压铸用铝合金及铝合金压铸材料

技术领域

本发明涉及一种非热处理型的高韧性压铸用铝合金。

背景技术

在以汽车为代表的车辆中，以提高燃料消耗性能、降低环境负荷为目的的向车辆轻量化的对策很活跃，因此作为车辆用部件的原材料，与铁相比，轻量的铝合金备受关注。虽然存在各种利用铝合金的车辆用部件的制作方法，但作为适于低成本的部件的大量生产的方法，可以举出压铸法。

在制作困难形状部件的情况下，与通过对延展材料施加塑性加工来形成部件的制法相比，在压铸法中形成的部件在铸造时刻成为接近最终形状的形状，因此之后的加工工序数减少，具有成本方面的优越性。然而，为了在压铸材料中获得车辆用部件所需的机械性质，大多需要对铸造后的产品进行热处理。在热处理中存在在高温下长时间加热的固溶处理、在比较低的温度下加热保持的时效处理，但任一工序均包含长时间的作业，并且在加热工序中会产生无法忽视的燃料费用，此外，即使在热处理后，也需要矫正伴随过热冷却而产生的部件的变形，存在大量附加的成本上升因素。鉴于这些问题，在部件制作中，不能说能够充分地发挥通过将制法设为压铸而带来的降低成本效果。因此，在能够进一步抑制制造成本的方面看不需要铸造后的热处理的非热处理型合金受到重视。

根据这样的背景，在选择车辆部件的原材料时，在作为对象的部件所要求的机械性质与制造所花费的成本之间存在权衡的关系。在这样的状况下，在非热处理型压铸用铝合金中，具有高机械性质、特别是车辆用部件所需的强度和韧性与非热处理型合金的适用范围扩大相关，具有降低车辆制造成本的效果的意义，期望其实现。

在此，作为非热处理型的压铸用铝合金，存在Al-Si-Mg-Fe系合金、Al-Si-Cu-Mg系合金、Al-Mg-Mn系合金等，其中，特别是Al-Mg-Mn系合金显著表现出高的韧性。

例如，在专利文献1(日本特许第1866145号公报)中，公开了一种耐腐蚀性压铸用铝合金，其特征在于，以重量％浓度含有Mn：2.04％～3.0％、Mg：5.0％～8.0％，余量由Al和不可避免的杂质构成。在本发明中，通过添加以重量％浓度计为2％左右的高浓度的Mn，利用在合金中形成金属间化合物Al

此外，在专利文献2(日本特开平11-293375号公报)中，公开了一种铝合金压铸件中的合金组成，其特征在于，以质量％浓度计，由Mg：2.5～7％、Mn：0.2～1.0％、Ti：0.05～0.2％、余量为Al和不可避免的杂质构成，特别是对于Fe和Si，Fe低于0.3％，Si为0.5％以下。在该发明中，着眼于合金中的Al-Mg系化合物提高韧性而另一方面Mg-Si系化合物及Al-Si-Fe系化合物对韧性造成不良影响，通过高浓度地添加Mg，将Fe及Si限制为低浓度，从而可得到对合金带来高韧性的组成。

进而，在专利文献3(日本特开平11-80875号公报)中，公开了以重量％浓度含有Mg：2.5～6.5％、Mn：0.5～1.4％、小于0.5％的Si、小于0.5％的Fe、小于0.15％的Ti、余量由铝和不可避免的杂质构成的铝合金。在该发明中，通过采用该合金组成，能够具有适于车辆用框架部件的焊接性、强度和伸长率、对腐蚀、应力腐蚀的阻力。

现有技术文献

专利文献1：日本特许第1866145号公报

专利文献2：日本特开平11-293375号公报

专利文献3：日本特开平11-80875号公报

发明内容

发明所要解决的技术问题

对于在结构用部件中使用的铝合金，要求原本是高强度、高韧性的材料，但近年来，车辆轻量化的机会越来越高，一直以来作为压铸用铝合金使用的合金难以满足提高强度、韧性这样的要求。

在上述专利文献1的实施例的试样No.1～7中，均添加有比较高浓度的Mg和Mn，由此，在许多试样中屈服强度显示出比较高的值，但伸长率停留在10％左右。此外，在作为上述专利文献2的实施例2公开的组成中，虽然Mn也可能称为低浓度，并具有比较良好的伸长率，但未得到车辆用部件所需的屈服强度。关于其它实施例，也不存在具备充分的屈服强度和伸长率的例子，此外，发现起因于对铸造性改善有效果的Mn的含量低而引起的、由铸造品质引起的伸长率的偏差。进而，关于上述专利文献3的实施例中公开的组成，也不存在同时满足近来的车辆部件用铝合金所要求的屈服强度和伸长率的例子。

此外，另一方面，随着铝合金对车辆用部件的适用范围扩大，并且铝合金在外部露出的部件、或者即使不直接出现在外部也能够引起消费者注意的部分等耐腐蚀性、部件表面的美观与强度方面并列重视的部位上的采用存在增加倾向，因此也同时要求耐腐蚀性、光亮性优异的合金开发。但是，在上述专利文献1～3的铝合金中，无法充分地考虑这些特性。

鉴于以上那样的现有技术中的问题，本发明的目的在于提供一种能够对铝合金压铸材料赋予优异的拉伸特性(0.2％屈服强度和伸长率)和耐腐蚀性的、具有良好的铸造性的非热处理型的压铸用铝合金。此外，本发明的目的还在于提供一种具有优异的拉伸特性(0.2％屈服强度和伸长率)和耐腐蚀性的铝合金压铸材料。需要说明的是，以下，有时将0.2％屈服强度简称为屈服强度。

用于解决技术问题的手段

本发明人等为了实现上述目的，对压铸用铝合金和铝合金压铸材料反复进行了深入研究，结果发现，在Al-Mg-Mn系合金中，严格控制Mg和Mn的添加量等极其有效，从而完成了本发明。

即，本发明提供一种压铸用铝合金，其特征在于，含有：

Mg：3.7～9.0质量％，

Mn：0.8～1.7质量％，

余量由Al和不可避免的杂质构成。

在本发明的压铸用铝合金中，通过添加Mg和Mn来提高铝合金的屈服强度。此外，通过适量添加Mn，抑制熔融金属向模具烧结。另一方面，通过规定Mg的添加量的上限来抑制铸造性(压铸性)或延展性降低，通过规定Mn的添加量的上限来抑制成为延展性降低的原因的Al-Mn系化合物的粗大晶体的生成。

在此，Al-Mn化合物的自然电极电位与Al(母相)相同，Mn的添加不会使压铸用铝合金的耐腐蚀性降低。此外，已知Al-Mg系的耐腐蚀性良好，Mg添加对压铸用铝合金的耐腐蚀性带来的影响小，能够维持良好的耐腐蚀性。

此外，关于光亮性，纯Al最优异，但在Mn的添加量为2.0质量％左右之前，Al-Mn化合物的面积率几乎不增加，能够将对光亮性造成的影响抑制在最小限度。此外，已知Al-Mg体系的光亮性良好，对于压铸用铝合金的光亮性的不良影响少。

在本发明的压铸用铝合金中，上述Mn的含量优选为0.9～1.7质量％，更优选为1.2～1.7质量％。此外，Mn含量的上限优选为1.65质量％，更优选为1.60质量％。此外，上述Mg的含量优选为4.7～9.0质量％，更优选为5.2～6.5质量％，最优选为5.5～6.0质量％。通过将Mn和Mg的含量设为这些范围，能够更可靠地得到上述效果。

此外，在本发明的压铸用铝合金中，优选将上述不可避免的杂质中的Si的含量限制在0.3质量％以下。通过将Si的含量设为0.3质量％以下，能够抑制成为韧性降低的原因的脆弱的Mg

