JPH08104937A - 高温強度に優れた内燃機関ピストン用アルミニウム合金及び製造方法 - Google Patents
高温強度に優れた内燃機関ピストン用アルミニウム合金及び製造方法Info
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- JPH08104937A JPH08104937A JP26310794A JP26310794A JPH08104937A JP H08104937 A JPH08104937 A JP H08104937A JP 26310794 A JP26310794 A JP 26310794A JP 26310794 A JP26310794 A JP 26310794A JP H08104937 A JPH08104937 A JP H08104937A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 高温強度が改善されたピストン用アルミニウ
ム合金を得る。 【構成】 この内燃機関ピストン用アルミニウム合金
は、Ｃｕ：３〜７％，Ｓｉ：８〜１３％，Ｍｇ：０．３
〜１．０％，Ｆｅ：０．１〜１．０％，Ｔｉ：０．０１
〜０．３％，Ｐ：０．００１〜０．０１％，Ｃａ：０．
０００１〜０．０１％及び必要に応じてＮｉ：０．２〜
２．５％を含み、Ｐ／Ｃａが重量比で０．５〜５０の範
囲に調整されている。冷却速度２０℃／秒以下で鋳造
し、４８０〜５１０℃に３〜１０時間加熱する溶体化処
理，温水に焼入れ，１６０〜２３０℃に２〜１０時間加
熱する時効処理を経た後、目標形状に機械加工される。 【効果】 初晶Ｓｉを微細化し、共晶Ｓｉの成長を促進
させることにより、優れた耐摩耗性を維持し、且つ高温
強度が改善される。
ム合金を得る。 【構成】 この内燃機関ピストン用アルミニウム合金
は、Ｃｕ：３〜７％，Ｓｉ：８〜１３％，Ｍｇ：０．３
〜１．０％，Ｆｅ：０．１〜１．０％，Ｔｉ：０．０１
〜０．３％，Ｐ：０．００１〜０．０１％，Ｃａ：０．
０００１〜０．０１％及び必要に応じてＮｉ：０．２〜
２．５％を含み、Ｐ／Ｃａが重量比で０．５〜５０の範
囲に調整されている。冷却速度２０℃／秒以下で鋳造
し、４８０〜５１０℃に３〜１０時間加熱する溶体化処
理，温水に焼入れ，１６０〜２３０℃に２〜１０時間加
熱する時効処理を経た後、目標形状に機械加工される。 【効果】 初晶Ｓｉを微細化し、共晶Ｓｉの成長を促進
させることにより、優れた耐摩耗性を維持し、且つ高温
強度が改善される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ディーゼルエンジン，
ガソリンエンジン等の内燃機関に組み込まれるピストン
等として好適な高温強度に優れたアルミニウム合金及び
その製造方法に関する。
ガソリンエンジン等の内燃機関に組み込まれるピストン
等として好適な高温強度に優れたアルミニウム合金及び
その製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ｓｉを１２．６重量％以上含有する過共
晶Ａｌ−Ｓｉ合金は、熱膨張係数が小さく、耐摩耗性に
優れている。また、溶湯が凝固する際に高硬度の初晶Ｓ
ｉが晶出するため、耐摩耗性が要求される内燃機関のピ
ストンとして使用されている。しかし、初晶Ｓｉが大き
く成長するため、機械加工性に劣る。この点、亜共晶Ａ
ｌ−Ｓｉ合金では、共晶Ｓｉの晶出もあり、加工性の改
善も見られる。亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の代表的なものと
して、ＡＣ８Ａがある。最近の内燃機関では、エネルギ
ー資源の有効利用から燃焼効率を上昇させる傾向にあ
る。燃焼効率を向上させようとすると燃焼温度が上昇
し、これに伴って内燃機関に組み込まれている各種部
品、特にピストンの材質として２００℃付近の温度域で
高い高温強度が要求される。
晶Ａｌ−Ｓｉ合金は、熱膨張係数が小さく、耐摩耗性に
優れている。また、溶湯が凝固する際に高硬度の初晶Ｓ
ｉが晶出するため、耐摩耗性が要求される内燃機関のピ
ストンとして使用されている。しかし、初晶Ｓｉが大き
く成長するため、機械加工性に劣る。この点、亜共晶Ａ
ｌ−Ｓｉ合金では、共晶Ｓｉの晶出もあり、加工性の改
善も見られる。亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の代表的なものと
して、ＡＣ８Ａがある。最近の内燃機関では、エネルギ
ー資源の有効利用から燃焼効率を上昇させる傾向にあ
る。燃焼効率を向上させようとすると燃焼温度が上昇
し、これに伴って内燃機関に組み込まれている各種部
品、特にピストンの材質として２００℃付近の温度域で
高い高温強度が要求される。
【０００３】高温強度を改善したピストン用アルミニウ
ム合金としては、Ｔ5 熱処理でも十分な高温強度及び耐
熱衝撃性をもつものが特開昭５７−７９４１０号公報で
紹介されている。この合金においては、Ｓｉ含有量を
８．５〜１３．５重量％の範囲に規制すると共に、Ｓｂ
添加によって共晶Ｓｉを改良している。また、特開昭５
５−２４７８４号公報では、Ｆｅ系基材をＡｌ−Ｓｉ−
Ｃｕ−Ｍｇ合金で鋳ぐるみピストンを製造するとき、鋳
造後に４８０〜５２０℃に１〜８時間加熱する熱処理に
よって耐熱衝撃性を改善している。Ａｌ−Ｓｉ合金は、
硬質の初晶Ｓｉが晶出することに起因して優れた耐摩耗
性を呈するが、初晶Ｓｉが大きく成長した鋳造組織にな
り易い。この状態で加工を施すと、初晶Ｓｉやアルミニ
ウムマトリックスとの界面等に亀裂が入り、目的とする
製品が得られないばかりでなく、機械的性質も十分でな
い。特に、切削加工の際に、初晶Ｓｉに起因するカジリ
が発生する欠点がある。初晶Ｓｉは、急冷凝固法によっ
