JP5300118B2 - アルミニウム合金鋳物の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鋳造用アルミニウム合金とその熱処理方法に係わり、さらに詳しくは、高サイクル疲労強度と熱疲労強度が共に要求される部材に好適に用いられるアルミニウム合金鋳物の製造方法に関するものである。

複雑な形状を有し、しかも機械的特性が要求される鋳造用合金としては、従来、ＪＩＳ Ｈ５２０２にＡＣ２Ａ、ＡＣ２Ｂ、ＡＣ４Ｂとして規定されるＡｌ−Ｃｕ−Ｓｉ系や、ＡＣ４Ｃ、ＡＣ４ＣＨとして規定されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム合金鋳物が用いられている。これらの鋳造品としては、内燃機関用シリンダーヘッドやシリンダーブロック等がある。

これらの鋳造品においては、強度及び靭性を高めるべく、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）又はＴ７処理（溶体化・焼入れ処理後に過時効にして寸法安定性を確保する処理）を施して使用することが多い（例えば、特許文献１参照）。
特開２００６−１６９５９４号公報

しかしながら、このような従来の内燃機関用のシリンダーヘッドにあっては、近年におけるエンジンの高出力化や、車体の軽量化を意図したシリンダーヘッドの薄肉化に伴って、繰り返し応力が増大する傾向に有ることに加えて、Ｔ６又はＴ７熱処理時に発生する高い残留応力が局所的に集中する構造となっているため、上記のようなアルミニウム合金鋳物では、高サイクル疲労強度や熱疲労強度の代替特性である伸びが十分であるとは言えず、シリンダーヘッドのトップデッキやウォータージャケットの応力集中部、燃焼室弁間部の高温部から疲労亀裂が発生する可能性が高まってきているという問題点があった。

本発明は、従来のアルミニウム合金鋳物における上記問題点に着目してなされたものであって、その目的とするところは、高サイクル疲労強度及び熱疲労強度の代替特性である伸びに優れることが要求されるアルミニウム合金鋳物、例えば内燃機関用シリンダーヘッドに好適に用いることができるアルミニウム合金鋳物の製造方法を提供することにある。

本発明者らは、上記目的を達成すべく、合金成分や熱処理方法などについて鋭意検討を重ねた結果、Ｓｉ，Ｃｕ，Ｍｇ含有量をそれぞれ特定したり、得られた合金鋳物にＴ７処理を施したりすることなどにより、上記課題が解決できることを見出し、本発明を完成するに到った。

すなわち、本発明は上記知見に基づくものであって、本発明のアルミニウム合金鋳物の製造方法は、質量比で、４．０〜６．０％のＳｉ、０．５〜２．０％のＣｕ、０．２５〜０．５％のＭｇ、０．００２〜０．０２％のＳｒ、０．００５〜０．２％のＴｉ、それぞれ０．５％以下のＦｅ及びＭｎを含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であるアルミニウム合金から成るアルミニウム合金鋳物の製造方法であって、上記アルミニウム合金鋳物に、Ｔ７処理、すなわち５００〜５５０℃の温度に２．０〜８．０時間保持した後急冷する溶体化処理と、１９０〜２５０℃の温度に２．０〜６．０時間保持した後冷却する時効処理を施すことを特徴とする。

また、本発明のアルミニウム合金鋳物の製造方法は、質量比で、Ｓｉ：５．０〜６．０％、Ｃｕ：０．８〜１．３％、Ｍｇ：０．３〜０．４％、Ｓｒ：０．００２〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｆｅ：０．２％以下、Ｍｎ：０．２％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であるアルミニウム合金から成るアルミニウム合金鋳物に、上記同様のＴ７処理を施すことを特徴としている。

そして、本発明のアルミニウム合金鋳物の製造方法は、内燃機関用シリンダーヘッド用途用鋳物の製造方法に適用されることを特徴とする。

本発明によれば、鋳造用アルミニウム合金中に含まれるＳｉ，Ｃｕ，Ｍｇ，Ｓｒ，Ｔｉをそれぞれ特定範囲内に限定するなどしたので、当該合金による鋳物の伸びを高めることができ、高サイクル疲労強度、熱疲労強度共に優れた鋳物、例えば内燃機関用シリンダーヘッドを得ることができる。

以下、本発明のアルミニウム合金鋳物について、合金成分や熱処理条件などの限定理由をその作用と共に、さらに詳細に説明する。なお、本明細書において、「％」は特記しない限り質量百分率を表すものとする。

