JP6113371B2 - 高温強度および熱伝導率に優れたアルミニウム合金鋳物、その製造方法および内燃機関用アルミニウム合金製ピストン - Google Patents
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Description
本発明は、高温強度と熱伝導率に優れたアルミニウム合金製鋳物およびその製造方法に関するものである。本発明のアルミニウム合金鋳物は、特に内燃機関用ピストンに適している。
アルミニウム合金は一般的に温度が高いほど強度が低下する。そのため内燃機関用ピストンなど高温下で使用される部品に用いられるアルミニウム合金は、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｇ、及びＦｅなどの添加元素を多くし、高温化でも軟化しにくい第二相粒子などの晶出物量を多くすることにより高温時の強度低下を抑制してきた。
添加元素の中で特にＦｅは、高温強度を維持するために有効な元素であるが、添加量が多くなってくると粗大な針状の晶出物を形成しやすくなる。この粗大な針状の晶出物は破壊の起点になり、かえって伸びと強度を低下させる。そこで、Ｍｎを添加し、Ｆｅ系晶出物を塊状化させることが行われてきた。
しかし、Ｍｎの添加量が多いとアルミニウム合金の熱伝導率が低下し、熱放散による温度低下がしにくくなり、ピストンが長時間高温に曝され負荷が大きくなる。
そこで、本出願人らは、鋳造の際に溶湯に超音波振動を照射することにより、Ｍｎを添加することなく、針状のＦｅ系晶出物を短くし、粗大化を防止することを提案した（特許文献１）。
しかし、上記提案のように鋳造の際に超音波照射する方法は、装置費用、生産性等の問題があり、生産コストが掛かっていた。
そこで、本発明では、Ｍｎの添加（耐熱性低下要因）や超音波の照射（生産コスト増加要因）を行うことなく、針状Ｆｅ系晶出物が短く、高温強度および耐熱性に優れたアルミニウム合金鋳物、その製造方法およびこの鋳物を用いた内燃機関用アルミニウム合金製ピストンを提供することを目的とする。
本発明者が鋭意研究を行った結果、合金組成においてＦｅの添加量を抑え、かつ鋳造時に急速に冷却することにより、Ｍｎ含有量の低下や超音波照射を行わなくても、Ｆｅ系晶出物の長さを短くできることを見出した。さらに研究を行った結果、鋳造の際に、１００℃／ｓ以上の高速で冷却するとピストンの機械特性を損なわない程度（１００μｍ以下）までＦｅ系晶出物の平均長さを短くできることを新規に見出した。
更に、望ましくは、鋳造するアルミニウム合金溶湯のＣｕとＮｉの含有量の比Ｃｕ／Ｎｉ比を大きくするとＡｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系化合物の晶出温度が低下するので、晶出開始から凝固完了までの時間が短くてすみ、晶出したＡｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系化合物がほとんど成長することなく鋳造が完了する（もちろん鋳造速度の影響下において）。その結果、Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系化合物が微細になり、鋳造性および機械特性が向上することも見出した。さらに晶出物を微細にすると仕上げ切削の際の被削材の欠けを抑制できることができることがわかった。
そこで、上記の課題を解決するために、本発明のアルミニウム合金鋳物は、
Ｓｉ： １２．０〜１３．５mass%
Ｃｕ： ４．５〜５．５mass%
Ｍｇ： ０．６〜１．０mass%
Ｎｉ： ０．７〜１．３mass%
Ｆｅ： １．１５〜１．２５mass%
Ｔｉ： ０．１０〜０．２mass%
Ｐ ： ０．００４〜０．０２mass%
を含み、残部がＡｌと不可避不純物からなる化学組成を有し、
０．２ｍｍ２の観察視野において、Ａｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ系晶出物の長軸長さが、大きい方から１０個の晶出物の平均長さで１００μｍ以下である
ことを特徴とする。
Ｓｉ： １２．０〜１３．５mass%
Ｃｕ： ４．５〜５．５mass%
Ｍｇ： ０．６〜１．０mass%
