JP2004256873A - 高温強度に優れた鋳物用アルミニウム合金 - Google Patents
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Abstract
【目的】粉末冶金法やダイカスト法を用いることなく、晶出物の大きさを小さくして従来よりも高温強度の高い鋳物が製造できる鋳物用アルミニウム合金を提供する。
【構成】Ｓｉ：９．５〜１１．５質量％，Ｃｕ：５．０〜７．７質量％，Ｎｉ：３．５〜５．５質量％，Ｍｇ：０．５５〜１．５質量％，Ｐ：０．００３〜０．１質量％，Ｆｅ：０．１５〜０．７質量％を含み、さらに必要に応じてＴｉ：０．００５〜０．３質量％，Ｚｒ：０．０２〜０．３質量％，Ｖ：０．０２〜０．３質量％，Ｂ：０．００１〜０．１質量％，Ｍｎ：０．１〜０．７質量％の少なくとも１種以上を含み、残部が実質的にＡｌからなる鋳物用アルミニウム合金。
【効果】凝固の際の固液共存領域の温度範囲が狭くなり、各種晶出物がほとんど同時に晶出するため晶出物が均一微細に分布され、マトリックスであるα−Ａｌ相が細かく分断された金属組織となるので高温強度が向上する。
【選択図】 なし
【構成】Ｓｉ：９．５〜１１．５質量％，Ｃｕ：５．０〜７．７質量％，Ｎｉ：３．５〜５．５質量％，Ｍｇ：０．５５〜１．５質量％，Ｐ：０．００３〜０．１質量％，Ｆｅ：０．１５〜０．７質量％を含み、さらに必要に応じてＴｉ：０．００５〜０．３質量％，Ｚｒ：０．０２〜０．３質量％，Ｖ：０．０２〜０．３質量％，Ｂ：０．００１〜０．１質量％，Ｍｎ：０．１〜０．７質量％の少なくとも１種以上を含み、残部が実質的にＡｌからなる鋳物用アルミニウム合金。
【効果】凝固の際の固液共存領域の温度範囲が狭くなり、各種晶出物がほとんど同時に晶出するため晶出物が均一微細に分布され、マトリックスであるα−Ａｌ相が細かく分断された金属組織となるので高温強度が向上する。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、高温強度に優れた鋳物用アルミニウム合金に関するものであり、特に高温強度が必要とされ、かつ耐摩耗性や鋳造性も要求される車輌用等の内燃機関用ピストンに適した鋳物用アルミニウム合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】
内燃機関に使用されるピストンとして、軽量化を図るためＪＩＳ規格ＡＣ８Ａ合金（Ｓｉ：１１．０〜１３．０質量％，Ｃｕ：０．８〜１．３質量％，Ｍｇ：０．７〜１．３質量％，Ｎｉ：０．８〜１．５質量％）のような、耐摩耗性や鋳造性に優れ、熱膨張係数の小さいＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金が使用されてきた。
近年、より高い温度での強度を要求されるピストンには、高温強度を高めるためにＮｉやＣｕの添加量を多くしたアルミニウム合金が使用される用になってきた（例えば、特許文献１，２参照）。
【０００３】
例えば特許文献１で紹介されたアルミニウム合金では、１０〜１６質量％のＳｉを含むＡｌ−Ｓｉ系合金にＣｕ：１〜７質量％，Ｎｉ：０．２〜６質量％を含有させている。しかしながらこの合金では、晶出物の大きさが大きくなりやすいので、所要の高温強度を発現させるためには、含有Ｐ及びＣａ量を規制する必要があり、しかもダイカスト法を用い冷却速度２０℃／秒以上で鋳造しなければならない。
また特許文献２で紹介されたアルミニウム合金では、１１〜１６質量％のＳｉを含むＡｌ−Ｓｉ系合金にＣｕ：３〜７質量％，Ｎｉ：３〜７質量％を含有させている。しかしながらこの合金でも、晶出物の大きさを小さくするためにダイカスト法を用い冷却速度が早くなるように鋳造している。
【０００４】
【特許文献１】
特開平８−１３４５７７号公報
【特許文献２】
特開２０００−２０４４２８号公報
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
Ｃｕ及びＮｉを含有したＡｌ−Ｓｉ系合金では、高温で安定なＡｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系の晶出物を微細均一に晶出させ、α−Ａｌ相を細かく分断することにより高温強度を高めている。上記２つの技術で、冷却速度の速い鋳造法を採用して晶出物の大きさを小さくするのは、このためである。冷却速度が遅く、凝固の進行が遅い場合には晶出物が粗大化してα−Ａｌ相を細かく分断できなくなる。また、粗大な晶出物は破壊の起点になり、アルミニウム合金材の強度、特に疲労強度や破壊靭性値を低下させる原因にもなる。
