JP3430684B2 - 高温強度，耐摩耗性及び防振性に優れたダイカスト製内燃機関部品及びその製造方法 - Google Patents
高温強度，耐摩耗性及び防振性に優れたダイカスト製内燃機関部品及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ピストン，コンロッ
ド，シリンダーブロック，シリンダーヘッド等として使
用されるディーゼルエンジン，ガソリンエンジン等の内
燃機関部品に関する。
ド，シリンダーブロック，シリンダーヘッド等として使
用されるディーゼルエンジン，ガソリンエンジン等の内
燃機関部品に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ｓｉを約１０重量％以上含有する共晶又
は過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金は、熱膨張係数が小さく、耐摩
耗性に優れている。また、Ｓｉ含有量が多くなると溶湯
が凝固する際に高硬度の初晶Ｓｉが晶出するため、耐摩
耗性が要求される内燃機関のピストン，コンプレッサー
部品等の各種機械部品として使用されている。なかで
も、ＡＣ８Ａが代表的なＡｌ−Ｓｉ合金として使用され
ている。最近の内燃機関では、エネルギー資源の有効利
用から燃焼効率を上昇させる傾向にある。燃焼効率を向
上させようとすると燃焼温度が上昇し、これに伴って内
燃機関に組み込まれている各種部品、特にピストンの材
質として２００℃付近の温度域で高い高温強度が要求さ
れる。内燃機関に使用される他の部品についても、同様
に耐摩耗性の向上が求められている。
は過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金は、熱膨張係数が小さく、耐摩
耗性に優れている。また、Ｓｉ含有量が多くなると溶湯
が凝固する際に高硬度の初晶Ｓｉが晶出するため、耐摩
耗性が要求される内燃機関のピストン，コンプレッサー
部品等の各種機械部品として使用されている。なかで
も、ＡＣ８Ａが代表的なＡｌ−Ｓｉ合金として使用され
ている。最近の内燃機関では、エネルギー資源の有効利
用から燃焼効率を上昇させる傾向にある。燃焼効率を向
上させようとすると燃焼温度が上昇し、これに伴って内
燃機関に組み込まれている各種部品、特にピストンの材
質として２００℃付近の温度域で高い高温強度が要求さ
れる。内燃機関に使用される他の部品についても、同様
に耐摩耗性の向上が求められている。
【０００３】高温強度を改善したピストン用アルミニウ
ム合金としては、Ｔ5熱処理でも十分な高温強度及び耐
熱衝撃性をもつものとして、Ｓｉ含有量を８．５〜１
３．５重量％の範囲に規制すると共に、Ｓｂ添加によっ
て共晶Ｓｉを改良したものがある。また、特開昭５５−
２４７８４号公報では、Ｆｅ系基材をＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ
−Ｍｇ合金で鋳ぐるみピストンを製造するとき、鋳造後
に４８０〜５２０℃に１〜８時間加熱する熱処理によっ
て耐熱衝撃性を改善している。一般に、高温強度の優れ
たＡｌーＳｉ系材料には、ベースとなるＡｌ−Ｓｉ−Ｃ
ｕ−Ｍｇ系合金に少量のＮｉ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｒ，Ｚｒ
等の高融点成分が含まれている。高融点成分は、溶湯が
凝固する際に微小の晶出部として晶出し、Ａｌ合金の高
温変形を阻止する作用を呈する。しかし、高融点成分の
含有量増加に従って、粗大な金属間化合物が多量に生成
し、強度を劣化させ易い。この点から、高融点成分の添
加量に制約が加えられている。
ム合金としては、Ｔ5熱処理でも十分な高温強度及び耐
熱衝撃性をもつものとして、Ｓｉ含有量を８．５〜１
３．５重量％の範囲に規制すると共に、Ｓｂ添加によっ
て共晶Ｓｉを改良したものがある。また、特開昭５５−
２４７８４号公報では、Ｆｅ系基材をＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ
−Ｍｇ合金で鋳ぐるみピストンを製造するとき、鋳造後
に４８０〜５２０℃に１〜８時間加熱する熱処理によっ
て耐熱衝撃性を改善している。一般に、高温強度の優れ
たＡｌーＳｉ系材料には、ベースとなるＡｌ−Ｓｉ−Ｃ
ｕ−Ｍｇ系合金に少量のＮｉ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｒ，Ｚｒ
等の高融点成分が含まれている。高融点成分は、溶湯が
凝固する際に微小の晶出部として晶出し、Ａｌ合金の高
温変形を阻止する作用を呈する。しかし、高融点成分の
含有量増加に従って、粗大な金属間化合物が多量に生成
し、強度を劣化させ易い。この点から、高融点成分の添
