JP5555435B2 - Ａｌ合金鋳造品及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、Ａｌ合金の溶湯を冷却固化することで得られるＡｌ合金鋳造品及びその製造方法に関する。

多くの内燃機関においては、シリンダブロックに形成された穴内に円柱形状をなすスリーブを挿入し、このスリーブ内でピストンを往復動作させるようにしている。シリンダブロックの前記穴の内壁にピストンが直接摺接することに起因して、前記内壁が摩耗することを防止するためである。

このスリーブは、前記シリンダブロックを鋳造によって作製する際、予めキャビティの所定位置に配され、該キャビティに対してシリンダブロックとなる溶湯が注湯されることに伴い、該溶湯によって囲繞される。すなわち、いわゆる鋳ぐるみが行われ、これにより、スリーブを具備するシリンダブロックが得られる。

この種のスリーブとしては、一般的には、軽量でありながら耐摩耗性に優れ、且つ高強度であるということから、ハイシリコン合金とも呼称されるＳｉ含有率が高いＡｌ−Ｓｉ系合金からなるものが選定されている。しかしながら、ハイシリコン合金からなるスリーブは、シリンダブロックとなる溶湯に対して鋳ぐるみ性が良好ではなく、このため、シリンダブロックに対するスリーブの接合強度を十分に確保することが容易ではないという不具合が指摘されている。

この不具合を解消するべく、シリンダブロックをハイシリコン合金の溶湯から作製することが想起される。しかしながら、ハイシリコン合金は概して高価であるため、この場合、コストが高騰してしまう。

そこで、シリンダブロックに対する鋳ぐるみ性が良好であり、しかも、耐摩耗性に優れるＡｌ合金、例えば、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金を採用することが考えられる。

しかしながら、この場合、スリーブを作製するべくＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ合金の溶湯を用いて鋳造を行うと、得られた鋳造品（スリーブ）の組織中に、針状で且つ粗大なＦｅ系金属間化合物の晶出物が存在するようになる。この晶出物は破壊の起点となるため、得られたスリーブは、強度や靭性が十分なものであるとは言い難い。

この観点から、晶出物を微細化する試みがなされている。例えば、特許文献１においては、溶湯が液相線温度（凝固開始点）を下回る前に超音波振動を付与し、その後に該溶湯を凝固させる技術が開示されている。

しかしながら、特許文献１記載の従来技術のように超音波振動（周波数が２０ｋＨｚ以上の振動）を付与する場合、エンブリオを多量に発生させることが可能とはなるものの、エンブリオを結晶核に成長させ得る程度のエネルギを付与することが困難である。このため、エンブリオの大半が再溶融してしまうので、該特許文献１の図９に示されるように、針状のＦｅ系金属間化合物が晶出する原因となる。このことから諒解されるように、特許文献１記載の従来技術には、破壊の起点となる針状晶出物が晶出することを回避することが容易ではないという不具合が顕在化している。

そこで、本出願人は、特許文献２において、溶湯の温度が凝固開始点よりも１０℃高〜凝固開始点超の範囲内となったときに、周波数が１０００Ｈｚ以下である振動を付与することを提案している。

特開２００７−２１６２３９号公報 特開２００８−１５５２７１号公報

特許文献２記載の技術は、晶出物を微細化することが可能であり、且つ針状晶出物が晶出することを可及的に回避し得るものではあるが、今なお、一層の微細化が希求されている。

本発明は特許文献２記載の技術に関連してなされたものであり、晶出物が十分に微細化し、しかも、針状晶出物が晶出することが回避されたＡｌ合金鋳造品及びその製造方法を提供することを目的とする。

