation of 6% or more indicates that the Al—Si alloy casting has good toughness.

また、本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物は、前記アルミニウム合金の組成がＪＩＳ−ＡＣ３Ａ又はＪＩＳ−ＡＤＣ１として規定されている数値範囲内であること、が好ましい。Ａｌ−Ｓｉ系合金鋳物がこれらの組成を有していることで、上述の引張強度に加えて優れた耐食性を発現させることができる。また、ＪＩＳ−ＡＣ３Ａの場合は鋳造時の流動性がよく、薄肉形状や複雑な形状とすることができる。ＪＩＳ−ＡＤＣ１の場合は、ダイカスト用に好適に用いることができる。 Further, in the Al—Si alloy casting of the present invention, it is preferable that the composition of the aluminum alloy is within the numerical range specified as JIS-AC3A or JIS-ADC1. Since the Al—Si alloy casting has these compositions, it is possible to exhibit excellent corrosion resistance in addition to the above-mentioned tensile strength. Further, in the case of JIS-AC3A, the fluidity at the time of casting is good, and a thin wall shape or a complicated shape can be obtained. In the case of JIS-ADC1, it can be suitably used for die casting.

また、本発明は、
Ｓｉ：１０．０〜１３．０質量％、Ｆｅ：０質量％超１．３質量％以下、を含むアルミニウム合金を溶解し、溶湯温度を１０００℃以上とする溶湯過熱処理工程を含むこと、
を特徴とするＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物の製造方法、も提供する。 Further, the present invention
Includes a molten metal superheat treatment step in which an aluminum alloy containing Si: 10.0 to 13.0% by mass and Fe: more than 0% by mass and 1.3% by mass or less is melted and the molten metal temperature is 1000 ° C. or higher.
Also provided is a method for manufacturing an Al—Si alloy casting, which is characterized by the above.

本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物の製造方法においては、Ｓｉ：１０．０〜１３．０質量％、Ｆｅ：０質量％超１．３質量％以下、を含むアルミニウム合金に対して溶湯温度を１０００℃以上とする溶湯過熱処理を施すことで、最終的に得られるＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物に形成する針状のＡｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物を微細化することができる。溶湯温度を１０００℃以上とする溶湯過熱処理によって凝固時間が短くなり、共晶凝固中に晶出するＡｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物の成長が抑制されることが原因であると考えられる。なお、溶湯温度を１２００℃より高くしても、その効果は大きくは向上しない。溶湯温度を１２００℃より高温にまで加熱するとエネルギー消費量が大きくなるだけでなく、溶解炉へのダメージも大きくなるので、溶湯の加熱温度は、１２００℃以下にすることが好ましい。 In the method for producing an Al—Si alloy casting of the present invention, the molten metal temperature is set for an aluminum alloy containing Si: 10.0 to 13.0% by mass and Fe: more than 0% by mass and 1.3% by mass or less. By subjecting the molten metal to a temperature of 1000 ° C. or higher, the needle-shaped Al ₉ Fe ₂ Si ₂ crystallized product formed on the finally obtained Al—Si alloy casting can be refined. It is considered that the cause is that the coagulation time is shortened by the molten metal superheat treatment in which the molten metal temperature is 1000 ° C. or higher, and _{the growth of the Al 9} Fe ₂ Si _{2 crystallized product crystallized during the eutectic solidification is suppressed.} Even if the molten metal temperature is higher than 1200 ° C., the effect is not significantly improved. When the molten metal temperature is heated to a temperature higher than 1200 ° C., not only the energy consumption increases but also the damage to the melting furnace increases. Therefore, the heating temperature of the molten metal is preferably 1200 ° C. or lower.

ここで、上述の非特許文献１においては、溶湯温度を８５０℃とすることにより、針状のＡｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物が漢字状のＡｌ₁₂Ｆｅ₃Ｓｉ晶出物となるとされている。これに対し、本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物の製造方法では、微細化された針状のＡｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物が形成されることから、異なる作用効果が得られている。 Here, in Non-Patent Document 1 described above, it is said that by setting the molten metal temperature to 850 ° C., the needle-shaped Al ₉ Fe ₂ Si ₂ crystallized product becomes the Chinese character-shaped Al ₁₂ Fe ₃ Si crystallized product. There is. On the other hand, in the method for producing an Al—Si alloy casting of the present invention, finely divided needle-shaped Al ₉ Fe ₂ Si ₂ crystallized products are formed, so that different effects are obtained.

また、本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物の製造方法においては、前記溶湯温度での保持時間を５〜６０分とすること、が好ましい。アルミニウム合金溶湯を１０００℃以上の高温に保持する時間を５分以上とすることで、ＡｌＦｅＳｉ化合物が十分に溶解し、確実に微細化することができる。一方で、当該保持時間が６０分以下であれば、ＡｌＦｅＳｉ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。 Further, in the method for producing an Al—Si alloy casting of the present invention, it is preferable that the holding time at the molten metal temperature is 5 to 60 minutes. By setting the time for holding the molten aluminum alloy at a high temperature of 1000 ° C. or higher for 5 minutes or longer, the AlFeSi compound can be sufficiently dissolved and finely divided. On the other hand, if the holding time is 60 minutes or less, the miniaturization effect of the AlFeSi compound is not lost, and it is possible to suppress an increase in energy consumption and deterioration of equipment such as a melting furnace.