加量に制約が加えられている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、Ａｌ−Ｓｉ系
合金は、従来の合金成分の調整や添加成分による組織改
良では最早材料特性を改善することができないレベルに
達している。そのため、従来にはない方法で組成・組織
を改善し、現状を大幅に上まわる特性、特に高温特性を
示す材料の開発が必要とされている。もっとも問題にさ
れる点としては、高温特性の改善に有効な高融点成分の
添加量増加に伴い粗大な晶出物が生成し、強度劣化を起
こすことである。そこで、強度劣化を伴わずに高融点成
分の添加量増加によって特性の向上を図ることができれ
ば、各種用途に要求される材料特性を満足するＡｌ−Ｓ
ｉ系合金が得られる。本発明は、このような要求に応え
るべく案出されたものであり、速い冷却速度を有する鋳
造法であるダイカストで成分系が特定されたＡｌ−Ｓｉ
系合金を鋳造することにより、高融点成分を高温で安定
な微細金属間化合物として晶出させた組織とし、高温強
度，耐摩耗性及び防振性に優れたアルミニウム合金ダイ
カスト製内燃機関部品を提供することを目的とする。
合金は、従来の合金成分の調整や添加成分による組織改
良では最早材料特性を改善することができないレベルに
達している。そのため、従来にはない方法で組成・組織
を改善し、現状を大幅に上まわる特性、特に高温特性を
示す材料の開発が必要とされている。もっとも問題にさ
れる点としては、高温特性の改善に有効な高融点成分の
添加量増加に伴い粗大な晶出物が生成し、強度劣化を起
こすことである。そこで、強度劣化を伴わずに高融点成
分の添加量増加によって特性の向上を図ることができれ
ば、各種用途に要求される材料特性を満足するＡｌ−Ｓ
ｉ系合金が得られる。本発明は、このような要求に応え
るべく案出されたものであり、速い冷却速度を有する鋳
造法であるダイカストで成分系が特定されたＡｌ−Ｓｉ
系合金を鋳造することにより、高融点成分を高温で安定
な微細金属間化合物として晶出させた組織とし、高温強
度，耐摩耗性及び防振性に優れたアルミニウム合金ダイ
カスト製内燃機関部品を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明のダイカスト製内
燃機関部品の製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ
ｕ：１〜７重量％，Ｓｉ：１０〜１６重量％，Ｍｇ：
０．３〜２重量％，Ｆｅ：０．５〜２重量％，Ｍｎ：
０．１〜４重量％，Ｔｉ：０．０１〜０．３重量％，
Ｐ：０．００１〜０．０２重量％及びＣａ：０．０００
１〜０．０２重量％を含み、更に必要に応じてＮｉ：
０．２〜６重量％を含み、残部が不可避的不純物及びＡ
ｌからなり、Ｐ／Ｃａが重量比で０．５を超え５０以下
の範囲に調整されたアルミニウム合金溶湯を冷却速度２
０℃／秒以上でダイカストすることにより製造されるこ
とを特徴とする。本発明法で得られたダイカスト製内燃
機関部品を構成するアルミニウム合金は、初晶Ｓｉの粒
径，針状共晶Ｓｉの平均長径及び他の晶出物の平均長径
がいずれも２０μｍ以下の鋳造組織を有している。
燃機関部品の製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ
ｕ：１〜７重量％，Ｓｉ：１０〜１６重量％，Ｍｇ：
０．３〜２重量％，Ｆｅ：０．５〜２重量％，Ｍｎ：
０．１〜４重量％，Ｔｉ：０．０１〜０．３重量％，
Ｐ：０．００１〜０．０２重量％及びＣａ：０．０００
１〜０．０２重量％を含み、更に必要に応じてＮｉ：
０．２〜６重量％を含み、残部が不可避的不純物及びＡ
ｌからなり、Ｐ／Ｃａが重量比で０．５を超え５０以下
の範囲に調整されたアルミニウム合金溶湯を冷却速度２
０℃／秒以上でダイカストすることにより製造されるこ
とを特徴とする。本発明法で得られたダイカスト製内燃
機関部品を構成するアルミニウム合金は、初晶Ｓｉの粒
径，針状共晶Ｓｉの平均長径及び他の晶出物の平均長径
がいずれも２０μｍ以下の鋳造組織を有している。
【０００６】以下、本発明のアルミニウム合金に含まれ
る合金元素及びその含有量等について説明する。 Ｃｕ：１〜７重量％ 高温強度及び高温疲労強度の向上に有効な合金元素であ
り、Ｃｕ添加の効果は固溶状態で顕著となる。Ｃｕ含有
量が１重量％未満では、高温強度が不足する。しかし、
７重量％を超える多量のＣｕが含まれると鋳造時にＡｌ
2 Ｃｕ等の大きな晶出物が生成し、鋳造割れが発生し易
くなる。また、多量にＣｕを添加しても、増量に見合っ
た強度改善の効果も得られない。 Ｓｉ：１０〜１６重量％ 耐摩耗性及び防振性を向上させると共に熱膨張係数の低
減に有効な共晶Ｓｉとなる必須の合金元素であり、湯流