前記の目的を達成するために、本発明は、Ｆｅ：２．０２〜４．０重量％、Ｍｎ：１．１０〜２．０重量％を含むＡｌ合金の溶湯が冷却されて得られたＡｌ合金鋳造品であって、
少なくとも一面の金属組織に、前記ＦｅがＦｅ−Ｍｎ系金属間化合物の粒状物として含まれ、
且つ前記金属組織に含まれる共晶Ｓｉ及び前記Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の各々の２次元平面の最大径が１０μｍ以下であることを特徴とする。ここで、本発明において、「粒状物」とは、短径と長径との比であるアスペクト比が０．５以下のものを指称する。

このように、本発明に係るＡｌ合金鋳造品の金属組織において存在する晶出物は、大多数が粒状晶出物である。すなわち、クラックの起点となる針状晶出物がほとんど含まれない。また、共晶Ｓｉの粒径も小さい。このため、クラックが発生し難いので強度や靭性に優れ、しかも、耐摩耗性に優れる面を有するＡｌ合金鋳造品を構成することができる。

なお、この種のＡｌ合金鋳造品の好適な例としては、内壁と外壁を有するスリーブが挙げられる。この場合において、前記一面は内壁に相当する。

また、本発明は、少なくとも一面の金属組織に、Ｆｅが純Ｆｅ、又はその他の金属とのＦｅ金属間化合物の粒状物として含まれ、且つ前記金属組織に含まれる共晶Ｓｉの２次元平面の最大径が１０μｍ以下であるＡｌ合金鋳造品を得るためのＡｌ合金鋳造品の製造方法であって、
Ｆｅを含むＡｌ合金の溶湯を成形型に注湯する工程と、
完全液相状態にある前記溶湯に対し、該溶湯の凝固点に到達するまで、振動子を介して周波数が２０〜１０００Ｈｚの振動を付与する工程と、
凝固点に到達した前記溶湯に対する振動付与を停止するとともに、凝固点に到達するまでの降温速度に比して大きな降温速度で冷却して固化させ、Ａｌ合金鋳造品を得る工程と、
を有することを特徴とする。

完全液相状態にある溶湯に対して振動を付与した場合、微細な結晶核や晶出相核が多量に形成される。しかも、結晶核が十分に成長し得るエネルギも付与される。このため、針状晶出物が形成されることを抑制することができる。その結果、上記したように、クラックの起点となる針状晶出物がほとんど含まれず、且つ共晶Ｓｉの粒径が小さいＡｌ合金鋳造品を容易に得ることができる。

なお、凝固開始点に到達した溶湯に対し、該溶湯に比して低温の中子を挿入することで降温速度を大きくするとともに、前記中子の形状に対応する形状の空間部を形成するようにしてもよい。この場合、中子によって溶湯の熱が奪取される。従って、溶湯における中子に接触した部位の降温速度が大きくなる。

このように降温速度が大きい場合、上記のようにして形成された微細な結晶核や晶出相核が、微細なまま固化する。すなわち、微細な晶出物が存在する金属組織を容易に得ることができる。

中子を用いた場合、溶湯の中子に接触した部位の降温速度を３０℃／秒以上とする一方で、該溶湯の前記中子から最も離間する部位の降温速度を１０℃／秒以下とすることもできる。この場合、金属組織が相違するので、各々の部位に、必要とされる特性が得られる金属組織を形成することが可能となる。

従って、例えば、Ａｌ合金鋳造品として、内壁と外壁を有するスリーブを得る場合、内壁を耐摩耗性に優れる金属組織（上記した金属組織）とする一方で、外壁をシリンダブロックに容易に鋳ぐるまれる金属組織とすることもできる。

本発明によれば、Ａｌ合金鋳造品の少なくとも一面の金属組織を、Ｆｅが純Ｆｅ、又はその他の金属とのＦｅ金属間化合物の粒状物として含まれ、且つ共晶Ｓｉの２次元平面の最大径が１０μｍ以下となるようにしている。このため、クラックの起点となる針状晶出物が金属組織中に存在することが回避され、結局、クラックが発生し難くなるので、強度及び靭性等の諸特性が向上する。

