JP2002047526A - 強度，熱衝撃特性に優れたアルミニウム合金鋳物及びその製造方法 - Google Patents
強度，熱衝撃特性に優れたアルミニウム合金鋳物及びその製造方法Info
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- F02—COMBUSTION ENGINES; HOT-GAS OR COMBUSTION-PRODUCT ENGINE PLANTS
- F02F—CYLINDERS, PISTONS OR CASINGS, FOR COMBUSTION ENGINES; ARRANGEMENTS OF SEALINGS IN COMBUSTION ENGINES
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- F02F1/24—Cylinder heads
- F02F2001/248—Methods for avoiding thermal stress-induced cracks in the zone between valve seat openings
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- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
- F05C—INDEXING SCHEME RELATING TO MATERIALS, MATERIAL PROPERTIES OR MATERIAL CHARACTERISTICS FOR MACHINES, ENGINES OR PUMPS OTHER THAN NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES
- F05C2201/00—Metals
- F05C2201/90—Alloys not otherwise provided for
- F05C2201/903—Aluminium alloy, e.g. AlCuMgPb F34,37
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- Cylinder Crankcases Of Internal Combustion Engines (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 熱応力及び機械応力が繰返し加えられる環境
下でも、疲労破壊を生じることなく耐久性に優れたアル
ミニウム合金鋳物を提供する。 【構成】 このアルミニウム合金鋳物は、Ｓｉ：７．０
〜９．０％，Ｃｕ：１．５〜２．０％，Ｍｇ：０．３〜
０．６％，Ｆｅ：０．１５％以下，必要に応じＴｉ：
０．０１〜０．２５％，Ｂ：０．００１〜０．０５％，
Ｓｒ：０．００３〜０．０３％の１種又は２種以上を含
み、残部が実質的にＡｌであり、水素含有量が０．２ｃ
ｃ／１００ｇ以下、デンドライトアームスペーシングが
３０μｍ以下に規制されている。所定組成のアルミニウ
ム合金を冷却速度５℃／秒以上で鋳造した後、４５０℃
以上の昇温速度を１００℃／時以下に設定して５３０±
１０℃まで加熱し、当該温度域に２〜１０時間保持し、
次いで冷却速度５０℃／秒以上で冷却し、冷却後１時間
以内に１６０〜２００℃に４〜１２時間保持処理するこ
とにより製造される。
下でも、疲労破壊を生じることなく耐久性に優れたアル
ミニウム合金鋳物を提供する。 【構成】 このアルミニウム合金鋳物は、Ｓｉ：７．０
〜９．０％，Ｃｕ：１．５〜２．０％，Ｍｇ：０．３〜
０．６％，Ｆｅ：０．１５％以下，必要に応じＴｉ：
０．０１〜０．２５％，Ｂ：０．００１〜０．０５％，
Ｓｒ：０．００３〜０．０３％の１種又は２種以上を含
み、残部が実質的にＡｌであり、水素含有量が０．２ｃ
ｃ／１００ｇ以下、デンドライトアームスペーシングが
３０μｍ以下に規制されている。所定組成のアルミニウ
ム合金を冷却速度５℃／秒以上で鋳造した後、４５０℃
以上の昇温速度を１００℃／時以下に設定して５３０±
１０℃まで加熱し、当該温度域に２〜１０時間保持し、
次いで冷却速度５０℃／秒以上で冷却し、冷却後１時間
以内に１６０〜２００℃に４〜１２時間保持処理するこ
とにより製造される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、好適にはシリンダヘッ
ドに使用され、高強度で熱衝撃特性に優れたアルミニウ
ム合金鋳物及びその製造方法に関する。
ドに使用され、高強度で熱衝撃特性に優れたアルミニウ
ム合金鋳物及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車用エンジンでは、軽量性，冷却
能，加工性等を考慮してアルミニウム合金鋳物製シリン
ダヘッドが従来から使用されている。この種のアルミニ
ウム合金鋳物には一般にＡｌ−Ｓｉ系の合金が使用され
ているが、鋳造性に加えて高温強度及び熱衝撃強度に優
れていることが要求される。そこで、特開平１０−２５
１７９０号公報では、二次デンドライトアームスペーシ
ングを４５μｍ以下にすることにより、共晶Ｓｉを微細
化すると共に可能な限り球状化させ、熱疲労強度を改善
している。
能，加工性等を考慮してアルミニウム合金鋳物製シリン
ダヘッドが従来から使用されている。この種のアルミニ
ウム合金鋳物には一般にＡｌ−Ｓｉ系の合金が使用され
ているが、鋳造性に加えて高温強度及び熱衝撃強度に優
れていることが要求される。そこで、特開平１０−２５
１７９０号公報では、二次デンドライトアームスペーシ
ングを４５μｍ以下にすることにより、共晶Ｓｉを微細
化すると共に可能な限り球状化させ、熱疲労強度を改善
している。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ところで、自動車搭載