れを良好にする作用も呈する。また、共存しているＭｇ
と反応し、時効硬化に有効なＭｇ2 Ｓｉをも生成する。
Ｓｉ含有量が１０重量％に達しないと、耐摩耗性，防振
性や高温強度が目標値よりも低くなり、熱膨張係数が大
きくなる。逆に、１６重量％を超えるＳｉ含有量では、
初晶Ｓｉのサイズが大きくなり、かつ分散量も多くな
る。その結果、応力集中による高温強度の低下を招く。
る合金元素及びその含有量等について説明する。 Ｃｕ：１〜７重量％ 高温強度及び高温疲労強度の向上に有効な合金元素であ
り、Ｃｕ添加の効果は固溶状態で顕著となる。Ｃｕ含有
量が１重量％未満では、高温強度が不足する。しかし、
７重量％を超える多量のＣｕが含まれると鋳造時にＡｌ
2 Ｃｕ等の大きな晶出物が生成し、鋳造割れが発生し易
くなる。また、多量にＣｕを添加しても、増量に見合っ
た強度改善の効果も得られない。 Ｓｉ：１０〜１６重量％ 耐摩耗性及び防振性を向上させると共に熱膨張係数の低
減に有効な共晶Ｓｉとなる必須の合金元素であり、湯流
れを良好にする作用も呈する。また、共存しているＭｇ
と反応し、時効硬化に有効なＭｇ2 Ｓｉをも生成する。
Ｓｉ含有量が１０重量％に達しないと、耐摩耗性，防振
性や高温強度が目標値よりも低くなり、熱膨張係数が大
きくなる。逆に、１６重量％を超えるＳｉ含有量では、
初晶Ｓｉのサイズが大きくなり、かつ分散量も多くな
る。その結果、応力集中による高温強度の低下を招く。
【０００７】Ｍｇ：０．３〜２重量％
Ｓｉと結合し、時効硬化に有効なＭｇ2 Ｓｉを生成す
る。Ｍｇ含有量が０．３重量％に達しないと、十分な時
効作用が得られない。逆に、２重量％を超えるＭｇ含有
量では、鋳造時に多量のＭｇ2 Ｓｉが晶出し、機械的性
質を低下させる。 Ｆｅ：０．５〜２重量％ 高温強度の向上に有効な合金元素であり、０．５重量％
以上のＦｅ含有量で効果が顕著となる。しかも、ダイカ
スト時における金型の焼付きを防止する。Ｆｅは、種々
の金属間化合物として晶出し、高温での強度を改善す
る。しかし、２重量％を超えるＦｅ含有量では、Ｆｅを
含む粗大な金属間化合物が晶出するため、却って高温強
度を低下させる。 Ｍｎ：０．１〜４重量％ Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ，Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系等の金属
間化合物として晶出し、耐摩耗性及び防振性を向上させ
る。また、２００℃近傍における高温強度の改善にも有
効な合金元素である。このような効果を得るためには、
０．１重量％以上のＭｎが必要である。しかし、４重量
％を超える多量のＭｎ含有量では、巨大な晶出物が多量
に生成するため、伸び低下等の欠陥を引き起こす。
る。Ｍｇ含有量が０．３重量％に達しないと、十分な時
効作用が得られない。逆に、２重量％を超えるＭｇ含有
量では、鋳造時に多量のＭｇ2 Ｓｉが晶出し、機械的性
質を低下させる。 Ｆｅ：０．５〜２重量％ 高温強度の向上に有効な合金元素であり、０．５重量％
以上のＦｅ含有量で効果が顕著となる。しかも、ダイカ
スト時における金型の焼付きを防止する。Ｆｅは、種々
の金属間化合物として晶出し、高温での強度を改善す
る。しかし、２重量％を超えるＦｅ含有量では、Ｆｅを
含む粗大な金属間化合物が晶出するため、却って高温強
度を低下させる。 Ｍｎ：０．１〜４重量％ Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ，Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系等の金属
間化合物として晶出し、耐摩耗性及び防振性を向上させ
る。また、２００℃近傍における高温強度の改善にも有
効な合金元素である。このような効果を得るためには、
０．１重量％以上のＭｎが必要である。しかし、４重量
％を超える多量のＭｎ含有量では、巨大な晶出物が多量
に生成するため、伸び低下等の欠陥を引き起こす。
【０００８】Ｔｉ：０．０１〜０．３重量％
α−Ａｌを微細化し、材質を均質化する上で有効な合金
元素である。Ｔｉ含有量が０．０１重量％以上になる
と、α−Ａｌがマクロ結晶粒で直径１０ｍｍ以下とな
り、微細化による効果が顕著になる。しかし、０．３重
量％を超えるＴｉ含有量では、Ａｌ−Ｔｉ系の大きな晶
出物が生成し、機械的性質を劣化させる。Ｔｉは、Ｔｉ
−Ｂ系の微細化剤として添加することができる。この点
で、０．０３重量％以下のＢの共存も許容される。 Ｐ：０．００１〜０．０２重量％，Ｃａ：０．０００１
〜０．０２重量％ Ｐ及びＣａの共存によって、初晶Ｓｉの粗大化が抑制さ
れ、高強度が維持される。また、共晶Ｓｉが大きくな
り、耐摩耗性及び防振性が改善される。しかし、０．０
