JP2000212672A - 高強度かつ低残留歪みのアルミ系鋳物の製造方法 - Google Patents
高強度かつ低残留歪みのアルミ系鋳物の製造方法Info
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- JP2000212672A JP2000212672A JP11014955A JP1495599A JP2000212672A JP 2000212672 A JP2000212672 A JP 2000212672A JP 11014955 A JP11014955 A JP 11014955A JP 1495599 A JP1495599 A JP 1495599A JP 2000212672 A JP2000212672 A JP 2000212672A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】高強度を確保しつつ、残留歪みを低減させ得る
内燃機関部品等のアルミ系鋳物の製造方法を提供する。 【解決手段】高強度かつ低残留歪みのアルミ系鋳物の製
造方法は、mass%で、Si:5〜10%、Cu:4
〜6%、Mg:0.3〜0.5%、Fe≦0.5%、M
n≦0.5%、不可避の不純物、残部実質的にAlから
構成されるアルミ系鋳物を用い、溶体化処理温度領域に
加熱した後に、溶体化処理温度領域から200℃までの
温度範囲を18〜360℃/分(=0.3〜6℃/秒)
の冷却速度で、アルミ系鋳物の強度要請表層部を冷却す
る。Ti:0.2%以下、Sr:200ppm以下含む
こともできる。
内燃機関部品等のアルミ系鋳物の製造方法を提供する。 【解決手段】高強度かつ低残留歪みのアルミ系鋳物の製
造方法は、mass%で、Si:5〜10%、Cu:4
〜6%、Mg:0.3〜0.5%、Fe≦0.5%、M
n≦0.5%、不可避の不純物、残部実質的にAlから
構成されるアルミ系鋳物を用い、溶体化処理温度領域に
加熱した後に、溶体化処理温度領域から200℃までの
温度範囲を18〜360℃/分(=0.3〜6℃/秒)
の冷却速度で、アルミ系鋳物の強度要請表層部を冷却す
る。Ti:0.2%以下、Sr:200ppm以下含む
こともできる。
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は、高強度かつ低残留
歪みのアルミ系鋳物(例えばアルミ系の内燃機関部品)
の製造方法に関する。
歪みのアルミ系鋳物(例えばアルミ系の内燃機関部品)
の製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】代表的なアルミ系鋳物であるシリンダヘ
ッド材の製造方法を例にとって説明する。シリンダヘッ
ド材として、一般的に、鋳造性及び強度が良好なJIS
AC2B系(標準組成:Al−2.0〜4.0%Cu
−5.0〜7.0%Si)のアルミ系鋳物を用い、T6
処理(溶体化処理→焼き入れ→人工時効硬化)により強
度を確保している。
ッド材の製造方法を例にとって説明する。シリンダヘッ
ド材として、一般的に、鋳造性及び強度が良好なJIS
AC2B系(標準組成:Al−2.0〜4.0%Cu
−5.0〜7.0%Si)のアルミ系鋳物を用い、T6
処理(溶体化処理→焼き入れ→人工時効硬化)により強
度を確保している。
【0003】しかしながら上記したシリンダヘッド材は
強度が確保できるものの、T6処理は溶体化処理後に焼
き入れするため、焼き入れに伴う急冷により、大きな残
留歪みが内部に発生する。残留歪みは、シリンダヘッド
材における疲労破壊原因の1要素となる。そこで、鋳造
性及び強度が良好な上記したAC2B系の組成をもつア
ルミ系鋳物を用いつつも、残留歪みの除去を目的とし
て、公知の技術であるT2処理(急冷ではなく、焼きな
まし)を行なうことも考えられる。しかしこの場合には
残留歪みを大幅に低減できるものの、アルミ系鋳物の強
度が著しく低下してしまい、高強度が要請されるシリン
ダヘッド材の要求特性を満足することができない。
強度が確保できるものの、T6処理は溶体化処理後に焼
き入れするため、焼き入れに伴う急冷により、大きな残
留歪みが内部に発生する。残留歪みは、シリンダヘッド
材における疲労破壊原因の1要素となる。そこで、鋳造
性及び強度が良好な上記したAC2B系の組成をもつア
ルミ系鋳物を用いつつも、残留歪みの除去を目的とし
て、公知の技術であるT2処理(急冷ではなく、焼きな
まし)を行なうことも考えられる。しかしこの場合には
残留歪みを大幅に低減できるものの、アルミ系鋳物の強
度が著しく低下してしまい、高強度が要請されるシリン
ダヘッド材の要求特性を満足することができない。
【0004】また従来より、鋳造性及び強度が良好なア
ルミ系鋳物として、JIS−AC4B系、JIS−AC
8B系、AA規格−A390系に係るアルミ系鋳物が提
供されている。このアルミ系鋳物の組成は表1に示され
ている。
ルミ系鋳物として、JIS−AC4B系、JIS−AC
8B系、AA規格−A390系に係るアルミ系鋳物が提
供されている。このアルミ系鋳物の組成は表1に示され
ている。
【0005】
【表1】
【0006】AC4B系のアルミ系鋳物は、Cuが2.