用エンジンの燃焼効率の向上に対する要求が環境問題か
ら強くなる一方であり、この傾向に対応して燃焼効率の
高い直噴式エンジンが主流になりつつある。直噴式のエ
ンジンでは、圧縮比を高めた燃料を燃焼室に直接噴射し
て燃焼させる方式が採られるため、燃焼室内に高い燃焼
圧力及び燃焼熱が発生する。燃焼圧力及び燃焼熱は、熱
衝撃及び機械応力としてシリンダヘッドに繰返し加えら
れる。そのため、エンジン用のシリンダーヘッドには、
強度及び熱衝撃強度の両方を同時に兼ね備えることが要
求される。
用エンジンの燃焼効率の向上に対する要求が環境問題か
ら強くなる一方であり、この傾向に対応して燃焼効率の
高い直噴式エンジンが主流になりつつある。直噴式のエ
ンジンでは、圧縮比を高めた燃料を燃焼室に直接噴射し
て燃焼させる方式が採られるため、燃焼室内に高い燃焼
圧力及び燃焼熱が発生する。燃焼圧力及び燃焼熱は、熱
衝撃及び機械応力としてシリンダヘッドに繰返し加えら
れる。そのため、エンジン用のシリンダーヘッドには、
強度及び熱衝撃強度の両方を同時に兼ね備えることが要
求される。
【０００４】従来のＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物では、直噴エ
ンジン用シリンダーヘッドに求められる熱衝撃強度及び
高温強度の何れか一方又は両方が不足するため熱衝撃及
び機械応力の繰返しによってシリンダヘッドに割れが発
生する虞がある。共晶Ｓｉの微細化及び球状化を図った
特開平１０−２５１７９０号公報のアルミニウム合金鋳
物でも、直噴エンジン用シリンダーヘッドでは不十分な
場合があった。特に、ディーゼルエンジンは、ガソリン
エンジンよりも燃焼温度が高く、シリンダーヘッドが３
５０℃前後まで加熱されるため優れた強度及び熱衝撃強
度、具体的には４００ＭＰａの引張り強度と５％の伸び
が要求されることから、ディーゼルエンジン用のシリン
ダーヘッドとして使用するには不十分であった。熱衝撃
強度は、靭性に依存するので、伸びが要求されている。
ンジン用シリンダーヘッドに求められる熱衝撃強度及び
高温強度の何れか一方又は両方が不足するため熱衝撃及
び機械応力の繰返しによってシリンダヘッドに割れが発
生する虞がある。共晶Ｓｉの微細化及び球状化を図った
特開平１０−２５１７９０号公報のアルミニウム合金鋳
物でも、直噴エンジン用シリンダーヘッドでは不十分な
場合があった。特に、ディーゼルエンジンは、ガソリン
エンジンよりも燃焼温度が高く、シリンダーヘッドが３
５０℃前後まで加熱されるため優れた強度及び熱衝撃強
度、具体的には４００ＭＰａの引張り強度と５％の伸び
が要求されることから、ディーゼルエンジン用のシリン
ダーヘッドとして使用するには不十分であった。熱衝撃
強度は、靭性に依存するので、伸びが要求されている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、このような問
題を解消すべく案出されたものであり、高温強度及び靭
性、更に耐食性をバランスさせた合金設計において破壊
の起点となる水素の含有量及びデンドライトアームスペ
ーシングのサイズを規制することにより、熱応力及び機
械応力が繰返し付与されるシリンダヘッド等の用途にお
いても優れた耐久性を呈するアルミニウム合金鋳物を提
供することを目的とする。
題を解消すべく案出されたものであり、高温強度及び靭
性、更に耐食性をバランスさせた合金設計において破壊
の起点となる水素の含有量及びデンドライトアームスペ
ーシングのサイズを規制することにより、熱応力及び機
械応力が繰返し付与されるシリンダヘッド等の用途にお
いても優れた耐久性を呈するアルミニウム合金鋳物を提
供することを目的とする。
【０００６】本発明のアルミニウム合金鋳物は、その目
的を達成するため、Ｓｉ：７．０〜９．０質量％，Ｃ
ｕ：１．５〜２．０質量％，Ｍｇ：０．３〜０．６質量
％，Ｆｅ：０．１５質量％以下を含み、残部が実質的に
Ａｌの組成をもち、水素含有量が０．２ｃｃ／１００ｇ
以下、デンドライトアームスペーシングが３０μｍ以下
であることを特徴とする。更にＴｉ：０．０１〜０．２
５質量％，Ｂ：０．００１〜０．０５質量％，Ｓｒ：
０．００３〜０．０３質量％の１種又は２種以上を含む
ことができる。
的を達成するため、Ｓｉ：７．０〜９．０質量％，Ｃ
ｕ：１．５〜２．０質量％，Ｍｇ：０．３〜０．６質量
％，Ｆｅ：０．１５質量％以下を含み、残部が実質的に
Ａｌの組成をもち、水素含有量が０．２ｃｃ／１００ｇ
以下、デンドライトアームスペーシングが３０μｍ以下
であることを特徴とする。更にＴｉ：０．０１〜０．２
５質量％，Ｂ：０．００１〜０．０５質量％，Ｓｒ：
０．００３〜０．０３質量％の１種又は２種以上を含む
ことができる。
【０００７】このアルミニウム合金鋳物は、所定組成に
調整されたアルミニウム合金を冷却速度５℃／秒以上で
鋳造した後、４５０℃以上の昇温速度を１００℃／時以
下に設定して５３０±１０℃まで加熱し、当該温度域に
２〜１０時間保持し、次いで冷却速度５０℃／秒以上で
冷却し、その後１６０〜２００℃に４〜１２時間保持処
理することにより製造される。
調整されたアルミニウム合金を冷却速度５℃／秒以上で
鋳造した後、４５０℃以上の昇温速度を１００℃／時以
下に設定して５３０±１０℃まで加熱し、当該温度域に
２〜１０時間保持し、次いで冷却速度５０℃／秒以上で
冷却し、その後１６０〜２００℃に４〜１２時間保持処
理することにより製造される。
【０００８】
【作用】ディーゼル車の直噴エンジン用シリンダーヘッ
ドのように高い機械的強度及び熱衝撃強度を兼ね備える
ことが要求される鋳物を得るためには、単に金属組織や
ポロシティ率を制御するだけでは、その要求を満たすに
は限界がある。金属組織の他に、合金組成も厳しく制御
する必要がある。そこで、本発明では、デンドライトア
