JP2002249840A - ピストン用アルミニウム鋳造合金およびピストンの製造方法 - Google Patents
ピストン用アルミニウム鋳造合金およびピストンの製造方法Info
- Publication number
- JP2002249840A JP2002249840A JP2001045605A JP2001045605A JP2002249840A JP 2002249840 A JP2002249840 A JP 2002249840A JP 2001045605 A JP2001045605 A JP 2001045605A JP 2001045605 A JP2001045605 A JP 2001045605A JP 2002249840 A JP2002249840 A JP 2002249840A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- weight
- alloy
- piston
- less
- das
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Pistons, Piston Rings, And Cylinders (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 従来よりも実用疲労特性に優れたピストン用
アルミニウム鋳造合金およびピストンの製造方法を提供
すること。 【解決手段】 Ｍｇ：０．２重量％以下，Ｔｉ：０．１
〜０．３重量％，Ｓｉ：１１〜１５重量％，Ｃｕ：２〜
３．５重量％，Ｆｅ：０．２〜１重量％，Ｍｎ：０．２
〜１重量％，Ｎｉ：１〜３重量％，Ｐ：０．００１〜
０．０１５重量％，残部Ａｌおよび不純物からなり，基
地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間
隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２５以下であり，初晶Ｓｉ
が存在する過共晶組織を有する。
アルミニウム鋳造合金およびピストンの製造方法を提供
すること。 【解決手段】 Ｍｇ：０．２重量％以下，Ｔｉ：０．１
〜０．３重量％，Ｓｉ：１１〜１５重量％，Ｃｕ：２〜
３．５重量％，Ｆｅ：０．２〜１重量％，Ｍｎ：０．２
〜１重量％，Ｎｉ：１〜３重量％，Ｐ：０．００１〜
０．０１５重量％，残部Ａｌおよび不純物からなり，基
地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間
隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２５以下であり，初晶Ｓｉ
が存在する過共晶組織を有する。
Description
【０００１】
【技術分野】本発明は，実用疲労特性に優れたピストン
およびこれに用いるアルミニウム鋳造合金に関する。
およびこれに用いるアルミニウム鋳造合金に関する。
【０００２】
【従来技術】自動車のエンジン等の内燃機関において
は，それを構成する部品としてピストンが不可欠であ
り，従来よりアルミニウム鋳造合金を用いて作製されて
いる。このアルミニウム鋳造合金としては，種々のもの
が提案され改善がなされてきている。例えば，特開平８
−１０４９３７号公報の「高温強度に優れた内燃機関ピ
ストン用アルミニウム合金及び製造方法」においては，
Ｃｕ：３〜７重量％，Ｓｉ：８〜１３重量％，Ｍｇ：
０．３〜１重量％，Ｆｅ：０．１〜１．０重量％，Ｔ
ｉ：０．０１〜０．３重量％，Ｐ：０．００１〜０．０
１重量％，Ｃａ：０．０００１〜０．０１重量％及び必
要に応じてＮｉ：０．２〜２．５重量％を含み，Ｐ／Ｃ
ａが重量比で０．５〜５０の範囲に調整されている合金
が公開されている。
は，それを構成する部品としてピストンが不可欠であ
り，従来よりアルミニウム鋳造合金を用いて作製されて
いる。このアルミニウム鋳造合金としては，種々のもの
が提案され改善がなされてきている。例えば，特開平８
−１０４９３７号公報の「高温強度に優れた内燃機関ピ
ストン用アルミニウム合金及び製造方法」においては，
Ｃｕ：３〜７重量％，Ｓｉ：８〜１３重量％，Ｍｇ：
０．３〜１重量％，Ｆｅ：０．１〜１．０重量％，Ｔ
ｉ：０．０１〜０．３重量％，Ｐ：０．００１〜０．０
１重量％，Ｃａ：０．０００１〜０．０１重量％及び必
要に応じてＮｉ：０．２〜２．５重量％を含み，Ｐ／Ｃ
ａが重量比で０．５〜５０の範囲に調整されている合金
が公開されている。
【０００３】
【解決しようとする課題】しかしながら，上記公報に示
された合金は，従来よりある合金に比べ優れた耐磨耗性
を維持し，且つ高温強度が改善されるという特徴を有す
る。しかし，ピストンのピンボス部に応力集中が生じや
すいため，同部位の実用疲労特性が十分で無いという問
題がある。また，ピストンの高出力化に伴ない，３５０
℃付近まで晒される頂面部の高温疲労強度がまだ十分で
ないという問題もある。さらにピストンの内部に気孔が
発生し易く疲労特性のばらつきが大きいという問題もあ
る。
された合金は，従来よりある合金に比べ優れた耐磨耗性
を維持し，且つ高温強度が改善されるという特徴を有す
る。しかし，ピストンのピンボス部に応力集中が生じや
すいため，同部位の実用疲労特性が十分で無いという問
題がある。また，ピストンの高出力化に伴ない，３５０
℃付近まで晒される頂面部の高温疲労強度がまだ十分で
ないという問題もある。さらにピストンの内部に気孔が
発生し易く疲労特性のばらつきが大きいという問題もあ
る。
【０００４】また上記合金ではＣｕやＮｉなど耐熱性を
高める成分の増量により高温強度をある程度高めている
が，さらに添加量を高めると延性が低下し，それにより
疲労強度が低下してしまうという問題が生じる。またＣ
ｕ量が高いとＣｕ化合物が晶出する最終凝固部が材料内
に点在し，その部分に凝固収縮により気孔が生じてしま
う。このように，耐熱成分を増量する従来の方法だけで
は，ピストンとしての実用疲労特性をこれ以上向上でき
ない限界に達している。
高める成分の増量により高温強度をある程度高めている
が，さらに添加量を高めると延性が低下し，それにより
疲労強度が低下してしまうという問題が生じる。またＣ
ｕ量が高いとＣｕ化合物が晶出する最終凝固部が材料内
に点在し，その部分に凝固収縮により気孔が生じてしま
う。このように，耐熱成分を増量する従来の方法だけで
は，ピストンとしての実用疲労特性をこれ以上向上でき
ない限界に達している。
【０００５】本発明はかかる従来の問題点に鑑みてなさ
れたもので，従来よりも実用疲労特性に優れたピストン
用アルミニウム鋳造合金およびピストンの製造方法を提
供しようとするものである。
れたもので，従来よりも実用疲労特性に優れたピストン
用アルミニウム鋳造合金およびピストンの製造方法を提
供しようとするものである。
【０００６】
【課題の解決手段】第１発明（請求項１の発明）は，Ｍ
ｇ：０．２重量％以下，Ｔｉ：０．１〜０．３重量％，
Ｓｉ：１１〜１５重量％，Ｃｕ：２〜３．５重量％，Ｆ
ｅ：０．２〜１重量％，Ｍｎ：０．２〜１重量％，Ｎ
ｉ：１〜３重量％，Ｐ：０．００１〜０．０１５重量
％，残部Ａｌおよび不純物からなり，基地α−Ａｌ相の
結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比
ｄ／ＤＡＳが２５以下であり，初晶Ｓｉが存在する過共
晶組織を有することを特徴とするピストン用アルミニウ
ム鋳造合金にある。
ｇ：０．２重量％以下，Ｔｉ：０．１〜０．３重量％，
Ｓｉ：１１〜１５重量％，Ｃｕ：２〜３．５重量％，Ｆ
ｅ：０．２〜１重量％，Ｍｎ：０．２〜１重量％，Ｎ
ｉ：１〜３重量％，Ｐ：０．００１〜０．０１５重量
％，残部Ａｌおよび不純物からなり，基地α−Ａｌ相の
結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比
ｄ／ＤＡＳが２５以下であり，初晶Ｓｉが存在する過共
晶組織を有することを特徴とするピストン用アルミニウ
ム鋳造合金にある。
【０００７】本発明では，凝固組織の最適化，基地アル
ミ組織の最適化を図り，これらにより初めてピストンと
しての実用疲労特性を向上させることができる。まず，
Ｍｇ量の低減により，ピストンの実使用中にピンボス部
が晒される２００℃付近までの温度域での耐力を低減し
ている。これにより，ピストンに燃焼圧による負荷がか
かった際にピストンピンの変形に追従してピンボス部が
変形できる。そのため，両者の接触面積が広くなり，局
部的な応力集中が防止できる効果がある。この効果によ
り，ピンボス部の実用疲労特性が向上するメリットが生
じる。このような低耐力化による実用疲労特性の向上
は，従来のピストン材にはない全く新しいコンセプトで
ある。
ミ組織の最適化を図り，これらにより初めてピストンと
しての実用疲労特性を向上させることができる。まず，
Ｍｇ量の低減により，ピストンの実使用中にピンボス部
が晒される２００℃付近までの温度域での耐力を低減し
ている。これにより，ピストンに燃焼圧による負荷がか
かった際にピストンピンの変形に追従してピンボス部が
変形できる。そのため，両者の接触面積が広くなり，局
部的な応力集中が防止できる効果がある。この効果によ
り，ピンボス部の実用疲労特性が向上するメリットが生
じる。このような低耐力化による実用疲労特性の向上
は，従来のピストン材にはない全く新しいコンセプトで
ある。
【０００８】また，Ｔｉ添加により結晶粒を微細化し，