て微細化される。たとえば、粉末法を採用したり、特開
昭５２−１２９６０７号公報にみられるような溶湯圧延
法によってアルミニウム合金溶湯を急冷凝固し、鋳造組
織の微細化を図っている。
ム合金としては、Ｔ5 熱処理でも十分な高温強度及び耐
熱衝撃性をもつものが特開昭５７−７９４１０号公報で
紹介されている。この合金においては、Ｓｉ含有量を
８．５〜１３．５重量％の範囲に規制すると共に、Ｓｂ
添加によって共晶Ｓｉを改良している。また、特開昭５
５−２４７８４号公報では、Ｆｅ系基材をＡｌ−Ｓｉ−
Ｃｕ−Ｍｇ合金で鋳ぐるみピストンを製造するとき、鋳
造後に４８０〜５２０℃に１〜８時間加熱する熱処理に
よって耐熱衝撃性を改善している。Ａｌ−Ｓｉ合金は、
硬質の初晶Ｓｉが晶出することに起因して優れた耐摩耗
性を呈するが、初晶Ｓｉが大きく成長した鋳造組織にな
り易い。この状態で加工を施すと、初晶Ｓｉやアルミニ
ウムマトリックスとの界面等に亀裂が入り、目的とする
製品が得られないばかりでなく、機械的性質も十分でな
い。特に、切削加工の際に、初晶Ｓｉに起因するカジリ
が発生する欠点がある。初晶Ｓｉは、急冷凝固法によっ
て微細化される。たとえば、粉末法を採用したり、特開
昭５２−１２９６０７号公報にみられるような溶湯圧延
法によってアルミニウム合金溶湯を急冷凝固し、鋳造組
織の微細化を図っている。
【０００４】アルミニウム合金溶湯をＰ処理することに
よっても、初晶Ｓｉを微細化することができる。Ｐ添加
によって初晶Ｓｉを微細化し、加工性及び機械的性質の
改善を図っている。添加されたＰは、金属間化合物Ａｌ
Ｐを形成し、この金属間化合物ＡｌＰが初晶Ｓｉの微細
化に作用するものと考えられている。たとえば、特開昭
５２−１５３８１７号公報では、ヘキサメタリン酸ナト
リウム及びアルミナの融合物をアルミニウム合金溶湯に
添加し、初晶Ｓｉの偏析を抑制し、鋳造組織の微細化を
図っている。また、特開昭６０−２０４８４３号公報で
は、Ｃｕ−Ｐ合金，赤燐，リン酸ソーダ，リン酸カルシ
ウム等のＰ含有物質で１６〜２５重量％のＳｉを含有す
る過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金を処理することが紹介されてい
る。
よっても、初晶Ｓｉを微細化することができる。Ｐ添加
によって初晶Ｓｉを微細化し、加工性及び機械的性質の
改善を図っている。添加されたＰは、金属間化合物Ａｌ
Ｐを形成し、この金属間化合物ＡｌＰが初晶Ｓｉの微細
化に作用するものと考えられている。たとえば、特開昭
５２−１５３８１７号公報では、ヘキサメタリン酸ナト
リウム及びアルミナの融合物をアルミニウム合金溶湯に
添加し、初晶Ｓｉの偏析を抑制し、鋳造組織の微細化を
図っている。また、特開昭６０−２０４８４３号公報で
は、Ｃｕ−Ｐ合金，赤燐，リン酸ソーダ，リン酸カルシ
ウム等のＰ含有物質で１６〜２５重量％のＳｉを含有す
る過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金を処理することが紹介されてい
る。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、金型鋳造，Ｄ
Ｃ鋳造のようにインゴットを経る方法では、Ｐ添加のみ
では微細化が不十分な場合が多く、特に押出し材，鍛造
材等として使用するとき、加工時における初晶Ｓｉの割
れが問題となる。初晶Ｓｉを微細化するＰ添加の作用
は、Ａｌ−Ｓｉ合金がＮａ又はＣａを含むときに失われ
がちである。この点に関し、たとえば財団法人素形材編
集「昭和５９年度ハイシリコン・アルミニウム合金ダイ
カストの開発研究報告書（Ｉ）」第２４〜２５頁では、
次のように説明されている。Ａｌ−Ｓｉ合金に含まれて
いるＮａ及びＣａがＰと反応してＮａ−Ｐ及びＣａ−Ｐ
を形成し、初晶Ｓｉの微細化に作用するＡｌＰの生成が
妨げられる。そのため、初晶Ｓｉの微細化を狙ったＰ添
加は、適用対象がＮａやＣａをなるべく含まない過共晶
Ａｌ−Ｓｉ合金に限られていた。
Ｃ鋳造のようにインゴットを経る方法では、Ｐ添加のみ
では微細化が不十分な場合が多く、特に押出し材，鍛造
材等として使用するとき、加工時における初晶Ｓｉの割
れが問題となる。初晶Ｓｉを微細化するＰ添加の作用
は、Ａｌ−Ｓｉ合金がＮａ又はＣａを含むときに失われ
がちである。この点に関し、たとえば財団法人素形材編
集「昭和５９年度ハイシリコン・アルミニウム合金ダイ
カストの開発研究報告書（Ｉ）」第２４〜２５頁では、
次のように説明されている。Ａｌ−Ｓｉ合金に含まれて
いるＮａ及びＣａがＰと反応してＮａ−Ｐ及びＣａ−Ｐ
を形成し、初晶Ｓｉの微細化に作用するＡｌＰの生成が
妨げられる。そのため、初晶Ｓｉの微細化を狙ったＰ添
加は、適用対象がＮａやＣａをなるべく含まない過共晶
Ａｌ−Ｓｉ合金に限られていた。
【０００６】Ｃａは、共晶Ｓｉを改良する作用を呈し、
亜共晶合金の引張り特性や衝撃値等の性質を改善する有
効な合金元素である。しかし、Ａｌ−Ｓｉ合金において
は、Ｃａが初晶Ｓｉ微細化のために添加されるＰの作用
を阻害することと、逆にＰがＣａによる共晶組織の改良
作用を阻害する。そのため、この系の合金において、初
晶Ｓｉの更なる微細化によって加工性等を向上しようと
するとき、Ｐ処理のみでは不十分であり、特殊な設備を
必要とする溶湯圧延法等の急冷凝固に頼らざるを得な
い。本発明は、このような問題を解消すべく案出された
ものであり、Ｐ／Ｃａ比のコントロールにより、金型鋳
造，ＤＣ鋳造のようにインゴットを経る方法であっても
十分に微細化した初晶Ｓｉを晶出させ、且つＣｕ，Ｓ
ｉ，Ｍｇ，Ｆｅ，Ｔｉ等の成分を相関的に調整すること
によって、高温性，耐摩耗性及び加工性に優れたピスト
ン用Ａｌ−Ｓｉ合金を提供することを目的とする。
亜共晶合金の引張り特性や衝撃値等の性質を改善する有