ームスペーシングを３０μｍ以下に制御して機械的強度
を向上させると共に、一般的な鋳物では０．３５ｃｃ／
１００ｇである水素ガス含有量を０．２ｃｃ／１００ｇ
以下に規制することにより熱処理時のフクレの発生を抑
え、機械的強度，伸び及び熱衝撃強度の低下をおさえて
いる。
ドのように高い機械的強度及び熱衝撃強度を兼ね備える
ことが要求される鋳物を得るためには、単に金属組織や
ポロシティ率を制御するだけでは、その要求を満たすに
は限界がある。金属組織の他に、合金組成も厳しく制御
する必要がある。そこで、本発明では、デンドライトア
ームスペーシングを３０μｍ以下に制御して機械的強度
を向上させると共に、一般的な鋳物では０．３５ｃｃ／
１００ｇである水素ガス含有量を０．２ｃｃ／１００ｇ
以下に規制することにより熱処理時のフクレの発生を抑
え、機械的強度，伸び及び熱衝撃強度の低下をおさえて
いる。
【０００９】成分設計に際しては、複雑形状のシリンダ
ーヘッドを鋳造法で製造することから鋳造性の良好なＡ
ｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金をベースとし、Ｃｕ，Ｍｇ
の添加により機械的強度を向上させている。しかし、こ
れら元素をアルミニウムに添加すると鋳造性及び機械的
強度は向上するものの、添加量が増加するに従って靭
性、ひいては熱衝撃強度が低下し、耐食性も低下する。
ーヘッドを鋳造法で製造することから鋳造性の良好なＡ
ｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金をベースとし、Ｃｕ，Ｍｇ
の添加により機械的強度を向上させている。しかし、こ
れら元素をアルミニウムに添加すると鋳造性及び機械的
強度は向上するものの、添加量が増加するに従って靭
性、ひいては熱衝撃強度が低下し、耐食性も低下する。
【００１０】本願発明者等が鋭意研究を行った結果、Ｓ
ｉ：７．０〜９．０ｗｔ％，Ｃｕ：１．５〜２．０ｗｔ
％，Ｍｇ：０．３〜０．６ｗｔ％，Ｆｅ：０．１５ｗｔ
％以下の範囲内であれば、十分な鋳造性及び強度を保
ち、しかも靭性及び耐食性があまり低下しないという知
見が得られた。そこで、本願鋳物は、Ｓｉ：７．０〜
９．０ｗｔ％，Ｃｕ：１．５〜２．０ｗｔ％，Ｍｇ：
０．３〜０．６ｗｔ％，Ｆｅ：０．１５ｗｔ％以下を必
須成分とした。更に靭性を向上させるためにＳｒ、鋳造
性及び機械的強度を向上させるためにＴｉ及びＢを添加
してもよい。Ｔｉ及びＢは、結晶粒を微細化するので、
熱衝撃特性も向上させる。
ｉ：７．０〜９．０ｗｔ％，Ｃｕ：１．５〜２．０ｗｔ
％，Ｍｇ：０．３〜０．６ｗｔ％，Ｆｅ：０．１５ｗｔ
％以下の範囲内であれば、十分な鋳造性及び強度を保
ち、しかも靭性及び耐食性があまり低下しないという知
見が得られた。そこで、本願鋳物は、Ｓｉ：７．０〜
９．０ｗｔ％，Ｃｕ：１．５〜２．０ｗｔ％，Ｍｇ：
０．３〜０．６ｗｔ％，Ｆｅ：０．１５ｗｔ％以下を必
須成分とした。更に靭性を向上させるためにＳｒ、鋳造
性及び機械的強度を向上させるためにＴｉ及びＢを添加
してもよい。Ｔｉ及びＢは、結晶粒を微細化するので、
熱衝撃特性も向上させる。
【００１１】また、少ない合金成分の添加量で高強度を
得るため、Ｆｅを添加することにより、バーニングの発
生する温度を高め、５３０℃前後の高温に設定した溶体
化処理を採用し、鋳造時に析出した強度向上に寄与しな
いＭｇ2Ｓｉ等の析出物を母相中にほとんど固溶させ、
時効処理の効果を高める。なお、溶体化処理の際、１０
０℃／時を超える速度で昇温するとバーニングが発生
し、機械的強度が大きく低下してしまうので、溶体化処
理時のバーニングを防ぐため４５０℃以上での溶体化処
理時の昇温速度を１００℃／時以下に設定する。
得るため、Ｆｅを添加することにより、バーニングの発
生する温度を高め、５３０℃前後の高温に設定した溶体
化処理を採用し、鋳造時に析出した強度向上に寄与しな
いＭｇ2Ｓｉ等の析出物を母相中にほとんど固溶させ、
時効処理の効果を高める。なお、溶体化処理の際、１０
０℃／時を超える速度で昇温するとバーニングが発生
し、機械的強度が大きく低下してしまうので、溶体化処
理時のバーニングを防ぐため４５０℃以上での溶体化処
理時の昇温速度を１００℃／時以下に設定する。
【００１２】時効処理では、過時効となると、ＣｕＡｌ
2析出物が強度向上に寄与する準安定相から強度向上に
寄与しない安定相に変化し、機械的強度が低下するばか
りでなく、腐食の起点となるＣｕＡｌ2が粗大化し、耐
食性が低下する。過時効となった鋳物を３００℃を超え
る高温雰囲気に曝される直噴ディーゼルエンジン用シリ
ンダーヘッドに使用すると、使用中に残っていたＣｕＡ
ｌ2の準安定相から安定相への相変態及びＣｕＡｌ2の粗
大化がおこり、強度及び耐食性が低下しやすい。
2析出物が強度向上に寄与する準安定相から強度向上に
寄与しない安定相に変化し、機械的強度が低下するばか
りでなく、腐食の起点となるＣｕＡｌ2が粗大化し、耐
食性が低下する。過時効となった鋳物を３００℃を超え
る高温雰囲気に曝される直噴ディーゼルエンジン用シリ
ンダーヘッドに使用すると、使用中に残っていたＣｕＡ
ｌ2の準安定相から安定相への相変態及びＣｕＡｌ2の粗
大化がおこり、強度及び耐食性が低下しやすい。
【００１３】以下、本発明アルミニウム合金鋳物に含ま
れる合金成分，含有量，製造条件等を説明する。 Ｓｉ：７．０〜９．０質量％ 鋳造性及び強度の改善に有効な合金成分であり、７．０
質量％以上でＳｉ含有の効果が顕著になる。しかし、
９．０質量％を超える過剰量のＳｉが含まれると、靭性
が著しく低下し、熱衝撃強度が低下する。 Ｃｕ：１．５〜２．０質量％ ＣｕＡｌ2として析出して強度を向上する有効な合金成
分であり、１．５質量％以上でＣｕ含有の効果が顕著に
なる。しかし、ＣｕＡｌ2析出物は、破壊や腐食の起点