これによりデンドライトアームの整列を防止し，デンド
ライトアームの間隙に生成する晶出物が形成する凝固組
織を等方・均質化することができる。これにより，発生
するひずみの分布を均一にし，疲労強度を向上させてい
る。
これによりデンドライトアームの整列を防止し，デンド
ライトアームの間隙に生成する晶出物が形成する凝固組
織を等方・均質化することができる。これにより，発生
するひずみの分布を均一にし，疲労強度を向上させてい
る。
【０００９】また，Ｔｉ，Ｖ，Ｆｅ，Ｍｎの添加によ
り，高温強度を高め，ピストンの頂面部に必要な３５０
℃付近の高温疲労強度を高めている。また，凝固様式を
α−Ａｌ相が指向性凝固する過共晶凝固にすることによ
り，気孔の発生を防止している。
り，高温強度を高め，ピストンの頂面部に必要な３５０
℃付近の高温疲労強度を高めている。また，凝固様式を
α−Ａｌ相が指向性凝固する過共晶凝固にすることによ
り，気孔の発生を防止している。
【００１０】以下に，各合金元素量と組織形態の限定理
由を記する。 Ｍｇ：０．２重量％以下， Ｍｇは２００℃以下の低温での低耐力化と３５０℃付近
の高温での高耐力化を両立するために，低減した。Ｍｇ
含有量が０．２重量％を超えると，２００℃以下での耐
力が高まることによって，ピンボス部の応力集中が大き
くなるとともに，基地アルミ部の延性が低下して，同部
位のアルミ部に疲労亀裂が生じやすくなるデメリットが
生じる。好ましい範囲は０．１重量％以下である。この
限定により，上記効果はより明確に作用する。含有量が
少ないほど上記メリットは大きいが，高純度でコスト高
となるため，この位の限定が好ましい。
由を記する。 Ｍｇ：０．２重量％以下， Ｍｇは２００℃以下の低温での低耐力化と３５０℃付近
の高温での高耐力化を両立するために，低減した。Ｍｇ
含有量が０．２重量％を超えると，２００℃以下での耐
力が高まることによって，ピンボス部の応力集中が大き
くなるとともに，基地アルミ部の延性が低下して，同部
位のアルミ部に疲労亀裂が生じやすくなるデメリットが
生じる。好ましい範囲は０．１重量％以下である。この
限定により，上記効果はより明確に作用する。含有量が
少ないほど上記メリットは大きいが，高純度でコスト高
となるため，この位の限定が好ましい。
【００１１】Ｔｉ：０．１〜０．３重量％， Ｔｉ含有量が０．１重量％未満の場合，結晶粒の微細化
が不十分で，疲労強度を向上させるほど組織の等方・均
質化が達成されない。Ｔｉ含有量が０．３重量％を超え
る場合，基地アルミ相がＴｉ固溶により硬くなり過ぎて
せん断破壊を生じるおそれがあるとともに，粗大なＴｉ
化合物が生成し靱性が低下するおそれがある。なお，Ｔ
ｉの添加をＡｌ−Ｔｉ−Ｂ合金，Ａｌ−Ｔｉ−Ｃ合金な
どによって行う場合には，不純物としてＢおよびＣの含
有を許容する。
が不十分で，疲労強度を向上させるほど組織の等方・均
質化が達成されない。Ｔｉ含有量が０．３重量％を超え
る場合，基地アルミ相がＴｉ固溶により硬くなり過ぎて
せん断破壊を生じるおそれがあるとともに，粗大なＴｉ
化合物が生成し靱性が低下するおそれがある。なお，Ｔ
ｉの添加をＡｌ−Ｔｉ−Ｂ合金，Ａｌ−Ｔｉ−Ｃ合金な
どによって行う場合には，不純物としてＢおよびＣの含
有を許容する。
【００１２】Ｃｕ：２〜３．５重量％， Ｃｕ含有量が２重量％未満では，３５０℃付近の高温耐
力が十分でなく，疲労強度も不足する。Ｃｕ含有量が
３．５重量％を超えると，Ｃｕ化合物が晶出する最終凝
固部が点在して，凝固収縮によりこの部位に気孔が生成
する。これにより疲労強度が低下する。好ましい範囲は
２．５〜３．２５重量％である。この範囲で，さらに安
定して高い疲労特性が得られる。
力が十分でなく，疲労強度も不足する。Ｃｕ含有量が
３．５重量％を超えると，Ｃｕ化合物が晶出する最終凝
固部が点在して，凝固収縮によりこの部位に気孔が生成
する。これにより疲労強度が低下する。好ましい範囲は
２．５〜３．２５重量％である。この範囲で，さらに安
定して高い疲労特性が得られる。
【００１３】Ｓｉ：１１〜１５重量％， Ｓｉ含有量が１１重量％未満の場合，Ｐを添加しても過
共晶凝固させることができず，亜共晶凝固してしまうお
それがある。亜共晶凝固になると，凝固時に気孔の原因
となるガスを放出する基地α−Ａｌ相が分散して凝固
し，最終凝固部が点在するため気孔が生じやすい。Ｓｉ
含有量が１５重量％を超えると粗大な初晶Ｓｉが多量に
生成して，低温での延性や靭性が著しく低下するおそれ
がある。また，被削性が著しく低下するおそれがある。
Ｓｉ量が高いほど３５０℃付近の高温疲労強度は向上す
る。好ましい範囲は１２〜１４重量％である。この範囲
においてさらに安定して過共晶凝固が得られるととも
に，初晶Ｓｉの大きさ，量が適度であるため，さらに高
い疲労特性と適度な被削性を具備することができる。
共晶凝固させることができず，亜共晶凝固してしまうお
それがある。亜共晶凝固になると，凝固時に気孔の原因
となるガスを放出する基地α−Ａｌ相が分散して凝固
し，最終凝固部が点在するため気孔が生じやすい。Ｓｉ
含有量が１５重量％を超えると粗大な初晶Ｓｉが多量に
生成して，低温での延性や靭性が著しく低下するおそれ
がある。また，被削性が著しく低下するおそれがある。
Ｓｉ量が高いほど３５０℃付近の高温疲労強度は向上す
る。好ましい範囲は１２〜１４重量％である。この範囲
においてさらに安定して過共晶凝固が得られるととも
に，初晶Ｓｉの大きさ，量が適度であるため，さらに高
い疲労特性と適度な被削性を具備することができる。
【００１４】Ｆｅ：０．２〜１重量％， Ｆｅ含有により，Ｆｅ化合物が晶出物を生成する。この
晶出物の分散強化により高温耐力が向上する。Ｆｅ含有
量が０．２重量％未満では晶出物が少なく，高温耐力の
向上が十分でない。Ｆｅ含有量が１重量％を超えると，
粗大なＦｅ化合物を生成しやすく，凝固組織が不均質に
なり，局部的な応力集中が生じて疲労特性が低下するお
それがある。なお，Ｆｅ化合物とはＦｅを含む化合物の
総称とする。
晶出物の分散強化により高温耐力が向上する。Ｆｅ含有
量が０．２重量％未満では晶出物が少なく，高温耐力の
向上が十分でない。Ｆｅ含有量が１重量％を超えると，
粗大なＦｅ化合物を生成しやすく，凝固組織が不均質に
なり，局部的な応力集中が生じて疲労特性が低下するお
それがある。なお，Ｆｅ化合物とはＦｅを含む化合物の
総称とする。
【００１５】Ｍｎ：０．２〜１重量％， ＭｎもＦｅと同様，化合物を晶出させ，分散強化による
高温耐力の向上に寄与する。また，基地アルミ中に固溶
して，固溶強化により高温耐力を向上させる効果もあ
る。１重量％を超えると，粗大なＭｎ化合物を生成しや
すく，凝固組織が不均質になり，局部的な応力集中が生
じて疲労特性が低下するおそれがある。なお，Ｍｎ化合
物とはＭｎを含む化合物の総称とする。Ｍｎはまた，Ｆ
ｅ化合物中にも含有される。例えばＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−
Ｍｎ化合物は，ＦｅおよびＭｎを含むので，Ｆｅ化合物
とＭｎ化合物の両方に属する。
高温耐力の向上に寄与する。また，基地アルミ中に固溶
して，固溶強化により高温耐力を向上させる効果もあ
る。１重量％を超えると，粗大なＭｎ化合物を生成しや
すく，凝固組織が不均質になり，局部的な応力集中が生
じて疲労特性が低下するおそれがある。なお，Ｍｎ化合
物とはＭｎを含む化合物の総称とする。Ｍｎはまた，Ｆ
ｅ化合物中にも含有される。例えばＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−
Ｍｎ化合物は，ＦｅおよびＭｎを含むので，Ｆｅ化合物
とＭｎ化合物の両方に属する。
【００１６】Ｎｉ：１〜３重量％， ＮｉもＦｅ，Ｍｎと同じく，化合物を晶出させ，分散強
化による高温耐力の向上に寄与する。Ｎｉ含有量が１重
量％未満では，Ｎｉ化合物の晶出が少なく，高温耐力の
向上が不十分である。Ｎｉ含有量が３重量％を超えると
粗大なＮｉ化合物が晶出し，凝固組織が不均質になり，
局部的な応力集中が生じて疲労特性が低下するおそれが
ある。
化による高温耐力の向上に寄与する。Ｎｉ含有量が１重
量％未満では，Ｎｉ化合物の晶出が少なく，高温耐力の
向上が不十分である。Ｎｉ含有量が３重量％を超えると
粗大なＮｉ化合物が晶出し，凝固組織が不均質になり，
局部的な応力集中が生じて疲労特性が低下するおそれが
ある。
【００１７】Ｐ：０．００１〜０．０１５重量％， Ｐ添加により，安定した過共晶凝固を達成し，気孔発生
を防止する。また初晶Ｓｉを微細化し，延性や靭性を確
保する。０．０１５重量％を超えると，湯流れ性が悪化
し，凝固組織が不均質になる。
を防止する。また初晶Ｓｉを微細化し，延性や靭性を確
保する。０．０１５重量％を超えると，湯流れ性が悪化
し，凝固組織が不均質になる。
【００１８】次に，基地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次
デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳは２５
以下とする。上記ｄ／ＤＡＳが２５より大きいと，凝固
組織が不均質になり，局部的な応力集中が大きくなり，
その結果として疲労強度が低下する。好適な範囲は２０
以下である。この範囲で，デンドライトアームの整列が
ほぼ無くなり，デンドライトアームの間隙に生成する晶
出物がランダムな方位に分散して，凝固組織の均質化が
十分に達成される。以上のようなｄ／ＤＡＳの制御はＴ