また、共晶Ｓｉの最大径が小さいので、この点でも、耐摩耗性等の諸特性の向上に寄与する。

本実施の形態に係るＡｌ合金鋳造品としてのスリーブの全体概略斜視図である。 前記スリーブにおける内壁の金属組織を示す光学顕微鏡写真である。 前記スリーブにおける外壁の金属組織を示す光学顕微鏡写真である。 前記スリーブを得るために成形型に注湯された溶湯に対し、振動子を浸漬した状態を示す要部縦断面図である。 溶湯に対して振動を付与することなく冷却固化して得られたＡｌ合金鋳造品の金属組織を示す光学顕微鏡写真である。 図４に示す状態から前記振動子を離脱させた状態を示す要部縦断面図である。 前記溶湯に対して中子の挿入を開始した状態を示す要部縦断面図である。 前記溶湯に対して中子の挿入を終了した状態を示す要部縦断面図である。 前記溶湯が冷却固化して得られたスリーブの仕上げ加工前の全体概略斜視図である。 本実施の形態によって得られたスリーブと、一般的な重力鋳造によって得られたスリーブの耐摩耗試験結果である。

以下、本発明に係るＡｌ合金鋳造品につき、その製造方法との関係で好適な実施の形態を挙げ、添付の図面を参照して詳細に説明する。

本実施の形態に係るＡｌ合金鋳造品としてのスリーブ１０を図１に示す。このスリーブ１０は、内壁１２と外壁１４を有する円柱体形状をなし、図示しないシリンダブロックの穴の内壁を保護するため、該穴内に挿入される。すなわち、このスリーブ１０の内部空間１６は、図示しないピストンが往復動作するシリンダボアとなる。

後述するように、このスリーブ１０は、溶湯に対して中子が挿入されることで形成されたものである。すなわち、スリーブ１０の内部空間１６は、中子によって成形された内壁１２に対して若干の切削加工が施されることで形成される。

この場合、スリーブ１０は、Ｆｅを含むＡｌ合金からなる。この種のＡｌ合金としては、例えば、２．０〜４．０％（数字は重量％、以下同じ）のＣｕ、９．０〜１１．０％のＳｉ、０．３〜０．８％のＭｇ、１．０％以下のＺｎ、４．０％以下のＦｅ、２．０％以下のＭｎ、０．１％以下のＮｉ、０．５％以下のＴｉ、０．１％以下のＣｒを含み残部がＡｌであるＡｌ合金が挙げられ、好適な例としては、２．５８％Ｃｕ−１１．０％Ｓｉ−０．５５％Ｍｇ−０．０１４％Ｚｎ−２．０２％Ｆｅ−１．１０％Ｍｎ−０．００３％Ｎｉ−０．００７％Ｔｉ−０．００２％Ｃｒ−Ａｌ合金が挙げられる。

図２は、このスリーブ１０における内壁１２の金属組織を示す光学顕微鏡写真である。この図２から諒解されるように、内壁１２の金属組織は、アスペクト比が０．５以下である粒状の晶出物が基地に分散した状態となっている。なお、図２中の白抜きはスケールであり、長手方向の長さ（１目盛）が１０μｍに相当することを表す。後述する図３及び図５における白抜きもスケールであるが、これらでは、１目盛は１００μｍである。

晶出物は、上記した組成のＡｌ合金の場合、Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物及び共晶Ｓｉである。すなわち、本実施の形態においては、Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の晶出物、及び共晶Ｓｉの双方が微細な粒状物として存在する。なお、Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の晶出物、及び共晶Ｓｉは、いずれも、２次元平面の最大径が１０μｍ以下である。

このように、スリーブ１０の内壁１２における金属組織では、晶出物の粒径が極めて小さい。また、クラックの起点となり易い針状晶出物が存在しないので、クラックが発生することを回避し得る。従って、耐摩耗性や強度、靭性等の諸特性が向上する。