効な合金元素である。しかし、Ａｌ−Ｓｉ合金において
は、Ｃａが初晶Ｓｉ微細化のために添加されるＰの作用
を阻害することと、逆にＰがＣａによる共晶組織の改良
作用を阻害する。そのため、この系の合金において、初
晶Ｓｉの更なる微細化によって加工性等を向上しようと
するとき、Ｐ処理のみでは不十分であり、特殊な設備を
必要とする溶湯圧延法等の急冷凝固に頼らざるを得な
い。本発明は、このような問題を解消すべく案出された
ものであり、Ｐ／Ｃａ比のコントロールにより、金型鋳
造，ＤＣ鋳造のようにインゴットを経る方法であっても
十分に微細化した初晶Ｓｉを晶出させ、且つＣｕ，Ｓ
ｉ，Ｍｇ，Ｆｅ，Ｔｉ等の成分を相関的に調整すること
によって、高温性，耐摩耗性及び加工性に優れたピスト
ン用Ａｌ−Ｓｉ合金を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の内燃機関ピスト
ン用アルミニウム合金は、その目的を達成するため、Ｃ
ｕ：３〜７重量％，Ｓｉ：８〜１３重量％，Ｍｇ：０．
３〜１．０重量％，Ｆｅ：０．１〜１．０重量％，Ｔ
ｉ：０．０１〜０．３重量％，Ｐ：０．００１〜０．０
１重量％及びＣａ：０．０００１〜０．０１重量％を含
み、Ｐ／Ｃａが重量比で０．５〜５０の範囲に調整され
ていることを特徴とする。このアルミニウム合金は、更
にＮｉ：０．２〜２．５重量％を含むこともできる。本
発明に従った内燃機関ピストン用アルミニウム合金は、
前述した組成をもつアルミニウム合金溶湯を冷却速度２
０℃／秒以下で鋳造した後、４８０〜５１０℃に３〜１
０時間加熱する溶体化処理を施し、直ちに温水に焼入
れ、次いで１６０〜２３０℃に２〜１０時間加熱する時
効処理を施し、空冷した後、目標形状に機械加工するこ
とにより製造される。鋳造後の組織は、初晶Ｓｉの平均
粒径が４０μｍ以下で、共晶Ｓｉの平均長さが２０μｍ
以上になっている。
ン用アルミニウム合金は、その目的を達成するため、Ｃ
ｕ：３〜７重量％，Ｓｉ：８〜１３重量％，Ｍｇ：０．
３〜１．０重量％，Ｆｅ：０．１〜１．０重量％，Ｔ
ｉ：０．０１〜０．３重量％，Ｐ：０．００１〜０．０
１重量％及びＣａ：０．０００１〜０．０１重量％を含
み、Ｐ／Ｃａが重量比で０．５〜５０の範囲に調整され
ていることを特徴とする。このアルミニウム合金は、更
にＮｉ：０．２〜２．５重量％を含むこともできる。本
発明に従った内燃機関ピストン用アルミニウム合金は、
前述した組成をもつアルミニウム合金溶湯を冷却速度２
０℃／秒以下で鋳造した後、４８０〜５１０℃に３〜１
０時間加熱する溶体化処理を施し、直ちに温水に焼入
れ、次いで１６０〜２３０℃に２〜１０時間加熱する時
効処理を施し、空冷した後、目標形状に機械加工するこ
とにより製造される。鋳造後の組織は、初晶Ｓｉの平均
粒径が４０μｍ以下で、共晶Ｓｉの平均長さが２０μｍ
以上になっている。
【０００８】以下、本発明のアルミニウム合金に含まれ
る合金元素及びその含有量等について説明する。 Ｃｕ：３〜７重量％ 高温強度及び高温疲労強度の向上に有効な合金元素であ
り、Ｃｕ添加の効果は固溶状態で顕著となる。Ｃｕ含有
量が３重量％未満では、高温強度が不足する。しかし、
７重量％を超える多量のＣｕが含まれると鋳造時にＡｌ
2 Ｃｕ等の大きな晶出物が生成し、鋳造割れが発生し易
くなる。また、多量にＣｕを添加しても、増量に見合っ
た強度改善の効果も得られない。 Ｓｉ：８〜１３重量％ 耐摩耗性の向上及び熱膨張係数の低減に有効な共晶Ｓｉ
となる必須の合金元素であり、湯流れを良好にする作用
も呈する。また、共存しているＭｇと反応し、時効硬化
に有効なＭｇ2 Ｓｉをも生成する。Ｓｉ含有量が８重量
％に達しないと、α−Ａｌが主体となり、耐摩耗性や高
温強度が低下し、熱膨張係数が大きくなる。逆に、１３
重量％を超えるＳｉ含有量では、初晶Ｓｉのサイズが大
きくなり、かつ分散量も多くなる。その結果、応力集中
による高温強度の低下を招く。
る合金元素及びその含有量等について説明する。 Ｃｕ：３〜７重量％ 高温強度及び高温疲労強度の向上に有効な合金元素であ
り、Ｃｕ添加の効果は固溶状態で顕著となる。Ｃｕ含有
量が３重量％未満では、高温強度が不足する。しかし、
７重量％を超える多量のＣｕが含まれると鋳造時にＡｌ
2 Ｃｕ等の大きな晶出物が生成し、鋳造割れが発生し易
くなる。また、多量にＣｕを添加しても、増量に見合っ
た強度改善の効果も得られない。 Ｓｉ：８〜１３重量％ 耐摩耗性の向上及び熱膨張係数の低減に有効な共晶Ｓｉ
となる必須の合金元素であり、湯流れを良好にする作用
も呈する。また、共存しているＭｇと反応し、時効硬化
に有効なＭｇ2 Ｓｉをも生成する。Ｓｉ含有量が８重量
％に達しないと、α−Ａｌが主体となり、耐摩耗性や高
温強度が低下し、熱膨張係数が大きくなる。逆に、１３
重量％を超えるＳｉ含有量では、初晶Ｓｉのサイズが大
きくなり、かつ分散量も多くなる。その結果、応力集中
による高温強度の低下を招く。
【０００９】Ｍｇ：０．３〜１．０重量％ Ｓｉと結合し、時効硬化に有効なＭｇ2 Ｓｉを生成す
る。Ｍｇ含有量が０．３重量％に達しないと、十分な時
効作用が得られない。逆に、１．０重量％を超えるＭｇ
含有量では、鋳造時に多量のＭｇ2 Ｓｉが晶出し、機械
的性質を低下させる。 Ｆｅ：０．１〜１．０重量％ 高温強度の向上に有効な合金元素であり、０．１重量％
以上のＦｅ含有量で効果が顕著となる。Ｆｅは、金属間
化合物として晶出し、高温での強度を改善する。しか
し、１．０重量％を超えるＦｅ含有量では、Ｆｅを含む
金属間化合物が数百μｍの大きな晶出物となり、却って
高温強度を低下させる。
る。Ｍｇ含有量が０．３重量％に達しないと、十分な時
効作用が得られない。逆に、１．０重量％を超えるＭｇ
含有量では、鋳造時に多量のＭｇ2 Ｓｉが晶出し、機械