晶出物の粗大化を抑制するためには急冷凝固させる必要がある。具体的には、粉末冶金法の適用や高速高圧のダイカスト法で鋳造する必要がある。しかし、粉末冶金法を使用した材料は、その製法上非常に高価であり、また高速高圧のダイカスト法はその工法上内部欠陥を含みやすく、また金型及び装置が高価になる。
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、粉末冶金法やダイカスト法を用いることなく、従来よりもさらに高温強度の高い鋳物が製造できる鋳物用アルミニウム合金を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明の高温強度に優れた鋳物用アルミニウム合金は、その目的を達成するため、Ｓｉ：９．５〜１１．５質量％，Ｃｕ：５．０〜７．７質量％，Ｎｉ：３．５〜５．５質量％，Ｍｇ：０．５５〜１．５質量％，Ｐ：０．００３〜０．１質量％，Ｆｅ：０．１５〜０．７質量％を含み、残部が実質的にＡｌからなることを特徴とする。
本発明の鋳物用アルミニウム合金は、さらにＴｉ：０．００５〜０．３質量％，Ｚｒ：０．０２〜０．３質量％，Ｖ：０．０２〜０．３質量％，Ｂ：０．００１〜０．１質量％，Ｍｎ：０．１〜０．７質量％の少なくとも１種以上を含むことができる。
この鋳物用アルミニウム合金は、晶出物の平均粒径が１５μｍ以下，最大粒径が１００μｍ以下，代表粒子間距離が２０μｍ以下であるものが好ましい。
そしてこのような鋳物用アルミニウム合金が内燃機関用ピストンとして適用される。
【０００７】
【作用】
Ａｌ−Ｓｉ系合金溶湯を鋳造する際、凝固速度が遅い場合に晶出物が均一微細に晶出せず粗大な晶出物が形成する理由は、発生した晶出物の周りに十分な液相スペースと成長するための時間的な余裕があるためである。例えば、特許文献２の実施例で使用されたＡｌ−１２．６％Ｓｉ−４．２％Ｃｕ−０．５％Ｆｅ−０．４％Ｍｎ−４．５％Ｎｉ合金の熱平衡計算で算出した状態図を図１に示す。
この組成のアルミニウム合金溶湯を凝固させるとき、まず約６０９℃でＡｌＦｅＳｉが晶出し、次に初晶Ｓｉが晶出し、その後α−Ａｌ相の晶出が始まる。さらに、Ａｌ９ＦｅＮｉ、Ａｌ３Ｎｉの順で晶出し、約５３１℃の固相線に達するとＡｌ３Ｎｉ２、Ａｌ５Ｃｕ２Ｍｇ８Ｓｉ６が晶出する。そして凝固速度が遅いとＡｌＦｅＳｉ、初晶Ｓｉ、Ａｌ９ＦｅＮｉが十分に成長する。これらの晶出物を成長させないためには、図１中の固液共存領域［ＡｌＦｅＳｉの晶出開始温度（約６０９℃）から固相線温度（約５３１℃）までの領域］を急速に通過させる必要がある。そのために従来の技術では、冷却速度が速いダイカスト法を使用する必要があった。
【０００８】
また、鋳物用Ａｌ−Ｓｉ系合金の代表的組成である、Ａｌ−１２％Ｓｉ−３％Ｃｕ−２．５％Ｎｉ−１．０％Ｍｇ−０．２％Ｆｅ合金の熱平衡計算で算出した状態図も図２に示す。この組成のアルミニウム合金溶湯を凝固させるとき、まず約５６８℃で初晶Ｓｉが晶出し、その後α−Ａｌ相の晶出が始まる。次にＡｌ３Ｎｉの晶出が始まる。さらに５３１℃付近になると、Ｎｉ３（ＮｉＣｕ）２やＭｇ２Ｓｉ等が現れる。特許文献２の合金の固液共存領域よりも狭いが、まだ固液共存領域（約５６８℃〜約５３１℃）は広い。そして凝固速度が遅いと初晶Ｓｉは十分に成長し、その後Ａｌ３Ｎｉも十分に成長し大きなＡｌ３Ｎｉ２に置き換わる。このため、最近のピストンに対する高い要求強度を十分に満たす高強度の鋳物は得られていない。
なお、図１，２および次の図３に共通する事項であるが、Ｓｉはα−Ａｌ相の晶出温度以上では初晶Ｓｉとして晶出し、その後は共晶Ｓｉとして晶出する。またＡｌ３Ｎｉは途中からＡｌ３Ｎｉ２の原料になるのでほとんどなくなる。
【０００９】
そこで、本発明者等は、上記図１，２において固液共存領域の温度幅を狭く、且つ晶出温度が近似する晶出物が晶出するような成分組成を探索することにした。Ｓｉと各種Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物をほぼ同時に晶出させれば、異種の晶出物同士が互いに粗大化することを抑制し、凝固速度が遅くても晶出物は微細均一に且つ高密度で分布することになる。
例えば、Ａｌ−１０％Ｓｉ−７％Ｃｕ−５％Ｎｉ−１．０％Ｍｇ−０．２％Ｆｅ合金の熱平衡計算で算出した状態図を図３に示す。この合金の最初の晶出物（Ａｌ９ＦｅＮｉ）の晶出開始温度は約５５３℃，固相線は約５２５℃である。この図から、固液共存領域の温度幅が狭く、且つ共晶Ｓｉ及び各種Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物はほぼ同時に晶出することがわかる。このような成分組成をもつアルミニウム合金溶湯を鋳造する際、冷却速度（凝固速度）を速くしなくても晶出物は互いにその成長を抑制し合い、そのため晶出物は均一微細に分布し、マトリックスであるα−Ａｌ相が細かく分断された金属組織となって高温強度を向上することができるようになったものである。