Ｎｉ： ０．７〜１．３mass%
Ｆｅ： １．１５〜１．２５mass%
Ｔｉ： ０．１０〜０．２mass%
Ｐ ： ０．００４〜０．０２mass%
を含み、残部がＡｌと不可避不純物からなる化学組成を有し、
０．２ｍｍ２の観察視野において、Ａｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ系晶出物の長軸長さが、大きい方から１０個の晶出物の平均長さで１００μｍ以下である
ことを特徴とする。
本発明の望ましい態様においては、ＣｕとＮｉの含有量の比Ｃｕ／Ｎｉが３．４以上である。更に望ましくはＣｕ／Ｎｉは４以上である。
本発明のアルミニウム合金鋳物は、特に内燃機関用アルミニウム合金製ピストンに適している。
本発明のアルミニウム合金鋳物の製造方法は、上記の化学組成を有するアルミニウム合金溶湯を冷却速度１００℃／Ｓ以上で鋳造した後、時効処理を行うことを特徴とする。
本発明のアルミニウム合金鋳物は、０．２ｍｍ２の観察視野において、Ａｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ系晶出物の長軸長さが、大きい方から１０個の晶出物の平均長さで１００μｍ以下としたことにより、内燃機関用アルミニウム合金製ピストンに要求される優れた高温強度および熱伝導率を達成できる。
本発明のアルミニウム合金鋳物の製造方法は、上記の化学組成を有するアルミニウム合金溶湯を冷却速度１００℃／Ｓ以上で鋳造した後、時効処理を行うことにより、０．２ｍｍ２の観察視野において、Ａｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ系晶出物の長軸長さが、大きい方から１０個の晶出物の平均長さで１００μｍ以下とすることを可能とし、内燃機関用アルミニウム合金製ピストンに要求される優れた高温強度および熱伝導率を達成できる。
以下、本発明の構成要件の限定理由を説明する。
＜化学組成＞
〔Ｓｉ：１２．０〜１３．５mass%〕
Ｓｉは初晶Ｓｉとして晶出し、分散強化によりピストンの高温強度を向上させる作用を有する。この効果は、Ｓｉ含有量が１２．０mass%以上で顕著となる。
一方、Ｓｉ含有量が１３．５mass%を超えると熱伝導率が低下する。また、晶出物量も増加し、伸びや加工性が低下する。
更にＳｉは、時効処理によりＭｇ−Ｓｉ系析出物として析出し、分散強化により強度を向上させるだけでなく、同時に熱伝導性を向上させる効果もある。
〔Ｓｉ：１２．０〜１３．５mass%〕
Ｓｉは初晶Ｓｉとして晶出し、分散強化によりピストンの高温強度を向上させる作用を有する。この効果は、Ｓｉ含有量が１２．０mass%以上で顕著となる。
一方、Ｓｉ含有量が１３．５mass%を超えると熱伝導率が低下する。また、晶出物量も増加し、伸びや加工性が低下する。
更にＳｉは、時効処理によりＭｇ−Ｓｉ系析出物として析出し、分散強化により強度を向上させるだけでなく、同時に熱伝導性を向上させる効果もある。
〔Ｃｕ：４．５〜５．５mass%〕
Ｃｕは高温強度を向上させる作用がある。Ｎｉと同時に添加するとＡｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系晶出物として晶出し、分散強化により高温強度を向上させる。この作用は４．５mass%以上の添加で顕著となる。
一方、添加量が５．５mass%を超えると熱伝導率を低下させてしまう。また合金密度が高くなって比強度の向上が得られなくなる。
Ｃｕは高温強度を向上させる作用がある。Ｎｉと同時に添加するとＡｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系晶出物として晶出し、分散強化により高温強度を向上させる。この作用は４．５mass%以上の添加で顕著となる。
一方、添加量が５．５mass%を超えると熱伝導率を低下させてしまう。また合金密度が高くなって比強度の向上が得られなくなる。
〔Ｎｉ：０．７〜１．３mass％〕
Ｎｉは、高温強度を向上させる作用がある。Ｃｕと同時に添加するとＡｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系晶出物として晶出し、分散強化により高温強度を向上させる。この作用は０．７mass%以上の添加で顕著となる。