本発明によれば、不純物として含まれる鉄の影響が低減されたＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物およびその製造方法を提供することができる。より具体的には、不純物として鉄を含んだ状態で、優れた強度及び靭性を有するＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物およびその効率的かつ簡便な製造方法を提供することができる。 According to the present invention, it is possible to provide an Al—Si alloy casting in which the influence of iron contained as an impurity is reduced and a method for producing the same. More specifically, it is possible to provide an Al—Si alloy casting having excellent strength and toughness in a state of containing iron as an impurity, and an efficient and simple manufacturing method thereof.

また、本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物を溶解し、再鋳造して得られるＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物においては、再度溶湯過熱処理を行わなくても同様の効果を得ることができる。 Further, in the Al—Si alloy casting obtained by melting and recasting the Al—Si alloy casting of the present invention, the same effect can be obtained without performing the molten metal overheat treatment again.

実施例１におけるＥＰＭＡ点分析位置を示す反射電子像である。It is a reflected electron image which shows the EPMA point analysis position in Example 1. FIG. 比較例１におけるＥＰＭＡ点分析位置を示す反射電子像である。It is a backscattered electron image which shows the EPMA point analysis position in the comparative example 1. 実施例１で得られたＡｌ−Ｓｉ合金鋳物の光学顕微鏡写真である。It is an optical micrograph of the Al—Si alloy casting obtained in Example 1. FIG. 比較例１で得られたＡｌ−Ｓｉ合金鋳物の光学顕微鏡写真である。It is an optical micrograph of the Al—Si alloy casting obtained in Comparative Example 1. 比較例２で得られたＡｌ−Ｓｉ合金鋳物の光学顕微鏡写真である。It is an optical micrograph of the Al—Si alloy casting obtained in Comparative Example 2. 実施例１で得られたＡｌ−Ｓｉ合金鋳物のＳＥＭ反射電子像である。6 is an SEM backscattered electron image of the Al—Si alloy casting obtained in Example 1. 比較例１で得られたＡｌ−Ｓｉ合金鋳物のＳＥＭ反射電子像である。6 is an SEM backscattered electron image of the Al—Si alloy casting obtained in Comparative Example 1. 比較例２で得られたＡｌ−Ｓｉ合金鋳物のＳＥＭ反射電子像である。6 is an SEM backscattered electron image of the Al—Si alloy casting obtained in Comparative Example 2. 晶出物の最大フェレ径度数分布を示すグラフである。It is a graph which shows the maximum ferret diameter frequency distribution of a crystallization. 凝固時の時間に対するＤＴＡ変化を示すグラフである。It is a graph which shows the DTA change with respect to the time at the time of solidification. 凝固時の温度に対するＤＴＡ変化を示すグラフである。It is a graph which shows the DTA change with respect to the temperature at the time of solidification.

以下、本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物および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。 Hereinafter, the Al—Si alloy casting of the present invention and the method for producing the same will be described in detail, but the present invention is not limited to these.

１．Ａｌ−Ｓｉ系合金鋳物
（１）組成
本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物は、Ｓｉ：１０．０〜１３．０質量％、Ｆｅ：０質量％超１．３質量％以下、を含んでいる。以下、各成分について詳細に説明する。 1. 1. Al—Si alloy casting (1) Composition The Al—Si alloy casting of the present invention contains Si: 10.0 to 13.0% by mass, Fe: more than 0% by mass and 1.3% by mass or less. .. Hereinafter, each component will be described in detail.

（１−１）添加元素
Ｓｉ：１０．０〜１３．０質量％
Ｓｉは湯流れを良好にし、鋳造性を改善する働きを持つ。下限値に満たない場合は、鋳造性が十分でなくなり、上限値を超えて含有する際には、破壊の起点となる晶出物の形成により、伸びに悪影響をもたらすため、上記範囲で制限する必要がある。鋳造性と伸びをより良い水準で両立させるためには、Ｓｉ：７．０〜１２．０質量％とすることが好ましく、Ｓｉ：８．０〜１１．０質量％とすることがより好ましい。 (1-1) Additive element Si: 10.0 to 13.0% by mass
Si has a function of improving the flow of hot water and improving castability. If the lower limit is not reached, the castability becomes insufficient, and if the content exceeds the upper limit, the formation of crystallization that is the starting point of fracture adversely affects the elongation, so the above range is limited. There is a need. In order to achieve both castability and elongation at a better level, Si: 7.0 to 12.0% by mass is preferable, and Si: 8.0 to 11.0% by mass is more preferable.

Ｆｅ：０質量％超１．３質量％以下
本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物は、主として再生地金から製造されるものであり、不純物として０質量％以上のＦｅが含まれている。一方で、Ｆｅの含有量が１．３質量％以下となっていることで、Ａｌ−Ｓｉ系合金鋳物の機械的性質に及ぼすＦｅの悪影響を確実に無害化することができる。 Fe: More than 0% by mass and 1.3% by mass or less The Al—Si alloy casting of the present invention is mainly produced from recycled metal and contains 0% by mass or more of Fe as an impurity. On the other hand, when the Fe content is 1.3% by mass or less, the adverse effect of Fe on the mechanical properties of the Al—Si alloy casting can be reliably detoxified.

