JP3846149B2 - 鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法に係り、特に、疲労強度及び熱疲労強度が共に高く、内燃機関用シリンダーヘッド／ブロック等に用いられる鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
複雑な形状を有し、かつ、機械的性質（特に靱性）が要求される鋳造用合金の一つとして、鋳造性及び機械的性質に優れるAl-Si-Mg系合金（例えば、AC4C（ＪＩＳ記号））が挙げられる。このAC4C鋳造品としては、内燃機関用シリンダーヘッド／ブロック、自動車用アルミホイール、マニホールド、油圧シリンダーボディ等がある。
【０００３】
これらのAC4C鋳造品においては、強度及び靱性を高めるべく、AC4C鋳造体にＴ６処理（溶体化・焼入れ処理後に、最高強度が得られる焼戻し温度の時効処理）を施し、AC4C-T6 鋳造品を製品として使用することが多い。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、AC4C-T6 鋳造品を、Ｔ６処理の時効処理温度（約１６０℃前後）を超える高温の環境下で使用していると、使用中、局部的に時効析出が生じてしまう。この局部的な時効析出の進行に伴って、徐々にAC4C-T6 材の機械的特性が低下してしまう。
【０００５】
例えば、図１２に示すように、シリンダーヘッド１３１の場合、エンジン運転中におけるヘッド上面１３２の温度は略常温（最高でも１００℃未満）のままであるが、燃焼室（図示せず）側のヘッド下面１３３の温度は、約２５０℃又は２５０℃以上の高温になる。このため、ヘッド下面１３３の部分は、耐低サイクル疲労破壊性、即ち熱疲労強度が高いことが好ましく、高い伸び（靱性）が要求され、ヘッド上面１３２の部分は、耐高サイクル疲労破壊性、即ち疲労強度が高いことが好ましく、高い引張強度が要求される。この時、局部的な時効析出の進行に伴って、AC4C-T6 材の靱性および引張強度が低下すると、ヘッド上面１３２の薄肉部１３４、スプリングシート座１３５、吸入ポート壁１３６、排出ポート壁１３７、およびヘッド下面１３３の薄肉部１３８等に亀裂Ｋが生じてしまう。
【０００６】
そこで、使用中における局部的な時効析出の生成を抑える方法として、鋳造体に安定化処理（Ｔ７処理（溶体化・焼入れ処理後に、Ｔ６処理の時効処理温度よりも高い温度の時効処理））を施す方法が挙げられるが、AC4C鋳造体に安定化処理を施した場合、AC4Cの特性上、得られるAC4C-T7 鋳造品の強度が著しく低くなるという問題があった。
【０００７】
以上の事情を考慮して創案された本発明の目的は、強度及び靱性に優れ、かつ、高温環境下で強度及び靱性が殆ど劣化しない鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成すべく本発明に係る鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法は、疲労強度及び熱疲労強度が共に要求され、かつ、高温環境下で該疲労強度及び熱疲労強度が殆ど劣化しない鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法において、化学組成が、
Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ％、
Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、
Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、及び
残部：Ａｌからなる鋳造体に、時効処理温度が２００〜３００℃、好ましくは２２０〜２６０℃で、最高強度が得られる時効処理時間よりも長く、かつ、引張強度３２０ＭＰａ（硬度１００Ｈ B ）以上が得られる範囲時間の安定化処理を施すものである。
【００１４】
以上の方法によれば、引張強度が３２０ＭＰａ以上、伸びが５％以上で、かつ、安定化処理の時効処理温度近傍の高温環境下でも機械的特性が殆ど低下しない鋳造用アルミニウム合金を、生産性よく得ることができる。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の好適一実施の形態を添付図面に基いて説明する。
【００１６】
本発明者らは、靱性に優れるAC4Cと略同等の伸びを有すると共に、AC4Cよりも高強度であって、かつ、機械的特性の低下を招くことなく安定化処理が可能な、即ち時効感受性が鈍感な鋳造用アルミニウム合金を得ることを目的とした。
【００１７】
本実施の形態に係る鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法は、化学組成が、
Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ％、より好ましくは０．８〜１．２ｗｔ％、
Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、より好ましくは０．３〜０．５ｗｔ％、
Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、
Ｚｎ：０．３５ｗｔ％以下、
Ｆｅ：０．５５ｗｔ％以下、
Ｍｎ：０．３５ｗｔ％以下、
Ｎｉ：０．１０ｗｔ％以下、
Ｔｉ：０．２０ｗｔ％以下、
Ｐｂ：０．１０ｗｔ％以下、
Ｓｎ：０．０５ｗｔ％以下、
Ｃｒ：０．１０ｗｔ％以下、及び
残部：Ａｌからなる鋳造体に安定化処理を施し、引張強度を３２０ＭＰａ以上、伸びを５％以上とするものである。
【００１８】
鋳造用アルミニウム合金の化学組成範囲を限定した理由を以下に述べる。
【００１９】
Ｍｇ含有量を一定量（0.3wt%、0.4wt%、0.5wt%、0.6wt%、0.7wt%）に固定し、Ｃｕ含有量を０．５〜１．５ｗｔ％の間で変えた時の引張強度（ＭＰａ）および伸び（％）のそれぞれの変化を図１，図２に示す。
【００２０】
図１に示すように、引張強度３２０ＭＰａ以上を達成するＣｕ及びＭｇの含有量は、Ｃｕが０．５ｗｔ％以上、Ｍｇが０．３ｗｔ％以上である。よって、本発明の合金におけるＣｕの含有量は０．５ｗｔ％以上、かつ、Ｍｇの含有量は０．３ｗｔ％以上と規定している。
【００２１】
また、図２に示すように、伸び５％以上を達成するＣｕ及びＭｇの含有量は、Ｃｕが１．５ｗｔ％以下、Ｍｇが０．７ｗｔ％以下である。よって、本発明の合金におけるＣｕの含有量は１．５ｗｔ％以下、かつ、Ｍｇの含有量は０．７ｗｔ％以下と規定している。
【００２２】