的性質を低下させる。 Ｆｅ：０．１〜１．０重量％ 高温強度の向上に有効な合金元素であり、０．１重量％
以上のＦｅ含有量で効果が顕著となる。Ｆｅは、金属間
化合物として晶出し、高温での強度を改善する。しか
し、１．０重量％を超えるＦｅ含有量では、Ｆｅを含む
金属間化合物が数百μｍの大きな晶出物となり、却って
高温強度を低下させる。
【００１０】Ｔｉ：０．０１〜０．３重量％ α−Ａｌを微細化し、材質を均質化する上で有効な合金
元素である。Ｔｉ含有量が０．０１重量％以上になる
と、α−Ａｌがマクロ結晶粒で直径１０ｍｍ以下とな
り、微細化による効果が顕著になる。しかし、０．３重
量％を超えるＴｉ含有量では、Ａｌ−Ｔｉ系の大きな晶
出物が生成し、機械的性質を劣化させる。Ｔｉは、Ｔｉ
−Ｂ系の微細化剤として添加することができる。この点
で、０．０３重量％以下のＢの共存も許容される。 Ｐ：０．００１〜０．０１重量％，Ｃａ：０．０００１
〜０．０１重量％ Ｐ及びＣａの共存によって、初晶Ｓｉの粗大化が抑制さ
れ、高強度が維持される。また、共晶Ｓｉが大きくな
り、耐摩耗性の改善が図られる。しかし、０．０１重量
％を超えるＰや０．０１重量％を超えるＣａは、湯流れ
性を悪化させ、鋳造組織を不均一にする。
元素である。Ｔｉ含有量が０．０１重量％以上になる
と、α−Ａｌがマクロ結晶粒で直径１０ｍｍ以下とな
り、微細化による効果が顕著になる。しかし、０．３重
量％を超えるＴｉ含有量では、Ａｌ−Ｔｉ系の大きな晶
出物が生成し、機械的性質を劣化させる。Ｔｉは、Ｔｉ
−Ｂ系の微細化剤として添加することができる。この点
で、０．０３重量％以下のＢの共存も許容される。 Ｐ：０．００１〜０．０１重量％，Ｃａ：０．０００１
〜０．０１重量％ Ｐ及びＣａの共存によって、初晶Ｓｉの粗大化が抑制さ
れ、高強度が維持される。また、共晶Ｓｉが大きくな
り、耐摩耗性の改善が図られる。しかし、０．０１重量
％を超えるＰや０．０１重量％を超えるＣａは、湯流れ
性を悪化させ、鋳造組織を不均一にする。
【００１１】本発明で規定した合金系では、Ｓｉ含有量
に応じて共晶Ｓｉ及び初晶Ｓｉが共存し、或いは初晶Ｓ
ｉがほとんどみられない組織となる。本発明では、内燃
機関用ピストンとして要求される性能を共晶Ｓｉに依っ
ている。また、初晶Ｓｉが晶出しても、平均粒径が小さ
いと、高温強度に悪影響を与えず、却って耐摩耗性に優
れた材料が得られる。 Ｐ／Ｃａ（重量比）：０．５〜５０ 共晶Ｓｉ及び初晶Ｓｉのサイズは、Ｐ／Ｃａ重量比で制
御できる。Ｐ／Ｃａ重量比の調整による作用自体は本発
明者等が特願平４−２４４２５９号公報，特願平５−１
６１３８０号等で紹介したところであるが、Ｐ／Ｃａ重
量比が０．５に達しないと、共晶Ｓｉの平均長さが２０
μｍ未満になり、耐摩耗性の劣化を招く。逆に５０を超
えるＰ／Ｃａ重量比では、Ｐ量の増加に起因して溶湯の
粘度が上昇し、安定した組織が得られ難くなる。
に応じて共晶Ｓｉ及び初晶Ｓｉが共存し、或いは初晶Ｓ
ｉがほとんどみられない組織となる。本発明では、内燃
機関用ピストンとして要求される性能を共晶Ｓｉに依っ
ている。また、初晶Ｓｉが晶出しても、平均粒径が小さ
いと、高温強度に悪影響を与えず、却って耐摩耗性に優
れた材料が得られる。 Ｐ／Ｃａ（重量比）：０．５〜５０ 共晶Ｓｉ及び初晶Ｓｉのサイズは、Ｐ／Ｃａ重量比で制
御できる。Ｐ／Ｃａ重量比の調整による作用自体は本発
明者等が特願平４−２４４２５９号公報，特願平５−１
６１３８０号等で紹介したところであるが、Ｐ／Ｃａ重
量比が０．５に達しないと、共晶Ｓｉの平均長さが２０
μｍ未満になり、耐摩耗性の劣化を招く。逆に５０を超
えるＰ／Ｃａ重量比では、Ｐ量の増加に起因して溶湯の
粘度が上昇し、安定した組織が得られ難くなる。
【００１２】Ｐ／Ｃａ重量比の調整は、含有量が規定さ
れた合金成分と関連して鋳造組織に晶出する共晶Ｓｉ及
び初晶Ｓｉを最適化する。本発明で規定したＰ含有量，
Ｃａ含有量及びＰ／Ｃａ重量比は、図１に示す領域で表
される。図１の点線は、本発明の概念を説明するために
付したものであり、完全には定量的なものではないが、
実験的には近傍を表示しているものと考えられる。本発
明で規定した合金系では、Ｓｉ含有量がおよそ１１重量
％を超えると、鋳造時の冷却速度にも依るが初晶Ｓｉが
晶出し易くなる。冷却速度が１０〜２０℃／秒では１０
〜１１重量％のＳｉ含有量で初晶Ｓｉが晶出し、冷却速
度１０℃／秒以下の徐冷になると１１〜１２重量％のＳ
ｉ含有量で初晶Ｓｉが晶出してくる。そして、共晶Ｓｉ
の外に初晶Ｓｉが晶出する組成及び冷却条件下で図１の
範囲になると、初晶Ｓｉが微細化しにくくなる。この
点、初晶Ｓｉが晶出する場合、Ｐ含有量，Ｃａ含有量及
びＰ／Ｃａ重量比が図１の領域〜にあるように調整
する必要がある。
れた合金成分と関連して鋳造組織に晶出する共晶Ｓｉ及
び初晶Ｓｉを最適化する。本発明で規定したＰ含有量，
Ｃａ含有量及びＰ／Ｃａ重量比は、図１に示す領域で表
される。図１の点線は、本発明の概念を説明するために
付したものであり、完全には定量的なものではないが、
実験的には近傍を表示しているものと考えられる。本発
明で規定した合金系では、Ｓｉ含有量がおよそ１１重量
％を超えると、鋳造時の冷却速度にも依るが初晶Ｓｉが
晶出し易くなる。冷却速度が１０〜２０℃／秒では１０
〜１１重量％のＳｉ含有量で初晶Ｓｉが晶出し、冷却速
度１０℃／秒以下の徐冷になると１１〜１２重量％のＳ
ｉ含有量で初晶Ｓｉが晶出してくる。そして、共晶Ｓｉ
の外に初晶Ｓｉが晶出する組成及び冷却条件下で図１の
範囲になると、初晶Ｓｉが微細化しにくくなる。この
点、初晶Ｓｉが晶出する場合、Ｐ含有量，Ｃａ含有量及
びＰ／Ｃａ重量比が図１の領域〜にあるように調整
する必要がある。
【００１３】実験結果から、初晶Ｓｉの結晶核として働
く化合物が領域〜で次のように異なるものと推察さ