（１）Ｓｉ含有量：４．０〜６．0％
Ｓｉ（ケイ素）は、鋳造性を向上させる作用を有するため、シリンダーヘッドのような複雑な形状や薄肉部を有するものを鋳造する場合は、溶湯の流動性つまり鋳造品の成形性の観点からＳｉをある程度以上添加することが必要になる。すなわち、Ｓｉが４．０％より少ないと、溶湯の流動性が不十分となる。また、準固相域が広がり、引け巣が分散されてポロシティが発生すると共に引け割れが発生しやすくなる。Ｓｉは、また、鋳造材の機械的強度、耐摩耗性、防振性を向上させる作用を有する。
しかし、Ｓｉの増加と共に合金の熱伝導率と延性が低下し、熱疲労特性が悪化する。Ｓｉ含有量が６．０％を超えると伸びの低下が顕著になり、また引け巣が集中する傾向を示し始めるため、ざく巣の発生を見ることがある。

図１は、引け性試験の結果、すなわち円錐状の試験片を鋳込んだ時の底面中央部の比重をアルキメデス法により測定し、標準比重との差により鋳造欠陥率を測定した結果を示すものであって、Ｓｉ含有量が４．０〜６．０％が最も鋳造欠陥（ポロシティとざく巣の合計）が少なく、しかもＣｕ含有量が少ない方が鋳造欠陥量が少なくなることが判る。
なお、Ｓｉ含有量としては、５．０〜６．０％の範囲内であることがより好ましい。

（２）Ｃｕ含有量：０．５〜２．０％
Ｃｕ（銅）は、アルミニウム合金の機械的強度を向上させる効果を有する。この効果は、Ｃｕが０．５％以上含まれると顕著になるが、Ｃｕの増加に伴って熱伝導率と展伸性が低下し、熱疲労特性が悪化する。また、Ｃｕの増加に伴って凝固形態が粥状になり、引け巣が分散されてポロシティが発生するようになる。
図１から明らかなように、同じＳｉ量であればＣｕ量が増えるほど鋳造欠陥量が増え、これらの悪影響はＣｕが２．０％を超えることによって顕著になることから、０．５〜２．０％の範囲、さらに好ましくは０．８〜１．３％の範囲とする。

（３）Ｍｇ：０．２５〜０．５％
Ｍｇ（マグネシウム）を添加すれば、熱処理によって引張強度、硬さを増し、熱疲労強度、伸びが低下する傾向を示す。過剰に添加すれば、Ｍｇ_２Ｓｉとして析出し、熱疲労強度と伸びを低下させるので、０．２５〜０．５％、より好ましくは０．３〜０．４％の範囲で添加する。
この範囲で添加することによって、Ｍｇ_２Ｓｉの中間相の時効析出によるマトリックス強化に寄与する。また、Ｍｇ含有量が０．５％を超えると、溶湯の表面酸化量が顕著に増え、介在物欠陥が増えるという不具合を生じる。

（４）Ｆｅ：０．５％以下
Ｆｅ（鉄）は、針状の鉄系化合物となって析出し、引張強度、疲労強度、熱疲労強度、伸びなど全般的に悪影響を及ぼすため、その上限値を０．５％とする。
なお、Ｆｅは上記のように有害な成分なので、少ないほど望ましく、０．２％以下とすることが好ましく、理想的には実質０％の場合をも含む。

（５）Ｍｎ：０．５％以下
Ｍｎ（マンガン）を添加することによって、Ｆｅを含む晶出物の形状を強度低下を招きやすい針状から、応力集中を起こしにくい塊状に形状を変えることができる。
Ｍｎ量が必要量以上に多くても鉄系化合物（Ａｌ−Ｆｅ、Ｍｎ−Ｓｉ）の量が増加するので、０．５％以下、望ましくは０．２％以下とする。なお、Ｆｅ：Ｍｎ比が１：１〜２：１の割合となることが好ましい。