さらに、Ｓｉは強度向上元素であり、Ｓｉの含有量がある範囲より少なくなると、鋳造性が極端に悪くなり、Ｓｉの含有量がある範囲より多くなると、靱性が低下してしまう。本発明の合金の場合、鋳造性および靱性に影響を及ぼさないように、AC4Cと同範囲のＳｉを含有させており、その含有量は６．５〜７．５ｗｔ％と規定している。
【００２３】
また、その他の元素（Ｚｎ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｓｎ、およびＣｒ）の含有量も、靱性に影響を及ぼさないように、AC4Cと同範囲の含有量以下に規定しており、それぞれの含有量は０．３５ｗｔ％以下、０．５５ｗｔ％以下、０．３５ｗｔ％以下、０．１０ｗｔ％以下、０．２０ｗｔ％以下、０．１０ｗｔ％以下、０．０５ｗｔ％以下、および０．１０ｗｔ％以下としている。
【００２５】
本実施の形態に係る鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法は、化学組成が、
Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ％、より好ましくは０．５〜０．８ｗｔ％、
Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、より好ましくは０．５〜０．７ｗｔ％、
Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、
Ｚｎ：０．３５ｗｔ％以下、
Ｆｅ：０．５５ｗｔ％以下、
Ｍｎ：０．３５ｗｔ％以下、
Ｎｉ：０．１０ｗｔ％以下、
Ｔｉ：０．２０ｗｔ％以下、
Ｐｂ：０．１０ｗｔ％以下、
Ｓｎ：０．０５ｗｔ％以下、
Ｃｒ：０．１０ｗｔ％以下、及び
残部：Ａｌからなる鋳造体に対して施してもよい。
【００２６】
次に、鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法について説明する。
【００２７】
先ず、添加元素（Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｓｎ、およびＣｒ）の量をそれぞれ調整した後、溶製・鋳造を行い、前述した化学組成を有する任意形状の鋳造体を作製する。
【００２８】
次に、その鋳造体に安定化処理（Ｔ７処理）を施す。具体的には、鋳造体に溶体化処理および焼入れ処理を施した後、焼入れ処理後の鋳造体に、最高強度が得られる焼戻し温度よりも高い温度の時効処理を施す。この時、時効処理温度は、２００〜３００℃、好ましくは２２０〜２６０℃とする。また、時効処理時間は、最高強度が得られる時効処理時間よりも長い時間、好ましくは、過時効による強度減少が略飽和に達するまでとし、具体的には０．２〜３０ｈｒ、好ましくは０．５〜２０ｈｒとする。
【００２９】
安定化処理後の鋳造体を、所定の冷却速度で冷却する（例えば、炉冷又は空冷する）ことで、鋳造品（Ｔ７処理体）が得られる。
【００３０】
前述した化学組成を有する各鋳造体に、本実施の形態に係る鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法、すなわち安定化処理を施すことで、引張強度が３２０ＭＰａ以上、伸びが５％以上となる。
【００３１】
また、本実施の形態により得られた鋳造用アルミニウム合金は、安定化処理が施されてなるものであるため、該合金を安定化処理における時効処理温度近傍（例えば、２００℃以上）の高温環境下で使用しても、該合金中で局部的な時効析出が進行することはなく、機械的特性の低下は殆どない。
【００３２】
かかる鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法によれば、鋳造体に対して前述した範囲の温度・時間の安定化処理（Ｔ７処理）を施しているが、この時効処理時間は、従来合金であるAC4C-T6 鋳造品における時効処理時間と略同じであり、AC4C-T6 鋳造品と比較して、生産性に遜色はない。
【００３３】
また、安定化処理における時効処理時間を、過時効による強度減少が略飽和に達するまでとしていることで、該Ｔ７処理体を安定化処理における時効処理温度近傍（例えば、２００℃以上）の高温環境下で使用しても、強度がそれ以上低下することはない。
【００３４】
【実施例】
Al-7.0Si-0.3Mg-1.0Cu（ｗｔ％）の化学組成を有する鋳造体（以下、実施例１と呼ぶ）、Al-7.0Si-0.6Mg-0.7Cu（ｗｔ％）の化学組成を有する鋳造体（以下、実施例２と呼ぶ）、およびAl-7.0Si-0.3Mg（ｗｔ％）の化学組成を有するAC4C鋳造体（以下、比較例と呼ぶ）を溶製・鋳造する。
【００３５】
（試験例１）
時効処理時間をそれぞれの焼戻し温度で最高強度が得られる時間とし、実施例１、実施例２、および比較例に、焼戻し温度（時効処理温度）１６０℃のＴ６処理、焼戻し温度２００℃の安定化処理（Ｔ７処理）、および焼戻し温度３００℃の安定化処理をそれぞれ施した。
【００３６】
実施例１、実施例２、および比較例における焼戻し温度（℃）と硬度（ＨB ）との関係を図３に、焼戻し温度（℃）と（常温）引張強度（ＭＰａ）との関係を図４に示す。ここで、図３，図４中において、■印を結んだ線３１は実施例１を、黒丸印を結んだ線３２は実施例２を、▲印を結んだ線３３は比較例を表している。
【００３７】
図３および図４中、線３３で表される比較例は、焼戻し温度が高温になるにつれて硬度および引張強度が著しく低下している。具体的には、比較例に、焼戻し温度１６０℃のＴ６処理および焼戻し温度３００℃の安定化処理を施したものをそれぞれ比較すると、硬度が約２４％および引張強度が約３４％も低下している。
【００３８】
以上のことから、比較例に対して安定化処理を施した場合、安定化処理の焼戻し温度を高くする程、強度低下が著しくなるということが確認された。
【００３９】
これに対して、図３および図４中、線３１，３２で表される実施例１，２におけるＴ６処理体の硬度および引張強度は、比較例におけるＴ６処理体の硬度および引張強度と比較して硬度が約１０〜１７％、引張強度が約１２〜１４％も高くなっていることから、実施例１，２は、比較例よりも高強度であることがわかる。
【００４０】
また、実施例１，２は、焼戻し温度が高温になっても硬度および引張強度がそれ程低下していない。具体的には、実施例１，２に、焼戻し温度１６０℃のＴ６処理および焼戻し温度３００℃の安定化処理を施したものをそれぞれ比較すると、硬度は約９％、引張強度は約６％しか低下していない。
【００４１】