にもなり、２．０質量％を超える過剰量のＣｕ含有は、
ＣｕＡｌ2析出物が多く靭性及び耐食性が、低下する。
また、３５０℃の高温で使用されるとＣｕＡｌ2が準安
定相から安定相に相変態し、粗大化もおこり、強度，靭
性及び耐食性が次第に低下する。
れる合金成分，含有量，製造条件等を説明する。 Ｓｉ：７．０〜９．０質量％ 鋳造性及び強度の改善に有効な合金成分であり、７．０
質量％以上でＳｉ含有の効果が顕著になる。しかし、
９．０質量％を超える過剰量のＳｉが含まれると、靭性
が著しく低下し、熱衝撃強度が低下する。 Ｃｕ：１．５〜２．０質量％ ＣｕＡｌ2として析出して強度を向上する有効な合金成
分であり、１．５質量％以上でＣｕ含有の効果が顕著に
なる。しかし、ＣｕＡｌ2析出物は、破壊や腐食の起点
にもなり、２．０質量％を超える過剰量のＣｕ含有は、
ＣｕＡｌ2析出物が多く靭性及び耐食性が、低下する。
また、３５０℃の高温で使用されるとＣｕＡｌ2が準安
定相から安定相に相変態し、粗大化もおこり、強度，靭
性及び耐食性が次第に低下する。
【００１４】Ｍｇ：０．３〜０．６質量％ 熱処理時にＭｇ2Ｓｉとして析出し、強度を向上させる
合金成分であるが、多量のＣｕを含む系では強度向上に
有効なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物としても析出する。本
発明では、靭性及び耐食性の低下を防ぐためにＣｕ含有
量を抑えているので、少くないＣｕ含有量で高強度を得
るためにＭｇを添加する。Ｍｇの添加効果は０．３質量
％以上で顕著となるが、０．６質量％を超える過剰量の
Ｍｇが含まれると靭性が低下する。 Ｆｅ：０．１５質量％ バーニングの発生温度を高めるのに有効な合金成分であ
るが、過剰量のＦｅ含有は靭性に悪影響を及ぼす。そこ
で、本発明においては、Ｆｅ含有量の上限を０．１５質
量％に設定した。
合金成分であるが、多量のＣｕを含む系では強度向上に
有効なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物としても析出する。本
発明では、靭性及び耐食性の低下を防ぐためにＣｕ含有
量を抑えているので、少くないＣｕ含有量で高強度を得
るためにＭｇを添加する。Ｍｇの添加効果は０．３質量
％以上で顕著となるが、０．６質量％を超える過剰量の
Ｍｇが含まれると靭性が低下する。 Ｆｅ：０．１５質量％ バーニングの発生温度を高めるのに有効な合金成分であ
るが、過剰量のＦｅ含有は靭性に悪影響を及ぼす。そこ
で、本発明においては、Ｆｅ含有量の上限を０．１５質
量％に設定した。
【００１５】Ｔｉ：０．０１〜０．２５質量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、鋳物の結晶粒
を微細化し、鋳物の強度，靭性及び熱衝撃強度を向上さ
せる。０．０１％未満ではＴｉの添加効果は小さく、
０．２５％を越えると粗大な化合物を形成し、靭性が低
下する。 Ｂ：０．００１〜０．０５質量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、鋳物の結晶粒
を微細化し、鋳物の強度，靭性及び熱衝撃強度を向上さ
せる。０．００１％未満ではＢの添加効果は小さく０．
０５％を越えると粗大な化合物を形成し、靭性が低下す
る。Ｔｉと共に添加するとＴｉＢ2を形成し、微細化剤
として作用する場合もある。 Ｓｒ：０．００３〜０．０３質量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、共晶Ｓｉを球
状化し、熱衝撃強度を向上させる。Ｓｒの作用は、０．
００３％以上で顕著になるが、０．０３％より多くなる
と粗大な化合物を形成し、靭性が低下する。
を微細化し、鋳物の強度，靭性及び熱衝撃強度を向上さ
せる。０．０１％未満ではＴｉの添加効果は小さく、
０．２５％を越えると粗大な化合物を形成し、靭性が低
下する。 Ｂ：０．００１〜０．０５質量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、鋳物の結晶粒
を微細化し、鋳物の強度，靭性及び熱衝撃強度を向上さ
せる。０．００１％未満ではＢの添加効果は小さく０．
０５％を越えると粗大な化合物を形成し、靭性が低下す
る。Ｔｉと共に添加するとＴｉＢ2を形成し、微細化剤
として作用する場合もある。 Ｓｒ：０．００３〜０．０３質量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、共晶Ｓｉを球
状化し、熱衝撃強度を向上させる。Ｓｒの作用は、０．
００３％以上で顕著になるが、０．０３％より多くなる
と粗大な化合物を形成し、靭性が低下する。
【００１６】水素含有量：０．２ｃｃ／１００ｇ以下 アルミニウム合金鋳物に含まれる水素は、熱応力及び機
械応力が繰返し加えられる環境下では疲労破壊の起点と
なり、またアルミニウム合金鋳物自体の靭性に悪影響を
及ぼす。疲労破壊と水素含有量との関係を調査した結
果、水素含有量を０．２ｃｃ／１００ｇ以下に低減する
ことにより、含有水素に起因する悪影響が抑制され、ア
ルミニウム合金鋳物の熱衝撃特性及び靭性が改善される
ことを見出した。なお、水素含有量：０．２ｃｃ／１０
０ｇ以下は、溶湯中に不活性ガス，塩素ガス等をアルミ
ニウム合金１ｋｇ当り１ｌ以上注入することにより達成
される。
械応力が繰返し加えられる環境下では疲労破壊の起点と
なり、またアルミニウム合金鋳物自体の靭性に悪影響を
及ぼす。疲労破壊と水素含有量との関係を調査した結
果、水素含有量を０．２ｃｃ／１００ｇ以下に低減する
ことにより、含有水素に起因する悪影響が抑制され、ア
ルミニウム合金鋳物の熱衝撃特性及び靭性が改善される
ことを見出した。なお、水素含有量：０．２ｃｃ／１０
０ｇ以下は、溶湯中に不活性ガス，塩素ガス等をアルミ
ニウム合金１ｋｇ当り１ｌ以上注入することにより達成