ｉ含有量の制御および，必要に応じて後述するＴｉ添加
プロセスの併用により達成される。
デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳは２５
以下とする。上記ｄ／ＤＡＳが２５より大きいと，凝固
組織が不均質になり，局部的な応力集中が大きくなり，
その結果として疲労強度が低下する。好適な範囲は２０
以下である。この範囲で，デンドライトアームの整列が
ほぼ無くなり，デンドライトアームの間隙に生成する晶
出物がランダムな方位に分散して，凝固組織の均質化が
十分に達成される。以上のようなｄ／ＤＡＳの制御はＴ
ｉ含有量の制御および，必要に応じて後述するＴｉ添加
プロセスの併用により達成される。
【００１９】次に，組織形態は，初晶Ｓｉが存在する過
共晶組織とする。初晶Ｓｉは後述する図２，図３に示す
ごとく塊状の粒子（符号５７）である。凝固様式をα−
Ａｌ相が指向性凝固する過共晶凝固にすることにより，
気孔の発生を防止することができる。亜共晶凝固になる
と，凝固時に気孔の原因となるガスを放出する基地α−
Ａｌ相が分散してて凝固し，最終凝固部が点在するため
気孔が生じやすい。過共晶凝固への制御は主としてＳｉ
量とＰ添加量の調整で行う。しかし，Ｃａ，Ｎａなど亜
共晶凝固を促進する元素を多量に含む場合には，Ｐの増
量または亜共晶化促進元素量の低減により過共晶凝固を
達成することが必要である。なお，凝固様式が過共晶凝
固か亜共晶凝固かは初晶Ｓｉの有無で判断できる。
共晶組織とする。初晶Ｓｉは後述する図２，図３に示す
ごとく塊状の粒子（符号５７）である。凝固様式をα−
Ａｌ相が指向性凝固する過共晶凝固にすることにより，
気孔の発生を防止することができる。亜共晶凝固になる
と，凝固時に気孔の原因となるガスを放出する基地α−
Ａｌ相が分散してて凝固し，最終凝固部が点在するため
気孔が生じやすい。過共晶凝固への制御は主としてＳｉ
量とＰ添加量の調整で行う。しかし，Ｃａ，Ｎａなど亜
共晶凝固を促進する元素を多量に含む場合には，Ｐの増
量または亜共晶化促進元素量の低減により過共晶凝固を
達成することが必要である。なお，凝固様式が過共晶凝
固か亜共晶凝固かは初晶Ｓｉの有無で判断できる。
【００２０】次に，第２発明（請求項２の発明）は，Ｍ
ｇ：０．２重量％以下，Ｔｉ：０．１〜０．３重量％，
Ｓｉ：１１〜１５重量％，Ｃｕ：２〜３．５重量％，Ｆ
ｅ：０．２〜１重量％，Ｍｎ：０．２〜１重量％，Ｎ
ｉ：１〜３重量％，Ｐ：０．００１〜０．０１５重量
％，Ｖ：０．０３〜０．３重量％，残部Ａｌおよび不純
物からなり，基地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次デンド
ライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２５以下で
あり，初晶Ｓｉが存在する過共晶組織を有することを特
徴とするピストン用アルミニウム鋳造合金にある。
ｇ：０．２重量％以下，Ｔｉ：０．１〜０．３重量％，
Ｓｉ：１１〜１５重量％，Ｃｕ：２〜３．５重量％，Ｆ
ｅ：０．２〜１重量％，Ｍｎ：０．２〜１重量％，Ｎ
ｉ：１〜３重量％，Ｐ：０．００１〜０．０１５重量
％，Ｖ：０．０３〜０．３重量％，残部Ａｌおよび不純
物からなり，基地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次デンド
ライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２５以下で
あり，初晶Ｓｉが存在する過共晶組織を有することを特
徴とするピストン用アルミニウム鋳造合金にある。
【００２１】本発明の合金は，上記第１発明の合金に，
さらにＶ：０．０３〜０．３重量％を添加したものであ
る。この場合には，Ｖ添加により，高温耐力が顕著に増
加し高温疲労強度がさらに高まる。また，Ｖ添加は第１
発明の合金の強化メカニズムを損なうことなく，高温疲
労強度をさらに高めるという付加的効果を発現できる。
Ｖ含有量が０．０３重量％未満では高温耐力の向上が不
十分である。０．３重量％を超えると均一な溶解が難し
く，組織が不均質になる。
さらにＶ：０．０３〜０．３重量％を添加したものであ
る。この場合には，Ｖ添加により，高温耐力が顕著に増
加し高温疲労強度がさらに高まる。また，Ｖ添加は第１
発明の合金の強化メカニズムを損なうことなく，高温疲
労強度をさらに高めるという付加的効果を発現できる。
Ｖ含有量が０．０３重量％未満では高温耐力の向上が不
十分である。０．３重量％を超えると均一な溶解が難し
く，組織が不均質になる。
【００２２】次に，第３発明（請求項３の発明）は，Ｔ
ｉ：０．１〜０．３重量％，Ｍｇ：０．５〜２重量％，
Ｓｉ：１１〜１３重量％，Ｃｕ：２〜３．５重量％，Ｆ
ｅ：０〜０．７重量％，Ｍｎ：０〜０．７重量％，Ｎ
ｉ：０．５〜１．５重量％，Ｐ：０．００１〜０．０１
５重量％，残部Ａｌおよび不純物からなり，基地α−Ａ
ｌ相の結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳ
との比ｄ／ＤＡＳが２５以下であり，初晶Ｓｉが存在す
る過共晶組織を有することを特徴とするピストン用アル
ミニウム鋳造合金にある。
ｉ：０．１〜０．３重量％，Ｍｇ：０．５〜２重量％，
Ｓｉ：１１〜１３重量％，Ｃｕ：２〜３．５重量％，Ｆ
ｅ：０〜０．７重量％，Ｍｎ：０〜０．７重量％，Ｎ
ｉ：０．５〜１．５重量％，Ｐ：０．００１〜０．０１
５重量％，残部Ａｌおよび不純物からなり，基地α−Ａ
ｌ相の結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳ
との比ｄ／ＤＡＳが２５以下であり，初晶Ｓｉが存在す
る過共晶組織を有することを特徴とするピストン用アル
ミニウム鋳造合金にある。
【００２３】この合金は，上記第１発明の合金に比較し
て，Ｍｇ量が高く，それに準じて，Ｓｉ，Ｆｅ，Ｍｎ，
Ｎｉ量を最適化している。高Ｍｇ化により基地アルミ部
が析出強化され延性が乏しくなるので，Ｓｉ，Ｆｅ，Ｍ
ｎ，Ｎｉなどによって生成する晶出物の大きさと量を適
正にする必要がある。晶出物が粗大またはその量が多す
ぎると，基地アルミとの界面に応力集中が生じて，界面
の剥離や晶出物の割れが生じ易い。それが疲労破壊の起
点となるので，合金の疲労強度が低下する。
て，Ｍｇ量が高く，それに準じて，Ｓｉ，Ｆｅ，Ｍｎ，
Ｎｉ量を最適化している。高Ｍｇ化により基地アルミ部
が析出強化され延性が乏しくなるので，Ｓｉ，Ｆｅ，Ｍ
ｎ，Ｎｉなどによって生成する晶出物の大きさと量を適
正にする必要がある。晶出物が粗大またはその量が多す
ぎると，基地アルミとの界面に応力集中が生じて，界面
の剥離や晶出物の割れが生じ易い。それが疲労破壊の起
点となるので，合金の疲労強度が低下する。
【００２４】以下に，各合金元素量の限定理由を記す
る。 Ｔｉ：０．１〜０．３重量％， Ｃｕ：２〜３．５重量％， Ｐ：０．００１〜０．０１５重量％， Ｔｉ，Ｃｕ，Ｐの含有量の限定理由は上記第１発明の場
合と同様である。なお，Ｔｉの添加をＡｌ−Ｔｉ−Ｂ合
金，Ａｌ−Ｔｉ−Ｃ合金などによって行う場合には，不
純物としてＢおよびＣの含有を許容する。
る。 Ｔｉ：０．１〜０．３重量％， Ｃｕ：２〜３．５重量％， Ｐ：０．００１〜０．０１５重量％， Ｔｉ，Ｃｕ，Ｐの含有量の限定理由は上記第１発明の場
合と同様である。なお，Ｔｉの添加をＡｌ−Ｔｉ−Ｂ合
金，Ａｌ−Ｔｉ−Ｃ合金などによって行う場合には，不
純物としてＢおよびＣの含有を許容する。
【００２５】Ｍｇ：０．５〜２重量％， ＭｇはＭｇ2Ｓｉ系の析出物を生成させ，その析出強化
によって２００℃以下の低温での耐力を改善する。２重
量％を超えるとＭｇ2Ｓｉが凝固過程で晶出物として生
成し，これにより靭性が低下する。０．５重量％未満で
は析出量が少なく，２００℃での材料としての疲労強度
が十分でない。
によって２００℃以下の低温での耐力を改善する。２重
量％を超えるとＭｇ2Ｓｉが凝固過程で晶出物として生
成し，これにより靭性が低下する。０．５重量％未満で
は析出量が少なく，２００℃での材料としての疲労強度
が十分でない。
【００２６】上記第１，第２発明の合金に比べると第３
発明の合金は耐力が高く，ピストンのピンボス部におい
てピンとの接触による応力集中を生じ易い。従って，こ
の合金を使用する場合には，ピンボス部の接触面積を増
やして応力集中を低減するピン穴形状の最適設計が必要
である。すなわち，ピンボス部の応力集中を形状設計な
どによって解決できる場合には，本第３発明の合金が最
適であるのに対して，形状設計等の他の方法により解決
できない場合には，第１，第２発明の合金を用いること
が好ましい。それゆえ，第１〜３の合金により，種々の
設計をしたピストンのいずれにも対応できる。
発明の合金は耐力が高く，ピストンのピンボス部におい
てピンとの接触による応力集中を生じ易い。従って，こ
の合金を使用する場合には，ピンボス部の接触面積を増
やして応力集中を低減するピン穴形状の最適設計が必要
である。すなわち，ピンボス部の応力集中を形状設計な
どによって解決できる場合には，本第３発明の合金が最
適であるのに対して，形状設計等の他の方法により解決
できない場合には，第１，第２発明の合金を用いること
が好ましい。それゆえ，第１〜３の合金により，種々の
設計をしたピストンのいずれにも対応できる。
【００２７】そして，３５０℃付近での高温疲労強度を
より重視し，ピンボス部の応力集中を最適形状設計によ
りある程度抑えたピストンの場合には，第１，第２の合