以上のことから、実施例１，２に対して安定化処理を施した場合、安定化処理の焼戻し温度の上昇による強度低下は殆どないということが確認された。ここで、安定化処理の焼戻し温度の上限は、Ｔ７処理体の組織制御等の観点から３００℃を上限とすることが好ましい。
【００４２】
（試験例２）
実施例１、実施例２、および比較例に、焼戻し温度（時効処理温度）１６０℃のＴ６処理、焼戻し温度２００℃の安定化処理（Ｔ７処理）、焼戻し温度２３０℃の安定化処理、および焼戻し温度２５０℃の安定化処理をそれぞれ施す。
【００４３】
実施例１、実施例２、および比較例における時効処理時間（ｈｒ）と硬度（ＨB ）との関係を図５，図６，図７に示す。ここで、図５，図６，図７中において、○印を結んだ曲線５１，６１，７１は焼戻し温度１６０℃のＴ６処理を施した場合、△印を結んだ曲線５２，６２，７２は焼戻し温度２００℃の安定化処理を施した場合、□印を結んだ曲線５３，６３は焼戻し温度２３０℃の安定化処理を施した場合、および×印を結んだ曲線５４，６４は焼戻し温度２５０℃の安定化処理を施した場合を表している。
【００４４】
図５，図６に示すように、実施例１，２において、焼戻し温度が高くなるにつれて、最高硬度は減少している。しかし、実施例１において、曲線５１と曲線５４とを比較した場合の最高硬度の減少率は約９％、また、実施例２において、曲線６１と曲線６４とを比較した場合の最高硬度の減少率は約８％であり、その減少の度合いが緩やかであることがわかる。
【００４５】
これは、実施例１，２が、Al-Si-Cu-Mg 系合金であるため、Ａｌマトリックス中に析出する化合物がＭｇ化合物（Mg2 Si）およびＣｕ化合物（Al2 Cu、Al2 CuMg等）となることに起因していると考えられる。Ｃｕ化合物は、Ａｌマトリックス中に強固に比較的高い温度で析出する（即ち、比較的拡散速度が遅い）ため、熱処理温度を高くしても、Ｃｕ化合物の結晶が粗大に成長することはない。このため、実施例１，２に対して、Ｔ６処理を施した場合（曲線５１，６１）と、安定化処理を施した場合（曲線５２〜５４，６２〜６４）とを比較すると、図５，図６に示すように、曲線５２〜５４，６２〜６４の最高硬度は、曲線５１，６１の最高硬度と殆ど変わらない（又は最高硬度減少の度合いが小さい）。また、実施例１，２においても、安定化処理の焼戻し時間が長くなる程、曲線５２〜５４，６２〜６４の硬度は低下していくが、それ程大きく低下するものではなく、その硬度は図７に示す曲線７１の硬度と同等又は同等以上となる。
【００４６】
また、曲線５３において黒丸印で表される過時効材５６においても、曲線５１において黒丸印で表される通常Ｔ６材５５と同じ引張強度３３０ＭＰａ（硬度約１１０ＨB ）を有する。さらに、曲線６３において黒丸印で表される過時効材６６においても、曲線６１において黒丸印で表される通常Ｔ６材６５と同じ引張強度３５０ＭＰａ（硬度約１２０ＨB ）を有する。ここで、通常Ｔ６材５５，６５からなる鋳造品を２００℃以上の高温環境下で使用すると、強度及び靱性の低下が生じる。これに対して、過時効材５６，６６は強度（硬度）減少が略飽和に達したものであるため、過時効材５６，６６からなる鋳造品を２００℃以上の高温環境下で使用しても、強度の低下が生じることはない。
【００４７】
これに対して、図７に示すように、比較例においては、焼戻し温度が高くなるにつれて最高硬度の減少率も大きくなる。具体的には、比較例に、焼戻し温度１６０℃のＴ６処理を施した場合（曲線７１）と焼戻し温度２００℃の安定化処理を施した場合（曲線７２）とを比較すると、曲線７２の最高硬度は曲線７１の最高硬度よりも約７％（曲線５１と曲線５２、曲線６１と曲線６２との比較では約３〜４％）減少しており、その減少の度合いが大きいことがわかる。
【００４８】
これは、比較例であるAC4Cが、Al-Si-Mg系合金であるため、Ａｌマトリックス中に析出する化合物がＭｇ化合物（Mg2 Si）のみであることに起因していると考えられる。Ｍｇ化合物は低い温度で析出する（即ち、比較的拡散速度が速い）ため、熱処理温度が高くなると、Ｍｇ化合物の結晶が成長して粗大なＭｇ化合物が析出する。このため、比較例に安定化処理を施す場合、焼戻し温度が高くなる程又は焼戻し時間が長くなる程、硬度（強度）は大きく低下する。
【００４９】
試験例１，２の結果および図３〜図７を参照した結果から、安定化処理における時効処理温度（焼戻し温度）は２００〜３００℃、好ましくは２２０〜２６０℃と規定され、また、安定化処理における時効処理時間（焼戻し時間）は、最高温度が得られる時効処理時間よりも長い時間、好ましくは０．２〜３０ｈｒ、より好ましくは０．５〜２０ｈｒと規定される。
【００５０】
（試験例３）
外径φ６ｍｍ、長さ３０ｍｍのＪＩＳ１４−Ａ号試験片からなる試料を、実施例１、実施例２、および比較例を用いてそれぞれ作製する。その後、各試料に対して、高温試験を行った。
【００５１】
高温試験は、各試料を常温、１５０℃、２００℃、２５０℃、および３００℃で１５分保持した後における高温引張試験と高温伸び試験及び各試料を１５０℃、２００℃、および２５０℃で１５分保持した後における高温圧縮試験により、評価を行うものとした。
【００５２】
温度（℃）と引張強度（ＭＰａ）との関係を図８に、温度（℃）と伸び（％）との関係を図９に、温度（℃）と圧縮応力（ＭＰａ）との関係を図１０に示す。ここで、図８〜図１０中において、■印を結んだ線８１は実施例１を、黒丸印を結んだ線８２は実施例２を、▲印を結んだ線８３は比較例を表している。
【００５３】
図８に示すように、高温引張試験の結果、実施例１は、全温度域（常温〜３００℃）に亘って比較例よりも引張強度が高かった。この結果から、実施例１は、比較例よりも常温及び高温での強度が良好であることがわかる。また、実施例１と実施例２とを比較すると、常温〜約１６０℃の温度域では引張強度は殆ど変わらないが、約１６０〜３００℃の温度域では、実施例２の方が実施例１よりも引張強度が高くなっており、実施例２の方が、実施例１よりも高温強度が高いことがわかる。
【００５４】
次に、図９に示すように、高温伸び試験の結果、実施例１は、常温〜１００℃強の温度域を除くと、比較例よりも伸びが良好であった。この結果から、実施例１は、比較例よりも靱性、特に高温靱性が良好であることがわかる。また、実施例２は、全温度域（常温〜３００℃）に亘って比較例および実施例１よりも伸びが低く、実施例１の方が、実施例２よりも常温靱性および高温靱性が良好であることがわかる。尚、比較例の３００℃における伸びは測定不能であったため図示していない。
【００５５】
