JP2019090062A

JP2019090062A - 耐糸錆性に優れたアルミニウム合金鋳物

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Publication number: JP2019090062A
Application number: JP2016067872A
Authority: JP
Inventors: 秀綱渡邉; Hidetsuna Watanabe; 英也山根; Hideya Yamane
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2016-03-30
Filing date: 2016-03-30
Publication date: 2019-06-13
Also published as: WO2017169695A1

Abstract

【課題】従来技術並みまたはそれ以上の強度を確保しつつ耐糸錆性に優れたアルミニウム合金鋳物を提供することを目的とする。【解決手段】耐糸錆性に優れたアルミニウム合金鋳物であって、Ｓｉ：６．５〜１１．８質量％、Ｍｇ：０．２０〜０．４５質量％、Ｆｅ：０．０１〜０．２０質量％、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、表面から１ｍｍ以内の表層部のＤＡＳII平均値が３０〜５０μｍ以下であり、表面から１０μｍ以内の表層部に含まれるＦｅと、表面に付着したＦｅを有し、前記表面から１０μｍ以内の表層部に含まれるＦｅの含有量が５０ｍｇ／ｍ２以下である耐糸錆性に優れたアルミニウム合金鋳物。【選択図】図５

Description

本発明は、耐糸錆性に優れたアルミニウム合金鋳物に関するものである。

アルミニウムまたはアルミニウム合金からなる部品および製品は、軽量であることや素材自身が光輝性を有すること等の理由から、さまざまな分野で利用が拡大している。例えば、乗用自動車用のロードホイールは、これまで鉄製のものが主流であったが、軽量化や高意匠化が要求されるようになってからは、アルミニウム合金鋳物の一例であるアルミニウム合金製ロードホイールの需要が高まっている。

ここで、アルミニウム合金製ロードホイール（以下、アルミホイールと言う場合がある。）を構成するＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金としては、例えばＪＩＳ−Ｈ−５２０２に定められたＡＣ４ＣＨ（ケイ素含有量：６．５〜７．５質量％）が従来から広く使用されている。

ところで、アルミホイールは、主に鋳造法によって製造される。鋳造法は、金型内のキャビティにアルミニウム合金溶湯（以下、単に溶湯という場合がある。）を注入し、冷却、凝固させた後に金型からホイール基材を取出す鋳造工程を基本とする製造方法である。この鋳造工程を経て得られたホイール基材は、その後、必要に応じて実施される熱処理、表面処理、塗装などの工程を経てアルミホイールとなる。

鋳造後のホイール基材の表面には鋳造時に用いる離型剤や、鋳造時に生成する酸化アルミニウムの皮膜、汚れ、油等（以下、これらを「異物」と総称する場合がある。）が付着している。ホイール基材表面に異物を付着したままで当該基材の表面に塗装を施すと、この異物がアルミホイールの耐食性を低下させる要因となる。そのため、ホイール基材に塗装する前、塗装の前処理として、上記異物を除去する処理を行う必要がある。

ホイール基材表面の異物を除去する処理の一例として、従来、ホイール基材に対してショットブラスト等の物理的手段による処理が行われている。

ショットブラストは、通常、鉄やステンレス等のＦｅを主成分とした金属製ショット粒をメディアとし、当該メディアをホイール基材に衝突させて行なわれる。そして、ショットブラストにより上記異物は概ね除去されるものの、ショットブラスト後のホイール基材の表面に、ショット粒を由来とするＦｅを含む残留物が残留する場合がある。

ホイール基材表面に上記Ｆｅを含む残留物が残留すると、アルミホイールの塗膜を透過した大気中の水分等とＦｅを含む残留物（以下、鉄系残留物と言う場合がある。）が反応して錆を発生させ、アルミホイールの耐食性を低下させる原因となる。特に、アルミホイールの外側面であるデザイン面は高い意匠性が求められるため、微細な錆である糸錆の発生までも抑制できる高い耐糸錆性を備えていなければならない。

そこで、近年、ショットブラスト後に、ホイール基材の表面に残留した鉄系残留物を除去し、アルミホイールの耐食性を向上させる技術が開発されている。

例えば特許文献１には、アルミ鋳物素地（本願で言うホイール基材）表面をショットブラスト処理後、該素地表面上に付着したショット材を、塗装前にブラシ研磨及び／又は酸洗にて除去するアルミ鋳物素地の表面処理方法が記載され、当該表面処理方法を施すことにより、塗装品の耐食性が向上することを見い出したとしている。

