JP2011529529A - 疲労および熱間クリープに対する高い耐久性を有するアルミニウム合金製の鋳造品 - Google Patents

Abstract

本発明は、静的条件と疲労条件における高い機械的耐性、さらに熱間クリープに対する高い機械的耐性を有するアルミニウム合金製の鋳造品を対象とし、該合金の組成は、Ｓｉ：３％〜１１％、好ましくは５．０％〜９．０％、Ｆｅ＜０．５０％、好ましくは＜０．３０％、より好ましくは＜０．１９％さらには０．１２％、Ｃｕ：２．０％〜５．０％、好ましくは２．５％〜４．２％、より好ましくは３．０％〜４．０％、Ｍｎ：０．０５％〜０．５０％、好ましくは０．０８％〜０．２０％、Ｍｇ：０．１０％〜０．２５％、より好ましくは０．１０％〜０．２０％、Ｚｎ：＜０．３０％、好ましくは＜０．１０％、Ｎｉ：＜０．３０％、好ましくは＜０．１０％、Ｖ：０．０５％〜０．２０％、より好ましくは０．１０％〜０．１９％、Ｚｒ：０．０５％〜０．２５％、好ましくは０．０８％〜０．２０％、Ｔｉ：０．０１％〜０．２５％、好ましくは０．０５％〜０．２０％、その他の元素がそれぞれ＜０．０５％で合計０．１５％であり、残りがアルミニウムである。該鋳造品は、より特徴的には過給ディーゼルまたは過給ガソリン内燃機関エンジンのシリンダーヘッドに関するものである。

Description

本発明は、高い機械的応力をかけられ、少なくともある領域においては高温で使用されるアルミニウム合金製の鋳造品に関するものであり、とりわけ過給ディーゼルエンジンまたは過給ガソリンエンジンのシリンダーヘッドに関するものである。

反する言及がなければ、合金の化学的組成に関するすべての値は重量パーセントで表示する。

大量生産の自動車車両のシリンダーヘッドに使われることの多い合金は、一方では、場合によっては０．５０％から１％の銅の添加によってドーピングされているＡｌＳｉ７ＭｇタイプおよびＡｌＳｉ１０Ｍｇタイプの合金であり、他方では、ＡｌＳｉ５から９Ｃｕ３Ｍｇシリーズの合金である。

第一のタイプの合金は、Ｔ５処理（単純な安定化）およびＴ７処理（完全な溶体化処理、焼入れおよび過時効）されたＡｌＳｉ７（Ｃｕ）ＭｇおよびＡｌＳｉ１０（Ｃｕ）Ｍｇであり、およそ２５０℃までは十分な熱間の機械的特性を示すが、新世代のコモンレール式過給ディーゼルエンジン、さらにはダブル過給の新しいガソリンエンジンの内部バルブブリッジが達することのある温度である、３００℃という温度では示さない。

３００℃では、該合金の弾性限界およびクリープに対する耐久性が特に低い。逆に、室温から２５０℃までの温度領域すべてにおける良好な延性によって、該合金は熱疲労による割れに対しては満足できる耐久性を有する。

ＡｌＳｉ５から９Ｃｕ３Ｍｇ０．２５〜０．５タイプの合金はより良い熱間での耐久性を有しているが、逆に延性はかなり低く、この低い延性のために熱疲労による割れに対して非常に脆弱となっている。

該合金は、良好な熱間での延性を有するが室温で脆弱なままである、一次合金または一次溶錬（電解製錬による）と呼ばれる、典型的には０．２０％より低い、鉄含有量の少ない合金シリーズと、熱間でも室温でも低い延性を有し、０．４０％から０．８０％、ときには１％という、より高い鉄含有量の二次合金または二次溶錬（リサイクルによる）と呼ばれる合金シリーズに下位分類される。

この問題はたとえば、１９９０年３月の雑誌ＳＩＡに掲載されたＲ．ＣｈｕｉｍｅｒｔおよびＭ．Ｇａｒａｔの「Ｃｈｏｉｘ ｄ’ａｌｌｉａｇｅｓ ｄ’ａｌｕｍｉｎｉｕｍ ｄｅ ｍｏｕｌａｇｅ ｐｏｕｒ ｃｕｌａｓｓｅｓ ｄｉｅｓｅｌ ｆｏｒｔｅｍｅｎｔ ｓｏｌｌｉｃｉｔｅｅｓ」という論文で説明されている。この論文は、研究対象とした三種の合金の特性を以下のようにまとめている。
‐ＡｌＳｉ５Ｃｕ３Ｍｇ 鉄含有量が低く（０．１５％）、状態Ｔ７にある：２５０℃までの非常に良好な機械的耐久性、３００℃で平均的、室温での延性は弱く、２５０℃と３００℃で良好。
‐ＡｌＳｉ５Ｃｕ３Ｍｇ 鉄含有量が高く（０．７％）、状態Ｆ（熱処理をしていない）にある：室温での機械的耐久性は平均的、２５０℃および３００℃でもっとも高くなり、２０℃〜３００℃の領域全体での非常に低い延性。
‐ＡｌＳｉ７Ｍｇ０．３ 鉄含有量が低く（０．１５％）銅を含んでおらず、状態Ｔ７にある：室温では良好な機械的耐久性、２５０℃になるとすぐに非常に弱くなり、２０〜３００℃の領域全体での非常に良好な延性。