一方、添加量が１．３mass％を超えると熱伝導率を低下させてしまう。また合金密度が高くなって比強度の向上が得られなくなる。また、本発明のピストンに添加される元素の中で、Ｎｉは特に高価な元素であるためＮｉの添加量が増加すると生産コストが高くなり。
Ｎｉは、高温強度を向上させる作用がある。Ｃｕと同時に添加するとＡｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系晶出物として晶出し、分散強化により高温強度を向上させる。この作用は０．７mass%以上の添加で顕著となる。
一方、添加量が１．３mass％を超えると熱伝導率を低下させてしまう。また合金密度が高くなって比強度の向上が得られなくなる。また、本発明のピストンに添加される元素の中で、Ｎｉは特に高価な元素であるためＮｉの添加量が増加すると生産コストが高くなり。
〔望ましくは、Ｃｕ／Ｎｉ比：３．４以上〕
本発明の望ましい態様においては、ＣｕとＮｉの含有量の比Ｃｕ／Ｎｉを３．４以上にする。
Ｃｕ／Ｎｉ比が高くなるとＡｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系化合物の晶出温度が低下するので、晶出開始から凝固完了までの時間が短くてすむ。その結果、晶出したＡｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系化合物がほとんど成長することなく鋳造が完了する（鋳造速度の影響下において）。そのため、Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系化合物が微細になり、機械特性が向上する。同時に鋳造性も向上する。この作用はＣｕ／Ｎｉ比が３．４以上で顕著となり、更に望ましくは４以上である。
本発明の望ましい態様においては、ＣｕとＮｉの含有量の比Ｃｕ／Ｎｉを３．４以上にする。
Ｃｕ／Ｎｉ比が高くなるとＡｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系化合物の晶出温度が低下するので、晶出開始から凝固完了までの時間が短くてすむ。その結果、晶出したＡｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系化合物がほとんど成長することなく鋳造が完了する（鋳造速度の影響下において）。そのため、Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系化合物が微細になり、機械特性が向上する。同時に鋳造性も向上する。この作用はＣｕ／Ｎｉ比が３．４以上で顕著となり、更に望ましくは４以上である。
〔Ｍｇ：０．６〜１．０mass%〕
Ｍｇは高温強度を向上させる作用を有する。この効果はＭｇ含有量が０．６mass％以上で顕著となる。また、時効処理するとＭｇ−Ｓｉ系析出物として析出し、強度および熱伝導性が向上する。
一方、Ｍｇ含有量が１．０mass％を超えると熱伝導率が低下する。また、晶出物量も増加し、伸びや加工性が低下する。
Ｍｇは高温強度を向上させる作用を有する。この効果はＭｇ含有量が０．６mass％以上で顕著となる。また、時効処理するとＭｇ−Ｓｉ系析出物として析出し、強度および熱伝導性が向上する。
一方、Ｍｇ含有量が１．０mass％を超えると熱伝導率が低下する。また、晶出物量も増加し、伸びや加工性が低下する。
〔Ｆｅ：１．１５〜１．２５mass%〕
ＦｅはＳｉと同時に添加させるとＡｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ系晶出物を形成して分散強化に寄与し、高温強度を向上させる。この効果はＦｅの添加量が１．１５mass％以上で顕著となる。
一方、添加量が１．２５mass％を超えて添加すると鋳造時の冷却速度を高くしても晶出物の粗大化を抑制することが難しくなる。
ＦｅはＳｉと同時に添加させるとＡｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ系晶出物を形成して分散強化に寄与し、高温強度を向上させる。この効果はＦｅの添加量が１．１５mass％以上で顕著となる。