特に、Ｆｅの含有量が０．６〜１．２質量％となる場合に、Ａｌ−Ｓｉ系合金鋳物の機械的性質に及ぼすＦｅの悪影響が顕著になるが、当該含有量範囲においても、Ａｌ−Ｓｉ系合金鋳物の靭性低下を効果的に抑制することができる。 In particular, when the Fe content is 0.6 to 1.2% by mass, the adverse effect of Fe on the mechanical properties of the Al—Si alloy casting becomes remarkable, but even in the content range, Al -The decrease in toughness of Si-based alloy castings can be effectively suppressed.

（１−２）任意の添加元素
本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物は、アルミニウム合金の組成がＪＩＳ−ＡＣ３Ａ又はＪＩＳ−ＡＤＣ１として規定されている数値範囲内であることが好ましい。Ａｌ−Ｓｉ系合金鋳物がこれらの組成を有していることで、上述の引張強度に加えて優れた耐食性を発現させることができる。また、ＪＩＳ−ＡＣ３Ａの場合は鋳造時の流動性がよく、薄肉形状や複雑な形状とすることができる。ＪＩＳ−ＡＤＣ１の場合は、ダイカスト用に好適に用いることができる。 (1-2) Arbitrary Additive Element In the Al—Si alloy casting of the present invention, the composition of the aluminum alloy is preferably within the numerical range specified as JIS-AC3A or JIS-ADC1. Since the Al—Si alloy casting has these compositions, it is possible to exhibit excellent corrosion resistance in addition to the above-mentioned tensile strength. Further, in the case of JIS-AC3A, the fluidity at the time of casting is good, and a thin wall shape or a complicated shape can be obtained. In the case of JIS-ADC1, it can be suitably used for die casting.

（１−３）不可避不純物
本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物においては、不可避的不純物として、Ｖ，Ｃｏ，Ｚｒ，Ｂを含んでいてもよい。不可避的不純物の含有量は、０．０５重量％以下にすることが好ましい。 (1-3) Inevitable Impurities In the Al—Si alloy casting of the present invention, V, Co, Zr, and B may be contained as unavoidable impurities. The content of unavoidable impurities is preferably 0.05% by weight or less.

（２）金属組織
本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物は、金属組織が初晶α（Ａｌ）、Ａｌ−Ｓｉ共晶及び針状のＡｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物からなり、当該Ａｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物において、最大フェレ径が１５〜２０μｍとなるＡｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物の割合が２０％以上となっている。以下、金属組織について詳細に説明する。 (2) Metal structure In the Al—Si alloy casting of the present invention, the metal structure is composed of primary crystal α (Al), Al—Si co- _{crystal and needle-shaped Al 9} Fe ₂ Si ₂ crystallized product, and the Al ₉ In the Fe ₂ Si _{2 crystallized product, the ratio of the Al 9} Fe ₂ Si ₂ crystallized product having a maximum ferret diameter of 15 to 20 μm is 20% or more. Hereinafter, the metal structure will be described in detail.

Ａｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物は、Ｆｅが不純物として含まれることに起因して形成される。ここで、本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物の最大の特徴は、当該Ａｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物が微細化されていることであり、具体的には、最大フェレ径が１５〜２０μｍとなるＡｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物の割合が２０％以上となっている。 Al ₉ Fe ₂ Si ₂ crystals are formed due to the inclusion of Fe as an impurity. Here, the greatest feature of the Al—Si alloy casting of the present invention is that the Al ₉ Fe ₂ Si ₂ crystallized product is miniaturized, and specifically, the maximum ferret diameter is 15 to 20 μm. _{The ratio of Al 9} Fe ₂ Si ₂ crystals to be obtained is 20% or more.

Ａｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物の最大フェレ径及び最大フェレ径に対応するＡｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物の割合の測定方法は、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、従来公知の種々の測定方法を用いることができる。例えば、Ａｌ−Ｓｉ系合金鋳物の顕微鏡写真やＳＥＭ観察像を画像処理等することで、容易に求めることができる。Ａｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物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、二値化処理したのち、各種画像計測処理を行えばよい。また、測定領域としては、例えば、２００倍程度の倍率における光学顕微鏡の一定視野内やＳＥＭ観察の一定視野内とすることができる。 Measurement method of ratio of Al ₉ Fe ₂ Si ₂ crystallized substances corresponding to the maximum Feret's diameter and the maximum Feret diameter of Al ₉ Fe ₂ Si ₂ crystallized substances is not particularly restricted so long as it does not impair the effects of the present invention, Various conventionally known measuring methods can be used. For example, it can be easily obtained by performing image processing or the like on a micrograph or an SEM observation image of an Al—Si alloy casting. Since the _{contrast between the Al 9} Fe ₂ Si ₂ crystallized region and the other regions is clearly different in the micrograph and the SEM observation image, it may be binarized and then various image measurement processes are performed. Further, the measurement area can be, for example, within a constant field of view of an optical microscope at a magnification of about 200 times or within a constant field of view of SEM observation.