２００８年２月の雑誌「Ｈｏｍｍｅｓ ｅｔ Ｆｏｎｄｅｒｉｅ」に掲載されたＭ．ＧａｒａｔおよびＧ．Ｌａｓｌａｚの最近の論文「Ａｌｌｉａｇｅｓ ｄ’ａｌｕｍｉｎｉｕｍ ａｍｅｌｉｏｒｅｓ ｐｏｕｒ ｃｕｌａｓｓｅｓ ｄｉｅｓｅｌ」では、１９９０年以降に成された進展が説明されている。導入部において、この論文は、現状で用いられているさまざまな合金シリーズと、該合金シリーズと現在のシリンダーヘッドの外力および構造との関係の全体像を描いている。

該論文は合金に関する近年の変化を以下のように提示している。
‐合金ＡｌＳｉ７Ｍｇ０．３は、０．５０％の銅の添加を伴い、状態Ｔ７にあり、工業的に今日では幅広く用いられている方法であり、該合金によって、伸びを失うことなく、２５０℃での弾性限界のかなりの上昇が可能となる（＋２０％）。しかし、この銅の限定的添加によってもたらされる上昇は３００℃で完全に失われる。
‐同じ合金へ０．１５％のジルコニウムを添加することにより、３００℃での弾性限界をわずかに向上させ（＋１０％）、特に２２ＭＰａの応力下での、同一の温度での三次クリープを遅らせることができる。
‐マグネシウムを含まない新しいタイプの合金ＡｌＳｉ７Ｃｕ３．５ＭｎＶＺｒＴｉが研究され、特徴付けられている。該合金は、３００℃において非常に優れた熱間の機械的耐久性という特性を有し、２０〜３００℃のすべての領域でかなり良好な延性を有するのだが、室温での弾性限界が低い（正確な銅含有量に応じておよそ１９０ＭＰａから２３５ＭＰａ）。この合金は、本出願人による仏国特許発明第２８５７３７８号明細書および欧州特許第１６５１７８７号明細書にしたがっている。

これら最近の変化の結果は、以下の表１にまとめている（破断耐久性Ｒ_mはＭＰａ、弾性限界Ｒ_p0.2はＭＰａ、破断伸びＡは％で表示し、σは当該温度で１００時間維持した後、０．１％の変形を引き起こすＭＰａを単位とした応力を表している）。

本出願人が行ったより最近の研究は、現在までに公開はしていないが、このマグネシウムを含まない合金タイプの低サイクル疲労に対する耐久性（高い応力と、結果として、少ない数のサイクル）は、合金ＡｌＳｉ７Ｃｕ０．５Ｍｇ０．３の耐久性よりも明らかに低いことを示しており、このことは、シリンダーヘッドが、特にエンジンの作動モードに関係する熱循環のために、弾性限界に近い非常に高い応力を伴う交互応力を受けるので、重大なハンディキャップとなる。

図１、図２および図３のヴェーラー曲線は、サイクルの数に応じた破断応力を示している（順に、左の薄い線は５％の破断可能性、中央の濃い線は５０％、そして右の薄い線は９５％である）。

明らかに、およそ２５０ＭＰａの応力レベルに対する破断サイクルの数は、マグネシウムを含まない新しい合金については約１０００から２０００サイクルに限定されており（図２および図３）、銅のレベルが３．３％または３．８％であるとき、合金ＡｌＳｉ７Ｃｕ０．５Ｍｇ０．３については少なくとも２００００であることが分かる（図１）。

およそ１５０ＭＰａというより弱い応力下にある高サイクル疲労では、二つのシリーズの耐久性は類似し、２００８年２月の雑誌「Ｈｏｍｍｅｓ ｅｔ Ｆｏｎｄｅｒｉｅ」の論文で公開された研究は、シェル型の試験片に対する１０００万サイクルの疲労限界は、マグネシウムを含まない合金ＡｌＳｉ７Ｃｕ３．５ＭｎＶＺｒＴｉでより高いことを示しており、合金ＡｌＳｉ７Ｃｕ０．５Ｍｇ０．３での１１５ＭＰａに対して、１２３ＭＰａと１３８ＭＰａの間に相当する。

これらの条件を考慮すると、疲労に関しては、高サイクル疲労での振舞いを劣化させることなく、低サイクル疲労での耐性を大きく高める明らかな必要性があると考えられる。

また、未来のコモンレール式ディーゼルエンジンまたは過給ガソリンエンジンでは、シリンダーヘッドの燃焼室、特に内部バルブブリッジが３００℃に達し、さらには３００℃を超えて、先行エンジンの世代よりも高い圧力を受けることになることを考えると、いかなるタイプの既知の合金も以下の望まれる特性の組み合わせを十分には併せ持たないと考えられる。すなわち、
‐室温から３００℃までの高い弾性限界、
‐低サイクル疲労に対する高い耐久性、
‐高サイクル疲労に対する高い耐久性、
‐３００℃でのクリープに対する高い耐久性、
‐室温から３００℃までの領域全体における良好な延性、
（室温で最低３％の伸び、２５０℃では２０％、そして３００℃では２５％）である。