金のＭｇ量を０．２〜０．５重量％まで高めた合金が最
適である。０．２重量％以上のＭｇ量により適度な析出
強化が図られ，２００℃付近における疲労強度が著しく
向上する。０．５重量％を超えると基地アルミ相が析出
強化により硬くなり過ぎて，晶出物との界面に応力集中
が生じ，界面剥離や晶出物の割れが生じて，疲労強度が
低下する。すなわち，Ｍｇ量が０．５重量％を超える場
合には第３発明の合金のごとく，Ｓｉ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｎ
ｉ量を次のように最適化する必要がある。
より重視し，ピンボス部の応力集中を最適形状設計によ
りある程度抑えたピストンの場合には，第１，第２の合
金のＭｇ量を０．２〜０．５重量％まで高めた合金が最
適である。０．２重量％以上のＭｇ量により適度な析出
強化が図られ，２００℃付近における疲労強度が著しく
向上する。０．５重量％を超えると基地アルミ相が析出
強化により硬くなり過ぎて，晶出物との界面に応力集中
が生じ，界面剥離や晶出物の割れが生じて，疲労強度が
低下する。すなわち，Ｍｇ量が０．５重量％を超える場
合には第３発明の合金のごとく，Ｓｉ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｎ
ｉ量を次のように最適化する必要がある。
【００２８】Ｓｉ：１１〜１３重量％， Ｓｉ含有量が１３重量％を超えると初晶Ｓｉが粗大化
し，またその生成量が増加して，低温での延性や靱性が
十分確保できない。
し，またその生成量が増加して，低温での延性や靱性が
十分確保できない。
【００２９】Ｆｅ：０〜０．７重量％， ３５０℃付近の高温強度を最重視すると０．２重量％以
上のＦｅの含有が必須となるが，本合金では，ピンボス
部の２００℃付近での疲労強度をより重視するため，Ｆ
ｅの下限は０まで許容する。Ｆｅ含有量が低いと材料の
延性が増す効果も発現し，応力集中部での亀裂の発生を
防止する。
上のＦｅの含有が必須となるが，本合金では，ピンボス
部の２００℃付近での疲労強度をより重視するため，Ｆ
ｅの下限は０まで許容する。Ｆｅ含有量が低いと材料の
延性が増す効果も発現し，応力集中部での亀裂の発生を
防止する。
【００３０】Ｍｎ：０〜０．７重量％， ＭｎもＦｅと同様，下限を０とする。理由は同じくピン
ボス部の疲労強度を重視するためである。また，Ｍｎ含
有量が低いと延性が向上する効果も発現し，応力集中部
での亀裂の発生を防止する。
ボス部の疲労強度を重視するためである。また，Ｍｎ含
有量が低いと延性が向上する効果も発現し，応力集中部
での亀裂の発生を防止する。
【００３１】Ｎｉ：０．５〜１．５重量％， Ｎｉ化合物を小さくかつ少なくするため，第１，２発明
の合金より，含有量を少なくした。Ｎｉ含有量が０．５
重量％未満では，Ｎｉ化合物の晶出が少なく，高温耐力
の向上が不十分である。Ｎｉ含有量が１．５重量％を超
えるとＮｉ化合物が大きすぎて，剥離や割れが生じて疲
労特性が低下するおそれがある。
の合金より，含有量を少なくした。Ｎｉ含有量が０．５
重量％未満では，Ｎｉ化合物の晶出が少なく，高温耐力
の向上が不十分である。Ｎｉ含有量が１．５重量％を超
えるとＮｉ化合物が大きすぎて，剥離や割れが生じて疲
労特性が低下するおそれがある。
【００３２】また，第３発明においても，上記と同様
に，基地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次デンドライトア
ーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳは２５以下とし，組織
形態は，初晶Ｓｉが存在する過共晶組織とする。
に，基地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次デンドライトア
ーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳは２５以下とし，組織
形態は，初晶Ｓｉが存在する過共晶組織とする。
【００３３】次に，第４発明（請求項４の発明）は，上
記第１〜第３発明のピストン用アルミニウム鋳造合金よ
りなるピストンを製造する方法であって，Ｔｉ含有量が
０．１重量％以下の合金溶湯を準備し，該合金溶湯にＡ
ｌ−Ｔｉ合金を添加して上記合金溶湯内のＴｉ含有量を
増した後，該合金溶湯を７００℃以上の温度に保持する
と共に上記Ａｌ−Ｔｉ合金の添加後８時間以内に，鋳型
内に注湯して上記ピストンを鋳造することを特徴とする
ピストンの製造方法にある。
記第１〜第３発明のピストン用アルミニウム鋳造合金よ
りなるピストンを製造する方法であって，Ｔｉ含有量が
０．１重量％以下の合金溶湯を準備し，該合金溶湯にＡ
ｌ−Ｔｉ合金を添加して上記合金溶湯内のＴｉ含有量を
増した後，該合金溶湯を７００℃以上の温度に保持する
と共に上記Ａｌ−Ｔｉ合金の添加後８時間以内に，鋳型
内に注湯して上記ピストンを鋳造することを特徴とする
ピストンの製造方法にある。
【００３４】本発明では，Ｔｉ添加を上記の様なプロセ
スで行うことにより，ｄ／ＤＡＳが２５以下の凝固組織
が均質な合金およびその合金からなるピストンを量産工
程で円滑に安定して製造できる。
スで行うことにより，ｄ／ＤＡＳが２５以下の凝固組織
が均質な合金およびその合金からなるピストンを量産工
程で円滑に安定して製造できる。
【００３５】Ａｌ−Ｔｉ合金のＴｉ含有量は２〜１２重
量％が好適である。最適含有量は５重量％であり，１〜
５ｋｇ塊の形で供給されるインゴットを用いることがよ
り好ましい。これにより，添加用合金の品質が安定し，
製作した合金およびピストンの品質が安定する。
量％が好適である。最適含有量は５重量％であり，１〜
５ｋｇ塊の形で供給されるインゴットを用いることがよ
り好ましい。これにより，添加用合金の品質が安定し，
製作した合金およびピストンの品質が安定する。
【００３６】また，Ｔｉの添加にＡｌ−Ｔｉ−Ｂ合金，
またはＡｌ−Ｔｉ−Ｃ合金などの結晶粒微細化用母合金
を用いても良い。すなわち，上記Ａｌ−Ｔｉ合金は，Ａ
ｌ−Ｔｉの他に添加元素を含有する合金をも含む概念で
ある。但し，この場合には，合金が溶解し微細化効果が
出現するまでの潜伏時間と微細化効果が低下するととも
にＴｉ化合物が凝集・沈降する時間が供試母合金ごとに
規定されているので，その条件に従い，添加後，注湯ま
でのプロセスを厳密に管理する必要がある。Ａｌ−Ｔｉ
合金添加の場合には，７００℃以上で保持しておけばＴ
ｉ化合物の凝集が生じ難く，溶解後３０分程度から少な
くとも８時間程度は微細化効果を維持できる。
またはＡｌ−Ｔｉ−Ｃ合金などの結晶粒微細化用母合金
を用いても良い。すなわち，上記Ａｌ−Ｔｉ合金は，Ａ
ｌ−Ｔｉの他に添加元素を含有する合金をも含む概念で
ある。但し，この場合には，合金が溶解し微細化効果が
出現するまでの潜伏時間と微細化効果が低下するととも
にＴｉ化合物が凝集・沈降する時間が供試母合金ごとに
規定されているので，その条件に従い，添加後，注湯ま
でのプロセスを厳密に管理する必要がある。Ａｌ−Ｔｉ
合金添加の場合には，７００℃以上で保持しておけばＴ
ｉ化合物の凝集が生じ難く，溶解後３０分程度から少な
くとも８時間程度は微細化効果を維持できる。
【００３７】次に，請求項５の発明のように，上記合金
溶湯にＡｌ−Ｃｕ−Ｐ合金の形でＰを添加して，過共晶
凝固させると共に初晶Ｓｉ粒径を５０μｍ以下に微細化
することが好ましい。Ｐ添加は，初晶Ｓｉの微細化用に
供給されるＡｌ−Ｃｕ−Ｐ合金の形で行うのが好まし
い。これにより，量産工程で初晶Ｓｉ粒径を５０μｍ以
下に安定的に微細化できる。
溶湯にＡｌ−Ｃｕ−Ｐ合金の形でＰを添加して，過共晶
凝固させると共に初晶Ｓｉ粒径を５０μｍ以下に微細化
することが好ましい。Ｐ添加は，初晶Ｓｉの微細化用に
供給されるＡｌ−Ｃｕ−Ｐ合金の形で行うのが好まし
い。これにより，量産工程で初晶Ｓｉ粒径を５０μｍ以
下に安定的に微細化できる。
【００３８】次に，請求項６の発明のように，鋳造後の
上記ピストンを，温度４７０〜５００℃で２〜１２時間
溶体化加熱後，温水中に焼き入れした後，温度２００〜
２５０℃で２〜１２時間時効処理を施すことが好まし
い。すなわち，上記アルミニウム鋳造合金よりなるピス
トンは，鋳造後，溶体化処理と時効処理を施し，目的形
状に機械加工して得られる。
上記ピストンを，温度４７０〜５００℃で２〜１２時間
溶体化加熱後，温水中に焼き入れした後，温度２００〜
２５０℃で２〜１２時間時効処理を施すことが好まし
い。すなわち，上記アルミニウム鋳造合金よりなるピス
トンは，鋳造後，溶体化処理と時効処理を施し，目的形
状に機械加工して得られる。
【００３９】この熱処理条件としては，上記のごとき条
件が好ましい。特に溶体化加熱温度の上限は５００℃を
超えない様，厳密に制御することが好ましい。５００℃
を超えると部分的に溶融し，再凝固の際に気孔を生成す
るおそれがある。このような熱処理条件により，上記合
金の特性を十分に発揮し，均質で性能の安定したピスト
ンを得ることができる。
件が好ましい。特に溶体化加熱温度の上限は５００℃を
超えない様，厳密に制御することが好ましい。５００℃
を超えると部分的に溶融し，再凝固の際に気孔を生成す
るおそれがある。このような熱処理条件により，上記合
金の特性を十分に発揮し，均質で性能の安定したピスト
ンを得ることができる。
【００４０】なお，熱処理コストを低減するため，上記
溶体化処理の代わりに鋳造焼き入れ（鋳造直後に温水中