される。
【００１７】デンドライトアームスペーシング：３０μ
ｍ以下 デンドライトアームスペーシングが大きくなるほど、ア
ルミニウム合金鋳物の強度が低下する。直噴ディーゼル
エンジン用シリンダヘッドとして必要な４００ＭＰａの
引張強さを得るためには、デンドライトアームスペーシ
ングを３０μｍ以下に規制することが必要である。ま
た、デンドライトアームスペーシングが小さいと、破壊
が発生しても亀裂の伝播が抑制されるので、熱衝撃特性
が向上する。シリンダーヘッドを製造する場合、燃焼部
近傍はより高温になり、燃焼圧力も高いので、デンドラ
イトアームスペーシングは２５μｍ以下に規制すること
が好ましい。なお、燃焼部近傍とは、燃焼室を形成する
部分の中で、排気ポートと吸気ポートに囲まれた部分
（図１の斜線部)を意味する。 鋳造時の冷却速度：５℃／秒以上 デンドライトアームスペーシングは鋳造時の冷却速度で
管理できる。デンドライトアームスペーシングを３０μ
ｍ以下に規制するためには、鋳造時の冷却速度を５℃／
秒以上として初晶の成長を抑制することが必要である。
又、２５μｍ以下とするためには７℃／秒以上とするこ
とが必要である。
ｍ以下 デンドライトアームスペーシングが大きくなるほど、ア
ルミニウム合金鋳物の強度が低下する。直噴ディーゼル
エンジン用シリンダヘッドとして必要な４００ＭＰａの
引張強さを得るためには、デンドライトアームスペーシ
ングを３０μｍ以下に規制することが必要である。ま
た、デンドライトアームスペーシングが小さいと、破壊
が発生しても亀裂の伝播が抑制されるので、熱衝撃特性
が向上する。シリンダーヘッドを製造する場合、燃焼部
近傍はより高温になり、燃焼圧力も高いので、デンドラ
イトアームスペーシングは２５μｍ以下に規制すること
が好ましい。なお、燃焼部近傍とは、燃焼室を形成する
部分の中で、排気ポートと吸気ポートに囲まれた部分
（図１の斜線部)を意味する。 鋳造時の冷却速度：５℃／秒以上 デンドライトアームスペーシングは鋳造時の冷却速度で
管理できる。デンドライトアームスペーシングを３０μ
ｍ以下に規制するためには、鋳造時の冷却速度を５℃／
秒以上として初晶の成長を抑制することが必要である。
又、２５μｍ以下とするためには７℃／秒以上とするこ
とが必要である。
【００１８】溶体化処理 アルミニウム合金鋳物は、析出している金属間化合物を
マトリックスに再固溶させ、過飽和固溶体とするため溶
体化処理される。溶体化処理に際しては、４５０℃以上
の温度域を１００℃／時以下の昇温速度で加熱し、５３
０±１０℃に２〜１０時間保持することにより析出物を
マトリックスに再固溶させる。１００℃／時を超える昇
温速度では。バーニング（局部的な溶融）が発生しやす
くなり、溶体化に必要な５３０±１０℃の温度までアル
ミニウム合金鋳物を加熱できなくなる。
マトリックスに再固溶させ、過飽和固溶体とするため溶
体化処理される。溶体化処理に際しては、４５０℃以上
の温度域を１００℃／時以下の昇温速度で加熱し、５３
０±１０℃に２〜１０時間保持することにより析出物を
マトリックスに再固溶させる。１００℃／時を超える昇
温速度では。バーニング（局部的な溶融）が発生しやす
くなり、溶体化に必要な５３０±１０℃の温度までアル
ミニウム合金鋳物を加熱できなくなる。
【００１９】溶体化処理条件は、金属間化合物の再固溶
を図るため５３０±１０℃×２〜１０時間の範囲で選定
される。５２０℃未満の溶体化温度や２時間未満の溶体
化時間では、金属間化合物が十分に再固溶せず、十分な
機械的強度や伸びが得られない。逆に５４０℃を越える
とバーニングが発生し、機械的強度や伸びが低下する。
また、１０時間を越えて溶体化しても、長時間処理に見
合った効果は得られない。溶体化処理されたアルミニウ
ム合金鋳物は５０℃／秒以上の冷却速度で冷却され、冷
却過程でＭｇ，Ｓｉ，Ｃｕ等の再析出が防止される。こ
れにより、後続の時効処理で強度付与に有効なＭｇ，Ｓ
ｉ，Ｃｕ等の固溶量が確保される。
を図るため５３０±１０℃×２〜１０時間の範囲で選定
される。５２０℃未満の溶体化温度や２時間未満の溶体
化時間では、金属間化合物が十分に再固溶せず、十分な
機械的強度や伸びが得られない。逆に５４０℃を越える
とバーニングが発生し、機械的強度や伸びが低下する。
また、１０時間を越えて溶体化しても、長時間処理に見
合った効果は得られない。溶体化処理されたアルミニウ
ム合金鋳物は５０℃／秒以上の冷却速度で冷却され、冷
却過程でＭｇ，Ｓｉ，Ｃｕ等の再析出が防止される。こ
れにより、後続の時効処理で強度付与に有効なＭｇ，Ｓ
ｉ，Ｃｕ等の固溶量が確保される。
【００２０】時効処理 溶体化処理されたアルミニウム合金鋳物は、冷却後時効
処理される。溶体化処理から時効処理までの時間が長い
と、マトリックスからＳｉ，Ｍｇ，Ｃｕ等が再析出する
自然時効によって強度付与に有効なＳｉ，Ｍｇ，Ｃｕ等
の固溶量が減少するので、溶体化処理後はすみやかに時
効処理を行うのが良い。溶体化処理後、１時間以内に時
効処理することが好ましい。時効処理は、Ｍｇ2Ｓｉ，
ＣｕＡｌ2等をマトリックスに析出させることにより、
引張強さ４００ＭＰａ以上の強度をアルミニウム合金鋳
物に付与する。時効処理条件は、１６０〜２００℃×４
〜１２時間の範囲で選定される。１６０℃未満の処理温
度や４時間に達しない加熱時間では、十分な析出量が得
られず、４００ＭＰａ以上の引張強さが付与できなくな
る。逆に、２００℃を超える加熱温度や１２時間を超え
る長時間加熱では、過時効によってアルミニウム合金鋳
物の強度，耐食性，熱衝撃強度が低下しやすくなる。特
に過時効となった鋳物を高温雰囲気に曝されるシリンダ
ヘッド等の部材に適用すると、使用中に時効が更に進
み、強度，耐食性及び熱衝撃強度が低下しやすい。
処理される。溶体化処理から時効処理までの時間が長い
と、マトリックスからＳｉ，Ｍｇ，Ｃｕ等が再析出する