（３）機械的性質
本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物は、不純物として０質量％超１．３質量％以下のＦｅが含まれているが、良好な機械的性質を有している。 (3) Mechanical Properties The Al—Si alloy casting of the present invention contains Fe of more than 0% by mass and 1.3% by mass or less as impurities, but has good mechanical properties.

本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物は、引張強度が２６０ＭＰａ以上、破断伸びが６％以上であること、が好ましい。粗大な針状のＡｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物の形成はＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物の引張強度及び破断伸びを低下させるが、本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物ではＡｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物が微細化しており、引張強度を２６０ＭＰａ以上、破断伸びを６％以上とすることができる。なお、６％以上の破断伸びは、Ａｌ−Ｓｉ系合金鋳物が良好な靭性を有していることを示している。 The Al—Si alloy casting of the present invention preferably has a tensile strength of 260 MPa or more and a breaking elongation of 6% or more. The formation of coarse needle-shaped Al ₉ Fe ₂ Si ₂ crystals reduces the tensile strength and elongation at break of the Al—Si alloy casting, but in the Al—Si alloy casting of the present invention, the Al ₉ Fe ₂ Si ₂ The crystallization is finely divided, and the tensile strength can be 260 MPa or more and the breaking elongation can be 6% or more. A breaking elongation of 6% or more indicates that the Al—Si alloy casting has good toughness.

本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物は、本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物の製造方法によって好適に得ることができる。また、本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物は、溶融して再鋳造しても上記の各種特性が維持される。 The Al—Si alloy casting of the present invention can be suitably obtained by the method for producing an Al—Si alloy casting of the present invention. Further, the Al—Si alloy casting of the present invention maintains the above-mentioned various properties even if it is melted and recast.

２．Ａｌ−Ｓｉ系合金鋳物の製造方法
本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物の製造方法は、Ｓｉ：１０．０〜１３．０質量％、Ｆｅ：０質量％超１．３質量％以下、を含むアルミニウム合金に対して溶湯温度を１０００℃以上とする溶湯過熱処理を施すことを特徴とするものである。 2. 2. Method for manufacturing Al—Si alloy casting The method for manufacturing Al—Si alloy casting of the present invention includes Si: 10.0 to 13.0% by mass, Fe: more than 0% by mass and 1.3% by mass or less. It is characterized by subjecting an aluminum alloy to a molten metal overheat treatment in which the molten metal temperature is 1000 ° C. or higher.

１０００℃以上の溶湯過熱処理を施すことで凝固時間が短くなり、共晶凝固中に晶出するＡｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物の成長が抑制されることから、Ａｌ−Ｓｉ系合金鋳物に形成する針状のＡｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物を微細化することができる。なお、溶湯温度を１２００℃より高い温度に加熱しても、その効果は大きくは向上しない。溶湯温度を１２００℃より高温にまで加熱するとエネルギー消費量が大きくなるだけでなく、溶解炉へのダメージも大きくなるので、溶湯の加熱温度は、１２００℃以下にすることが好ましい。 By applying molten metal overheat treatment at 1000 ° C or higher, the solidification time is shortened and the growth of _{Al 9} Fe ₂ Si _{2 crystallized products that crystallize during eutectic solidification is suppressed.} The needle-shaped Al ₉ Fe ₂ Si ₂ crystals to be formed can be refined. Even if the molten metal temperature is heated to a temperature higher than 1200 ° C., the effect is not significantly improved. When the molten metal temperature is heated to a temperature higher than 1200 ° C., not only the energy consumption increases but also the damage to the melting furnace increases. Therefore, the heating temperature of the molten metal is preferably 1200 ° C. or lower.

また、溶湯過熱処理の保持時間は５〜６０分とすることが好ましい。アルミニウム合金溶湯を１０００℃以上の高温に保持する時間を５分以上とすることで、ＡｌＦｅＳｉ化合物が十分に溶解し、確実に微細化することができる。一方で、当該保持時間が６０分以下であれば、ＡｌＦｅＳｉ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。 Further, the holding time of the molten metal superheat treatment is preferably 5 to 60 minutes. By setting the time for holding the molten aluminum alloy at a high temperature of 1000 ° C. or higher for 5 minutes or longer, the AlFeSi compound can be sufficiently dissolved and finely divided. On the other hand, if the holding time is 60 minutes or less, the miniaturization effect of the AlFeSi compound is not lost, and it is possible to suppress an increase in energy consumption and deterioration of equipment such as a melting furnace.

溶湯過熱処理の雰囲気は、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、例えば、真空、不活性ガス雰囲気及び酸素を含む雰囲気を用いることができる。また、アルミニウム溶湯の加熱手段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、従来公知の種々の加熱方法を用いることができる。 The atmosphere of the molten metal superheat treatment is not particularly limited as long as the effect of the present invention is not impaired, and for example, a vacuum, an inert gas atmosphere and an atmosphere containing oxygen can be used. Further, the heating means for the molten aluminum is not particularly limited as long as the effect of the present invention is not impaired, and various conventionally known heating methods can be used.