に焼き入れ）を用いてもよい。この場合，焼き入れ直前
のピストン温度は４００℃以上であることが好ましい。
ピストンの鋳造方法としては，低コストな重力鋳造が利
用できる。但し，高圧鋳造，ダイカストなどでも鋳造可
能である。
溶体化処理の代わりに鋳造焼き入れ（鋳造直後に温水中
に焼き入れ）を用いてもよい。この場合，焼き入れ直前
のピストン温度は４００℃以上であることが好ましい。
ピストンの鋳造方法としては，低コストな重力鋳造が利
用できる。但し，高圧鋳造，ダイカストなどでも鋳造可
能である。
【００４１】また，Ｔｉの添加は溶解の最終工程にて，
Ａｌ−Ｔｉ合金，Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金，またはＡｌ−Ｔ
ｉ−Ｃ合金などの母合金添加の形で行うのが望ましい。
これにより，結晶粒が十分に微細化され組織が等方・均
質化されるとともに，凝集したＴｉ化合物の混入を抑制
できる。
Ａｌ−Ｔｉ合金，Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金，またはＡｌ−Ｔ
ｉ−Ｃ合金などの母合金添加の形で行うのが望ましい。
これにより，結晶粒が十分に微細化され組織が等方・均
質化されるとともに，凝集したＴｉ化合物の混入を抑制
できる。
【００４２】
【発明の実施の形態】実施形態例１ 本発明の実施形態例にかかるピストン用アルミニウム鋳
造合金につき４つの実施例と４つの比較例を用いて説明
する。
造合金につき４つの実施例と４つの比較例を用いて説明
する。
【００４３】本例では，表１に示すごとく，８種類のア
ルミニウム合金を溶製した。各合金は，Ｔｉ含有量が
０．１重量％以下の合金溶湯を準備し，該合金溶湯にＡ
ｌ−Ｔｉ合金等を添加して上記合金溶湯内のＴｉ含有量
を増した後，該合金溶湯を７００℃以上の温度に保持す
ると共に上記Ａｌ−Ｔｉ合金の添加後８時間以内に，鋳
型内に注湯して鋳造した。
ルミニウム合金を溶製した。各合金は，Ｔｉ含有量が
０．１重量％以下の合金溶湯を準備し，該合金溶湯にＡ
ｌ−Ｔｉ合金等を添加して上記合金溶湯内のＴｉ含有量
を増した後，該合金溶湯を７００℃以上の温度に保持す
ると共に上記Ａｌ−Ｔｉ合金の添加後８時間以内に，鋳
型内に注湯して鋳造した。
【００４４】具体的には，Ｔｉ，Ｖ，Ｐの添加はそれぞ
れＡｌ−５ｗｔ％Ｔｉ合金，Ａｌ−５ｗｔ％Ｖ合金，Ａ
ｌ−１９ｗｔ％Ｃｕ−１．４ｗｔ％Ｐ合金を他の成分を
調整した上記合金溶湯中に最後に溶解して行った。その
後７４０〜７６０℃でフラックス添加による脱酸処理を
施した後，真空中で２０分間保持する真空脱ガス処理を
施した後，表面にＢＮを塗布した室温のＪＩＳ４号試験
片採取用舟型に鋳込んだ。
れＡｌ−５ｗｔ％Ｔｉ合金，Ａｌ−５ｗｔ％Ｖ合金，Ａ
ｌ−１９ｗｔ％Ｃｕ−１．４ｗｔ％Ｐ合金を他の成分を
調整した上記合金溶湯中に最後に溶解して行った。その
後７４０〜７６０℃でフラックス添加による脱酸処理を
施した後，真空中で２０分間保持する真空脱ガス処理を
施した後，表面にＢＮを塗布した室温のＪＩＳ４号試験
片採取用舟型に鋳込んだ。
【００４５】注湯温度は６８０℃である。なお舟型は予
めバーナー加熱し十分に水分を除去した後室温に冷却し
たものを用いた。得られた鋳造素材に，４９５℃×３時
間の加熱後５０℃の温水中に焼き入れる溶体化処理を施
し，次いで２１０℃×３時間の時効処理を施した。さら
に，疲労試験片を採取する素材については，その試験温
度と同じ３５０℃または２００℃で１００時間加熱す
る，予備加熱処理を施した。
めバーナー加熱し十分に水分を除去した後室温に冷却し
たものを用いた。得られた鋳造素材に，４９５℃×３時
間の加熱後５０℃の温水中に焼き入れる溶体化処理を施
し，次いで２１０℃×３時間の時効処理を施した。さら
に，疲労試験片を採取する素材については，その試験温
度と同じ３５０℃または２００℃で１００時間加熱す
る，予備加熱処理を施した。
【００４６】実施例１の合金は第１発明に属する合金で
Ｍｇ量が低く，Ｔｉを添加したものである。実施例２の
合金は，実施例１の合金にＶを添加した第２発明に属す
る合金である。実施例３の合金は第３発明に属する合金
で，Ｍｇを増量し，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｆｅ，Ｍｎを減量した
合金である。実施例４の合金は実施例１の合金にＭｇを
適量添加した合金である。
Ｍｇ量が低く，Ｔｉを添加したものである。実施例２の
合金は，実施例１の合金にＶを添加した第２発明に属す
る合金である。実施例３の合金は第３発明に属する合金
で，Ｍｇを増量し，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｆｅ，Ｍｎを減量した
合金である。実施例４の合金は実施例１の合金にＭｇを
適量添加した合金である。
【００４７】比較例１はピストンに広く使用されている
ＪＩＳのＡＣ８Ａ合金である。比較例２の合金はＣｕ量
を高くし，高温強度を高めた公知合金である。比較例３
は実施例１に比ぺＣｕ量のみ低い合金である。比較例４
は実施例１に比ぺＣｕ量が高い合金である。
ＪＩＳのＡＣ８Ａ合金である。比較例２の合金はＣｕ量
を高くし，高温強度を高めた公知合金である。比較例３
は実施例１に比ぺＣｕ量のみ低い合金である。比較例４
は実施例１に比ぺＣｕ量が高い合金である。
【００４８】
【表１】
【００４９】この様に熱処理した鋳造素材から機械加工
により疲労試験片，組織観察試料および硬さ測定試料を
採取した。疲労試段片の平行部はφ４ｍｍ×長さ６ｍｍ
とし，舟型底から１４ｍｍ高さの位置を試験辺の軸中心
として加工した。硬さ測定試料は２００℃で１００時間
の予備加熱を行った素材から採取した。
により疲労試験片，組織観察試料および硬さ測定試料を
採取した。疲労試段片の平行部はφ４ｍｍ×長さ６ｍｍ
とし，舟型底から１４ｍｍ高さの位置を試験辺の軸中心
として加工した。硬さ測定試料は２００℃で１００時間
の予備加熱を行った素材から採取した。
【００５０】３５０℃での疲労試験はφ４×長さ６ｍｍ
の平行部を有する平滑試験片を用いて，電気油圧式疲労
試験機により，引張−圧縮の５０Ｈｚの正弦波応力波形
にて実施した。また，２００℃での切欠材の疲労試験
は，φ６ｍｍの平行部に３本の環状切欠（切欠底径φ４
ｍｍ，切欠底Ｒ０．１）付き試験片を用いて，電気油圧
式疲労試験機により，引張−圧縮の５０Ｈｚの正玄波応
力波形にて実施した。
の平行部を有する平滑試験片を用いて，電気油圧式疲労
試験機により，引張−圧縮の５０Ｈｚの正弦波応力波形
にて実施した。また，２００℃での切欠材の疲労試験
は，φ６ｍｍの平行部に３本の環状切欠（切欠底径φ４
ｍｍ，切欠底Ｒ０．１）付き試験片を用いて，電気油圧
式疲労試験機により，引張−圧縮の５０Ｈｚの正玄波応
力波形にて実施した。
【００５１】３５０℃疲労強度，２００℃切欠疲労強
度，室温におけるビッカース硬さおよび組織観察によっ
て調べた気孔の有無を表２に示す。表示した疲労強度は
いずれも試験結果の応力振幅−破断寿命線図から求めた
寿命が１０7回となる疲労強度である。
度，室温におけるビッカース硬さおよび組織観察によっ
て調べた気孔の有無を表２に示す。表示した疲労強度は
いずれも試験結果の応力振幅−破断寿命線図から求めた
寿命が１０7回となる疲労強度である。
【００５２】組織観察の結果，Ａｌ−Ｔｉ合金の形でＴ
ｉを０．２重量％添加した実施例１〜４および比較例
３，４の合金は結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間
隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２５以下でデンドライトア
ームの整列がほとんどない均質な凝固組織であるのに対
し，Ｔｉ添加量が０．１重量％以下である比較例１，２
の合金ではｄ／ＤＡＳが２５より大きくデンドライトア
ームの整列が多く認められる不均質な凝固組織であっ
た。
ｉを０．２重量％添加した実施例１〜４および比較例
３，４の合金は結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間
隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２５以下でデンドライトア
ームの整列がほとんどない均質な凝固組織であるのに対
し，Ｔｉ添加量が０．１重量％以下である比較例１，２
の合金ではｄ／ＤＡＳが２５より大きくデンドライトア
ームの整列が多く認められる不均質な凝固組織であっ
た。
【００５３】ここで，上記結晶粒径ｄと二次デンドライ
トアーム間隔ＤＡＳとの関係を，図１を用いて模式的に
説明する。同図より知られるごとく，上記アルミニウム
鋳造合金の組織における結晶粒５は，主として基地α−
Ａｌ相５６と，これと同じ相よりなりデンドライト５０
とそれを取り囲む晶出物５５とにより構成されている。
そして，二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳは，この二
次デンドライトアーム５４の平均間隔の寸法である。
トアーム間隔ＤＡＳとの関係を，図１を用いて模式的に
説明する。同図より知られるごとく，上記アルミニウム
鋳造合金の組織における結晶粒５は，主として基地α−
Ａｌ相５６と，これと同じ相よりなりデンドライト５０
とそれを取り囲む晶出物５５とにより構成されている。
そして，二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳは，この二