特開２００４−３１５８６４号公報

ところで、アルミニウム合金鋳物からなる製品には、上記した耐糸錆性の向上という要請とともに、省エネルギーなど環境負荷低減の観点から、特にアルミホイールを初めとした自動車用部品には軽量化が求められている。アルミホイールなど個々の製品の軽量化は、薄肉化することにより達成できるが、薄肉化するためには当該薄肉部について一定以上の強度を確保する必要がある。この強度確保の有効な手段として、鋳型（金型）に注湯した後の溶湯の冷却速度を速め、凝固した組織を微細化せしめる手段がある。

しかしながら、本発明者らが検討したところ、組織の微細化のため溶湯の冷却速度を速めると、鋳造後のアルミニウム合金鋳物の表層部のＦｅの含有量が、内部よりも高くなる傾向があることが知見された。具体的には、アルミニウム合金鋳物の表層部には、Ｆｅを含む化合物である例えばＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系金属間化合物などの鉄系晶出物が、内部よりも高密度で晶出する場合があることが確認された。この鉄系晶出物は、溶湯に含まれるＦｅを由来として発生するものと推察される。

そして、アルミニウム合金鋳物の表層部に高密度で鉄系晶出物が晶出し、Ｆｅの濃度が高くなると、上記のようにアルミニウム合金鋳物の表面にショットブラストで付着した鉄系残留物と同様に、当該鉄系晶出物が電食により腐食して糸錆の起点となる。この表層部に晶出した鉄系晶出物の糸錆発生に対する寄与は、ショットブラストにより表面に付着した鉄系残留物よりも大きいことが確認された。すなわち、本願発明者らの検討によれば、組織微細化による強度確保と耐糸錆性の向上という二つの目的を同時に達成するためには、特許文献１が開示するようにアルミニウム合金鋳物の表面上に付着したショット材を除去して鉄系残留物を抑制し、表面に付着したＦｅの付着量を低減するのみでは足りず、表層部におけるＦｅの含有量、具体的には表層部に晶出している鉄系晶出物を低減する必要があることが判明した。

本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであって、その目的は、従来技術並みまたはそれ以上の強度を確保しつつ耐糸錆性に優れたアルミニウム合金鋳物を提供することにある。

本願発明は、耐糸錆性に優れたアルミニウム合金鋳物であって、Ｓｉ：６．５〜１１．８質量％、Ｍｇ：０．２０〜０．４５質量％、Ｆｅ：０．０１〜０．２０質量％、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、表面から１ｍｍ以内の表層部のＤＡＳII平均値が３０〜５０μｍであり、表面から１０μｍ以内の表層部に含まれるＦｅと、表面に付着したＦｅを有し、前記表面から１０μｍ以内の表層部に含まれるＦｅの含有量が５０ｍｇ／ｍ^２以下である耐糸錆性に優れたアルミニウム合金鋳物である。

上記発明において、前記表面から１０μｍ以内の表層部に含まれるＦｅの含有量が５ｍｇ／ｍ^２以上であることが好ましい。

上記発明において、前記表面に付着したＦｅの付着量が２００ｍｇ／ｍ^２以下であることが好ましい。

上記発明において、前記表面に付着したＦｅの付着量が１００ｍｇ／ｍ^２以上であることが好ましい。

上記発明において、前記表面の上に樹脂からなる塗膜を備えることができる。

本発明により、従来技術並みまたはそれ以上の強度を確保しつつ耐糸錆性に優れたアルミニウム合金鋳物を提供することができる。

本発明に係る製造方法で形成されたアルミホイールの一例の回転軸方向に沿う断面図である。図１のアルミホイールを下方から眺めた底面図である。図１のアルミホイールの製造工程のフロー図である。図１のアルミホイールの製造装置の概略構成図であって、図２のアルミホイールの中心線Ｉを含むＡ−Ａ断面に対応する位置での断面図である。アルミホイールの表面および表層部をＥＤＸ分析して得られるＦｅのマッピング（ａ）および同一視野におけるＣｒのマッピング（ｂ）である。

本願発明の耐糸錆性に優れたアルミニウム合金鋳物は、Ｓｉ：６．５〜１１．８質量％、Ｍｇ：０．２０〜０．４５質量％、Ｆｅ：０．０１〜０．２０質量％、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、表面から１ｍｍ以内の表層部（以下、第１の表層部と言う場合がある。）のＤＡＳII平均値が３０〜５０μｍであり、表面から１０μｍ以内の表層部（以下、第２の表層部と言う場合がある。）に含まれるＦｅ（以下、表層内在Ｆｅと言う場合がある。）と、表面に付着したＦｅ（以下、表面付着Ｆｅと言う場合がある。）を有し、前記表層内在Ｆｅの含有量が５０ｍｇ／ｍ^２以下であることを特徴としている。