自然時効によって強度付与に有効なＳｉ，Ｍｇ，Ｃｕ等
の固溶量が減少するので、溶体化処理後はすみやかに時
効処理を行うのが良い。溶体化処理後、１時間以内に時
効処理することが好ましい。時効処理は、Ｍｇ2Ｓｉ，
ＣｕＡｌ2等をマトリックスに析出させることにより、
引張強さ４００ＭＰａ以上の強度をアルミニウム合金鋳
物に付与する。時効処理条件は、１６０〜２００℃×４
〜１２時間の範囲で選定される。１６０℃未満の処理温
度や４時間に達しない加熱時間では、十分な析出量が得
られず、４００ＭＰａ以上の引張強さが付与できなくな
る。逆に、２００℃を超える加熱温度や１２時間を超え
る長時間加熱では、過時効によってアルミニウム合金鋳
物の強度，耐食性，熱衝撃強度が低下しやすくなる。特
に過時効となった鋳物を高温雰囲気に曝されるシリンダ
ヘッド等の部材に適用すると、使用中に時効が更に進
み、強度，耐食性及び熱衝撃強度が低下しやすい。
【００２１】
【実施例１】表１に示す合金組成の溶湯を重力鋳造法に
より、冷却速度を合金Ｎｏ．１〜３，５，７では７℃／
秒、合金Ｎｏ．４，６では２℃／秒に設定し、１２０×
１２０×２０ｍｍの板状に鋳造し、試験片を作製した。
鋳造の前に１０ｋｇのアルミニウム合金の溶湯に２ｌ／
分の流量でＡｒガスを５分間注入し、脱ガス処理を行っ
ておいた。なお、比較例は、自動車のシリンダーヘッド
用合金として従来よく使用されてきたＪＩＳ規格の合金
であり、合金Ｎｏ．４がＡＣ４Ｂ，５がＡＣ２Ｂ、合金
Ｎｏ．６，７がＡＣ４Ｃに相当する。
より、冷却速度を合金Ｎｏ．１〜３，５，７では７℃／
秒、合金Ｎｏ．４，６では２℃／秒に設定し、１２０×
１２０×２０ｍｍの板状に鋳造し、試験片を作製した。
鋳造の前に１０ｋｇのアルミニウム合金の溶湯に２ｌ／
分の流量でＡｒガスを５分間注入し、脱ガス処理を行っ
ておいた。なお、比較例は、自動車のシリンダーヘッド
用合金として従来よく使用されてきたＪＩＳ規格の合金
であり、合金Ｎｏ．４がＡＣ４Ｂ，５がＡＣ２Ｂ、合金
Ｎｏ．６，７がＡＣ４Ｃに相当する。
【００２２】
【００２３】各試験片を昇温速度１５０℃／時で加熱
し、５００℃に８時間保持した後、水温５０℃の水槽に
焼入れした。１時間経過した後、１８０℃×８時間の時
効処理を施した。時効処理された試験片を引張試験，熱
衝撃試験及び５００時間の塩水噴霧試験に供した。ま
た、試験片の金属組織を顕微鏡観察し、デンドライトア
ームスペーシングを測定した。
し、５００℃に８時間保持した後、水温５０℃の水槽に
焼入れした。１時間経過した後、１８０℃×８時間の時
効処理を施した。時効処理された試験片を引張試験，熱
衝撃試験及び５００時間の塩水噴霧試験に供した。ま
た、試験片の金属組織を顕微鏡観察し、デンドライトア
ームスペーシングを測定した。
【００２４】熱衝撃試験では、直径１００ｍｍ，板厚５
ｍｍの円板中央部に直径６０ｍｍ，深さ５ｍｍの凹部を
切削加工で形成した試験片を使用した。複数の試験片を
回転プーラの円周方向に取り付け、試験片の凹部を３５
０℃になるまでガスバーナーで１５秒加熱した後、回転
プーラを回転させて温度２０℃に保持した水槽に試験片
を投入し、３０秒間水中に試験片を保持し、次いで水槽
から取り出した試験片をそのままの状態で４５秒間保持
し、再びガスバーナーで加熱する熱サイクルを試験片が
割れるまで繰り返した。
ｍｍの円板中央部に直径６０ｍｍ，深さ５ｍｍの凹部を
切削加工で形成した試験片を使用した。複数の試験片を
回転プーラの円周方向に取り付け、試験片の凹部を３５
０℃になるまでガスバーナーで１５秒加熱した後、回転
プーラを回転させて温度２０℃に保持した水槽に試験片
を投入し、３０秒間水中に試験片を保持し、次いで水槽
から取り出した試験片をそのままの状態で４５秒間保持
し、再びガスバーナーで加熱する熱サイクルを試験片が
割れるまで繰り返した。
【００２５】表２の調査結果にみられるように、合金Ｎ
ｏ．１〜３（本発明例）は、引張強度，伸び，熱衝撃特
性，耐食性の何れにも優れていた。他方、合金Ｎｏ．
４，５（比較例）は合金Ｎｏ．１〜３（本発明例）に比
較して耐食性，伸び及び熱衝撃強度低く、合金Ｎｏ．
６，７（比較例）は伸び，熱衝撃強度，耐食性が良いも
のの引張強度が著しく低い値を示した。
ｏ．１〜３（本発明例）は、引張強度，伸び，熱衝撃特
性，耐食性の何れにも優れていた。他方、合金Ｎｏ．
４，５（比較例）は合金Ｎｏ．１〜３（本発明例）に比
較して耐食性，伸び及び熱衝撃強度低く、合金Ｎｏ．
６，７（比較例）は伸び，熱衝撃強度，耐食性が良いも
のの引張強度が著しく低い値を示した。
【００２６】
【００２７】
【実施例２】表１の合金Ｎｏ．２を実施例１と同じ方法
で鋳造した後、表３に示す熱処理を施し、実施例１と同
じ引張試験，熱衝撃試験及び塩水噴霧試験に供した。表
４の調査結果にみられるように、本発明に従った熱処理
条件Ａを施した鋳物は、比較例の熱処理を施した鋳物は
勿論、実施例１で得られた合金２の鋳物と比較しても、
引張強度，伸び，耐熱強度及び耐食性が高くなってい
た。この結果から、本発明合金に本発明の熱処理を施す
ことにより、引張強度，伸び，熱衝撃強度及び耐食性が
高くなることが判る。
で鋳造した後、表３に示す熱処理を施し、実施例１と同
じ引張試験，熱衝撃試験及び塩水噴霧試験に供した。表
４の調査結果にみられるように、本発明に従った熱処理
条件Ａを施した鋳物は、比較例の熱処理を施した鋳物は
勿論、実施例１で得られた合金２の鋳物と比較しても、
引張強度，伸び，耐熱強度及び耐食性が高くなってい
た。この結果から、本発明合金に本発明の熱処理を施す
ことにより、引張強度，伸び，熱衝撃強度及び耐食性が
高くなることが判る。
【００２８】これに対し、溶体化処理時の加熱速度を１
５０℃／時とする熱処理条件Ｂを施した鋳物は、引張強
度，伸びが全て著しく低くなっており、鋳物内部の金属
組織を観察したところ、バーニングが発生していること
