JP3915739B2 - 高温強度に優れた鋳造用アルミニウム合金 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、高温強度に優れたアルミニウム合金に係り、特に高温で使用される内燃機関のピストン等に適した合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ディーゼルエンジン、ガソリンエンジン等の内燃機関に組み込まれるピストンなど、高温下で使用される耐熱材料として、高温強度の優れた合金が求められている。また、近年、車両等の各種機械部品は軽量化のために、Ａｌ系の合金が使用される傾向にある。
高温で使用されるアルミニウム合金材を鋳造で製造する場合には、鋳造性の優れた共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金に、ＣｕやＮｉを添加した合金が使用されてきた。このような合金としては、例えば、ＪＩＳ規格のＡＣ８Ａ（１２％Ｓｉ−１％Ｍｇ−１％Ｃｕ−１％Ｎｉ−Ａｌ）合金や、ＡＣ８Ａ合金にさらにＣｕを添加した（１２％Ｓｉ−１％Ｍｇ−４．３％Ｃｕ−１％Ｎｉ−Ａｌ）合金がある。また、本願出願人等によって、Ｃｕ添加量をさらに増加させ（６％程度）、高温強度を高めた合金が提案されている（特許文献１参照）。
【０００３】
Ａｌ合金の高温強度が低下する主な原因は、α−Ａｌ相が軟化するのが原因と考えられる。従来の耐熱性合金は、ＣｕやＮｉを添加することにより、比較的高温強度の高いＡｌ−Ｃｕ系晶出物やＡｌ−Ｎｉ系晶出物を晶出させ、α−Ａｌ相を細かく分断することにより、高温強度を高めていた。
しかし、ＣｕやＮｉは比重が大きく、アルミニウム合金全体の比重を大きくする原因となっていた。また、耐食性を低下させる場合もあり、高価でもあった。
【０００４】
【特許文献１】
特開平８−１０４９３７号公報
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
最近では、省エネルギーの観点から、エンジンのさらなる高温燃焼、及びさらなる軽量化が強く要求されるようになってきた。
そこで本発明では、上記欠点のない、高温強度に優れた、なおかつ軽量の合金を提供することを目的とする。特に、より高い温度、例えば３５０℃以上において、優れた硬さ、引張強度を有するアルミニウム合金の提供を目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
そこで、本願発明者等が、比重が小さい元素の中で、Ａｌ−Ｓｉ合金に添加した際に、高温強度に優れた晶出物を微細均一に形成するものについて、研究を重ねた結果、Ａｌ−１４％Ｓｉ合金に５％のＭｇを添加すると、高温で強度のあるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の晶出物が微細均一に晶出し、耐熱性の低いα−Ａｌ相が分断され、Ａｌ−１４％Ｓｉ合金の耐熱性が向上することがわかった。しかも３５０℃以上の高温では、ＣｕやＮｉを添加した従来の合金よりも高強度が得られることがわかった。
【０００７】
従って、本発明の合金は、Ｓｉ：１３．５〜１４．５質量％、Ｍｇ：４．５〜５．５質量％、Ｃｕ：０．５〜１．５質量％、Ｍｎ：０．５〜１．５質量％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物からなることを特徴とする。さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．２０質量％、Ｂ：０．０００５〜０．０２質量％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２質量％、Ｖ：０．０００５〜０．０２質量％の内、何れか１種以上を含ませてもよい。
なお、本発明の合金は、重力鋳造のような冷却速度の遅い鋳造方法でも高温強度を得ることができるが、ダイカスト法のように冷却速度の速い鋳造法で鋳造すると、晶出物がより微細均一に分散するので、より高温強度に優れた鋳造材を得ることができる。
【０００８】
以下、本発明合金を構成する各元素の作用を説明する。（以下の説明では％は質量％を意味する。）