【００１０】
なお、請求項の記載で規定した成分組成は、上記の観点から各種成分組成についての熱平衡計算を行い、その計算結果から最適合金組成を予測し、予測した合金組成について予備実験を重ねて確認した結果に基づいて設定したものである。
そして、本発明の成分組成を採用すれば、重力鋳造のような低速低圧の鋳造方法でも優れた高温強度が得られる。高速高圧のダイカスト法、又は低速高圧の溶湯鍛造法などの高圧鋳造法で鋳造すると、結晶粒や晶出物はさらに微細化され、ミクロシュリンケージの発生を抑制することができるので、より優れた高温強度が得られることになる。
また、鋳込んだ鋳塊に人工時効を施したり、鋳造焼入れ後に人工時効を施したり、或いは溶体化処理後に人工時効を施すなどの熱処理を施すことにより、マトリックスの強度を制御し、より高い強度を得ることができることは、従来の鋳造用Ａｌ−Ｓｉ系合金と同様である。
【００１１】
以下、本発明鋳物用アルミニウム合金の成分，含有量等について詳しく説明する。
Ｓｉ：９．５〜１１．５質量％
初晶Ｓｉや共晶Ｓｉとして晶出し、耐熱性及び耐摩耗性を改善する合金成分である。また、熱膨張率を低下させ、鋳造時の湯流れを向上する上でも有効な成分である。さらに、共存しているＭｇと反応し時効処理によってＭｇ２Ｓｉとして析出し、機械強度を向上させる。Ｓｉ含有量が９．５質量％に満たないと耐摩耗性や高温強度が低くなり、熱膨張係数が大きくなる。逆に１１．５質量％を超えるＳｉ含有量では、初晶Ｓｉが比較的高温で液相から粗大に成長し、伸びが低下するうえ、鋳造性の点から鋳造温度を高くする必要も生じる。
【００１２】
Ｃｕ：５．０〜７．７質量％
マトリックスに固溶し、またＮｉと共存するときＡｌ３（ＮｉＣｕ）２を生成し、２００〜３５０℃の高温強度向上に寄与する。またＡｌ−Ｓｉの共晶温度域を下げ、Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物とほぼ同温度域とする。また、時効処理でＡｌ２Ｃｕ中間体を生成し、２５０℃までの温度域でのマトリックス強度の向上に寄与する。Ｃｕ含有量が５．０質量％に満たないとこの効果は十分出ない。逆に．７質量％を超えると、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ−系低融点化合物の生成量が多くなり、ミクロシュリンケージにより伸びを低下させるとともに。鋳造割れも起こしやすくなる。また、合金の比重が大きくなり、アルミニウム合金使用の軽量化メリットが減じる。
【００１３】
Ｎｉ：３．５〜５．５質量％
Ｎｉは、高融点のＡｌ−Ｎｉ系晶出物を形成し、２００〜３５０℃付近における耐熱性，高温強度を改善する。またＮｉは鋳造性を向上（耐焼付き性の向上）させる作用もある。これらの効果は３．５質量％以上の含有で顕著になる。しかし、５．５質量％を超える多量のＮｉを含有させると、Ａｌ−Ｎｉ（ＦｅＭｎ）系の金属間化合物が比較的高温で液相から粗大に成長し、伸びが低下するうえ、粗大金属間化合物の周囲では高温強度向上に必要なα相の微細な分断も得られない。さらに、鋳造温度を高温にする必要も生じる。また、合金の比重が大きくなり、アルミニウム合金使用の軽量化メリットが減じるとともに、地金が高価になる。
【００１４】
Ｍｇ：０．５５〜１．５質量％
アルミニウム地中に固溶してマトリックスを強化するとともに、Ｓｉとの共存により時効処理でＭｇ２Ｓｉ中間体を析出し、機械強度を向上させる合金成分である。またＡｌ−Ｓｉの共晶温度域を下げ、Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物とほぼ同温度域とする。Ｍｇ含有量が０．５５質量％以上で十分な強化作用が得られ、１．５質量％を超えるとＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系低融点化合物の生成量が多くなり、ミクロシュリンケージにより伸びを低下させる。また、鋳造割れも起こしやすくなる。
【００１５】
Ｐ：０．００３〜０．１質量％
初晶Ｓｉの粗大化抑制及び共晶Ｓｉの過度の微細化抑制にも寄与する。この効果は０．００３重量％以上のＰ含有量で顕著になる。Ｐの含有量が多くなるにつれて湯流れ性が悪化し、湯まわり不良や湯境いといった鋳造欠陥が発生し易くなる。したがって、Ｐ含有量の上限は０．１質量％とした。
【００１６】
Ｆｅ：０．１５〜０．７質量％
Ｆｅは不可避的に混入してくる不純物でもあり、０．１５質量％以下に抑えるのは困難であるが、０．２重量％以上含有していると種々の金属間化合物を生成し、耐摩耗性及び高温強度を向上させ、熱膨張率を下げる効果がある。また、ダイカストを行う場合には金型への焼付きを防止する効果もある。しかし、０．７質量％超える過剰量のＦｅが含まれると、粗大なＡｌ−Ｎｉ（ＦｅＭｎ）系の金属間化合物を生成し、高温強度及び伸びを低下させる。
