JP2001262262A - 鋳造用アルミニウム合金及びその熱処理方法 - Google Patents
鋳造用アルミニウム合金及びその熱処理方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 強度及び靱性に優れ、かつ、高温環境下で強
度及び靱性が殆ど劣化しない鋳造用アルミニウム合金及
びその熱処理方法を提供するものである。 【解決手段】 化学組成が、Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ
％、Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、Ｓｉ：６．５〜７．
５ｗｔ％、及び残部：Ａｌからなる鋳造体に、安定化処
理を施し、引張強度を３２０ＭＰａ以上、伸びを５％以
上としたものである。また、安定化処理における時効処
理温度を、２００〜３００℃、好ましくは２２０〜２６
０℃、安定化処理における時効処理時間を、最高強度が
得られる時効処理時間よりも長い時間とするものであ
る。
度及び靱性が殆ど劣化しない鋳造用アルミニウム合金及
びその熱処理方法を提供するものである。 【解決手段】 化学組成が、Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ
％、Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、Ｓｉ：６．５〜７．
５ｗｔ％、及び残部：Ａｌからなる鋳造体に、安定化処
理を施し、引張強度を３２０ＭＰａ以上、伸びを５％以
上としたものである。また、安定化処理における時効処
理温度を、２００〜３００℃、好ましくは２２０〜２６
０℃、安定化処理における時効処理時間を、最高強度が
得られる時効処理時間よりも長い時間とするものであ
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、鋳造用アルミニウ
ム合金及びその熱処理方法に係り、特に、疲労強度及び
熱疲労強度が共に高く、内燃機関用シリンダーヘッド／
ブロック等に用いられる鋳造用アルミニウム合金及びそ
の熱処理方法に関するものである。
ム合金及びその熱処理方法に係り、特に、疲労強度及び
熱疲労強度が共に高く、内燃機関用シリンダーヘッド／
ブロック等に用いられる鋳造用アルミニウム合金及びそ
の熱処理方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】複雑な形状を有し、かつ、機械的性質
（特に靱性）が要求される鋳造用合金の一つとして、鋳
造性及び機械的性質に優れるAl-Si-Mg系合金（例えば、
AC4C（ＪＩＳ記号））が挙げられる。このAC4C鋳造品と
しては、内燃機関用シリンダーヘッド／ブロック、自動
車用アルミホイール、マニホールド、油圧シリンダーボ
ディ等がある。
（特に靱性）が要求される鋳造用合金の一つとして、鋳
造性及び機械的性質に優れるAl-Si-Mg系合金（例えば、
AC4C（ＪＩＳ記号））が挙げられる。このAC4C鋳造品と
しては、内燃機関用シリンダーヘッド／ブロック、自動
車用アルミホイール、マニホールド、油圧シリンダーボ
ディ等がある。
【０００３】これらのAC4C鋳造品においては、強度及び
靱性を高めるべく、AC4C鋳造体にＴ６処理（溶体化・焼
入れ処理後に、最高強度が得られる焼戻し温度の時効処
理）を施し、AC4C-T6 鋳造品を製品として使用すること
が多い。
靱性を高めるべく、AC4C鋳造体にＴ６処理（溶体化・焼
入れ処理後に、最高強度が得られる焼戻し温度の時効処
理）を施し、AC4C-T6 鋳造品を製品として使用すること
が多い。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、AC4C-T
6 鋳造品を、Ｔ６処理の時効処理温度（約１６０℃前
後）を超える高温の環境下で使用していると、使用中、
局部的に時効析出が生じてしまう。この局部的な時効析
出の進行に伴って、徐々にAC4C-T6 材の機械的特性が低
下してしまう。
6 鋳造品を、Ｔ６処理の時効処理温度（約１６０℃前
後）を超える高温の環境下で使用していると、使用中、
局部的に時効析出が生じてしまう。この局部的な時効析
出の進行に伴って、徐々にAC4C-T6 材の機械的特性が低
下してしまう。
【０００５】例えば、図１２に示すように、シリンダー
ヘッド１３１の場合、エンジン運転中におけるヘッド上
面１３２の温度は略常温（最高でも１００℃未満）のま
まであるが、燃焼室（図示せず）側のヘッド下面１３３
の温度は、約２５０℃又は２５０℃以上の高温になる。
このため、ヘッド下面１３３の部分は、耐低サイクル疲
労破壊性、即ち熱疲労強度が高いことが好ましく、高い
伸び（靱性）が要求され、ヘッド上面１３２の部分は、
耐高サイクル疲労破壊性、即ち疲労強度が高いことが好
ましく、高い引張強度が要求される。この時、局部的な
時効析出の進行に伴って、AC4C-T6 材の靱性および引張
強度が低下すると、ヘッド上面１３２の薄肉部１３４、
スプリングシート座１３５、吸入ポート壁１３６、排出
ポート壁１３７、およびヘッド下面１３３の薄肉部１３
８等に亀裂Ｋが生じてしまう。
ヘッド１３１の場合、エンジン運転中におけるヘッド上
面１３２の温度は略常温（最高でも１００℃未満）のま
まであるが、燃焼室（図示せず）側のヘッド下面１３３
の温度は、約２５０℃又は２５０℃以上の高温になる。
このため、ヘッド下面１３３の部分は、耐低サイクル疲
労破壊性、即ち熱疲労強度が高いことが好ましく、高い
伸び（靱性）が要求され、ヘッド上面１３２の部分は、
耐高サイクル疲労破壊性、即ち疲労強度が高いことが好
ましく、高い引張強度が要求される。この時、局部的な
時効析出の進行に伴って、AC4C-T6 材の靱性および引張
強度が低下すると、ヘッド上面１３２の薄肉部１３４、
スプリングシート座１３５、吸入ポート壁１３６、排出
ポート壁１３７、およびヘッド下面１３３の薄肉部１３
８等に亀裂Ｋが生じてしまう。
【０００６】そこで、使用中における局部的な時効析出
の生成を抑える方法として、鋳造体に安定化処理（Ｔ７
処理（溶体化・焼入れ処理後に、Ｔ６処理の時効処理温
度よりも高い温度の時効処理））を施す方法が挙げられ
るが、AC4C鋳造体に安定化処理を施した場合、AC4Cの特
性上、得られるAC4C-T7 鋳造品の強度が著しく低くなる
という問題があった。
の生成を抑える方法として、鋳造体に安定化処理（Ｔ７
処理（溶体化・焼入れ処理後に、Ｔ６処理の時効処理温
度よりも高い温度の時効処理））を施す方法が挙げられ
るが、AC4C鋳造体に安定化処理を施した場合、AC4Cの特
性上、得られるAC4C-T7 鋳造品の強度が著しく低くなる
という問題があった。
【０００７】以上の事情を考慮して創案された本発明の
目的は、強度及び靱性に優れ、かつ、高温環境下で強度
及び靱性が殆ど劣化しない鋳造用アルミニウム合金及び
その熱処理方法を提供することにある。
目的は、強度及び靱性に優れ、かつ、高温環境下で強度
及び靱性が殆ど劣化しない鋳造用アルミニウム合金及び
その熱処理方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成すべく本
発明に係る鋳造用アルミニウム合金は、疲労強度及び熱
疲労強度が共に要求され、かつ、高温環境下で該疲労強
度及び熱疲労強度が殆ど劣化しない鋳造用アルミニウム
合金において、化学組成が、 Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ％、 Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、 Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、及び 残部：Ａｌからなる鋳造体に安定化処理を施してなるも
のである。
発明に係る鋳造用アルミニウム合金は、疲労強度及び熱
疲労強度が共に要求され、かつ、高温環境下で該疲労強
度及び熱疲労強度が殆ど劣化しない鋳造用アルミニウム
合金において、化学組成が、 Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ％、 Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、 Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、及び 残部：Ａｌからなる鋳造体に安定化処理を施してなるも
のである。
【０００９】また、本発明に係る鋳造用アルミニウム合
金は、疲労強度及び熱疲労強度が共に要求され、かつ、
高温環境下で該疲労強度及び熱疲労強度が殆ど劣化しな