２重量％を超えるＰやＣａは、湯流れ性を悪化させ、湯
まわり不良等の鋳造欠陥を発生し、また鋳造組織を不均
一にする。
元素である。Ｔｉ含有量が０．０１重量％以上になる
と、α−Ａｌがマクロ結晶粒で直径１０ｍｍ以下とな
り、微細化による効果が顕著になる。しかし、０．３重
量％を超えるＴｉ含有量では、Ａｌ−Ｔｉ系の大きな晶
出物が生成し、機械的性質を劣化させる。Ｔｉは、Ｔｉ
−Ｂ系の微細化剤として添加することができる。この点
で、０．０３重量％以下のＢの共存も許容される。 Ｐ：０．００１〜０．０２重量％，Ｃａ：０．０００１
〜０．０２重量％ Ｐ及びＣａの共存によって、初晶Ｓｉの粗大化が抑制さ
れ、高強度が維持される。また、共晶Ｓｉが大きくな
り、耐摩耗性及び防振性が改善される。しかし、０．０
２重量％を超えるＰやＣａは、湯流れ性を悪化させ、湯
まわり不良等の鋳造欠陥を発生し、また鋳造組織を不均
一にする。
【０００９】本発明で規定した合金系では、Ｓｉ含有量
に応じて共晶Ｓｉ及び初晶Ｓｉが共存し、或いは初晶Ｓ
ｉがほとんどみられない組織となる。本発明では、内燃
機関用ピストン材を代表とする耐熱・耐摩耗材料として
要求される性能を共晶Ｓｉに依っている。また、初晶Ｓ
ｉが晶出しても、Ｐを十分に添加することにより平均粒
径が小さいと、高温強度に悪影響を与えず、却って耐摩
耗性及び防振性に優れた材料が得られる。 Ｐ／Ｃａ（重量比）：０．５〜５０ 共晶Ｓｉ及び初晶Ｓｉのサイズは、Ｐ／Ｃａ重量比で制
御できる。Ｐ／Ｃａ重量比の調整による作用自体は本発
明者等が特願平４−２４４２５９号公報，特願平５−１
６１３８０号等で紹介したところであるが、Ｐ／Ｃａ重
量比が０．５に達しないと、共晶Ｓｉが微細で球状化
し、耐摩耗性及び防振性の劣化を招く。逆に５０を超え
るＰ／Ｃａ重量比では、Ｐ量の増加に起因して溶湯の粘
度が上昇し、湯まわり不良等の鋳造欠陥を発生し、安定
した組織が得られ難くなる。
に応じて共晶Ｓｉ及び初晶Ｓｉが共存し、或いは初晶Ｓ
ｉがほとんどみられない組織となる。本発明では、内燃
機関用ピストン材を代表とする耐熱・耐摩耗材料として
要求される性能を共晶Ｓｉに依っている。また、初晶Ｓ
ｉが晶出しても、Ｐを十分に添加することにより平均粒
径が小さいと、高温強度に悪影響を与えず、却って耐摩
耗性及び防振性に優れた材料が得られる。 Ｐ／Ｃａ（重量比）：０．５〜５０ 共晶Ｓｉ及び初晶Ｓｉのサイズは、Ｐ／Ｃａ重量比で制
御できる。Ｐ／Ｃａ重量比の調整による作用自体は本発
明者等が特願平４−２４４２５９号公報，特願平５−１
６１３８０号等で紹介したところであるが、Ｐ／Ｃａ重
量比が０．５に達しないと、共晶Ｓｉが微細で球状化
し、耐摩耗性及び防振性の劣化を招く。逆に５０を超え
るＰ／Ｃａ重量比では、Ｐ量の増加に起因して溶湯の粘
度が上昇し、湯まわり不良等の鋳造欠陥を発生し、安定
した組織が得られ難くなる。
【００１０】Ｎｉ：０．２〜６重量％
必要に応じて添加される合金元素であり、Ｎｉを含む金
属間化合物を晶出させ、２００℃付近における耐熱性，
高温強度を改善する。Ｎｉ添加の効果は、０．２重量％
以上で顕著になる。しかし、６重量％を超える多量のＮ
ｉを含ませると、Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｓｉ系の大きな金
属間化合物が成長し、そのため伸びが低下し、アルミニ
ウム合金を脆くする欠点が現れる。本発明に従ったアル
ミニウム合金においては、その他の合金元素として、Ｎ
ａ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｚｎ等を含むことがある。Ｎａは、不
純物として混入してくる元素であり、共晶Ｓｉを微細化
する作用を呈することから、上限を２０ｐｐｍにするこ
とが望ましい。Ｃｒは、０．３重量％以下の含有量で耐
摩耗性の向上に寄与する。Ｚｒは、結晶粒微細化に有効
であり、０．３重量％以下の量でＴｉと同時に或いはＺ
ｒ単独で添加することもできる。Ｚｎは、不純物として
混入してくる元素であり、耐食性の劣化，鋳造割れの発
生等の原因となることから、上限を３重量％に設定する
ことが好ましい。
属間化合物を晶出させ、２００℃付近における耐熱性，
高温強度を改善する。Ｎｉ添加の効果は、０．２重量％
以上で顕著になる。しかし、６重量％を超える多量のＮ
ｉを含ませると、Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｓｉ系の大きな金
属間化合物が成長し、そのため伸びが低下し、アルミニ
ウム合金を脆くする欠点が現れる。本発明に従ったアル
ミニウム合金においては、その他の合金元素として、Ｎ
ａ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｚｎ等を含むことがある。Ｎａは、不