れる。領域では主としてＡｌ−Ｐ系化合物，領域で
はＡｌ−Ｐ系化合物及びＰ−Ｃａ系化合物，領域では
主としてＰ−Ｃａ系化合物が初晶Ｓｉの結晶核になる。
他方、領域では、Ａｌ−Ｐ系，Ｐ−Ｃａ系化合物が少
ないため、初晶Ｓｉを十分に微細化する作用が発揮され
ない。一方、初晶Ｓｉが少ない条件，すなわちＳｉ含有
量が１１重量％付近より少ない条件下では、Ｓｉが共晶
として晶出する。そのため、図１に示した領域のどこで
も、共晶Ｓｉの平均長さが２０μｍ以上となる。換言す
ると、直線Ｄ−Ｃより下のＰ，Ｃａ量では、共晶Ｓｉが
２０μｍ以下に微細化され、耐摩耗性が劣化する。その
ため、内燃機関のピストンとして要求される特性が満足
されない。Ｐ含有量，Ｃａ含有量及びＰ／Ｃａ重量比を
適正に維持するため、アルミニウム合金溶湯を溶製する
場合にも工夫が必要とされる。すなわち、Ｐは溶湯中に
比較的残存し易いが、Ｃａは活性であるため含有量が変
動し易い。そこで、鋳造直前にＣａを添加し、鋳込まれ
る合金溶湯のＣａ含有量を規定範囲に維持する。
く化合物が領域〜で次のように異なるものと推察さ
れる。領域では主としてＡｌ−Ｐ系化合物，領域で
はＡｌ−Ｐ系化合物及びＰ−Ｃａ系化合物，領域では
主としてＰ−Ｃａ系化合物が初晶Ｓｉの結晶核になる。
他方、領域では、Ａｌ−Ｐ系，Ｐ−Ｃａ系化合物が少
ないため、初晶Ｓｉを十分に微細化する作用が発揮され
ない。一方、初晶Ｓｉが少ない条件，すなわちＳｉ含有
量が１１重量％付近より少ない条件下では、Ｓｉが共晶
として晶出する。そのため、図１に示した領域のどこで
も、共晶Ｓｉの平均長さが２０μｍ以上となる。換言す
ると、直線Ｄ−Ｃより下のＰ，Ｃａ量では、共晶Ｓｉが
２０μｍ以下に微細化され、耐摩耗性が劣化する。その
ため、内燃機関のピストンとして要求される特性が満足
されない。Ｐ含有量，Ｃａ含有量及びＰ／Ｃａ重量比を
適正に維持するため、アルミニウム合金溶湯を溶製する
場合にも工夫が必要とされる。すなわち、Ｐは溶湯中に
比較的残存し易いが、Ｃａは活性であるため含有量が変
動し易い。そこで、鋳造直前にＣａを添加し、鋳込まれ
る合金溶湯のＣａ含有量を規定範囲に維持する。
【００１４】Ｎｉ：０．２〜２．５重量％ 必要に応じて添加される合金元素であり、２００℃付近
における耐熱性，高温強度を改善する。Ｎｉ添加の効果
は、０．２重量％以上で顕著になる。しかし、２．５重
量％を超える多量のＮｉを含ませると、伸びが低下し、
アルミニウム合金を脆くする欠点が現れる。本発明に従
ったアルミニウム合金においては、その他の合金元素と
して、Ｎａ，Ｍｎ，Ｚｒ等を含むことがある。Ｎａは、
不純物として混入してくる元素であり、共晶Ｓｉを微細
化する作用を呈することから、上限を２０ｐｐｍにする
ことが望ましい。Ｍｎは、Ｆｅ／Ｍｎ重量比が約１のと
き、針状のＡｌ−Ｆｅ系化合物を塊状にし、鋳造性及び
湯流れ性を改善し、ヒケ巣の防止に有効に作用する。Ｚ
ｒは、結晶粒微細化に有効であり、０．３重量％以下の
量でＴｉと同時に或いはＺｒ単独で添加することもでき
る。
における耐熱性，高温強度を改善する。Ｎｉ添加の効果
は、０．２重量％以上で顕著になる。しかし、２．５重
量％を超える多量のＮｉを含ませると、伸びが低下し、
アルミニウム合金を脆くする欠点が現れる。本発明に従
ったアルミニウム合金においては、その他の合金元素と
して、Ｎａ，Ｍｎ，Ｚｒ等を含むことがある。Ｎａは、
不純物として混入してくる元素であり、共晶Ｓｉを微細
化する作用を呈することから、上限を２０ｐｐｍにする
ことが望ましい。Ｍｎは、Ｆｅ／Ｍｎ重量比が約１のと
き、針状のＡｌ−Ｆｅ系化合物を塊状にし、鋳造性及び
湯流れ性を改善し、ヒケ巣の防止に有効に作用する。Ｚ
ｒは、結晶粒微細化に有効であり、０．３重量％以下の
量でＴｉと同時に或いはＺｒ単独で添加することもでき
る。
【００１５】初晶Ｓｉ：平均粒径が４０μｍ以下 過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の高温強度は、初晶Ｓｉの大きさ
に大きく影響される。必要とする高温強度を確保する上
から、初晶Ｓｉの平均粒径を４０μｍ以下に規制するこ
とが必要とされる。 共晶Ｓｉ：平均長さが２０μｍ以上 硬質の共晶Ｓｉは、耐摩耗性の改善に有効である。この
ような効果は、共晶Ｓｉの平均長さが２０μｍ以上にな
ると顕著に現れる。 鋳造時の冷却速度：２０℃／秒以下 平均長さ２０μｍ以上に共晶Ｓｉを成長させるために
は、鋳造時の冷却速度を２０℃／秒以下に設定すること
が必要である。冷却速度が２０℃／秒を超えると、平均
長さが２０μｍに満たない共晶Ｓｉが晶出し易く、耐摩
耗性が劣化する。なお、本発明では、金型鋳造や溶湯鍛
造法が採用され、ピストンの素形材に鋳造される。実際
の金型鋳造では溶湯の冷却速度が８℃／秒，溶湯鍛造法
では３〜４℃／秒である。
に大きく影響される。必要とする高温強度を確保する上
から、初晶Ｓｉの平均粒径を４０μｍ以下に規制するこ
とが必要とされる。 共晶Ｓｉ：平均長さが２０μｍ以上 硬質の共晶Ｓｉは、耐摩耗性の改善に有効である。この
ような効果は、共晶Ｓｉの平均長さが２０μｍ以上にな
ると顕著に現れる。 鋳造時の冷却速度：２０℃／秒以下 平均長さ２０μｍ以上に共晶Ｓｉを成長させるために
は、鋳造時の冷却速度を２０℃／秒以下に設定すること
が必要である。冷却速度が２０℃／秒を超えると、平均
長さが２０μｍに満たない共晶Ｓｉが晶出し易く、耐摩
耗性が劣化する。なお、本発明では、金型鋳造や溶湯鍛
造法が採用され、ピストンの素形材に鋳造される。実際
の金型鋳造では溶湯の冷却速度が８℃／秒，溶湯鍛造法
では３〜４℃／秒である。
【００１６】溶体化処理：４８０〜５１０℃に３〜１０
時間加熱 本発明で規定した合金系では、Ｃｕ及びＭｇを十分に固