い鋳造用アルミニウム合金において、化学組成が、 Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ％、 Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、 Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、及び 残部：Ａｌからなる鋳造体に安定化処理を施し、引張強
度を３２０ＭＰａ以上、伸びを５％以上としたものであ
る。
金は、疲労強度及び熱疲労強度が共に要求され、かつ、
高温環境下で該疲労強度及び熱疲労強度が殆ど劣化しな
い鋳造用アルミニウム合金において、化学組成が、 Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ％、 Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、 Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、及び 残部：Ａｌからなる鋳造体に安定化処理を施し、引張強
度を３２０ＭＰａ以上、伸びを５％以上としたものであ
る。
【００１０】また、本発明に係る鋳造用アルミニウム合
金は、疲労強度及び熱疲労強度が共に要求され、かつ、
高温環境下で該疲労強度及び熱疲労強度が殆ど劣化しな
い鋳造用アルミニウム合金において、化学組成が、 Ｃｕ：０．８〜１．２ｗｔ％、 Ｍｇ：０．３〜０．５ｗｔ％、 Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、及び 残部：Ａｌからなる鋳造体に安定化処理を施し、引張強
度を３２０ＭＰａ以上、伸びを５％以上としたものであ
る。
金は、疲労強度及び熱疲労強度が共に要求され、かつ、
高温環境下で該疲労強度及び熱疲労強度が殆ど劣化しな
い鋳造用アルミニウム合金において、化学組成が、 Ｃｕ：０．８〜１．２ｗｔ％、 Ｍｇ：０．３〜０．５ｗｔ％、 Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、及び 残部：Ａｌからなる鋳造体に安定化処理を施し、引張強
度を３２０ＭＰａ以上、伸びを５％以上としたものであ
る。
【００１１】また、本発明に係る鋳造用アルミニウム合
金は、疲労強度及び熱疲労強度が共に要求され、かつ、
高温環境下で該疲労強度及び熱疲労強度が殆ど劣化しな
い鋳造用アルミニウム合金において、化学組成が、 Ｃｕ：０．５〜０．８ｗｔ％、 Ｍｇ：０．５〜０．７ｗｔ％、 Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、及び 残部：Ａｌからなる鋳造体に安定化処理を施し、引張強
度を３２０ＭＰａ以上、伸びを５％以上としたものであ
る。
金は、疲労強度及び熱疲労強度が共に要求され、かつ、
高温環境下で該疲労強度及び熱疲労強度が殆ど劣化しな
い鋳造用アルミニウム合金において、化学組成が、 Ｃｕ：０．５〜０．８ｗｔ％、 Ｍｇ：０．５〜０．７ｗｔ％、 Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、及び 残部：Ａｌからなる鋳造体に安定化処理を施し、引張強
度を３２０ＭＰａ以上、伸びを５％以上としたものであ
る。
【００１２】以上の構成によれば、引張強度が３２０Ｍ
Ｐａ以上、伸びが５％以上で、かつ、安定化処理の時効
処理温度近傍の高温環境下でも機械的特性が殆ど低下し
ない鋳造用アルミニウム合金が得られる。
Ｐａ以上、伸びが５％以上で、かつ、安定化処理の時効
処理温度近傍の高温環境下でも機械的特性が殆ど低下し
ない鋳造用アルミニウム合金が得られる。
【００１３】また、本発明に係る鋳造用アルミニウム合
金の製造方法は、疲労強度及び熱疲労強度が共に要求さ
れ、かつ、高温環境下で該疲労強度及び熱疲労強度が殆
ど劣化しない鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法にお
いて、化学組成が、 Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ％、 Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、 Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、及び 残部：Ａｌからなる鋳造体に、時効処理温度が２００〜
３００℃、好ましくは２２０〜２６０℃で、かつ、最高
強度が得られる時効処理時間よりも長い時間の安定化処
理を施すものである。
金の製造方法は、疲労強度及び熱疲労強度が共に要求さ
れ、かつ、高温環境下で該疲労強度及び熱疲労強度が殆
ど劣化しない鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法にお
いて、化学組成が、 Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ％、 Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、 Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、及び 残部：Ａｌからなる鋳造体に、時効処理温度が２００〜
３００℃、好ましくは２２０〜２６０℃で、かつ、最高
強度が得られる時効処理時間よりも長い時間の安定化処
理を施すものである。
【００１４】以上の方法によれば、引張強度が３２０Ｍ
Ｐａ以上、伸びが５％以上で、かつ、安定化処理の時効
処理温度近傍の高温環境下でも機械的特性が殆ど低下し
ない鋳造用アルミニウム合金を、生産性よく得ることが
できる。
Ｐａ以上、伸びが５％以上で、かつ、安定化処理の時効
処理温度近傍の高温環境下でも機械的特性が殆ど低下し
ない鋳造用アルミニウム合金を、生産性よく得ることが
できる。
【００１５】
【発明の実施の形態】以下、本発明の好適一実施の形態
を添付図面に基いて説明する。
を添付図面に基いて説明する。
【００１６】本発明者らは、靱性に優れるAC4Cと略同等
の伸びを有すると共に、AC4Cよりも高強度であって、か
つ、機械的特性の低下を招くことなく安定化処理が可能
な、即ち時効感受性が鈍感な鋳造用アルミニウム合金を
得ることを目的とした。
の伸びを有すると共に、AC4Cよりも高強度であって、か
つ、機械的特性の低下を招くことなく安定化処理が可能
な、即ち時効感受性が鈍感な鋳造用アルミニウム合金を
得ることを目的とした。
【００１７】本発明の鋳造用アルミニウム合金（以下、
本発明の合金と呼ぶ）は、化学組成が、 Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ％、より好ましくは０．８〜
１．２ｗｔ％、 Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、より好ましくは０．３〜
０．５ｗｔ％、 Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、 Ｚｎ：０．３５ｗｔ％以下、 Ｆｅ：０．５５ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．３５ｗｔ％以下、 Ｎｉ：０．１０ｗｔ％以下、 Ｔｉ：０．２０ｗｔ％以下、 Ｐｂ：０．１０ｗｔ％以下、 Ｓｎ：０．０５ｗｔ％以下、 Ｃｒ：０．１０ｗｔ％以下、及び 残部：Ａｌからなる鋳造体に安定化処理を施し、引張強
度を３２０ＭＰａ以上、伸びを５％以上としたものであ
る。
本発明の合金と呼ぶ）は、化学組成が、 Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ％、より好ましくは０．８〜
１．２ｗｔ％、 Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、より好ましくは０．３〜
０．５ｗｔ％、 Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、 Ｚｎ：０．３５ｗｔ％以下、 Ｆｅ：０．５５ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．３５ｗｔ％以下、 Ｎｉ：０．１０ｗｔ％以下、 Ｔｉ：０．２０ｗｔ％以下、 Ｐｂ：０．１０ｗｔ％以下、 Ｓｎ：０．０５ｗｔ％以下、 Ｃｒ：０．１０ｗｔ％以下、及び 残部：Ａｌからなる鋳造体に安定化処理を施し、引張強
度を３２０ＭＰａ以上、伸びを５％以上としたものであ
る。
【００１８】本発明の合金の化学組成範囲を限定した理
由を以下に述べる。
由を以下に述べる。
【００１９】Ｍｇ含有量を一定量（0.3wt%、0.4wt%、0.