純物として混入してくる元素であり、共晶Ｓｉを微細化
する作用を呈することから、上限を２０ｐｐｍにするこ
とが望ましい。Ｃｒは、０．３重量％以下の含有量で耐
摩耗性の向上に寄与する。Ｚｒは、結晶粒微細化に有効
であり、０．３重量％以下の量でＴｉと同時に或いはＺ
ｒ単独で添加することもできる。Ｚｎは、不純物として
混入してくる元素であり、耐食性の劣化，鋳造割れの発
生等の原因となることから、上限を３重量％に設定する
ことが好ましい。
【００１１】晶出物の平均長径：２０μｍ以下
冷却速度２０℃／秒未満で鋳造する場合、Ｓｉ含有量が
約１２重量％以上で初晶Ｓｉが晶出する。他方、冷却速
度が２０℃／秒以上の急冷になるダイカストでは、初晶
Ｓｉが晶出開始するＳｉ含有量は、冷却速度の上昇に伴
って１３〜１５重量％まで移動する。初晶Ｓｉのサイズ
も冷却速度に影響され、冷却速度２０℃／秒未満の鋳造
では２０〜１００μｍ以上に、冷却速度２０℃／秒以上
の鋳造では数μｍ〜３０μｍになる。この点、本発明に
あっては、鋳造時の冷却速度を２０℃／秒以上に設定
し、Ｐ及びＣａでコントロールしていることから、初晶
Ｓｉが２０μｍ以下に微細化される。その結果、巨大な
初晶Ｓｉに起因した切削性の劣化がなく、良好な耐摩耗
性及び防振性が確保される。共晶Ｓｉのサイズも、冷却
速度及びＰ／Ｃａ比によって影響される。冷却速度が大
きいときに細かな粒状となり、遅い冷却速度では針状に
なり易い。また、Ｐ／Ｃａ比がたとえば０．５を超える
と針状化し、小さなＰ／Ｃａ比では粒状化する。良好な
耐摩耗性及び防振性を得るためには、５μｍ以上の針状
共晶Ｓｉが好ましい。この点、冷却速度が大きな鋳造法
であるダイカストでは、全体的に共晶Ｓｉが微細化され
るが、針状共晶Ｓｉの方が良好な耐摩耗性及び防振性を
呈することから、Ｐ／Ｃａ比を０．５を超える値に設定
すること必要がある。
約１２重量％以上で初晶Ｓｉが晶出する。他方、冷却速
度が２０℃／秒以上の急冷になるダイカストでは、初晶
Ｓｉが晶出開始するＳｉ含有量は、冷却速度の上昇に伴
って１３〜１５重量％まで移動する。初晶Ｓｉのサイズ
も冷却速度に影響され、冷却速度２０℃／秒未満の鋳造
では２０〜１００μｍ以上に、冷却速度２０℃／秒以上
の鋳造では数μｍ〜３０μｍになる。この点、本発明に
あっては、鋳造時の冷却速度を２０℃／秒以上に設定
し、Ｐ及びＣａでコントロールしていることから、初晶
Ｓｉが２０μｍ以下に微細化される。その結果、巨大な
初晶Ｓｉに起因した切削性の劣化がなく、良好な耐摩耗
性及び防振性が確保される。共晶Ｓｉのサイズも、冷却
速度及びＰ／Ｃａ比によって影響される。冷却速度が大
きいときに細かな粒状となり、遅い冷却速度では針状に
なり易い。また、Ｐ／Ｃａ比がたとえば０．５を超える
と針状化し、小さなＰ／Ｃａ比では粒状化する。良好な
耐摩耗性及び防振性を得るためには、５μｍ以上の針状
共晶Ｓｉが好ましい。この点、冷却速度が大きな鋳造法
であるダイカストでは、全体的に共晶Ｓｉが微細化され
るが、針状共晶Ｓｉの方が良好な耐摩耗性及び防振性を
呈することから、Ｐ／Ｃａ比を０．５を超える値に設定
すること必要がある。
【００１２】初晶Ｓｉや共晶Ｓｉ以外の金属間化合物
も、２０μｍを超えるサイズで晶出すると、高温強度を
劣化させる悪影響を呈する。そのため、本発明において
は、必要とする高温強度を確保する上から、晶出物の平
均長径を２０μｍ以下に規定した。高融点金属の化合物
は、冷却速度が遅い場合には大きく発達し、数十〜数百
μｍに達する場合もある。化合物は、針状，漢字（chin
ese script）状，塊状等、様々の形態をとるが、大きい
場合には何れも応力集中を起こして強度を低下させ易
い。特にＡｌ−Ｆｅ系の化合物は針状になり易く、影響
が大きい。冷却速度が速い場合には、化合物の発達が抑
制され、応力集中が起こりにくい粒状になり易い。 鋳造時の冷却速度：２０℃／秒以上 Ｆｅ，Ｎｉ，Ｍｎ等の高融点金属を含む金属間化合物の
微細化によって高温強度を向上させるためには、鋳造時
の冷却速度を２０℃／秒以上に設定することが必要であ
る。冷却速度が２０℃／秒未満であると、平均長さが２
０μｍを超える粗大な金属間化合物が晶出し易く、伸び
や強度等の低下を引き起こす。素形材は、そのままの状
態で機械加工してもよく、或いは必要に応じて溶体化処
理や時効処理を施しても良い。
も、２０μｍを超えるサイズで晶出すると、高温強度を
劣化させる悪影響を呈する。そのため、本発明において
は、必要とする高温強度を確保する上から、晶出物の平
均長径を２０μｍ以下に規定した。高融点金属の化合物
は、冷却速度が遅い場合には大きく発達し、数十〜数百
μｍに達する場合もある。化合物は、針状，漢字（chin