一方、外壁１４の金属組織は、内壁１２と同様であってもよいが、シリンダブロックとなる溶湯に鋳ぐるまれることが容易な組織であることが好ましい。この種の金属組織の光学顕微鏡写真を、図３に示す。

このスリーブ１０は、以下のようにして作製することができる。

先ず、図４に示すように、上記したような組成のＡｌ合金の溶湯２０を、成形型２２に注湯する。さらに、完全液相状態である溶湯２０に対し、振動器２４を構成する複数の振動子２６が浸漬される。なお、振動子２６は、前記特許文献２に記載されるように、冷媒用チューブを含む冷却機構（ともに図示せず）が設けられたものであってもよい。

ここで、成形型２２内の溶湯２０を完全液相状態とするには、例えば、完全液相状態の溶湯２０を成形型２２に注湯すればよいが、固液共存状態にある溶湯２０を成形型２２に注湯した後、成形型２２を加熱することで溶湯２０を昇温させ、これにより該溶湯２０を完全液相状態としてもよいことは勿論である。

溶湯２０に振動子２６が浸漬された直後に、振動器２４が付勢される。すなわち、振動子２６が発振され、これにより溶湯２０に対して振動が付与される。前記特許文献２においては、溶湯２０の温度が凝固開始点まで１０℃以内となった時点、換言すれば、固液共存温度域で振動子２６を発振させるようにしているが、本願発明においては、溶湯２０が完全液相状態にある時点で振動子２６を発振させる。

振動子２６の発振周波数は、２０〜１０００Ｈｚに設定される。２０Ｈｚ未満であると、振動を付与しない通常凝固で得られた鋳造品の金属組織である光学顕微鏡写真である図５に示すように、著しく粗大なＦｅ−Ｍｎ系金属間化合物の針状晶出物が存在するようになる。このため、クラックが発生する懸念がある。また、周波数が１０００Ｈｚを超える振動を溶湯２０に付与すると、周波数が大きいためにエンブリオが再溶融を起こすようになり、その結果、通常凝固において晶出が認められるＦｅ−Ｍｎ系金属間化合物が針状の晶出物として存在する確率が大きくなる。従って、この場合もクラックが発生する懸念を払拭し得ない。

要するに、振動子２６の発振周波数を２０〜１０００Ｈｚに設定することにより、Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物を粒状物として晶出させることができるようになるとともに、共晶Ｓｉを、その２次元平面の最大径が１０μｍ以下の微細なものとすることができる。この理由は、振動子２６の発振周波数が２０〜１０００Ｈｚである場合、エンブリオを多量に発生させることができ、しかも、発生した前記エンブリオを結晶核に成長させ、且つ固化し得る程度のエネルギを付与することができるためであるとともに、溶湯２０が完全液相状態にあるときから振動を付与するので、晶出相が他の核を取り込みながら成長することが抑制されるためであると推察される。

振動周波数は、具体的には９０Ｈｚ、２００Ｈｚ、４５０Ｈｚ等に設定すればよいが、特にこれらに限定されるものではない。

この場合、振動の付与は、溶湯２０が凝固開始点に到達して固液共存状態となる直前まで行われる。換言すれば、本実施の形態においては、溶湯２０が完全液相温度域にあるときから固液共存温度域の上限となるに至るまで、振動が付与される。

なお、溶湯２０が２．５８％Ｃｕ−１１．０％Ｓｉ−０．５５％Ｍｇ−０．０１４％Ｚｎ−２．０２％Ｆｅ−１．１０％Ｍｎ−０．００３％Ｎｉ−０．００７％Ｔｉ−０．００２％Ｃｒ−Ａｌ合金である場合、その凝固開始点は６８１℃であり、注湯温度は８５０℃である。従って、この場合、溶湯２０が注湯された後から凝固開始点に到達する直前まで、振動の付与が行われる。

次に、図６に示すように、凝固開始点に到達した溶湯２０から振動子２６を離脱させる。成形型２２に残留した溶湯２０には、微細な結晶核と晶出相核（いずれも図示せず）とが混在している。