5wt%、0.6wt%、0.7wt%）に固定し、Ｃｕ含有量を０．５
〜１．５ｗｔ％の間で変えた時の引張強度（ＭＰａ）お
よび伸び（％）のそれぞれの変化を図１，図２に示す。
5wt%、0.6wt%、0.7wt%）に固定し、Ｃｕ含有量を０．５
〜１．５ｗｔ％の間で変えた時の引張強度（ＭＰａ）お
よび伸び（％）のそれぞれの変化を図１，図２に示す。
【００２０】図１に示すように、引張強度３２０ＭＰａ
以上を達成するＣｕ及びＭｇの含有量は、Ｃｕが０．５
ｗｔ％以上、Ｍｇが０．３ｗｔ％以上である。よって、
本発明の合金におけるＣｕの含有量は０．５ｗｔ％以
上、かつ、Ｍｇの含有量は０．３ｗｔ％以上と規定して
いる。
以上を達成するＣｕ及びＭｇの含有量は、Ｃｕが０．５
ｗｔ％以上、Ｍｇが０．３ｗｔ％以上である。よって、
本発明の合金におけるＣｕの含有量は０．５ｗｔ％以
上、かつ、Ｍｇの含有量は０．３ｗｔ％以上と規定して
いる。
【００２１】また、図２に示すように、伸び５％以上を
達成するＣｕ及びＭｇの含有量は、Ｃｕが１．５ｗｔ％
以下、Ｍｇが０．７ｗｔ％以下である。よって、本発明
の合金におけるＣｕの含有量は１．５ｗｔ％以下、か
つ、Ｍｇの含有量は０．７ｗｔ％以下と規定している。
達成するＣｕ及びＭｇの含有量は、Ｃｕが１．５ｗｔ％
以下、Ｍｇが０．７ｗｔ％以下である。よって、本発明
の合金におけるＣｕの含有量は１．５ｗｔ％以下、か
つ、Ｍｇの含有量は０．７ｗｔ％以下と規定している。
【００２２】さらに、Ｓｉは強度向上元素であり、Ｓｉ
の含有量がある範囲より少なくなると、鋳造性が極端に
悪くなり、Ｓｉの含有量がある範囲より多くなると、靱
性が低下してしまう。本発明の合金の場合、鋳造性およ
び靱性に影響を及ぼさないように、AC4Cと同範囲のＳｉ
を含有させており、その含有量は６．５〜７．５ｗｔ％
と規定している。
の含有量がある範囲より少なくなると、鋳造性が極端に
悪くなり、Ｓｉの含有量がある範囲より多くなると、靱
性が低下してしまう。本発明の合金の場合、鋳造性およ
び靱性に影響を及ぼさないように、AC4Cと同範囲のＳｉ
を含有させており、その含有量は６．５〜７．５ｗｔ％
と規定している。
【００２３】また、その他の元素（Ｚｎ、Ｆｅ、Ｍｎ、
Ｎｉ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｓｎ、およびＣｒ）の含有量も、靱
性に影響を及ぼさないように、AC4Cと同範囲の含有量以
下に規定しており、それぞれの含有量は０．３５ｗｔ％
以下、０．５５ｗｔ％以下、０．３５ｗｔ％以下、０．
１０ｗｔ％以下、０．２０ｗｔ％以下、０．１０ｗｔ％
以下、０．０５ｗｔ％以下、および０．１０ｗｔ％以下
としている。
Ｎｉ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｓｎ、およびＣｒ）の含有量も、靱
性に影響を及ぼさないように、AC4Cと同範囲の含有量以
下に規定しており、それぞれの含有量は０．３５ｗｔ％
以下、０．５５ｗｔ％以下、０．３５ｗｔ％以下、０．
１０ｗｔ％以下、０．２０ｗｔ％以下、０．１０ｗｔ％
以下、０．０５ｗｔ％以下、および０．１０ｗｔ％以下
としている。
【００２４】次に、本発明の他の実施の形態について説
明する。
明する。
【００２５】第１の実施の形態の鋳造用アルミニウム合
金（以下、第１の実施の形態の合金と呼ぶ）は、化学組
成が、 Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ％、より好ましくは０．５〜
０．８ｗｔ％、 Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、より好ましくは０．５〜
０．７ｗｔ％、 Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、 Ｚｎ：０．３５ｗｔ％以下、 Ｆｅ：０．５５ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．３５ｗｔ％以下、 Ｎｉ：０．１０ｗｔ％以下、 Ｔｉ：０．２０ｗｔ％以下、 Ｐｂ：０．１０ｗｔ％以下、 Ｓｎ：０．０５ｗｔ％以下、 Ｃｒ：０．１０ｗｔ％以下、及び 残部：Ａｌからなる鋳造体に安定化処理を施し、引張強
度を３２０ＭＰａ以上、伸びを５％以上としたものであ
る。
金（以下、第１の実施の形態の合金と呼ぶ）は、化学組
成が、 Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ％、より好ましくは０．５〜
０．８ｗｔ％、 Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、より好ましくは０．５〜
０．７ｗｔ％、 Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、 Ｚｎ：０．３５ｗｔ％以下、 Ｆｅ：０．５５ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．３５ｗｔ％以下、 Ｎｉ：０．１０ｗｔ％以下、 Ｔｉ：０．２０ｗｔ％以下、 Ｐｂ：０．１０ｗｔ％以下、 Ｓｎ：０．０５ｗｔ％以下、 Ｃｒ：０．１０ｗｔ％以下、及び 残部：Ａｌからなる鋳造体に安定化処理を施し、引張強
度を３２０ＭＰａ以上、伸びを５％以上としたものであ
る。
【００２６】次に、鋳造用アルミニウム合金の熱処理方
法について説明する。
法について説明する。
【００２７】先ず、添加元素（Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｚ
ｎ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｓｎ、およびＣ
ｒ）の量をそれぞれ調整した後、溶製・鋳造を行い、前
述した本発明の合金又は第１の実施の形態の合金の化学
組成を有する任意形状の鋳造体を作製する。
ｎ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｓｎ、およびＣ
ｒ）の量をそれぞれ調整した後、溶製・鋳造を行い、前
述した本発明の合金又は第１の実施の形態の合金の化学
組成を有する任意形状の鋳造体を作製する。
【００２８】次に、その鋳造体に安定化処理（Ｔ７処
理）を施す。具体的には、鋳造体に溶体化処理および焼
入れ処理を施した後、焼入れ処理後の鋳造体に、最高強
度が得られる焼戻し温度よりも高い温度の時効処理を施
す。この時、時効処理温度は、２００〜３００℃、好ま
しくは２２０〜２６０℃とする。また、時効処理時間
