JP3448990B2 - 高温強度及び靭性に優れたダイカスト製品 - Google Patents
高温強度及び靭性に優れたダイカスト製品Info
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- JP3448990B2 JP3448990B2 JP29399194A JP29399194A JP3448990B2 JP 3448990 B2 JP3448990 B2 JP 3448990B2 JP 29399194 A JP29399194 A JP 29399194A JP 29399194 A JP29399194 A JP 29399194A JP 3448990 B2 JP3448990 B2 JP 3448990B2
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ディーゼルエンジン，
ガソリンエンジン等の内燃機関に使用されるピストン，
コンロッド，シリンダーブロック，シリンダーヘッド等
として好適な高温強度及び靭性に優れた高温強度及び靭
性に優れたダイカスト製品に関する。
ガソリンエンジン等の内燃機関に使用されるピストン，
コンロッド，シリンダーブロック，シリンダーヘッド等
として好適な高温強度及び靭性に優れた高温強度及び靭
性に優れたダイカスト製品に関する。
【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−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。しかも、伸びが低下し、靭性
の要求される部品としては、十分に満足できる特性を備
えていない。
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−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。しかも、伸びが低下し、靭性
の要求される部品としては、十分に満足できる特性を備
えていない。
【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
度及び靭性に優れたアルミニウム合金製ダイカスト製品
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
度及び靭性に優れたアルミニウム合金製ダイカスト製品
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】本発明の高温強度及び靭
性に優れたダイカスト製品は、その目的を達成するた
め、Ｃｕ：１〜７重量％，Ｓｉ：１０〜１６重量％，Ｍ
ｇ：０．３〜２重量％，Ｆｅ：０．５〜２重量％，Ｍ
ｎ：０．１〜４重量％，Ｔｉ：０．０１〜０．３重量
％，Ｐ：０．０１重量％以下及びＣａ：０．００１〜
０．０２重量％を含み、Ｐ／Ｃａが重量比で０．５以下
の範囲に調整され、残部がＡｌと不可避的不純物からな
る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、晶出物の平均長径が
２０μｍ以下及び共晶Ｓｉの平均長径が１０μｍ以下の
鋳造組織を持つことを特徴とする。更にＮｉ：０．２〜
６重量％を含むこともできる。
性に優れたダイカスト製品は、その目的を達成するた
め、Ｃｕ：１〜７重量％，Ｓｉ：１０〜１６重量％，Ｍ
ｇ：０．３〜２重量％，Ｆｅ：０．５〜２重量％，Ｍ
ｎ：０．１〜４重量％，Ｔｉ：０．０１〜０．３重量
％，Ｐ：０．０１重量％以下及びＣａ：０．００１〜
０．０２重量％を含み、Ｐ／Ｃａが重量比で０．５以下
の範囲に調整され、残部がＡｌと不可避的不純物からな
る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、晶出物の平均長径が
２０μｍ以下及び共晶Ｓｉの平均長径が１０μｍ以下の
鋳造組織を持つことを特徴とする。更にＮｉ：０．２〜
６重量％を含むこともできる。
【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％ 耐摩耗性の向上及び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％ 耐摩耗性の向上及び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：０．０１重量％以下，Ｃａ：０．００１〜０．０２
重量％ Ｐを極力少なくすること及びＣａの共存によって、初晶
Ｓｉの発生が抑制され、共晶Ｓｉの改良促進が図られ、
高強度及び高靭性が維持される。また、ヒケの集中が抑
制され、耐圧性が向上する。しかし、０．０１重量％を
超えるＰや０．０２重量％を超える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：０．０１重量％以下，Ｃａ：０．００１〜０．０２
重量％ Ｐを極力少なくすること及びＣａの共存によって、初晶
Ｓｉの発生が抑制され、共晶Ｓｉの改良促進が図られ、
高強度及び高靭性が維持される。また、ヒケの集中が抑
制され、耐圧性が向上する。しかし、０．０１重量％を
超えるＰや０．０２重量％を超える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】Ｐ／Ｃａ（重量比）：０．５以下
材料の靭性に大きな影響を及ぼす共晶Ｓｉの形態は、主
として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４−２４４２
５９号公報，特願平５−１６１３８０号等で紹介したと
ころであるが、Ｐ／Ｃａ重量比が０．５以下の場合、共
晶Ｓｉが微細で球状化し、伸び値が上昇し、靭性が改善
される。逆に、０．５を超えるＰ／Ｃａ重量比では、Ｐ
量の増加に起因して共晶組織が粗くなり、伸び及び靭性
が低下する。
として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４−２４４２
５９号公報，特願平５−１６１３８０号等で紹介したと
ころであるが、Ｐ／Ｃａ重量比が０．５以下の場合、共
晶Ｓｉが微細で球状化し、伸び値が上昇し、靭性が改善
される。逆に、０．５を超えるＰ／Ｃａ重量比では、Ｐ
量の増加に起因して共晶組織が粗くなり、伸び及び靭性
が低下する。
【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，Ａｌ−Ｎ
ｉ−Ｆｅ系，Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系等の晶出物が多くな
り、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、Ｎａ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｚｎ等を
含むことがある。Ｎａは、共晶Ｓｉを微細化する作用を
呈するので、鋳造性，型への焼付き性等に悪影響を及ぼ
