JP5758402B2 - 機械的強度が高く、耐熱クリープ性も高い、銅アルミニウム合金製の鋳造部品 - Google Patents

Description

本発明は、高い機械的応力を受け、少なくともその幾つかの領域で、高温で機能する、特に過給ディーゼルエンジンやガソリンエンジンのシリンダヘッドのような、銅アルミニウム合金製の鋳造部品に関するものである。

逆の記載がある場合は別として、合金の化学組成に関連する数値は全て重量パーセントで示す。

大量生産される自動車のシリンダヘッドに通常用いられている合金は、基本的には（一般的に５から１０％のＳｉの）珪素合金であり、該合金は、特に加熱状態での機械的特性を高めるために、多くの場合銅とマグネシウムを含んでいる。主に使用されているタイプを挙げると、ＡｌＳｉ７Ｍｇ、ＡｌＳｉ７ＣｕＭｇ、ＡｌＳｉ（５から８）Ｃｕ３Ｍｇ、ＡｌＳｉ１０Ｍｇ、ＡｌＳｉ１０ＣｕＭｇなどがある。このような合金の使用に際しては、時として、一切の処理を加えていないＦ状態で、また時として、単に時効処理をしただけのＴ５状態で、また時として、溶体化処理し、焼入れをし、硬化が頂点に達したところか、または、それよりは幾分低いところで時効処理をするＴ６状態で、そして多くの場合、溶体化処理し、焼入れをし、過時効処理をし、もくしは安定化させるというＴ７状態というような、様々な様式の熱処理が加えられる。

珪素アルミニウム合金を用いるのは、その優れた鋳造特性のためである。該特性とは、特に熱間割れの恐れがなく、高い鋳造性、引け巣の高い供給能力である。このような珪素が５％以上の合金のみが、大量生産の自動車用シリンダヘッドの製造では主流をなす方法である、重力もしくは低圧によるシェルモールド鋳造法に適している。

高性能の車両のシリンダヘッドや軍備用と航空機用の、高温で機能する部品のような、砂型鋳造で一般的に造られる少量での生産については、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｔｉ、ＶおよびＺｒのような高温抵抗を促進させる元素を添加した、ＡｌＣｕ５型の銅合金を用いることもあり、この分野で特に注目されるのは、ＡｌＣｕ５ＮｉＣｏＺｒとＡｌＣｕ４ＮｉＴｉである。このような合金は、熱に対して高い耐性を有しており、特に３００℃では、前述の珪素アルミニウム合金よりも明らかに優れているが、二つの重大な弱点がある。それは、引け巣に対する振る舞いが悪くなると共に、熱間割れが起きやすくなることから、大量生産でのシェルモールド鋳造法がやりにくくなること、更にまた、室温におけるその機械的特性の貧弱さである。このような合金は、特に、伸長性が弱く、機械的疲労の意味で合金を脆弱で役に立たないものにしてしまう。表１は、砂型鋳造をし、Ｔ７の熱処理を加えた、このような二種類の合金の室温における特性をまとめたものである（Ｒｐ０．２（つまり０．２％ＴＹＳ）がＭＰａでの降伏強さであり、Ｒｍ（もしくはＵＴＳ）がＭＰａでの破断強度であり、そしてＡ（もくしはＥ）が％での破断時の伸長性である）。

過去にアルミニウム協会（以後、便宜的に“ＡＡ”と呼ぶ）が２２４番として規格化した合金も存在しており、それは、ＡｌＣｕ５ＭｎＶＺｒタイプのものである。このアルミニウム協会は、この合金に「不活性」との宣告を下しているが、定期的に改訂する、その協会の“Ｄｅｓｉｇｎａｔｉｏｎｓ ａｎｄ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ Ｌｉｍｉｔｓ ｆｏｒ Ａｌｕｍｉｎｕｍ Ａｌｌｏｙｓ ｉｎ ｔｈｅ Ｆｏｒｍ ｏｆ Ｃａｓｔｉｎｇｓ ａｎｄ Ｉｎｇｏｔ”という文書から数年前より宣告を取り下げている。この合金２２４は（最大で各自０．０３％、合計で０．１０％とされる、複数の不純物に分類される）マグネシウムを含んでおらず、砂型鋳造されたプレートについて過去に行なわれた特徴づけにより、以下の表２に示されるＴ７状態での特徴の数々が明らかになった。