次デンドライトアーム５４の平均間隔の寸法である。
【００５４】図２に示す比較例２の合金の組織において
は，符号６に示す様な二次デンドライトアームの整列し
た部分が明らかに認められる。これに対し図３に示す本
発明の合金の組織においては，このような二次デンドラ
イトアームの整列が認められず，組織が均質であると判
断できる。このように組織の均質性の判断基準として上
記ｄ／ＤＡＳの代りに二次デンドライトアームの整列部
の有無を用いてもよい。この場合，二次デンドライトア
ームが１０個以上，明確に同一方向に並んでいる図２の
符号６のような組織を整列有りと判断する。なお，この
判断は試料の標準的な組織写真を用いて行うものとし，
ごく一部の特異組織は判断対象としないこととする。
は，符号６に示す様な二次デンドライトアームの整列し
た部分が明らかに認められる。これに対し図３に示す本
発明の合金の組織においては，このような二次デンドラ
イトアームの整列が認められず，組織が均質であると判
断できる。このように組織の均質性の判断基準として上
記ｄ／ＤＡＳの代りに二次デンドライトアームの整列部
の有無を用いてもよい。この場合，二次デンドライトア
ームが１０個以上，明確に同一方向に並んでいる図２の
符号６のような組織を整列有りと判断する。なお，この
判断は試料の標準的な組織写真を用いて行うものとし，
ごく一部の特異組織は判断対象としないこととする。
【００５５】また，Ｃｕ量が高い比較例２と４の合金で
は気孔が観察され，安定した疲労強度が要求されるピス
トン材料としては好ましくない。また，供試した全合金
はＡｌ−Ｃｕ−Ｐ合金の形でＰ添加を行っており，その
結果初晶Ｓｉの平均粒径は５０μｍ以下と微細であるこ
とを確認した。表２から知られるごとく，実施例１〜４
の合金はいずれも比較例１〜３の合金に比べて３５０℃
における高温疲労強度が高い。
は気孔が観察され，安定した疲労強度が要求されるピス
トン材料としては好ましくない。また，供試した全合金
はＡｌ−Ｃｕ−Ｐ合金の形でＰ添加を行っており，その
結果初晶Ｓｉの平均粒径は５０μｍ以下と微細であるこ
とを確認した。表２から知られるごとく，実施例１〜４
の合金はいずれも比較例１〜３の合金に比べて３５０℃
における高温疲労強度が高い。
【００５６】すなわち，実施例１〜４の合金は高出力ピ
ストンの頂面部に要求される３５０℃付近の温度域での
疲労特性に優れると考えられる。また，実施例３，４の
合金は比較例２の合金に比べて２００℃の切欠疲労強度
が高い。比較例１の合金も同強度が高いが３５０℃の疲
労強度が極めて低い欠点がある。実施例１，２の合金は
２００℃切欠疲労強度が比較例２に比べてやや高いレベ
ルにしかないが，硬さが著しく低いという特徴を持つ。
すなわち，硬さが低い実施例１，２の合金でピストンを
製造すると，ピストンピンの変形に応じてピンボス部が
変形し易く，両者の接触面が増して応力集中が低減され
るという効果が期待できる。
ストンの頂面部に要求される３５０℃付近の温度域での
疲労特性に優れると考えられる。また，実施例３，４の
合金は比較例２の合金に比べて２００℃の切欠疲労強度
が高い。比較例１の合金も同強度が高いが３５０℃の疲
労強度が極めて低い欠点がある。実施例１，２の合金は
２００℃切欠疲労強度が比較例２に比べてやや高いレベ
ルにしかないが，硬さが著しく低いという特徴を持つ。
すなわち，硬さが低い実施例１，２の合金でピストンを
製造すると，ピストンピンの変形に応じてピンボス部が
変形し易く，両者の接触面が増して応力集中が低減され
るという効果が期待できる。
【００５７】実施例１，２の合金では２００℃での疲労
強度が適度である上，このような接触応力の低減効果が
期待できるので，ピンボス部の実用疲労特性に優れると
考えられる。なお，比較例３の合金は，さらに硬さが低
い特徴を持つが，２００℃における平滑材の疲労強度が
極度に低い上，３５０℃疲労強度も実施例１〜４ほど高
くない。
強度が適度である上，このような接触応力の低減効果が
期待できるので，ピンボス部の実用疲労特性に優れると
考えられる。なお，比較例３の合金は，さらに硬さが低
い特徴を持つが，２００℃における平滑材の疲労強度が
極度に低い上，３５０℃疲労強度も実施例１〜４ほど高
くない。
【００５８】以上の結果から，Ｔｉ添加により凝固組織
を均質化し，Ｃｕ量を適度に増量し，Ｍｇ量に応じてＳ
ｉ，Ｎｉ，Ｆｅ，Ｍｎ量を調整した第１〜第３発明に属
する実施例１〜４の合金が，頂面およびピンボス部の実
用疲労特性に優れることが分かった。なお，Ｖの適量添
加によりさらに疲労強度が向上することが分かった。
を均質化し，Ｃｕ量を適度に増量し，Ｍｇ量に応じてＳ
ｉ，Ｎｉ，Ｆｅ，Ｍｎ量を調整した第１〜第３発明に属
する実施例１〜４の合金が，頂面およびピンボス部の実
用疲労特性に優れることが分かった。なお，Ｖの適量添
加によりさらに疲労強度が向上することが分かった。
【００５９】
【表２】
【００６０】実施形態例２ 本例では，上記実施例１〜４のアルミニウム鋳造合金を
用いて製造したピストンの一例を示す。本例のピストン
１は，図４に示すごとく，全体形状が円筒状であって，
その上端に頂面部３を有し，その裏側にピンボス部２を
２つ有している。各ピンボス部２にはピン穴２０が設け
られており，各ピン穴２０に図示しないコンロッドを固
定するためのピストンピンを挿入するように構成されて
いる。
用いて製造したピストンの一例を示す。本例のピストン
１は，図４に示すごとく，全体形状が円筒状であって，
その上端に頂面部３を有し，その裏側にピンボス部２を
２つ有している。各ピンボス部２にはピン穴２０が設け
られており，各ピン穴２０に図示しないコンロッドを固
定するためのピストンピンを挿入するように構成されて
いる。
【００６１】このピストン１を製造するに当たっては，
上記実施形態例１の試験片を製造する場合と同様に行
う。すなわち，Ｔｉ含有量が０．１重量％以下の合金溶
湯を準備し，合金溶湯にＡｌ−Ｔｉ合金，Ａｌ−Ｃｕ−
Ｐ合金等を添加して上記合金溶湯内のＴｉ含有量を増
す。その後，この合金溶湯を７００℃以上の温度に保持
すると共に上記Ａｌ−Ｔｉ合金の添加後８時間以内に，
鋳型内に注湯して上記ピストン１を鋳造する。その後，
ピストン１は，温度４７０〜５００℃で２〜１２時間溶
体化加熱後，温水中に焼き入れした後，温度２００〜２
５０℃で２〜１２時間時効処理を施す。
上記実施形態例１の試験片を製造する場合と同様に行
う。すなわち，Ｔｉ含有量が０．１重量％以下の合金溶
湯を準備し，合金溶湯にＡｌ−Ｔｉ合金，Ａｌ−Ｃｕ−
Ｐ合金等を添加して上記合金溶湯内のＴｉ含有量を増
す。その後，この合金溶湯を７００℃以上の温度に保持
すると共に上記Ａｌ−Ｔｉ合金の添加後８時間以内に，
鋳型内に注湯して上記ピストン１を鋳造する。その後，
ピストン１は，温度４７０〜５００℃で２〜１２時間溶
体化加熱後，温水中に焼き入れした後，温度２００〜２
５０℃で２〜１２時間時効処理を施す。
【００６２】このようにして得られたピストン１は，使
用する合金（実施例１〜４）ごとに，それぞれ上記実施
形態例１において述べたような優れた作用効果を発揮す
る。それ故，ピストン１は，過共晶凝固による気孔発生
の防止，Ｔｉ添加による凝固組織の均質化，最適Ｃｕ添
加，Ｔｉ，Ｖ，Ｆｅ，Ｍｎ添加による高温強度向上，Ａ
ｌ−Ｃｕ−Ｐ添加による初晶Ｓｉ微細化，Ｍｇ低減によ
る低耐力化を併用することにより，ピストンとしての多
様な実用疲労特性を総合的に高めることができる。
用する合金（実施例１〜４）ごとに，それぞれ上記実施
形態例１において述べたような優れた作用効果を発揮す
る。それ故，ピストン１は，過共晶凝固による気孔発生
の防止，Ｔｉ添加による凝固組織の均質化，最適Ｃｕ添
加，Ｔｉ，Ｖ，Ｆｅ，Ｍｎ添加による高温強度向上，Ａ
ｌ−Ｃｕ−Ｐ添加による初晶Ｓｉ微細化，Ｍｇ低減によ
る低耐力化を併用することにより，ピストンとしての多
様な実用疲労特性を総合的に高めることができる。
【００６３】
【発明の効果】上述のごとく，本発明によれば，従来よ
りも実用疲労特性に優れたピストン用アルミニウム鋳造
合金およびピストンの製造方法を提供することができ
る。
りも実用疲労特性に優れたピストン用アルミニウム鋳造
合金およびピストンの製造方法を提供することができ
る。
【図１】実施形態例１における，結晶粒径ｄと二次デン
ドライトアーム間隔ＤＡＳとの関係を示す説明図。
ドライトアーム間隔ＤＡＳとの関係を示す説明図。
【図２】実施形態例１における，比較例２の合金の光学
顕微鏡組織を示す図面代用写真。
顕微鏡組織を示す図面代用写真。
【図３】実施形態例１における，実施例１の合金の光学
顕微鏡組織を示す図面代用写真。
顕微鏡組織を示す図面代用写真。
【図４】実施形態例２における，ピストンの一部切欠き
斜視図。
斜視図。
１．．．ピストン， ２．．．ピンボス部， ２０．．．ピン穴， ３．．．頂面部， ５．．．結晶粒， ５０．．．デンドライト， ５４．．．二次デンドライトアーム， ５５．．．初晶Ｓｉ以外の晶出物（黒又は灰色の粒
子）， ５６．．．基地α−Ａｌ相（白い基地部）， ５７．．．初晶Ｓｉ（塊状の粒子）， ６．．．二次デンドライトアームが整列した部分，
子）， ５６．．．基地α−Ａｌ相（白い基地部）， ５７．．．初晶Ｓｉ（塊状の粒子）， ６．．．二次デンドライトアームが整列した部分，