は、最高強度が得られる時効処理時間よりも長い時間、
好ましくは、過時効による強度減少が略飽和に達するま
でとし、具体的には０．２〜３０ｈｒ、好ましくは０．
５〜２０ｈｒとする。
理）を施す。具体的には、鋳造体に溶体化処理および焼
入れ処理を施した後、焼入れ処理後の鋳造体に、最高強
度が得られる焼戻し温度よりも高い温度の時効処理を施
す。この時、時効処理温度は、２００〜３００℃、好ま
しくは２２０〜２６０℃とする。また、時効処理時間
は、最高強度が得られる時効処理時間よりも長い時間、
好ましくは、過時効による強度減少が略飽和に達するま
でとし、具体的には０．２〜３０ｈｒ、好ましくは０．
５〜２０ｈｒとする。
【００２９】安定化処理後の鋳造体を、所定の冷却速度
で冷却する（例えば、炉冷又は空冷する）ことで、鋳造
品（Ｔ７処理体）が得られる。
で冷却する（例えば、炉冷又は空冷する）ことで、鋳造
品（Ｔ７処理体）が得られる。
【００３０】本発明及び第１の実施の形態の鋳造用アル
ミニウム合金によれば、前述した化学組成を有する各鋳
造体に安定化処理を施すことで、引張強度が３２０ＭＰ
ａ以上、伸びが５％以上となる。
ミニウム合金によれば、前述した化学組成を有する各鋳
造体に安定化処理を施すことで、引張強度が３２０ＭＰ
ａ以上、伸びが５％以上となる。
【００３１】また、本発明及び第１の実施の形態の鋳造
用アルミニウム合金は、安定化処理が施されてなるもの
であるため、該合金を安定化処理における時効処理温度
近傍（例えば、２００℃以上）の高温環境下で使用して
も、該合金中で局部的な時効析出が進行することはな
く、機械的特性の低下は殆どない。
用アルミニウム合金は、安定化処理が施されてなるもの
であるため、該合金を安定化処理における時効処理温度
近傍（例えば、２００℃以上）の高温環境下で使用して
も、該合金中で局部的な時効析出が進行することはな
く、機械的特性の低下は殆どない。
【００３２】かかる鋳造用アルミニウム合金の熱処理方
法によれば、鋳造体に対して前述した範囲の温度・時間
の安定化処理（Ｔ７処理）を施しているが、この時効処
理時間は、従来合金であるAC4C-T6 鋳造品における時効
処理時間と略同じであり、AC4C-T6 鋳造品と比較して、
生産性に遜色はない。
法によれば、鋳造体に対して前述した範囲の温度・時間
の安定化処理（Ｔ７処理）を施しているが、この時効処
理時間は、従来合金であるAC4C-T6 鋳造品における時効
処理時間と略同じであり、AC4C-T6 鋳造品と比較して、
生産性に遜色はない。
【００３３】また、安定化処理における時効処理時間
を、過時効による強度減少が略飽和に達するまでとして
いることで、該Ｔ７処理体を安定化処理における時効処
理温度近傍（例えば、２００℃以上）の高温環境下で使
用しても、強度がそれ以上低下することはない。
を、過時効による強度減少が略飽和に達するまでとして
いることで、該Ｔ７処理体を安定化処理における時効処
理温度近傍（例えば、２００℃以上）の高温環境下で使
用しても、強度がそれ以上低下することはない。
【００３４】
【実施例】Al-7.0Si-0.3Mg-1.0Cu（ｗｔ％）の化学組成
を有する鋳造体（以下、実施例１と呼ぶ）、Al-7.0Si-
0.6Mg-0.7Cu（ｗｔ％）の化学組成を有する鋳造体（以
下、実施例２と呼ぶ）、およびAl-7.0Si-0.3Mg（ｗｔ
％）の化学組成を有するAC4C鋳造体（以下、比較例と呼
ぶ）を溶製・鋳造する。
を有する鋳造体（以下、実施例１と呼ぶ）、Al-7.0Si-
0.6Mg-0.7Cu（ｗｔ％）の化学組成を有する鋳造体（以
下、実施例２と呼ぶ）、およびAl-7.0Si-0.3Mg（ｗｔ
％）の化学組成を有するAC4C鋳造体（以下、比較例と呼
ぶ）を溶製・鋳造する。
【００３５】（試験例１）時効処理時間をそれぞれの焼
戻し温度で最高強度が得られる時間とし、実施例１、実
施例２、および比較例に、焼戻し温度（時効処理温度）
１６０℃のＴ６処理、焼戻し温度２００℃の安定化処理
（Ｔ７処理）、および焼戻し温度３００℃の安定化処理
をそれぞれ施した。
戻し温度で最高強度が得られる時間とし、実施例１、実
施例２、および比較例に、焼戻し温度（時効処理温度）
１６０℃のＴ６処理、焼戻し温度２００℃の安定化処理
（Ｔ７処理）、および焼戻し温度３００℃の安定化処理
をそれぞれ施した。
【００３６】実施例１、実施例２、および比較例におけ
る焼戻し温度（℃）と硬度（ＨB ）との関係を図３に、
焼戻し温度（℃）と（常温）引張強度（ＭＰａ）との関
係を図４に示す。ここで、図３，図４中において、■印
を結んだ線３１は実施例１を、黒丸印を結んだ線３２は
実施例２を、▲印を結んだ線３３は比較例を表してい
る。
る焼戻し温度（℃）と硬度（ＨB ）との関係を図３に、
焼戻し温度（℃）と（常温）引張強度（ＭＰａ）との関
係を図４に示す。ここで、図３，図４中において、■印
を結んだ線３１は実施例１を、黒丸印を結んだ線３２は
実施例２を、▲印を結んだ線３３は比較例を表してい
る。
【００３７】図３および図４中、線３３で表される比較
例は、焼戻し温度が高温になるにつれて硬度および引張
強度が著しく低下している。具体的には、比較例に、焼
戻し温度１６０℃のＴ６処理および焼戻し温度３００℃
の安定化処理を施したものをそれぞれ比較すると、硬度
が約２４％および引張強度が約３４％も低下している。
例は、焼戻し温度が高温になるにつれて硬度および引張
強度が著しく低下している。具体的には、比較例に、焼
戻し温度１６０℃のＴ６処理および焼戻し温度３００℃
の安定化処理を施したものをそれぞれ比較すると、硬度
が約２４％および引張強度が約３４％も低下している。
【００３８】以上のことから、比較例に対して安定化処
理を施した場合、安定化処理の焼戻し温度を高くする
程、強度低下が著しくなるということが確認された。
理を施した場合、安定化処理の焼戻し温度を高くする
程、強度低下が著しくなるということが確認された。
【００３９】これに対して、図３および図４中、線３
１，３２で表される実施例１，２におけるＴ６処理体の
硬度および引張強度は、比較例におけるＴ６処理体の硬
度および引張強度と比較して硬度が約１０〜１７％、引
張強度が約１２〜１４％も高くなっていることから、実
施例１，２は、比較例よりも高強度であることがわか
る。
１，３２で表される実施例１，２におけるＴ６処理体の
硬度および引張強度は、比較例におけるＴ６処理体の硬
度および引張強度と比較して硬度が約１０〜１７％、引
張強度が約１２〜１４％も高くなっていることから、実