ese script）状，塊状等、様々の形態をとるが、大きい
場合には何れも応力集中を起こして強度を低下させ易
い。特にＡｌ−Ｆｅ系の化合物は針状になり易く、影響
が大きい。冷却速度が速い場合には、化合物の発達が抑
制され、応力集中が起こりにくい粒状になり易い。 鋳造時の冷却速度：２０℃／秒以上 Ｆｅ，Ｎｉ，Ｍｎ等の高融点金属を含む金属間化合物の
微細化によって高温強度を向上させるためには、鋳造時
の冷却速度を２０℃／秒以上に設定することが必要であ
る。冷却速度が２０℃／秒未満であると、平均長さが２
０μｍを超える粗大な金属間化合物が晶出し易く、伸び
や強度等の低下を引き起こす。素形材は、そのままの状
態で機械加工してもよく、或いは必要に応じて溶体化処
理や時効処理を施しても良い。
【００１３】
【実施例】Ｓｉ：１３．０重量％，Ｃｕ：５．５重量
％，Ｍｇ：０．７５重量％，Ｔｉ：０．１重量％，Ｂ：
０．０００６重量％，Ｃｒ：０．０５重量％，Ｚｎ：
１．０重量％，Ｚｒ：０．０５重量％，Ｐ：０．００２
重量％及びＣａ：０．０００４重量％を含み、Ｐ／Ｃａ
重量比を５に設定し、表１に示すようにＦｅ，Ｍｎ及び
Ｎｉを調整したアルミニウム合金溶湯を溶製した。な
お、表１に掲げた試験番号１１では、Ｐ：０．０００５
重量％，Ｃａ：０．０２重量％及びＰ／Ｃａ比：０．０
２５とした。
％，Ｍｇ：０．７５重量％，Ｔｉ：０．１重量％，Ｂ：
０．０００６重量％，Ｃｒ：０．０５重量％，Ｚｎ：
１．０重量％，Ｚｒ：０．０５重量％，Ｐ：０．００２
重量％及びＣａ：０．０００４重量％を含み、Ｐ／Ｃａ
重量比を５に設定し、表１に示すようにＦｅ，Ｍｎ及び
Ｎｉを調整したアルミニウム合金溶湯を溶製した。な
お、表１に掲げた試験番号１１では、Ｐ：０．０００５
重量％，Ｃａ：０．０２重量％及びＰ／Ｃａ比：０．０
２５とした。
【００１４】
【表１】
【００１５】各アルミニウム合金溶湯を、７６０℃で溶
解し、溶湯温度を７２０℃まで下げた。そして、通常の
金型鋳造としてＪＩＳ４号舟型に、ダイカスト鋳造とし
てはダイカスト機ＴＰ型に鋳込んだ。ＴＰ型は、平行部
直径１０ｍｍ，長さ７０ｍｍをもつ引張り試験片及び５
０ｍｍ×５０ｍｍ×６ｍｍの摩耗試験片が採取できるも
のを用いた。なお、冷却速度は、鋳型温度をそれぞれ１
５０℃に加熱することによって調整し、金型鋳造では５
℃／秒に、ダイカスト鋳造では５０℃／秒に設定した。
得られた鋳塊の組織を観察し、鋳造条件が晶出物に与え
る影響を調査した結果を表２に示す。また、試験番号９
では、純銅製のＪＩＳ４号舟型を用いることによって冷
却速度を２５℃／秒に設定した。
解し、溶湯温度を７２０℃まで下げた。そして、通常の
金型鋳造としてＪＩＳ４号舟型に、ダイカスト鋳造とし
てはダイカスト機ＴＰ型に鋳込んだ。ＴＰ型は、平行部
直径１０ｍｍ，長さ７０ｍｍをもつ引張り試験片及び５
０ｍｍ×５０ｍｍ×６ｍｍの摩耗試験片が採取できるも
のを用いた。なお、冷却速度は、鋳型温度をそれぞれ１
５０℃に加熱することによって調整し、金型鋳造では５
℃／秒に、ダイカスト鋳造では５０℃／秒に設定した。
得られた鋳塊の組織を観察し、鋳造条件が晶出物に与え
る影響を調査した結果を表２に示す。また、試験番号９
では、純銅製のＪＩＳ４号舟型を用いることによって冷
却速度を２５℃／秒に設定した。
【００１６】
【表２】
【００１７】得られた金型鋳造材には、５００℃×６時
間の溶体化処理を施し、６０℃の温水に焼き入れた後、
２２０℃×６時間の時効処理を施し、空冷した。他方、
ダイカスト材については、２２０℃×６時間の時効処理
を施し、空冷した。熱処理された各合金から、切削加工
により常温摩耗試験片及び高温引張り試験片を切り出し
た。高温試験は、２００℃に１００時間予備加熱した後
の試験片を対象とした。常温摩耗試験は、フリクション
型摩耗試験機を使用し、相手材を鋳鉄ＦＣＭＰ７０と
し、荷重５０ｋｇｆ／ｃｍ2 ，摺動速度０．２３ｍ／
秒，摺動距離３ｋｍ，潤滑剤使用の条件下で行った。引
張り強さ及び耐摩耗性の試験結果を、表３に示す。
間の溶体化処理を施し、６０℃の温水に焼き入れた後、
２２０℃×６時間の時効処理を施し、空冷した。他方、
ダイカスト材については、２２０℃×６時間の時効処理
を施し、空冷した。熱処理された各合金から、切削加工
により常温摩耗試験片及び高温引張り試験片を切り出し
た。高温試験は、２００℃に１００時間予備加熱した後
の試験片を対象とした。常温摩耗試験は、フリクション
型摩耗試験機を使用し、相手材を鋳鉄ＦＣＭＰ７０と
し、荷重５０ｋｇｆ／ｃｍ2 ，摺動速度０．２３ｍ／
秒，摺動距離３ｋｍ，潤滑剤使用の条件下で行った。引
張り強さ及び耐摩耗性の試験結果を、表３に示す。
【００１８】
【表３】
【００１９】表３にみられるように、多量のＦｅを含む
試験番号３では、初晶Ｓｉ及び共晶Ｓｉ以外の晶出物が