───────────────────────────────────────────────────── 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） Ｆ１６Ｊ 1/01 Ｆ１６Ｊ 1/01 // Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０２ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０２ ６１１ ６１１ ６３０ ６３０Ｇ ６８２ ６８２ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ｚ
Claims (6)
- 【請求項１】 Ｍｇ：０．２重量％以下，Ｔｉ：０．１
〜０．３重量％，Ｓｉ：１１〜１５重量％，Ｃｕ：２〜
３．５重量％，Ｆｅ：０．２〜１重量％，Ｍｎ：０．２
〜１重量％，Ｎｉ：１〜３重量％，Ｐ：０．００１〜
０．０１５重量％，残部Ａｌおよび不純物からなり，基
地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間
隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２５以下であり，初晶Ｓｉ
が存在する過共晶組織を有することを特徴とするピスト
ン用アルミニウム鋳造合金。 - 【請求項２】 Ｍｇ：０．２重量％以下，Ｔｉ：０．１
〜０．３重量％，Ｓｉ：１１〜１５重量％，Ｃｕ：２〜
３．５重量％，Ｆｅ：０．２〜１重量％，Ｍｎ：０．２
〜１重量％，Ｎｉ：１〜３重量％，Ｐ：０．００１〜
０．０１５重量％，Ｖ：０．０３〜０．３重量％，残部
Ａｌおよび不純物からなり，基地α−Ａｌ相の結晶粒径
ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡ
Ｓが２５以下であり，初晶Ｓｉが存在する過共晶組織を
有することを特徴とするピストン用アルミニウム鋳造合
金。 - 【請求項３】 Ｍｇ：０．５〜２重量％，Ｔｉ：０．１
〜０．３重量％，Ｓｉ：１１〜１３重量％，Ｃｕ：２〜
３．５重量％，Ｆｅ：０〜０．７重量％，Ｍｎ：０〜
０．７重量％，Ｎｉ：０．５〜１．５重量％，Ｐ：０．
００１〜０．０１５重量％，残部Ａｌおよび不純物から
なり，基地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次デンドライト
アーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２５以下であり，
初晶Ｓｉが存在する過共晶組織を有することを特徴とす
るピストン用アルミニウム鋳造合金。 - 【請求項４】 請求項１〜３のいずれか１項に記載のピ
ストン用アルミニウム鋳造合金よりなるピストンを製造
する方法であって，Ｔｉ含有量が０．１重量％以下の合
金溶湯を準備し，該合金溶湯にＡｌ−Ｔｉ合金を添加し
て上記合金溶湯内のＴｉ含有量を増した後，該合金溶湯
を７００℃以上の温度に保持すると共に上記Ａｌ−Ｔｉ
合金の添加後８時間以内に，鋳型内に注湯して上記ピス
トンを鋳造することを特徴とするピストンの製造方法。 - 【請求項５】 請求項４において，上記合金溶湯にＡｌ
−Ｃｕ−Ｐ合金の形でＰを添加して，過共晶凝固させる
と共に初晶Ｓｉ粒径を５０μｍ以下に微細化することを
特徴とするピストンの製造方法。 - 【請求項６】 請求項４又は５において，鋳造後の上記
ピストンを，温度４７０〜５００℃で２〜１２時間溶体
化加熱後，温水中に焼き入れした後，温度２００〜２５
０℃で２〜１２時間時効処理を施すことを特徴とするピ
ストンの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001045605A JP4691799B2 (ja) | 2001-02-21 | 2001-02-21 | ピストン用アルミニウム鋳造合金およびピストンの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001045605A JP4691799B2 (ja) | 2001-02-21 | 2001-02-21 | ピストン用アルミニウム鋳造合金およびピストンの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002249840A true JP2002249840A (ja) | 2002-09-06 |
| JP4691799B2 JP4691799B2 (ja) | 2011-06-01 |
Family
ID=18907370
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001045605A Expired - Fee Related JP4691799B2 (ja) | 2001-02-21 | 2001-02-21 | ピストン用アルミニウム鋳造合金およびピストンの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4691799B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2859484A1 (fr) * | 2003-09-04 | 2005-03-11 | Pechiney Aluminium | Piece moulee en alliage d'aluminium a haute resistance a chaud |
| WO2006056686A2 (fr) * | 2004-11-26 | 2006-06-01 | Ks Kolbenschmidt Gmbh | Alliage d’aluminium pour piece a haute resistance mecanique a chaud |
| JP2009035812A (ja) * | 2007-07-12 | 2009-02-19 | Nippon Light Metal Co Ltd | メモリーディスクのスクラップ材の利用方法 |
| WO2012008470A1 (ja) * | 2010-07-16 | 2012-01-19 | 日本軽金属株式会社 | 高温強度と熱伝導率に優れたアルミニウム合金及びその製造方法 |
| WO2013137095A1 (ja) * | 2012-03-16 | 2013-09-19 | いすゞ自動車株式会社 | アルミニウム合金 |
| KR101309720B1 (ko) * | 2010-06-24 | 2013-09-25 | (주)제물포금속 | 바나듐이 첨가된 자동차 피스톤용 Ａｌ-Ｓｉ 합금 및 그 제조방법 |
| CN103695722A (zh) * | 2012-09-27 | 2014-04-02 | 本田技研工业株式会社 | 车辆用铝合金及自动二轮车用车轮 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63243208A (ja) * | 1987-03-31 | 1988-10-11 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金における初晶Ｓｉ微細化材の製造方法 |
| JPH1046267A (ja) * | 1996-07-26 | 1998-02-17 | Mitsui Mining & Smelting Co Ltd | ＡｌまたはＡｌ合金の結晶粒微細化方法 |
| JPH10226840A (ja) * | 1997-02-19 | 1998-08-25 | Unisia Jecs Corp | ピストン用アルミニウム合金 |
| JPH11199960A (ja) * | 1997-10-15 | 1999-07-27 | Toyota Central Res & Dev Lab Inc | 耐疲労特性に優れた合金 |
-
2001
- 2001-02-21 JP JP2001045605A patent/JP4691799B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63243208A (ja) * | 1987-03-31 | 1988-10-11 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金における初晶Ｓｉ微細化材の製造方法 |
| JPH1046267A (ja) * | 1996-07-26 | 1998-02-17 | Mitsui Mining & Smelting Co Ltd | ＡｌまたはＡｌ合金の結晶粒微細化方法 |
| JPH10226840A (ja) * | 1997-02-19 | 1998-08-25 | Unisia Jecs Corp | ピストン用アルミニウム合金 |
| JPH11199960A (ja) * | 1997-10-15 | 1999-07-27 | Toyota Central Res & Dev Lab Inc | 耐疲労特性に優れた合金 |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2859484A1 (fr) * | 2003-09-04 | 2005-03-11 | Pechiney Aluminium | Piece moulee en alliage d'aluminium a haute resistance a chaud |