かかるアルミニウム合金鋳物によれば、以下の作用効果を奏することができる。すなわち、Ｓｉの組成は、６．５〜１１．８質量％（以下、組成の項で記載する％は、いずれも質量％のことを指す。）である。この範囲であれば、他の組成物との相乗効果により、強度と伸びの両立をはかることができる。Ｓｉが６．５％未満であると、溶湯の流動性が悪くなり、その結果、鋳造欠陥が増加し、強度が低くなりやすい。一方で、Ｓｉが１１．８％を超えると、所望の伸び特性を得ることができないおそれがある。強度の観点からＳｉの下限は１０．５％であると好ましく、伸びの観点から上限は１１．５％であると好ましい。

Ｍｇの組成は、０．２０〜０．４５％である。Ｍｇは析出強化元素であり、アルミホイールの強度を確保する上で、適量のＭｇを含有することが重要である。この範囲であれば、他の組成物との相乗効果により、耐変形性（０．２％耐力）と変形能（伸び）の両立を図ることができる。Ｍｇが０．２０％未満であると、得られたアルミホイールを構成する基地相が軟らか過ぎて十分な耐変形性（０．２％耐力）が得られない。Ｍｇが０．４５％を超えると、得られたアルミホイールを構成する基地相が固くなり過ぎ、所望の変形能（伸び）を得ることができないおそれがある。耐変形性（０．２％耐力）の観点からＭｇの下限は０．２５％であると好ましく、変形能（伸び）の観点から上限は０．３５％であると好ましい。

Ｆｅの組成は、０．０１〜０．２０％である。Ｆｅが０．２０％を超えると、アルミホイールの表層部のみならずその内部にも針状のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系金属間化合物（鉄系晶出物）が過剰に生成され、得られたアルミホイールの伸びや靭性の低下を招く。一方で、Ｆｅを０．０１％未満とするためには非常に高純度な原料を使用する必要があり、得られるアルミホイールが工業生産上高コストとなる。Ｆｅの下限は０．０５％であることが好ましく、上限は０．１３％であることが好ましい。

さらに、本願発明に係るアルミニウム合金鋳物では、その強度をより高めるため、鋳型へ注湯した後の溶湯の冷却速度を適切な範囲に制御し、表面から１ｍｍ以内の表層部である第１の表層部におけるＤＡＳII（dendrite secondary arm spacing デンドライト２次枝間隔）の平均値を３０〜５０μｍとしている。なお、本願発明において、ＤＡＳIIを、上記のように表面から１ｍｍ以内の範囲である第１の表層部のＤＡＳIIの値について限定した理由は、第１の表層部は金型に近く、そのＤＡＳIIは溶湯の冷却速度の影響を直接的に受け、評価の対象として妥当であるからである。

上記のように第１の表層部におけるＤＡＳII平均値の上限値を５０μｍ以下とすることにより、所望の強度を備えるアルミニウム合金鋳物を構成することができる。加えて、溶湯の冷却速度が所望以下となるよう制御して第１の表層部のＤＡＳII平均値を３０μｍ以上とすることにより、溶湯の強冷却により、鋳造後のアルミニウム合金鋳物の表層部に鉄系晶出物が高密度に晶出し、第２の表層部におけるＦｅの含有量が増加することを抑制することができる。

そして、本願発明に係るアルミニウム合金鋳物は、第２の表層部に含まれる表層内在Ｆｅと、表面に付着した表面付着Ｆｅを有するが、特に第２の表層部に存在する鉄系晶出物の晶出量を抑制し、第２の表層部に含まれる表層内在Ｆｅの含有量を５０ｍｇ／ｍ^２以下とすることにより、鉄系晶出物を起点とした糸錆の生成が抑制され耐糸錆性が改善される。その結果、本願発明に係るアルミニウム合金鋳物によれば、上記説明したその構成要件の相乗効果により、従来技術並みまたはそれ以上の強度を確保しつつ耐糸錆性に優れたアルミニウム合金鋳物を具現することができる。

なお、表面処理の長時間化に伴うアルミニウム合金鋳物の表面のダメージ抑制またはコスト上昇の抑制の面から、表層内在Ｆｅの含有量は５ｍｇ／ｍ^２以上とすることが好ましい。さらに、ショットブラストで使用するＦｅを含むメディアに由来する鉄系残留物の量、つまり表面付着Ｆｅの付着量は、２００ｍｇ／ｍ^２以下であることが耐糸錆性を更に向上できるので好ましい。

以下、本発明について、その実施形態に基づき図１〜４を参照しつつ詳細に説明する。なお、本発明は、以下説明するアルミホイールに係る実施形態および実施例に限定されず、アルミニウム合金鋳物に適用することができる。また、発明の作用効果を奏する限り、同一性の範囲内において適宜変形して実施することができる。