次に、図１０に示すように、高温圧縮試験の結果、実施例１は、高温度域（１５０〜２５０℃）において、比較例よりも圧縮応力が高かった。この結果から、実施例１は、比較例よりも高温圧縮強度が良好であることがわかる。また、実施例１と実施例２とを比較すると、全温度域（常温〜３００℃）に亘って、実施例２の方が実施例１よりも圧縮応力が高くなっており、実施例２の方が実施例１よりも高温圧縮強度が高いことがわかる。
【００５６】
以上の高温試験の結果から、実施例１，２は、常温及び高温での強度が比較例よりも良好で、かつ、常温靱性は比較例よりやや劣るものの、高温靱性は比較例と略同等又は同等以上であることが確認された。
【００５７】
（試験例４）
外径φ８ｍｍの平滑試験片からなる試料を、実施例１、実施例２、および比較例を用いてそれぞれ作製する。その後、各試料に対して、疲労試験を行った。
【００５８】
疲労試験は、小野式回転曲げ試験で回転数を3,000rpmとして行い、破断までの繰返し回数が１０7 （回）の時の応力振幅値により疲労強度を評価した。
【００５９】
破断までの繰返し回数（回）と応力振幅（ＭＰａ）との関係を図１１に示す。ここで、図１１中において、■印を結んだ線１１１は実施例１を、黒丸印を結んだ線１１２は実施例２を、▲印を結んだ線１１３は比較例を表している。
【００６０】
図１１に示すように、破断までの繰返し回数が１０7 （回）の時の比較例の応力振幅は７０ＭＰａであった。これに対して、破断までの繰返し回数が１０7 （回）の時の実施例１，２の応力振幅は、それぞれ９０ＭＰａ（比較例の約１．２９倍）、８０ＭＰａ（比較例の約１．１４倍）となり、疲労強度が良好であることがわかった。
【００６１】
（試験例５）
実施例１および比較例からなる試料に対して熱疲労試験を行い、熱疲労強度の評価を行った。熱疲労試験は、各試料に対して低温→高温→低温を１サイクルとする熱サイクルを与えるものであり、歪み値が所定値に達した時の繰返し回数（回）により熱疲労強度を評価した。
【００６２】
熱疲労試験の結果、実施例１の繰返し回数は比較例の約１．４倍を示した。このことから、実施例１は、比較例よりも熱疲労強度が良好であることがわかる。
【００６３】
試験例１〜５の結果、実施例１，２に焼戻し温度２００〜３００℃の安定化処理を施したＴ７処理体で、例えば、図１２に示したシリンダーヘッド１３１を形成した場合、エンジン運転によりヘッド下面１３３の温度が約２５０℃又は２５０℃以上となっても、安定化処理が施されているため、エンジン運転中にシリンダーヘッド１３１の機械的特性が低下することはない。
【００６４】
また、エンジン運転中、このＴ７処理体からなるシリンダーヘッド１３１の上・下面１３２，１３３に大きな温度差が生じるが、エンジン運転中にシリンダーヘッド１３１の機械的特性が低下することはないため、ヘッド上面１３２の薄肉部１３４、スプリングシート座１３５、吸入ポート壁１３６、排出ポート壁１３７、およびヘッド下面１３３の薄肉部１３８等に亀裂Ｋが生じ難い。
【００６５】
さらに、このシリンダーヘッドにおいては、疲労強度及び熱疲労強度が良好であるため、エンジンの運転／停止の繰返しに伴う耐熱疲労性が、比較例からなるシリンダーヘッドよりも良好となる。
【００６６】
尚、本発明で得られた鋳造用アルミニウム合金は、上述したようにシリンダーヘッドのみにその用途が限定されるものではなく、その他にも疲労強度及び熱疲労強度が共に要求される鋳造用アルミニウム合金にも適用することができることは言うまでもなく、例えば、シリンダーブロック、自動車用アルミホイール、マニホールド、油圧シリンダーボディ等が想定される。
【００６７】
【発明の効果】
以上要するに本発明によれば、前述した化学組成を有する鋳造体に、時効処理温度が２００〜３００℃で、最高強度が得られる時効処理時間よりも長く、かつ、引張強度３２０ＭＰａ（硬度１００Ｈ B ）以上が得られる範囲時間の安定化処理を施していることで、引張強度が３２０ＭＰａ以上、伸びが５％以上となり、かつ、その合金を安定化処理における時効処理温度近傍の高温環境下で使用しても、機械的特性が低下するおそれがないという優れた効果を発揮する。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｃｕ含有量と引張強度との関係を示す図である。
【図２】Ｃｕ含有量と伸びとの関係を示す図である。
【図３】焼戻し温度と硬度との関係を示す図である。
【図４】焼戻し温度と引張強度との関係を示す図である。
【図５】時効処理時間と硬度との関係を示す図である。
【図６】時効処理時間と硬度との関係を示す図である。
【図７】時効処理時間と硬度との関係を示す図である。
【図８】温度と引張強度との関係を示す図である。
【図９】温度と伸びとの関係を示す図である。
【図１０】温度と圧縮応力との関係を示す図である。
【図１１】破断までの繰返し回数と応力振幅との関係を示す図である。
【図１２】シリンダーヘッドの断面図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法に係り、特に、疲労強度及び熱疲労強度が共に高く、内燃機関用シリンダーヘッド／ブロック等に用いられる鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
複雑な形状を有し、かつ、機械的性質（特に靱性）が要求される鋳造用合金の一つとして、鋳造性及び機械的性質に優れるAl-Si-Mg系合金（例えば、AC4C（ＪＩＳ記号））が挙げられる。このAC4C鋳造品としては、内燃機関用シリンダーヘッド／ブロック、自動車用アルミホイール、マニホールド、油圧シリンダーボディ等がある。
【０００３】
これらのAC4C鋳造品においては、強度及び靱性を高めるべく、AC4C鋳造体にＴ６処理（溶体化・焼入れ処理後に、最高強度が得られる焼戻し温度の時効処理）を施し、AC4C-T6 鋳造品を製品として使用することが多い。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、AC4C-T6 鋳造品を、Ｔ６処理の時効処理温度（約１６０℃前後）を超える高温の環境下で使用していると、使用中、局部的に時効析出が生じてしまう。この局部的な時効析出の進行に伴って、徐々にAC4C-T6 材の機械的特性が低下してしまう。
【０００５】
例えば、図１２に示すように、シリンダーヘッド１３１の場合、エンジン運転中におけるヘッド上面１３２の温度は略常温（最高でも１００℃未満）のままであるが、燃焼室（図示せず）側のヘッド下面１３３の温度は、約２５０℃又は２５０℃以上の高温になる。このため、ヘッド下面１３３の部分は、耐低サイクル疲労破壊性、即ち熱疲労強度が高いことが好ましく、高い伸び（靱性）が要求され、ヘッド上面１３２の部分は、耐高サイクル疲労破壊性、即ち疲労強度が高いことが好ましく、高い引張強度が要求される。この時、局部的な時効析出の進行に伴って、AC4C-T6 材の靱性および引張強度が低下すると、ヘッド上面１３２の薄肉部１３４、スプリングシート座１３５、吸入ポート壁１３６、排出ポート壁１３７、およびヘッド下面１３３の薄肉部１３８等に亀裂Ｋが生じてしまう。