一方、添加量が１．２５mass％を超えて添加すると鋳造時の冷却速度を高くしても晶出物の粗大化を抑制することが難しくなる。
〔Ｔｉ：０．１０〜０．２mass%〕
ＴｉはＡｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ系晶出物の晶出核となり、Ａｌ‐Ｆｅ‐Ｓi系晶出物を微細均一に分散させ高温強度を向上させる作用がある。この作用は0.10mass％以上の添加で顕著となる。逆に０．２mass％を超えて添加すると熱伝導性が低下する。
ＴｉはＡｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ系晶出物の晶出核となり、Ａｌ‐Ｆｅ‐Ｓi系晶出物を微細均一に分散させ高温強度を向上させる作用がある。この作用は0.10mass％以上の添加で顕著となる。逆に０．２mass％を超えて添加すると熱伝導性が低下する。
〔Ｐ：０．００４〜０．０２mass%〕
ＰはＡｌＰ化合物を形成し、初晶Ｓｉが晶出する際の晶出核として作用し、初晶Ｓｉを微細均一に分散させ、高温強度を向上させる作用がある。この作用は、Ｐ含有量が０．００４mass％以上で顕著となる。Ｐ含有量が０．０２mass％を超えると鋳造の際の湯流れ性が悪くなり、鋳造性が低下してしまう。
ＰはＡｌＰ化合物を形成し、初晶Ｓｉが晶出する際の晶出核として作用し、初晶Ｓｉを微細均一に分散させ、高温強度を向上させる作用がある。この作用は、Ｐ含有量が０．００４mass％以上で顕著となる。Ｐ含有量が０．０２mass％を超えると鋳造の際の湯流れ性が悪くなり、鋳造性が低下してしまう。
〔不可避的不純物〕
上記元素以外に一般に不可避的に混入する不純物は許容される。ただし、Ｍｎは熱伝導性への意影響が大きいのでＭｎ含有量を０．２％以下に規制することが望ましい。
上記元素以外に一般に不可避的に混入する不純物は許容される。ただし、Ｍｎは熱伝導性への意影響が大きいのでＭｎ含有量を０．２％以下に規制することが望ましい。
＜晶出物の長軸長さ：１００μｍ以下＞
晶出物の長軸長さが１００μｍより大きくなるとピストンに大きな力が加わった際に、破壊の起点となり、ピストンの引張強度を低下させる虞がある。
晶出物の長軸長さが１００μｍより大きくなるとピストンに大きな力が加わった際に、破壊の起点となり、ピストンの引張強度を低下させる虞がある。
＜鋳造時の冷却速度：１００℃／ｓ以上＞
鋳造時の冷却速度を１００℃／ｓ以上にすると本発明組成の合金の晶出物の長軸長さを１００μｍ以下に抑えることができ、引張強度を高めることができる。
なお、冷却速度１００℃／ｓ以上で鋳造する方法としては、ダイカスト法がある。
鋳造時の冷却速度を１００℃／ｓ以上にすると本発明組成の合金の晶出物の長軸長さを１００μｍ以下に抑えることができ、引張強度を高めることができる。
なお、冷却速度１００℃／ｓ以上で鋳造する方法としては、ダイカスト法がある。
＜時効処理＞
時効処理することにより、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物およびＡｌ−Ｃｕ系化合物が析出し、高温強度が増す。またこの析出により、Ａｌ母相中のＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕの固溶量が減少し、熱伝導率が向上する。さらに鋳造時に急冷した際にピストンに生じた歪が解消されるので、その観点からも熱伝導率が向上する。
望ましい時効処理条件は下記のとおりである。
保持温度：２００〜３００℃（最も望ましくは、２５０℃）
保持時間：１０〜６０ｍｉｎ（最も望ましくは、２０ｍｉｎ）
時効処理することにより、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物およびＡｌ−Ｃｕ系化合物が析出し、高温強度が増す。またこの析出により、Ａｌ母相中のＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕの固溶量が減少し、熱伝導率が向上する。さらに鋳造時に急冷した際にピストンに生じた歪が解消されるので、その観点からも熱伝導率が向上する。
望ましい時効処理条件は下記のとおりである。
保持温度：２００〜３００℃（最も望ましくは、２５０℃）