将来、コモンレール付きディーゼルエンジンもしくはターボチャージャー付きのガソリンエンジンにおいて、シリンダヘッドの燃焼室、特に弁ブリッジが３００℃に達し、更にはそれを越えて、今日用いられている従来世代のエンジンよりも高い圧力を受けることになるであろうことから、珪素アルミニウム合金の最適化によってもたらされた漸進的な進歩の積み重ねとの関係で、銅アルミニウム合金を用いることが「破断時の」解決策となる。

しかしながら、この系統の合金で、以下のことを兼ね備えたものを、更に見出す必要がある。
−室温における高い機械的特性、
−２５０から３００℃の範囲での高い機械的特性、
−そして、熱的にも機械的にも特にストレスを受ける部材である、弁ブリッジにとりわけ特徴的な温度である３００℃での高い耐クリープ性。

室温もしくは中温で機能する部品用の、（ＡＡにより２０４と指定される）ＡｌＣｕ５ＭｇＴｉと（ＡＡによって指定される）Ａ２０６およびＢ２０６のような従来のＡｌＣｕ５Ｍｇ合金は、特に３００℃の、このような要求に応えることができない。

前述のＡｌＣｕ４ＮｉＴｉや（ＡＡにより２０３と指定される）ＡｌＣｕ５ＮｉＣｏＺｒのような合金は、それら自体が、室温では弱く壊れやすい。

（過去にＡＡによって２２４と指定される）ＡｌＣｕ５ＭｎＶＺｒは、高温で機能する部品用のものであるが、幾つかの特性を兼ね備えている点では興味深いものの、更に改良された特性が求められていることを考えると、室温での降伏強さがまだ不足している。ＡｌＳｉ７Ｃｕ０．５Ｍｇ０．３のＴ７状態については２７５ＭＰａであり、ＡｌＳｉ５Ｃｕ３ＭｇのＴ７状態については３１１ＭＰａであることと比べ、そのＴ７状態での降伏強さはＲｐ０．２＝２８０ＭＰａである（数値の測定は本出願人が行なったものであり、それぞれ《Ａｌｌｉａｇｅｓ ｄ’ａｌｕｍｉｎｉｕｍ ａｍｅｌｉｏｒｅｓ ｐｏｕｒ ｃｕｌａｓｓｅｓ Ｄｉｅｓｅｌ》（Ｈｏｍｍｅｓ ｅｔ ｆｏｎｄｅｒｉｅ− ｆｅｖｒｉｅｒ ２００８−Ｎ°３８２）と、《Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ Ｃａｓｔｉｎｇ Ａｌｌｏｙｓ ｆｏｒ Ｈｉｇｈｌｙ Ｓｔｒｅｓｓｅｄ Ｄｉｅｓｅｌ Ｃｙｌｉｎｄｅｒ Ｈｅａｄｓ》，（３．ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌｅｓ Ｓｙｍｐｏｓｉｕｍ Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ＋Ａｕｔｏｍｏｂｉｌ）；Ｄuｓｓｅｌｄｏｒｆ；ＦＲＧ；３−４ Ｆｅｂ．１９８８，ｐｐ．１５４−１５９，１９８８）において公表されている）。

したがって、過去に２２４と指定されたものと比べると、降伏強さの点でも、室温から２５０−３００℃までの温度での極限強度の点でもかなりの改善が得られるように努めてきた。それに加えて、この過去の合金の３００℃での耐クリープ性を改善するための努力も行なわれた。