したがって本発明は、高い室温弾性限界と、低サイクルならびに高サイクルでの機械的疲労に対する高い耐性、そして室温から３００℃まででの良好な延性と組み合わされた、機械的耐久性と特に３００℃周辺さらにはより高い温度での熱間クリープに対する耐久性を有する、アルミニウム合金製の鋳造品に関するものであり、該合金の化学組成は重量パーセント表示で、
Ｓｉ：３％〜１１％、好ましくは５．０％〜９．０％、
Ｆｅ＜０．５０％、好ましくは＜０．３０％、より好ましくは＜０．１９％さらには＜０．１２％、
Ｃｕ：２．０〜５．０％、好ましくは２．５〜４．２％、より好ましくは３．０％〜４．０％、
Ｍｎ：０．０５〜０．５０％、好ましくは０．０８％〜０．２０％、
Ｍｇ：０．１０〜０．４５％、好ましくは０．１０〜０．２５％、より好ましくは０．１０〜０．２０％、
Ｚｎ：＜０．３０％、好ましくは＜０．１０％、
Ｎｉ：＜０．３０％、好ましくは＜０．１０％、
Ｖ：０．０５〜０．３０％、好ましくは０．０８〜０．２０％、より好ましくは０．１０〜０．１９％、
Ｚｒ：０．０５〜０．２５％、好ましくは０．０８〜０．２０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．２５％、好ましくは０．０５〜０．２０％、
場合によっては、Ｓｒ（３０〜５００ｐｐｍ）、Ｎａ（２０〜１００ｐｐｍ）およびＣａ（３０〜１２０ｐｐｍ）から選択される共晶混合物の一つまたは複数の修飾元素または共晶混合物の精錬剤、Ｓｂ（０．０５〜０．２５％）、
それぞれが＜０．０５％、合計０．１５％のその他の元素で、残りがアルミニウムである。

ヴェーラー曲線、すなわち合金ＡｌＳｉ７Ｃｕ０．５Ｍｇ０．３のサイクルの数に応じた破断応力を示している（順に、左の薄い線は５％の破断可能性、中央の濃い線は５０％、右の薄い線は９５％である）。 ３．３％の銅を含有する、マグネシウムを含まない合金ＡｌＳｉ７Ｃｕ３．５ＭｎＶＺｒＴｉについてのヴェーラー曲線を示している。 ３．８％の銅を含有する、マグネシウムを含まない合金ＡｌＳｉ７Ｃｕ３．５ＭｎＶＺｒＴｉについてのヴェーラー曲線を示している。 機械加工性を特徴付けるために「実施例」の章で行った穿孔試験の際の削りくずの断片化の記録を可能にする、欧州規格ＮＦＥ６６−５２０−８の概要を示す。 この場合、用いられる表記は、１．１：「斜めに単純に粉砕された」、６．２：「短いらせん状」、６．３：「中間の長さのらせん状」である。

本発明は、本出願人による仏国特許発明第２８５７３７８号明細書および欧州特許第１６５１７８７号明細書にしたがった合金ＡｌＳｉ７Ｃｕ３．５ＭｎＶＺｒＴｉの上述で引用した特徴を大幅に改善し、二つの補助的方法、すなわち少量のマグネシウムの添加とバナジウムの組み合わせ添加によって対象とする問題を解決することができるという、本出願人の観察に基づいている。

実際、少量のマグネシウム、すなわち、０．１０％から０．２０％を添加することにより、室温での弾性限界を著しく高めるだけではなく、低サイクル疲労に対する耐久性も高めることが可能となり、しかもこれは満足できる伸びを保持しながらである。

本出願人は、この少量のマグネシウムの添加によって、マグネシウムなしに形成される相Ａｌ２Ｃｕよりも冷間耐久性についてより効果的な硬化相の断片Ｑ−Ａｌ５Ｍｇ８Ｓｉ６Ｃｕ２を形成することが可能になるが、マグネシウムに対する銅の明確な優位（典型的には３．５％）によって、逆に熱間耐久性についてはより効果的である相Ａｌ２Ｃｕの量がマグネシウムの添加によって著しく減少することがなく、したがって熱間特性（典型的には２５０℃および３００℃）が劣化しないという仮説を立てた。

以下の表２は、添加したマグネシウムの量に応じた、溶体化に続く焼入れ後に、２００℃で平衡しているベースＡｌＳｉ７Ｃｕ３．５ＭｎＶＺｒＴｉの中で形成された硬化相Ａｌ２ＣｕおよびＱ−Ａｌ５Ｍｇ８Ｓｉ６Ｃｕ２の量を示している。値（この場合は原子％表示）は、本出願人が開発した熱力学シミュレーションソフト「Ｐｒｏｐｈａｓｅ」を用いて計算している。

以下の実施例および該実施例の結果を説明する図面、特に図４に見られるように、２０℃での弾性限界に関する増加量は、わずか０．１０％の添加でおよそ１００ＭＰａ（２００Ｍｐａからおよそ３００ＭＰａへの変化）である。