【０００６】
そこで、使用中における局部的な時効析出の生成を抑える方法として、鋳造体に安定化処理（Ｔ７処理（溶体化・焼入れ処理後に、Ｔ６処理の時効処理温度よりも高い温度の時効処理））を施す方法が挙げられるが、AC4C鋳造体に安定化処理を施した場合、AC4Cの特性上、得られるAC4C-T7 鋳造品の強度が著しく低くなるという問題があった。
【０００７】
以上の事情を考慮して創案された本発明の目的は、強度及び靱性に優れ、かつ、高温環境下で強度及び靱性が殆ど劣化しない鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成すべく本発明に係る鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法は、疲労強度及び熱疲労強度が共に要求され、かつ、高温環境下で該疲労強度及び熱疲労強度が殆ど劣化しない鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法において、化学組成が、
Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ％、
Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、
Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、及び
残部：Ａｌからなる鋳造体に、時効処理温度が２００〜３００℃、好ましくは２２０〜２６０℃で、最高強度が得られる時効処理時間よりも長く、かつ、引張強度３２０ＭＰａ（硬度１００Ｈ B ）以上が得られる範囲時間の安定化処理を施すものである。
【００１４】
以上の方法によれば、引張強度が３２０ＭＰａ以上、伸びが５％以上で、かつ、安定化処理の時効処理温度近傍の高温環境下でも機械的特性が殆ど低下しない鋳造用アルミニウム合金を、生産性よく得ることができる。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の好適一実施の形態を添付図面に基いて説明する。
【００１６】
本発明者らは、靱性に優れるAC4Cと略同等の伸びを有すると共に、AC4Cよりも高強度であって、かつ、機械的特性の低下を招くことなく安定化処理が可能な、即ち時効感受性が鈍感な鋳造用アルミニウム合金を得ることを目的とした。
【００１７】
本実施の形態に係る鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法は、化学組成が、
Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ％、より好ましくは０．８〜１．２ｗｔ％、
Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、より好ましくは０．３〜０．５ｗｔ％、
Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、
Ｚｎ：０．３５ｗｔ％以下、
Ｆｅ：０．５５ｗｔ％以下、
Ｍｎ：０．３５ｗｔ％以下、
Ｎｉ：０．１０ｗｔ％以下、
Ｔｉ：０．２０ｗｔ％以下、
Ｐｂ：０．１０ｗｔ％以下、
Ｓｎ：０．０５ｗｔ％以下、
Ｃｒ：０．１０ｗｔ％以下、及び
残部：Ａｌからなる鋳造体に安定化処理を施し、引張強度を３２０ＭＰａ以上、伸びを５％以上とするものである。
【００１８】
鋳造用アルミニウム合金の化学組成範囲を限定した理由を以下に述べる。
【００１９】
Ｍｇ含有量を一定量（0.3wt%、0.4wt%、0.5wt%、0.6wt%、0.7wt%）に固定し、Ｃｕ含有量を０．５〜１．５ｗｔ％の間で変えた時の引張強度（ＭＰａ）および伸び（％）のそれぞれの変化を図１，図２に示す。
【００２０】
図１に示すように、引張強度３２０ＭＰａ以上を達成するＣｕ及びＭｇの含有量は、Ｃｕが０．５ｗｔ％以上、Ｍｇが０．３ｗｔ％以上である。よって、本発明の合金におけるＣｕの含有量は０．５ｗｔ％以上、かつ、Ｍｇの含有量は０．３ｗｔ％以上と規定している。
【００２１】
また、図２に示すように、伸び５％以上を達成するＣｕ及びＭｇの含有量は、Ｃｕが１．５ｗｔ％以下、Ｍｇが０．７ｗｔ％以下である。よって、本発明の合金におけるＣｕの含有量は１．５ｗｔ％以下、かつ、Ｍｇの含有量は０．７ｗｔ％以下と規定している。
【００２２】
さらに、Ｓｉは強度向上元素であり、Ｓｉの含有量がある範囲より少なくなると、鋳造性が極端に悪くなり、Ｓｉの含有量がある範囲より多くなると、靱性が低下してしまう。本発明の合金の場合、鋳造性および靱性に影響を及ぼさないように、AC4Cと同範囲のＳｉを含有させており、その含有量は６．５〜７．５ｗｔ％と規定している。
【００２３】
また、その他の元素（Ｚｎ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｓｎ、およびＣｒ）の含有量も、靱性に影響を及ぼさないように、AC4Cと同範囲の含有量以下に規定しており、それぞれの含有量は０．３５ｗｔ％以下、０．５５ｗｔ％以下、０．３５ｗｔ％以下、０．１０ｗｔ％以下、０．２０ｗｔ％以下、０．１０ｗｔ％以下、０．０５ｗｔ％以下、および０．１０ｗｔ％以下としている。
【００２５】
本実施の形態に係る鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法は、化学組成が、
Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ％、より好ましくは０．５〜０．８ｗｔ％、
Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、より好ましくは０．５〜０．７ｗｔ％、
Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、
Ｚｎ：０．３５ｗｔ％以下、
Ｆｅ：０．５５ｗｔ％以下、
Ｍｎ：０．３５ｗｔ％以下、
Ｎｉ：０．１０ｗｔ％以下、
Ｔｉ：０．２０ｗｔ％以下、
Ｐｂ：０．１０ｗｔ％以下、
Ｓｎ：０．０５ｗｔ％以下、
Ｃｒ：０．１０ｗｔ％以下、及び
残部：Ａｌからなる鋳造体に対して施してもよい。
【００２６】