本発明の目的
それゆえ、本発明は、室温および高温での静的機械的強度が高く、特に３００℃以上の、高温での耐クリープ性が高い鋳造部品を対象とするものであり、該部品は、重量パーセントで示した以下の化学組成のアルミニウム合金で鋳造されたものである。
Ｓｉ：０．０２−０．５０％、好ましくは０．０２−０．２０％そして更に好ましくは０．０２−０．０６％、
Ｆｅ：０．０２−０．３０％、好ましくは０．０２−０．２０％、更に好ましくは０．０２−０．１２％そして最も好ましくは０．０２−０．０６％、
Ｃｕ：３．５−４．９％、好ましくは３．８−４．９％そして更に好ましくは４．０−４．８％、
Ｍｎ：＜０．７０％、好ましくは０．２０−０．５０％、
Ｍｇ：０．０５−０．２０％、好ましくは０．０７−０．２０％、そして更に好ましくは０．０８−０．２０％そして極めて好ましくは０．０９−０．１３％、
Ｚｎ：＜０．３０％、好ましくは＜０．１０％そして更に好ましくは＜０．０３％、
Ｎｉ：＜０．３０％、好ましくは＜０．１０％そして更に好ましくは＜０．０３％、
Ｖ：０．０５−０．３０％、好ましくは０．０８−０．２５％、そして更に好ましくは０．１０−０．２０％、
Ｚｒ：０．０５−０．２５％、好ましくは０．０８−０．２０％、
Ｔｉ：０．０１−０．３５％、好ましくは０．０５−０．２５％そして更に好ましくは０．１０−０．２０％、
他の元素は合計で＜０．１５％であり、それぞれで０．０５％未満、
残りはアルミニウムである。

Ｒｉｏ Ｔｉｎｔｏ Ａｌｃａｎ社の、シェルモールド法で鋳造された、直径１／４”（６．３５ｍｍ）の四つの試験片を一つにまとめたものを示している。 マグネシウム含有量が、それぞれ０％、０．０９％そして０．１３％の合金ＡｌＣｕ４．７ＭｎＶＺｒＴｉについての示差エンタルピー分析曲線を示している。 マグネシウム含有量がそれぞれ０％から０．１３％そして０．１％から０．１５％へと変動可能な、Ｔ７で処理した合金ＡｌＣｕ４．７ＭｎＶＺｒＴｉと、同じようにＴ７で処理した合金ＡｌＳｉ７Ｃｕ３．５ＭｎＶＺｒＴｉの、３００℃でのクリープ試験の結果を示している。

本発明の説明
本発明は、（ＡＡによって指定された）旧合金２２４の上述の特性を大きく改善し、そして、特に制限された量のマグネシウムを添加することによって、課題を解決することを可能にする、本出願人の研究に基づくものである。

実際、約０．１０から０．１５％の少量のマグネシウムを添加することにより、室温のみならず、更に、特に２５０−３００℃以上でも、合金の降伏強さと耐性を、かなりの程度、向上させることができる。

室温においてこそ、相対的な上昇率は最大となる。以下の例と表６、７、８で明らかなように、降伏強さは、マグネシウムなしで約１９０ＭＰａから、０．０９％だけのマグネシウムで約３４０ＭＰａへと変化し、そして０．１３％のマグネシウムでは３９０ＭＰａを越える。０．０９％と０．１３％のマグネシウムで得られる結果の平均を考えると、室温での降伏強さと強度で観察される上昇率は、それぞれ相対的に＋９６％と＋２９％というように目を見張るものとなる。

伸長性は、それとは逆に、かなり減少して半分になるが、それでも６から８％という適切な水準を維持する。

高温では、２５０℃、更に３００℃になると、マグネシウムの添加によってもたらされた上昇は、減ったとしても、残る。降伏強さと強度について認められた上昇率は、それぞれ、２５０℃では相対的に３５と１３％であり、３００℃では相対的に２７と８％である。予想されたように、硬化していく段階での高温安定性は、阻害されることがないため、マグネシウムを添加することは少なくとも３００℃までは依然として効果的であるが、それは、伸長性の損失がこのような高温では弱まるためでもある。