溶させる必要がある。溶体化処理では、十分な固溶を図
る上で、４８０〜５１０℃に３〜１０時間加熱する。加
熱温度が５１０℃を超える高温ではバーニング現象が現
れ、４８０℃に達しない低温では十分な固溶が図れな
い。固溶による効果は、１０時間で飽和し、それ以上の
長時間をかけても特性の改善が見られない。逆に、３時
間に満たない加熱では、固溶が不十分である。溶体化処
理後のアルミニウム合金は、温水焼入れされる。水焼入
れでは、Ｃｕ含有量が多いことから焼き割れが発生し易
い。 時効処理：１６０〜２３０℃に２〜１０時間加熱 本発明で規定した合金系は、加熱温度１６０℃以上の時
効処理でＭｇ2 Ｓｉが析出し、強度が向上する。しか
し、２３０℃を超える加熱では、過時効により却って強
度が低下する。１時間に達しない短時間加熱では効果が
小さく，１０時間を超えて加熱しても長時間化に見合っ
た改善がみられない。
時間加熱 本発明で規定した合金系では、Ｃｕ及びＭｇを十分に固
溶させる必要がある。溶体化処理では、十分な固溶を図
る上で、４８０〜５１０℃に３〜１０時間加熱する。加
熱温度が５１０℃を超える高温ではバーニング現象が現
れ、４８０℃に達しない低温では十分な固溶が図れな
い。固溶による効果は、１０時間で飽和し、それ以上の
長時間をかけても特性の改善が見られない。逆に、３時
間に満たない加熱では、固溶が不十分である。溶体化処
理後のアルミニウム合金は、温水焼入れされる。水焼入
れでは、Ｃｕ含有量が多いことから焼き割れが発生し易
い。 時効処理：１６０〜２３０℃に２〜１０時間加熱 本発明で規定した合金系は、加熱温度１６０℃以上の時
効処理でＭｇ2 Ｓｉが析出し、強度が向上する。しか
し、２３０℃を超える加熱では、過時効により却って強
度が低下する。１時間に達しない短時間加熱では効果が
小さく，１０時間を超えて加熱しても長時間化に見合っ
た改善がみられない。
【００１７】
実施例１：Ｓｉ：１０．５重量％，Ｃｕ：６．０重量
％，Ｍｇ：０．５重量％，Ｆｅ：０．４重量％，Ｔｉ：
０．１重量％，Ｂ：０．０００６重量％，Ｍｎ：０．４
重量％，Ｎａ：０．０００４重量％及びＺｒ：０．００
０１重量％を含み、Ｐ含有量，Ｃａ含有量及びＰ／Ｃａ
重量比を表１に示すように調整したアルミニウム合金溶
湯を溶製した。各アルミニウム合金溶湯を、冷却速度８
℃／秒で７６０℃からＪＩＳ４号舟型に鋳込んだ。な
お、冷却速度は、舟型を２００℃に加熱することによっ
て調整した。得られた鋳塊に５００℃×６時間の溶体化
処理を施し、６０℃の温水に焼き入れた後、２２０℃×
６時間の時効処理を施し、空冷した。
％，Ｍｇ：０．５重量％，Ｆｅ：０．４重量％，Ｔｉ：
０．１重量％，Ｂ：０．０００６重量％，Ｍｎ：０．４
重量％，Ｎａ：０．０００４重量％及びＺｒ：０．００
０１重量％を含み、Ｐ含有量，Ｃａ含有量及びＰ／Ｃａ
重量比を表１に示すように調整したアルミニウム合金溶
湯を溶製した。各アルミニウム合金溶湯を、冷却速度８
℃／秒で７６０℃からＪＩＳ４号舟型に鋳込んだ。な
お、冷却速度は、舟型を２００℃に加熱することによっ
て調整した。得られた鋳塊に５００℃×６時間の溶体化
処理を施し、６０℃の温水に焼き入れた後、２２０℃×
６時間の時効処理を施し、空冷した。
【００１８】
【表１】
【００１９】時効処理された各合金から、切削加工によ
り常温摩耗試験片及び高温引張り試験片を切り出した。
高温試験は、２００℃に１００時間予備加熱した後の試
験片を対象とした。常温摩耗試験は、フリクション型摩
耗試験機を使用し、相手材を鋳鉄ＦＣＭＰ７０とし、過
重５０ｋｇｆ／ｍｍ2 ，摺動速度０．２３ｍ／秒，摺動
距離３ｋｍ，潤滑剤使用の条件下で行った。試験結果
を、初晶Ｓｉ及び共晶Ｓｉのサイズと併せて表２に示
す。試験番号１〜７から、初晶Ｓｉの出現は、Ｐ含有
量，Ｃａ含有量及びＰ／Ｃａ重量比に依存していること
が判る。すなわち、Ｐ含有量が少なくＣａ含有量が多い
と、初晶Ｓｉが出現しにくくなっている。これは、Ａｌ
−Ｓｉ状態図において共晶点が右側にずれるためと考え
られる。一方、Ｐ含有量が多いと、共晶点が左側にず
れ、初晶Ｓｉが出現する傾向が強くなる。この関係は、
Ｐ／Ｃａ重量比と相乗的に絡み合い、初晶Ｓｉを微細化
すると共に、共晶Ｓｉを大きく成長させる。このように
して初晶Ｓｉ及び共晶Ｓｉが改質された試験番号２〜６
では、引張り強さ，０．２％耐力，伸び等の機械的性質
に優れ、且つ耐摩耗性も良好であった。本実施例で使用
した各合金はＳｉ含有量が１０．５重量％と低く、しか
も冷却速度が遅いことから、初晶Ｓｉがほとんど晶出し
ない、或いは晶出しても僅少又は少量であった。しか
し、Ｐ／Ｃａ重量比に応じて共晶Ｓｉの平均長さが大き
くなり、それと共に高温引っ張り強度が上昇し、摩耗量
が急激に低下した。他方、Ｐ／Ｃａ重量比が０．３の試
験番号１では、共晶Ｓｉの平均長さが１５μｍと小さ
く、摩耗量も２４０ｍｇと大きな値を示した。多量のＰ
を含む試験番号７では、溶湯の粘度が上昇し、湯流れが
悪く、試料に湯境が発生した。１２．０重量％と多量の
Ｓｉを含む試験番号８では、初晶Ｓｉが晶出しているも
のの、Ｐ含有量及びＣａ含有量が図１の領域にあるた
め、初晶Ｓｉに対する微細化効果が小さく、大きな平均
粒径をもつ初晶Ｓｉが晶出した。その結果として、２０
０℃における高温引張り強さが低下している。試験番号
９は、試験番号８とほぼ同じ組成をもつが、Ｐ含有量及
びＣａ含有量を図１の領域に調整している。その結
果、初晶Ｓｉが微細化され、２００℃の高温引張り強さ
も上昇している。
り常温摩耗試験片及び高温引張り試験片を切り出した。
高温試験は、２００℃に１００時間予備加熱した後の試
験片を対象とした。常温摩耗試験は、フリクション型摩
耗試験機を使用し、相手材を鋳鉄ＦＣＭＰ７０とし、過
重５０ｋｇｆ／ｍｍ2 ，摺動速度０．２３ｍ／秒，摺動