Ｓｉ：１３．５〜１４．５％
Ｓｉは、機械的強度の他に鋳造性、耐摩耗性、低熱膨張性、防振性を向上させる作用を呈する。更に本発明合金の場合、ＡｌとＭｇとで化合物を形成し、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物として微細均一に分散し、α−Ａｌ相を分断し、高温強度を向上させる。この作用は、１３．５％以上で顕著となる。逆に１４．５％を超えると粗大な初晶Ｓｉとして晶出し、α−Ａｌ相をあまり分断しなくなり、高温強度が低下する。また、伸びも低下する。
Ｍｇ：４．５〜５．５％
Ｍｇは、ＡｌとＳｉとで化合物を形成し、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物として微細均一に分散し、α−Ａｌ相を分断し、高温強度を向上させる。この作用は、４．５％以上で顕著となる。逆に５．５％を超えると粗大なＭｇ２Ｓｉとして晶出し、強度を低下させる。
【０００９】
Ｃｕ：０．５〜１．５％
Ｃｕは、機械的強度を向上させる。この効果は０．５％以上で顕著となる。逆に１．５を超えると比重が大きくなりすぎ、耐食性も低下する傾向がある。
Ｍｎ：０．５〜１．５％
Ｍｎは、機械的強度を向上させる。この効果は０．５％以上で顕著となる。逆に１．５％を超えると粗大な晶出物を晶出させる。
Ｔｉ：０．００１〜０．２０％、Ｂ：０．０００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、Ｖ：０．０００５〜０．０２％
これらの元素は、結晶粒を微細化させ鋳造性を向上させる作用がある。しかし、添加量が多すぎると粗大な化合物を形成し、伸びが低下する。
【００１０】
不可避的不純物
Ｆｅは、スクラップ等の原材料から不可避的に混入してくる元素であるが、Ｆｅは機械的強度を向上させる作用や、ダイカスト時の金型の焼き付きを防止する作用もある。１．０％を超えると粗大な化合物を形成し、伸びを低下させるので、１．０％以下にすることが好ましい（更に好ましくは０．３％以下）。Ｆｅ以外の元素、例えばＰ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｓｂ、Ｎａ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ等のようにアルミニウム合金に通常添加される元素も合計で０．５％以下であれば許容される。
【００１１】
また、本発明は、上記組成の合金を鋳造した後、１５０〜２４０℃で２〜８時間加熱保持し、時効処理することを特徴とする高温強度に優れたアルミニウム合金鋳造材の製造方法を提供する。さらに、鋳造した後に、焼き入れを行うことにより、より硬さの向上した合金を製造することができる。焼き入れは、例えば、平均冷却速度１００℃／秒以上で冷却して行う。
【００１２】
時効処理：時効処理を行うとＭｇ−Ｓｉ系析出物やＣｕ−Ａｌ系析出物が析出し、機械的強度が向上する。この効果は、１５０℃以上２時間以上で顕著となる。逆に２４０℃を超えたり、８時間を超えたりして時効処理を行うと、過時効となり機械的強度は逆に低下する。従って、本発明の時効処理は、好ましくは１５０〜２４０℃で２〜８時間、より好ましくは２００〜２４０℃で３〜５時間である。
【００１３】
焼き入れ：鋳造後、徐冷すると母相中に固溶しているＭｇ、ＳｉおよびＣｕが強度の向上に寄与しない析出物として析出する。そのような析出がおこると時効処理の際に強度向上に寄与する析出物の量が減少する。強度に寄与しない析出物の析出を防ぐためには、４５０〜１５０℃間は、平均冷却速度１００℃／秒以上で冷却することが必要である。
【００１４】
【実施例】
実施例１
表１に示す組成のアルミニウム合金を、鋳込み温度７６０℃で、舟形形状（寸法２００×３０×４０ｍｍ）に重力金型鋳造し、鋳造材の温度が４５０℃になった時点で、鋳造材を金型から取り出し、直ちに水焼き入れ（冷却速度約３００℃／秒）した。冷却後、２２０℃で４時間加熱保持し、時効処理を施した。時効処理後、鋳造材をＪＩＳ規格ＣＴ７３型引張試験片の形状に切り出し、２５０℃と３５０℃で１００時間余熱した後、各温度で引張試験を行った。また、アルキメデス法により常温での密度も測定した。比較例としてＪＩＳ規格のＡＣ８Ａ合金等についても同様の実験を行った。それらの結果を表２に示す。