更に、マグネシウムの添加により、高温での耐クリープ性はかなり改善され、例えば３０ＭＰａの応力を受けつつ３００℃で３００時間経過した後に観察される変形を、約２だけ、小さくすることになる。それゆえ、マグネシウムを添加しても、高温安定性が阻害されることはなく、それは、マグネシウムを有していない従来の合金（ＡＡによって２０３と指定された）ＡｌＣｕ５ＮｉＣｏＺｒと（ＡＡによって２２４と指定された）ＡｌＣｕ５ＭｎＶＺｒの定義を導いた考え方には反するものである。

本発明の合金の平均的性能レベルの位置づけを、珪素アルミニウムを主成分とするシリンダヘッド合金の幾つかと比較して行なうのも興味深い（簡単にするため、マグネシウム含有量０．０９％の合金と０．１３％の合金の特性の平均値を“ＡｌＣｕ４．７ＭｎＭｇ_ａｖＶＺｒＴｉ”と命名された合金に割り当てた）。表３にそれらの機械的特性をまとめた。

３００℃での耐クリープ性に関して言えば、Ｔ７の処理をした本発明の合金は、同じくＴ７の処理をしたＡｌＳｉ７Ｃｕ３．５Ｍｇ０．１５ＭｎＶＺｒＴｉと対比することができるものであり、該合金（ＡｌＳｉ７Ｃｕ３．５Ｍｇ０．１５ＭｎＶＺｒＴｉ）もまた本出願人によって開発されたものであるが、本出願人の知るかぎり、上記表の中で考慮の対象となった一連の珪素アルミニウム合金の中で最も耐クリープ性の高いものである。図３の曲線が示すように、ＡｌＣｕ４．７ＭｎＭｇＶＺｒＴｉの優越性はずば抜けており、変形率は、同じ条件でほぼ四分の一である。

このようにして、既存の合金と比較した「破断」の進歩という目標は、ＡｌＣｕ５ＭｎＶＺｒＴｉ型の下地にマグネシウムを添加することによって、十分に達成されたものと思われる。

マグネシウムを添加すると、平衡状態から外れた初期融解温度は次第に低下していくものであるが、例えば合金Ａ２０６とＢ２０６でかなり従来的に行なわれてきたように、その合金を５２５℃か５２８℃で溶融させることは依然として可能である。段階的な処理は、最終的な温度を少し高くして合金を処理することも場合によっては可能にするが、初期融解温度下での等温処理で得られる非常に高度な結果を考慮すると、この段階的な処理は不可欠なものではない。

マグネシウム含有量は、実施例で実験した範囲を越えて増加させることも可能である。低延性を要件として高い強度と硬度のみを求めるのであれば、初期融解温度が下がり、熱処理もそれに適したものとなることを承知の上で、最高水準で０．３８％を検討することも可能である。顕著な硬化効果が得られる最小値は、約０．０５％である。最も制限された範囲は０．０７％から０．３０％であり、好ましい範囲は、工業的に受け入れ可能な幅をもたせつつ実施例で計量化された、強度−延性−クリープの兼ね合いに対応したものであり、０．０８−０．２０％、更には０．０９から０．１３％である。

本発明に従ったタイプの合金を構成する他の元素については、それぞれの含有量は、以下のことを考慮に入れて、正当なものとされる。

珪素：一般的に延性を損なうものであり、初期融解温度を低下させる恐れがある。逆に、鋳造特性を改善し、特に、ＡＳＭ Ｈａｎｄｂｏｏｋ，ｖｏｌｕｍｅ １５，ｅｄｉｔｉｏｎ ２００８に記載されているように、低い水準ではあっても、熱間割れの恐れを減らすことができる。必要最低水準は０．０２％である。凝固が非常に早い、または、伸長性をほとんど必要としない部品については、最高水準の０．５０％が考えられるが、一般的には、０．２０％未満、更には０．０６％未満が好まれる。