次に、図７に示すように、この溶湯２０に対して逆円錐台形状の中子３０を挿入する。この中子３０は、例えば、Ｃｕ−Ｃｒ系合金等の熱伝導度が良好な材質からなり、その温度は常温〜２００℃に設定されている。

勿論、中子３０は、図示しない駆動機構に付設されている。すなわち、中子３０は、この駆動機構の作用下に、溶湯２０に対して挿入・離脱される。

中子３０が挿入された溶湯２０は、中子３０と成形型２２との間に介在するように流動する。その結果、図８に示す状態となり、この状態で溶湯２０の凝固が進行する。なお、溶湯２０における中子３０に接触する部位がスリーブ１０の内壁１２に相当し、一方、成形型２２に接触する部位が外壁１４に相当する。従って、以下においては、中子３０に接触する部位を「内壁１２」、成形型２２に接触する部位を「外壁１４」と表記することもある。

溶湯２０が前述の２．５８％Ｃｕ−１１．０％Ｓｉ−０．５５％Ｍｇ−０．０１４％Ｚｎ−２．０２％Ｆｅ−１．１０％Ｍｎ−０．００３％Ｎｉ−０．００７％Ｔｉ−０．００２％Ｃｒ−Ａｌ合金である場合、上記から諒解されるように、中子３０が挿入された時点での溶湯２０の温度は、凝固開始点である６８１℃の近傍である。これに対し、中子３０の温度は常温〜２００℃である。しかも、上記したように、中子３０は熱伝導度が良好な材質からなる。従って、溶湯２０における内壁１２の熱は速やかに中子３０に伝達され、これにより奪取される。この熱奪取により、内壁１２は、外壁１４に比して急激に冷却される。一方、成形型２２は通常は加熱されており、従って、外壁１４側の降温速度は自然冷却時の降温速度と略同等となる。

このため、内壁１２の降温速度は、外壁１４に比して大きくなる。例えば、溶湯２０に対する中子３０の接触面積や温度、溶湯２０の注湯量を調整することにより、内壁１２の降温速度を３０℃／秒以上とするとともに、外壁１４（中子３０から最も離間する部位）の降温速度を１０℃／秒以下とすることも可能である。典型的には、内壁１２の降温速度は３０〜５０℃／秒の範囲内であり、外壁１４の降温速度は１℃以下である。なお、前記図２は降温速度が３７℃／秒であったときの内壁１２の金属組織であり、前記図３は降温速度が０．４℃／秒であったときの外壁１４の金属組織である。

降温速度がこのように大きな内壁１２側では、結晶核や晶出相が成長し難く、微細な状態のままで固化する。これにより、Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の晶出物が粒状で存在するとともに、共晶Ｓｉの２次元平面の最大径が１０μｍ以下である金属組織が形成される。

溶湯２０の凝固が終了して鋳造品３２（図９参照）が得られた後、該鋳造品３２から中子３０を離脱させ、図９に示すように、成形型２２から該鋳造品３２を露呈させる。この鋳造品３２においては、中子３０の逆円錐台形状に対応し、下端部から上端部になるにつれて内壁１２がテーパー状に拡径する。

次いで、内壁１２及び外壁１４に所定の研削加工等の仕上げ加工を施すことにより、図１に示すスリーブ１０が得られるに至る。

このようにして得られたスリーブ１０に対して耐摩耗試験を行った結果を、Ａｌ合金の溶湯を用いて一般的な重力鋳造を行うことによって得られたスリーブ（比較例）の結果とともに図１０に示す。なお、この耐摩耗試験では、摺接面の算術平均粗さ（ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２００１年）におけるＲａ）を３μｍに統一し、該摺接面に摺接する部材のストロークを４５ｍｍ、摺動速度を２００ｍｍ／秒として１５００回往復させ、その際の摩耗量を測定した。図１０は、荷重に対する摩耗量をグラフとして表したものである。