［アルミホイールの構造］
まず、本発明に係るアルミホイールの構造の一例について図１〜２を参照し説明する。図１はアルミホイールの回転軸方向に沿う断面図、図２は図１のアルミホイールを下方から眺めた底面図である。なお、図１は、図２の中心線Ｉを含むＡ−Ａ断面図であり、中心線Ｉよりも左側はスポーク部１ｇを含まない断面、右側はスポーク部１ｇを含む断面となっている。アルミホイール１は、図１および２に示すように、ハブ部１ｆおよびハブ部１ｆの外周面から放射状に形成されたスポーク部１ｇを備えたディスク部１ｅを有しており、また、ディスク部１ｅが下方（一方）端に内設された略円環形状のリム本体部１ｂと、リム本体部１ｂの下方端に配置された第１のフランジ部（いわゆるアウターフランジ）１ｃと、上方（他方）端に配置された第２のフランジ部（いわゆるインナーフランジ）１ｄを備えたリム部１ａを有している。各部は、つなぎ目なく一体的に形成されている。

［アルミホイールの製造方法］
本発明に係るアルミホイール（アルミニウム合金鋳物）の製造方法は、溶解工程、鋳造工程、表面処理工程を基本的に有し、その他の任意の工程として、鋳造工程の後に行われる熱処理工程、表面処理工程の後に行われる清浄化工程および塗装工程を含んでいる。以下、各工程について、上記の順に説明する。

＜溶解工程＞
図３に示すように、まず、Ｓｉ、ＭｇおよびＦｅその他各種元素が所望の組成となるよう調整されたアルミニウム合金原料を、好ましくは非酸化雰囲気中において概ね７２０〜１１００℃の温度範囲となるよう調整した溶解炉で溶解して溶湯を形成する溶解工程（Ｓ１）を行う。なお、上記アルミニウム合金鋳物を製造するため好適な本実施形態の製造方法で使用する溶湯では、上記各元素の組成を特定しているが、その理由は下記のとおりである。

Ｓｉの組成は、６．５〜１１．８質量％（以下、組成の項で記載する％は、いずれも質量％のことを指す。）である。この範囲であれば、他の組成物との相乗効果により、強度と伸びの両立をはかることができる。Ｓｉが６．５％未満であると、溶湯の流動性が悪くなり、その結果、鋳造欠陥が増加し、強度が低くなりやすい。一方で、Ｓｉが１１．８％を超えると、所望の伸び特性を得ることができないおそれがある。強度の観点からＳｉの下限は１０．５％であると好ましく、伸びの観点から上限は１１．５％であると好ましい。

Ｍｇの組成は、０．２０〜０．４５％である。Ｍｇは析出強化元素であり、アルミホイールの強度を確保する上で、適量のＭｇを含有することが重要である。この範囲であれば、他の組成物との相乗効果により、耐変形性（０．２％耐力）と変形能（伸び）の両立をはかることができる。Ｍｇが０．２０％未満であると、得られたアルミホイールを構成する基地相が軟らか過ぎて十分な耐変形性（０．２％耐力）が得られない。Ｍｇが０．４５％を超えると、得られたアルミホイールを構成する基地相が固くなり過ぎ、所望の変形能（伸び）を得ることができないおそれがある。耐変形性（０．２％耐力）の観点からＭｇの下限は０．２５％であると好ましく、変形能（伸び）の観点から上限は０．３５％であると好ましい。

＜鋳造工程＞
上記溶解工程（Ｓ１）の後、図３に示すように、金型のキャビティに溶湯を充填する鋳造工程（Ｓ２）を行う。鋳造工程では、図４に示すように、ディスク部１ｅが底面となる金型を用い、金型においてハブ部１ｆを形成するキャビティ（以下、ハブ部用キャビティと言う場合がある。金型を構成する他のキャビティについても同様。）１０ｆに開口した第１の開口部（センターゲート）１３ａおよびリム部用キャビティ１０ａに開口するとともに第１の開口部１３ａよりも上方に複数個配置された第２の開口部（サイドゲート）１９ａを通じ、ディスク部１ｅおよびハブ部１ｆを形成するキャビティ１０ｅおよび１０ａに溶湯を充填し（注湯工程）、充填された溶湯を冷却し、凝固させる（冷却工程）。

ここで、本実施形態に係るアルミホイールの製造方法では、上記冷却工程における溶湯の冷却速度を制御して好ましくは２〜３０℃／ｓｅｃ程度とし、適切な冷却速度で溶湯を冷却し凝固せしめている。溶湯の冷却速度の制御は、金型の予熱温度や冷却能力を調整することにより行うことができる。その結果、得られたアルミホイールの組織微細化が達成され、その組織のＤＡＳII（dendrite secondary arm spacingデンドライト２次枝間隔）が小さくなり、表面から１ｍｍ以内の範囲（第１の表層部）のＤＡＳII平均値が３０〜５０μｍとなる。なお、上記冷却速度とは、前記冷却工程における溶湯の温度と時間との相関を示す線図において、５８０℃における接線の傾きのことを指す。