【００１５】
【表１】
実験に用いた合金組成（単位：質量％）
【００１６】
【表２】
試験結果
【００１７】
本発明の合金は、ＡＣ８Ａ合金やＡＣ８Ａ合金のＣｕ量を増やした合金番号９よりも比重が小さく、なおかつ高温強度が高くなっていることがわかる。また、ＳｉとＭｇの量が少ない合金番号５は、高温強度が低くなっている。これは、晶出物量が少なく、α−Ａｌ相が十分に分断されなかったためである。Ｓｉ量が多い合金番号６は、高温強度が低くなっている。これは粗大な初晶Ｓｉができたため、他の晶出物が微細均一に分散できず、そのためα−Ａｌ相が十分に分断できなかったためである。Ｍｇ量が多い合金番号７は、高温強度が低くなっている。これは粗大なＭｇ２Ｓｉが晶出したためである。Ｃｕ、Ｍｎを添加していない合金番号８は、高温強度が低くなっている。
また、データは示さないが、本発明の合金は比較例の合金に比べ、溶湯流動性にも優れていた。
【００１８】
実施例２
表１に示す合金番号１、９、ＡＣ８Ａについて、４００℃で余熱及び引張試験を行う以外は実施例１と同様の方法で引張試験を行った。結果を表３に示す。
【表３】
試験結果（４００℃環境下）
本発明の合金は、ＡＣ８Ａ合金、及びＡＣ８Ａ合金のＣｕ量を増やした合金番号９に比べて、４００℃という極めて高温の環境下においても強度に優れ、比強度が大きい。
【００１９】
実施例３
表１に示す合金番号１、９、ＡＣ８Ａについて、硬さの試験を行った。
本発明の合金は、ＡＣ８Ａ合金よりも良好な硬さを有し、Ｃｕ量を増やした合金番号９と同程度の硬さがあった。
【発明が属する技術分野】
本発明は、高温強度に優れたアルミニウム合金に係り、特に高温で使用される内燃機関のピストン等に適した合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ディーゼルエンジン、ガソリンエンジン等の内燃機関に組み込まれるピストンなど、高温下で使用される耐熱材料として、高温強度の優れた合金が求められている。また、近年、車両等の各種機械部品は軽量化のために、Ａｌ系の合金が使用される傾向にある。
高温で使用されるアルミニウム合金材を鋳造で製造する場合には、鋳造性の優れた共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金に、ＣｕやＮｉを添加した合金が使用されてきた。このような合金としては、例えば、ＪＩＳ規格のＡＣ８Ａ（１２％Ｓｉ−１％Ｍｇ−１％Ｃｕ−１％Ｎｉ−Ａｌ）合金や、ＡＣ８Ａ合金にさらにＣｕを添加した（１２％Ｓｉ−１％Ｍｇ−４．３％Ｃｕ−１％Ｎｉ−Ａｌ）合金がある。また、本願出願人等によって、Ｃｕ添加量をさらに増加させ（６％程度）、高温強度を高めた合金が提案されている（特許文献１参照）。
【０００３】
Ａｌ合金の高温強度が低下する主な原因は、α−Ａｌ相が軟化するのが原因と考えられる。従来の耐熱性合金は、ＣｕやＮｉを添加することにより、比較的高温強度の高いＡｌ−Ｃｕ系晶出物やＡｌ−Ｎｉ系晶出物を晶出させ、α−Ａｌ相を細かく分断することにより、高温強度を高めていた。
しかし、ＣｕやＮｉは比重が大きく、アルミニウム合金全体の比重を大きくする原因となっていた。また、耐食性を低下させる場合もあり、高価でもあった。
【０００４】
【特許文献１】
特開平８−１０４９３７号公報
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
最近では、省エネルギーの観点から、エンジンのさらなる高温燃焼、及びさらなる軽量化が強く要求されるようになってきた。
そこで本発明では、上記欠点のない、高温強度に優れた、なおかつ軽量の合金を提供することを目的とする。特に、より高い温度、例えば３５０℃以上において、優れた硬さ、引張強度を有するアルミニウム合金の提供を目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