２０μｍ以上に大きく晶出し、強度が低下している。Ｍ
ｎ含有量が多いと、湯流れが悪く鋳造不良であったり
（試験番号４，７）、Ｎｉ含有量が多いと、晶出物が大
きく強度不足を引き起こした（試験番号８）。また、鋳
造時の冷却速度が遅いと、試験番号１０にみられるよう
に、共晶Ｓｉが大きく成長し、耐摩耗性は良好であるも
のの、強度が不足していた。Ｐ／Ｃａ比を低く設定した
試験番号１１では、共晶Ｓｉが過度に微細化され、耐摩
耗性が悪化した。これに対し、合金成分及び鋳造時の冷
却速度が本発明で規定した範囲にあるものでは、試験番
号１，２，５，６，９の何れにおいても２００℃の引張
り強さが２００Ｎ／ｍｍ2 以上，摩耗量が３０ｍｇ以下
と優れた高温強度及び耐摩耗性をもっていた。また、防
振性も良好であった。
試験番号３では、初晶Ｓｉ及び共晶Ｓｉ以外の晶出物が
２０μｍ以上に大きく晶出し、強度が低下している。Ｍ
ｎ含有量が多いと、湯流れが悪く鋳造不良であったり
（試験番号４，７）、Ｎｉ含有量が多いと、晶出物が大
きく強度不足を引き起こした（試験番号８）。また、鋳
造時の冷却速度が遅いと、試験番号１０にみられるよう
に、共晶Ｓｉが大きく成長し、耐摩耗性は良好であるも
のの、強度が不足していた。Ｐ／Ｃａ比を低く設定した
試験番号１１では、共晶Ｓｉが過度に微細化され、耐摩
耗性が悪化した。これに対し、合金成分及び鋳造時の冷
却速度が本発明で規定した範囲にあるものでは、試験番
号１，２，５，６，９の何れにおいても２００℃の引張
り強さが２００Ｎ／ｍｍ2 以上，摩耗量が３０ｍｇ以下
と優れた高温強度及び耐摩耗性をもっていた。また、防
振性も良好であった。
【００２０】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明は、含有
量が特定された成分・組成をもつＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ−Ｆｅ−Ｍｎ（−Ｎｉ）系合金においてＰ含有量，Ｃ
ａ含有量及びＰ／Ｃａ重量比を調整し、鋳造時の冷却速
度を規制したダイカスト法により、共晶Ｓｉ及び初晶Ｓ
ｉ、ならびにＦｅ，Ｍｎ，Ｎｉ系晶出物をも微細化して
いる。これにより、高温強度，耐摩耗性，防振性等が改
善されたアルミニウム合金ダイカスト製内燃機関部品が
得られる。
量が特定された成分・組成をもつＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ−Ｆｅ−Ｍｎ（−Ｎｉ）系合金においてＰ含有量，Ｃ
ａ含有量及びＰ／Ｃａ重量比を調整し、鋳造時の冷却速
度を規制したダイカスト法により、共晶Ｓｉ及び初晶Ｓ
ｉ、ならびにＦｅ，Ｍｎ，Ｎｉ系晶出物をも微細化して
いる。これにより、高温強度，耐摩耗性，防振性等が改
善されたアルミニウム合金ダイカスト製内燃機関部品が
得られる。
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フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平６−158210（ＪＰ，Ａ)
特開 平３−199336（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−78770（ＪＰ，Ａ)
特開 昭57−79410（ＪＰ，Ａ)
特開 昭61−139636（ＪＰ，Ａ)
特開 平１−319646（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−104937（ＪＰ，Ａ)
特開 昭56−16038（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 21/00 - 21/18
B22D 17/00,21/04
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｃｕ：１〜７重量％，Ｓｉ：１０〜１６
重量％，Ｍｇ：０．３〜２重量％，Ｆｅ：０．５〜２重
量％，Ｍｎ：０．１〜４重量％，Ｔｉ：０．０１〜０．
３重量％，Ｐ：０．００１〜０．０２重量％及びＣａ：
０．０００１〜０．０２重量％を含み、残部が不可避的
不純物及びＡｌからなり、Ｐ／Ｃａが重量比で０．５を
超え５０以下の範囲に調整されたアルミニウム合金溶湯
を冷却速度２０℃／秒以上でダイカストすることにより
製造されることを特徴とする高温強度，耐摩耗性及び防
振性に優れたダイカスト製内燃機関部品の製造方法。 - 【請求項２】 更にＮｉ：０．２〜６重量％を含む請求
項１記載の高温強度，耐摩耗性及び防振性に優れたダイ
カスト製内燃機関部品の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１又は２に記載の方法で製造さ