施例１，２は、比較例よりも高強度であることがわか
る。
【００４０】また、実施例１，２は、焼戻し温度が高温
になっても硬度および引張強度がそれ程低下していな
い。具体的には、実施例１，２に、焼戻し温度１６０℃
のＴ６処理および焼戻し温度３００℃の安定化処理を施
したものをそれぞれ比較すると、硬度は約９％、引張強
度は約６％しか低下していない。
になっても硬度および引張強度がそれ程低下していな
い。具体的には、実施例１，２に、焼戻し温度１６０℃
のＴ６処理および焼戻し温度３００℃の安定化処理を施
したものをそれぞれ比較すると、硬度は約９％、引張強
度は約６％しか低下していない。
【００４１】以上のことから、実施例１，２に対して安
定化処理を施した場合、安定化処理の焼戻し温度の上昇
による強度低下は殆どないということが確認された。こ
こで、安定化処理の焼戻し温度の上限は、Ｔ７処理体の
組織制御等の観点から３００℃を上限とすることが好ま
しい。
定化処理を施した場合、安定化処理の焼戻し温度の上昇
による強度低下は殆どないということが確認された。こ
こで、安定化処理の焼戻し温度の上限は、Ｔ７処理体の
組織制御等の観点から３００℃を上限とすることが好ま
しい。
【００４２】（試験例２）実施例１、実施例２、および
比較例に、焼戻し温度（時効処理温度）１６０℃のＴ６
処理、焼戻し温度２００℃の安定化処理（Ｔ７処理）、
焼戻し温度２３０℃の安定化処理、および焼戻し温度２
５０℃の安定化処理をそれぞれ施す。
比較例に、焼戻し温度（時効処理温度）１６０℃のＴ６
処理、焼戻し温度２００℃の安定化処理（Ｔ７処理）、
焼戻し温度２３０℃の安定化処理、および焼戻し温度２
５０℃の安定化処理をそれぞれ施す。
【００４３】実施例１、実施例２、および比較例におけ
る時効処理時間（ｈｒ）と硬度（ＨB ）との関係を図
５，図６，図７に示す。ここで、図５，図６，図７中に
おいて、○印を結んだ曲線５１，６１，７１は焼戻し温
度１６０℃のＴ６処理を施した場合、△印を結んだ曲線
５２，６２，７２は焼戻し温度２００℃の安定化処理を
施した場合、□印を結んだ曲線５３，６３は焼戻し温度
２３０℃の安定化処理を施した場合、および×印を結ん
だ曲線５４，６４は焼戻し温度２５０℃の安定化処理を
施した場合を表している。
る時効処理時間（ｈｒ）と硬度（ＨB ）との関係を図
５，図６，図７に示す。ここで、図５，図６，図７中に
おいて、○印を結んだ曲線５１，６１，７１は焼戻し温
度１６０℃のＴ６処理を施した場合、△印を結んだ曲線
５２，６２，７２は焼戻し温度２００℃の安定化処理を
施した場合、□印を結んだ曲線５３，６３は焼戻し温度
２３０℃の安定化処理を施した場合、および×印を結ん
だ曲線５４，６４は焼戻し温度２５０℃の安定化処理を
施した場合を表している。
【００４４】図５，図６に示すように、実施例１，２に
おいて、焼戻し温度が高くなるにつれて、最高硬度は減
少している。しかし、実施例１において、曲線５１と曲
線５４とを比較した場合の最高硬度の減少率は約９％、
また、実施例２において、曲線６１と曲線６４とを比較
した場合の最高硬度の減少率は約８％であり、その減少
の度合いが緩やかであることがわかる。
おいて、焼戻し温度が高くなるにつれて、最高硬度は減
少している。しかし、実施例１において、曲線５１と曲
線５４とを比較した場合の最高硬度の減少率は約９％、
また、実施例２において、曲線６１と曲線６４とを比較
した場合の最高硬度の減少率は約８％であり、その減少
の度合いが緩やかであることがわかる。
【００４５】これは、実施例１，２が、Al-Si-Cu-Mg 系
合金であるため、Ａｌマトリックス中に析出する化合物
がＭｇ化合物（Mg2 Si）およびＣｕ化合物（Al2 Cu、Al
2 CuMg等）となることに起因していると考えられる。Ｃ
ｕ化合物は、Ａｌマトリックス中に強固に比較的高い温
度で析出する（即ち、比較的拡散速度が遅い）ため、熱
処理温度を高くしても、Ｃｕ化合物の結晶が粗大に成長
することはない。このため、実施例１，２に対して、Ｔ
６処理を施した場合（曲線５１，６１）と、安定化処理
を施した場合（曲線５２〜５４，６２〜６４）とを比較
すると、図５，図６に示すように、曲線５２〜５４，６
２〜６４の最高硬度は、曲線５１，６１の最高硬度と殆
ど変わらない（又は最高硬度減少の度合いが小さい）。
また、実施例１，２においても、安定化処理の焼戻し時
間が長くなる程、曲線５２〜５４，６２〜６４の硬度は
低下していくが、それ程大きく低下するものではなく、
その硬度は図７に示す曲線７１の硬度と同等又は同等以
上となる。
合金であるため、Ａｌマトリックス中に析出する化合物
がＭｇ化合物（Mg2 Si）およびＣｕ化合物（Al2 Cu、Al
2 CuMg等）となることに起因していると考えられる。Ｃ
ｕ化合物は、Ａｌマトリックス中に強固に比較的高い温
度で析出する（即ち、比較的拡散速度が遅い）ため、熱
処理温度を高くしても、Ｃｕ化合物の結晶が粗大に成長
することはない。このため、実施例１，２に対して、Ｔ
６処理を施した場合（曲線５１，６１）と、安定化処理
を施した場合（曲線５２〜５４，６２〜６４）とを比較
すると、図５，図６に示すように、曲線５２〜５４，６
２〜６４の最高硬度は、曲線５１，６１の最高硬度と殆
ど変わらない（又は最高硬度減少の度合いが小さい）。
また、実施例１，２においても、安定化処理の焼戻し時
間が長くなる程、曲線５２〜５４，６２〜６４の硬度は
低下していくが、それ程大きく低下するものではなく、
その硬度は図７に示す曲線７１の硬度と同等又は同等以
上となる。
【００４６】また、曲線５３において黒丸印で表される
過時効材５６においても、曲線５１において黒丸印で表
される通常Ｔ６材５５と同じ引張強度３３０ＭＰａ（硬
度約１１０ＨB ）を有する。さらに、曲線６３において
黒丸印で表される過時効材６６においても、曲線６１に
おいて黒丸印で表される通常Ｔ６材６５と同じ引張強度
３５０ＭＰａ（硬度約１２０ＨB ）を有する。ここで、
通常Ｔ６材５５，６５からなる鋳造品を２００℃以上の
高温環境下で使用すると、強度及び靱性の低下が生じ
る。これに対して、過時効材５６，６６は強度（硬度）
減少が略飽和に達したものであるため、過時効材５６，
６６からなる鋳造品を２００℃以上の高温環境下で使用
しても、強度の低下が生じることはない。
過時効材５６においても、曲線５１において黒丸印で表
される通常Ｔ６材５５と同じ引張強度３３０ＭＰａ（硬
度約１１０ＨB ）を有する。さらに、曲線６３において
黒丸印で表される過時効材６６においても、曲線６１に
おいて黒丸印で表される通常Ｔ６材６５と同じ引張強度