図１０中、白抜きの正方形（□）が本実施の形態に係るスリーブ１０の測定結果であり、白抜きの菱形（◇）が比較例のスリーブの測定結果である。この図１０から、本実施の形態に係るスリーブ１０では、荷重が大きくなっても摩耗量が少ないこと、換言すれば、耐摩耗性に優れるものであることが明らかである。

なお、上記した実施の形態においては、Ａｌ合金鋳造品としてスリーブ１０を作製するようにしているが、本発明におけるＡｌ合金鋳造品が特にこれ限定されるものではないことはいうまでもない。例えば、Ａｌ合金鋳造品は、板材等であってもよい。

そして、板材を作製する場合、溶湯２０を凝固させる際に中子３０を用いる必要は特にない。なお、この場合において、降温速度を大きくするためには、例えば、いわゆる冷やし金（チラー）を用いるようにすればよい。

また、例として挙げた上記Ａｌ合金にはＭｎが含まれ、このために晶出物がＦｅ−Ｍｎ系金属間化合物として晶出しているが、Ｍｎを含まないＡｌ合金であってもよい。この場合、晶出物は、純Ｆｅ、又はその他の金属との金属間化合物として晶出する。

１０…スリーブ １２…内壁
１４…外壁 １６…内部空間
２０…溶湯 ２２…成形型
２４…振動器 ２６…振動子
３０…中子

Claims (6)

1. Ｆｅ：２．０２〜４．０重量％、Ｍｎ：１．１０〜２．０重量％を含むＡｌ合金の溶湯が冷却されて得られたＡｌ合金鋳造品であって、
   少なくとも一面の金属組織に、前記ＦｅがＦｅ−Ｍｎ系金属間化合物の粒状物として含まれ、
   且つ前記金属組織に含まれる共晶Ｓｉ及び前記Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の各々の２次元平面の最大径が１０μｍ以下であることを特徴とするＡｌ合金鋳造品。
2. 請求項１記載の鋳造品において、当該Ａｌ合金鋳造品は内壁と外壁を有するスリーブであり、前記一面は前記内壁であることを特徴とするＡｌ合金鋳造品。
3. 少なくとも一面の金属組織に、ＦｅがＦｅ−Ｍｎ系金属間化合物の粒状物として含まれ、且つ前記金属組織に含まれる共晶Ｓｉの２次元平面の最大径が１０μｍ以下であるＡｌ合金鋳造品を得るためのＡｌ合金鋳造品の製造方法であって、
   Ｆｅ及びＭｎを含むＡｌ合金の溶湯を成形型に注湯する工程と、
   完全液相状態にある前記溶湯に対し、該溶湯の凝固点に到達するまで、振動子を介して周波数が２０〜１０００Ｈｚの振動を付与する工程と、
   凝固点に到達した前記溶湯に対する振動付与を停止するとともに、凝固点に到達するまでの降温速度に比して大きな降温速度で冷却して固化させ、Ａｌ合金鋳造品を得る工程と、
   を有することを特徴とするＡｌ合金鋳造品の製造方法。
4. 請求項３記載の製造方法において、凝固開始点に到達した前記溶湯に対し、該溶湯に比して低温の中子を挿入することで降温速度を大きくするとともに、前記中子の形状に対応する形状の空間部を形成することを特徴とするＡｌ合金鋳造品の製造方法。
5. 請求項４記載の製造方法において、前記溶湯の前記中子に接触した部位の降温速度を３０℃／秒以上とする一方、前記溶湯の前記中子から最も離間する部位の降温速度を１０℃／秒以下とすることを特徴とするＡｌ合金鋳造品の製造方法。
6. 請求項４又は５記載の製造方法において、Ａｌ合金鋳造品として、内壁と外壁を有し、前記一面が前記内壁であるスリーブを得ることを特徴とするＡｌ合金鋳造品の製造方法。

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