次に、鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法について説明する。
【００２７】
先ず、添加元素（Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｓｎ、およびＣｒ）の量をそれぞれ調整した後、溶製・鋳造を行い、前述した化学組成を有する任意形状の鋳造体を作製する。
【００２８】
次に、その鋳造体に安定化処理（Ｔ７処理）を施す。具体的には、鋳造体に溶体化処理および焼入れ処理を施した後、焼入れ処理後の鋳造体に、最高強度が得られる焼戻し温度よりも高い温度の時効処理を施す。この時、時効処理温度は、２００〜３００℃、好ましくは２２０〜２６０℃とする。また、時効処理時間は、最高強度が得られる時効処理時間よりも長い時間、好ましくは、過時効による強度減少が略飽和に達するまでとし、具体的には０．２〜３０ｈｒ、好ましくは０．５〜２０ｈｒとする。
【００２９】
安定化処理後の鋳造体を、所定の冷却速度で冷却する（例えば、炉冷又は空冷する）ことで、鋳造品（Ｔ７処理体）が得られる。
【００３０】
前述した化学組成を有する各鋳造体に、本実施の形態に係る鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法、すなわち安定化処理を施すことで、引張強度が３２０ＭＰａ以上、伸びが５％以上となる。
【００３１】
また、本実施の形態により得られた鋳造用アルミニウム合金は、安定化処理が施されてなるものであるため、該合金を安定化処理における時効処理温度近傍（例えば、２００℃以上）の高温環境下で使用しても、該合金中で局部的な時効析出が進行することはなく、機械的特性の低下は殆どない。
【００３２】
かかる鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法によれば、鋳造体に対して前述した範囲の温度・時間の安定化処理（Ｔ７処理）を施しているが、この時効処理時間は、従来合金であるAC4C-T6 鋳造品における時効処理時間と略同じであり、AC4C-T6 鋳造品と比較して、生産性に遜色はない。
【００３３】
また、安定化処理における時効処理時間を、過時効による強度減少が略飽和に達するまでとしていることで、該Ｔ７処理体を安定化処理における時効処理温度近傍（例えば、２００℃以上）の高温環境下で使用しても、強度がそれ以上低下することはない。
【００３４】
【実施例】
Al-7.0Si-0.3Mg-1.0Cu（ｗｔ％）の化学組成を有する鋳造体（以下、実施例１と呼ぶ）、Al-7.0Si-0.6Mg-0.7Cu（ｗｔ％）の化学組成を有する鋳造体（以下、実施例２と呼ぶ）、およびAl-7.0Si-0.3Mg（ｗｔ％）の化学組成を有するAC4C鋳造体（以下、比較例と呼ぶ）を溶製・鋳造する。
【００３５】
（試験例１）
時効処理時間をそれぞれの焼戻し温度で最高強度が得られる時間とし、実施例１、実施例２、および比較例に、焼戻し温度（時効処理温度）１６０℃のＴ６処理、焼戻し温度２００℃の安定化処理（Ｔ７処理）、および焼戻し温度３００℃の安定化処理をそれぞれ施した。
【００３６】
実施例１、実施例２、および比較例における焼戻し温度（℃）と硬度（ＨB ）との関係を図３に、焼戻し温度（℃）と（常温）引張強度（ＭＰａ）との関係を図４に示す。ここで、図３，図４中において、■印を結んだ線３１は実施例１を、黒丸印を結んだ線３２は実施例２を、▲印を結んだ線３３は比較例を表している。
【００３７】
図３および図４中、線３３で表される比較例は、焼戻し温度が高温になるにつれて硬度および引張強度が著しく低下している。具体的には、比較例に、焼戻し温度１６０℃のＴ６処理および焼戻し温度３００℃の安定化処理を施したものをそれぞれ比較すると、硬度が約２４％および引張強度が約３４％も低下している。
【００３８】
以上のことから、比較例に対して安定化処理を施した場合、安定化処理の焼戻し温度を高くする程、強度低下が著しくなるということが確認された。
【００３９】
これに対して、図３および図４中、線３１，３２で表される実施例１，２におけるＴ６処理体の硬度および引張強度は、比較例におけるＴ６処理体の硬度および引張強度と比較して硬度が約１０〜１７％、引張強度が約１２〜１４％も高くなっていることから、実施例１，２は、比較例よりも高強度であることがわかる。
【００４０】
また、実施例１，２は、焼戻し温度が高温になっても硬度および引張強度がそれ程低下していない。具体的には、実施例１，２に、焼戻し温度１６０℃のＴ６処理および焼戻し温度３００℃の安定化処理を施したものをそれぞれ比較すると、硬度は約９％、引張強度は約６％しか低下していない。
【００４１】
以上のことから、実施例１，２に対して安定化処理を施した場合、安定化処理の焼戻し温度の上昇による強度低下は殆どないということが確認された。ここで、安定化処理の焼戻し温度の上限は、Ｔ７処理体の組織制御等の観点から３００℃を上限とすることが好ましい。
【００４２】
（試験例２）
実施例１、実施例２、および比較例に、焼戻し温度（時効処理温度）１６０℃のＴ６処理、焼戻し温度２００℃の安定化処理（Ｔ７処理）、焼戻し温度２３０℃の安定化処理、および焼戻し温度２５０℃の安定化処理をそれぞれ施す。
【００４３】
実施例１、実施例２、および比較例における時効処理時間（ｈｒ）と硬度（ＨB ）との関係を図５，図６，図７に示す。ここで、図５，図６，図７中において、○印を結んだ曲線５１，６１，７１は焼戻し温度１６０℃のＴ６処理を施した場合、△印を結んだ曲線５２，６２，７２は焼戻し温度２００℃の安定化処理を施した場合、□印を結んだ曲線５３，６３は焼戻し温度２３０℃の安定化処理を施した場合、および×印を結んだ曲線５４，６４は焼戻し温度２５０℃の安定化処理を施した場合を表している。
【００４４】
図５，図６に示すように、実施例１，２において、焼戻し温度が高くなるにつれて、最高硬度は減少している。しかし、実施例１において、曲線５１と曲線５４とを比較した場合の最高硬度の減少率は約９％、また、実施例２において、曲線６１と曲線６４とを比較した場合の最高硬度の減少率は約８％であり、その減少の度合いが緩やかであることがわかる。
【００４５】