３５０ＭＰａ（硬度約１２０ＨB ）を有する。ここで、
通常Ｔ６材５５，６５からなる鋳造品を２００℃以上の
高温環境下で使用すると、強度及び靱性の低下が生じ
る。これに対して、過時効材５６，６６は強度（硬度）
減少が略飽和に達したものであるため、過時効材５６，
６６からなる鋳造品を２００℃以上の高温環境下で使用
しても、強度の低下が生じることはない。
【００４７】これに対して、図７に示すように、比較例
においては、焼戻し温度が高くなるにつれて最高硬度の
減少率も大きくなる。具体的には、比較例に、焼戻し温
度１６０℃のＴ６処理を施した場合（曲線７１）と焼戻
し温度２００℃の安定化処理を施した場合（曲線７２）
とを比較すると、曲線７２の最高硬度は曲線７１の最高
硬度よりも約７％（曲線５１と曲線５２、曲線６１と曲
線６２との比較では約３〜４％）減少しており、その減
少の度合いが大きいことがわかる。
においては、焼戻し温度が高くなるにつれて最高硬度の
減少率も大きくなる。具体的には、比較例に、焼戻し温
度１６０℃のＴ６処理を施した場合（曲線７１）と焼戻
し温度２００℃の安定化処理を施した場合（曲線７２）
とを比較すると、曲線７２の最高硬度は曲線７１の最高
硬度よりも約７％（曲線５１と曲線５２、曲線６１と曲
線６２との比較では約３〜４％）減少しており、その減
少の度合いが大きいことがわかる。
【００４８】これは、比較例であるAC4Cが、Al-Si-Mg系
合金であるため、Ａｌマトリックス中に析出する化合物
がＭｇ化合物（Mg2 Si）のみであることに起因している
と考えられる。Ｍｇ化合物は低い温度で析出する（即
ち、比較的拡散速度が速い）ため、熱処理温度が高くな
ると、Ｍｇ化合物の結晶が成長して粗大なＭｇ化合物が
析出する。このため、比較例に安定化処理を施す場合、
焼戻し温度が高くなる程又は焼戻し時間が長くなる程、
硬度（強度）は大きく低下する。
合金であるため、Ａｌマトリックス中に析出する化合物
がＭｇ化合物（Mg2 Si）のみであることに起因している
と考えられる。Ｍｇ化合物は低い温度で析出する（即
ち、比較的拡散速度が速い）ため、熱処理温度が高くな
ると、Ｍｇ化合物の結晶が成長して粗大なＭｇ化合物が
析出する。このため、比較例に安定化処理を施す場合、
焼戻し温度が高くなる程又は焼戻し時間が長くなる程、
硬度（強度）は大きく低下する。
【００４９】試験例１，２の結果および図３〜図７を参
照した結果から、安定化処理における時効処理温度（焼
戻し温度）は２００〜３００℃、好ましくは２２０〜２
６０℃と規定され、また、安定化処理における時効処理
時間（焼戻し時間）は、最高温度が得られる時効処理時
間よりも長い時間、好ましくは０．２〜３０ｈｒ、より
好ましくは０．５〜２０ｈｒと規定される。
照した結果から、安定化処理における時効処理温度（焼
戻し温度）は２００〜３００℃、好ましくは２２０〜２
６０℃と規定され、また、安定化処理における時効処理
時間（焼戻し時間）は、最高温度が得られる時効処理時
間よりも長い時間、好ましくは０．２〜３０ｈｒ、より
好ましくは０．５〜２０ｈｒと規定される。
【００５０】（試験例３）外径φ６ｍｍ、長さ３０ｍｍ
のＪＩＳ１４−Ａ号試験片からなる試料を、実施例１、
実施例２、および比較例を用いてそれぞれ作製する。そ
の後、各試料に対して、高温試験を行った。
のＪＩＳ１４−Ａ号試験片からなる試料を、実施例１、
実施例２、および比較例を用いてそれぞれ作製する。そ
の後、各試料に対して、高温試験を行った。
【００５１】高温試験は、各試料を常温、１５０℃、２
００℃、２５０℃、および３００℃で１５分保持した後
における高温引張試験と高温伸び試験及び各試料を１５
０℃、２００℃、および２５０℃で１５分保持した後に
おける高温圧縮試験により、評価を行うものとした。
００℃、２５０℃、および３００℃で１５分保持した後
における高温引張試験と高温伸び試験及び各試料を１５
０℃、２００℃、および２５０℃で１５分保持した後に
おける高温圧縮試験により、評価を行うものとした。
【００５２】温度（℃）と引張強度（ＭＰａ）との関係
を図８に、温度（℃）と伸び（％）との関係を図９に、
温度（℃）と圧縮応力（ＭＰａ）との関係を図１０に示
す。ここで、図８〜図１０中において、■印を結んだ線
８１は実施例１を、黒丸印を結んだ線８２は実施例２
を、▲印を結んだ線８３は比較例を表している。
を図８に、温度（℃）と伸び（％）との関係を図９に、
温度（℃）と圧縮応力（ＭＰａ）との関係を図１０に示
す。ここで、図８〜図１０中において、■印を結んだ線
８１は実施例１を、黒丸印を結んだ線８２は実施例２
を、▲印を結んだ線８３は比較例を表している。
【００５３】図８に示すように、高温引張試験の結果、
実施例１は、全温度域（常温〜３００℃）に亘って比較
例よりも引張強度が高かった。この結果から、実施例１
は、比較例よりも常温及び高温での強度が良好であるこ
とがわかる。また、実施例１と実施例２とを比較する
と、常温〜約１６０℃の温度域では引張強度は殆ど変わ
らないが、約１６０〜３００℃の温度域では、実施例２
の方が実施例１よりも引張強度が高くなっており、実施
例２の方が、実施例１よりも高温強度が高いことがわか
る。
実施例１は、全温度域（常温〜３００℃）に亘って比較
例よりも引張強度が高かった。この結果から、実施例１
は、比較例よりも常温及び高温での強度が良好であるこ
とがわかる。また、実施例１と実施例２とを比較する
と、常温〜約１６０℃の温度域では引張強度は殆ど変わ
らないが、約１６０〜３００℃の温度域では、実施例２
の方が実施例１よりも引張強度が高くなっており、実施
例２の方が、実施例１よりも高温強度が高いことがわか
る。
【００５４】次に、図９に示すように、高温伸び試験の
結果、実施例１は、常温〜１００℃強の温度域を除く
と、比較例よりも伸びが良好であった。この結果から、
実施例１は、比較例よりも靱性、特に高温靱性が良好で
あることがわかる。また、実施例２は、全温度域（常温
〜３００℃）に亘って比較例および実施例１よりも伸び
が低く、実施例１の方が、実施例２よりも常温靱性およ
び高温靱性が良好であることがわかる。尚、比較例の３
００℃における伸びは測定不能であったため図示してい
ない。
結果、実施例１は、常温〜１００℃強の温度域を除く
と、比較例よりも伸びが良好であった。この結果から、
実施例１は、比較例よりも靱性、特に高温靱性が良好で
あることがわかる。また、実施例２は、全温度域（常温
〜３００℃）に亘って比較例および実施例１よりも伸び
が低く、実施例１の方が、実施例２よりも常温靱性およ