保持時間：１０〜６０ｍｉｎ（最も望ましくは、２０ｍｉｎ）
以下に、本発明を実施例により、更に詳細に説明する。
＜試料の作製＞
化学組成の影響を確認するために、化学組成を本発明の規定範囲内と規定範囲外とし、製造条件は本発明の規定範囲内で一定として、試料を作製した。
化学組成の影響を確認するために、化学組成を本発明の規定範囲内と規定範囲外とし、製造条件は本発明の規定範囲内で一定として、試料を作製した。
表１に各試料の化学組成を示す。発明組成１〜３は各成分含有量およびＣｕ／Ｎｉ比が全て本発明の規定範囲内であり、比較組成１〜９は各成分含有量およびＣｕ／Ｎｉ比のうち少なくとも１つが本発明の規定範囲外である。
表１の各化学組成を有するアルミニウム合金溶湯を用意し、真空ダイカスト法により本発明の規定範囲内である冷却速度１１０℃／ｓで１００ｍｍφ×２００ｍｍＨの円柱に鋳造した。
得られたダイカスト材を保持温度２５０℃、保持時間２０ｍｉｎで時効処理した。
表１の各化学組成を有するアルミニウム合金溶湯を用意し、真空ダイカスト法により本発明の規定範囲内である冷却速度１１０℃／ｓで１００ｍｍφ×２００ｍｍＨの円柱に鋳造した。
得られたダイカスト材を保持温度２５０℃、保持時間２０ｍｉｎで時効処理した。
＜測定および観察＞
時効処理後の試料について、以下の測定および観察を行った。
光学顕微鏡観察により、０．２ｍｍ２の観察視野において、Ａｌ‐Ｆｅ‐Ｓi系晶出物の長軸長さで大きい方から１０個の晶出物の平均長さ測定して晶出物サイズとした。
３５０℃および室温での引張試験による機械特性と、室温での熱伝導率とを測定した。
鋳物の表面を、機械切削し、その表面の目視観察を行い、表面性状により切削加工性を判定した。
測定および観察の結果を表２に示す。
時効処理後の試料について、以下の測定および観察を行った。
光学顕微鏡観察により、０．２ｍｍ２の観察視野において、Ａｌ‐Ｆｅ‐Ｓi系晶出物の長軸長さで大きい方から１０個の晶出物の平均長さ測定して晶出物サイズとした。
３５０℃および室温での引張試験による機械特性と、室温での熱伝導率とを測定した。
鋳物の表面を、機械切削し、その表面の目視観察を行い、表面性状により切削加工性を判定した。
測定および観察の結果を表２に示す。
＜結果の評価＞
発明例１〜３は、組成が本発明の規定範囲内の発明組成１〜３であり、かつ、鋳造時の冷却速度が本発明の規定範囲１００℃／ｓ以上を満たす１１０℃／ｓであったことにより、晶出物サイズ、機械特性、熱伝導率、切削加工性の全てについて良好な結果が得られた。
特に、晶出物サイズは８７μｍ〜９６μｍであり、本発明の規定範囲である１００μｍ以下を満たしていた。
発明例１〜３は、組成が本発明の規定範囲内の発明組成１〜３であり、かつ、鋳造時の冷却速度が本発明の規定範囲１００℃／ｓ以上を満たす１１０℃／ｓであったことにより、晶出物サイズ、機械特性、熱伝導率、切削加工性の全てについて良好な結果が得られた。
特に、晶出物サイズは８７μｍ〜９６μｍであり、本発明の規定範囲である１００μｍ以下を満たしていた。
機械特性は、下記のとおりであり、安定した結果が得られた。
３５０℃：引張強度８８〜９２ＭＰａ
破断伸び９．５〜１０％
室温 ：引張強度２７０〜２８０ＭＰａ
破断伸び０．３〜０．５％
熱伝導率は、１２０〜１２２Ｗ／（ｍ・ｋ）であり、安定した結果が得られた。
表面性状は良好であり、切削加工性は安定して良好な結果が得られた。
３５０℃：引張強度８８〜９２ＭＰａ
破断伸び９．５〜１０％
室温 ：引張強度２７０〜２８０ＭＰａ
破断伸び０．３〜０．５％
熱伝導率は、１２０〜１２２Ｗ／（ｍ・ｋ）であり、安定した結果が得られた。
表面性状は良好であり、切削加工性は安定して良好な結果が得られた。
なお、発明例１〜３において、Ｃｕ／Ｎｉ比が高いものほど、晶出物が微細であり、室温での破断伸び、引張強度および表面粗さに優れる傾向にあることがわかる。
比較例１〜９は、冷却速度は本発明の規定範囲を満たすが、組成が本発明の規定範囲外の比較組成１〜９であったため、発明例に比較して以下のように劣っていた。
〔比較例１〕