【００１７】
Ｔｉ：０．００５〜０．３質量％，Ｚｒ：０．０２〜０．３質量％，Ｖ：０．０２〜０．３質量％，Ｂ：０．００１〜０．１質量％
Ｔｉ，Ｚｒ及びＢは、必要に応じて添加される成分であり、結晶粒微細化作用があり、また引け性を改善する。各々単独でも効果があるが、特にＴｉとＢが共存すると添加量は少なくても効果は大きい。またＺｒには、溶湯の酸化を抑制する働きもある。Ｖは高温強度を高める効果があり、またＺｒと同様に溶湯の酸化を抑制する働きもある。
各元素の効果は下限添加量未満では不十分であり、上限添加量を超える量添加しても効果は飽和している。なお、Ｔｉ及びＢを過剰に添加すると、ＴｉＢ２クラスタが成長・粗大化し、ハードスポットの原因となる。また同じくＺｒを過剰に添加するとＡｌ３Ｚｒが成長し、伸びを阻害する。Ｖを過剰に添加すると地金が高価になる。
【００１８】
Ｍｎ：０．１〜０．７質量％
Ｆｅ同様、種々の金属間化合物として晶出し、耐摩耗性及び高温強度を向上させ、熱膨張率を下げる効果がある。また、Ｍｎはα−Ａｌ相に固溶しマトリックスを強化するとともに、粗大針状のＡｌ−Ｆｅ系晶出物の生成も抑えられる。このような作用は、０．１質量％以上のＭｎ含有量で顕著になる。しかし、Ｍｎ含有量が０．７質量％を超えると、Ｆｅとともに粗大なＡｌ−Ｎｉ（ＦｅＭｎ）系の金属間化合物を生成し、却って高温強度及び伸びを低下させることになる。
【００１９】
その他
不可避的に混入する不純物は少ない方が好ましい。例えばＣａは湯流れ性を悪化させ、また共晶Ｓｉを過度に微細化して耐摩耗性を低下させるので、０．００２質量％以下に規制することが好ましい。また、同様の理由から、Ｎａ含有量は０．００１質量％以下に、Ｓｒ含有量は０．００２質量％以下に、Ｓｂ含有量は０．０５質量％以下に、さらにＢｉ含有量は０．００３質量％以下に規制することが好ましい。
【００２０】
晶出物の平均粒径が１５μｍ以下，最大粒径が１００μｍ以下，代表粒子間距離が２０μｍ以下
晶出物の平均粒径が１５μｍより大きいと、α−Ａｌ相を微細に分断できず、十分な高温強度を得ることができない。また、１００μｍより大きい粒径の晶出物が存在すると、応力集中が激しく晶出物が母相から剥離したり、晶出物自体が破砕されて破壊の起点となり、強度が低下する。さらに、代表粒子間距離が２０μｍを超えるとα−Ａｌ相を微細に分断できず、十分な高温強度を得ることができない。
このような金属組織にするためには、本請求項に記載したように規制された成分組成を有する合金を鋳造することにより得られる。
【００２１】
【実施例】
表１に示す組成を有するアルミニウム合金を、重力金型鋳造法（冷却速度：０．５〜５℃／ｓ）で、ピストン形状に鋳造した。溶湯保持温度は７５０℃±１０℃，金型温度は２５０℃である。
得られた鋳物に２２０℃×４ｈｒの時効処理を施した後、ピストン頭頂部から引張試験片を採取した。試験温度にて１００時間の予備加熱をし、２５０℃と３５０℃で引張試験を行って引張強度を求めた。
また同時にピン穴上部の組織観察も行い、画像解析法により晶出物の平均粒径，最大粒径及び代表粒子間距離を測定した。なお、代表粒子間距離は、軽金属学会研究委員会鋳造・凝固部会推奨のデンドライトアームスペーシング測定の２次枝法により測定した。
それらの結果を表２に示す。
【００２２】
【００２３】
【００２４】
表２より、本発明の実施例である試験Ｎｏ．１〜７は、例えば図４にみられるように、粗大な晶出物が晶出しておらず、高温強度に優れていることがわかる。
これに対して、比較例では、例えば図５にみられるように、晶出物の粒径が大きくなったり、粒子間距離が大きくなって、高温強度が低下している。
試験Ｎｏ．８は、Ｃｕ含有量が少ないために各種Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物の晶出温度域が分かれ、晶出物が粗大化して引張強度も低下した。試験Ｎｏ．９は、Ｐ含有量が少なかったために初晶Ｓｉの微細化効果が十分でなく初晶Ｓｉが粗大化して引張強度も低下した。試験Ｎｏ．１０はＳｉ含有量が少ないために最初にα−Ａｌ相が晶出し、そのためにα−Ａｌ相が十分に分断されず高温強度が十分でなかった。また表２には示していないが、本発明例と比較して熱膨張係数が大きくなっていた。試験Ｎｏ．１１はＣｕ含有量が多いためにＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系低融点化合物が多量に形成され、高温強度が低下した。また鋳造性も悪かった。また試験Ｎｏ．１２はＳｉ含有量が多くＣｕとＮｉの含有量が少ないために晶出物量が少なく、α−Ａｌ相を十分に分断することができなかったために引張強度は高くならなかった。さらに、試験Ｎｏ．１３はＳｉ及びＮｉの含有量が多すぎたために粗大な晶出物が現れ、鋳造性も悪かった。