そこで、本願発明者等が、比重が小さい元素の中で、Ａｌ−Ｓｉ合金に添加した際に、高温強度に優れた晶出物を微細均一に形成するものについて、研究を重ねた結果、Ａｌ−１４％Ｓｉ合金に５％のＭｇを添加すると、高温で強度のあるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の晶出物が微細均一に晶出し、耐熱性の低いα−Ａｌ相が分断され、Ａｌ−１４％Ｓｉ合金の耐熱性が向上することがわかった。しかも３５０℃以上の高温では、ＣｕやＮｉを添加した従来の合金よりも高強度が得られることがわかった。
【０００７】
従って、本発明の合金は、Ｓｉ：１３．５〜１４．５質量％、Ｍｇ：４．５〜５．５質量％、Ｃｕ：０．５〜１．５質量％、Ｍｎ：０．５〜１．５質量％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物からなることを特徴とする。さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．２０質量％、Ｂ：０．０００５〜０．０２質量％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２質量％、Ｖ：０．０００５〜０．０２質量％の内、何れか１種以上を含ませてもよい。
なお、本発明の合金は、重力鋳造のような冷却速度の遅い鋳造方法でも高温強度を得ることができるが、ダイカスト法のように冷却速度の速い鋳造法で鋳造すると、晶出物がより微細均一に分散するので、より高温強度に優れた鋳造材を得ることができる。
【０００８】
以下、本発明合金を構成する各元素の作用を説明する。（以下の説明では％は質量％を意味する。）
Ｓｉ：１３．５〜１４．５％
Ｓｉは、機械的強度の他に鋳造性、耐摩耗性、低熱膨張性、防振性を向上させる作用を呈する。更に本発明合金の場合、ＡｌとＭｇとで化合物を形成し、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物として微細均一に分散し、α−Ａｌ相を分断し、高温強度を向上させる。この作用は、１３．５％以上で顕著となる。逆に１４．５％を超えると粗大な初晶Ｓｉとして晶出し、α−Ａｌ相をあまり分断しなくなり、高温強度が低下する。また、伸びも低下する。
Ｍｇ：４．５〜５．５％
Ｍｇは、ＡｌとＳｉとで化合物を形成し、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物として微細均一に分散し、α−Ａｌ相を分断し、高温強度を向上させる。この作用は、４．５％以上で顕著となる。逆に５．５％を超えると粗大なＭｇ２Ｓｉとして晶出し、強度を低下させる。
【０００９】
Ｃｕ：０．５〜１．５％
Ｃｕは、機械的強度を向上させる。この効果は０．５％以上で顕著となる。逆に１．５を超えると比重が大きくなりすぎ、耐食性も低下する傾向がある。
Ｍｎ：０．５〜１．５％
Ｍｎは、機械的強度を向上させる。この効果は０．５％以上で顕著となる。逆に１．５％を超えると粗大な晶出物を晶出させる。
Ｔｉ：０．００１〜０．２０％、Ｂ：０．０００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、Ｖ：０．０００５〜０．０２％
これらの元素は、結晶粒を微細化させ鋳造性を向上させる作用がある。しかし、添加量が多すぎると粗大な化合物を形成し、伸びが低下する。
【００１０】
不可避的不純物
Ｆｅは、スクラップ等の原材料から不可避的に混入してくる元素であるが、Ｆｅは機械的強度を向上させる作用や、ダイカスト時の金型の焼き付きを防止する作用もある。１．０％を超えると粗大な化合物を形成し、伸びを低下させるので、１．０％以下にすることが好ましい（更に好ましくは０．３％以下）。Ｆｅ以外の元素、例えばＰ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｓｂ、Ｎａ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ等のようにアルミニウム合金に通常添加される元素も合計で０．５％以下であれば許容される。
【００１１】
また、本発明は、上記組成の合金を鋳造した後、１５０〜２４０℃で２〜８時間加熱保持し、時効処理することを特徴とする高温強度に優れたアルミニウム合金鋳造材の製造方法を提供する。さらに、鋳造した後に、焼き入れを行うことにより、より硬さの向上した合金を製造することができる。焼き入れは、例えば、平均冷却速度１００℃／秒以上で冷却して行う。
【００１２】
時効処理：時効処理を行うとＭｇ−Ｓｉ系析出物やＣｕ−Ａｌ系析出物が析出し、機械的強度が向上する。この効果は、１５０℃以上２時間以上で顕著となる。逆に２４０℃を超えたり、８時間を超えたりして時効処理を行うと、過時効となり機械的強度は逆に低下する。従って、本発明の時効処理は、好ましくは１５０〜２４０℃で２〜８時間、より好ましくは２００〜２４０℃で３〜５時間である。
【００１３】
焼き入れ：鋳造後、徐冷すると母相中に固溶しているＭｇ、ＳｉおよびＣｕが強度の向上に寄与しない析出物として析出する。そのような析出がおこると時効処理の際に強度向上に寄与する析出物の量が減少する。強度に寄与しない析出物の析出を防ぐためには、４５０〜１５０℃間は、平均冷却速度１００℃／秒以上で冷却することが必要である。
【００１４】
【実施例】
実施例１
表１に示す組成のアルミニウム合金を、鋳込み温度７６０℃で、舟形形状（寸法２００×３０×４０ｍｍ）に重力金型鋳造し、鋳造材の温度が４５０℃になった時点で、鋳造材を金型から取り出し、直ちに水焼き入れ（冷却速度約３００℃／秒）した。冷却後、２２０℃で４時間加熱保持し、時効処理を施した。時効処理後、鋳造材をＪＩＳ規格ＣＴ７３型引張試験片の形状に切り出し、２５０℃と３５０℃で１００時間余熱した後、各温度で引張試験を行った。また、アルキメデス法により常温での密度も測定した。比較例としてＪＩＳ規格のＡＣ８Ａ合金等についても同様の実験を行った。それらの結果を表２に示す。
【００１５】
【表１】
実験に用いた合金組成（単位：質量％）
【表２】
試験結果
本発明の合金は、ＡＣ８Ａ合金やＡＣ８Ａ合金のＣｕ量を増やした合金番号９よりも比重が小さく、なおかつ高温強度が高くなっていることがわかる。また、ＳｉとＭｇの量が少ない合金番号５は、高温強度が低くなっている。これは、晶出物量が少なく、α−Ａｌ相が十分に分断されなかったためである。Ｓｉ量が多い合金番号６は、高温強度が低くなっている。これは粗大な初晶Ｓｉができたため、他の晶出物が微細均一に分散できず、そのためα−Ａｌ相が十分に分断できなかったためである。Ｍｇ量が多い合金番号７は、高温強度が低くなっている。これは粗大なＭｇ２Ｓｉが晶出したためである。Ｃｕ、Ｍｎを添加していない合金番号８は、高温強度が低くなっている。
また、データは示さないが、本発明の合金は比較例の合金に比べ、溶湯流動性にも優れていた。
【００１８】
実施例２
表１に示す合金番号１、９、ＡＣ８Ａについて、４００℃で余熱及び引張試験を行う以外は実施例１と同様の方法で引張試験を行った。結果を表３に示す。
【表３】
試験結果（４００℃環境下）
【００１９】
実施例３
表１に示す合金番号１、９、ＡＣ８Ａについて、硬さの試験を行った。
Claims (4)
- Ｓｉ：１３．５〜１４．５質量％、Ｍｇ：４．５〜５．５質量％、Ｃｕ：０．５〜１．５質量％、Ｍｎ：０．５〜１．５質量％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物からなる高温強度に優れた鋳造用アルミニウム合金。
- 更にＴｉ：０．００１〜０．２０質量％、Ｂ：０．０００５〜０．０２質量％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２質量％、Ｖ：０．０００５〜０．０２質量％の内、何れか１種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金。
- 請求項１又は２に記載の組成のアルミニウム合金を鋳造した後、１５０〜２４０℃で２〜８時間加熱保持し、時効処理することを特徴とする高温強度に優れたアルミニウム合金鋳造材の製造方法。
- 請求項１又は２に記載の組成のアルミニウム合金を鋳造した後、平均冷却速度１００℃／秒以上で冷却し、その後、１５０〜２４０℃で２〜８時間加熱保持し、時効処理することを特徴とする高温強度に優れたアルミニウム合金鋳造材の製造方法。
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