したがって、全く予期しなかったことに、マグネシウムの効果は０％から０．２０％の領域ではまったく線形的ではない。実際、０％と０．０５％の間では無視することができ、０．０５％と０．１０％の間で強く、そしてほぼ０．２０％の含有量まで横ばい状態が観察される。

逆に、またここでも驚くべきことに、このマグネシウム含有量の増加によって、伸びは９％から６％しか低下していない（ＨＩＰ処理とＴ７処理をした合金Ａ〜Ｋの標準状態、３．５％の銅含有量）。

再び、線形がなく、０．１０％からおよそ０．２０％までの横ばい状態が観察される（図４のまま）。

また、０．１０％とおよそ０．２０％の間のＭｇ含有量に応じたこの横ばい状態は、図５に示しているように、４．０％の銅含有量の場合にも観察される。

同時に、低サイクル疲労に対する耐久性での増加量は、図６が示すように著しいものがある。

実際、２２０ＭＰａおよび２７０ＭＰａの応力に対して、交互引張力をかけた試験片の寿命（係数Ｒ＝最低応力／最大応力−１）は、０．１０％のマグネシウムを添加するごとにおよそ１０倍になっている。

ここでもまた、効果はまったく線形的ではなく、０．０５％のマグネシウム含有量での結果は完全にゼロ含有量で得られた結果と異ならない。

やはり図６によると、高サイクル疲労に対する耐久性については（およそ１２０ＭＰａから１４０ＭＰａの弱い応力）、マグネシウムは耐久性限界に対して目立った効果がなく、１０⁷サイクルでおよそ１３０ＭＰａである。

２５０℃および３００℃での静的機械的特性については、とりわけ３００℃での特性に関する図７が示しているように、この添加によってほとんど変化せず、優れたままである。伸びを失うことなく、３００℃での弾性限界Ｒ_p0.2の一定の上昇すら見られる。

冷間伸びが臨界的ではない部品の場合、０．４５％までの含有量が許容されるのに対し、一定の冷間延性を保持するためには、０．２５％まで、より好ましくは０．２０％を認めることができる。

最後に、典型的には０．２５％から０．４５％という、より高いマグネシウム含有量の合金とは逆に、およそ０．２０％までに相当する、比較的マグネシウム含有量の少ない、本発明によるＡｌＳｉ５Ｃｕ３およびＡｌＳｉ７Ｃｕ３タイプの合金は、Ｈ．Ｗ．Ｌ．Ｐｈｉｌｉｐｓの状態図（Ｅｑｕｉｌｉｂｒｉｕｍ Ｄｉａｇｒａｍｓ ｏｆ Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ Ａｌｌｏｙ Ｓｙｓｔｅｍｓ．Ｔｈｅ Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ．Ｉｎｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｂｕｌｌｅｔｉｎ ２５．Ｌｏｎｄｏｎ．１９６１）によれば５０７℃で、またはその他の著者によれば５０８℃で溶解する最終的な四元共晶Ａｌ−Ｓｉ−Ａｌ２Ｃｕ−Ａｌ５Ｍｇ８Ｓｉ６Ｃｕ２は有していない。実際、示差エンタルピー分析（ＤＥＡ）によって判定されるそれらの溶融開始温度は、図９が示すようにおよそ５１３℃に位置している。

このことによって、先行技術の合金が最大でも５００℃、一般的には４９５℃で処理されていたのに対し、燃焼の危険性なく、標準的な熱処理機器を用いて、５０５℃での溶体化、典型的には５００℃と５１３℃の間での溶体化を適用することが可能となる。

しかし、本発明の第二の構成要素は前述したマグネシウムの添加に加えてバナジウムの添加を組み合わせることにある。

驚くべきことに、本出願人は、弾性限界と、さらには３００℃でのクリープ耐性に対して、マグネシウムとバナジウムとの間に強い相互作用があることを観察した。

実際、知られているように、これら二つの元素は同一の金属メカニズムによっては作用せず、これらの作用メカニズムは完全に逆ですらある。

一方では、マグネシウムは高い拡散係数を有する共晶元素であり、アルミニウムマトリクスとのコヒーレントな金属間相の形成によって、場合によっては上述したＱ相を介して、時効後に構造的な硬化に貢献するが、３００℃またはそれ以上の温度では前記相の併合によってその硬化効果を徐々に失うものである。

他方では、また反対に、バナジウムは拡散係数が非常に低い包晶元素であり、デンドライトの核で濃縮された固溶体で存在し、場合によっては、４００℃を超える高温でも安定したままである、半コヒーレントでしかない分散質のＡｌ−Ｖ−Ｓｉの形で析出することがある。

しかし、実施例の結果は、０．１０％から０．１９％の含有量のマグネシウムと、０．１７％、０．１９％または、０．２１％の含有量のバナジウムを組み合わせた合金が、バナジウムのみまたはマグネシウムのみを含有した合金よりも著しく耐久性があることを示している。これは、静的機械的特性に関しては図７に完全に示されており、クリープ強度については図８に示されている。