び高温靱性が良好であることがわかる。尚、比較例の３
００℃における伸びは測定不能であったため図示してい
ない。
【００５５】次に、図１０に示すように、高温圧縮試験
の結果、実施例１は、高温度域（１５０〜２５０℃）に
おいて、比較例よりも圧縮応力が高かった。この結果か
ら、実施例１は、比較例よりも高温圧縮強度が良好であ
ることがわかる。また、実施例１と実施例２とを比較す
ると、全温度域（常温〜３００℃）に亘って、実施例２
の方が実施例１よりも圧縮応力が高くなっており、実施
例２の方が実施例１よりも高温圧縮強度が高いことがわ
かる。
の結果、実施例１は、高温度域（１５０〜２５０℃）に
おいて、比較例よりも圧縮応力が高かった。この結果か
ら、実施例１は、比較例よりも高温圧縮強度が良好であ
ることがわかる。また、実施例１と実施例２とを比較す
ると、全温度域（常温〜３００℃）に亘って、実施例２
の方が実施例１よりも圧縮応力が高くなっており、実施
例２の方が実施例１よりも高温圧縮強度が高いことがわ
かる。
【００５６】以上の高温試験の結果から、実施例１，２
は、常温及び高温での強度が比較例よりも良好で、か
つ、常温靱性は比較例よりやや劣るものの、高温靱性は
比較例と略同等又は同等以上であることが確認された。
は、常温及び高温での強度が比較例よりも良好で、か
つ、常温靱性は比較例よりやや劣るものの、高温靱性は
比較例と略同等又は同等以上であることが確認された。
【００５７】（試験例４）外径φ８ｍｍの平滑試験片か
らなる試料を、実施例１、実施例２、および比較例を用
いてそれぞれ作製する。その後、各試料に対して、疲労
試験を行った。
らなる試料を、実施例１、実施例２、および比較例を用
いてそれぞれ作製する。その後、各試料に対して、疲労
試験を行った。
【００５８】疲労試験は、小野式回転曲げ試験で回転数
を3,000rpmとして行い、破断までの繰返し回数が１０7
（回）の時の応力振幅値により疲労強度を評価した。
を3,000rpmとして行い、破断までの繰返し回数が１０7
（回）の時の応力振幅値により疲労強度を評価した。
【００５９】破断までの繰返し回数（回）と応力振幅
（ＭＰａ）との関係を図１１に示す。ここで、図１１中
において、■印を結んだ線１１１は実施例１を、黒丸印
を結んだ線１１２は実施例２を、▲印を結んだ線１１３
は比較例を表している。
（ＭＰａ）との関係を図１１に示す。ここで、図１１中
において、■印を結んだ線１１１は実施例１を、黒丸印
を結んだ線１１２は実施例２を、▲印を結んだ線１１３
は比較例を表している。
【００６０】図１１に示すように、破断までの繰返し回
数が１０7 （回）の時の比較例の応力振幅は７０ＭＰａ
であった。これに対して、破断までの繰返し回数が１０
7 （回）の時の実施例１，２の応力振幅は、それぞれ９
０ＭＰａ（比較例の約１．２９倍）、８０ＭＰａ（比較
例の約１．１４倍）となり、疲労強度が良好であること
がわかった。
数が１０7 （回）の時の比較例の応力振幅は７０ＭＰａ
であった。これに対して、破断までの繰返し回数が１０
7 （回）の時の実施例１，２の応力振幅は、それぞれ９
０ＭＰａ（比較例の約１．２９倍）、８０ＭＰａ（比較
例の約１．１４倍）となり、疲労強度が良好であること
がわかった。
【００６１】（試験例５）実施例１および比較例からな
る試料に対して熱疲労試験を行い、熱疲労強度の評価を
行った。熱疲労試験は、各試料に対して低温→高温→低
温を１サイクルとする熱サイクルを与えるものであり、
歪み値が所定値に達した時の繰返し回数（回）により熱
疲労強度を評価した。
る試料に対して熱疲労試験を行い、熱疲労強度の評価を
行った。熱疲労試験は、各試料に対して低温→高温→低
温を１サイクルとする熱サイクルを与えるものであり、
歪み値が所定値に達した時の繰返し回数（回）により熱
疲労強度を評価した。
【００６２】熱疲労試験の結果、実施例１の繰返し回数
は比較例の約１．４倍を示した。このことから、実施例
１は、比較例よりも熱疲労強度が良好であることがわか
る。
は比較例の約１．４倍を示した。このことから、実施例
１は、比較例よりも熱疲労強度が良好であることがわか
る。
【００６３】試験例１〜５の結果、実施例１，２に焼戻
し温度２００〜３００℃の安定化処理を施したＴ７処理
体で、例えば、図１２に示したシリンダーヘッド１３１
を形成した場合、エンジン運転によりヘッド下面１３３
の温度が約２５０℃又は２５０℃以上となっても、安定
化処理が施されているため、エンジン運転中にシリンダ
ーヘッド１３１の機械的特性が低下することはない。
し温度２００〜３００℃の安定化処理を施したＴ７処理
体で、例えば、図１２に示したシリンダーヘッド１３１
を形成した場合、エンジン運転によりヘッド下面１３３
の温度が約２５０℃又は２５０℃以上となっても、安定
化処理が施されているため、エンジン運転中にシリンダ
ーヘッド１３１の機械的特性が低下することはない。
【００６４】また、エンジン運転中、このＴ７処理体か
らなるシリンダーヘッド１３１の上・下面１３２，１３
３に大きな温度差が生じるが、エンジン運転中にシリン
ダーヘッド１３１の機械的特性が低下することはないた
め、ヘッド上面１３２の薄肉部１３４、スプリングシー
ト座１３５、吸入ポート壁１３６、排出ポート壁１３
７、およびヘッド下面１３３の薄肉部１３８等に亀裂Ｋ
が生じ難い。
らなるシリンダーヘッド１３１の上・下面１３２，１３
３に大きな温度差が生じるが、エンジン運転中にシリン
ダーヘッド１３１の機械的特性が低下することはないた
め、ヘッド上面１３２の薄肉部１３４、スプリングシー
ト座１３５、吸入ポート壁１３６、排出ポート壁１３
７、およびヘッド下面１３３の薄肉部１３８等に亀裂Ｋ
が生じ難い。
【００６５】さらに、このシリンダーヘッドにおいて
は、疲労強度及び熱疲労強度が良好であるため、エンジ
ンの運転／停止の繰返しに伴う耐熱疲労性が、比較例か
らなるシリンダーヘッドよりも良好となる。
は、疲労強度及び熱疲労強度が良好であるため、エンジ
ンの運転／停止の繰返しに伴う耐熱疲労性が、比較例か
らなるシリンダーヘッドよりも良好となる。
【００６６】尚、本発明の鋳造用アルミニウム合金は、
上述したようにシリンダーヘッドのみにその用途が限定
されるものではなく、その他にも疲労強度及び熱疲労強
度が共に要求される鋳造用アルミニウム合金にも適用す
ることができることは言うまでもなく、例えば、シリン
ダーブロック、自動車用アルミホイール、マニホール
ド、油圧シリンダーボディ等が想定される。
上述したようにシリンダーヘッドのみにその用途が限定
されるものではなく、その他にも疲労強度及び熱疲労強