これは、実施例１，２が、Al-Si-Cu-Mg 系合金であるため、Ａｌマトリックス中に析出する化合物がＭｇ化合物（Mg2 Si）およびＣｕ化合物（Al2 Cu、Al2 CuMg等）となることに起因していると考えられる。Ｃｕ化合物は、Ａｌマトリックス中に強固に比較的高い温度で析出する（即ち、比較的拡散速度が遅い）ため、熱処理温度を高くしても、Ｃｕ化合物の結晶が粗大に成長することはない。このため、実施例１，２に対して、Ｔ６処理を施した場合（曲線５１，６１）と、安定化処理を施した場合（曲線５２〜５４，６２〜６４）とを比較すると、図５，図６に示すように、曲線５２〜５４，６２〜６４の最高硬度は、曲線５１，６１の最高硬度と殆ど変わらない（又は最高硬度減少の度合いが小さい）。また、実施例１，２においても、安定化処理の焼戻し時間が長くなる程、曲線５２〜５４，６２〜６４の硬度は低下していくが、それ程大きく低下するものではなく、その硬度は図７に示す曲線７１の硬度と同等又は同等以上となる。
【００４６】
また、曲線５３において黒丸印で表される過時効材５６においても、曲線５１において黒丸印で表される通常Ｔ６材５５と同じ引張強度３３０ＭＰａ（硬度約１１０ＨB ）を有する。さらに、曲線６３において黒丸印で表される過時効材６６においても、曲線６１において黒丸印で表される通常Ｔ６材６５と同じ引張強度３５０ＭＰａ（硬度約１２０ＨB ）を有する。ここで、通常Ｔ６材５５，６５からなる鋳造品を２００℃以上の高温環境下で使用すると、強度及び靱性の低下が生じる。これに対して、過時効材５６，６６は強度（硬度）減少が略飽和に達したものであるため、過時効材５６，６６からなる鋳造品を２００℃以上の高温環境下で使用しても、強度の低下が生じることはない。
【００４７】
これに対して、図７に示すように、比較例においては、焼戻し温度が高くなるにつれて最高硬度の減少率も大きくなる。具体的には、比較例に、焼戻し温度１６０℃のＴ６処理を施した場合（曲線７１）と焼戻し温度２００℃の安定化処理を施した場合（曲線７２）とを比較すると、曲線７２の最高硬度は曲線７１の最高硬度よりも約７％（曲線５１と曲線５２、曲線６１と曲線６２との比較では約３〜４％）減少しており、その減少の度合いが大きいことがわかる。
【００４８】
これは、比較例であるAC4Cが、Al-Si-Mg系合金であるため、Ａｌマトリックス中に析出する化合物がＭｇ化合物（Mg2 Si）のみであることに起因していると考えられる。Ｍｇ化合物は低い温度で析出する（即ち、比較的拡散速度が速い）ため、熱処理温度が高くなると、Ｍｇ化合物の結晶が成長して粗大なＭｇ化合物が析出する。このため、比較例に安定化処理を施す場合、焼戻し温度が高くなる程又は焼戻し時間が長くなる程、硬度（強度）は大きく低下する。
【００４９】
試験例１，２の結果および図３〜図７を参照した結果から、安定化処理における時効処理温度（焼戻し温度）は２００〜３００℃、好ましくは２２０〜２６０℃と規定され、また、安定化処理における時効処理時間（焼戻し時間）は、最高温度が得られる時効処理時間よりも長い時間、好ましくは０．２〜３０ｈｒ、より好ましくは０．５〜２０ｈｒと規定される。
【００５０】
（試験例３）
外径φ６ｍｍ、長さ３０ｍｍのＪＩＳ１４−Ａ号試験片からなる試料を、実施例１、実施例２、および比較例を用いてそれぞれ作製する。その後、各試料に対して、高温試験を行った。
【００５１】
高温試験は、各試料を常温、１５０℃、２００℃、２５０℃、および３００℃で１５分保持した後における高温引張試験と高温伸び試験及び各試料を１５０℃、２００℃、および２５０℃で１５分保持した後における高温圧縮試験により、評価を行うものとした。
【００５２】
温度（℃）と引張強度（ＭＰａ）との関係を図８に、温度（℃）と伸び（％）との関係を図９に、温度（℃）と圧縮応力（ＭＰａ）との関係を図１０に示す。ここで、図８〜図１０中において、■印を結んだ線８１は実施例１を、黒丸印を結んだ線８２は実施例２を、▲印を結んだ線８３は比較例を表している。
【００５３】
図８に示すように、高温引張試験の結果、実施例１は、全温度域（常温〜３００℃）に亘って比較例よりも引張強度が高かった。この結果から、実施例１は、比較例よりも常温及び高温での強度が良好であることがわかる。また、実施例１と実施例２とを比較すると、常温〜約１６０℃の温度域では引張強度は殆ど変わらないが、約１６０〜３００℃の温度域では、実施例２の方が実施例１よりも引張強度が高くなっており、実施例２の方が、実施例１よりも高温強度が高いことがわかる。
【００５４】
次に、図９に示すように、高温伸び試験の結果、実施例１は、常温〜１００℃強の温度域を除くと、比較例よりも伸びが良好であった。この結果から、実施例１は、比較例よりも靱性、特に高温靱性が良好であることがわかる。また、実施例２は、全温度域（常温〜３００℃）に亘って比較例および実施例１よりも伸びが低く、実施例１の方が、実施例２よりも常温靱性および高温靱性が良好であることがわかる。尚、比較例の３００℃における伸びは測定不能であったため図示していない。
【００５５】
次に、図１０に示すように、高温圧縮試験の結果、実施例１は、高温度域（１５０〜２５０℃）において、比較例よりも圧縮応力が高かった。この結果から、実施例１は、比較例よりも高温圧縮強度が良好であることがわかる。また、実施例１と実施例２とを比較すると、全温度域（常温〜３００℃）に亘って、実施例２の方が実施例１よりも圧縮応力が高くなっており、実施例２の方が実施例１よりも高温圧縮強度が高いことがわかる。
【００５６】
以上の高温試験の結果から、実施例１，２は、常温及び高温での強度が比較例よりも良好で、かつ、常温靱性は比較例よりやや劣るものの、高温靱性は比較例と略同等又は同等以上であることが確認された。
【００５７】
（試験例４）
外径φ８ｍｍの平滑試験片からなる試料を、実施例１、実施例２、および比較例を用いてそれぞれ作製する。その後、各試料に対して、疲労試験を行った。
【００５８】
疲労試験は、小野式回転曲げ試験で回転数を3,000rpmとして行い、破断までの繰返し回数が１０7 （回）の時の応力振幅値により疲労強度を評価した。
【００５９】
破断までの繰返し回数（回）と応力振幅（ＭＰａ）との関係を図１１に示す。ここで、図１１中において、■印を結んだ線１１１は実施例１を、黒丸印を結んだ線１１２は実施例２を、▲印を結んだ線１１３は比較例を表している。
【００６０】
図１１に示すように、破断までの繰返し回数が１０7 （回）の時の比較例の応力振幅は７０ＭＰａであった。これに対して、破断までの繰返し回数が１０7 （回）の時の実施例１，２の応力振幅は、それぞれ９０ＭＰａ（比較例の約１．２９倍）、８０ＭＰａ（比較例の約１．１４倍）となり、疲労強度が良好であることがわかった。
【００６１】
（試験例５）
実施例１および比較例からなる試料に対して熱疲労試験を行い、熱疲労強度の評価を行った。熱疲労試験は、各試料に対して低温→高温→低温を１サイクルとする熱サイクルを与えるものであり、歪み値が所定値に達した時の繰返し回数（回）により熱疲労強度を評価した。
【００６２】