鉄：延性を損なうものであるが、逆に、ＡＳＭ Ｈａｎｄｂｏｏｋ，ｖｏｌｕｍｅ １５，ｅｄｉｔｉｏｎ ２００８にも記載されているように、熱間割れの恐れを減らす。更に、含有量を非常に低い水準に制限すると、明らかに部品のコストが高くなる。したがって、最低水準の０．０２％が有利である。凝固が非常に早い、または、伸長性をほとんど必要としない部品については、最高水準の０．３０％が考えられるが、一般的には、大量生産の自動車用には０．２０％未満、更には０．１２％もしくは、極度の外力が加えられた部品については、０．０６％が好まれる。

銅：合金を硬化させ、降伏強さと強度を高めるが、伸長性を減らすものである。旧合金２２４の変動幅は４．５から５．５％だった。本出願人がＢ２０６を用いて行なった実験は、銅を最大で４．９％に制限するのがよいことを示したが、それは、その値を越えると、銅を全て溶かすのが難しくなるためである。４．７から４．８％の銅で得られたこの結果から明らかなように、マグネシウムを添加して得られた室温での強度は、大変高いものではあるが、伸長性は、マグネシウムなしの旧合金２２４と比べて減っているため、銅を４．５％未満まで、より詳細には３．５％まで減らす可能性を予想することは理に適っている。本出願人が合金Ｂ２０６について幾つかの研究を行なったが、これらの研究について本出願人が評価するところでは、その結果は、本発明の合金にも置き換えられるものであり、銅を５．０％から４．０％に下げると、強度が失われるのと引き換えに伸長性を著しく伸ばすことができるが、その強度も依然として４００ＭＰａを越えることを示した。幾つかのシリンダヘッドにおける観点では、伸長性を特に優先し、銅を３．５％にまで減らすために、より大きな強度の低下を許容することさえ考えられうる。特定の部分向けの特性の兼ね合いに応じて、サブ領域を３．５％から４．９％の間に選定することもできる。一般的に、３．８から４．９％、そしてより好ましくは、４．０から４．８％というような、４．３％または４．４％を中心としたサブ領域は、適正な均衡の兼ね合いにつながる。

マンガン：この元素は、金属間相を粗いものにしてしまう危険を冒したくなければ、０．７０％を越えてはならない。一般的に、特に高温で機械的特性を改善するため、２０６型の合金と同じように、０．２０から０．５０％の領域が好ましい。

亜鉛：この元素は不純物であり、高い含有量では、機械的特性を弱め、リキッドバスを更に酸化しやすくする。リサイクル金属の使用を容易にする目的で、０．３０％まで容認することを検討することもできるが、好ましくは０．１０％未満、高性能部品用には、０．０３％未満が更に好ましい。

ニッケル：一般的に高温での機械的強度に貢献するが、伸長性を著しく損なう。本発明では、銅、マグネシウム、バナジウムやジルコニウムのような他の元素を添加することによって耐熱性が確保されており、この場合、ニッケルは不純物と見なされ、リサイクル金属を使いやすくする目的で、最大でも０．３０％、好ましくは０．１０％、そして高性能部品用には、０．０３％に制限することが更に好ましい。

バナジウム：この包晶元素は、特に耐熱クリープ性を改善する。本出願人が観察したところ、珪素を含む別の合金下地では、耐クリープ性は、０から０．０５％の間で大きく改善され、つぎに、更に段階的に０．０５％から０．１７％の間で改善され、０．１７％を越えると優れた水準で安定した。それゆえ、旧合金２２４の場合のように、バナジウムの最高水準を０．１５％に制限するというのは、望ましくないように思われる。本発明に従った合金においては、０．０５から０．３０％の水準が予定されているが、０．０８から０．２５％、そして好ましくは０．１０から０．２０％の狭めたサブ領域にすることも可能である。