０．２１％より高いバナジウムを添加することも可能であり、やはりクリープに対する耐久性にとっては利点があるのだが、液体合金中でのバナジウムの溶解度は限定的である。

実際、本出願人は液体金属槽の温度に応じたバナジウムの溶解度を判定するための研究を深めたのだが、これは、本発明による、最初に７８０℃で導入され、溶解された０．２８％のバナジウムを含有するＡｌＳｉ７Ｃｕ３．５ＭｇＭｎ０．３０Ｚｒ０．２０Ｔｉ０．２０タイプの合金においてである。

槽の維持温度に応じた平衡状態での溶解度は図１０に示している。

該図では、０．２５％のレベルのバナジウムを溶体に維持するためには、槽を少なくとも７４５℃の温度に維持しなければならないことが分かるが、該温度は、すなわち重力または低圧による「シェル型」シリンダーヘッドの鋳造（永久鋳型）としては比較的高い値に相当する。

０．２１％というレベル、より好ましくは０．１７％というレベルによって、前記鋳造方法とより両立可能な７３０℃あるいは７２０℃という温度に維持することが可能となる。

バナジウム含有量が０．２１％から０．１７％に減少したときに、クリープ強度のいかなる低下も観察されないことから、バナジウムのさらなる削減も検討可能である。つまり、槽の温度が６８０℃にしかならない「低圧」方法によって考えられる部品を鋳造するためには、０．０８％から０．１０％のバナジウム含有量を採用すべきである（図１０）。たとえば真空下で熱処理可能な「圧力下」での鋳造品については、この方法の従来の維持温度は６８０℃よりさらに低く、このとき０．０５％のバナジウム含有量も検討できる。

本発明による合金タイプのその他の構成元素については、それらの含有量は以下を考慮することで正当化される。

ケイ素：流動性、熱間亀裂の可能性がないこと、収縮空洞の適切な供給などの、良好な鋳造特性を得るには不可欠である。
３％より低い含有量については、これらの特性はシェル型の鋳造には不十分であるのに対し、１１％を超える含有量については、収縮空洞が集中し過ぎ、伸びが弱過ぎる。
さらに、これらの特性と延性の一般的に最適と考えられる妥協点は、５％と９％の間に位置する。この範囲は、内燃機関エンジンのシリンダーヘッドのタイプへの応用の大半に対応している。

鉄：この元素がＡｌ−Ｓｉタイプの合金の伸びを顕著に減少させることはよく知られている。下で説明する実施例は本発明の場合におけるこのことを確証している。
部品の各特定のモデルによって受ける熱機械的外力のタイプに応じて、「高純度」が特に鉄に関してはコスト要因であることを知った上で、採用する鉄耐久性のレベルを選択することができる。冷間の伸びが臨界的ではない部品の場合、０．５０％までの含有量に耐えうるのに対し、冷間での一定の延性を保持するためには０．３０％までの含有量、そして冷間での変形を含めた非常に外力のかかる部品については、最大０．１９％という、ＥＮ ＡＣ−２１１００、４２１００、４２２００および４４０００という高い特性の合金に対する規格ＮＦ ＥＮ １７０６で特定されているレベルが好まれることになり、さらに好ましくは０．１２％である。

銅：熱耐久性のあるこのような合金の銅含有量は、従来、２％から５％の領域に位置している。好ましくは、十分に高い弾性限界ならびに熱間耐性を保証するための２．５％と、５１３℃以下の温度での溶体化を伴う４．５％から１０％のケイ素と０．２５％までのマグネシウムを含有するベースにおける、銅のおおよその限界溶解度である、４．２％との間に含まれる領域に位置することになる。
以下に記載する実施例は、３．５％から４．０％への銅含有量の増加が、弾性限界に対しておよそ３０ＭＰａの上昇となり、極限強度に対しては１５ＭＰａの上昇となって現れるが、図４と図５の比較が示すように、伸びについては１％の減少となる。これらの結果と、外力が非常にかかるシリンダーヘッドの場合に耐久性と延性との良好な両立を得るという必要性を考慮すると、銅により良く適用される領域は３％から４％だと考えられる。

マンガン：本出願人は既に、２００８年２月の「Ｈｏｍｍｅｓ ｅｔ Ｆｏｎｄｅｒｉｅ」に掲載された前述した論文で説明されている先行研究の際に、０．０８％から０．２０％のマンガン含有量が、３００℃でのクリープに対する耐久性に対するジルコニウムの効果を向上させることを特定している。
また、およそ０．３０％から、さらにはおよそ０．５０％というかなり高い鉄含有量を仮定したとき、０．５０％までマンガンを添加することによって、Ａｌ５ＦｅＳｉの針状の脆化相を、「チャイニーズスクリプト」と呼ばれる、より脆化の低い四成分相ＡｌＦｅＭｎＳｉへと変換させることが可能となる。

亜鉛：０．５０％までの、高い鉄含有量の変形例を用いるならば、経済的に利用するために、０．３０％までの亜鉛含有量のレベルも許容する必要がある。一次起源の純度の高い鉄合金が用いられる好ましい場合には、亜鉛含有量は好適には０．１０％まで制限することができる。

ニッケル：亜鉛と同様に、わずかに伸びを減少させるこの元素は、０．５０％に達する鉄含有量の合金では、０．３０％までの含有量に耐えることができるが、高い延性が求められるときには、好ましくは０．１０％に限定されることになる。