熱疲労試験の結果、実施例１の繰返し回数は比較例の約１．４倍を示した。このことから、実施例１は、比較例よりも熱疲労強度が良好であることがわかる。
【００６３】
試験例１〜５の結果、実施例１，２に焼戻し温度２００〜３００℃の安定化処理を施したＴ７処理体で、例えば、図１２に示したシリンダーヘッド１３１を形成した場合、エンジン運転によりヘッド下面１３３の温度が約２５０℃又は２５０℃以上となっても、安定化処理が施されているため、エンジン運転中にシリンダーヘッド１３１の機械的特性が低下することはない。
【００６４】
また、エンジン運転中、このＴ７処理体からなるシリンダーヘッド１３１の上・下面１３２，１３３に大きな温度差が生じるが、エンジン運転中にシリンダーヘッド１３１の機械的特性が低下することはないため、ヘッド上面１３２の薄肉部１３４、スプリングシート座１３５、吸入ポート壁１３６、排出ポート壁１３７、およびヘッド下面１３３の薄肉部１３８等に亀裂Ｋが生じ難い。
【００６５】
さらに、このシリンダーヘッドにおいては、疲労強度及び熱疲労強度が良好であるため、エンジンの運転／停止の繰返しに伴う耐熱疲労性が、比較例からなるシリンダーヘッドよりも良好となる。
【００６６】
尚、本発明で得られた鋳造用アルミニウム合金は、上述したようにシリンダーヘッドのみにその用途が限定されるものではなく、その他にも疲労強度及び熱疲労強度が共に要求される鋳造用アルミニウム合金にも適用することができることは言うまでもなく、例えば、シリンダーブロック、自動車用アルミホイール、マニホールド、油圧シリンダーボディ等が想定される。
【００６７】
【発明の効果】
以上要するに本発明によれば、前述した化学組成を有する鋳造体に、時効処理温度が２００〜３００℃で、最高強度が得られる時効処理時間よりも長く、かつ、引張強度３２０ＭＰａ（硬度１００Ｈ B ）以上が得られる範囲時間の安定化処理を施していることで、引張強度が３２０ＭＰａ以上、伸びが５％以上となり、かつ、その合金を安定化処理における時効処理温度近傍の高温環境下で使用しても、機械的特性が低下するおそれがないという優れた効果を発揮する。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｃｕ含有量と引張強度との関係を示す図である。
【図２】Ｃｕ含有量と伸びとの関係を示す図である。
【図３】焼戻し温度と硬度との関係を示す図である。
【図４】焼戻し温度と引張強度との関係を示す図である。
【図５】時効処理時間と硬度との関係を示す図である。
【図６】時効処理時間と硬度との関係を示す図である。
【図７】時効処理時間と硬度との関係を示す図である。
【図８】温度と引張強度との関係を示す図である。
【図９】温度と伸びとの関係を示す図である。
【図１０】温度と圧縮応力との関係を示す図である。
【図１１】破断までの繰返し回数と応力振幅との関係を示す図である。
【図１２】シリンダーヘッドの断面図である。
Claims (1)
- 疲労強度及び熱疲労強度が共に要求され、かつ、高温環境下で該疲労強度及び熱疲労強度が殆ど劣化しない鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法において、化学組成が、
Ｃｕ：０．５〜１．５ｗｔ％、
Ｍｇ：０．３〜０．７ｗｔ％、
Ｓｉ：６．５〜７．５ｗｔ％、及び
残部：Ａｌからなる鋳造体に、時効処理温度が２００〜３００℃、好ましくは２２０〜２６０℃で、最高強度が得られる時効処理時間よりも長く、かつ、引張強度３２０ＭＰａ（硬度１００Ｈ B ）以上が得られる範囲時間の安定化処理を施すことを特徴とする鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法。
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Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012095940A1 (ja) * | 2011-01-10 | 2012-07-19 | ワシ興産株式会社 | ホイールとその製造方法 |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA2574962C (en) * | 2004-07-28 | 2014-02-04 | Alcoa Inc. | An al-si-mg-zn-cu alloy for aerospace and automotive castings |
| US10174409B2 (en) | 2011-10-28 | 2019-01-08 | Alcoa Usa Corp. | High performance AlSiMgCu casting alloy |
| CN102514444B (zh) * | 2011-12-07 | 2014-04-16 | 福建省瑞奥麦特轻金属有限责任公司 | 高强度铝合金车轮 |
| CA2932867C (en) | 2013-12-20 | 2022-06-21 | Alcoa Inc. | High performance alsimgcu casting alloy |
| DE102018216224A1 (de) * | 2018-07-02 | 2020-01-02 | Volkswagen Aktiengesellschaft | Motor für ein Kraftfahrzeug aufweisend ein eine Leichtmetalllegierung umfassendes Bauteil sowie Zylinderkopf und Zylinderkurbelgehäuse |
| JP2020132893A (ja) * | 2019-02-13 | 2020-08-31 | 三菱自動車工業株式会社 | 鋳造用アルミニウム合金及び内燃機関のシリンダーヘッド |
| CN112795820A (zh) * | 2019-10-28 | 2021-05-14 | 晟通科技集团有限公司 | 建筑用铝合金模板压铸材料 |
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Cited By (1)
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| WO2012095940A1 (ja) * | 2011-01-10 | 2012-07-19 | ワシ興産株式会社 | ホイールとその製造方法 |
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