＜熱処理工程＞
図３に示すように、上記鋳造工程に引き続き、鋳造工程で得られたホイール基材の熱処理（Ｓ３）を行う。熱処理工程は、溶体化処理工程と、それに続く人工時効処理工程とからなる。熱処理工程は、必要とされるアルミホイールの強度や伸び等の機械的特性により任意に行われる。

＜表面処理工程＞
上記熱処理工程の後、図３に示すように、ホイール基材の表面処理工程（Ｓ４）を行う。表面処理工程の第１目的は、ホイール基材表面の異物の除去である。鋳造工程および熱処理工程を経たホイール基材の表面には金型塗型剤バインダ、離型剤、酸化アルミニウムの皮膜、汚れ、油等の異物が付着している。これらの異物は、アルミホイールの耐食性を低下させる原因となるため、ホイール基材を塗装する前に除去する必要がある。表面処理工程の第２目的は、ホイール基材の表層部に高密度で晶出した鉄系晶出物の除去し、第２の表層部に含まれる表層内在Ｆｅの含有量を５０ｍｇ／ｍ^２以下に低減せしめることである。なお、鉄系晶出物は、当該鉄系晶出物のみを選択的に除去しても良いが、当該鉄系晶出物以外の組織要素（例えば初晶Ａｌ、共晶Ａｌおよび共晶Ｓｉ）を含めホイール基材の表層部を除去してもよい。

表面処理工程で異物および鉄系晶出物を除去する手段としては化学的手段を適用してもよいが、ホイール基材の表面にショットブラスト、バレル研磨、ブラシ研磨、バフ研磨、及び高圧水洗等を施す物理的手段を適用することが、異物および鉄系晶出物を確実に除去することができ好ましく、工業生産上能率的に表面処理工程を行うという点ではショットブラストやバレル研磨などメディアを使用する手段がより好ましい。

異物および鉄系晶出物の除去手段としてショットブラストやバレル研磨を適用する場合には、メディアとして金属またはセラミックスその他各種材質のメディアを使用することができるが、処理されるアルミニウム合金鋳物のダメージ抑制および工業生産上のコスト的な面から、Ｆｅを主成分とする例えばステンレス鋼からなる金属性ショット粒をメディアとして使用することが望ましい。一方で、Ｆｅを主成分としたメディアを使用すると、ホイール基材の表面にメディアの一部が食い込んで付着することがある。この表面に付着したメディアの一部は、その後の清浄化工程を経ても残留して鉄系残留物となりやすい。このＦｅを含む鉄系残留物は、清浄化工程で使用する処理液または洗浄液と反応したり、塗膜を透過した水分と反応するなどしてアルミホイールの耐食性を低下させる一因となる。

そこで、表面処理手段で使用するメディアとしては、上記したホイール基材の表面の異物の除去効果、表層部の鉄系晶出物の除去効果および表面に付着した鉄系残留物の抑制という３つの面から、その形状は球状であることが好ましく、平均粒径は０．５〜１．０ｍｍの範囲を選択することが好ましい。

＜清浄化工程＞
上記表面処理工程の後、図３に示すように、ホイール基材の清浄化工程（Ｓ５）を行う。清浄化工程の目的は、表面処理工程を経たホイール基材の表面に付着した鉄系残留物の除去である。

ホイール基材表面の鉄系残留物を除去するには、ホイール基材表面をアルカリ処理液または酸性処理液（以下、単に「処理液」という）に浸漬し、残留物を処理液に溶出させればよい。所定時間処理したのち、洗浄液で処理液を洗い流して溶出を停止させる。処理を停止させた時点でホイール基材の表面に付着した表面付着Ｆｅの付着量が２００ｍｇ／ｍ^２以下とすることが好ましい。表面付着Ｆｅの付着量を低減させるには、処理時間の他に処理液のＰＨ、温度等を調整すればよい。表面付着Ｆｅの付着量は１００ｍｇ／ｍ^２以上であることが好ましい。１００ｍｇ／ｍ^２未満とするにはホイール基材を処理液に長時間浸漬させる必要があり、それにより鉄系残留物だけでなくホイール基材の表層部も溶出してホイール基材表面へのダメージを招き、かつ生産性の低下を招くおそれがあるため好ましくない。