（６）Ｓｒ：０．００２〜０．０２％
特に、シリンダーヘッド材については、その耐熱疲労性を向上させるために、Ｓｒを所定量添加し、鋳造組織のＳｉ粒を微細化させることが望ましい。
このＳｉ粒の改良処理によって、引張強度、伸び等の機械的特性が向上し、熱疲労強度も向上する。ただし、Ｓｒを大量に添加すると、オーバーモディフィケーションと呼ばれるバンド状の粗大Ｓｉ相の晶出領域が発生し、強度が低下することがあるので、その添加量を０．００２〜０．０２％の範囲とする。なお、熱疲労強度が問題となる燃焼室面については、急冷凝固させ、デンドライトアームスペーシングを３０μm以下にまで小さくすることが望ましい。

（７）Ｔｉ：０．００５〜０．２％
Ｔｉは、鋳造組織の結晶粒微細化に有効な成分であることから、０．００５〜０．２％の範囲で添加する。また、鋳造欠陥量の多い成分範囲では、Ｔｉを添加することにより、ざく巣が分散し、引け巣が改善される。
Ｔｉの添加量が０．００５％未満では効果がなく、０．２％を超えた場合には結晶粒の核となるＡｌ−Ｆｅ、ＴｉＢ等が凝集して欠陥となる危険が高まる。

（８）Ｔ７処理（溶体化処理後、安定化処理）
溶体化処理：５００〜５５０℃にて２．０〜８．０時間保持後急冷
時効処理：１９０〜２５０℃にて２．０〜６．０時間保持後空冷
シリンダーヘッドにおいては、通常、強度を高めるために、Ｔ６処理（溶体化処理後、人工時効処理）又はＴ７処理が施されるが、本発明ではＴ６処理に比べて僅かに強度は劣るものの、シリンダーヘッドに必要な熱疲労強度向上と残留応力の低減、及び寸法安定性を得るために、Ｔ７処理（溶体化処理後、安定化処理）を行う。
具体的には、上記成分組成を有する本発明の鋳造用アルミニウム合金に対して、溶体化処理を５００〜５５０℃で２．０〜８．０時間、時効処理を１９０〜２５０℃で２．０〜６．０時間の条件で行う。

このようなＴ７処理によって、ヘッドボルト座面、ガスケットシール面のへたり防止、シリンダーブロックとの締結面、カムシャフト摺動部等における耐摩耗性の観点から必要な硬さである５０ＨＲＢ以上を得ることができる。
溶体化処理時間を十分にとると、拡散によって共晶Ｓｉが丸みを備えた形状になり、これによって応力集中が緩和され靭性等の機械的特性が改善されることになる。

以下、本発明を実施例に基づいて、さらに詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

（１）舟型鋳造試験
表１に示す組成のアルミニウム合金を電気炉によって溶解し、微細化処理、Ｓｉ改良処理後に、１９０×４０×２５ｍｍの舟型を鋳造し、Ｔ７処理（５３０℃×５時間の溶体化処理後、１８０〜２６０℃間の所定温度で４時間の時効処理）を施した後、疲労試験片及び引張試験片を切出し、それぞれ高サイクル疲労強度及び破断伸びを測定すると共に、Ｂスケールロックウェル硬さ（ＨＲＢ）を測定した。
これらの結果を表１に併せて示す。これらの目標値としては、高サイクル疲労強度については１００ＭＰａ以上、熱疲労強度の代替特性である伸びについては１０．０％以上、硬さについては５０ＨＲＢ以上とする。

なお、高サイクル疲労試験については、小野式回転曲げ疲労試験機を用いて、回転数を３６００ｒｐｍとし、破断までの繰り返し回数が１０^７回の時の応力振幅値により疲労強度を評価した。

表１から明らかなように、所定範囲の合金成分を有し、２００〜２４０℃の時効温度でＴ７処理を施した実施例１〜９においては、高サイクル疲労強度、破断伸び、硬さ共に良好な性能を示すことが確認された。
これに対して、合金成分あるいは時効温度が本発明の規定範囲を外れた比較例１〜１０や、従来のシリンダーヘッド材料として用いられてきたＡＣ４ＣＨ合金及びＡＣ２Ａ合金を用いた従来材１及び２においては、それぞれ疲労強度、破断伸び、硬さのうちの少なくともひとつの特性が低く、高性能エンジンのシリンダーヘッド材としては満足な強度が得られないことが判明した。

（２）シリンダーヘッド鋳造試験
上記実施例及び比較例のうち、舟型鋳造試験の結果が比較的良好であった合金成分のものをピックアップしてシリンダーヘッド実体を金型鋳造し、該当するＴ７処理を施した後、燃焼室面の近傍位置から疲労試験片及び引張試験片を切出し、同様に高サイクル疲労強度及び破断伸びを測定すると共に、Ｂスケールロックウェル硬さ（ＨＲＢ）を測定した。
これらの結果を表２に示す。この場合の目標値としては、高サイクル疲労強度は８５ＭＰａ以上、硬さについては５０ＨＲＢ以上とする。