さない範囲、すなわち上限を５０ｐｐｍ程度とする範囲
での存在が許容される。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Ｚｒ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
割れの発生等の悪影響を及ぼすことから、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，Ａｌ−Ｎ
ｉ−Ｆｅ系，Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系等の晶出物が多くな
り、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、Ｎａ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｚｎ等を
含むことがある。Ｎａは、共晶Ｓｉを微細化する作用を
呈するので、鋳造性，型への焼付き性等に悪影響を及ぼ
さない範囲、すなわち上限を５０ｐｐｍ程度とする範囲
での存在が許容される。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Ｚｒ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
割れの発生等の悪影響を及ぼすことから、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 共晶Ｓ
ｉの平均長径：１０μｍ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等では、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％程度まで移動する。Ｃａの添加
は、この移動を助長する。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程度になる。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防止
される。共晶Ｓｉのサイズも、冷却速度，Ｐ量，Ｃａ量
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。共晶Ｓｉは、Ｐ／Ｃａ比が０．５を超えると針状
化し、Ｐ／Ｃａ比が０．５以下では粒状化する傾向があ
る。良好な靭性を得るためには微細粒状の共晶Ｓｉが好
ましく、平均長径が１０μｍを超える共晶Ｓｉでは伸び
が低下する。
ｉの平均長径：１０μｍ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等では、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％程度まで移動する。Ｃａの添加
は、この移動を助長する。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程度になる。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防止
される。共晶Ｓｉのサイズも、冷却速度，Ｐ量，Ｃａ量
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。共晶Ｓｉは、Ｐ／Ｃａ比が０．５を超えると針状
化し、Ｐ／Ｃａ比が０．５以下では粒状化する傾向があ
る。良好な靭性を得るためには微細粒状の共晶Ｓｉが好
ましく、平均長径が１０μｍを超える共晶Ｓｉでは伸び
が低下する。
【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。ダイカストされた素形材
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。ダイカストされた素形材
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％，Ｃａ：０．００
６重量％及びＰ：０．００１重量％を含み、Ｐ／Ｃａ重
量比を０．１７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、Ｃａ：０．００
１重量％，Ｐ：０．００２重量％及びＰ／Ｃａ比：２．
０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％，Ｃａ：０．００
６重量％及びＰ：０．００１重量％を含み、Ｐ／Ｃａ重
量比を０．１７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、Ｃａ：０．００
１重量％，Ｐ：０．００２重量％及びＰ／Ｃａ比：２．
０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
により靭性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。引張り強さ及び伸び値の試験結
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
により靭性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。引張り強さ及び伸び値の試験結
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、Ａｌ−Ｆｅ系，Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系等
の晶出物が２０μｍ以上に大きく晶出し、伸びが低下し
ている。Ｍｎ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含有量が多過ぎる
と、伸び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、金属間化合物が大きく成長し、加工性に劣り、伸び
も不足していた。Ｐ／Ｃａ比を高く設定した試験番号１
１では、共晶Ｓｉの微細化が不十分であり、低い伸び値
を示した。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，伸び値が３％以上と優れた高
温強度及び靭性をもっていた。
試験番号３では、Ａｌ−Ｆｅ系，Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系等
の晶出物が２０μｍ以上に大きく晶出し、伸びが低下し
ている。Ｍｎ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含有量が多過ぎる
と、伸び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、金属間化合物が大きく成長し、加工性に劣り、伸び
も不足していた。Ｐ／Ｃａ比を高く設定した試験番号１
１では、共晶Ｓｉの微細化が不十分であり、低い伸び値