＜塗装工程＞
上記清浄化工程の後、図３に示すように塗装工程（Ｓ６）を適宜行う。先ず、ホイール基材表面に例えばＺｒを含む化成処理等により酸化皮膜を形成することにより、耐食性を付与するとともに、塗装下地としてアルミニウム合金と塗膜との密着性の向上を図る。次いで、アルミホイールに耐食性、耐候性および高質感を呈する外観を付与するために、ホイール基材の表面には多層からなる塗装が施される。例えば一般的な塗膜の構成として、鋳肌の凹凸を隠すために４０〜２００μｍほどの厚さで塗られる粉体のポリエステル、アクリル、エポキシ、ウレタン系樹脂などからなるプライマー層、外観の色彩を出すためのポリエステル、アクリル系樹脂を主剤とし１０〜４０μｍほどの厚さで塗られるカラーベース層、カラーベース層の色彩を出すとともに耐候性、耐食性などを高めるため１０〜４０μｍほどの厚さで塗られるクリア層からなる三層塗装がある。こうして製品であるアルミホイールを得ることができる。

［実験例］
以下、本発明について、その具体的な実施例および比較例（以下、合わせて実験例ということがある。）に基づき説明する。なお、本発明は、以下で述べる実施例のみに限定されない。また、各実験例ともに、同一の条件で複数個のアルミホイールを形成し、下記する製造したアルミホイールの各種評価を行った。

＜組成＞
各実験例におけるアルミニウム合金溶湯の元素構成を表１に示す。以下の各実験例における組成Ａ，Ｂの元素割合は、下記のとおりである（いずれも質量％）。なお、いずれの溶湯もＣｒの含有量は、０．０５％以下と不可避的不純物レベルであった。
［組成Ａ１］Ｓｉ：９．１％、Ｍｇ：０．２２％、Ｆｅ：０．１２％、Ｃｕ：０．０２％、Ｍｎ：０．０２％、Ｚｎ：０．０３％、Ｔｉ：０．１３％、残部Ａｌおよび不可避不純物
［組成Ａ２］Ｓｉ：９．１％、Ｍｇ：０．２２％、Ｆｅ：０．３％、Ｃｕ：０．０２％、Ｍｎ：０．０２％、Ｚｎ：０．０３％、Ｔｉ：０．１３％、残部Ａｌおよび不可避不純物
［組成Ｂ］Ｓｉ：１１．７％、Ｍｇ：０．４４％、Ｆｅ：０．１３％、Ｃｕ：０．０５％、Ｍｎ：０．０３％、Ｚｎ：０．０４％、Ｔｉ：０．１２％、残部Ａｌおよび不可避不純物

［実施例１］
実施例１では表１に示す組成Ａ１となるよう調整された原料を溶解し、得られた溶湯を図４に示す製造装置１０の保持炉（不図示）に移し、その後、６０ｋＰａの圧力で加圧することにより金型のキャビティに充填した（注湯工程）。なお、溶湯の注湯温度は、本実施例１および下記する他の実験例においても６８０℃とした。溶湯の冷却速度は１５℃／ｓｅｃとした（冷却工程）。なお、金型のキャビティの形状は、図１〜２に示すアルミホイール１の形状に対応しており、このアルミホイール１の主要な寸法は、最大外径φ４９７ｍｍ、回転軸方向長さ２０５ｍｍである。鋳造工程が完了したホイール基材を溶体化処理した。各実験例の溶体化処理は、５４０℃で４時間、ホイール基材を加熱処理し、その後の冷却域において５０℃／秒の冷却速度で冷却した。溶体化処理工程後、ホイール基材を人工時効処理した。各実験例の人工時効処理は、１６２℃で０．９２時間（５５分間）、ホイール基材を加熱処理した。

熱処理工程を経たホイール基材に、表２に示す条件１でショットブラスト処理（表面処理工程）を行った。条件１のメディアは、材質をステンレス（ＳＵＳ３０４）、形状を球状（アトマイズ粉）、粒度をＪＩＳＺ８８０１−１に準拠して測定された公称目開き−１．００ｍｍ／＋８５０μｍのもの７０％および公称目開き−７１０μｍ／＋６００μｍのもの３０％、硬度をＨＲＣ３０とした（他の実験例について同様）。ショットブラスト装置としてサンポー社製Ｃ−７００を使用し、メディア投射条件は、ロータ回転数を１８００ｒｐｍ、投射時間を１５秒間とした。表面処理工程を経たホイール基材に対し、表３に示すように処理液として日本ペイント社製サーフクリーナー３５５ＡＮ−１を使用した酸洗を５分間行った（清浄化工程）。

清浄化工程を経たホイール基材にジルコン化成処理を施し、次いで８０μｍのプライマー層、２０μｍのカラーベース層および２０μｍのクリア層からなる三層塗装を順次積層して施し（他の実験例について同様）、所望のアルミホイールを得た。