Ａｌ−Ｓｉ系合金鋳物の原料には、再生地金を好適に用いることができる。再生地金には不純物としてＦｅが含まれているが、本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物の製造方法においては、Ａｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物が微細化されるため、得られるＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物の靭性低下を抑制することができる。 Recycled metal can be preferably used as a raw material for Al—Si alloy castings. Fe is contained as an impurity in the recycled metal, but in the method for producing an Al—Si alloy casting of the present invention, the Al ₉ Fe ₂ Si ₂ crystallized product is made finer, so that the obtained Al— It is possible to suppress a decrease in toughness of Si-based alloy castings.

溶湯過熱処理以外の鋳造方法については、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を用いることができる。例えば、アルミニウム合金塊やスクラップ塊および母合金等を溶解炉等で加熱溶解し、所定の合金組成範囲に成分調整した後、得られたアルミニウム合金の溶湯を、１０００℃以上に加熱して５〜６０分間保持（溶湯過熱処理）した後、７００〜７５０℃まで冷却し、フラックス処理や脱ガスやフィルトレーション等の溶湯清浄化処理をおこなった後、所定の形状に鋳造すればよい。 The casting method other than the molten metal superheat treatment is not particularly limited as long as the effect of the present invention is not impaired, and various conventionally known casting methods can be used. For example, an aluminum alloy ingot, a scrap ingot, a mother alloy, etc. are heated and melted in a melting furnace or the like, the components are adjusted to a predetermined alloy composition range, and then the obtained molten aluminum alloy is heated to 1000 ° C. or higher for 5 to 5 After holding for 60 minutes (hot metal overheat treatment), the mixture is cooled to 700 to 750 ° C., subjected to a hot metal cleaning treatment such as flux treatment, degassing and filtration, and then cast into a predetermined shape.

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。 Although the typical embodiments of the present invention have been described above, the present invention is not limited to these, and various design changes are possible, and all of these design changes are included in the technical scope of the present invention. Will be.

≪実施例１≫
原料のＡｌ−Ｓｉ合金としてＪＩＳ−ＡＣ３Ａを用い、黒鉛坩堝内にて７６０℃で大気溶解した。溶解後、７５０℃で回転式脱ガス装置による脱ガス処理を行った。次に、７５０℃の溶湯を重力鋳造法により舟型形状（ＪＩＳ Ｈ ５２０２）に鋳造した。なお、鋳型温度は１５０℃とした。ＪＩＳ Ｈ１３０５に準じた発光分析法（使用機器：ＯＢＬＦ社製 ＱＳＧ７５０ＩＩ）を用いて測定したところ、Ａｌ−Ｓｉ合金鋳物の組成は、Ｓｉ：１１．５質
量％、Ｆｅ：０．６質量％、Ａｌ：Ｂａｌ．であった。 << Example 1 >>
JIS-AC3A was used as a raw material Al-Si alloy and dissolved in the atmosphere at 760 ° C. in a graphite crucible. After melting, degassing treatment was performed at 750 ° C. using a rotary degassing device. Next, the molten metal at 750 ° C. was cast into a boat shape (JIS H 5202) by a gravity casting method. The mold temperature was 150 ° C. When measured using a luminescence analysis method according to JIS H1305 (equipment used: QSG750II manufactured by OBLF), the composition of the Al—Si alloy casting was Si: 11.5% by mass, Fe: 0.6% by mass, Al. : Bal. Met.

得られた舟型鋳物の底面から１３ｍｍの位置を中心とした直径４ｍｍ、高さ４ｍｍの円柱を切り出し、ＤＴＡによる熱分析用の試料とした。 A cylinder having a diameter of 4 mm and a height of 4 mm centered at a position 13 mm from the bottom surface of the obtained boat-shaped casting was cut out and used as a sample for thermal analysis by DTA.

ＤＴＡ装置を用いて、熱分析用試料を１０００℃に加熱し、溶湯過熱処理を施した。サンプル容器にはアルミナパンを用い、１０００℃まで１０℃／分で昇温し、当該温度で１０分間保持した。その後、１０℃／分で４００℃まで降温した後、室温まで空冷した。当該空冷後の試料が実施Ａｌ−Ｓｉ合金鋳物となる。なお、ＤＴＡ分析のリファレンスにはアルミナを用いた。 Using a DTA device, the sample for thermal analysis was heated to 1000 ° C. and subjected to molten metal overheat treatment. An alumina pan was used as a sample container, the temperature was raised to 1000 ° C. at 10 ° C./min, and the temperature was maintained for 10 minutes. Then, the temperature was lowered to 400 ° C. at 10 ° C./min and then air-cooled to room temperature. The sample after air cooling is the actual Al—Si alloy casting. Alumina was used as a reference for DTA analysis.