が確認された。この結果は、５３０℃の高温に急速に加
熱したため、バーニングが発生し、引張強度及び伸びが
著しく低下したことを意味する。なお、著しく低い引張
強度及び伸びを示したことから、この鋳物については熱
衝撃試験及び塩水噴霧試験は、実施しなかった。
５０℃／時とする熱処理条件Ｂを施した鋳物は、引張強
度，伸びが全て著しく低くなっており、鋳物内部の金属
組織を観察したところ、バーニングが発生していること
が確認された。この結果は、５３０℃の高温に急速に加
熱したため、バーニングが発生し、引張強度及び伸びが
著しく低下したことを意味する。なお、著しく低い引張
強度及び伸びを示したことから、この鋳物については熱
衝撃試験及び塩水噴霧試験は、実施しなかった。
【００２９】
【００３０】
【００３１】
【実施例３】先ず表１に示すアルミニウム合金を用い、
シリンダーヘッドを製造した。その際の鋳造方法，鋳造
条件及び熱処理条件は、実施例１と同一条件とした。次
にそのシリンダーヘッドを利用したエンジンを製造し
た。そしてエンジンの運転／停止を繰り返し行い、シリ
ンダーヘッドの破壊耐久性を調査した。その結果を表５
に示す。表５の繰り返し回数及び総試験時間は、燃焼部
近傍（図１の斜線部）にキレツが発生し、キレツから冷
却水による水漏れに至るまでの回数を示している。又燃
焼部近傍のＤＡＳも測定し、その結果も表５に示す。表
５より、本発明例である合金Ｎｏ．１〜３を利用したシ
リンダーヘッドは、１１００回以上の試験に耐えたのに
対して、比較例の合金を利用したシリンダーヘッドは、
１０００回以下で水漏れが発生した。特に、伸びの低い
合金Ｎｏ．４，５では、合金Ｎｏ．１〜３の約半分の回
数で水漏れが発生した。
シリンダーヘッドを製造した。その際の鋳造方法，鋳造
条件及び熱処理条件は、実施例１と同一条件とした。次
にそのシリンダーヘッドを利用したエンジンを製造し
た。そしてエンジンの運転／停止を繰り返し行い、シリ
ンダーヘッドの破壊耐久性を調査した。その結果を表５
に示す。表５の繰り返し回数及び総試験時間は、燃焼部
近傍（図１の斜線部）にキレツが発生し、キレツから冷
却水による水漏れに至るまでの回数を示している。又燃
焼部近傍のＤＡＳも測定し、その結果も表５に示す。表
５より、本発明例である合金Ｎｏ．１〜３を利用したシ
リンダーヘッドは、１１００回以上の試験に耐えたのに
対して、比較例の合金を利用したシリンダーヘッドは、
１０００回以下で水漏れが発生した。特に、伸びの低い
合金Ｎｏ．４，５では、合金Ｎｏ．１〜３の約半分の回
数で水漏れが発生した。
【００３２】
【００３３】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明のアルミ
ニウム合金鋳物は、高温強度及び靭性をバランスさせた
合金設計において水素含有量及びデンドライトアームス
ペーシングを規制することにより、熱衝撃破壊の起点を
少なくし、熱応力及び機械応力が繰返し付与される用途
でも優れた耐久性を示す。このアルミニウム合金鋳物
は、常温強度，耐食性にも優れており、シリンダヘッド
を始め、ピストン等、耐熱構造部材として使用される。
ニウム合金鋳物は、高温強度及び靭性をバランスさせた
合金設計において水素含有量及びデンドライトアームス
ペーシングを規制することにより、熱衝撃破壊の起点を
少なくし、熱応力及び機械応力が繰返し付与される用途
でも優れた耐久性を示す。このアルミニウム合金鋳物
は、常温強度，耐食性にも優れており、シリンダヘッド
を始め、ピストン等、耐熱構造部材として使用される。
【図１】 直噴ディーゼルエンジン用シリンダーヘッド
───────────────────────────────────────────────────── 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 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｂ ６４０ ６４０Ａ ６８１ ６８１ ６９１ ６９１Ａ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ａ (72)発明者 堀川 宏 静岡県庵原郡蒲原町蒲原１丁目34番１号 日本軽金属株式会社グループ技術センター 内 (72)発明者 鈴木 聡 静岡県庵原郡蒲原町蒲原１丁目34番１号 日本軽金属株式会社グループ技術センター 内 (72)発明者 茂泉 健 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 内田 志朗 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三丁目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 DA02 GA01 HA07
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｓｉ：７．０〜９．０質量％，Ｃｕ：
１．５〜２．０質量％，Ｍｇ：０．３〜０．６質量％，
Ｆｅ：０．１５質量％以下を含み、残部が実質的にＡｌ
の組成をもち、水素含有量が０．２ｃｃ／１００ｇ以
下、デンドライトアームスペーシングが３０μｍ以下で
あることを特徴とする強度，熱衝撃特性に優れたアルミ
ニウム合金鋳物。 - 【請求項２】 更にＴｉ：０．０１〜０．２５質量％，
Ｂ：０．００１〜０．０５質量％，Ｓｒ：０．００３〜
０．０３質量％の１種又は２種以上を含む請求項１記載
のアルミニウム合金鋳物。 - 【請求項３】 請求項１又は２記載の組成をもつアルミ
ニウム合金を冷却速度５℃／秒以上で鋳造した後、４５
０℃以上の昇温速度を１００℃／時以下に設定して５３
０±１０℃まで加熱し、当該温度域に２〜１０時間保持
し、次いで冷却速度５０℃／秒以上で冷却し、その後１