距離３ｋｍ，潤滑剤使用の条件下で行った。試験結果
を、初晶Ｓｉ及び共晶Ｓｉのサイズと併せて表２に示
す。試験番号１〜７から、初晶Ｓｉの出現は、Ｐ含有
量，Ｃａ含有量及びＰ／Ｃａ重量比に依存していること
が判る。すなわち、Ｐ含有量が少なくＣａ含有量が多い
と、初晶Ｓｉが出現しにくくなっている。これは、Ａｌ
−Ｓｉ状態図において共晶点が右側にずれるためと考え
られる。一方、Ｐ含有量が多いと、共晶点が左側にず
れ、初晶Ｓｉが出現する傾向が強くなる。この関係は、
Ｐ／Ｃａ重量比と相乗的に絡み合い、初晶Ｓｉを微細化
すると共に、共晶Ｓｉを大きく成長させる。このように
して初晶Ｓｉ及び共晶Ｓｉが改質された試験番号２〜６
では、引張り強さ，０．２％耐力，伸び等の機械的性質
に優れ、且つ耐摩耗性も良好であった。本実施例で使用
した各合金はＳｉ含有量が１０．５重量％と低く、しか
も冷却速度が遅いことから、初晶Ｓｉがほとんど晶出し
ない、或いは晶出しても僅少又は少量であった。しか
し、Ｐ／Ｃａ重量比に応じて共晶Ｓｉの平均長さが大き
くなり、それと共に高温引っ張り強度が上昇し、摩耗量
が急激に低下した。他方、Ｐ／Ｃａ重量比が０．３の試
験番号１では、共晶Ｓｉの平均長さが１５μｍと小さ
く、摩耗量も２４０ｍｇと大きな値を示した。多量のＰ
を含む試験番号７では、溶湯の粘度が上昇し、湯流れが
悪く、試料に湯境が発生した。１２．０重量％と多量の
Ｓｉを含む試験番号８では、初晶Ｓｉが晶出しているも
のの、Ｐ含有量及びＣａ含有量が図１の領域にあるた
め、初晶Ｓｉに対する微細化効果が小さく、大きな平均
粒径をもつ初晶Ｓｉが晶出した。その結果として、２０
０℃における高温引張り強さが低下している。試験番号
９は、試験番号８とほぼ同じ組成をもつが、Ｐ含有量及
びＣａ含有量を図１の領域に調整している。その結
果、初晶Ｓｉが微細化され、２００℃の高温引張り強さ
も上昇している。
【００２０】
【表２】
【００２１】実施例２：Ｓｉ：１０．５重量％，Ｃｕ：
６．０重量％，Ｍｇ：０．５重量％，Ｆｅ：０．４重量
％，Ｔｉ：０．１重量％，Ｎｉ：０．５重量％，Ｂ：
０．０００５重量％，Ｍｎ：０．４重量％，Ｎａ：０．
０００３重量％及びＺｒ：０．０００１重量％を含み、
Ｐ含有量，Ｃａ含有量及びＰ／Ｃａ重量比を表３に示す
ように調整したアルミニウム合金溶湯を溶製した。各ア
ルミニウム合金溶湯を、実施例１と同じ条件下で鋳造し
た。得られた鋳塊に５００℃×６時間の溶体化処理を施
し、６０℃の温水に焼き入れた後、２２０℃×６時間の
時効処理を施し、空冷した。
６．０重量％，Ｍｇ：０．５重量％，Ｆｅ：０．４重量
％，Ｔｉ：０．１重量％，Ｎｉ：０．５重量％，Ｂ：
０．０００５重量％，Ｍｎ：０．４重量％，Ｎａ：０．
０００３重量％及びＺｒ：０．０００１重量％を含み、
Ｐ含有量，Ｃａ含有量及びＰ／Ｃａ重量比を表３に示す
ように調整したアルミニウム合金溶湯を溶製した。各ア
ルミニウム合金溶湯を、実施例１と同じ条件下で鋳造し
た。得られた鋳塊に５００℃×６時間の溶体化処理を施
し、６０℃の温水に焼き入れた後、２２０℃×６時間の
時効処理を施し、空冷した。
【００２２】
【表３】
【００２３】得られた各合金の機械的特性を、共晶Ｓｉ
及び初晶Ｓｉと併せて表４に示す。この場合も、共晶Ｓ
ｉ及び初晶Ｓｉが適正に調整されたものでは、優れた特
性が示された。また、Ｎｉ添加によって高温強度の改善
も図られた。
及び初晶Ｓｉと併せて表４に示す。この場合も、共晶Ｓ
ｉ及び初晶Ｓｉが適正に調整されたものでは、優れた特
性が示された。また、Ｎｉ添加によって高温強度の改善
も図られた。
【００２４】
【表４】
【００２５】実施例３：表５に示すようにＳｉ：１０．
５重量％，Ｃｕ：６．０重量％，Ｍｇ：０．５重量％，
Ｆｅ：０．４重量％，Ｔｉ：０．１重量％，Ｎｉ：０重
量％又は０．５重量％に成分調整し、更にＢ：０．００
０５重量％，Ｍｎ：０．４重量％，Ｎａ：０．０００３
重量％，Ｚｒ：０．０００１重量％となるようにしたア
ルミニウム合金溶湯（試験番号１９〜２４）を溶製し、
種々の冷却速度で７６０℃からＪＩＳ４号舟型に鋳込ん
だ。冷却速度は、２℃／秒付近を得る場合には舟型を４
００℃に加熱し、８℃／秒付近を得る場合には舟型を２
００℃に加熱し、１５℃／秒付近を得る場合には銅製鋳
型を１５０℃に加熱し、３０℃／秒付近を得る場合には
水冷構造をもった銅製鋳型に冷却水を流すことによって
調整した。得られた各合金鋳物の共晶Ｓｉ，初晶Ｓｉ，
機械的特性等を表６に示す。冷却速度が３０℃／秒と早
い試験番号２１，２４では、Ｐ／Ｃａ重量比が適正値に
あるものの、共晶Ｓｉの平均長さが短くなっており、摩
耗量が増加している。Ｎａを含有量４６ｐｐｍまで添加
したＡＣ８Ａの試験番号２５では、Ｎａ添加に起因して
初晶Ｓｉがほとんど見られず、共晶Ｓｉも微細化されて
いることから、耐摩耗性が低下していた。
５重量％，Ｃｕ：６．０重量％，Ｍｇ：０．５重量％，
Ｆｅ：０．４重量％，Ｔｉ：０．１重量％，Ｎｉ：０重
量％又は０．５重量％に成分調整し、更にＢ：０．００
０５重量％，Ｍｎ：０．４重量％，Ｎａ：０．０００３
重量％，Ｚｒ：０．０００１重量％となるようにしたア
ルミニウム合金溶湯（試験番号１９〜２４）を溶製し、
種々の冷却速度で７６０℃からＪＩＳ４号舟型に鋳込ん
だ。冷却速度は、２℃／秒付近を得る場合には舟型を４
００℃に加熱し、８℃／秒付近を得る場合には舟型を２
００℃に加熱し、１５℃／秒付近を得る場合には銅製鋳
型を１５０℃に加熱し、３０℃／秒付近を得る場合には
水冷構造をもった銅製鋳型に冷却水を流すことによって
調整した。得られた各合金鋳物の共晶Ｓｉ，初晶Ｓｉ，
機械的特性等を表６に示す。冷却速度が３０℃／秒と早
い試験番号２１，２４では、Ｐ／Ｃａ重量比が適正値に
あるものの、共晶Ｓｉの平均長さが短くなっており、摩