0〜4.0%と比較的低いため、室温強度、高温強度か
つ熱疲労強度の向上を見込みにくい。AC8B系のアル
ミ系鋳物は、上記内容に加えて、Mgが0.5〜1.5
%と高いため、内燃機関部品としては伸びが充分ではな
い。A390系のアルミ系鋳物は、Siが16〜18.
0%とかなり高く、硬質粒子である初晶シリコンが生成
するため耐摩耗性の向上は期待できるものの、加工性が
低下したり、内燃機関部品としては熱疲労寿命が低下し
たりする傾向がある。
0〜4.0%と比較的低いため、室温強度、高温強度か
つ熱疲労強度の向上を見込みにくい。AC8B系のアル
ミ系鋳物は、上記内容に加えて、Mgが0.5〜1.5
%と高いため、内燃機関部品としては伸びが充分ではな
い。A390系のアルミ系鋳物は、Siが16〜18.
0%とかなり高く、硬質粒子である初晶シリコンが生成
するため耐摩耗性の向上は期待できるものの、加工性が
低下したり、内燃機関部品としては熱疲労寿命が低下し
たりする傾向がある。
【0007】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記した実情
に鑑みなされたものであり、高強度を確保しつつ、残留
歪みを低減させ得る内燃機関部品等のアルミ系鋳物の製
造方法を提供することを課題とする。
に鑑みなされたものであり、高強度を確保しつつ、残留
歪みを低減させ得る内燃機関部品等のアルミ系鋳物の製
造方法を提供することを課題とする。
【0008】
【課題を解決するための手段】本発明者は、JIS−
AC2B系の組成をもつアルミ系鋳物を基本組成としつ
つも、Cuを4〜6%に高めて強度を確保する方策、こ
のアルミ系鋳物を溶体化処理温度領域に所定時間加熱し
て溶体化処理した後に、溶体化処理温度領域から200
℃までの温度範囲を18〜360℃/分(=0.3〜6
℃/秒)の冷却速度で、アルミ系鋳物の強度要請表層部
を冷却する方策を採用すれば、内燃機関部品などのアル
ミ系鋳物の強度を確保しつつ、残留歪みの低減に一層有
利であることを知見し、試験で確認し、本発明方法を完
成した。
AC2B系の組成をもつアルミ系鋳物を基本組成としつ
つも、Cuを4〜6%に高めて強度を確保する方策、こ
のアルミ系鋳物を溶体化処理温度領域に所定時間加熱し
て溶体化処理した後に、溶体化処理温度領域から200
℃までの温度範囲を18〜360℃/分(=0.3〜6
℃/秒)の冷却速度で、アルミ系鋳物の強度要請表層部
を冷却する方策を採用すれば、内燃機関部品などのアル
ミ系鋳物の強度を確保しつつ、残留歪みの低減に一層有
利であることを知見し、試験で確認し、本発明方法を完
成した。
【0009】第1発明に係る高強度かつ低残留歪みの
アルミ系鋳物の製造方法は、mass%で、Si:5〜
10%、Cu:4〜6%、Mg:0.3〜0.5%、F
e≦0.5%、Mn≦0.5%、不可避の不純物、残部
実質的にAlから構成されるアルミ系鋳物を用い、溶体
化処理温度領域に加熱した後に、溶体化処理温度領域か
ら200℃までの温度範囲を18〜360℃/分(=
0.3〜6℃/秒)の冷却速度で、アルミ系鋳物の強度
要請表層部を冷却することを特徴とするものである。
アルミ系鋳物の製造方法は、mass%で、Si:5〜
10%、Cu:4〜6%、Mg:0.3〜0.5%、F
e≦0.5%、Mn≦0.5%、不可避の不純物、残部
実質的にAlから構成されるアルミ系鋳物を用い、溶体
化処理温度領域に加熱した後に、溶体化処理温度領域か
ら200℃までの温度範囲を18〜360℃/分(=
0.3〜6℃/秒)の冷却速度で、アルミ系鋳物の強度
要請表層部を冷却することを特徴とするものである。
【0010】第2発明に係る高強度かつ低残留歪みの
アルミ系鋳物の製造方法は、mass%で、Si:5〜
10%、Cu:4〜6%、Mg:0.3〜0.5%、T
i:0.2%以下、Sr:200ppm以下、Fe≦
0.5%、Mn≦0.5%、不可避の不純物、残部実質
的にAlから構成されるアルミ系鋳物を用い、溶体化処
理温度領域に加熱した後に、溶体化処理温度領域から2
00℃までの温度範囲を18〜360℃/分(=0.3
〜6℃/秒)の冷却速度で、アルミ系鋳物の強度要請表
層部を冷却することを特徴とするものである。
アルミ系鋳物の製造方法は、mass%で、Si:5〜
10%、Cu:4〜6%、Mg:0.3〜0.5%、T
i:0.2%以下、Sr:200ppm以下、Fe≦
0.5%、Mn≦0.5%、不可避の不純物、残部実質
的にAlから構成されるアルミ系鋳物を用い、溶体化処
理温度領域に加熱した後に、溶体化処理温度領域から2
00℃までの温度範囲を18〜360℃/分(=0.3
〜6℃/秒)の冷却速度で、アルミ系鋳物の強度要請表
層部を冷却することを特徴とするものである。
【0011】本発明に係る強度要請表層部は、ボルト孔
や取付孔等を形成するなどの理由により強度が要請され
る表層部の意味であり、シリンダヘッド材の場合には、
シリンダヘッド材のうちシリンダブロック材に対面する
下面の表層部を意味する。なお本発明方法によれば、ア
ルミ系鋳物の少なくとも強度要請表層部を上記冷却速度
で冷却するものであるが、アルミ系鋳物の全体を上記冷
却速度で冷却しても良い。
や取付孔等を形成するなどの理由により強度が要請され
る表層部の意味であり、シリンダヘッド材の場合には、
シリンダヘッド材のうちシリンダブロック材に対面する
下面の表層部を意味する。なお本発明方法によれば、ア
ルミ系鋳物の少なくとも強度要請表層部を上記冷却速度
で冷却するものであるが、アルミ系鋳物の全体を上記冷
却速度で冷却しても良い。
【0012】本明細書では特に限定していない%は、m
ass%を意味する。
ass%を意味する。
【0013】
【発明の実施の形態】本発明方法においては、上記のよ
うに規定された組成をもつ合金を用いる。第1発明方法
に係るアルミ系鋳物によれば、mass%で、Siは5
〜10%とする。Siは、主として強度や熱疲労寿命を
確保する役割を果たす。Si量は、要求される強度や熱
疲労寿命などの性質に応じて適宜選択されるが、例え
ば、下限値としては5.2%、5.4%、6.0%、
6.2%にでき、上限値としては9.8%、9.6%、
9.4%にできるが、これに限定されるものではない。
うに規定された組成をもつ合金を用いる。第1発明方法
に係るアルミ系鋳物によれば、mass%で、Siは5
〜10%とする。Siは、主として強度や熱疲労寿命を
確保する役割を果たす。Si量は、要求される強度や熱
疲労寿命などの性質に応じて適宜選択されるが、例え
ば、下限値としては5.2%、5.4%、6.0%、
6.2%にでき、上限値としては9.8%、9.6%、
9.4%にできるが、これに限定されるものではない。
【0014】Cuは4〜6%とする。Cuは、主として
強度や熱疲労寿命を確保する役割を果たす。Cu量は、
要求される強度や熱疲労寿命等の特性に応じて適宜選択
されるが、例えば、下限値としては4.1%、4.2
%、4.3%を採用でき、上限値としては5.9%、
5.8%、5.7%、5.6%を採用できるが、これに
限定されるものではない。
強度や熱疲労寿命を確保する役割を果たす。Cu量は、
要求される強度や熱疲労寿命等の特性に応じて適宜選択
されるが、例えば、下限値としては4.1%、4.2
%、4.3%を採用でき、上限値としては5.9%、
5.8%、5.7%、5.6%を採用できるが、これに
限定されるものではない。
【0015】Mgが0.6%を越えると、溶湯の流動性
が低下したり、靱性が低下したりするため、Mgは0.
3〜0.5%とする。Mg量は、要求される性質に応じ
て適宜選択されるが、例えば、下限値としては0.32
%、0.34%にでき、上限値としては0.48%、
0.46%にできる。第1発明方法及び第2発明方法に
よれば、熱処理としては、上記組成をもつアルミ系鋳物
を溶体化処理温度領域に加熱した後に、溶体化処理温度
領域から200℃までの温度範囲を18〜360℃/分
(=0.3〜6℃/秒)の冷却速度で、アルミ系鋳物の
強度要請表層部を冷却する。なおアルミ系鋳物の全体の
冷却速度を上記した範囲とすることもできる。
が低下したり、靱性が低下したりするため、Mgは0.
3〜0.5%とする。Mg量は、要求される性質に応じ
て適宜選択されるが、例えば、下限値としては0.32
%、0.34%にでき、上限値としては0.48%、
0.46%にできる。第1発明方法及び第2発明方法に
よれば、熱処理としては、上記組成をもつアルミ系鋳物
を溶体化処理温度領域に加熱した後に、溶体化処理温度
領域から200℃までの温度範囲を18〜360℃/分
(=0.3〜6℃/秒)の冷却速度で、アルミ系鋳物の
強度要請表層部を冷却する。なおアルミ系鋳物の全体の
冷却速度を上記した範囲とすることもできる。
【0016】溶体化処理温度領域としては、460〜5
30℃、480〜520℃を採用するのが一般的であ
り、通常、目標温度を500℃とする。溶体化処理時間
としては合金元素をできるだけ均一固溶するのに要請さ
れる時間であり、組成、サイズなどに応じて適宜選択で
きるものの、例えば、下限値としては0.5時間、1時
間、1.5時間程度を採用でき、上限値としては10時
間、14時間、20時間程度を採用できるが、これらに
限定されるものではない。車両に搭載される内燃機関の
シリンダヘッド材の場合には2〜4時間、3時間を採用
できる。
30℃、480〜520℃を採用するのが一般的であ
り、通常、目標温度を500℃とする。溶体化処理時間
としては合金元素をできるだけ均一固溶するのに要請さ
れる時間であり、組成、サイズなどに応じて適宜選択で
きるものの、例えば、下限値としては0.5時間、1時
間、1.5時間程度を採用でき、上限値としては10時
間、14時間、20時間程度を採用できるが、これらに
限定されるものではない。車両に搭載される内燃機関の
シリンダヘッド材の場合には2〜4時間、3時間を採用
できる。
【0017】本発明方法によれば、溶体化処理温度領域
から200℃までの温度範囲における冷却速度として
は、要請される残留歪みの低減性等に応じて、上記した
範囲内において適宜選択できる。冷却速度の下限値とし
ては、例えば、24℃/分(=0.4℃/秒)、60℃
/分(=1℃/秒)、90℃/分(=1.5℃/秒)など
を採用できる。冷却速度の上限値としては、例えば、3
00℃/分(=5℃/秒)、240℃/分(=4℃/
秒)、180℃/分(=3℃/秒)などを採用できる。
から200℃までの温度範囲における冷却速度として
は、要請される残留歪みの低減性等に応じて、上記した
範囲内において適宜選択できる。冷却速度の下限値とし
ては、例えば、24℃/分(=0.4℃/秒)、60℃
/分(=1℃/秒)、90℃/分(=1.5℃/秒)など
を採用できる。冷却速度の上限値としては、例えば、3
00℃/分(=5℃/秒)、240℃/分(=4℃/
秒)、180℃/分(=3℃/秒)などを採用できる。
【0018】上記したように規定された組成をもつアル
ミ系鋳物に対して、上記のような熱処理を施せば、AC
2B系の組成をもつアルミ系鋳物を、焼き入れを伴うT
6処理した場合に匹敵する強度が得られる。本発明熱処
理は、上記した冷却速度で規定されており、焼き入れに
よる急冷ではないため、アルミ系鋳物の熱処理歪みの低
減に有利となる。
ミ系鋳物に対して、上記のような熱処理を施せば、AC
2B系の組成をもつアルミ系鋳物を、焼き入れを伴うT
6処理した場合に匹敵する強度が得られる。本発明熱処
理は、上記した冷却速度で規定されており、焼き入れに
よる急冷ではないため、アルミ系鋳物の熱処理歪みの低
減に有利となる。
【0019】第2発明に係るアルミ系鋳物は、第1発明
に係るアルミ系鋳物に比較して、Ti、Srが含有され
ている。即ち、第2発明に係るアルミ系鋳物によれば、
mass%で、Si:5〜10%、Cu:4〜6%、M
g:0.3〜0.5%、Ti:0.2%以下、Sr:2
00ppm以下、Fe≦0.5%、Mn≦0.5%、不
可避の不純物、残部実質的にAlから構成されるアルミ
系鋳物を用いる。
に係るアルミ系鋳物に比較して、Ti、Srが含有され
ている。即ち、第2発明に係るアルミ系鋳物によれば、
mass%で、Si:5〜10%、Cu:4〜6%、M
g:0.3〜0.5%、Ti:0.2%以下、Sr:2
00ppm以下、Fe≦0.5%、Mn≦0.5%、不
可避の不純物、残部実質的にAlから構成されるアルミ
系鋳物を用いる。
【0020】第2発明に係るアルミ系鋳物において、S
i、Cu、Mgは、上記した場合と同様の下限値及び上
限値を採用することができる。更に第2発明に係るアル
ミ系鋳物において、Ti、Srが含まれている。一般的
には、Tiは0.1〜0.2%を採用でき、Srは30
〜150ppm、60〜100ppmを採用できるが、
これらに限定されるものではない。
i、Cu、Mgは、上記した場合と同様の下限値及び上
限値を採用することができる。更に第2発明に係るアル
ミ系鋳物において、Ti、Srが含まれている。一般的
には、Tiは0.1〜0.2%を採用でき、Srは30
〜150ppm、60〜100ppmを採用できるが、
これらに限定されるものではない。
【0021】Tiは主として伸びを確保する役割を果た
す。Tiは結晶粒の微細化に寄与すると推察される。T
i量は、要求される伸び等の性質に応じて適宜選択され
るが、例えば、下限値としては0.12%、0.15%
にでき、上限値としては0.18%、0.2%を採用で
きる。Srは主として伸びを確保する役割を果たす。S
rは共晶Siの改良処理に寄与すると推察される。Sr
量は、要求される伸び等の性質に応じて適宜選択される
が、例えば、下限値としては85ppm、90ppmに
でき、上限値としては98ppm、96ppmを採用で
きる。
す。Tiは結晶粒の微細化に寄与すると推察される。T
i量は、要求される伸び等の性質に応じて適宜選択され
るが、例えば、下限値としては0.12%、0.15%
にでき、上限値としては0.18%、0.2%を採用で
きる。Srは主として伸びを確保する役割を果たす。S
rは共晶Siの改良処理に寄与すると推察される。Sr
量は、要求される伸び等の性質に応じて適宜選択される
が、例えば、下限値としては85ppm、90ppmに
でき、上限値としては98ppm、96ppmを採用で
きる。
【0022】本発明に係る代表的なアルミ系鋳物として
は、アルミ系の内燃機関部品があげられる。内燃機関部
品としては、シリンダヘッド材、ピストン材、シリンダ
ブロック材を採用できる。
は、アルミ系の内燃機関部品があげられる。内燃機関部
品としては、シリンダヘッド材、ピストン材、シリンダ
ブロック材を採用できる。
【0023】
【実施例】以下、実施例を参照して本発明を説明する。
本実施例は、車両に搭載される内燃機関のアルミ系鋳物
系のシリンダヘッド材に適用した場合である。本実施例
では、開発材A、開発材Bを用いた。開発材A、開発材
Bの組成を、従来材2Bの組成とともに表2に示す。表
2から理解できるように、開発材Aは、mass%で、
Si:5〜10%、Cu:4〜6%、Mg:0.3〜
0.5%、Fe≦0.5%、Mn≦0.5%、不可避の
不純物、残部実質的にAlの組成におさまっている。
本実施例は、車両に搭載される内燃機関のアルミ系鋳物
系のシリンダヘッド材に適用した場合である。本実施例
では、開発材A、開発材Bを用いた。開発材A、開発材
Bの組成を、従来材2Bの組成とともに表2に示す。表
2から理解できるように、開発材Aは、mass%で、
Si:5〜10%、Cu:4〜6%、Mg:0.3〜
0.5%、Fe≦0.5%、Mn≦0.5%、不可避の
不純物、残部実質的にAlの組成におさまっている。
【0024】開発材Bは、開発材Aに対してTi、Sr
を積極的に含有させたものであり、表2から理解できる
ように、mass%で、Si:5〜10%、Cu:4〜
6%、Mg:0.3〜0.5%、Ti:0.10〜0.
2%、Sr:70〜100ppm、Fe≦0.5%、M
n≦0.5%、不可避の不純物、残部実質的にAlの組
成におさまっている。
を積極的に含有させたものであり、表2から理解できる
ように、mass%で、Si:5〜10%、Cu:4〜
6%、Mg:0.3〜0.5%、Ti:0.10〜0.
2%、Sr:70〜100ppm、Fe≦0.5%、M
n≦0.5%、不可避の不純物、残部実質的にAlの組
成におさまっている。
【0025】
【表2】
【0026】開発材Aに対して、まず、500℃(本実
施例に係る溶体化処理温度の目標温度)×3時間の溶体
化処理を施した。その後に、500℃から200℃まで
の温度範囲を所定の冷却速度で、開発材Aを冷却した。
冷却速度はシリンダヘッド材の下面から10mmの深さ
の部位(即ち、強度要請表層部)で熱電対により測定し
た。
施例に係る溶体化処理温度の目標温度)×3時間の溶体
化処理を施した。その後に、500℃から200℃まで
の温度範囲を所定の冷却速度で、開発材Aを冷却した。
冷却速度はシリンダヘッド材の下面から10mmの深さ
の部位(即ち、強度要請表層部)で熱電対により測定し
た。
【0027】シリンダヘッド材の下面付近で冷却速度を
規定した理由は、シリンダヘッド材の下面付近はシリン
ダブロック材に対面する部位であり、ボルト孔が装備さ
れるため、強度が要請されるからである。図1は、50
0〜200℃の温度範囲における開発材Aの冷却速度
と、開発材Aに発生した残留歪みとの関係を示す。図1
の特性線に示すように、500〜200℃の温度範囲に
おける冷却速度が小さいと、開発材Aにおける残留歪み
が小さくなる。しかし冷却速度が増加して大きくなるに
つれて、開発材Aの残留歪みが増加する。なお冷却速度
が小さいと、開発材Aにおける残留歪みの低減には有利
であるものの、冷却に時間を要するため生産性が低下す
る。なお図1では、寄与率R2=0.988であった。
寄与率は縦軸のデータと横軸のデータとの間における相
関性を意味する。
規定した理由は、シリンダヘッド材の下面付近はシリン
ダブロック材に対面する部位であり、ボルト孔が装備さ
れるため、強度が要請されるからである。図1は、50
0〜200℃の温度範囲における開発材Aの冷却速度
と、開発材Aに発生した残留歪みとの関係を示す。図1
の特性線に示すように、500〜200℃の温度範囲に
おける冷却速度が小さいと、開発材Aにおける残留歪み
が小さくなる。しかし冷却速度が増加して大きくなるに
つれて、開発材Aの残留歪みが増加する。なお冷却速度
が小さいと、開発材Aにおける残留歪みの低減には有利
であるものの、冷却に時間を要するため生産性が低下す
る。なお図1では、寄与率R2=0.988であった。
寄与率は縦軸のデータと横軸のデータとの間における相
関性を意味する。
【0028】図1から理解できるように、残留歪みを1
000μst程度以下に抑えるためには、冷却速度を5
℃/秒以下にする必要がある。残留歪みを1200μs
t程度以下に抑えるためには、冷却速度を6℃/秒以下
にする必要がある。図2は、500〜200℃の温度範
囲における開発材Aの冷却速度と、冷却後の開発材Aの
硬さ(ビッカース(Hv)硬さ、荷重:5kgf)との
関係を示す。図2の特性線に示すように、冷却速度が小
さいと開発材Aの硬さが低い。しかし冷却速度が増加す
るにつれて開発材Aの硬さが増加する。硬さは強度に関
連する。本実施例においては、硬さはシリンダヘッド材
の下面で測定した。なお図2では、寄与率R2=0.9
708であった。
000μst程度以下に抑えるためには、冷却速度を5
℃/秒以下にする必要がある。残留歪みを1200μs
t程度以下に抑えるためには、冷却速度を6℃/秒以下
にする必要がある。図2は、500〜200℃の温度範
囲における開発材Aの冷却速度と、冷却後の開発材Aの
硬さ(ビッカース(Hv)硬さ、荷重:5kgf)との
関係を示す。図2の特性線に示すように、冷却速度が小
さいと開発材Aの硬さが低い。しかし冷却速度が増加す
るにつれて開発材Aの硬さが増加する。硬さは強度に関
連する。本実施例においては、硬さはシリンダヘッド材
の下面で測定した。なお図2では、寄与率R2=0.9
708であった。
【0029】図2から理解できるように、従来材(AC
2B系)に対してT6処理した場合には、硬さはHv1
20程度となる。開発材Aでは、シリンダヘッド材の下
面の硬さをHv120程度とするには、冷却速度を0.
3℃/秒とする必要がある。図1、図2に示す試験結果
を考慮すれば、アルミ系鋳物における硬さつまり強度を
確保ししつつ、残留歪みを低減させるためには、溶体化
処理後の500℃から200℃までの温度範囲を18〜
360℃/分(0.3〜6℃/秒)の冷却速度で、つま
り本発明熱処理で冷却することが好ましいことがわか
る。
2B系)に対してT6処理した場合には、硬さはHv1
20程度となる。開発材Aでは、シリンダヘッド材の下
面の硬さをHv120程度とするには、冷却速度を0.
3℃/秒とする必要がある。図1、図2に示す試験結果
を考慮すれば、アルミ系鋳物における硬さつまり強度を
確保ししつつ、残留歪みを低減させるためには、溶体化
処理後の500℃から200℃までの温度範囲を18〜
360℃/分(0.3〜6℃/秒)の冷却速度で、つま
り本発明熱処理で冷却することが好ましいことがわか
る。
【0030】また、開発材Aに対して本発明熱処理を施
した場合、開発材Bに対して本発明熱処理を施した場
合、従来材(AC2B系)に対して本発明熱処理を施し
た場合、従来材(AC2B系)に対してT6処理(焼き
入れを伴う)を施した試験片に対して室温及び250℃
において引張試験を行ない、引張強度、伸びを求めた。
図3はその試験結果を示す。この引張試験では、丸棒状
をなす単軸引張試験片(平行部の外径:10mm)を用
い、試験片の破断まで行った。
した場合、開発材Bに対して本発明熱処理を施した場
合、従来材(AC2B系)に対して本発明熱処理を施し
た場合、従来材(AC2B系)に対してT6処理(焼き
入れを伴う)を施した試験片に対して室温及び250℃
において引張試験を行ない、引張強度、伸びを求めた。
図3はその試験結果を示す。この引張試験では、丸棒状
をなす単軸引張試験片(平行部の外径:10mm)を用
い、試験片の破断まで行った。
【0031】図3において○印は室温強度を示し、●印
は250℃における高温強度、×印は室温における伸び
を示す。図3に示す試験結果から理解できるように、開
発材Aに対して本発明熱処理を施した場合には、従来材
(AC2B系)をT6処理(焼き入れを伴う)した場合
に匹敵する引張強度、伸びが得られた。
は250℃における高温強度、×印は室温における伸び
を示す。図3に示す試験結果から理解できるように、開
発材Aに対して本発明熱処理を施した場合には、従来材
(AC2B系)をT6処理(焼き入れを伴う)した場合
に匹敵する引張強度、伸びが得られた。
【0032】同様に、開発材Bに対して本発明熱処理を
施した場合においても、従来材(AC2B系)をT6処
理(焼き入れを伴う)した場合に匹敵する引張強度、伸
びが得られた。殊に、図3から理解できるように、Ti
及びSrを含まない開発材Aに対して本発明熱処理を施
した場合に比較して、Ti及びSrを含む開発材Bに対
して本発明熱処理を施した場合には、伸びがかなり増加
した。
施した場合においても、従来材(AC2B系)をT6処
理(焼き入れを伴う)した場合に匹敵する引張強度、伸
びが得られた。殊に、図3から理解できるように、Ti
及びSrを含まない開発材Aに対して本発明熱処理を施
した場合に比較して、Ti及びSrを含む開発材Bに対
して本発明熱処理を施した場合には、伸びがかなり増加
した。
【0033】ところで、シリンダヘッド材においては熱
疲労寿命は重要特性である。そこで丸棒状をなす熱疲労
試験片(平行部の外径:10mm)を用い、熱疲労試験
(50→250℃→50℃を1サイクルとする)を行な
い、熱疲労寿命(サイクル数)を求めた。図4は、従来
材(AC2B系)に対してCuを増加させた場合におけ