さらに、熱疲労強度の目標値として、Ｖノッチ付き平板試験片を用いて完全拘束条件で４０℃−２７０℃−４０℃を１サイクルとした簡易熱疲労試験を実施し、その目標値としては、従来のＡＣ２Ａ合金によるＴＩＧ再溶融処理品の熱疲労寿命である１００サイクル以上とした。

表２に示す結果から明らかなように、シリンダーヘッド実体の鋳造品においても、舟型鋳造試験の実施例２及び６に相当する実施例２−２及び６−２は、高サイクル疲労強度、熱疲労寿命、硬さ共に良好な性能を示し、シリンダーヘッドとしての要求特性を高い水準で満たしていることが確認された。

これに対して、舟型鋳造試験の比較例４及び８に相当する比較例４−２及び８−２においては、舟型にては比較的良好な評価結果が得られたものの、比較例４−２については、シリンダーヘッド実体が肉厚であることから、舟型では現れなかった鋳造欠陥の影響によって疲労強度、熱疲労寿命が低くなった。
一方、舟型鋳造試験ではわずかに目標値を達成することができなかった比較例８−２については、実体試験においてもやはり強度が低く、これはＳｒによるＳｉの改良がなされていないことによるものと考えられる。

鋳造用アルミニウム合金の引け性試験の結果として、鋳造欠陥の発生量に及ぼすＳｉ含有量及びＣｕ含有量の影響を示すグラフである。

Claims (4)

1. 質量比で、Ｓｉ：４．０〜６．０％、Ｃｕ：０．５〜２．０％、Ｍｇ：０．２５〜０．５％、Ｓｒ：０．００２〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であるアルミニウム合金から成るアルミニウム合金鋳物の製造方法であって、
   上記アルミニウム合金鋳物に、５００〜５５０℃の温度に２．０〜８．０時間保持した後急冷する溶体化処理と、１９０〜２５０℃の温度に２．０〜６．０時間保持した後冷却する時効処理を施すことを特徴とするアルミニウム合金鋳物の製造方法。
2. 質量比で、Ｓｉ：５．０〜６．０％、Ｃｕ：０．８〜１．３％、Ｍｇ：０．３〜０．４％、Ｓｒ：０．００２〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｆｅ：０．２％以下、Ｍｎ：０．２％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であるアルミニウム合金から成るアルミニウム合金鋳物の製造方法であって、
   上記アルミニウム合金鋳物に、５００〜５５０℃の温度に２．０〜８．０時間保持した後急冷する溶体化処理と、１９０〜２５０℃の温度に２．０〜６．０時間保持した後冷却する時効処理を施すことを特徴とするアルミニウム合金鋳物の製造方法。
3. 質量比で、Ｓｉ：４．０〜６．０％、Ｃｕ：０．５〜２．０％、Ｍｇ：０．２５〜０．５％、Ｓｒ：０．００２〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であるアルミニウム合金から成る内燃機関用シリンダーヘッド用途用アルミニウム合金鋳物の製造方法であって、
   上記アルミニウム合金鋳物に、５００〜５５０℃の温度に２．０〜８．０時間保持した後急冷する溶体化処理と、１９０〜２５０℃の温度に２．０〜６．０時間保持した後冷却する時効処理を施すことを特徴とする内燃機関用シリンダーヘッド用途用アルミニウム合金鋳物の製造方法。
4. 質量比で、Ｓｉ：５．０〜６．０％、Ｃｕ：０．８〜１．３％、Ｍｇ：０．３〜０．４％、Ｓｒ：０．００２〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｆｅ：０．２％以下、Ｍｎ：０．２％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であるアルミニウム合金から成る内燃機関用シリンダーヘッド用途用アルミニウム合金鋳物の製造方法であって、
   上記アルミニウム合金鋳物に、５００〜５５０℃の温度に２．０〜８．０時間保持した後急冷する溶体化処理と、１９０〜２５０℃の温度に２．０〜６．０時間保持した後冷却する時効処理を施すことを特徴とする内燃機関用シリンダーヘッド用途用アルミニウム合金鋳物の製造方法。

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