ジルコニウム：本出願人は既に、先行研究の際に、ＡｌＳｉＺｒＴｉタイプの安定した分散質相の形成のおかげで熱間クリープに対する耐久性について、ジルコニウムのプラスの効果を特定している。
この効果は、特に、本出願人による仏国特許発明第２８４１１６４号明細書および仏国特許発明第２８５７３７８号明細書で強調されており、該明細書は、０．０５％から０．２５％の範囲を特許請求し、第二に、好ましくは０．１２％から０．２０％を特許請求している。およそ０．２５％という高過ぎる含有量が荒く脆弱な一次相を導き、低過ぎる含有量がクリープに対する耐久性に関しては不十分であることが明らかになっていることを考えると、０．０８％から０．２０％の含有量は平衡した妥協点となる。

チタン：この元素は二つの関連した態様にしたがって作用する。すなわち、仏国特許発明第２８４１１６４号明細書で特定されているように、ＡｌＳｉＺｒＴｉの分散質相の形成に関与することで、一方では、一次アルミニウムの粒子の精錬を促進し、他方では、クリープに対する耐久性に貢献する。
この二つの目的は、０．０１％と０．２５％の間に含まれる含有量、好ましくは０．０５％と０．２０％の間に含まれる含有量で同時に達成される。

修飾元素またはアルミニウム−ケイ素共晶混合物の精錬剤：一般的に、共晶混合物の修飾はＡｌ−Ｓｉ合金の伸びを改善するために望ましいものである。この修飾は、ストロンチウム（３０ｐｐｍから５００ｐｐｍ）、ナトリウム（２０ｐｐｍから１００ｐｐｍ）またはカルシウム（３０ｐｐｍから１２０ｐｐｍ）から一つまたは複数の元素を添加することで得られる。
ＡｌＳｉ共晶混合物を精錬するためのもう一つの方法は、アンチモン（０．０５％から０．２５％）を添加することである。

熱処理：本発明による鋳造品は、一般的に、溶体化、焼入れおよび時効を含んだ熱処理を受ける。
内燃機関エンジンのシリンダーヘッドの場合、一般的には、部品を安定化させるという利点を有する過時効を含んだＴ７タイプの処理が用いられる。
その他の用途については、とりわけ鋳造品の熱い部分への挿入部品については、Ｔ６タイプの処理も考えられる。

本発明はその細部において、以下の実施例によってより良く理解されるものであるが、該実施例は限定的性質を有するものではない。

炭化ケイ素製のるつぼがついた１２０ｋｇの電気炉において、以下の組成の一連のアルミニウム合金を製錬し、試験片の形状で鋳造した（規格ＡＦＮＯＲ ＮＦ−Ａ５７７０２にしたがった直径１８ｍｍのシェル型粗試験片）。すなわち、
Ｓｉ：７％、
Ｆｅ：０．１９％である鋳造品Ｔを除き、０．１０％
Ｃｕ：３．５％および４％の二つのレベル、下の表３参照、
Ｍｎ：０．１５％、
Ｍｇ：０％から０．１９％まで変動、表３参照、
Ｚｎ＜０．０５％、
Ｔｉ：０．１４％、
Ｖ：０．００％、０．１７％、０．１９％および０．２１％の四つのレベル、表３参照、
Ｚｒ：０．１４％、
Ｓｒ：５０ｐｐｍから１００ｐｐｍ、である。

鋳造した試験片は、一部を熱間静水圧プレス（「ＨＩＰ」という呼称で当業者には知られている）に、２時間、４８５℃（＋／−１０℃）、１０００バールでかけた。

次に、すべての試験片を、以下の組成に適合化されたＴ７熱処理にかけた。すなわち、
‐マグネシウムを含まない合金（鋳造品Ａ、ＤおよびＧ）については５１５℃、１０時間、０．０５％から０．１９％のマグネシウムを含有する合金（鋳造品Ｂ、Ｃ、Ｅ、Ｆ、Ｈ、ＫおよびＬからＴ）については５０５℃で１０時間の溶体化、
‐２０℃の水での焼入れ、
‐マグネシウムを含まない合金（鋳造品Ａ、ＤおよびＧ）については２２０℃で５時間、合金Ｂ、Ｃ、Ｅ、Ｆ、Ｈ、Ｋについては２１０℃で４時間、合金ＬからＴについては２００℃で５時間の時効、である。

鋳造品Ｄ、Ｇ、Ｆ、およびＫは、マグネシウムを含まないＤとＧについては５１５℃で１０時間の熱処理、０．１０％のマグネシウムを有するＦとＫについては５０５℃で１０時間の熱処理のみによる、室温での追加的な特徴付けの対象とし、それに続き、これら四つの鋳造品について、鋳造品ＬからＴと直接比較できるようにするために、２０℃の水での焼入れと、２００℃で５時間の時効を行った。

熱処理のもう一つの変形例では、合金ＬからＴの溶体化を１０時間の代わりに５時間に短縮した。

静的機械的特性は以下の条件下で測定した。すなわち、
‐１３．８ｍｍに機械加工された、前述のＡＦＮＯＲ試験片の場合には室温で、規格ＥＮ １０００２−１の条件において、伸びの測定基準は６９ｍｍであり、
‐２５０℃と３００℃で、試験片は、直径１８ｍｍの同一のＡＦＮＯＲブルームのシェルから採取し、次に直径８ｍｍに機械加工し、構造的変化の大部分が達成されるように考えられた温度に前もって１００時間予熱し、そして規格ＥＮ １０００２−５の条件において、２５０℃または３００℃で引っ張った。