【００２５】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明は、鋳造用Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金において、合金成分の含有量を調整して凝固時の固液共存領域の温度範囲を狭くし、晶出物をほとんど同時に晶出させるようにすることにより、冷却速度（凝固速度）を速くしなくても晶出物を均一微細に分布させ、マトリックスであるα−Ａｌ相が細かく分断された金属組織とすることができたので、鋳造方法に影響されることなく高温強度に優れた鋳造用Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金を得ることができる。これにより、高温強度，高温疲労強度及び耐摩耗性に優れた内燃機関用ピストン等が安価に提供される。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ａｌ−１２．６％Ｓｉ−４．２％Ｃｕ−０．５％Ｆｅ−０．４％Ｍｎ−４．５％Ｎｉ合金の熱平衡計算で算出した状態図
【図２】Ａｌ−１２％Ｓｉ−３％Ｃｕ−２．５％Ｎｉ−１．０％Ｍｇ−０．２％Ｆｅ合金の熱平衡計算で算出した状態図
【図３】Ａｌ−１０％Ｓｉ−７％Ｃｕ−５％Ｎｉ−１．０％Ｍｇ−０．２％Ｆｅ合金の熱平衡計算で算出した状態図
【図４】試験Ｎｏ．１のマクロ組織を説明する図
【図５】試験Ｎｏ．１２のマクロ組織を説明する図
【産業上の利用分野】
本発明は、高温強度に優れた鋳物用アルミニウム合金に関するものであり、特に高温強度が必要とされ、かつ耐摩耗性や鋳造性も要求される車輌用等の内燃機関用ピストンに適した鋳物用アルミニウム合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】
内燃機関に使用されるピストンとして、軽量化を図るためＪＩＳ規格ＡＣ８Ａ合金（Ｓｉ：１１．０〜１３．０質量％，Ｃｕ：０．８〜１．３質量％，Ｍｇ：０．７〜１．３質量％，Ｎｉ：０．８〜１．５質量％）のような、耐摩耗性や鋳造性に優れ、熱膨張係数の小さいＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金が使用されてきた。
近年、より高い温度での強度を要求されるピストンには、高温強度を高めるためにＮｉやＣｕの添加量を多くしたアルミニウム合金が使用される用になってきた（例えば、特許文献１，２参照）。
【０００３】
例えば特許文献１で紹介されたアルミニウム合金では、１０〜１６質量％のＳｉを含むＡｌ−Ｓｉ系合金にＣｕ：１〜７質量％，Ｎｉ：０．２〜６質量％を含有させている。しかしながらこの合金では、晶出物の大きさが大きくなりやすいので、所要の高温強度を発現させるためには、含有Ｐ及びＣａ量を規制する必要があり、しかもダイカスト法を用い冷却速度２０℃／秒以上で鋳造しなければならない。
また特許文献２で紹介されたアルミニウム合金では、１１〜１６質量％のＳｉを含むＡｌ−Ｓｉ系合金にＣｕ：３〜７質量％，Ｎｉ：３〜７質量％を含有させている。しかしながらこの合金でも、晶出物の大きさを小さくするためにダイカスト法を用い冷却速度が早くなるように鋳造している。
【０００４】
【特許文献１】
特開平８−１３４５７７号公報
【特許文献２】
特開２０００−２０４４２８号公報
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
Ｃｕ及びＮｉを含有したＡｌ−Ｓｉ系合金では、高温で安定なＡｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系の晶出物を微細均一に晶出させ、α−Ａｌ相を細かく分断することにより高温強度を高めている。上記２つの技術で、冷却速度の速い鋳造法を採用して晶出物の大きさを小さくするのは、このためである。冷却速度が遅く、凝固の進行が遅い場合には晶出物が粗大化してα−Ａｌ相を細かく分断できなくなる。また、粗大な晶出物は破壊の起点になり、アルミニウム合金材の強度、特に疲労強度や破壊靭性値を低下させる原因にもなる。
晶出物の粗大化を抑制するためには急冷凝固させる必要がある。具体的には、粉末冶金法の適用や高速高圧のダイカスト法で鋳造する必要がある。しかし、粉末冶金法を使用した材料は、その製法上非常に高価であり、また高速高圧のダイカスト法はその工法上内部欠陥を含みやすく、また金型及び装置が高価になる。