表３に示す、得られたアルミホイールの第１の表層部における平均ＤＡＳII、第２の表層部に含まれるＦｅの含有量、表面に付着したＦｅの付着量、最大糸錆長さＬ_ｍ、０．２％耐力を、以下で述べるように測定した。なお、得られたアルミホイールにおいて測定に供した箇所は、特に耐糸錆性が要求されるスポーク部１ｇ（図１参照）である。また、最大糸錆長さＬｍは、最終的に得られた塗装が施されたアルミホイールから採取した測定片で確認し、その他は、清浄化工程後で塗装工程前のホイール基材から採取した測定片で確認した。

［平均ＤＡＳII］
ホイール基材のスポーク部１ｇを中心線Ｉに対して平行に切断して得られる断面のうちスポーク部天面（図１に示すスポーク部１ｇの下方側表面）から１ｍｍ以内の範囲において、組織中の初晶α相の平均ＤＡＳIIを２次枝法で求めた。具体的には、光学顕微鏡写真（４００倍）の任意の３つの視野１．０ｍｍ×１．３ｍｍにおけるＤＡＳIIを直接測定し、当該３視野のＤＡＳIIの平均値を平均ＤＡＳIIとした。

［表層内在Ｆｅの含有量および表面付着Ｆｅの付着量］
表面から１０μｍの範囲である第２の表層部に含まれる表層内在Ｆｅおよび表面に付着している表面付着Ｆｅは、エネルギー分散型蛍光Ｘ線（ＥＤＸ）分析装置（ＡＭＥＴＥＫ社製Ｇｅｎｅｓｉｓ）を使用し、表面分析で求めた。ここで、表層内在Ｆｅと表面付着Ｆｅとを有するアルミホイールの表面および表層部をＥＤＸ分析すると、Ｆｅのマッピングである図５（ａ）に示すように、表面内在Ｆｅと表面付着Ｆｅの双方のＦｅ（白色部）が同時に検出されるため、そのままでは表層内在Ｆｅと表面付着Ｆｅとを分別することができない。一方で、ステンレス製メディアはＣｒを多く含むが、アルミニウム合金鋳物はＣｒを不可避的不純物レベルしか含まない。すなわち、Ｃｒの元素マッピングである図５（ｂ）に示すように、Ｃｒが存在している領域が、Ｃｒを含むステンレス製メディアが残留した鉄系残渣物に由来する表面付着Ｆｅの存在領域であり、Ｃｒが検出されずＦｅのみが検出される領域（つまり、図５（ａ）の白色部から図５（ｂ）の白色部を除いた差分）が鉄系晶出物に由来する表層内在Ｆｅの存在領域となる。したがって、下記式（１）および（２）で示すように、所定の視野において、ＥＤＸ分析で求めたＦｅ量並びにＦｅおよびＣｒの元素マッピングをもとに画像分析により求めた当該視野におけるＦｅおよびＣｒの面積比から表面内在Ｆｅの含有量と表面付着Ｆｅの付着量を確認することができる。
表層内在Ｆｅの含有量（ｍｇ／ｍ^２）＝（Ｍ_Ｆｅ×（（Ａ_Ｆｅ−Ａ_Ｃｒ）／Ａ_Ｆｅ））／Ａ式（１）
表面付着Ｆｅの付着量（ｍｇ／ｍ^２）＝（Ｍ_Ｆｅ×（（Ａ_Ｃｒ）／Ａ_Ｆｅ））／Ａ式（２）
ここで、
Ｍ_Ｆｅ：ＥＤＸ分析で測定された所定視野のＦｅ量（ｍｇ）
Ａ_Ｆｅ：ＥＤＸ分析によるＦｅマッピングで得られた所定視野のＦｅの面積（ｍ^２）
Ａ_Ｃｒ：ＥＤＸ分析によるＣｒマッピングで得られた所定視野のＣｒの面積（ｍ^２）
Ａ：測定視野の面積（ｍ^２）

具体的には、アルミホイールの表層内在Ｆｅと表面付着Ｆｅは、以下のように確認した。
〈１〉スポーク部天面を含む一部分をスポーク部から測定片として切出す。
〈２〉測定片のスポーク部天面において、視野２．０ｍｍ×２．５ｍｍの範囲を任意の３箇所、ＥＤＸ分析してＦｅ−ＫＡ（ｋｃｐｓ）を検出し、検量線に基づきＦｅ量へ換算する。
〈３〉上記と同視野をＦＥ−ＳＥＭで観察し、ＦｅのＥＤＸ（元素）マッピングとＣｒのＥＤＸ（元素）マッピングを行う。
〈４〉ＦｅおよびＣｒの元素マッピングを画像分析し、ＦｅとＣｒの各面積を求める。
〈５〉各視野について、上記式（１）（２）に基づき表層内在Ｆｅの含有量と表面付着Ｆｅの付着量を算出し、各視野の平均値を表層内在Ｆｅの含有量と表面付着Ｆｅの付着量とする。