やはりＡＦＮＯＲブルームのシェルから機械加工される直径５ｍｍの丸い試験片については、係数Ｒ（最小応力／最大応力）−１で、室温での機械的疲労に対する耐久性を引張圧縮で測定した。

３００℃でのクリープ試験は、本来の意味で試験前に、３００℃で１００時間予熱した、同一のＡＦＮＯＲブルームから直径４ｍｍに機械加工した試験片に対して行った。

該試験は、３００時間までの長さにわたって３０ＭＰａの一定の応力に試験片をかけることと、試験片の変形Ａを％で記録することから成る。この変形率が小さければ小さいほど、合金のクリープに対する耐久性は明らかに、より良いことになる。クリープでの最も悪い結果となった合金で鋳造した試験片、すなわちバナジウムを含まない組成Ｃは、図８の長方形Ｒで示されている、２．４％と４％の間に含まれる破断変形率で３００時間が経過するずっと前に破断した。

２０℃、２５０℃および３００℃での引っ張り試験の結果は、組成が表３に示されている合金については表３に示しており（破断抵抗Ｒ_mはＭＰａ、弾性限界Ｒ_p0.2はＭＰａ、そして破断伸びＡは％で表示）、室温での疲労に対する試験結果は表４（応力ＦはＭＰａで表示）に、そしてクリープ試験の結果は表５（３０ＭＰａで、０時間から３００時間まで、３００℃に維持した時間ｈに応じた伸びＡを％で表示）に示している。

これらは図４から図８の曲線グラフによってより容易に理解される。

３．５％の銅含有量の合金についての、静的機械的特性（図４）および室温での機械的疲労に対する耐久性（図６）に関しては、マグネシウムの強力で非線形的な効果が非常にはっきりと見られる。

０％と０．０５％の間ではほとんどゼロだが、逆に０．０５と０．１０％の間では非常に強い。実際、弾性限界はおよそ１００ＭＰａほど増加するのに対し、２２０ＭＰａから２７０ＭＰａにわたる領域での低サイクル疲労での寿命はほぼ１０倍である。

０．１０％から０．１９％にかけて、まったく予期していなかった室温での静的機械的特性の横ばい状態が観察される。

逆に予期できたように、バナジウムは室温で測定したこれら二つの特性については目立った効果を有していない。

３．５％から４．０％への銅含有量の増加は、弾性限界でおよそ３０ＭＰａ、極限強度で１５ＭＰａの増加として現れるが、図４および図５の比較が示すように、伸びについては１％の減少として現れる。

本発明による新しいタイプの合金の特徴的な目的である、３００℃での機械的特性に関しては、表３で、延性が非常に高いことが分かる（１０時間の溶体化を伴うすべての場合で２５％を超える）。

さらに、図７は、０．０７％と０．１９％の間のマグネシウムと０．１７％と０．２１％の間のバナジウムを同時に添加することによって、弾性限界をおよそ８％向上させることが可能になることを示している。

３００℃でのクリープに対する耐久性については、表５にある結果はさらに異なったものとなっている。すなわち、
‐０．１０％のマグネシウムを含有するが、バナジウムを含んでいない合金Ｃは、３０ＭＰａ、３００℃での３００時間には耐えられず、２．４％と４％の間に含まれる変形率で、１５０時間と２００時間の間に破断し、
‐マグネシウムを含んでおらず、しかし０．２１％のバナジウムを含有する合金Ｇは３００時間耐えたが、２．８３％の最終的な平均変形率を呈し、
‐０．１０％のマグネシウムを含有し、一方が０．１７％、他方が０．２１％のバナジウムを含有している合金ＦとＫは、ほぼ同じで、ＧとＣよりもずっと良好な振舞いをしており、いかなる破断も見られず、平均変形率はわずか０．６０％と０．５４％であり、これは、試験片間のばらつきを考慮すれば大きく違ったものではない。

図８は、３００℃でのクリープ耐久性に対するバナジウムとマグネシウムとの間の相互作用の重要性をより良く視覚化することを可能にしている。

また、これらの試験結果は、ミクロポアを減少あるいは無化する「ＨＩＰ」処理によって、確かに伸びを室温においておよそ１％向上させているが、かすかに金属を「粗く研磨」することも示している。実際、図４および図５が示すように弾性限界は体系的により低くなり、特に曲線の変曲の近くにある０．０７％のマグネシウム含有量についてはより低くなっている。

０．１０％から０．１９％に鉄含有量を増加させることにより、室温での伸びは、「ＨＩＰ」処理を伴うときまたは伴わないときに、相対的におよそ３０％減少する。このことは、表３の合金Ｑ−Ｒ−Ｓの０．１１％から０．１９％のマグネシウム含有量についての横ばい状態のレベルを、合金Ｔのレベルと比較することで明らかになる。だが、２５０℃と３００℃において、この同一の増加の効果は無視できるものである。