る熱疲労寿命の試験結果を示す。図4に示す試験結果か
ら理解できるように、従来材(AC2B系)に対してC
uを増加させると、熱疲労寿命は高くなり、5%,6%
を越えると低下する傾向がある。つまり、図4から理解
できるように、従来材(AC2B系)に対してCuは4
〜6%にしたとき、熱疲労寿命は臨界的意義を示す。
疲労寿命は重要特性である。そこで丸棒状をなす熱疲労
試験片(平行部の外径:10mm)を用い、熱疲労試験
(50→250℃→50℃を1サイクルとする)を行な
い、熱疲労寿命(サイクル数)を求めた。図4は、従来
材(AC2B系)に対してCuを増加させた場合におけ
る熱疲労寿命の試験結果を示す。図4に示す試験結果か
ら理解できるように、従来材(AC2B系)に対してC
uを増加させると、熱疲労寿命は高くなり、5%,6%
を越えると低下する傾向がある。つまり、図4から理解
できるように、従来材(AC2B系)に対してCuは4
〜6%にしたとき、熱疲労寿命は臨界的意義を示す。
【0034】図5は、従来材(AC2B系)にCu,S
iを増加させた場合における熱疲労寿命の試験結果を示
す。図5に示す試験結果から理解できるように、従来材
(AC2B系、T6処理)に対してCu,Siを増加さ
せると、熱疲労寿命は増加するが、Siが10%を越え
ると熱疲労寿命は低下する傾向がある。つまり、従来材
(AC2B系、T6処理)に対してCuを5%付近に増
加させつつ、Siを6〜10%にしたとき、熱疲労寿命
は臨界的意義を示す。
iを増加させた場合における熱疲労寿命の試験結果を示
す。図5に示す試験結果から理解できるように、従来材
(AC2B系、T6処理)に対してCu,Siを増加さ
せると、熱疲労寿命は増加するが、Siが10%を越え
ると熱疲労寿命は低下する傾向がある。つまり、従来材
(AC2B系、T6処理)に対してCuを5%付近に増
加させつつ、Siを6〜10%にしたとき、熱疲労寿命
は臨界的意義を示す。
【0035】従来材(AC2B系)に対してT6処理
(焼き入れを伴う)を施した試験片、開発材Aに対して
本発明熱処理を施した試験片を用い、試験温度を室温と
250℃とし、高サイクル疲労試験(小野式回転曲げ疲
労試験、応力比R:−1、回転数:3000rpm)を
行ない、疲労強度(107回:σw)を求めた。その試
験結果を図6に示す。図6において、白抜き領域は室温
における試験結果を示し、ハッチング領域は250℃に
おける試験結果を示す。
(焼き入れを伴う)を施した試験片、開発材Aに対して
本発明熱処理を施した試験片を用い、試験温度を室温と
250℃とし、高サイクル疲労試験(小野式回転曲げ疲
労試験、応力比R:−1、回転数:3000rpm)を
行ない、疲労強度(107回:σw)を求めた。その試
験結果を図6に示す。図6において、白抜き領域は室温
における試験結果を示し、ハッチング領域は250℃に
おける試験結果を示す。
【0036】図6に示す試験結果から理解できるよう
に、開発材Aに対して本発明熱処理を施した場合は、従
来材(AC2B系)に対してT6処理(急冷を伴う)を
施した場合に、匹敵するか、それ以上の疲労強度を示し
た。室温における疲労強度、250℃における疲労強度
共にである。
に、開発材Aに対して本発明熱処理を施した場合は、従
来材(AC2B系)に対してT6処理(急冷を伴う)を
施した場合に、匹敵するか、それ以上の疲労強度を示し
た。室温における疲労強度、250℃における疲労強度
共にである。
【0037】
【発明の効果】請求項1、2に係る本発明によれば、高
強度を確保しつつ、残留歪みを低減させ得る内燃機関部
品等のアルミ系鋳物の製造方法を提供することができ
る。
強度を確保しつつ、残留歪みを低減させ得る内燃機関部
品等のアルミ系鋳物の製造方法を提供することができ
る。
【図1】500〜200℃間の冷却速度と残留歪みとの
関係を示すグラフである。
関係を示すグラフである。
【図2】500〜200℃間の冷却速度とシリンダヘッ
ド材の下面の硬さとの関係を示すグラフである。
ド材の下面の硬さとの関係を示すグラフである。
【図3】各種材料と引張強度及び伸びとの関係を示すグ
ラフである。
ラフである。
【図4】Cu量と熱疲労寿命との関係を示すグラフであ
る。
る。
【図5】Si量と熱疲労寿命との関係を示すグラフであ
る。
る。
【図6】高サイクル疲労強度を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 FI テーマコート゛(参考) C22F 1/00 682 C22F 1/00 682 691 691B 692 692A 692B (72)発明者 鈴木 良尚 愛知県豊田市トヨタ町1番地 トヨタ自動 車株式会社内 (72)発明者 森岡 泰行 愛知県豊田市トヨタ町1番地 トヨタ自動 車株式会社内
Claims (2)
- 【請求項1】mass%で、Si:5〜10%、Cu:
4〜6%、Mg:0.3〜0.5%、Fe≦0.5%、
Mn≦0.5%、不可避の不純物、残部実質的にAlか
ら構成されるアルミ系鋳物を用い、 溶体化処理温度領域に加熱した後に、前記溶体化処理温
度領域から200℃までの温度範囲を18〜360℃/
分(=0.3〜6℃/秒)の冷却速度で、アルミ系鋳物
の強度要請表層部を冷却することを特徴とする高強度か