度が共に要求される鋳造用アルミニウム合金にも適用す
ることができることは言うまでもなく、例えば、シリン
ダーブロック、自動車用アルミホイール、マニホール
ド、油圧シリンダーボディ等が想定される。
【００６７】
【発明の効果】以上要するに本発明によれば、前述した
化学組成を有する鋳造体に安定化処理を施していること
で、引張強度が３２０ＭＰａ以上、伸びが５％以上とな
り、かつ、その合金を安定化処理における時効処理温度
近傍の高温環境下で使用しても、機械的特性が低下する
おそれがないという優れた効果を発揮する。
化学組成を有する鋳造体に安定化処理を施していること
で、引張強度が３２０ＭＰａ以上、伸びが５％以上とな
り、かつ、その合金を安定化処理における時効処理温度
近傍の高温環境下で使用しても、機械的特性が低下する
おそれがないという優れた効果を発揮する。
【図１】Ｃｕ含有量と引張強度との関係を示す図であ
る。
る。
【図２】Ｃｕ含有量と伸びとの関係を示す図である。
【図３】焼戻し温度と硬度との関係を示す図である。
【図４】焼戻し温度と引張強度との関係を示す図であ
る。
る。
【図５】時効処理時間と硬度との関係を示す図である。
【図６】時効処理時間と硬度との関係を示す図である。
【図７】時効処理時間と硬度との関係を示す図である。
【図８】温度と引張強度との関係を示す図である。
【図９】温度と伸びとの関係を示す図である。
【図１０】温度と圧縮応力との関係を示す図である。
【図１１】破断までの繰返し回数と応力振幅との関係を
示す図である。
示す図である。
【図１２】シリンダーヘッドの断面図である。
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 1/00 ６０２ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６１１ ６１１ ６３０Ｇ ６３０ ６３０Ａ ６３０Ｋ ６５０Ｄ ６５０ ６５１Ｂ ６５１ ６８２ ６８２ ６９１Ｂ ６９１ ６９１Ｃ Ｆ０２Ｍ 35/10 １０２Ｎ (72)発明者 峯 憲一郎 神奈川県藤沢市土棚８番地 いすゞ自動車 株式会社藤沢工場内 (72)発明者 熊野 正彦 神奈川県川崎市川崎区殿町３丁目25番１号 いすゞ自動車株式会社川崎工場内 (72)発明者 通山 哲 神奈川県川崎市川崎区殿町３丁目25番１号 いすゞ自動車株式会社川崎工場内 (72)発明者 辻村 明 神奈川県藤沢市土棚８番地 いすゞ自動車 株式会社藤沢工場内 (72)発明者 北村 真 神奈川県藤沢市土棚８番地 いすゞ自動車 株式会社藤沢工場内 (72)発明者 劉 悟玄 神奈川県藤沢市土棚８番地 いすゞ自動車 株式会社藤沢工場内 (72)発明者 上野 正巳 神奈川県藤沢市土棚８番地 いすゞ自動車 株式会社藤沢工場内 (72)発明者 森田 孝行 神奈川県川崎市川崎区殿町３丁目25番１号 いすゞ自動車株式会社川崎工場内 Ｆターム(参考） 3G024 AA01 AA21 GA01 GA21 HA07
Claims (5)
- 【請求項１】 疲労強度及び熱疲労強度が共に要求さ
れ、かつ、高温環境下で該疲労強度及び熱疲労強度が殆
ど劣化しない鋳造用アルミニウム合金において、化学組
成が、 Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ％、 Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、 Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、及び 残部：Ａｌからなる鋳造体に安定化処理を施してなるこ
とを特徴とする鋳造用アルミニウム合金。 - 【請求項２】 疲労強度及び熱疲労強度が共に要求さ
れ、かつ、高温環境下で該疲労強度及び熱疲労強度が殆
ど劣化しない鋳造用アルミニウム合金において、化学組
成が、 Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ％、 Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、 Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、及び 残部：Ａｌからなる鋳造体に安定化処理を施し、引張強
度を３２０ＭＰａ以上、伸びを５％以上としたことを特
徴とする鋳造用アルミニウム合金。 - 【請求項３】 疲労強度及び熱疲労強度が共に要求さ
れ、かつ、高温環境下で該疲労強度及び熱疲労強度が殆
ど劣化しない鋳造用アルミニウム合金において、化学組
成が、 Ｃｕ：０．８〜１．２ｗｔ％、 Ｍｇ：０．３〜０．５ｗｔ％、 Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、及び 残部：Ａｌからなる鋳造体に安定化処理を施し、引張強
度を３２０ＭＰａ以上、伸びを５％以上としたことを特
徴とする鋳造用アルミニウム合金。 - 【請求項４】 疲労強度及び熱疲労強度が共に要求さ
れ、かつ、高温環境下で該疲労強度及び熱疲労強度が殆
ど劣化しない鋳造用アルミニウム合金において、化学組
成が、 Ｃｕ：０．５〜０．８ｗｔ％、 Ｍｇ：０．５〜０．７ｗｔ％、 Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、及び 残部：Ａｌからなる鋳造体に安定化処理を施し、引張強
度を３２０ＭＰａ以上、伸びを５％以上としたことを特
徴とする鋳造用アルミニウム合金。 - 【請求項５】 疲労強度及び熱疲労強度が共に要求さ
れ、かつ、高温環境下で該疲労強度及び熱疲労強度が殆
ど劣化しない鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法にお
いて、化学組成が、 Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ％、 Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、 Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、及び 残部：Ａｌからなる鋳造体に、時効処理温度が２００〜
３００℃、好ましくは２２０〜２６０℃で、かつ、最高
強度が得られる時効処理時間よりも長い時間の安定化処
理を施すことを特徴とする鋳造用アルミニウム合金の熱
処理方法。
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