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、粉末冶金法やダイカスト法を用いることなく、従来よりもさらに高温強度の高い鋳物が製造できる鋳物用アルミニウム合金を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明の高温強度に優れた鋳物用アルミニウム合金は、その目的を達成するため、Ｓｉ：９．５〜１１．５質量％，Ｃｕ：５．０〜７．７質量％，Ｎｉ：３．５〜５．５質量％，Ｍｇ：０．５５〜１．５質量％，Ｐ：０．００３〜０．１質量％，Ｆｅ：０．１５〜０．７質量％を含み、残部が実質的にＡｌからなることを特徴とする。
本発明の鋳物用アルミニウム合金は、さらにＴｉ：０．００５〜０．３質量％，Ｚｒ：０．０２〜０．３質量％，Ｖ：０．０２〜０．３質量％，Ｂ：０．００１〜０．１質量％，Ｍｎ：０．１〜０．７質量％の少なくとも１種以上を含むことができる。
この鋳物用アルミニウム合金は、晶出物の平均粒径が１５μｍ以下，最大粒径が１００μｍ以下，代表粒子間距離が２０μｍ以下であるものが好ましい。
そしてこのような鋳物用アルミニウム合金が内燃機関用ピストンとして適用される。
【０００７】
【作用】
Ａｌ−Ｓｉ系合金溶湯を鋳造する際、凝固速度が遅い場合に晶出物が均一微細に晶出せず粗大な晶出物が形成する理由は、発生した晶出物の周りに十分な液相スペースと成長するための時間的な余裕があるためである。例えば、特許文献２の実施例で使用されたＡｌ−１２．６％Ｓｉ−４．２％Ｃｕ−０．５％Ｆｅ−０．４％Ｍｎ−４．５％Ｎｉ合金の熱平衡計算で算出した状態図を図１に示す。
この組成のアルミニウム合金溶湯を凝固させるとき、まず約６０９℃でＡｌＦｅＳｉが晶出し、次に初晶Ｓｉが晶出し、その後α−Ａｌ相の晶出が始まる。さらに、Ａｌ９ＦｅＮｉ、Ａｌ３Ｎｉの順で晶出し、約５３１℃の固相線に達するとＡｌ３Ｎｉ２、Ａｌ５Ｃｕ２Ｍｇ８Ｓｉ６が晶出する。そして凝固速度が遅いとＡｌＦｅＳｉ、初晶Ｓｉ、Ａｌ９ＦｅＮｉが十分に成長する。これらの晶出物を成長させないためには、図１中の固液共存領域［ＡｌＦｅＳｉの晶出開始温度（約６０９℃）から固相線温度（約５３１℃）までの領域］を急速に通過させる必要がある。そのために従来の技術では、冷却速度が速いダイカスト法を使用する必要があった。
【０００８】
また、鋳物用Ａｌ−Ｓｉ系合金の代表的組成である、Ａｌ−１２％Ｓｉ−３％Ｃｕ−２．５％Ｎｉ−１．０％Ｍｇ−０．２％Ｆｅ合金の熱平衡計算で算出した状態図も図２に示す。この組成のアルミニウム合金溶湯を凝固させるとき、まず約５６８℃で初晶Ｓｉが晶出し、その後α−Ａｌ相の晶出が始まる。次にＡｌ３Ｎｉの晶出が始まる。さらに５３１℃付近になると、Ｎｉ３（ＮｉＣｕ）２やＭｇ２Ｓｉ等が現れる。特許文献２の合金の固液共存領域よりも狭いが、まだ固液共存領域（約５６８℃〜約５３１℃）は広い。そして凝固速度が遅いと初晶Ｓｉは十分に成長し、その後Ａｌ３Ｎｉも十分に成長し大きなＡｌ３Ｎｉ２に置き換わる。このため、最近のピストンに対する高い要求強度を十分に満たす高強度の鋳物は得られていない。
なお、図１，２および次の図３に共通する事項であるが、Ｓｉはα−Ａｌ相の晶出温度以上では初晶Ｓｉとして晶出し、その後は共晶Ｓｉとして晶出する。またＡｌ３Ｎｉは途中からＡｌ３Ｎｉ２の原料になるのでほとんどなくなる。
【０００９】
そこで、本発明者等は、上記図１，２において固液共存領域の温度幅を狭く、且つ晶出温度が近似する晶出物が晶出するような成分組成を探索することにした。Ｓｉと各種Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物をほぼ同時に晶出させれば、異種の晶出物同士が互いに粗大化することを抑制し、凝固速度が遅くても晶出物は微細均一に且つ高密度で分布することになる。
例えば、Ａｌ−１０％Ｓｉ−７％Ｃｕ−５％Ｎｉ−１．０％Ｍｇ−０．２％Ｆｅ合金の熱平衡計算で算出した状態図を図３に示す。この合金の最初の晶出物（Ａｌ９ＦｅＮｉ）の晶出開始温度は約５５３℃，固相線は約５２５℃である。この図から、固液共存領域の温度幅が狭く、且つ共晶Ｓｉ及び各種Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物はほぼ同時に晶出することがわかる。このような成分組成をもつアルミニウム合金溶湯を鋳造する際、冷却速度（凝固速度）を速くしなくても晶出物は互いにその成長を抑制し合い、そのため晶出物は均一微細に分布し、マトリックスであるα−Ａｌ相が細かく分断された金属組織となって高温強度を向上することができるようになったものである。
【００１０】
なお、請求項の記載で規定した成分組成は、上記の観点から各種成分組成についての熱平衡計算を行い、その計算結果から最適合金組成を予測し、予測した合金組成について予備実験を重ねて確認した結果に基づいて設定したものである。