≪実施例２≫
原料のＡｌ−Ｓｉ合金としてＪＩＳ−ＡＣ３Ａを用い、高周波誘導炉を用いて大気中で溶解し、溶湯過熱処理温度である１２００℃まで加熱して１０分間保持し、インゴット形状に重力金型鋳造した後、再溶解し、ポアフリーダイカスト（ＰＦ）法による１１０×１１０×３ｍｍ板型の金型への鋳込みを行い、厚さ３ｍｍの実施Ａｌ−Ｓｉ合金鋳物を得た。 << Example 2 >>
Using JIS-AC3A as the raw material Al-Si alloy, it was melted in the atmosphere using a high-frequency induction furnace, heated to 1200 ° C., which is the temperature of molten metal overheat, and held for 10 minutes, and then die-cast into an ingot shape. After that, it was redissolved and cast into a 110 × 110 × 3 mm plate mold by a pore-free die casting (PF) method to obtain an implemented Al—Si alloy casting having a thickness of 3 mm.

≪比較例１≫
溶湯過熱処理の温度を７００℃としたこと以外は実施例１と同様にして、比較Ａｌ−Ｓｉ合金鋳物を得た。 << Comparative Example 1 >>
A comparative Al—Si alloy casting was obtained in the same manner as in Example 1 except that the temperature of the molten metal superheat treatment was set to 700 ° C.

≪比較例２≫
溶湯過熱処理の温度を８５０℃としたこと以外は実施例１と同様にして、比較Ａｌ−Ｓｉ合金鋳物を得た。 << Comparative Example 2 >>
A comparative Al—Si alloy casting was obtained in the same manner as in Example 1 except that the temperature of the molten metal superheat treatment was set to 850 ° C.

≪比較例３≫
溶湯過熱処理を施さなかったこと以外は実施例２と同様にして、比較Ａｌ−Ｓｉ合金鋳物を得た。 << Comparative Example 3 >>
A comparative Al—Si alloy casting was obtained in the same manner as in Example 2 except that the molten metal was not overheated.

実施例１及び比較例１で得られたＤＴＡ後の円柱試料の底面から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。また、当該組織観察用試料に対してＥＰＭＡ分析を行い、晶出物の同定を行った。ＥＰＭＡ分析には、株式会社島津製作所製のＥＰＭＡ−１６１０を用いた。図１及び図２に、実施例１及び比較例１で得られたＡｌ−Ｓｉ合金鋳物の点分析位置をそれぞれ示す。ＥＰＭＡ点分析の結果、実施例１で得られたＡｌ−Ｓｉ合金鋳物の晶出物の組成はＡｌ：５４ｍｏｌ％、Ｆｅ：１４ｍｏｌ％、Ｓｉ：２４ｍｏｌ％であった。また、比較例１で得られたＡｌ−Ｓｉ合金鋳物の晶出物の組成はＡｌ：５７ｍｏｌ％、Ｆｅ：１７ｍｏｌ％、Ｓｉ：２５ｍｏｌ％であった。 A 1 cm square cube was cut out from the bottom surface of the columnar sample after DTA obtained in Example 1 and Comparative Example 1 at a position of 13 mm, and the cross section was buffed to prepare a sample for tissue observation. In addition, EPMA analysis was performed on the tissue observation sample to identify the crystallized material. For the EPMA analysis, EPMA-1610 manufactured by Shimadzu Corporation was used. 1 and 2 show the point analysis positions of the Al—Si alloy castings obtained in Example 1 and Comparative Example 1, respectively. As a result of EPMA point analysis, the composition of the crystallized product of the Al—Si alloy casting obtained in Example 1 was Al: 54 mol%, Fe: 14 mol%, Si: 24 mol%. The composition of the crystallized product of the Al—Si alloy casting obtained in Comparative Example 1 was Al: 57 mol%, Fe: 17 mol%, and Si: 25 mol%.

ＡｌＦｅＳｉ化合物のモル分率は、β相（Ａｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物）がＡｌ：６９ｍｏｌ％、Ｆｅ：１５ｍｏｌ％、Ｓｉ：１５ｍｏｌ％、α相（Ａｌ₁₂Ｆｅ₃Ｓｉ晶出物）がＡｌ：７５ｍｏｌ％、Ｆｅ：１９ｍｏｌ％、Ｓｉ：６ｍｏｌ％であることから、実施例１及び比較例１で得られたＡｌ−Ｓｉ合金鋳物に存在するＡｌＦｅＳｉ化合物はβ相（Ａｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物）であると考えられる。 The molar fraction of the AlFeSi compound is as follows: β phase (Al ₉ Fe ₂ Si ₂ crystallized product) Al: 69 mol%, Fe: 15 mol%, Si: 15 mol%, α phase (Al ₁₂ Fe ₃ Si crystallized product). Since Al: 75 mol%, Fe: 19 mol%, and Si: 6 mol%, the AlFeSi compound present in the Al—Si alloy castings obtained in Example 1 and Comparative Example 1 is a β phase (Al ₉ Fe ₂ Si _2). It is considered to be a crystallized product).