本発明の規定組成に対してＦｅ含有量が過剰であったため、Ａｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ系晶出物の平均長さが１５０μｍと本発明の規定範囲上限１００μｍを超えており、発明例と比べて、室温での破断伸びが０．１％未満と低く、そのため室温での引張強度が２５０ＭＰａと劣る。熱伝導率も１１５Ｗ／(ｍ・ｋ)と低く、切削加工後の表面性状も悪い（×）。
〔比較例１〕
本発明の規定組成に対してＦｅ含有量が過剰であったため、Ａｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ系晶出物の平均長さが１５０μｍと本発明の規定範囲上限１００μｍを超えており、発明例と比べて、室温での破断伸びが０．１％未満と低く、そのため室温での引張強度が２５０ＭＰａと劣る。熱伝導率も１１５Ｗ／(ｍ・ｋ)と低く、切削加工後の表面性状も悪い（×）。
〔比較例２〕
Ｃｕ含有量が不足しＮｉ含有量が過剰でＣｕ／Ｎｉ比が小さかったため、Ａｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ系晶出物の平均長さが１３０μｍと規定上限を超えており、熱伝導度が１１７Ｗ／(ｍ・ｋ)と低く、切削加工後の表面性状も悪い（×）。
Ｃｕ含有量が不足しＮｉ含有量が過剰でＣｕ／Ｎｉ比が小さかったため、Ａｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ系晶出物の平均長さが１３０μｍと規定上限を超えており、熱伝導度が１１７Ｗ／(ｍ・ｋ)と低く、切削加工後の表面性状も悪い（×）。
〔比較例３〕
Ｆｅ含有量が不足したため、３５０℃での高温引張強度が８０ＭＰａと劣る。
Ｆｅ含有量が不足したため、３５０℃での高温引張強度が８０ＭＰａと劣る。
〔比較例４〕
Ｃｕ含有量が過剰であるため、晶出物平均長さが１２１μｍと規定上限を超えており、そのため室温での破断伸びが０．１％未満と低く、切削加工後の表面性状も悪い（×）。また熱伝導率も１１４Ｗ／(ｍ・ｋ)と劣る。
Ｃｕ含有量が過剰であるため、晶出物平均長さが１２１μｍと規定上限を超えており、そのため室温での破断伸びが０．１％未満と低く、切削加工後の表面性状も悪い（×）。また熱伝導率も１１４Ｗ／(ｍ・ｋ)と劣る。
〔比較例５〕
Ｎｉ含有量が不足しているため、３５０℃での高温引張強度が７５ＭＰａと劣る。
Ｎｉ含有量が不足しているため、３５０℃での高温引張強度が７５ＭＰａと劣る。
〔比較例６〕
Ｍｇ含有量が不足しているため、３５０℃での高温引張強度が７８ＭＰａと劣る。
Ｍｇ含有量が不足しているため、３５０℃での高温引張強度が７８ＭＰａと劣る。
〔比較例７〕
Ｍｇ含有量が過剰なため、晶出物平均長さが１１６μｍと規定上限を超えており、そのため室温での破断伸びが０．１％未満と低く、切削加工後の表面性状も悪い（×）。
Ｍｇ含有量が過剰なため、晶出物平均長さが１１６μｍと規定上限を超えており、そのため室温での破断伸びが０．１％未満と低く、切削加工後の表面性状も悪い（×）。
〔比較例８〕
Ｓｉ含有量が不足しているため、３５０℃での高温引張強度が７８ＭＰａと劣る。
Ｓｉ含有量が不足しているため、３５０℃での高温引張強度が７８ＭＰａと劣る。
〔比較例９〕
Ｓｉ含有量が過剰なため、晶出物平均長さが１１３μｍと規定上限を超えており、そのため室温での破断伸びが０．１％未満と低く、切削加工後の表面性状も悪い（×）。
Ｓｉ含有量が過剰なため、晶出物平均長さが１１３μｍと規定上限を超えており、そのため室温での破断伸びが０．１％未満と低く、切削加工後の表面性状も悪い（×）。
＜試料の作製＞
実施例１と同様に表１に示す化学組成を有するアルミニウム合金溶湯を用意し、実施例１とは異なり重力金型鋳造法により本発明の規定範囲外である冷却速度２５℃／ｓで、１００ｍｍφ×２００ｍｍＨの円柱に鋳造した。
得られた重鋳材を保持温度２５０℃、保持時間２０ｍｉｎで時効処理した。
実施例１と同様に表１に示す化学組成を有するアルミニウム合金溶湯を用意し、実施例１とは異なり重力金型鋳造法により本発明の規定範囲外である冷却速度２５℃／ｓで、１００ｍｍφ×２００ｍｍＨの円柱に鋳造した。
得られた重鋳材を保持温度２５０℃、保持時間２０ｍｉｎで時効処理した。
＜測定および観察＞
時効処理後の試料について、実施例１と同様に測定および観察を行った。その結果を表３に示す。