ジルコニウム：この包晶元素もまた、特に耐熱クリープ性を改善するものであり、その効果は、バナジウムの効果に相加的である。含有量を０．０５から０．２５％、好ましくは０．０８から０．２０％に保つのが望ましい。

チタン：この包晶元素には二つの異なる効果がある。
一つは、しばしば母合金を追加して、またはチタンとホウ素を加えた塩と組み合わせて、細粒化の材料として用いられることが多い。しかしながら、他にも細粒化の方法は存在しており、チタンとホウ素を導入する生成物質しか添加しないという方法や、更には、ホウ素を単独で導入するという方法もあるが、後者の場合にはチタンの存在が不利となる。
もう一つは、本出願人が観察したように、バナジウムとジルコニウムには劣るものの、チタンは、耐熱クリープ性の向上に貢献する。それゆえ、最大で０．３５％という含有量を保持したが、一般的には、０．０５から０．２５％、更には、０．１０から０．２０％の添加が好まれる。

他の元素は、不純物と考えるべきである。リサイクルを促進する目的で、幾つかの部品については、最大で０．５０％の合計水準を容認することもできるが、外力が加えられた部品については、合計で最大０．１５％、それぞれで０．０５％とするのが好ましい。

実施例
３５ｋｇの電気炉で、表４に記載されている三つの組成の一連の合金を製錬した。元素は全て重量パーセントで示した。

これらの合金は、全体をＭｇＣｌ_２ ６０％−ＫＣｌ ４０％の洗浄液の流れで覆った状態で（３０ｐｐｍのチタンも加えて）ＡｌＴｉ５Ｂを添加することで精錬され、そして、毎分５リットルのアルゴンを流しつつ、毎分３００回転のグラファイト製のローターを用いて１０分間処理することによって、ガス抜きされた。

つぎに、引張試験のための、図１に示すＲｉｏ Ｔｉｎｔｏ Ａｌｃａｎ社のタイプの、直径［１／４］”（６．５ｍｍ）のシェルモールド法で鋳造された試験片と、直径４ｍｍのクリープ試験片にブランクとして用いるための、直径［１／２］”（１２．７ｍｍ）のシェルモールド法で鋳造された試験片ＡＳＴＭ Ｂ１０８を鋳造した。図１は、より詳細には、幹の直径が［１／４］”（６．３５ｍｍ）のシェルモールド法で鋳造されたＲｉｏ Ｔｉｎｔｏ Ａｌｃａｎ社の四つの試験片１１の集団１０を示すものである。この集団１０は、二分の一の縮尺で、試験片ＡＳＴＭ Ｂ１０８の設計を引き継いでいる。

はじめに、鋳造された試験片内の加工したペレットに、示差エンタルピー分析（ＤＥＡ）を行なうことにより、様々な組成の初期融解温度を測定した。温度上昇速度は、毎分２０℃であった。ＤＥＡの曲線を図２に示した。表５で示されるように、溶融の頂点に対応して観察された初期融解温度は、マグネシウム含有量に明らかに左右された。

初期融解温度は、Ｍｇ含有量が０％から０．０９％、そして０．１３％まで増大するにしたがって、より低い温度に段階的にずれていく。

つぎに、これらの三つの合金の固溶化熱処理を行なったが、該処理は、４９５℃で２時間の予備段階、そして５２８℃で１２時間の主要段階、次いで、６５℃の水での焼入れと２００℃で４時間の時効処理から成る。このようにして得られる合金は、Ｔ７状態のものである。

この熱処理より前に、クリープ試験用のブランクに、１０００バール、４８５℃で２時間、熱間等静圧圧縮成形を行なうことで、試験片の小さな直径を考慮して、試験に深刻な影響を与えかねないあらゆる微小孔を取り除いた。