実施例２及び比較例３で得られたＡｌ−Ｓｉ合金鋳物について、引張特性を評価した。各Ａｌ−Ｓｉ合金鋳物からＪＩＳ Ｚ ２２４１の１４Ｂ引張試験片を切り出し、引張速度５ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行った。引張試験の結果、実施例２で得られたＡｌ−Ｓｉ合金鋳物の引張強度は２６７．９ＭＰａ、０．２％耐力は１２３．２ＭＰａ、破断伸びは６．２％であった。また、比較例３で得られたＡｌ−Ｓｉ合金鋳物の引張強度は２５８．０ＭＰａ、０．２％耐力は１２３．８ＭＰａ、破断伸びは５．５％であった。これらの結果から、本発明のＡｌ−Ｓｉ合金鋳物は引張強度と破断伸びが共に向上していることが分かる。 The tensile properties of the Al—Si alloy castings obtained in Example 2 and Comparative Example 3 were evaluated. A 14B tensile test piece of JIS Z 2241 was cut out from each Al—Si alloy casting, and a tensile test was conducted under the condition of a tensile speed of 5 mm / min. As a result of the tensile test, the tensile strength of the Al—Si alloy casting obtained in Example 2 was 267.9 MPa, the 0.2% proof stress was 123.2 MPa, and the breaking elongation was 6.2%. The tensile strength of the Al—Si alloy casting obtained in Comparative Example 3 was 258.0 MPa, the 0.2% proof stress was 123.8 MPa, and the breaking elongation was 5.5%. From these results, it can be seen that the Al—Si alloy casting of the present invention has both improved tensile strength and breaking elongation.

実施例１、比較例１及び比較例２で得られたＤＴＡ後の試料（円柱試料）を底面から垂直に中央で切り出し、組織観察用試料とした。試料の断面はバフ研磨を行い、光学顕微鏡及び走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）により微細組織の観察を行った。走査電子顕微鏡にはＣａｒｌ Ｚｅｉｓｓ製のＵＬＴＲＡ Ｐｌｕｓ型を用いた。実施例１、比較例１及び比較例２で得られたＡｌ−Ｓｉ合金鋳物の光学顕微鏡写真を図３、図４及び図５にそれぞれ示す。また、実施例１、比較例１及び比較例２で得られたＡｌ−Ｓｉ合金鋳物のＳＥＭ反射電子像を図６、図７及び図８にそれぞれ示す。比較例１及び比較例２のＡｌ−Ｓｉ合金鋳物と比較して、実施例１で得られたＡｌ−Ｓｉ合金鋳物の晶出物は顕著に微細化していることが分かる。 The post-DTA samples (cylindrical samples) obtained in Example 1, Comparative Example 1 and Comparative Example 2 were cut out vertically from the bottom surface in the center and used as a sample for tissue observation. The cross section of the sample was buffed, and the microstructure was observed with an optical microscope and a scanning electron microscope (SEM). A ULTRA Plus type manufactured by Carl Zeiss was used for the scanning electron microscope. Optical micrographs of the Al—Si alloy castings obtained in Example 1, Comparative Example 1 and Comparative Example 2 are shown in FIGS. 3, 4 and 5, respectively. Further, SEM backscattered electron images of the Al—Si alloy castings obtained in Example 1, Comparative Example 1 and Comparative Example 2 are shown in FIGS. 6, 7 and 8, respectively. It can be seen that the crystallization of the Al—Si alloy casting obtained in Example 1 is significantly finer than that of the Al—Si alloy castings of Comparative Example 1 and Comparative Example 2.

図６〜図８のＳＥＭ反射電子像を用いた画像計測処理によって、晶出物の最大フェレ径とその分布を測定した。ここで、最大フェレ径は５μｍ毎に区分し、各区分に属する晶出物の割合を求めた。得られた結果を図９に示す。実施例１で得られたＡｌ−Ｓｉ合金鋳物では微細な晶出物の割合が顕著に増加しており、１５〜２０μｍの最大フェレ径を有する晶出物の割合は２２．２２％であった。これに対し、１５〜２０μｍの最大フェレ径を有する晶出物の割合は、比較例１の場合は１５．４８％、比較例２の場合は１７．９５％であった。 The maximum ferret diameter of the crystallized material and its distribution were measured by the image measurement process using the SEM backscattered electron images of FIGS. 6 to 8. Here, the maximum ferret diameter was divided into 5 μm increments, and the proportion of crystallized substances belonging to each division was determined. The obtained results are shown in FIG. In the Al—Si alloy casting obtained in Example 1, the proportion of fine crystallization was remarkably increased, and the proportion of crystallization having a maximum ferret diameter of 15 to 20 μm was 22.22%. .. On the other hand, the proportion of crystallization having a maximum ferret diameter of 15 to 20 μm was 15.48% in the case of Comparative Example 1 and 17.95% in the case of Comparative Example 2.

