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 |
| 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 |
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| 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 |
| 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 |
| 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 |
| CN113584358B (zh) * | 2021-07-30 | 2022-05-03 | 东风商用车有限公司 | 铝合金支架类铸件的成形方法 |
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|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050401 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050526 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20050719 |