６０〜２００℃に４〜１２時間保持処理することを特徴
とする強度，熱衝撃特性に優れたアルミニウム合金鋳物
の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１又は２記載のアルミニウム合金
鋳物で作られ、燃焼部近傍のデンドライトアームスペー
シングが２５μｍ以下であるシリンダーヘッド。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000230448A JP2002047526A (ja) | 2000-07-31 | 2000-07-31 | 強度，熱衝撃特性に優れたアルミニウム合金鋳物及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000230448A JP2002047526A (ja) | 2000-07-31 | 2000-07-31 | 強度，熱衝撃特性に優れたアルミニウム合金鋳物及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002047526A true JP2002047526A (ja) | 2002-02-15 |
Family
ID=18723407
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000230448A Pending JP2002047526A (ja) | 2000-07-31 | 2000-07-31 | 強度，熱衝撃特性に優れたアルミニウム合金鋳物及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002047526A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006104537A (ja) * | 2004-10-06 | 2006-04-20 | Nissin Kogyo Co Ltd | アルミニウム合金の鋳造方法 |
| EP2152923A1 (en) * | 2007-05-31 | 2010-02-17 | Alcan International Ltd. | Aluminum alloy formulations for reduced hot tear susceptibility |
| CN104131201A (zh) * | 2014-08-18 | 2014-11-05 | 河南誉金技术服务有限公司 | 一种Mg-Al基合金细化变质剂及其制备方法和应用 |
| US10174409B2 (en) | 2011-10-28 | 2019-01-08 | Alcoa Usa Corp. | High performance AlSiMgCu casting alloy |
| US10227679B2 (en) | 2013-12-20 | 2019-03-12 | Alcoa Usa Corp. | High performance AlSiMgCu casting alloy |
| CN110229980A (zh) * | 2019-05-09 | 2019-09-13 | 珠海市润星泰电器有限公司 | 一种铝合金固定夹及其生产工艺 |
-
2000
- 2000-07-31 JP JP2000230448A patent/JP2002047526A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006104537A (ja) * | 2004-10-06 | 2006-04-20 | Nissin Kogyo Co Ltd | アルミニウム合金の鋳造方法 |
| EP2152923A1 (en) * | 2007-05-31 | 2010-02-17 | Alcan International Ltd. | Aluminum alloy formulations for reduced hot tear susceptibility |
| EP2152923A4 (en) * | 2007-05-31 | 2012-03-28 | Alcan Int Ltd | ALUMINUM ALLOY FORMULATIONS WITH REDUCED SENSITIVITY TO HOT CURING |
| US10174409B2 (en) | 2011-10-28 | 2019-01-08 | Alcoa Usa Corp. | High performance AlSiMgCu casting alloy |
| US10227679B2 (en) | 2013-12-20 | 2019-03-12 | Alcoa Usa Corp. | High performance AlSiMgCu casting alloy |
| CN104131201A (zh) * | 2014-08-18 | 2014-11-05 | 河南誉金技术服务有限公司 | 一种Mg-Al基合金细化变质剂及其制备方法和应用 |
| CN110229980A (zh) * | 2019-05-09 | 2019-09-13 | 珠海市润星泰电器有限公司 | 一种铝合金固定夹及其生产工艺 |
| CN110229980B (zh) * | 2019-05-09 | 2021-04-20 | 珠海市润星泰电器有限公司 | 一种铝合金固定夹及其生产工艺 |
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Effective date: 20060131 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 |
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