静的機械的特性を、室温で、２５０℃で、そして３００℃で測定した。後の二つの場合において試験片は、引っ張られる前に、検討された温度で１００時間、予熱された。

結果を表６、７および８に示した。

以下の条件で、３００℃でのクリープ試験を行なった。
直径１２．７ｍｍのブランク内で加工した、有効区域内の直径４ｍｍの試験片をまず、別の炉で、３００℃で１００時間予熱し、クリープ試験装置に設置して、３０ＭＰａの定荷重下に置かれる前に、再び３００℃で３０分間安定化させた。その％での変形は、その際に、３００℃で３００時間、継続的に記録される。試験の解釈に用いられる主たる基準は、３００時間後に得られた変形である。

表９に結果をまとめた。

これらの結果は図３に記されており、そこではまた、参考のため、本出願人によって得られた、ＡｌＳｉ７Ｃｕ３．５ＭｎＶＺｒＴｉタイプの、Ｍｇの含有量の異なる一連の合金についての結果も併記している。

したがって、一つの部品を、上記に規定した有利な合金で鋳造してもよく、この部品は、室温および高温で、高い静的機械的強度と、高温、特に３００℃での、耐クリープ性を要する、シリンダヘッドまたはシリンダヘッドのインサート、もしくは別の部品であってもよい。

その部品は、Ｔ６の処理も検討可能であったとしても、Ｔ７の処理を施すのが有利である。

それゆえ、最近、「アブレーション鋳造」と呼ばれる新しい鋳造方法が北米で導入された。この方法は、ＴＭＳ ２００８で提示されたＪ．Ｇｒａｓｓｉ，Ｊ．Ｃａｍｐｂｅｌｌ，Ｍ．Ｈａｒｔｌｉｅｂ並びにＦ．Ｍａｊｏｒの“Ａｂｌａｔｉｏｎ Ｃａｓｔｉｎｇ”という記事に記載されている。この方法は、最初に、部品を、砂型とかなり断熱性の高い結合剤で鋳造し、つぎに、少なくとも局所的に、十分に部分的に凝固した時点で、その鋳型に一回（または数回）水を噴射することによって、瞬時にその結合剤を砂から取り除き、その鋳型を崩壊させることから成る。その場合、凝固途中の部品を直接水の衝撃に晒すことで、急速に熱をとる（例えば、アルミニウムビレットの垂直連続鋳造で観察される方法と類似している）。こうすることにより、合金の急速な凝固と、金型でシェルモールド法で鋳造されたもの以上の、高い機械的特性を備えた微細な構造を得ることができる。

アブレーション鋳造は、熱間割れの可能性が高い合金の鋳造に特に適している。それは、最初に、収縮について不利な効果がかなり少ない砂型を用いて、つぎに、鋳型のアブレーション後に、凝固の仕上げを堅固な鋳型は全く用いずに行なうということである。凝固速度を確実に高めることに加え、その方法は温度勾配を高めることにもつながるが、それは、選択された幾つかの区域から始まり、押湯を付着させる可能性のある凝固の終わりへと進む噴霧が徐々に行なわれるのが一般的であるためである。このことにより、銅アルミニウム合金のような、引け巣の供給能力に乏しい合金、すなわち本発明に従った合金の使用を有利に好ましいものにする。

それゆえ、本発明はまた、本発明に従った合金から、特にインサートやシリンダヘッドのような部品を鋳造する方法をも対象とするものであり、その方法は、以下の手順からなるものである。
−骨材と水溶性の結合剤から形成された鋳型を用意し；
−合金を鋳型に流し込み；
−その鋳型の上に水を注いで、鋳型を崩壊させ、インサートもしくはシリンダヘッドを冷却し、合金の凝固を促進する。