時効処理後の試料について、実施例１と同様に測定および観察を行った。その結果を表３に示す。
＜結果の評価＞
表３中、比較例１１、１２、１３は、組成が発明組成１、２、３であるが、鋳造時の冷却速度が本発明の規定範囲１００℃／ｓより遅い２５℃／ｓであった。
比較例２１〜２９は、組成が実施例１と同じく比較組成１〜９であり、更に、鋳造時の冷却速度が本発明の規定範囲１００℃／ｓより遅い２５℃／ｓであった。
表２と表３より、同じ組成であっても鋳造時の冷却速度の遅い重力鋳造で鋳造した鋳造材は、Ａｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ系晶出物の長軸長さが長く、機械的特性、特に室温引張試験での伸びの低下が著しいことがわかる。
このように、本発明の効果を達成するには、化学組成を制御した上で、晶出物の長軸長さを短く制御する必要があり、そのためには、鋳造時の冷却速度を高速に制御することが必須である。
表３中、比較例１１、１２、１３は、組成が発明組成１、２、３であるが、鋳造時の冷却速度が本発明の規定範囲１００℃／ｓより遅い２５℃／ｓであった。
比較例２１〜２９は、組成が実施例１と同じく比較組成１〜９であり、更に、鋳造時の冷却速度が本発明の規定範囲１００℃／ｓより遅い２５℃／ｓであった。
表２と表３より、同じ組成であっても鋳造時の冷却速度の遅い重力鋳造で鋳造した鋳造材は、Ａｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ系晶出物の長軸長さが長く、機械的特性、特に室温引張試験での伸びの低下が著しいことがわかる。
このように、本発明の効果を達成するには、化学組成を制御した上で、晶出物の長軸長さを短く制御する必要があり、そのためには、鋳造時の冷却速度を高速に制御することが必須である。
本発明のアルミニウム合金鋳物によれば、化学組成および晶出物の長軸長さを制御したことにより、内燃機関用アルミニウム合金製ピストンに要求される高温強度および熱伝導率を達成できる。
本発明のアルミニウム合金鋳物の製造方法によれば、化学組成および鋳造時の冷却速度を制御したことにより、内燃機関用アルミニウム合金製ピストンに要求される高温強度および熱伝導率を達成したアルミニウム合金鋳物を製造できる。
本発明のアルミニウム合金鋳物の製造方法によれば、化学組成および鋳造時の冷却速度を制御したことにより、内燃機関用アルミニウム合金製ピストンに要求される高温強度および熱伝導率を達成したアルミニウム合金鋳物を製造できる。
Claims (5)
- Ｓｉ： １２．０〜１３．５mass%
Ｃｕ： ４．５〜５．５mass%
Ｍｇ： ０．６〜１．０mass%
Ｎｉ： ０．７〜１．３mass%
Ｆｅ： １．１５〜１．２５mass%
Ｔｉ： ０．１０〜０．２mass%
Ｐ ： ０．００４〜０．０２mass%
を含み、残部がＡｌと不可避不純物からなる化学組成を有し、
０．２ｍｍ２の観察視野において、Ａｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ系晶出物の長軸長さが、大きい方から１０個の晶出物の平均長さで１００μｍ以下である
ことを特徴とする高温強度および熱伝導率に優れたアルミニウム合金鋳物。 - 請求項１において、
ＣｕとＮｉの含有量の比Ｃｕ／Ｎｉが３．４以上である
ことを特徴とするアルミニウム合金鋳物。 - 請求項１又は２記載のアルミニウム合金鋳物からなる
ことを特徴とする内燃機関用アルミニウム合金製ピストン。 - 請求項１又は２記載の化学組成を有するアルミニウム合金の溶湯を、冷却速度１００℃／ｓ以上で鋳造した後、時効処理を行い、０．２ｍｍ ２ の観察視野において、Ａｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ系晶出物の長軸長さが、大きい方から１０個の晶出物の平均長さで１００μｍ以下であるアルミニウム合金鋳物を得る
ことを特徴とする高温強度および熱伝導率に優れたアルミニウム合金鋳物の製造方法。 - 請求項４において、前記鋳造をダイカスト法により行うことを特徴とする高温強度および熱伝導率に優れたアルミニウム合金鋳物の製造方法。
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