を示した。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，伸び値が３％以上と優れた高
温強度及び靭性をもっていた。
【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重量比を調整するとともに、鋳造
時の冷却速度を規制してダイカストされることにより、
初晶Ｓｉの発生を抑制し、共晶Ｓｉ及びＦｅ，Ｍｎ，Ｎ
ｉ系晶出物を微細化している。これによって、高温強度
や伸び値で代表される靭性が改善され、内燃機関部品と
して好適なアルミニウム合金製ダイカスト製品が得られ
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重量比を調整するとともに、鋳造
時の冷却速度を規制してダイカストされることにより、
初晶Ｓｉの発生を抑制し、共晶Ｓｉ及びＦｅ，Ｍｎ，Ｎ
ｉ系晶出物を微細化している。これによって、高温強度
や伸び値で代表される靭性が改善され、内燃機関部品と
して好適なアルミニウム合金製ダイカスト製品が得られ
る。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平１−156446（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−158210（ＪＰ，Ａ)
特開 平３−199336（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−78770（ＪＰ，Ａ)
特開 昭49−33815（ＪＰ，Ａ)
特開 昭61−139636（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 (2)
- 【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：０．０１重量％以下及びＣａ：０．００
１〜０．０２重量％を含み、Ｐ／Ｃａが重量比で０．５
以下の範囲に調整され、残部がＡｌと不可避的不純物か
らなる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、晶出物の平均長
径が２０μｍ以下及び共晶Ｓｉの平均長径が１０μｍ以
下の鋳造組織を持つことを特徴とする高温強度及び靭性
に優れたダイカスト製品。 - 【請求項２】 更にＮｉ：０．２〜６重量％を含む請求
項１記載の高温強度及び靭性に優れたダイカスト製品。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29399194A JP3448990B2 (ja) | 1994-11-02 | 1994-11-02 | 高温強度及び靭性に優れたダイカスト製品 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29399194A JP3448990B2 (ja) | 1994-11-02 | 1994-11-02 | 高温強度及び靭性に優れたダイカスト製品 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08134578A JPH08134578A (ja) | 1996-05-28 |
| JP3448990B2 true JP3448990B2 (ja) | 2003-09-22 |
Family
ID=17801836
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29399194A Expired - Lifetime JP3448990B2 (ja) | 1994-11-02 | 1994-11-02 | 高温強度及び靭性に優れたダイカスト製品 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3448990B2 (ja) |
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| JP4665413B2 (ja) * | 2004-03-23 | 2011-04-06 | 日本軽金属株式会社 | 高剛性・低線膨張率を有する鋳造用アルミニウム合金 |
| JP4800864B2 (ja) | 2006-07-03 | 2011-10-26 | 株式会社豊田中央研究所 | コンプレッサ |
| JP5355320B2 (ja) * | 2009-09-10 | 2013-11-27 | 日産自動車株式会社 | アルミニウム合金鋳物部材及びその製造方法 |
| JP5271215B2 (ja) * | 2009-09-15 | 2013-08-21 | 株式会社日立製作所 | アルミダイカスト製品の改質方法 |
| DE102011083972A1 (de) * | 2011-10-04 | 2013-04-04 | Federal-Mogul Nürnberg GmbH | Verfahren zur Herstellung eines Motorbauteils und Motorbauteil |
| JP2014037622A (ja) * | 2012-07-17 | 2014-02-27 | Sankyotateyama Inc | 連続鋳造棒及び鍛造品 |
| WO2016167322A1 (ja) * | 2015-04-15 | 2016-10-20 | 日本軽金属株式会社 | 高温強度および熱伝導率に優れたアルミニウム合金鋳物、その製造方法および内燃機関用アルミニウム合金製ピストン |
| JP6798928B2 (ja) * | 2017-04-18 | 2020-12-09 | 昭和電工株式会社 | 鋳造用Ａｌ−Ｓｉ系合金およびＡｌ−Ｓｉ系合金鋳塊の製造方法 |
| JP2020158789A (ja) * | 2019-03-25 | 2020-10-01 | 本田技研工業株式会社 | 車両用アルミニウム合金及び車両用部品 |
| CN111020303A (zh) * | 2019-11-27 | 2020-04-17 | 亚太轻合金(南通)科技有限公司 | 4xxx系铝合金及其制备方法 |
| JP7449367B2 (ja) * | 2020-04-03 | 2024-03-13 | 日軽エムシーアルミ株式会社 | ダイカストアルミニウム合金、アルミニウム合金ダイカスト材及びその製造方法 |
| CN113862530B (zh) * | 2020-06-30 | 2023-04-07 | 比亚迪股份有限公司 | 一种铝合金及其制备方法 |
-
1994
- 1994-11-02 JP JP29399194A patent/JP3448990B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08134578A (ja) | 1996-05-28 |
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