また、１０時間から５時間へ溶体化の時間を短縮することも、銅を多量に含んでいる、図５の横ばい状態に対応する特性である合金Ｍ−Ｎ−Ｏの特性に目立って影響しない。特に流動床での溶体化によって与えられる可能性により、半分の時間までという、より急激な短縮も考えられる。

仏国特許第２８５７３７８号明細書 欧州特許第１６５１７８７号明細書

Claims (23)

1. 疲労条件および特に３００℃での熱間クリープに対する高い静的機械的耐性を有する、アルミニウム合金製の鋳造品であり、重量パーセントで表示された、
   Ｓｉ：３％〜１１％、
   Ｆｅ＜０．５０％、
   Ｃｕ：２．０％〜５．０％、
   Ｍｎ：０．０５％〜０．５０％、
   Ｍｇ：０．１０％〜０．２５％、
   Ｚｎ：＜０．３０％、
   Ｎｉ：＜０．３０％、
   Ｖ：０．０５％〜０．２１％、
   Ｚｒ：０．０５％〜０．２５％、
   Ｔｉ：０．０１％〜０．２５％、
   場合によっては、Ｓｒ（３０ｐｐｍ〜５００ｐｐｍ）、Ｎａ（２０ｐｐｍ〜１００ｐｐｍ）およびＣａ（３０ｐｐｍ〜１２０ｐｐｍ）から選択される一つまたは複数の共晶混合物の修飾元素、あるいは、共晶混合物の精錬剤、Ｓｂ（０．０５％〜０．２５％）、
   それぞれ＜０．０５％で合計が０．１５％のその他の元素と、残りがアルミニウム、
   という化学組成からなるアルミニウム合金製の鋳造品。
2. ケイ素含有量が５．０％と９．０％の間に含まれることを特徴とする、請求項１に記載の鋳造品。
3. マグネシウム含有量が０．１０％と０．２０％の間に含まれることを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の鋳造品。
4. バナジウム含有量が０．０８％と０．２０％の間に含まれることを特徴とする、請求項１〜請求項３のいずれか一つに記載の鋳造品。
5. 鉄含有量が０．３０％未満であることを特徴とする、請求項１〜請求項４のいずれか一つに記載の鋳造品。
6. 銅含有量が２．５％と４．２％の間に含まれることを特徴とする、請求項１〜請求項５のいずれか一つに記載の鋳造品。
7. マンガン含有量が０．０８％と０．２０％の間に含まれることを特徴とする、請求項１〜請求項６のいずれか一つに記載の鋳造品。
8. 亜鉛含有量が０．１０％未満であることを特徴とする、請求項１〜請求項７のいずれか一つに記載の鋳造品。
9. ニッケル含有量が０．１０％未満であることを特徴とする、請求項１〜請求項８のいずれか一つに記載の鋳造品。
10. ジルコニウム含有量が０．０８％と０．２０％の間に含まれることを特徴とする、請求項１〜請求項９のいずれか一つに記載の鋳造品。
11. チタン含有量が０．０５％と０．２０％の間に含まれることを特徴とする、請求項１〜請求項１０のいずれか一つに記載の鋳造品。
12. 鉄含有量が０．１９％未満であることを特徴とする、請求項１〜請求項１１のいずれか一つに記載の鋳造品。
13. 鉄含有量が０．１２％未満であることを特徴とする、請求項１〜請求項１２のいずれか一つに記載の鋳造品。
14. 銅含有量が３．０％と４．０％の間に含まれることを特徴とする、請求項１〜請求項１３のいずれか一つに記載の鋳造品。
15. バナジウム含有量が０．１０％と０．１９％の間に含まれることを特徴とする、請求項１〜請求項１４のいずれか一つに記載の鋳造品。
16. Ｔ７タイプまたはＴ６タイプの熱処理を受けることを特徴とする、請求項１〜請求項１５のいずれか一つに記載の鋳造品。
17. 少なくとも３０分の時間にわたって５００℃と５１３℃の間に含まれる温度での溶体化を含む、Ｔ７タイプまたはＴ６タイプの熱処理を受けることを特徴とする、請求項１〜請求項１６のいずれか一つに記載の鋳造品。
18. 内燃機関エンジンのシリンダーヘッドであることを特徴とする、請求項１〜請求項１７のいずれか一つに記載の鋳造品。
19. 鋳造品の熱い部分用の挿入部品であることを特徴とする、請求項１〜請求項１８のいずれか一つに記載の鋳造品。
20. Ｔ７タイプまたはＴ６タイプの熱処理を受けることを特徴とする、請求項１〜請求項１６のいずれか一つに記載の鋳造品。
21. 少なくとも３０分の時間にわたって５００℃と５１３℃の間に含まれる温度での溶体化を含む、Ｔ７タイプまたはＴ６タイプの熱処理を受けることを特徴とする、請求項１〜請求項１７のいずれか一つに記載の鋳造品。
22. 内燃機関エンジンのシリンダーヘッドであることを特徴とする、請求項１〜請求項１８のいずれか一つに記載の鋳造品。
23. 鋳造品の熱い部分用の挿入部品であることを特徴とする、請求項１〜請求項１８のいずれか一つに記載の鋳造品。

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