この方法を利用することで、珪素アルミニウム合金よりも高温での機械的特性がずっと高い、本発明に従った合金で鋳造した部品の大量生産が有利には可能になる。

しかしながら、耐熱性の高い銅アルミニウム合金の利用方法についての展望は、アブレーションによる方法に限定されるものではない。他にも幾つかの方法があり、例えば、従来の砂型鋳造を、場合によっては金属製の冷却器と組み合わせる方法や、シェルモールド法での金型鋳造を、場合によっては、部品のデザインを修正して、この系統の合金で鋳造特性の劣るものも受け入れ可能にするなどの方法がある。

１０ 集団
１１ 試験片

Claims (19)

1. 室温および高温での静的機械的強度が高く、特に３００℃以上の、高温での耐クリープ性が高い、以下の重量パーセントで示した化学組成のアルミニウム合金で鋳造された鋳造部品：
   Ｓｉ：０．０２−０．５０％
   Ｆｅ：０．０２−０．３０％
   Ｃｕ：３．５−４．９％
   Ｍｎ：＜０．７０％
   Ｍｇ：０．０５−０．２０％
   Ｚｎ：＜０．３０％
   Ｎｉ：＜０．３０％
   Ｖ：０．０５−０．３０％
   Ｚｒ：０．０５−０．２５％
   Ｔｉ：０．０１−０．３５％
   他の元素は合計で＜０．１５％であり、それぞれで０．０５％未満
   残りはアルミニウムである。
2. マグネシウムの含有量が０．０７から０．２０％の間であることを特徴とする、請求項１に記載の鋳造部品。
3. マグネシウムの含有量が０．０８から０．２０％の間であることを特徴とする、請求項１または２のいずれかに記載の鋳造部品。
4. マグネシウムの含有量が０．０９から０．１３％の間であることを特徴とする、請求項３に記載の鋳造部品。
5. 銅の含有量が３．８から４．９％の間であることを特徴とする、請求項１から４のいずれか一つに記載の鋳造部品。
6. バナジウムの含有量が０．０８から０．２５％の間であることを特徴とする、請求項１から５のいずれか一つに記載の鋳造部品。
7. バナジウムの含有量が０．１０から０．２０％の間であることを特徴とする、請求項６に記載の鋳造部品。
8. ジルコニウムの含有量が０．０８から０．２０％の間であることを特徴とする、請求項１から７のいずれか一つに記載の鋳造部品。
9. チタンの含有量が０．０５から０．２５％の間であることを特徴とする、請求項１から８のいずれか一つに記載の鋳造部品。
10. 珪素の含有量が０．０２から０．２０％の間であることを特徴とする、請求項１から９のいずれか一つに記載の鋳造部品。
11. 鉄の含有量が０．０２から０．２０％の間であることを特徴とする、請求項１から１０のいずれか一つに記載の鋳造部品。
12. マンガンの含有量が０．２０から０．５０％の間であることを特徴とする、請求項１から１１のいずれか一つに記載の鋳造部品。
13. 亜鉛の含有量が０．１０％未満であることを特徴とする、請求項１から１２のいずれか一つに記載の鋳造部品。
14. ニッケルの含有量が０．１０％未満であることを特徴とする、請求項１から１３のいずれか一つに記載の鋳造部品。
15. Ｔ７もしくはＴ６タイプの熱処理を施された、請求項１から１４のいずれか一つに記載の鋳造部品。
16. 請求項１から１５のいずれか一つに記載の鋳造部品を含むインサート。
17. 前記インサートは基本的に鋳造部品で構成されていることを特徴とする、請求項１６に記載のインサート。
18. 請求項１から１５のいずれか一つに記載の鋳造部品、または、請求項１６と１７のいずれかに記載のインサートを含むシリンダヘッド。
19. 請求項１６と１７のいずれかに記載のインサート、または、請求項１８に記載のシリンダヘッドを、以下の手順で鋳造する方法。
    −骨材と水溶性の結合剤から形成された鋳型を用意し；
    −合金を鋳型に流し込み；
    −その鋳型の上に水を注いで、鋳型を崩壊させ、インサートもしくはシリンダヘッドを冷却する。

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