れ、初晶Ｓｉの粒径，針状共晶Ｓｉの平均長径及び他の
晶出物の平均長径がいずれも２０μｍ以下の鋳造組織を
有しているダイカスト製内燃機関部品。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29399094A JP3430684B2 (ja) | 1994-11-02 | 1994-11-02 | 高温強度，耐摩耗性及び防振性に優れたダイカスト製内燃機関部品及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29399094A JP3430684B2 (ja) | 1994-11-02 | 1994-11-02 | 高温強度，耐摩耗性及び防振性に優れたダイカスト製内燃機関部品及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08134577A JPH08134577A (ja) | 1996-05-28 |
| JP3430684B2 true JP3430684B2 (ja) | 2003-07-28 |
Family
ID=17801823
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29399094A Expired - Lifetime JP3430684B2 (ja) | 1994-11-02 | 1994-11-02 | 高温強度，耐摩耗性及び防振性に優れたダイカスト製内燃機関部品及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3430684B2 (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000355722A (ja) * | 1999-06-17 | 2000-12-26 | Nippon Light Metal Co Ltd | 気密性及び耐摩耗性に優れたＡｌ−Ｓｉ系ダイカスト製品及びその製造方法 |
| DE102007023323B4 (de) * | 2007-05-16 | 2010-10-28 | Technische Universität Clausthal | Verwendung einer Al-Mn-Legierung für hochwarmfeste Erzeugnisse |
| US9038705B2 (en) | 2011-09-15 | 2015-05-26 | Tohoku University | Die-casting method, die-casting device, and die-cast article |
| DE102012220765A1 (de) * | 2012-11-14 | 2014-05-15 | Federal-Mogul Nürnberg GmbH | Verfahren zur Herstellung eines Motorbauteils, Motorbauteil und Verwendung einer Aluminiumlegierung |
| CN105886817B (zh) * | 2014-12-16 | 2018-01-09 | 宁波遵航汽车零部件有限公司 | 一种汽车汽缸盖加工工艺 |
| CN106319257B (zh) * | 2015-07-10 | 2018-09-14 | 上海帅翼驰铝合金新材料有限公司 | 一种提升adc12铝合金锭晶粒度的生产方法 |
| CN106319256B (zh) * | 2015-07-10 | 2018-12-11 | 帅翼驰新材料集团有限公司 | 一种提升Al-Si-Cu系铝合金锭针孔度的生产方法 |
| CN107034394B (zh) * | 2015-07-13 | 2018-07-17 | 上海帅翼驰铝合金新材料有限公司 | 一种提升AlSi12Cu铝合金锭综合性能的生产方法 |
| CN105238967A (zh) * | 2015-11-12 | 2016-01-13 | 薛亚红 | 一种铝合金及其制备方法 |
| JP2023054459A (ja) * | 2021-10-04 | 2023-04-14 | トヨタ自動車株式会社 | アルミニウム合金材料及びその製造方法 |
-
1994
- 1994-11-02 JP JP29399094A patent/JP3430684B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08134577A (ja) | 1996-05-28 |
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