実施例１、比較例１及び比較例２における凝固時の時間に対するＤＴＡ変化を図１０に示す。状態図から判断すると、１つ目のピークで初晶α（Ａｌ）が晶出し、２つ目のピークで共晶凝固が生じ、共晶凝固中の変曲点でβ相（Ａｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物）が晶出したと考えられる。また、溶湯過熱処理の温度を１０００℃とすると、凝固時間が顕著に短くなっている。凝固時のＤＴＡピーク面積を求めたところ、溶湯過熱処理の温度上昇に伴ってピーク面積が小さくなっており、凝固潜熱が小さくなっていくことが確認された。２回のＤＴＡ分析によって各溶湯過熱処理温度における凝固時間及びＤＴＡピーク面積を測定したところ、表１の値となった。 FIG. 10 shows changes in DTA with respect to time during coagulation in Example 1, Comparative Example 1 and Comparative Example 2. Judging from the phase diagram, the primary crystal α (Al) crystallizes at the first peak, eutectic solidification occurs at the second peak, and the β phase (Al ₉ Fe _{2) occurs at the inflection during eutectic solidification.} It _{is considered that Si 2} crystallized product) was crystallized. Further, when the temperature of the molten metal superheat treatment is 1000 ° C., the solidification time is remarkably shortened. When the DTA peak area at the time of solidification was obtained, it was confirmed that the peak area became smaller as the temperature of the molten metal superheat treatment increased, and the latent heat of solidification became smaller. When the solidification time and the DTA peak area at each molten metal superheat temperature were measured by two DTA analyzes, the values shown in Table 1 were obtained.

実施例１、比較例１及び比較例２における凝固時の温度に対するＤＴＡ変化を図１１に示す。また、図１１から求められたα相の晶出温度及び共晶凝固温度を表２に示す。これらの結果から、溶湯過熱処理温度を１０００℃とすると、共晶凝固温度が顕著に低下することが分かる。 FIG. 11 shows the DTA change with respect to the temperature at the time of solidification in Example 1, Comparative Example 1 and Comparative Example 2. Table 2 shows the α-phase crystallization temperature and the eutectic solidification temperature obtained from FIG. From these results, it can be seen that the eutectic solidification temperature significantly decreases when the molten metal superheat temperature is set to 1000 ° C.

以上の結果から、１０００℃以上の溶湯過熱処理によって共晶凝固中に晶出するＡｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物の成長が抑制され、１５〜２０μｍの最大フェレ径を有する微細な晶出物の割合が２０％以上となり、当該晶出物の微細化によって引張強度と破断伸びが向上することが確認された。 _{From the above results, the growth of Al 9} Fe ₂ Si ₂ crystallized material crystallized during eutectic solidification is suppressed by molten metal superheat treatment at 1000 ° C. or higher, and a fine crystallized product having a maximum ferret diameter of 15 to 20 μm. It was confirmed that the ratio of eutectic was 20% or more, and the tensile strength and elongation at break were improved by the miniaturization of the crystallized product.

Claims (6)

Ｓｉ：１０．０〜１３．０質量％、Ｆｅ：０質量％超１．３質量％以下、を含むアルミニウム合金からなり、
金属組織が初晶α（Ａｌ）、Ａｌ−Ｓｉ共晶及び針状のＡｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物からなり、
前記Ａｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物において、最大フェレ径が１５〜２０μｍとなる前記Ａｌ₉Ｆｅ₂Ｓｉ₂晶出物の割合が２０％以上であること、
を特徴とするＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物。 It is made of an aluminum alloy containing Si: 10.0 to 13.0% by mass and Fe: more than 0% by mass and 1.3% by mass or less.
The metallographic structure consists of primary crystal α (Al), Al—Si eutectic and needle-shaped Al ₉ Fe ₂ Si ₂ crystals.
In the Al ₉ Fe ₂ Si _{2 crystallized product, the ratio of the Al 9} Fe ₂ Si ₂ crystallized product having a maximum ferret diameter of 15 to 20 μm is 20% or more.
An Al—Si alloy casting characterized by. 前記Ｆｅの含有量が０．６〜１．２質量％であること、
を特徴とする請求項１に記載のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物。 The Fe content is 0.6 to 1.2% by mass.
The Al—Si alloy casting according to claim 1. 引張強度が２６０ＭＰａ以上、破断伸びが６％以上であること、
を特徴とする請求項１又は２に記載のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物。 The tensile strength is 260 MPa or more, and the breaking elongation is 6% or more.
The Al—Si alloy casting according to claim 1 or 2. 前記アルミニウム合金の組成がＪＩＳ−ＡＣ３Ａ又はＪＩＳ−ＡＤＣ１として規定されている数値範囲内であること、
を特徴とする請求項１〜３のうちのいずれかに記載のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物。 The composition of the aluminum alloy is within the numerical range specified as JIS-AC3A or JIS-ADC1.
The Al—Si alloy casting according to any one of claims 1 to 3. Ｓｉ：１０．０〜１３．０質量％、Ｆｅ：０質量％超１．３質量％以下、を含むアルミニウム合金を溶解し、溶湯温度を１０００℃以上とする溶湯過熱処理工程を含むこと、
を特徴とするＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物の製造方法。 Includes a molten metal superheat treatment step in which an aluminum alloy containing Si: 10.0 to 13.0% by mass and Fe: more than 0% by mass and 1.3% by mass or less is melted and the molten metal temperature is 1000 ° C. or higher.
A method for manufacturing an Al—Si alloy casting. 前記溶湯温度での保持時間を５〜６０分とすること、
を特徴とする請求項５に記載のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物の製造方法。 The holding time at the molten metal temperature shall be 5 to 60 minutes.
The method for producing an Al—Si alloy casting according to claim 5.

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