此外，在本发明的压铸用铝合金中，优选将上述不可避免的杂质中的Fe的含量限制在0.4质量％以下。通过使Fe的含量为0.4质量％以下，能够抑制成为韧性降低的原因的脆弱的Al-Mn-Fe系化合物的形成。

此外，在本发明的压铸用铝合金中，进一步优选含有Ti：0.001～1.0质量％和/或B：0.0001～0.1质量％作为任意添加元素。通过添加Ti和B，组织微细化，能够提高铝合金的韧性。另一方面，为了抑制形成使韧性降低的粗大结晶物，规定了添加量的上限值。

此外，本发明还提供一种铝合金压铸材料，其特征在于，是由本发明的压铸用铝合金构成的压铸材料，具有0.2％屈服强度为140MPa以上且延伸率为11％以上的拉伸特性。

本发明的铝合金压铸材料是由本发明的压铸用铝合金构成的压铸材料，因此以高水平兼顾屈服强度和伸长率。在此，0.2％屈服强度优选为150MPa以上，更优选为160MPa以上。此外，伸长率优选为12％以上，更优选为15％以上，最优选为20％以上。

此外，本发明的铝合金压铸材料优选初晶Al-Mn系化合物的长度方向上的最大粒径为150μm以下。通过使初晶Al-Mn系化合物的长度方向上的最大粒径成为150μm以下，从而实现优异的延展性和耐腐蚀性。在此，初晶Al-Mn系化合物的长度方向上的最大粒径优选为100μm以下，更优选为50μm以下。

发明效果

根据本发明，能够提供一种能够对铝合金压铸材料赋予优异的拉伸特性(0.2％屈服强度和伸长率)和耐腐蚀性的、具有良好的铸造性的非热处理型的压铸用铝合金。此外，根据本发明，还能够提供一种具有优异的拉伸特性(0.2％屈服强度和伸长率)和耐腐蚀性的铝合金压铸材料。

附图说明

图1是实施例1中得到的试验片截面的光学显微镜照片。

图2是实施例2中得到的试验片截面的光学显微镜照片。

图3是比较例1中得到的试验片截面的光学显微镜照片。

图4是比较例2中得到的试验片截面的光学显微镜照片。

具体实施方式

以下，对本发明的压铸用铝合金及铝合金压铸材料的代表性的实施方式进行详细说明，但本发明并不仅限定于这些。

1.压铸用铝合金

本发明的压铸用铝合金由压铸用铝合金构成，其特征在于，含有Mg：3.7～9.0质量％、Mn：0.8～1.7质量％，且余量由Al和不可避免的杂质构成。以下，对各成分进行详细说明。

Mg：3.7～9.0质量％

Mg主要固溶于合金的基体中，从而具有提高屈服强度的效果。但是，在以高浓度添加的情况下，熔融金属的粘性变高，此外，在铸造中形成于熔融金属表面的氧化覆膜阻碍熔融金属的流动，因此难以进行品质良好的铸造。为了防止由其导致的伸长率的降低，Mg含量的上限需要为9.0质量％。另一方面，若Mg的含量少，则在本发明中无法满足作为目标的屈服强度，因此下限为3.7质量％。为了实现更高水平的屈服强度和伸长率的兼顾，Mg的含量优选为4.7～9.0质量％，更优选为5.2～6.5质量％，最优选为5.5～6.0质量％。

Mn：0.8～1.7质量％

Mn主要在基体中固溶，从而具有提高屈服强度的效果。Mn的固溶对韧性产生的影响小，但若添加量增加且出现Al-Mn系化合物的粗大结晶，则其成为破坏的起点，会观察到伸长率的降低。因此，Mn的含量的上限需要为1.7质量％。此外，Mn具有在压铸铸造时改善熔融金属向模具的烧结等关于铸造性有利的效果。因此，若Mn含量低于0.8质量％，则无法完全防止烧结，铸造后的脱模变得困难，因此需要使含量的下限为0.8质量％。用于兼顾铸造性和伸长率的优选的Mn含量为0.9～1.7质量％、更优选含量为1.2～1.7质量％。此外，从对压铸用铝合金赋予优异的光亮性的观点出发，Mn的添加量成为1.7质量％以下。此外，Mn含量的上限优选设为1.65质量％，更优选设为1.60质量％。

Si：0.3质量％以下

在本发明的压铸用铝合金的组成中，若添加Si，则形成脆弱的Mg

Fe：0.4质量％以下

在本发明的压铸用铝合金的组成中，若添加Fe，则形成脆弱的Al-Mn-Fe系化合物，韧性降低。因此，在不可避免的杂质中，Fe的含量优选限制在0.4质量％以下，更优选设定在0.3质量％以下。此外，Fe的添加使压铸用铝合金的耐腐蚀性降低，因此从该观点出发，添加量也被限制在0.4质量％以下。

Ti：0.001～1.0质量％

Ti作为任意的添加元素，优选添加0.001～1.0质量％。Ti通过使组织微细化而使铝合金的韧性提高，此外，还具有因此而防止铸造裂纹的效果。含有低于0.001质量％时，其效果小，含有超过1.0质量％时，形成Al-Ti系化合物的粗大结晶物，相反地对韧性造成不良影响，因此添加量在上述范围内被限制。

B：0.0001～0.1质量％

B作为任意的添加元素，优选添加0.0001～0.1质量％。B通过使组织微细化而提高铝合金的韧性，此外，因此还具有防止铸造裂纹的效果。低于0.0001质量％时，其效果小，即使含有超过0.1质量％，效果也不会提高，因此添加量在上述范围内被限制。

Be：0.001～0.1质量％

Be为了防止Mg的损耗而有效，可以作为任意的添加元素使用。在添加Be的情况下，低于0.001质量％时，Mg的损耗防止效果不充分，此外，即使添加超过0.1质量％，由于已经充分得到了Mg的损耗防止效果，因此成为成本的上升重要原因。

除上述元素以外，作为可附加添加的元素，可以举出Cr、Zn、V、Ni、Zr、Sr、Cu、Mo、Sc、Y、Ca、Ba。只要它们分别为Cr：0.5质量％以下、Zn：1.0质量％以下、V：0.5质量％以下、Ni：0.5质量％以下、Zr：0.5质量％以下、Sr：0.5质量％以下、Cu：0.5质量％以下、Mo：0.5质量％以下、Sc：0.5质量％以下、Y：0.5质量％以下、Ca：0.5质量％以下、Ba：0.5质量％以下，则对韧性或耐腐蚀性造成的影响少，允许添加。

Cr、Zn、V、Cu、Mo、Sc、Y能够期待主要通过在铝合金的基体中固溶从而提高铝合金的强度的效果，Ni能够期待以防止熔融金属向模具的烧结为首的铸造性的改善效果，Zr、Sr能够期待通过组织的微细化而产生的韧性、耐铸造裂纹性的提高效果，Ca、Ba能够期待防止熔融金属中的元素的氧化损耗的效果。

2.压铸用铝合金的制造方法

以下，对具有上述组成的本发明的压铸用铝合金的制造方法进行详细说明。

(1)铝合金熔融金属的熔融

在铝合金的制造工艺中，在高温的合金熔融金属中引起元素的氧化损耗。氧化的进行程度按每个含有元素而不同，越是反应性高的元素，氧化损耗的进行越迅速。在此，本发明的铝合金的成分中所含的Mg是反应性高的元素，若含有Mg的熔融金属过热，则在熔融金属表面形成镁氧化物，熔融金属中的Mg浓度降低。也可以预见损耗而额外添加Mg，但随着Mg含量每时每刻减少而难以进行浓度调节，此外，为了添加多余的Mg，需要额外的成本等，在操作上不优选。已知该Mg的氧化损耗通过添加10ppm以上的Be来改善，优选在操作上添加。

在调整熔融金属的成分时，具有氧化损耗防止效果的元素优选比Mg先添加到熔融金属中。这是因为，如果先添加Mg，则在添加Mg之后，直至加入具有氧化损耗防止效果的元素的时间内，会引起大量的Mg的损耗。

(2)铸造前处理

在大气气氛下熔融的熔融金属中混入有氢气、氧化物等杂质，在直接铸造该熔融金属的情况下，凝固时成为多孔等缺陷而出现，并阻碍所生成的部件的韧性。为了防止这些缺陷，在熔融金属熔融后且在压铸的前阶段，利用氮气、氩气等惰性气体进行鼓泡(bubbling)是有效的。从熔融金属的下部供给的惰性气体在上浮时，具有补充熔融金属中的氢气或杂质并向熔融金属表面除去的作用。

3.铝合金压铸材料

本发明的铝合金压铸材料是由本发明的压铸用铝合金构成的压铸材料，其特征在于，具有0.2％屈服强度为140MPa以上、延伸率为11％以上的拉伸特性。

兼顾优异的0.2％屈服强度和伸长率基本上通过使组成严格地最佳化来实现，不论铝合金压铸材料的形状和尺寸如何，都能够得到该拉伸特性。在此，0.2％屈服强度优选为150MPa以上，更优选为160MPa以上。此外，伸长率优选为12％以上，更优选为15％以上，最优选为20％以上。

本发明的铝合金压铸材料优选初晶Al-Mn系化合物的长度方向上的最大粒径为150μm以下。通过使初晶Al-Mn系化合物的长度方向上的最大粒径为150μm以下，从而实现优异的延展性和耐腐蚀性。在此，初晶Al-Mn系化合物的长度方向上的最大粒径优选为100μm以下，更优选为50μm以下。

求出初晶Al-Mn系化合物的尺寸的方法没有特别限定，只要通过以往公知的各种方法测定即可。例如，可以通过切断铝合金压铸材料，并用光学显微镜或扫描型电子显微镜观察得到的断面试样，计算初晶Al-Mn系化合物的尺寸来求出。此时，以初晶Al-Mn系化合物的尺寸变大的方式进行测定，例如，在初晶Al-Mn系化合物的长径比大的情况下测定相对于长度方向的尺寸。需要说明的是，可根据观察方法，对断面试样实施机械研磨、抛光研磨、电解研磨及蚀刻等即可。

需要说明的是，只要不损害本发明的效果，则压铸材料的形状及尺寸没有特别限定，可以作为以往公知的各种部件使用。作为该部件，例如可以举出框架部件等车体结构材料。

4.铝合金压铸材料的制造方法

本发明的铝合金压铸材料是由本发明的压铸用铝合金构成的压铸材料，具有上述的组成。以下，对本发明的压铸用铝合金的制造方法进行详细说明。

在本发明的压铸用铝合金的组成中，由于含有以固溶强化为目的的元素，因此在制造压铸材料时需要注意冷却速度。若铸造时的冷却速度慢，则无法使Mg、Mn充分地固溶于基体中，因此在铸造时，优选确保50℃/秒以上的冷却速度。此时，铸造压力可以设定为50MPa～150MPa。

此外，在使用压铸法的部件制作中，由于以高压、高速向模具注入熔融金属，因此有时会在熔融金属中卷入模具内的空气，或者因凝固收缩而在部件上产生气泡、气孔等铸造缺陷。如果存在大量这样的缺陷，则会对部件的韧性造成不良影响，因此在铸造时，优选实施减少这些缺陷的对策。

例如，通过对铸造前的模具型腔内的空气进行抽真空并使其成为真空状态从而防止空气卷入熔融金属中的真空压铸法、或将模具的型腔内的空气用活性气体、例如氧气置换后浇注熔融金属的无孔压铸法(PF：Pore Free法、PF压铸法)等是有效的。通过真空压铸法，原本存在于型腔内的空气的量较少，因此能够缓和铸造缺陷，通过无孔式压铸法，填充于型腔内的活性气体、例如氧与铝熔融金属反应而成为微细的氧化膜(Al

本发明的压铸用铝合金所属的合金系、即Al-Mg-Mn系合金与以往作为压铸用合金使用的Al-Si系合金不同，由于没有积极地添加(或限制含量)对铸造性改善有效果的Si，因此有时具有熔融金属流动性差的技术问题。

然而，在真空压铸法中，由于在浇注时，模具型腔内成为负压，因此，能够促进熔融金属的模具填充性，此外，在无孔压铸法的情况下，填充于模具型腔内的活性气体与铝合金熔融金属反应，从而与真空压铸法同样地型腔内成为负压，熔融金属的模具填充性提高，因此结果能够赋予与提高合金的熔融金属流动性同样的效果。因此，以往认为在压铸法中难以进行品质良好的铸造，在现有文献中通过高浓度的Mn添加等尝试了改善的Al-Mg-Mn系合金中，在本发明的压铸用铝合金的组成的Mn浓度下也能够以良好的品质进行铸造，而且还能够表现出Mn的低浓度化带来的延伸率的提高效果。

此外，本发明的压铸用铝合金是非热处理型的铝合金，在压铸材料中不需要对铸造后的产品进行用于得到车辆用部件所需的机械特性的热处理。其结果，能够削减热处理工序以及有关于通过该热处理工序产生的变形的矫正的成本。

以上，对本发明的代表性的实施方式进行了说明，但本发明并不仅限定于这些实施方式，还能够进行各种设计变更，这些设计变更全部包含在本发明的技术范围内。

实施例

实施例1

按照表1中作为实施例1记载的成分(加入值)的方式调整熔解材料，制造Lansley(ランズレー)试验片。在此，熔化温度及铸造温度为“液相线温度+100℃”，Lansley模具的模具温度为“150±50℃”。通过发光光谱分析测定得到的Lansley试验片的组成，将得到的结果(测定值)一并记载于表1中。需要说明的是，表1的值为质量％。

[表1]

对Lansley试验片的截面进行镜面研磨，通过光学显微镜观察测定初晶Al-Mn系化合物的尺寸，结果最大为33μm。光学显微镜照片示于图1。

将Lansley试验片加工成JIS标准CT71型拉伸试验片的形状，在室温环境下进行拉伸试验。将得到的结果示于表2。拉伸试验合计进行3次，虽然在1根试验片中，0.2％屈服强度为136MPa，但除此以外，得到140MPa以上的0.2％屈服强度和11％以上的伸长率(0.2％屈服强度的平均值为140MPa)。

[表2]

实施例2

除了以成为表1中作为实施例2记载的成分的方式调整了溶解材料以外，其它与实施例1同样地操作，得到Lansley试验片。与实施例1同样地测定该Lansley试验片的组成，将得到的结果示于表1。

此外，与实施例1同样地测定初晶Al-Mn系化合物的尺寸，结果最大为37μm。将光学显微镜照片示于图2。

此外，与实施例1同样地进行拉伸试验，将得到的结果示于表2。所有的试验片的0.2％屈服强度为140MPa以上，延伸率为11％以上。

实施例3

熔融表3所示的组成的铝合金后，通过压铸得到铝合金压铸材料。需要说明的是，表3的值为质量％，是发光光谱分析的测定结果。

[表3]

作为压铸的制法，采用无孔压铸法，制作压铸材料。此时使用的模具的尺寸为110mm×110mm×3mm，压铸时的铸造压力为120MPa，在熔融金属温度为730℃、模具温度为170℃的条件下进行铸造。需要说明的是，脱模剂使用水溶性的脱模剂。

从得到的铝合金压铸材料采集JIS-Z2241中规定的14B号试验片，在室温下进行拉伸试验，结果0.2％屈服强度为174MPa，伸长率为21％。由该结果可以确认，由本发明的压铸用铝合金得到的铝合金压铸材料具备170MPa以上的高屈服强度和超过20％的伸长率，例如，也能够适合用于汽车用部件。

实施例4

熔融表4所示组成的铝合金后，通过与实施例3同样的压铸得到铝合金压铸材料。需要说明的是，表4的值为质量％，是发光光谱分析的测定结果。

[表4]

从得到的铝合金压铸材料采集JIS-Z2241中规定的14B号试验片，在室温下进行拉伸试验，结果0.2％屈服强度为140MPa，伸长率为14％。

实施例5

熔融表5所示组成的铝合金后，通过与实施例3同样的压铸得到铝合金压铸材料。需要说明的是，表5的值为质量％，是发光光谱分析的测定结果。

[表5]

从得到的铝合金压铸材料采集JIS-Z2241中规定的14B号试验片，在室温下进行拉伸试验，结果0.2％屈服强度为152MPa，伸长率为12％。

实施例6

熔融表6所示组成的铝合金后，通过与实施例3同样的压铸得到铝合金压铸材料。需要说明的是，表6的值为质量％，是发光光谱分析的测定结果。

[表6]

从得到的铝合金压铸材料采集JIS-Z2241中规定的14B号试验片，在室温下进行拉伸试验，结果0.2％屈服强度为155MPa，伸长率为13％。

比较例1

除了以成为表1中作为比较例1记载的成分的方式调整了溶解材料以外，其它与实施例1同样地操作，得到Lansley试验片。与实施例1同样地测定该Lansley试验片的组成，将得到的结果示于表1。

此外，与实施例1同样地测定初晶Al-Mn系化合物的尺寸，结果最大为62μm。光学显微镜照片示于图3。

此外，与实施例1同样地进行拉伸试验，将得到的结果示于表2。0.2％屈服强度显示较高的值，但存在延伸率小于10％的情况。

比较例2

除了以成为表1中作为比较例2记载的成分的方式调整了溶解材料以外，其它与实施例1同样地操作，得到Lansley试验片。与实施例1同样地测定该Lansley试验片的组成，将得到的结果示于表1。

此外，与实施例1同样地测定初晶Al-Mn系化合物的尺寸，结果最大为254μm。光学显微镜照片示于图4。

此外，与实施例1同样地进行拉伸试验，将得到的结果示于表2。0.2％屈服强度显示较高的值，但在全部的试验片中伸长率小于10％。认为由于初晶Al-Mn系化合物的粗大化而导致延伸率显著降低。

比较例3

熔融表7所示组成的铝合金后，通过与实施例3同样的压铸得到铝合金压铸材料。需要说明的是，表7的值是质量％，是发光光谱分析的测定结果。

[表7]

从得到的铝合金压铸材料采集JIS-Z2241中规定的14B号试验片，在室温下进行拉伸试验，结果0.2％屈服强度为126MPa，伸长率为19％。

比较例4

熔融表8所示组成的铝合金后，通过与实施例3同样的压铸得到铝合金压铸材料。需要说明的是，表8的值为质量％，是发光光谱分析的测定结果。

[表8]

从得到的铝合金压铸材料采集JIS-Z2241中规定的14B号试验片，在室温下进行拉伸试验，结果0.2％屈服强度为137MPa，伸长率为15％。

比较例5

熔融表9所示组成的铝合金后，通过与实施例3同样的压铸得到铝合金压铸材料。需要说明的是，表9的值为质量％，是发光光谱分析的测定结果。

[表9]

从得到的铝合金压铸材料采集JIS-Z2241中规定的14B号试验片，在室温下进行拉伸试验，结果0.2％屈服强度为137MPa，伸长率为15％。

根据以上的结果，在Mg含量为3.7～9.0质量％且Mn含量为0.8～1.7质量％的情况下，得到140MPa以上的0.2％屈服强度和11％以上的伸长率。此外，在Mg含量为4.7～9.0质量％且Mn含量为0.9～1.7质量％的情况下，得到150MPa以上的0.2％屈服强度和12％以上的伸长率。进而，在Mg含量为5.2～6.5质量％且Mn含量为1.2～1.7质量％的情况下，得到160MPa以上的0.2％屈服强度和15％以上的伸长率。