耗量が増加している。Ｎａを含有量４６ｐｐｍまで添加
したＡＣ８Ａの試験番号２５では、Ｎａ添加に起因して
初晶Ｓｉがほとんど見られず、共晶Ｓｉも微細化されて
いることから、耐摩耗性が低下していた。
【００２６】
【表５】
【００２７】
【表６】
【００２８】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明は、含有
量が特定された成分・組成をもつＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ系合金においてＰ含有量，Ｃａ含有量及びＰ／Ｃａ重
量比を調整することにより、共晶Ｓｉを大きく成長させ
ると共に、初晶Ｓｉを微細化している。これにより、高
温強度，耐摩耗性等が改善され、内燃機関のピストンと
して好適なアルミニウム合金が得られる。
量が特定された成分・組成をもつＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ系合金においてＰ含有量，Ｃａ含有量及びＰ／Ｃａ重
量比を調整することにより、共晶Ｓｉを大きく成長させ
ると共に、初晶Ｓｉを微細化している。これにより、高
温強度，耐摩耗性等が改善され、内燃機関のピストンと
して好適なアルミニウム合金が得られる。
【図１】 本発明で規定した領域をＰ含有量−Ｃａ含有
量のグラフで表す。
量のグラフで表す。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 宮坂 禧輝 東京都港区三田３丁目13番12号 日本軽金 属株式会社内 (72)発明者 甲藤 晴康 静岡県庵原郡蒲原町蒲原１丁目34番１号 株式会社日軽技研内 (72)発明者 中島 良一 長野県上田市下之郷813−６ アート金属 工業株式会社研究開発センター内 (72)発明者 松瀬 康詩 長野県上田市下之郷813−６ アート金属 工業株式会社研究開発センター内 (72)発明者 渡辺 智成 長野県上田市下之郷813−６ アート金属 工業株式会社研究開発センター内
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｃｕ：３〜７重量％，Ｓｉ：８〜１３重
量％，Ｍｇ：０．３〜１．０重量％，Ｆｅ：０．１〜
１．０重量％，Ｔｉ：０．０１〜０．３重量％，Ｐ：
０．００１〜０．０１重量％及びＣａ：０．０００１〜
０．０１重量％を含み、Ｐ／Ｃａが重量比で０．５〜５
０の範囲に調整されている高温強度に優れた内燃機関ピ
ストン用アルミニウム合金。 - 【請求項２】 更にＮｉ：０．２〜２．５重量％を含む
請求項１記載の高温強度に優れた内燃機関ピストン用ア
ルミニウム合金。 - 【請求項３】 初晶Ｓｉの平均粒径が４０μｍ以下で、
共晶Ｓｉの平均長さが２０μｍ以上の鋳造組織をもつ請
求項１又は２記載の高温強度に優れた内燃機関ピストン
用アルミニウム合金。 - 【請求項４】 請求項１又は２記載の組成をもつアルミ
ニウム合金溶湯を冷却速度２０℃／秒以下で鋳造した
後、４８０〜５１０℃に３〜１０時間加熱する溶体化処
理を施し、直ちに温水に焼入れ、次いで１６０〜２３０
℃に２〜１０時間加熱する時効処理を施し、空冷した
後、目標形状に機械加工する内燃機関用アルミニウム合
金製ピストンの製造方法。 - 【請求項５】 請求項４の方法で製造された内燃機関用
ピストン。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26310794A JPH08104937A (ja) | 1994-10-03 | 1994-10-03 | 高温強度に優れた内燃機関ピストン用アルミニウム合金及び製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26310794A JPH08104937A (ja) | 1994-10-03 | 1994-10-03 | 高温強度に優れた内燃機関ピストン用アルミニウム合金及び製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08104937A true JPH08104937A (ja) | 1996-04-23 |
Family
ID=17384932
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26310794A Pending JPH08104937A (ja) | 1994-10-03 | 1994-10-03 | 高温強度に優れた内燃機関ピストン用アルミニウム合金及び製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08104937A (ja) |
Cited By (12)
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|---|---|---|---|---|
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| US7765977B2 (en) | 2004-02-27 | 2010-08-03 | Yamaha Hatsudoki Kabushiki Kaisha | Engine component part and method for producing the same |
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-
1994
- 1994-10-03 JP JP26310794A patent/JPH08104937A/ja active Pending
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