そして、本発明の成分組成を採用すれば、重力鋳造のような低速低圧の鋳造方法でも優れた高温強度が得られる。高速高圧のダイカスト法、又は低速高圧の溶湯鍛造法などの高圧鋳造法で鋳造すると、結晶粒や晶出物はさらに微細化され、ミクロシュリンケージの発生を抑制することができるので、より優れた高温強度が得られることになる。
また、鋳込んだ鋳塊に人工時効を施したり、鋳造焼入れ後に人工時効を施したり、或いは溶体化処理後に人工時効を施すなどの熱処理を施すことにより、マトリックスの強度を制御し、より高い強度を得ることができることは、従来の鋳造用Ａｌ−Ｓｉ系合金と同様である。
【００１１】
以下、本発明鋳物用アルミニウム合金の成分，含有量等について詳しく説明する。
Ｓｉ：９．５〜１１．５質量％
初晶Ｓｉや共晶Ｓｉとして晶出し、耐熱性及び耐摩耗性を改善する合金成分である。また、熱膨張率を低下させ、鋳造時の湯流れを向上する上でも有効な成分である。さらに、共存しているＭｇと反応し時効処理によってＭｇ２Ｓｉとして析出し、機械強度を向上させる。Ｓｉ含有量が９．５質量％に満たないと耐摩耗性や高温強度が低くなり、熱膨張係数が大きくなる。逆に１１．５質量％を超えるＳｉ含有量では、初晶Ｓｉが比較的高温で液相から粗大に成長し、伸びが低下するうえ、鋳造性の点から鋳造温度を高くする必要も生じる。
【００１２】
Ｃｕ：５．０〜７．７質量％
マトリックスに固溶し、またＮｉと共存するときＡｌ３（ＮｉＣｕ）２を生成し、２００〜３５０℃の高温強度向上に寄与する。またＡｌ−Ｓｉの共晶温度域を下げ、Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物とほぼ同温度域とする。また、時効処理でＡｌ２Ｃｕ中間体を生成し、２５０℃までの温度域でのマトリックス強度の向上に寄与する。Ｃｕ含有量が５．０質量％に満たないとこの効果は十分出ない。逆に．７質量％を超えると、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ−系低融点化合物の生成量が多くなり、ミクロシュリンケージにより伸びを低下させるとともに。鋳造割れも起こしやすくなる。また、合金の比重が大きくなり、アルミニウム合金使用の軽量化メリットが減じる。
【００１３】
Ｎｉ：３．５〜５．５質量％
Ｎｉは、高融点のＡｌ−Ｎｉ系晶出物を形成し、２００〜３５０℃付近における耐熱性，高温強度を改善する。またＮｉは鋳造性を向上（耐焼付き性の向上）させる作用もある。これらの効果は３．５質量％以上の含有で顕著になる。しかし、５．５質量％を超える多量のＮｉを含有させると、Ａｌ−Ｎｉ（ＦｅＭｎ）系の金属間化合物が比較的高温で液相から粗大に成長し、伸びが低下するうえ、粗大金属間化合物の周囲では高温強度向上に必要なα相の微細な分断も得られない。さらに、鋳造温度を高温にする必要も生じる。また、合金の比重が大きくなり、アルミニウム合金使用の軽量化メリットが減じるとともに、地金が高価になる。
【００１４】
Ｍｇ：０．５５〜１．５質量％
アルミニウム地中に固溶してマトリックスを強化するとともに、Ｓｉとの共存により時効処理でＭｇ２Ｓｉ中間体を析出し、機械強度を向上させる合金成分である。またＡｌ−Ｓｉの共晶温度域を下げ、Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物とほぼ同温度域とする。Ｍｇ含有量が０．５５質量％以上で十分な強化作用が得られ、１．５質量％を超えるとＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系低融点化合物の生成量が多くなり、ミクロシュリンケージにより伸びを低下させる。また、鋳造割れも起こしやすくなる。
【００１５】
Ｐ：０．００３〜０．１質量％
初晶Ｓｉの粗大化抑制及び共晶Ｓｉの過度の微細化抑制にも寄与する。この効果は０．００３重量％以上のＰ含有量で顕著になる。Ｐの含有量が多くなるにつれて湯流れ性が悪化し、湯まわり不良や湯境いといった鋳造欠陥が発生し易くなる。したがって、Ｐ含有量の上限は０．１質量％とした。
【００１６】
Ｆｅ：０．１５〜０．７質量％
Ｆｅは不可避的に混入してくる不純物でもあり、０．１５質量％以下に抑えるのは困難であるが、０．２重量％以上含有していると種々の金属間化合物を生成し、耐摩耗性及び高温強度を向上させ、熱膨張率を下げる効果がある。また、ダイカストを行う場合には金型への焼付きを防止する効果もある。しかし、０．７質量％超える過剰量のＦｅが含まれると、粗大なＡｌ−Ｎｉ（ＦｅＭｎ）系の金属間化合物を生成し、高温強度及び伸びを低下させる。
【００１７】