つ低残留歪みのアルミ系鋳物の製造方法。 - 【請求項2】mass%で、Si:5〜10%、Cu:
4〜6%、Mg:0.3〜0.5%、Ti:0.2%以
下、Sr:200ppm以下、Fe≦0.5%、Mn≦
0.5%、不可避の不純物、残部実質的にAlから構成
されるアルミ系鋳物を用い、 溶体化処理温度領域に加熱した後に、前記溶体化処理温
度領域から200℃までの温度範囲を18〜360℃/
分(=0.3〜6℃/秒)の冷却速度で、アルミ系鋳物
の強度要請表層部を冷却することを特徴とする高強度か
つ低残留歪みのアルミ系鋳物の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11014955A JP2000212672A (ja) | 1999-01-22 | 1999-01-22 | 高強度かつ低残留歪みのアルミ系鋳物の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11014955A JP2000212672A (ja) | 1999-01-22 | 1999-01-22 | 高強度かつ低残留歪みのアルミ系鋳物の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2000212672A true JP2000212672A (ja) | 2000-08-02 |
Family
ID=11875410
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP11014955A Pending JP2000212672A (ja) | 1999-01-22 | 1999-01-22 | 高強度かつ低残留歪みのアルミ系鋳物の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2000212672A (ja) |
Cited By (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR20030073988A (ko) * | 2002-03-14 | 2003-09-19 | 현대자동차주식회사 | 내열 및 내피로 특성이 개선된 실린더 헤드용 재료의열처리 방법 |
KR20030092718A (ko) * | 2002-05-31 | 2003-12-06 | 현대자동차주식회사 | 디젤 엔진의 실린더 헤드용 알루미늄 합금 |
KR100427282B1 (ko) * | 2001-09-10 | 2004-04-14 | 현대자동차주식회사 | 디젤 및 가솔린 알루미늄 실린더 헤드용 조성물 |
JP2007239001A (ja) * | 2006-03-07 | 2007-09-20 | Nissan Motor Co Ltd | アルミダイカスト製品の製造方法および製造装置 |
JP2011527238A (ja) * | 2008-06-24 | 2011-10-27 | ストラタシス,インコーポレイテッド | 金属ベース合金を用いて3次元物体を構築するシステムおよび方法 |
CN102787261A (zh) * | 2012-08-30 | 2012-11-21 | 郴州市强旺新金属材料有限公司 | 铝硅合金 |
WO2014030574A1 (ja) * | 2012-08-22 | 2014-02-27 | 日産自動車株式会社 | アルミ鋳物の焼入れ判定装置とアルミ鋳物の焼入れ判定方法 |
CN112553508A (zh) * | 2019-09-10 | 2021-03-26 | 比亚迪股份有限公司 | 铝合金及其制备方法和铝合金结构件 |
CN113584358A (zh) * | 2021-07-30 | 2021-11-02 | 东风商用车有限公司 | 用于制备支架类铸件的铝合金及其成形方法 |
-
1999
- 1999-01-22 JP JP11014955A patent/JP2000212672A/ja active Pending
Cited By (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100427282B1 (ko) * | 2001-09-10 | 2004-04-14 | 현대자동차주식회사 | 디젤 및 가솔린 알루미늄 실린더 헤드용 조성물 |
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CN113584358A (zh) * | 2021-07-30 | 2021-11-02 | 东风商用车有限公司 | 用于制备支架类铸件的铝合金及其成形方法 |
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Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050526 |
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A02 | Decision of refusal |
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