| WO2006056686A2 (fr) * | 2004-11-26 | 2006-06-01 | Ks Kolbenschmidt Gmbh | Alliage d’aluminium pour piece a haute resistance mecanique a chaud |
| FR2878534A1 (fr) * | 2004-11-26 | 2006-06-02 | Ks Kolbenschmidt Gmbh | Alliage d'aluminium pour piece a haute resistance mecanique a chaud |
| WO2006056686A3 (fr) * | 2004-11-26 | 2007-02-15 | Ks Kolbenschmidt Gmbh | Alliage d’aluminium pour piece a haute resistance mecanique a chaud |
| JP2009035812A (ja) * | 2007-07-12 | 2009-02-19 | Nippon Light Metal Co Ltd | メモリーディスクのスクラップ材の利用方法 |
| JP4656194B2 (ja) * | 2007-07-12 | 2011-03-23 | 日本軽金属株式会社 | メモリーディスクのスクラップ材の利用方法 |
| KR101309720B1 (ko) * | 2010-06-24 | 2013-09-25 | (주)제물포금속 | 바나듐이 첨가된 자동차 피스톤용 Ａｌ-Ｓｉ 합금 및 그 제조방법 |
| WO2012008470A1 (ja) * | 2010-07-16 | 2012-01-19 | 日本軽金属株式会社 | 高温強度と熱伝導率に優れたアルミニウム合金及びその製造方法 |
| US9222151B2 (en) | 2010-07-16 | 2015-12-29 | Nippon Light Metal Company, Ltd. | Aluminum alloy excellent in high temperature strength and heat conductivity and method of production of same |
| WO2013137095A1 (ja) * | 2012-03-16 | 2013-09-19 | いすゞ自動車株式会社 | アルミニウム合金 |
| JP2013194261A (ja) * | 2012-03-16 | 2013-09-30 | Isuzu Motors Ltd | アルミニウム合金 |
| CN103695722A (zh) * | 2012-09-27 | 2014-04-02 | 本田技研工业株式会社 | 车辆用铝合金及自动二轮车用车轮 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4691799B2 (ja) | 2011-06-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Colombo et al. | Influences of different Zr additions on the microstructure, room and high temperature mechanical properties of an Al-7Si-0.4 Mg alloy modified with 0.25% Er | |
| JP5344527B2 (ja) | 鋳物用アルミニウム合金、アルミニウム合金鋳物およびその製造方法 | |
| JP4075523B2 (ja) | ピストン用アルミニウム鋳造合金，ピストン及びその製造方法 | |
| CN110714148A (zh) | 一种高性能半固态压铸铝合金及其制备方法 | |
| US9771635B2 (en) | Cast aluminum alloy for structural components | |
| US6261390B1 (en) | Process for nodulizing silicon in casting aluminum silicon alloys | |
| JPWO2008001758A1 (ja) | アルミニウム鋳造合金、この合金から成る鋳造コンプレッサ羽根車およびその製造方法 | |
| MX2011000739A (es) | Pieza moldeada de aleacion de aluminio que tiene resistencias elevadas a la fatiga y la fluencia en caliente. | |
| CN104745897A (zh) | 一种高硅变形铝合金材料及其生产方法 | |
| CN110079712A (zh) | 铸态高韧压铸铝硅合金及其制备方法和应用 | |
| US11713500B2 (en) | Advanced cast aluminum alloys for automotive engine application with superior high-temperature properties | |
| CN109735748A (zh) | 一种耐热铸造铝合金活塞材料及其制备方法 | |
| Chen et al. | Effects of mould temperature and grain refiner amount on microstructure and tensile properties of thixoforged AZ63 magnesium alloy | |
| JPH1112674A (ja) | 内燃機関ピストン用アルミニウム合金およびアルミニウム合金製ピストン | |
| EP1065292A1 (en) | Heat treatment for aluminum casting alloys to produce high strength at elevated temperatures | |
| JP2002249840A (ja) | ピストン用アルミニウム鋳造合金およびピストンの製造方法 | |
| Hernandez-Sandoval et al. | Effect of minor addition of Ni and Zr on the high-temperature performance of Al–Si–Cu–Mg cast alloys | |
| CN110358953A (zh) | 一种铸造铝合金及其制备方法 | |
| JP2004002987A (ja) | 高温特性に優れたアルミニウム合金鍛造材 | |
| WO2005056846A1 (en) | Casting of aluminum based wrought alloys and aluminum based casting alloys | |
| CN107739861A (zh) | 一种铝合金的铸造工艺 | |
| Wang et al. | Influence of thermal rate treatment and low temperature pouring on microstructure and tensile properties of AlSi7Mg alloy | |
| Yang et al. | Evolution of the rheocasting structure of A356 alloy investigated by large-scale crystal orientation observation | |
| JP2006161103A (ja) | アルミニウム合金部材およびその製造方法 | |
| Ling et al. | Effect of chromium content on microstructure and properties of casting Al‐7Si‐0.35 Mg‐0.02 Sr alloy |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20071116 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20100622 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20100629 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20100827 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20110125 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20110207 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140304 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140304 Year of fee payment: 3 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313532 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140304 Year of fee payment: 3 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |