JP4187018B2 - 耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金とその熱処理方法 - Google Patents
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Description
本発明は、耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金とその熱処理方法に関する。
鋳造によって製造したアルミニウム合金である鋳造アルミニウム合金は、軽量でありながら比較的強度が高いために、様々な分野で利用されている。一方、アルミニウム合金は、一定の歪みを与えて放置すると、その歪みにより生じる応力が時間と共に減少する応力緩和（リラクセーション）現象が生じることが知られている。そのため、鋳造アルミニウム合金の用途が、リラクセーション現象が生じやすい用途である場合には、その材料自体が耐リラクセーション特性に優れたものであることが好ましい。
これまで知られているＡｌ−Ｓｉ系の鋳造アルミニウム合金としては、耐熱性等に関して検討を加えたものはあるが、耐リラクセーション特性について検討し、何らかの工夫をしたものは、殆ど開示されていない。
ＡｌとＳｉの過共晶系合金において耐熱性を高めたものとしては、例えばピストン用アルミニウム鋳造合金に関する特許文献１に記載の技術がある。
また、ＡｌとＳｉの亜共晶系合金において延性や靱性向上を図ったものとしては、例えば非特許文献１に記載の技術がある。
ＡｌとＳｉの過共晶系合金において耐熱性を高めたものとしては、例えばピストン用アルミニウム鋳造合金に関する特許文献１に記載の技術がある。
また、ＡｌとＳｉの亜共晶系合金において延性や靱性向上を図ったものとしては、例えば非特許文献１に記載の技術がある。
上記特許文献１には、Ｎｉを１．８〜３質量％含有させた鋳造アルミニウム合金が開示されている。この例の様に、従来合金では、耐熱性を高めるためにＮｉを添加するこが常識的に行われている。しかし、Ｎｉは高価なため、できれば使用したくないというニーズが大きい。また、本発明で目的とする耐リラクセーション特性に対して、Ｎｉの含有がどのように作用するかは、従来不明である。また、この特許文献１に記載のアルミニウム合金はＡｌとＳｉの過共晶組織である。
また、上記非特許文献１には、ＡｌとＳｉの亜共晶系合金では、共晶Ｓｉを微細化するために、Ｓｒ、Ｎａ、Ｓｂなどを添加することが示されている。また、この文献に示された合金は、延性や靭性の向上を狙って共晶Ｓｉの微細化を行っており、Ｃｕの含有量が高いと延性や靭性が低下すため、Ｃｕ含有量は低くなっている。
いずれにしても、従来においては、耐リラクセーション特性を向上させることが可能な鋳造アルミニウム合金についての開示はあまりない。そこで、本発明は、従来よりも耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金のコンセプトを明らかにして、様々な部品の特性改善に寄与することを目的とするものである。
第１の発明は、Ｓｉ：９〜１７質量％、
Ｃｕ：３〜６質量％、
Ｍｇ：０．２〜１．２質量％、
Ｆｅ：０．４〜１．５質量％、及び
Ｍｎ：０．２〜１質量％を含有し、
Ｎｉ含有量が０．５質量％以下であり、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなり、
過時効処理によりピーク時効より硬さを低下させており、
平均硬さがＨＶ１３０〜ＨＶ１６０であることを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金にある（請求項１）。
Ｃｕ：３〜６質量％、
Ｍｇ：０．２〜１．２質量％、
Ｆｅ：０．４〜１．５質量％、及び
Ｍｎ：０．２〜１質量％を含有し、
Ｎｉ含有量が０．５質量％以下であり、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなり、
過時効処理によりピーク時効より硬さを低下させており、
平均硬さがＨＶ１３０〜ＨＶ１６０であることを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金にある（請求項１）。
本発明の鋳造アルミニウム合金は、上記特定の組成を有し、かつ、初晶ＳｉがないＡｌとＳｉの亜共晶組織を有する鋳造アルミニウム合金である。そして、鋳造後に上記溶体化加熱及び水焼入れを行い、さらに、上記特定の温度で特定の時間時効処理をすることによって、その平均硬さをＨＶ１３０〜ＨＶ１６０としてある。これにより、従来よりも耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金を得ることができる。
すなわち、上記特定の組成を選択した場合には、上記時効処理を行って、硬さを上記特定の範囲に調整することによって初めて非常に優れた耐リラクセーション特性を得ることができるのである。
すなわち、上記特定の組成を選択した場合には、上記時効処理を行って、硬さを上記特定の範囲に調整することによって初めて非常に優れた耐リラクセーション特性を得ることができるのである。
第２の発明は、Ｓｉ：９〜１７質量％、
Ｃｕ：３〜６質量％、
Ｍｇ：０．３〜１．２質量％、
Ｆｅ：０．４〜１質量％、
Ｍｎ：０．２〜１質量％、及び
Ｔｉ：０．１５〜０．３質量％を含有し、
Ｎｉ含有量が０．５質量％以下であり、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなり、
５個以上のデンドライトセルが略一方向に整列するデンドライトの割合が面積率で２０％以下であって実質的にデンドライトの整列が無い等方均質組織を有し、
平均硬さがＨＶ１３０〜ＨＶ１６０であることを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金にある（請求項４）。
Ｃｕ：３〜６質量％、
Ｍｇ：０．３〜１．２質量％、
Ｆｅ：０．４〜１質量％、
Ｍｎ：０．２〜１質量％、及び
Ｔｉ：０．１５〜０．３質量％を含有し、
Ｎｉ含有量が０．５質量％以下であり、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなり、
５個以上のデンドライトセルが略一方向に整列するデンドライトの割合が面積率で２０％以下であって実質的にデンドライトの整列が無い等方均質組織を有し、
平均硬さがＨＶ１３０〜ＨＶ１６０であることを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金にある（請求項４）。
本発明の鋳造アルミニウム合金は、上記特定の組成を有することによって、上記のごとく実質的にデンドライトの整列が無く、共晶領域がネットワーク状に存在する等方均質組織よりなる初晶Ｓｉのない亜共晶組織を有するものである。そして、鋳造後に上記溶体化加熱及び水焼入れを行い、さらに、上記特定の温度で特定の時間時効処理をすることによって、その平均硬さをＨＶ１３０〜ＨＶ１６０としてある。これにより、従来よりもさらに一層耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金を得ることができる。
第３の発明は、Ｓｉ：９〜１７質量％、
Ｃｕ：３〜６質量％、
Ｍｇ：０．２〜１．２質量％、
Ｆｅ：０．４〜１．５質量％、及び
Ｍｎ：０．２〜１質量％を含有し、
Ｎｉ含有量が０．５質量％以下であり、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる鋳造アルミニウム合金の熱処理方法であって、
鋳造後に、４５０〜５１０℃の処理温度に０．５時間以上保持する溶体化加熱を行った後、
水焼入れを行い、
その後１７０〜２３０℃の処理温度に１〜２４時間保持する時効処理を行うことにより、平均硬さをＨＶ１３０〜ＨＶ１６０とすることを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金の熱処理方法にある（請求項１３）。
Ｃｕ：３〜６質量％、
Ｍｇ：０．２〜１．２質量％、
Ｆｅ：０．４〜１．５質量％、及び
Ｍｎ：０．２〜１質量％を含有し、
Ｎｉ含有量が０．５質量％以下であり、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる鋳造アルミニウム合金の熱処理方法であって、
鋳造後に、４５０〜５１０℃の処理温度に０．５時間以上保持する溶体化加熱を行った後、
水焼入れを行い、
その後１７０〜２３０℃の処理温度に１〜２４時間保持する時効処理を行うことにより、平均硬さをＨＶ１３０〜ＨＶ１６０とすることを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金の熱処理方法にある（請求項１３）。
本発明の熱処理方法は、上述した第１の発明の鋳造アルミニウム合金を得るための熱処理方法であって、これを実施することにより上記の耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金を得ることができるのである。
第４の発明は、Ｓｉ：９〜１７質量％、
Ｃｕ：３〜６質量％、
Ｍｇ：０．３〜１．２質量％、
Ｆｅ：０．４〜１質量％、
Ｍｎ：０．２〜１質量％、及び
Ｔｉ：０．１５〜０．３質量％を含有し、
Ｎｉ含有量が０．５質量％以下であり、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる鋳造アルミニウム合金の熱処理方法であって、
鋳造後に、４５０〜５１０℃の処理温度に０．５時間以上保持する溶体化加熱を行った後、
水焼入れを行い、
その後１７０〜２３０℃の処理温度に１〜２４時間保持する時効処理を行うことにより、平均硬さをＨＶ１３０〜ＨＶ１６０とすることを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金の熱処理方法にある（請求項１４）。
Ｃｕ：３〜６質量％、
Ｍｇ：０．３〜１．２質量％、
Ｆｅ：０．４〜１質量％、
Ｍｎ：０．２〜１質量％、及び
Ｔｉ：０．１５〜０．３質量％を含有し、
Ｎｉ含有量が０．５質量％以下であり、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる鋳造アルミニウム合金の熱処理方法であって、
鋳造後に、４５０〜５１０℃の処理温度に０．５時間以上保持する溶体化加熱を行った後、
水焼入れを行い、
その後１７０〜２３０℃の処理温度に１〜２４時間保持する時効処理を行うことにより、平均硬さをＨＶ１３０〜ＨＶ１６０とすることを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金の熱処理方法にある（請求項１４）。
本発明の熱処理方法は、上述した第２の発明の鋳造アルミニウム合金を得るための熱処理方法であって、これを実施することにより上記のより一層耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金を得ることができる。
まず、第１、第３の発明における各合金元素量の限定理由を示す。
Ｓｉ：９〜１７質量％、
Ｓｉは、鋳造性の確保、熱膨張の抑制、及び耐リラクゼーション特性の確保のために必須の元素である。Ｓｉ添加量が９質量％未満の場合には、共晶Ｓｉ量が少なく、リラクゼーションを抑制するためのネットワーク骨格が十分に形成されない。また、Ｓｉ含有量が１７質量％を超えると、液相線温度が著しく高くなり、鋳造温度を高くしなければならないので、ガス吸収、酸化、型の消耗などの問題が生じ好ましくない。
好ましくは、Ｓｉ含有量は９〜１２質量％とし、初晶Ｓｉが存在しない亜共晶組織とするのがよい（請求項３）。さらに最適なＳｉ含有量の範囲は１０〜１１質量％である。Ｓｉ含有量が１２質量％を超えると、粗大な初晶Ｓｉが生成し、高い引張平均応力下での疲労において、粗大な初晶Ｓｉが破壊して疲労強度が低下する場合がある。
Ｓｉ：９〜１７質量％、
Ｓｉは、鋳造性の確保、熱膨張の抑制、及び耐リラクゼーション特性の確保のために必須の元素である。Ｓｉ添加量が９質量％未満の場合には、共晶Ｓｉ量が少なく、リラクゼーションを抑制するためのネットワーク骨格が十分に形成されない。また、Ｓｉ含有量が１７質量％を超えると、液相線温度が著しく高くなり、鋳造温度を高くしなければならないので、ガス吸収、酸化、型の消耗などの問題が生じ好ましくない。
好ましくは、Ｓｉ含有量は９〜１２質量％とし、初晶Ｓｉが存在しない亜共晶組織とするのがよい（請求項３）。さらに最適なＳｉ含有量の範囲は１０〜１１質量％である。Ｓｉ含有量が１２質量％を超えると、粗大な初晶Ｓｉが生成し、高い引張平均応力下での疲労において、粗大な初晶Ｓｉが破壊して疲労強度が低下する場合がある。
Ｃｕ：３〜６質量％、
Ｃｕは、Ｃｕを含有する析出物を生成させ、合金の強度を向上させるのに有効な元素である。特に高温での強度向上に寄与が大きい。３％未満では強度向上効果が小さく、６％を超えると凝固偏析が大きく均質な材料ができない。また、延性が著しく低下し引張平均応力下での疲労強度が低下する懸念がある。好ましくは、Ｃｕ含有量は４〜５質量％とするのがよい。
Ｃｕは、Ｃｕを含有する析出物を生成させ、合金の強度を向上させるのに有効な元素である。特に高温での強度向上に寄与が大きい。３％未満では強度向上効果が小さく、６％を超えると凝固偏析が大きく均質な材料ができない。また、延性が著しく低下し引張平均応力下での疲労強度が低下する懸念がある。好ましくは、Ｃｕ含有量は４〜５質量％とするのがよい。
Ｍｇ：０．２〜１．２質量％、
Ｍｇは、Ｍｇ2Ｓｉ系の析出物を生成させ、その析出強化によって強度を改善する。またＭｇ2Ｓｉの晶出物を生成し、晶出物による分強化によって強度を改善する。Ｍｇ含有量が１．２質量％を超えると、Ｍｇ2Ｓｉの晶出量が多すぎるため靭性が低下して、疲労強度が低くなるデメリットが生じる。０．２質量％以下では析出量が少なく疲労強度が十分でない。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．６〜１質量％とするのがよい。
Ｍｇは、Ｍｇ2Ｓｉ系の析出物を生成させ、その析出強化によって強度を改善する。またＭｇ2Ｓｉの晶出物を生成し、晶出物による分強化によって強度を改善する。Ｍｇ含有量が１．２質量％を超えると、Ｍｇ2Ｓｉの晶出量が多すぎるため靭性が低下して、疲労強度が低くなるデメリットが生じる。０．２質量％以下では析出量が少なく疲労強度が十分でない。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．６〜１質量％とするのがよい。
Ｆｅ：０．２〜１．５質量％、
Ｆｅは、耐熱性の高い晶出物を形成し、これが晶出Ｓｉと共に均一分散又はネットワーク状に分散することによってリラクゼーションを抑制するという効果を発揮する。Ｆｅ含有量が０．２％未満ではその効果は小さく、Ｆｅ含有量が１．５％を超えると粗大な晶出物を形成し、その晶出物が破壊起点となって引張平均応力下の疲労強度が低下する懸念がある。また、鋳型への耐焼付き性を向上に寄与する。好ましくは、Ｆｅ含有量は０．３〜１質量％とするのがよい。
Ｆｅは、耐熱性の高い晶出物を形成し、これが晶出Ｓｉと共に均一分散又はネットワーク状に分散することによってリラクゼーションを抑制するという効果を発揮する。Ｆｅ含有量が０．２％未満ではその効果は小さく、Ｆｅ含有量が１．５％を超えると粗大な晶出物を形成し、その晶出物が破壊起点となって引張平均応力下の疲労強度が低下する懸念がある。また、鋳型への耐焼付き性を向上に寄与する。好ましくは、Ｆｅ含有量は０．３〜１質量％とするのがよい。
Ｍｎ：０〜１質量％、
Ｍｎは、必須添加元素ではないが、Ｆｅと同様に耐熱性の高い晶出物を形成し、基地アルミ相の耐熱性を向上してリラクゼーションの抑制に寄与すると共に、鋳型への耐焼付き性の向上に寄与するので添加することが好ましい。Ｍｎ含有量が０．２質量％未満ではその効果は小さく、Ｍｎ含有量が１質量％を超えると粗大な晶出物を形成し、その晶出物が破壊起点となって引張平均応力下の疲労強度が低下する懸念がある。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．２〜０．７質量％とするのがよい。
Ｍｎは、必須添加元素ではないが、Ｆｅと同様に耐熱性の高い晶出物を形成し、基地アルミ相の耐熱性を向上してリラクゼーションの抑制に寄与すると共に、鋳型への耐焼付き性の向上に寄与するので添加することが好ましい。Ｍｎ含有量が０．２質量％未満ではその効果は小さく、Ｍｎ含有量が１質量％を超えると粗大な晶出物を形成し、その晶出物が破壊起点となって引張平均応力下の疲労強度が低下する懸念がある。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．２〜０．７質量％とするのがよい。
Ｎｉ：０．５質量％以下、
Ｎｉは、粗大な晶出物を形成し、組織を不均質にするためリラクゼーションが生じ易いので０．５質量％以下の範囲に制限する。特にＣｕ含有量が高い場合にはＣｕとＮｉを含有する粗大晶を形成しやすいのでＮｉ添加は好ましくない。また、Ｎｉ添加は、合金の密度を著しく増大させてしまう。そして、Ｎｉ含有量が０．５質量％を超える場合には粗大な晶出部が形成され、リラクゼーションが生じ易くなると共に密度が高くなり製品が重くなるという問題がある。
Ｎｉは、粗大な晶出物を形成し、組織を不均質にするためリラクゼーションが生じ易いので０．５質量％以下の範囲に制限する。特にＣｕ含有量が高い場合にはＣｕとＮｉを含有する粗大晶を形成しやすいのでＮｉ添加は好ましくない。また、Ｎｉ添加は、合金の密度を著しく増大させてしまう。そして、Ｎｉ含有量が０．５質量％を超える場合には粗大な晶出部が形成され、リラクゼーションが生じ易くなると共に密度が高くなり製品が重くなるという問題がある。
次に、第１の発明においては、鋳造後に、４５０〜５１０℃の処理温度に０．５時間以上保持する溶体化加熱を行った後、水焼入れを行い、その後１７０〜２３０℃の処理温度に１〜２４時間保持する時効処理を行うことにより上記平均硬さを調整してあることが好ましい（請求項２）。また、第３の発明においてはこれを必須とする。
すなわち、上記第１、第３の発明に記載の上記化学組成を有する鋳造アルミニウム合金での平均硬さは、通常の強度重視のＴ６処理を行うとＨＶ１６２以上であり、熱処理を行わないとＨＶ１２０以下であるが、上記の特定の溶体化処理と時効処理を行って、積極的に平均硬さをＨＶ１３０〜ＨＶ１６０とすることによって、耐リラクゼーション特性を向上させることができるのである。
平均硬さは、鋳造アルミニウム合金の断面の定常部において荷重１０ｋｇｆ、保持時間３０ｓｅｃという条件で、鋳造欠陥のない部分について５点以上のビッカース硬さを測定し、その平均値を算出して求める。なお、組織が細かく圧痕位置によるばらつきが小さい場合には荷重５ｋｇｆとしてもほぼ同様の値が得られる。
上記平均硬さがＨＶ１３０未満の場合には、強度が低く、部品に急激な負荷が生じた際に変形し易いという問題があり、一方、ＨＶ１６０を超える場合にはリラクゼーションが生じ易いという問題がある。好ましくは、上記平均硬さはＨＶ１４０〜ＨＶ１６０とするのがよく、より好ましくは、上記平均硬さはＨＶ１５０〜ＨＶ１６０とするのがよい。
上記平均硬さがＨＶ１３０未満の場合には、強度が低く、部品に急激な負荷が生じた際に変形し易いという問題があり、一方、ＨＶ１６０を超える場合にはリラクゼーションが生じ易いという問題がある。好ましくは、上記平均硬さはＨＶ１４０〜ＨＶ１６０とするのがよく、より好ましくは、上記平均硬さはＨＶ１５０〜ＨＶ１６０とするのがよい。
このように、硬さをピーク時効の最高値より少し下げた方が、リラクゼーションが生じ難いというコンセプトは、従来無く、本発明において初めて見出したものである。このメカニズムはまだ不明の点もあるが、次のように推定している。
リラクゼーションは、高温での保持に伴って応力が低下する現象であり、ＣｕやＭｇを含有する本発明の合金では熱処理で生成した析出物が基地アルミ相中に存在し、この析出物が基地アルミ相内の滑り変形を抑制し、リラクゼーションが生じ難い効果を持つと考えられる。また、この析出物はより微細で緻密に分布するほど、すべり変形を抑制する効果が大きいため、ピーク時効で硬さを高くした合金ほど析出物が微細でかつ分布が緻密であるので、リラクゼーションが生じ難いと従来は考えられていた。
しかし、高温で保持されると、析出物の粗大化が生じるが、応力が負荷された状態ではこの析出物の粗大化が、応力が低減するように生じることが考えられる。これを応力時効という。一方、過時効処理によってピーク時効よ硬さを下げた合金では、同じ温度で加熱されても析出物の変化が小さい。すなわち、硬さを少し下げた合金の方が、析出物の組織変化が小さく、組織変化に伴う応力低減が生じ難いので、リラクセーションが生じ難いと考えられる。
リラクゼーションは、高温での保持に伴って応力が低下する現象であり、ＣｕやＭｇを含有する本発明の合金では熱処理で生成した析出物が基地アルミ相中に存在し、この析出物が基地アルミ相内の滑り変形を抑制し、リラクゼーションが生じ難い効果を持つと考えられる。また、この析出物はより微細で緻密に分布するほど、すべり変形を抑制する効果が大きいため、ピーク時効で硬さを高くした合金ほど析出物が微細でかつ分布が緻密であるので、リラクゼーションが生じ難いと従来は考えられていた。
しかし、高温で保持されると、析出物の粗大化が生じるが、応力が負荷された状態ではこの析出物の粗大化が、応力が低減するように生じることが考えられる。これを応力時効という。一方、過時効処理によってピーク時効よ硬さを下げた合金では、同じ温度で加熱されても析出物の変化が小さい。すなわち、硬さを少し下げた合金の方が、析出物の組織変化が小さく、組織変化に伴う応力低減が生じ難いので、リラクセーションが生じ難いと考えられる。
また、上記溶体化処理の条件は、溶体化加熱の処理温度は４５０〜５１０℃の範囲とし、保持時間は０．５時間以上の範囲とする。溶体化加熱の処理温度が４５０℃未満の場合には、ＣｕやＭｇの過飽和固溶体を形成するのに極めて長時間を要し、上記の範囲の短い処理時間では適正な強度が出ないという問題がある。一方、５１０℃を超える場合には、合金の一部が溶融するバーニングが生じ、気孔欠陥が生じるという問題がある。また、保持時間が０．５時間未満の場合には十分な溶体化処理ができないという問題がある。そのため、保持時間は１時間以上であることが好ましい。一方、１０時間を超える場合にはそれ以上保持しても変化が生じないので生産効率が低下する。
また、上記水焼入れに使用する冷却水は、通常の水でもよいし、何らかの添加剤を加えたものでもよく、公知の水焼入れ用の冷却水であれば様々なものを適用できる。
また、上記時効処理の条件は、処理温度は１７０〜２３０℃の範囲とし、保持時間は１〜２４時間の範囲とする。時効処理の処理温度が１７０℃未満の場合には硬さが高くなりすぎる、または使用中にさらに硬度が上昇してしまうという問題がある。一方、２３０℃を超える場合には硬さが必要以上に低下し、強度が著しく低下するという問題がある。また、保持時間が１時間未満の場合には十分な時効硬化が得られないという問題があり、一方、２４時間を超える場合には硬さが低くなりすぎる、または、硬さが飽和し生産効率が低下するという問題がある。好ましい時効温度は１９０〜２１０℃であり、最適な時効温度は１９０〜２００℃である。
次に、第２の発明は、５個以上のデンドライトセルが略一方向に整列するデンドライトの割合が面積率で２０％以下であって実質的にデンドライトの整列が無く、共晶領域がネットワーク状に存在または晶出物が均一に分散するような等方均質組織を有することを最大の特徴とし、これによって、より一層耐リラクゼーション特性を向上させることができる。
すなわち、上記の合金成分および組織形態の制御によって、高温変形を抑制する強固な分散強化組織が形成されるとともに、基地Ａｌ相中に存在する耐熱性向上成分によって高温変形が抑制されるため、合金の耐リラクゼーション特性が向上すると考えられる。また、晶出物が等方的に分散して強化されるため、応力分布が均一になり疲労強度が向上すると考えられる。
さらに、高価なＮｉを殆ど含有しないので、材料コストの低減が図れる。また、Ｎｉを殆ど含有しないことで粗大晶出物の生成が抑制され、微細な大きさの揃った晶出物を等方的に分散させることにより、晶出物を無駄なく疲労強度および耐リラクゼーション特性の向上に寄与できる。特に２００℃以下の高温環境においてその効果が顕著となる。
すなわち、上記の合金成分および組織形態の制御によって、高温変形を抑制する強固な分散強化組織が形成されるとともに、基地Ａｌ相中に存在する耐熱性向上成分によって高温変形が抑制されるため、合金の耐リラクゼーション特性が向上すると考えられる。また、晶出物が等方的に分散して強化されるため、応力分布が均一になり疲労強度が向上すると考えられる。
さらに、高価なＮｉを殆ど含有しないので、材料コストの低減が図れる。また、Ｎｉを殆ど含有しないことで粗大晶出物の生成が抑制され、微細な大きさの揃った晶出物を等方的に分散させることにより、晶出物を無駄なく疲労強度および耐リラクゼーション特性の向上に寄与できる。特に２００℃以下の高温環境においてその効果が顕著となる。
共晶領域がネットワーク状に存在または晶出物が均一に分散するような等方均質組織は、実質的にデンドライトの整列が無いことによって実現できる。本発明では、実質的にデンドライトの整列が無い状態の定義は、上記のごとく、５個以上のデンドライトセルが略一方向に整列しているデンドライト組織（以下、適宜、整列デンドライト組織という）の面積が、組織全体の面積の２０％以下の割合である場合であるとする。
より好ましく、上記整列デンドライト組織の面積率を１０％以下とするのがよく、最も好ましくは、上記整列デンドライト組織の面積率を５％以下とするのがよい。
より好ましく、上記整列デンドライト組織の面積率を１０％以下とするのがよく、最も好ましくは、上記整列デンドライト組織の面積率を５％以下とするのがよい。
このような等方均質組織を得るためには、上述した特定の成分組成を必須要件とする必要がある。この第２の発明（第４の発明）の鋳造アルミニウム合金における各合金元素量の限定理由を示す。
Ｓｉ：９〜１７質量％、
Ｓｉは、共晶Ｓｉのネットワーク骨格を形成するのに必須の元素である。Ｓｉ含有量が９．５％未満では共晶Ｓｉ量が少なく、ネットワークが不完全となるため、リラクゼーション特性が低下する懸念がある。また、Ｓｉ含有量が１７質量％を超えると、液相線温度が著しく高くなり、鋳造温度を高くしなければならないので、ガス吸収、酸化、型の消耗などの問題が生じ好ましくない。好ましくは、Ｓｉ含有量は９〜１２質量％とするのがよい。さらに最適なＳｉ含有量の範囲は１０〜１１質量％である。Ｓｉ含有量が１２質量％を超えると、粗大な初晶Ｓｉが生成し、高い引張平均応力下での疲労において、粗大な初晶Ｓｉが破壊して疲労強度が低下する場合がある。
Ｓｉ：９〜１７質量％、
Ｓｉは、共晶Ｓｉのネットワーク骨格を形成するのに必須の元素である。Ｓｉ含有量が９．５％未満では共晶Ｓｉ量が少なく、ネットワークが不完全となるため、リラクゼーション特性が低下する懸念がある。また、Ｓｉ含有量が１７質量％を超えると、液相線温度が著しく高くなり、鋳造温度を高くしなければならないので、ガス吸収、酸化、型の消耗などの問題が生じ好ましくない。好ましくは、Ｓｉ含有量は９〜１２質量％とするのがよい。さらに最適なＳｉ含有量の範囲は１０〜１１質量％である。Ｓｉ含有量が１２質量％を超えると、粗大な初晶Ｓｉが生成し、高い引張平均応力下での疲労において、粗大な初晶Ｓｉが破壊して疲労強度が低下する場合がある。
Ｃｕ：３〜６質量％、
Ｃｕは、Ｃｕを含有する析出物を生成させ、合金の強度を向上させるのに有効な元素である。特に高温での強度向上に寄与が大きい。３％未満では強度向上効果が小さく、６％を超えると凝固偏析が大きく均質な材料ができない。また、延性が著しく低下し引張平均応力下での疲労強度が低下する懸念がある。好ましくは、Ｃｕ含有量は４〜５質量％とするのがよい。
Ｃｕは、Ｃｕを含有する析出物を生成させ、合金の強度を向上させるのに有効な元素である。特に高温での強度向上に寄与が大きい。３％未満では強度向上効果が小さく、６％を超えると凝固偏析が大きく均質な材料ができない。また、延性が著しく低下し引張平均応力下での疲労強度が低下する懸念がある。好ましくは、Ｃｕ含有量は４〜５質量％とするのがよい。
Ｍｇ：０．３〜１．２質量％、
Ｍｇは、Ｍｇ2Ｓｉ系の析出物を生成させ、その析出強化によって強度を改善する。またＭｇ2Ｓｉの晶出物を生成し、晶出物による分強化によって強度を改善する。Ｍｇ含有量が１．２質量％を超えると、Ｍｇ2Ｓｉの晶出量が多すぎるため靭性が低下して、疲労強度が低くなるデメリットが生じる。０．３質量％以下では析出量が少なく疲労強度が十分でない。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．４〜１質量％とするのがよく、さらに好ましくは、Ｍｇ含有量は０．６〜１質量％とするのがよい。
Ｍｇは、Ｍｇ2Ｓｉ系の析出物を生成させ、その析出強化によって強度を改善する。またＭｇ2Ｓｉの晶出物を生成し、晶出物による分強化によって強度を改善する。Ｍｇ含有量が１．２質量％を超えると、Ｍｇ2Ｓｉの晶出量が多すぎるため靭性が低下して、疲労強度が低くなるデメリットが生じる。０．３質量％以下では析出量が少なく疲労強度が十分でない。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．４〜１質量％とするのがよく、さらに好ましくは、Ｍｇ含有量は０．６〜１質量％とするのがよい。
Ｆｅ：０．１〜１質量％、
Ｆｅは、耐熱性の高い晶出物を形成し、晶出物からなるネットワーク骨格を強化し、耐リラクゼーション特性の向上に寄与する。Ｆｅ含有量が０．１％未満ではその効果は小さく、Ｆｅ含有量が１％を超えると粗大な晶出物を形成し、その晶出物が破壊起点となって引張平均応力下の疲労強度が低下する懸念がある。また、鋳型への耐焼付き性を向上に寄与する。好ましくは、Ｆｅ含有量は０．３〜１質量％とするのがよい。
Ｆｅは、耐熱性の高い晶出物を形成し、晶出物からなるネットワーク骨格を強化し、耐リラクゼーション特性の向上に寄与する。Ｆｅ含有量が０．１％未満ではその効果は小さく、Ｆｅ含有量が１％を超えると粗大な晶出物を形成し、その晶出物が破壊起点となって引張平均応力下の疲労強度が低下する懸念がある。また、鋳型への耐焼付き性を向上に寄与する。好ましくは、Ｆｅ含有量は０．３〜１質量％とするのがよい。
Ｍｎ：０．１〜１質量％、
Ｍｎは、添加することによって耐熱性の高い晶出物を形成し、晶出物からなるネットワーク骨格を強化し、耐リラクゼーション特性の向上に寄与すると共に、鋳型への耐焼付き性を向上に寄与する。Ｍｎ含有量が０．１％未満ではその効果は小さく、Ｍｎ含有量が１％を超えると粗大な晶出物を形成し、その晶出物が破壊起点となって引張平均応力下の疲労強度が低下する懸念がある。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．２〜１質量％とするのがよい。
Ｍｎは、添加することによって耐熱性の高い晶出物を形成し、晶出物からなるネットワーク骨格を強化し、耐リラクゼーション特性の向上に寄与すると共に、鋳型への耐焼付き性を向上に寄与する。Ｍｎ含有量が０．１％未満ではその効果は小さく、Ｍｎ含有量が１％を超えると粗大な晶出物を形成し、その晶出物が破壊起点となって引張平均応力下の疲労強度が低下する懸念がある。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．２〜１質量％とするのがよい。
Ｔｉ：０．１５〜０．３質量％、
Ｔｉにはα−Ａｌ相の結晶粒を微細化して、デンドライトセルの整列を抑制し凝固組織を均質化する効果と、基地アルミ相の耐熱性を改善し、同相の耐リラクゼーション特性を改善する効果がある。
Ｔｉ含有量が０．１５質量％未満の場合、凝固組織を均質化し、亜共晶組織の場合には晶出物からなるネットワーク状骨格組織が等方的に形成されない。また、過共晶組織の場合、晶出物の等方均一分散組織が形成されない。さらに、基地アルミ相中のＴｉ量が低く、同相の耐リラクゼーション特性が十分に得らない。
Ｔｉ含有量が０．３質量％を超える場合、粗大なＴｉ化合物が生成し靭性が低下するとともに、その化合物が疲労破壊の起点となり引張平均応力下の疲労強度を低下させるおそれがある。
Ｔｉにはα−Ａｌ相の結晶粒を微細化して、デンドライトセルの整列を抑制し凝固組織を均質化する効果と、基地アルミ相の耐熱性を改善し、同相の耐リラクゼーション特性を改善する効果がある。
Ｔｉ含有量が０．１５質量％未満の場合、凝固組織を均質化し、亜共晶組織の場合には晶出物からなるネットワーク状骨格組織が等方的に形成されない。また、過共晶組織の場合、晶出物の等方均一分散組織が形成されない。さらに、基地アルミ相中のＴｉ量が低く、同相の耐リラクゼーション特性が十分に得らない。
Ｔｉ含有量が０．３質量％を超える場合、粗大なＴｉ化合物が生成し靭性が低下するとともに、その化合物が疲労破壊の起点となり引張平均応力下の疲労強度を低下させるおそれがある。
なお、Ｔｉの添加をＡｌ−Ｔｉ−Ｂ合金、Ａｌ−Ｔｉ−Ｃ合金などによって行う場合には、ＢおよびＣの含有を許容する。好ましいＴｉ含有量の範囲は、０．１５〜０．２５質量％である。Ｔｉ含有量が０．１５質量％以上では十分な結晶粒の微細化によって組織の均質性とネットワーク骨格組織の等方性が増し、より耐リラクゼーション特性がより高くなるとともに疲労強度のばらつきが小さくなり、疲労強度の下限値が向上する。さらに最適なＴｉ含有量は０．２〜０．２５質量％である。この範囲で耐リラクゼーション特性が最も高くなる。
Ｎｉ：０．５質量％以下、
Ｎｉは、粗大な晶出物を形成し、組織を不均質にするためリラクゼーションが生じ易いので０．５質量％以下の範囲に制限する。特にＣｕ含有量が高い場合にはＣｕとＮｉを含有する粗大晶を形成しやすいのでＮｉ添加は好ましくない。また、Ｎｉ添加は、合金の密度を著しく増大させてしまう。そして、Ｎｉ含有量が０．５質量％を超える場合には粗大な晶出部が形成され、リラクゼーションが生じ易くなると共に密度が高くなり製品が重くなるという問題がある。
Ｎｉは、粗大な晶出物を形成し、組織を不均質にするためリラクゼーションが生じ易いので０．５質量％以下の範囲に制限する。特にＣｕ含有量が高い場合にはＣｕとＮｉを含有する粗大晶を形成しやすいのでＮｉ添加は好ましくない。また、Ｎｉ添加は、合金の密度を著しく増大させてしまう。そして、Ｎｉ含有量が０．５質量％を超える場合には粗大な晶出部が形成され、リラクゼーションが生じ易くなると共に密度が高くなり製品が重くなるという問題がある。
また、上記第２、第４の発明の鋳造アルミニウム合金は、さらに、Ｚｒ：０．０５〜０．１５質量％、及びＶ：０．０２〜０．１５質量％を含有していることが好ましい（請求項５、１４）。
Ｚｒ：０．０５〜０．１５質量％、
ＺｒもＴｉと同様にα−Ａｌ相の結晶粒を微細化して、デンドライトセルの整列を抑制し凝固組織を均質化する効果と、基地アルミ相の耐熱性を高め耐リラクゼーション特性を向上させる効果がある。Ｚｒを０．０５質量％以上含有することが十分な凝固組織の均質化と耐熱性を得る上で好ましい。Ｚｒ含有量が０．０５質量％未満の場合、凝固組織を均質化するに十分な結晶粒の微細化が達成できないおそれがある。また、基地アルミ相中の含有量が低く、十分な耐熱性が得られないおそれがある。Ｚｒ含有量が０．３質量％を超える場合、粗大なＺｒ化合物が生成し疲労起点になる恐れがある。さらに、Ｔｉと併用するとさらにその効果が高まる。
ＺｒもＴｉと同様にα−Ａｌ相の結晶粒を微細化して、デンドライトセルの整列を抑制し凝固組織を均質化する効果と、基地アルミ相の耐熱性を高め耐リラクゼーション特性を向上させる効果がある。Ｚｒを０．０５質量％以上含有することが十分な凝固組織の均質化と耐熱性を得る上で好ましい。Ｚｒ含有量が０．０５質量％未満の場合、凝固組織を均質化するに十分な結晶粒の微細化が達成できないおそれがある。また、基地アルミ相中の含有量が低く、十分な耐熱性が得られないおそれがある。Ｚｒ含有量が０．３質量％を超える場合、粗大なＺｒ化合物が生成し疲労起点になる恐れがある。さらに、Ｔｉと併用するとさらにその効果が高まる。
Ｖ：０．０２〜０．１５質量％、
Ｖは主に基地アルミ相内に存在して耐熱性向上により耐リラクゼーション特性の向上に効果がある。０．０２質量％以上含有するとその効果が明確に現れるので好ましい。Ｖを０．１５質量％を超えて含有させるには溶解温度が高くなりガス吸収の問題などが生じるので望ましくない。また、粗大なＶ化合物が生成し疲労破壊の起点になるおそれがある。好ましくは、Ｖ含有量は、０．０２〜０．１２質量％とするのがよい。さらに、Ｔｉと併用すると基地アルミ相の耐熱性が最も高まり、最適である。
また、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖを共に含むと、上記の相乗効果により、最も優れた耐リラクセーション特性が得られる。
Ｖは主に基地アルミ相内に存在して耐熱性向上により耐リラクゼーション特性の向上に効果がある。０．０２質量％以上含有するとその効果が明確に現れるので好ましい。Ｖを０．１５質量％を超えて含有させるには溶解温度が高くなりガス吸収の問題などが生じるので望ましくない。また、粗大なＶ化合物が生成し疲労破壊の起点になるおそれがある。好ましくは、Ｖ含有量は、０．０２〜０．１２質量％とするのがよい。さらに、Ｔｉと併用すると基地アルミ相の耐熱性が最も高まり、最適である。
また、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖを共に含むと、上記の相乗効果により、最も優れた耐リラクセーション特性が得られる。
また、上記第１、第２の発明では、上記鋳造アルミニウム合金の密度が２．８ｇ／ｃｍ3以下となるように、成分組成を調整することが好ましい。これにより、アルミニウム合金を採用することによる軽量化効果をより一層高めることができる。
また、上記第２、第４の発明における鋳造アルミニウム合金は、Ｓｉ含有量が９〜１２質量％であり、さらに、Ｐ含有量が０．００１質量％以下であり、初晶Ｓｉが存在しない亜共晶組織を有することが好ましい（請求項６、１５）。すなわち、亜共晶組織とした場合には、Ｐ含有量を０．００１質量％以下に制限することが好ましい。
Ｐを多く含有すると合金の共晶点がずれて、本発明の合金の成分範囲において、粗大な初晶Ｓｉを生成し、それが疲労破壊の起点となって引張平均応力下の疲労強度が低下する懸念がある。そのため、Ｐ含有量は０．００１質量％以下とし、理想的には０とすることが好ましい。
Ｐを多く含有すると合金の共晶点がずれて、本発明の合金の成分範囲において、粗大な初晶Ｓｉを生成し、それが疲労破壊の起点となって引張平均応力下の疲労強度が低下する懸念がある。そのため、Ｐ含有量は０．００１質量％以下とし、理想的には０とすることが好ましい。
一方、過共晶組織の場合には、Ｐ含有量を０．００５〜０．０１５質量％とすることが好ましい。Ｐの含有により、初晶Ｓｉが微細化し、引張平均応力下の疲労強度が向上する。Ｐ含有量が０．００５質量％未満では初晶Ｓｉの微細化が不十分となる。また、Ｐを０．０１５質量％を超えて含有しても効果が飽和し、湯流れが悪くなる弊害が出やすいので好ましくない。
また、上記第２、第４の発明における鋳造アルミニウム合金は、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１質量％、Ｎａ：０．０００５〜０．００３質量％、Ｓｒ：０．００３〜０．０３質量％、及びＳｂ：０．０５〜０．２質量％、のうち１種以上を含有することが好ましい（請求項７、１６）。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１質量％、
Ｃａは、共晶Ｓｉを微細化し、微細Ｓｉからなる広幅のネットワーク骨格を形成し、リラクゼーションを抑制するという効果が得られるので添加することが好ましい。Ｃａ含有量が０．０００５質量％未満の場合には共晶Ｓｉの微細化が不十分であるという問題があり、一方、０．０１質量％を超える場合には溶湯が酸化しやすく、鋳物中に酸化物が混入したり、ガス吸収が増えて気孔欠陥が多くなるという問題がある。
Ｃａは、共晶Ｓｉを微細化し、微細Ｓｉからなる広幅のネットワーク骨格を形成し、リラクゼーションを抑制するという効果が得られるので添加することが好ましい。Ｃａ含有量が０．０００５質量％未満の場合には共晶Ｓｉの微細化が不十分であるという問題があり、一方、０．０１質量％を超える場合には溶湯が酸化しやすく、鋳物中に酸化物が混入したり、ガス吸収が増えて気孔欠陥が多くなるという問題がある。
Ｎａ：０．０００５〜０．００３質量％、
Ｎａは、共晶Ｓｉを微細化し、Ｃａと同様の効果が得られるので添加することが好ましい。Ｎａ含有量が０．０００５質量％未満の場合には共晶Ｓｉの微細化が不十分であるという問題があり、一方、０．００３質量％を超える場合にはガス吸収が増えて気孔欠陥が多くなるという問題がある。
Ｎａは、共晶Ｓｉを微細化し、Ｃａと同様の効果が得られるので添加することが好ましい。Ｎａ含有量が０．０００５質量％未満の場合には共晶Ｓｉの微細化が不十分であるという問題があり、一方、０．００３質量％を超える場合にはガス吸収が増えて気孔欠陥が多くなるという問題がある。
Ｓｒ：０．００３〜０．０３質量％、
Ｓｒは、共晶Ｓｉを微細化し、Ｃａと同様の効果が得られるので添加することが好ましい。Ｓｒ含有量が０．００３質量％未満の場合には共晶Ｓｉの微細化が不十分であるという問題があり、一方、０．０３質量％を超える場合にガス吸収が増えて気孔欠陥が多くなるという問題がある。
Ｓｒは、共晶Ｓｉを微細化し、Ｃａと同様の効果が得られるので添加することが好ましい。Ｓｒ含有量が０．００３質量％未満の場合には共晶Ｓｉの微細化が不十分であるという問題があり、一方、０．０３質量％を超える場合にガス吸収が増えて気孔欠陥が多くなるという問題がある。
Ｓｂ：０．０５〜０．２質量％、
Ｓｂは、共晶Ｓｉを微細化し、Ｃａと同様の効果が得られるので添加することが好ましい。Ｓｂ含有量が０．０５質量％未満の場合には共晶Ｓｉの微細化が不十分であるという問題があり、一方、０．２質量％を超える場合にはガス吸収が増えて気孔欠陥が多くなるという問題がある。
Ｓｂは、共晶Ｓｉを微細化し、Ｃａと同様の効果が得られるので添加することが好ましい。Ｓｂ含有量が０．０５質量％未満の場合には共晶Ｓｉの微細化が不十分であるという問題があり、一方、０．２質量％を超える場合にはガス吸収が増えて気孔欠陥が多くなるという問題がある。
なお、Ｎａは、炉壁の塗型材と反応し、炉壁を傷めやすいという問題、Ｓｒはガス吸収が生じ易いという問題、Ｓｂは比較的共晶Ｓｉの微細化効果が小さいという問題があるため、Ｃａの含有が最も好ましい。
また、上記第２の発明における鋳造アルミニウム合金でも、上記と同様に、平均硬さがＨＶ１３０〜ＨＶ１６０である。
また、上記鋳造アルミニウム合金は、鋳造後に、４５０〜５１０℃の処理温度に０．５時間以上保持する溶体化加熱を行った後、水焼入れを行い、その後１９０〜２３０℃の処理温度に１〜２４時間保持する時効処理を行うことにより上記平均硬さを調整してあることが好ましい（請求項８）。第４の発明ではこれを必須とする。
これにより、上述した等方均質組織の実現と相俟って、より一層耐リラクゼーション特性を向上させることができる。
また、上記鋳造アルミニウム合金は、鋳造後に、４５０〜５１０℃の処理温度に０．５時間以上保持する溶体化加熱を行った後、水焼入れを行い、その後１９０〜２３０℃の処理温度に１〜２４時間保持する時効処理を行うことにより上記平均硬さを調整してあることが好ましい（請求項８）。第４の発明ではこれを必須とする。
これにより、上述した等方均質組織の実現と相俟って、より一層耐リラクゼーション特性を向上させることができる。
また、第２の発明においては、上記鋳造アルミニウム合金における晶出Ｓｉの平均長径が５μｍ以下であることが好ましい（請求項９）。ここでいう晶出Ｓｉは、主として共晶Ｓｉであるが、その粒径は小さいほど好ましい。晶出Ｓｉの平均長径が５μｍを超える場合には、晶出物と基地アルミ相の界面ですべり変形が生じてリラクゼーションが抑制されにくいという問題がある。好ましくは、晶出Ｓｉの平均長径は４μｍ以下とするのがよく、より好ましくは３μｍ以下とするのがよい。
また、第１〜第４の発明における鋳造アルミニウム合金は、さらに、Ｓｎ：０．０１〜０．１質量％、Ｐｂ：０．０２〜０．１５質量％、Ｚｎ：０．１〜１質量％、のうち１種以上を含有することが好ましい（請求項１０、１７）。
Ｓｎ：０．０１〜０．１質量％、
Ｓｎは、その含有を許容することにより、再生塊を原料として用いることができるためリサイクル性が向上するので含有を許容することが好ましい。Ｓｎ含有量が０．０１質量％未満に規制するとリサイクル合金を使用できず原料の範囲が限定されるという問題があり、一方、０．１質量％を超える場合には耐熱性が低下してリラクゼーションが生じ易くなるという問題がある。
Ｓｎは、その含有を許容することにより、再生塊を原料として用いることができるためリサイクル性が向上するので含有を許容することが好ましい。Ｓｎ含有量が０．０１質量％未満に規制するとリサイクル合金を使用できず原料の範囲が限定されるという問題があり、一方、０．１質量％を超える場合には耐熱性が低下してリラクゼーションが生じ易くなるという問題がある。
Ｐｂ：０．０２〜０．１５質量％、
Ｐｂは、Ｓｎと同様にリサイクル性が向上するという効果が得られるので含有を許容することが好ましい。Ｐｂ含有量が０．０２質量％未満の場合には使用原料の範囲が制限されるという問題があり、一方、０．１５質量％を超える場合には耐熱性が低下してリラクゼーションが生じ易くなるという問題がある。
Ｐｂは、Ｓｎと同様にリサイクル性が向上するという効果が得られるので含有を許容することが好ましい。Ｐｂ含有量が０．０２質量％未満の場合には使用原料の範囲が制限されるという問題があり、一方、０．１５質量％を超える場合には耐熱性が低下してリラクゼーションが生じ易くなるという問題がある。
Ｚｎ：０．１〜１質量％、
Ｚｎは、Ｓｎ，Ｐｂと同様にリサイクル性を向上させることができるので含有を許容することが好ましい。Ｚｎ含有量が０．１質量％未満の場合には使用原料の範囲が限定されるという問題があり、一方、１質量％を超える場合には耐熱性が低下してリラクゼーションが生じ易くなるという問題がある。
Ｚｎは、Ｓｎ，Ｐｂと同様にリサイクル性を向上させることができるので含有を許容することが好ましい。Ｚｎ含有量が０．１質量％未満の場合には使用原料の範囲が限定されるという問題があり、一方、１質量％を超える場合には耐熱性が低下してリラクゼーションが生じ易くなるという問題がある。
また、上記鋳造アルミニウム合金における基地Ａｌ相中のＳｉ量が０．９５質量％以上であることが好ましい（請求項１１）。これにより、基地アルミ相のすべり変形が抑制され、リラクゼーションが生じ難いという効果を得ることができる。
ここで、本願における発明のコンセプトについて簡単に記載する。
リラクセーションとはクリープと表裏をなす現象であるので、クリープ特性が優れる材料がリラクセーション特性にも優れると考えられてきた。すなわち、一般的には耐力や強度が高い材料がリラクセーション特性にも優れると推定される。
これに対して、本発明の鋳造アルミニウム合金では、まず、強度や耐力が最大の材料がリラクセーション特性に最も優れるのではないことを初めて見出した。すなわち、通常の強度がピークとなるＴ６熱処理よりも強度がやや低下する過時効処理を行い硬さをやや低くした材料の方が、ピーク硬さの従来材よりもリラクセーションが生じ難いことを初めて見出したのである。
さらに、リラクセーションが生じ易く、それが実用上の大きな課題である耐熱マグネシウム合金の研究においてこれまでに得られている知見として、耐熱粒子が連続的に連なったネットワーク骨格により粒内の変形が拘束され、リラクセーションが抑制されることが知られている。しかし、本発明では、その骨格は連続的でなくてよく、微細粒子の集合体が幅広のネットワーク骨格領域を形成することによって、より効果的にリラクセーションが抑制できることを初めて見出した。
加えて、そのネットワークが等方的であり、さらにネットワークで囲まれた基地アルミ相を耐熱元素の含有によってすべり難くすることで、ミクロ組織制御とマクロ組織制御を融合したマルチスケール組織制御により、組織全体をリラクセーションが生じ難いように最適設計することにより、従来にない高い耐リラクセーション特性をを初めて実現できた。
また、このような最適設計により、低融点金属でリラクセーションを生じ易くする有害元素であるＳｎ、Ｐｂ、Ｚｎなどの成分を含有してもその害が無害化され優れた耐リラクセーション特性を維持できる効果が得られることも初めて見出した。なおこの無害化効果により、合金のリサイクル性が飛躍的に高まることになり、環境負荷が極めて低く実用価値が極めて高い合金を提供できるため、産業上の利用価値が極めて高い。
リラクセーションとはクリープと表裏をなす現象であるので、クリープ特性が優れる材料がリラクセーション特性にも優れると考えられてきた。すなわち、一般的には耐力や強度が高い材料がリラクセーション特性にも優れると推定される。
これに対して、本発明の鋳造アルミニウム合金では、まず、強度や耐力が最大の材料がリラクセーション特性に最も優れるのではないことを初めて見出した。すなわち、通常の強度がピークとなるＴ６熱処理よりも強度がやや低下する過時効処理を行い硬さをやや低くした材料の方が、ピーク硬さの従来材よりもリラクセーションが生じ難いことを初めて見出したのである。
さらに、リラクセーションが生じ易く、それが実用上の大きな課題である耐熱マグネシウム合金の研究においてこれまでに得られている知見として、耐熱粒子が連続的に連なったネットワーク骨格により粒内の変形が拘束され、リラクセーションが抑制されることが知られている。しかし、本発明では、その骨格は連続的でなくてよく、微細粒子の集合体が幅広のネットワーク骨格領域を形成することによって、より効果的にリラクセーションが抑制できることを初めて見出した。
加えて、そのネットワークが等方的であり、さらにネットワークで囲まれた基地アルミ相を耐熱元素の含有によってすべり難くすることで、ミクロ組織制御とマクロ組織制御を融合したマルチスケール組織制御により、組織全体をリラクセーションが生じ難いように最適設計することにより、従来にない高い耐リラクセーション特性をを初めて実現できた。
また、このような最適設計により、低融点金属でリラクセーションを生じ易くする有害元素であるＳｎ、Ｐｂ、Ｚｎなどの成分を含有してもその害が無害化され優れた耐リラクセーション特性を維持できる効果が得られることも初めて見出した。なおこの無害化効果により、合金のリサイクル性が飛躍的に高まることになり、環境負荷が極めて低く実用価値が極めて高い合金を提供できるため、産業上の利用価値が極めて高い。
本発明の実施例に係る鋳造アルミニウム合金につき説明する。
本例では、表１〜表３に示す各種の鋳造アルミニウム合金（実施例１〜９、比較例１〜１０）を作製し、その特性を評価した。
表１に示す群は上述した第１の発明に関する例であり、表２に示す群は上述した第２の発明に関する例であり、表３に示す群は上述した第２の発明のうち、さらに、再生地金を利用することを想定して必須成分を増やしたものに関する例である。
本例では、表１〜表３に示す各種の鋳造アルミニウム合金（実施例１〜９、比較例１〜１０）を作製し、その特性を評価した。
表１に示す群は上述した第１の発明に関する例であり、表２に示す群は上述した第２の発明に関する例であり、表３に示す群は上述した第２の発明のうち、さらに、再生地金を利用することを想定して必須成分を増やしたものに関する例である。
まず、表１〜表３に示す化学成分組成のアルミニウム合金を溶製した。いずれも成分を調整した溶湯を作製後、７４０〜７６０℃の溶湯にフラックスを添加して脱酸処理を施した後、ヘキサクロロエタンおよびＡｒガスバブリングによる脱ガス処理を施し、得られた溶湯を２００℃に予熱したＪＩＳ４号試験片採取用舟型またはランズレ銅金型に鋳込んだ。注湯温度は７３０℃である。得られた鋳造素材は、５００℃に３時間保持する溶体化加熱を行った後、水焼入れし、次いで、各表に示す条件で時効処理を実施した。
この様に熱処理した鋳造素材から機械加工により組織観察試料および耐リラクゼーション特性評価試験片を採取した。
各試験片の詳細及び試験方法は次の通りである。
各試験片の詳細及び試験方法は次の通りである。
＜耐リラクゼーション特性評価試験＞
耐リラクゼーション特性評価試験片は、幅１０ｍｍ×厚さ１．３ｍｍ×長さ５５ｍｍであり、舟型底面部から幅方向が舟型素材の上下方向による様に採取した。
耐リラクゼーション特性の評価は、図１〜図４に示すごとく、以下に示すリラクゼーション試験治具１を用いて行った。
リラクゼーション試験治具１は、図１に示すごとく、一対の試験片１１、１２の間に挟持させる支持部材３と、試験片１１、１２の両端部１１１、１１２、１２１、１２２を拘束する拘束部材４と、試験片１１、１２に生じた歪み変位を検出する変位検出手段としての高温ひずみゲージ２１、２２とを有している。
耐リラクゼーション特性評価試験片は、幅１０ｍｍ×厚さ１．３ｍｍ×長さ５５ｍｍであり、舟型底面部から幅方向が舟型素材の上下方向による様に採取した。
耐リラクゼーション特性の評価は、図１〜図４に示すごとく、以下に示すリラクゼーション試験治具１を用いて行った。
リラクゼーション試験治具１は、図１に示すごとく、一対の試験片１１、１２の間に挟持させる支持部材３と、試験片１１、１２の両端部１１１、１１２、１２１、１２２を拘束する拘束部材４と、試験片１１、１２に生じた歪み変位を検出する変位検出手段としての高温ひずみゲージ２１、２２とを有している。
同図に示すごとく、支持部材３は、耐熱性に優れたＳＵＳ３０４製の丸棒状のものであり、その外周側面３００は円弧状を呈している。また、支持部材３の寸法は、直径６ｍｍ、長さ２５ｍｍである。
また、拘束部材４としては、２本のボルト４１、４２及びボルト４１、４２に螺合するナット４１３、４２３で構成されている。また、ナット４１３、４２３の締め付け安定化、緩み防止のためのワッシャー４１５、４１６、４２５、４２６も用いた。なお、拘束部材４は、全ての部材が支持部材３と同じ耐熱性に優れたＳＵＳ３０４製である。
そして、本例では、図１〜図３に示すごとく、変位測定部を外方に向けた状態で試験片１１、１２を対面させると共に両者の間の中央部１１０、１２０に支持部材３を挟持させた後、拘束部材４により試験片１１、１２を拘束して所定の曲げ応力を付与させると共に該曲げ応力によって試験片１１、１２に生じた歪み変位を一定に保つ。
また、拘束部材４としては、２本のボルト４１、４２及びボルト４１、４２に螺合するナット４１３、４２３で構成されている。また、ナット４１３、４２３の締め付け安定化、緩み防止のためのワッシャー４１５、４１６、４２５、４２６も用いた。なお、拘束部材４は、全ての部材が支持部材３と同じ耐熱性に優れたＳＵＳ３０４製である。
そして、本例では、図１〜図３に示すごとく、変位測定部を外方に向けた状態で試験片１１、１２を対面させると共に両者の間の中央部１１０、１２０に支持部材３を挟持させた後、拘束部材４により試験片１１、１２を拘束して所定の曲げ応力を付与させると共に該曲げ応力によって試験片１１、１２に生じた歪み変位を一定に保つ。
リラクゼーション試験装置５は、図４に示すごとく、リラクゼーション試験治具１と、試験片１１、１２を加熱する加熱槽５１と、高温ひずみゲージ２１、２２に接続され、試験片１１、１２に生じた歪み変位を測定するひずみ測定器としての多チャンネル型の静ひずみ計５２とを有する。加熱槽５１としては、温風循環式の恒温槽（設定温度５０〜３００℃、温度分布±５℃以内）を用いた。
また、同図に示すごとく、高温ひずみゲージ２１（２２）には、ゲージリード２１１、２１２（２２１、２２２）が接続されており、静ひずみ計５２には、電気抵抗が小さいリード線５２１〜５２３（５２４〜５２６）が接続されており、両者は接続部２１０においてはんだ付けにより接続されている。
リラクゼーション試験は、図２に示すごとく、曲げ応力によって試験片１１、１２に生じた歪み変位を一定に保って、所定の時間加熱する加熱工程と、その後、図３に示すごとく、冷却後、試験片１１、１２に付与されている曲げ応力を開放し、その際に試験片１１、１２に生じた歪み変位を高温ひずみゲージ２１、２２により検出し、残留応力を求める工程とにより行う。本例では、試験温度（加熱温度）は１８０℃とし、初期負荷応力２００ＭＰａとして、１８０℃で３００ｈ保持後に残留する応力σｒを測定した。
＜組織観察＞
組織観察は、疲労試験片の平行部と同じ舟型底から高さ１４ｍｍの位置で実施した。５個以上のデンドライトセルが略一方向に整列しているデンドライト組織（整列デンドライト組織）の面積率Ａｄｐ（％）は、具体的には、１００倍の光学顕微鏡で観察した視野約１．４×１ｍｍ角の組織写真において、デンドライトセルが５個以上一方向に整列したデンドライト組織の部分を全て塗りつぶし、その塗りつぶした部分の面積率を画像処理ソフトにより求めた。
また、晶出Ｓｉの平均長径ＤsL（μｍ）は、粒子の重心を通り粒子の外周上の２点を結ぶ最も長い直線の長さを、観察される全粒子について求め、その平均値により算出した。
組織観察は、疲労試験片の平行部と同じ舟型底から高さ１４ｍｍの位置で実施した。５個以上のデンドライトセルが略一方向に整列しているデンドライト組織（整列デンドライト組織）の面積率Ａｄｐ（％）は、具体的には、１００倍の光学顕微鏡で観察した視野約１．４×１ｍｍ角の組織写真において、デンドライトセルが５個以上一方向に整列したデンドライト組織の部分を全て塗りつぶし、その塗りつぶした部分の面積率を画像処理ソフトにより求めた。
また、晶出Ｓｉの平均長径ＤsL（μｍ）は、粒子の重心を通り粒子の外周上の２点を結ぶ最も長い直線の長さを、観察される全粒子について求め、その平均値により算出した。
＜硬さ試験＞
硬さ試験の試験片は、舟形鋳物の底部から約１４ｍｍ高さの位置から切り出し、表面を鏡面研磨仕上げとした。そして、鋳造欠陥のない部分に荷重１０ｋｇｆ、負荷時間３０ｓｅｃの条件で圧痕を打ち、鋳造欠陥の影響を受けた異常値を除く５点以上の正常測定値の平均をとるという手順で、平均硬さとしてのビッカース硬さＨＶを求めた。
硬さ試験の試験片は、舟形鋳物の底部から約１４ｍｍ高さの位置から切り出し、表面を鏡面研磨仕上げとした。そして、鋳造欠陥のない部分に荷重１０ｋｇｆ、負荷時間３０ｓｅｃの条件で圧痕を打ち、鋳造欠陥の影響を受けた異常値を除く５点以上の正常測定値の平均をとるという手順で、平均硬さとしてのビッカース硬さＨＶを求めた。
各試験の結果は表４〜表６に示す。
表４には、表１に示した第１の発明に関する例の結果を示す。
表１、表４に示すごとく、実施例１の合金は、Ｃｕ含有量が高く高強度となりやすいものであるが、２００℃５ｈ（２００℃に５時間保持）という時効処理を採用することにより、平均硬さＨＶが１６０以下に調整されており、上記耐リラクゼーション特性評価試験による１８０℃３００時間保持後に残留する応力（残留応力σｒ）が高い。
実施例２、３の合金は、Ｃｕ含有量が本発明の上下限地に近い合金であるが、硬さが第１の発明の範囲内にあり、残留応力σｒも高い。
比較例２の合金は同様にＣｕ含有量が高いが、１８０℃８ｈの熱処理により平均硬さＨＶが１６０を超えており、その結果、残留応力σｒが低い。
表４には、表１に示した第１の発明に関する例の結果を示す。
表１、表４に示すごとく、実施例１の合金は、Ｃｕ含有量が高く高強度となりやすいものであるが、２００℃５ｈ（２００℃に５時間保持）という時効処理を採用することにより、平均硬さＨＶが１６０以下に調整されており、上記耐リラクゼーション特性評価試験による１８０℃３００時間保持後に残留する応力（残留応力σｒ）が高い。
実施例２、３の合金は、Ｃｕ含有量が本発明の上下限地に近い合金であるが、硬さが第１の発明の範囲内にあり、残留応力σｒも高い。
比較例２の合金は同様にＣｕ含有量が高いが、１８０℃８ｈの熱処理により平均硬さＨＶが１６０を超えており、その結果、残留応力σｒが低い。
比較例１の合金は、Ｃｕ、Ｍｇ量が低すぎるため、平均硬さＨＶが１３０未満となり、残留応力σｒが低い。
比較例３〜５の合金は、Ｃｕ含有量が低くＮｉを含有するため、残留応力σｒが低い。
比較例６の合金は、Ｃｕ含有量が低く、Ｍｇ含有量が高いため、残留応力σｒが低い。
また、比較例２、５、６の合金は平均硬さＨＶが１６０を超えており、残留応力σｒが低い。
比較例７の合金は、Ｃｕ含有量が６％を超えており、平均硬さＨＶが１６０を超えており、残留応力σｒが低い。また、密度も２．８ｇ／ｃｍ3より高い。
以上の結果から、Ｃｕが３〜５ｍａｓｓ％で、Ｎｉが０．５ｍａｓｓ％以下で、熱処理によりＨＶ１３０〜１６０に硬さが調整された第１の発明の鋳造アルミニウム合金が優れた耐リラクゼーション特性を示すことが分かる。
比較例３〜５の合金は、Ｃｕ含有量が低くＮｉを含有するため、残留応力σｒが低い。
比較例６の合金は、Ｃｕ含有量が低く、Ｍｇ含有量が高いため、残留応力σｒが低い。
また、比較例２、５、６の合金は平均硬さＨＶが１６０を超えており、残留応力σｒが低い。
比較例７の合金は、Ｃｕ含有量が６％を超えており、平均硬さＨＶが１６０を超えており、残留応力σｒが低い。また、密度も２．８ｇ／ｃｍ3より高い。
以上の結果から、Ｃｕが３〜５ｍａｓｓ％で、Ｎｉが０．５ｍａｓｓ％以下で、熱処理によりＨＶ１３０〜１６０に硬さが調整された第１の発明の鋳造アルミニウム合金が優れた耐リラクゼーション特性を示すことが分かる。
表５には、表２に示した第２の発明に関する例の結果を示す。
表２、表５に示すごとく、実施例４〜８の合金は、上記第２の発明に属する合金であり、適量のＴｉ、Ｚｒ、Ｖを含有し、上記整列デンドライト組織の領域の面積率が２０％以下である均質な組織を有する。また、熱処理により、硬さが適度に調整されている。その結果として、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ等を含有しない実施例１の合金に比べて、さらに高い耐リラクゼーション特性を示している。
表２、表５に示すごとく、実施例４〜８の合金は、上記第２の発明に属する合金であり、適量のＴｉ、Ｚｒ、Ｖを含有し、上記整列デンドライト組織の領域の面積率が２０％以下である均質な組織を有する。また、熱処理により、硬さが適度に調整されている。その結果として、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ等を含有しない実施例１の合金に比べて、さらに高い耐リラクゼーション特性を示している。
比較例９は、上記第２の発明の成分範囲に比べてＳｉ量が高く、ＮｉとＰを含有しており、平均硬さＨＶが高い。その結果として、残留応力σｒは実施例１〜８に比べて低くなっている。
さらに、比較例９の合金は密度が２．８ｇ／ｃｍ3以上と実施例１〜８の合金に比べて高く、鋳物の重量が増加するデメリットがある。
さらに、比較例９の合金は密度が２．８ｇ／ｃｍ3以上と実施例１〜８の合金に比べて高く、鋳物の重量が増加するデメリットがある。
実施例６の合金は、第２の発明における最適な合金であり、整列デンドライト組織の面積率が５％以下と低く非常に等方的なネットワーク組織を有している。さらに実施例６の合金は、晶出Ｓｉの平均長径が３μｍ以下と小さく、微細な共晶Ｓｉの集合体が広幅のネットワーク骨格を形成する組織を有している。その結果として実施例６の合金は、実施例４、５、７、８の合金よりもさらに高い耐リラクゼーション特性を示している。
実施例４、５、７は、実施例６の最適合金に比べて晶出Ｓｉの平均長径が５μｍ以上と大きく、実施例８の合金は、同じく実施例６の最適合金に比べて整列デンドライト組織の面積率が１０％以上とやや大きい。そのため、上記のごとくこれらの実施例４、５、７、８の合金の耐リラクゼーション特性が実施例６の最適合金にはやや劣るものの、比較例１〜９の従来合金に比べて十分に高い性能を有している。
表６には、表３に示したように、表２のものよりもさらに必須成分を増やして、いわゆる再生地金を使用可能とした第２発明に関する例の結果を示す。
表３、表６に示すごとく、実施例９の合金は、再生地金を配合して作製した合金であるが、適量のＰｂ、Ｓｎ、Ｚｎを含有するように調整してある。含有量が適度であるので残留応力σｒは比較例１〜９の合金に比べて高い値が得られている。さらに実施例９の合金はＳｎ、Ｐｂ、Ｚｎを含有するので、上記のごとく再生地金を原料に利用できるので、リサイクル性に優れる特徴がある。これにより合金の製造にかかるエネルギを画期的に低減でき、ＣＯ2削減効果が極めて大きい。
表３、表６に示すごとく、実施例９の合金は、再生地金を配合して作製した合金であるが、適量のＰｂ、Ｓｎ、Ｚｎを含有するように調整してある。含有量が適度であるので残留応力σｒは比較例１〜９の合金に比べて高い値が得られている。さらに実施例９の合金はＳｎ、Ｐｂ、Ｚｎを含有するので、上記のごとく再生地金を原料に利用できるので、リサイクル性に優れる特徴がある。これにより合金の製造にかかるエネルギを画期的に低減でき、ＣＯ2削減効果が極めて大きい。
比較例１０の合金は、同じくＳｎ、Ｐｂ、Ｚｎを含有する再生地金を用いて作製した合金であるが、含有量が適正でないため、残留応力σｒが実施例９に比べ著しく低下している。この結果より、第２の発明の合金において、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｚｎの含有量を適量に調整すれば、リサイクル性と耐リラクゼーション特性を兼備した合金が実現できることが分かる。
参考のために、上述した各鋳造アルミニウム合金のうち代表的なものの金属組織写真を図５〜図１４に示す。
１ リラクセーション試験治具、
１１、１２ 試験片、
２１、２２ 高温歪みゲージ、
３ 支持部材、
４ 拘束部材
１１、１２ 試験片、
２１、２２ 高温歪みゲージ、
３ 支持部材、
４ 拘束部材
Claims (17)
- Ｓｉ：９〜１７質量％、
Ｃｕ：３〜６質量％、
Ｍｇ：０．２〜１．２質量％、
Ｆｅ：０．４〜１．５質量％、及び
Ｍｎ：０．２〜１質量％を含有し、
Ｎｉ含有量が０．５質量％以下であり、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなり、
過時効処理によりピーク時効より硬さを低下させており、
平均硬さがＨＶ１３０〜ＨＶ１６０であることを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金。 - 請求項１において、鋳造後に、４５０〜５１０℃の処理温度に０．５時間以上保持する溶体化加熱を行った後、水焼入れを行い、その後１７０〜２３０℃の処理温度に１〜２４時間保持する時効処理を行うことにより上記平均硬さを調整してあることを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金。
- 請求項１又は２において、Ｓｉ含有量が９〜１２質量％であり、初晶Ｓｉが存在しない亜共晶組織を有することを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金。
- Ｓｉ：９〜１７質量％、
Ｃｕ：３〜６質量％、
Ｍｇ：０．３〜１．２質量％、
Ｆｅ：０．４〜１質量％、
Ｍｎ：０．２〜１質量％、及び
Ｔｉ：０．１５〜０．３質量％を含有し、
Ｎｉ含有量が０．５質量％以下であり、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなり、
５個以上のデンドライトセルが略一方向に整列するデンドライトの割合が面積率で２０％以下であって実質的にデンドライトの整列が無い等方均質組織を有し、
過時効処理によりピーク時効より硬さを低下させており、
平均硬さがＨＶ１３０〜ＨＶ１６０であることを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金。 - 請求項４において、さらに、
Ｚｒ：０．０５〜０．１５質量％、及び
Ｖ：０．０２〜０．１５質量％を含有していることを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金。 - 請求項４又は５において、Ｓｉ含有量が９〜１２質量％であり、さらに、Ｐ含有量が０．００１質量％以下であり、初晶Ｓｉが存在しない亜共晶組織を有することを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金。
- 請求項６において、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１質量％、
Ｎａ：０．０００５〜０．００３質量％、
Ｓｒ：０．００３〜０．０３質量％、及び
Ｓｂ：０．０５〜０．２質量％、
のうち１種以上を含有することを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金。 - 請求項４〜７のいずれか１項において、鋳造後に、４５０〜５１０℃の処理温度に０．５時間以上保持する溶体化加熱を行った後、水焼入れを行い、その後１７０〜２３０℃の処理温度に１〜２４時間保持する時効処理を行うことにより上記平均硬さを調整してあることを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金。
- 請求項６〜８のいずれか１項において、晶出Ｓｉの平均長径が５μｍ以下であることを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金。
- 請求項１〜９のいずれか１項において、さらに、
Ｓｎ：０．０１〜０．１質量％、
Ｐｂ：０．０２〜０．１５質量％、
Ｚｎ：０．１〜１質量％、
のうち１種以上を含有することを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金。 - 請求項１〜１０のいずれか１項において、基地Ａｌ相中のＳｉ量が０．９５質量％以上であることを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金。
- Ｓｉ：９〜１７質量％、
Ｃｕ：３〜６質量％、
Ｍｇ：０．２〜１．２質量％、
Ｆｅ：０．４〜１．５質量％、及び
Ｍｎ：０．２〜１質量％を含有し、
Ｎｉ含有量が０．５質量％以下であり、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる鋳造アルミニウム合金の熱処理方法であって、
鋳造後に、４５０〜５１０℃の処理温度に０．５時間以上保持する溶体化加熱を行った後、
水焼入れを行い、
その後１７０〜２３０℃の処理温度に１〜２４時間保持する時効処理を行うことにより、
過時効処理によりピーク時効より硬さを低下させて、平均硬さをＨＶ１３０〜ＨＶ１６０とすることを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金の熱処理方法。 - Ｓｉ：９〜１７質量％、
Ｃｕ：３〜６質量％、
Ｍｇ：０．３〜１．２質量％、
Ｆｅ：０．４〜１質量％、
Ｍｎ：０．２〜１質量％、及び
Ｔｉ：０．１５〜０．３質量％を含有し、
Ｎｉ含有量が０．５質量％以下であり、
残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなる鋳造アルミニウム合金の熱処理方法であって、
鋳造後に、４５０〜５１０℃の処理温度に０．５時間以上保持する溶体化加熱を行った後、
水焼入れを行い、
その後１７０〜２３０℃の処理温度に１〜２４時間保持する時効処理を行うことにより、
過時効処理によりピーク時効より硬さを低下させて、平均硬さをＨＶ１３０〜ＨＶ１６０とすることを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金の熱処理方法。 - 請求項１３において、上記鋳造アルミニウム合金は、さらに、
Ｚｒ：０．０５〜０．１５質量％、及び
Ｖ：０．０２〜０．１５質量％を含有することを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金の熱処理方法。 - 請求項１３又は１４において、上記鋳造アルミニウム合金は、Ｓｉ含有量が９〜１２質量％であり、さらに、Ｐ含有量が０．００１質量％以下であり、初晶Ｓｉが存在しない亜共晶組織を有することを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金の熱処理方法。
- 請求項１５において、上記鋳造アルミニウム合金は、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１質量％、
Ｎａ：０．０００５〜０．００３質量％、
Ｓｒ：０．００３〜０．０３質量％、及び
Ｓｂ：０．０５〜０．２質量％、
のうち１種以上を含有することを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金の熱処理方法。 - 請求項１２〜１６のいずれか１項において、上記鋳造アルミニウム合金は、さらに、
Ｓｎ：０．０１〜０．１質量％、
Ｐｂ：０．０２〜０．１５質量％、
Ｚｎ：０．１〜１質量％、
のうち１種以上を含有することを特徴とする耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金の熱処理方法。
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