［最大糸錆長さＬ_ｍ］
塗装工程後のアルミホイールの塗膜に下地まで達するクロスカットを入れ、順に塩水噴霧２４時間、湿潤環境（湿度８５％、４０℃）曝露１２０時間、室温自然乾燥２４時間からなるサイクルを４サイクル行い、クロスカット部の糸錆のうち最も長いものの長さを測定した。

［０．２％耐力の評価方法］
ホイール基材の０．２％耐力は、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に準じ、スポーク部１ｇから採取した５個の測定片を試験に供し、確認された５個の測定片の０．２％耐力の平均を０．２％耐力とした。

［実施例２］
表面処理工程で条件２の処理を行ったこと、および表面処理工程を経たホイール基材に対し酸洗を３分間行った（清浄化工程）ことを除いて実施例１と同様にしてアルミホイールを作製した。

［実施例３］
表面処理工程で条件３の処理を行ったこと、および表面処理工程を経たホイール基材に対し酸洗を３分間行った（清浄化工程）ことを除いて実施例１と同様にしてアルミホイールを作製した。

［実施例４］
表１に示す組成Ｂとなるよう調整された原料を使用したことを除いて実施例１と同様にしてアルミホイールを作製した。

［実施例５］
表１に示す組成Ｂとなるよう調整された原料を使用したことを除いて実施例２と同様にしてアルミホイールを作製した。

［実施例６］
表１に示す組成Ｂとなるよう調整された原料を使用したことを除いて実施例３と同様にしてアルミホイールを作製した。

［比較例１］
表面処理工程で条件４の処理を行ったこと、および表面処理工程を経たホイール基材に対し酸洗を３分間行った（清浄化工程）ことを除いて実施例１と同様にしてアルミホイールを作製した。

［比較例２］
冷却工程での溶湯の冷却速度を３５℃／ｓｅｃとしたことを除いて実施例２と同様にしてアルミホイールを作製した。

［比較例３］
表１に示す組成Ａ２となるよう調整された原料を使用したことを除いて実施例２と同様にしてアルミホイールを作製した。

［比較例４］
冷却工程での溶湯の冷却速度を１℃／ｓｅｃとしたことを除いて実施例２と同様にしてアルミホイールを作製した。

実施例１〜６のアルミホイールは、表３に示した通り何れも最大糸錆長さ１．０ｍｍ以下、０．２％耐力２６０ＭＰａ以上となり、従来技術並みまたはそれ以上の強度を確保しつつ耐糸錆性に優れていることが分かった。

比較例１のアルミホイールは、表３に示した通り表面付着Ｆｅの付着量は十分に低い水準であったが、表層内在Ｆｅの含有量が高く、最大糸錆長さが３．０ｍｍ超となった。

比較例２のアルミホイールは、溶湯の冷却速度が速く、平均ＤＡＳIIは小さいが、表層内在Ｆｅの含有量が高く、最大糸錆長さが３．０ｍｍ超となった。

比較例３のアルミホイールは、溶湯に含まれるＦｅの濃度が高いことに起因して、表層内在Ｆｅの含有量が高く、最大糸錆長さが３．０ｍｍ超となった。

比較例４のアルミホイールは、溶湯の冷却速度が遅く、平均ＤＡＳIIが大きくなり、その結果０．２％耐力が２５１ＭＰａと十分な強度を確保できなかった。

Claims

耐糸錆性に優れたアルミニウム合金鋳物であって、
Ｓｉ：６．５〜１１．８質量％、Ｍｇ：０．２０〜０．４５質量％、Ｆｅ：０．０１〜０．２０質量％、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
表面から１ｍｍ以内の表層部のＤＡＳII平均値が３０〜５０μｍであり、
表面から１０μｍ以内の表層部に含まれるＦｅと、表面に付着したＦｅを有し、
前記表面から１０μｍ以内の表層部に含まれるＦｅの含有量が５０ｍｇ／ｍ^２以下であることを特徴とする、
耐糸錆性に優れたアルミニウム合金鋳物。
前記表面から１０μｍ以内の表層部に含まれるＦｅの含有量が５ｍｇ／ｍ^２以上である、請求項１に記載の耐糸錆性に優れたアルミニウム合金鋳物。
前記表面に付着したＦｅの付着量が２００ｍｇ／ｍ^２以下である、請求項１または２に記載の耐糸錆性に優れたアルミニウム合金鋳物。
前記表面に付着したＦｅの付着量が１００ｍｇ／ｍ^２以上である、請求項３に記載の耐糸錆性に優れたアルミニウム合金鋳物。
前記表面の上に樹脂からなる塗膜を備える、請求項１乃至４の何れかに記載の耐糸錆性に優れたアルミニウム合金鋳物。