Ｔｉ：０．００５〜０．３質量％，Ｚｒ：０．０２〜０．３質量％，Ｖ：０．０２〜０．３質量％，Ｂ：０．００１〜０．１質量％
Ｔｉ，Ｚｒ及びＢは、必要に応じて添加される成分であり、結晶粒微細化作用があり、また引け性を改善する。各々単独でも効果があるが、特にＴｉとＢが共存すると添加量は少なくても効果は大きい。またＺｒには、溶湯の酸化を抑制する働きもある。Ｖは高温強度を高める効果があり、またＺｒと同様に溶湯の酸化を抑制する働きもある。
各元素の効果は下限添加量未満では不十分であり、上限添加量を超える量添加しても効果は飽和している。なお、Ｔｉ及びＢを過剰に添加すると、ＴｉＢ２クラスタが成長・粗大化し、ハードスポットの原因となる。また同じくＺｒを過剰に添加するとＡｌ３Ｚｒが成長し、伸びを阻害する。Ｖを過剰に添加すると地金が高価になる。
【００１８】
Ｍｎ：０．１〜０．７質量％
Ｆｅ同様、種々の金属間化合物として晶出し、耐摩耗性及び高温強度を向上させ、熱膨張率を下げる効果がある。また、Ｍｎはα−Ａｌ相に固溶しマトリックスを強化するとともに、粗大針状のＡｌ−Ｆｅ系晶出物の生成も抑えられる。このような作用は、０．１質量％以上のＭｎ含有量で顕著になる。しかし、Ｍｎ含有量が０．７質量％を超えると、Ｆｅとともに粗大なＡｌ−Ｎｉ（ＦｅＭｎ）系の金属間化合物を生成し、却って高温強度及び伸びを低下させることになる。
【００１９】
その他
不可避的に混入する不純物は少ない方が好ましい。例えばＣａは湯流れ性を悪化させ、また共晶Ｓｉを過度に微細化して耐摩耗性を低下させるので、０．００２質量％以下に規制することが好ましい。また、同様の理由から、Ｎａ含有量は０．００１質量％以下に、Ｓｒ含有量は０．００２質量％以下に、Ｓｂ含有量は０．０５質量％以下に、さらにＢｉ含有量は０．００３質量％以下に規制することが好ましい。
【００２０】
晶出物の平均粒径が１５μｍ以下，最大粒径が１００μｍ以下，代表粒子間距離が２０μｍ以下
晶出物の平均粒径が１５μｍより大きいと、α−Ａｌ相を微細に分断できず、十分な高温強度を得ることができない。また、１００μｍより大きい粒径の晶出物が存在すると、応力集中が激しく晶出物が母相から剥離したり、晶出物自体が破砕されて破壊の起点となり、強度が低下する。さらに、代表粒子間距離が２０μｍを超えるとα−Ａｌ相を微細に分断できず、十分な高温強度を得ることができない。
このような金属組織にするためには、本請求項に記載したように規制された成分組成を有する合金を鋳造することにより得られる。
【００２１】
【実施例】
表１に示す組成を有するアルミニウム合金を、重力金型鋳造法（冷却速度：０．５〜５℃／ｓ）で、ピストン形状に鋳造した。溶湯保持温度は７５０℃±１０℃，金型温度は２５０℃である。
得られた鋳物に２２０℃×４ｈｒの時効処理を施した後、ピストン頭頂部から引張試験片を採取した。試験温度にて１００時間の予備加熱をし、２５０℃と３５０℃で引張試験を行って引張強度を求めた。
また同時にピン穴上部の組織観察も行い、画像解析法により晶出物の平均粒径，最大粒径及び代表粒子間距離を測定した。なお、代表粒子間距離は、軽金属学会研究委員会鋳造・凝固部会推奨のデンドライトアームスペーシング測定の２次枝法により測定した。
それらの結果を表２に示す。
【００２２】
表２より、本発明の実施例である試験Ｎｏ．１〜７は、例えば図４にみられるように、粗大な晶出物が晶出しておらず、高温強度に優れていることがわかる。
これに対して、比較例では、例えば図５にみられるように、晶出物の粒径が大きくなったり、粒子間距離が大きくなって、高温強度が低下している。
試験Ｎｏ．８は、Ｃｕ含有量が少ないために各種Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物の晶出温度域が分かれ、晶出物が粗大化して引張強度も低下した。試験Ｎｏ．９は、Ｐ含有量が少なかったために初晶Ｓｉの微細化効果が十分でなく初晶Ｓｉが粗大化して引張強度も低下した。試験Ｎｏ．１０はＳｉ含有量が少ないために最初にα−Ａｌ相が晶出し、そのためにα−Ａｌ相が十分に分断されず高温強度が十分でなかった。また表２には示していないが、本発明例と比較して熱膨張係数が大きくなっていた。試験Ｎｏ．１１はＣｕ含有量が多いためにＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系低融点化合物が多量に形成され、高温強度が低下した。また鋳造性も悪かった。また試験Ｎｏ．１２はＳｉ含有量が多くＣｕとＮｉの含有量が少ないために晶出物量が少なく、α−Ａｌ相を十分に分断することができなかったために引張強度は高くならなかった。さらに、試験Ｎｏ．１３はＳｉ及びＮｉの含有量が多すぎたために粗大な晶出物が現れ、鋳造性も悪かった。
【００２５】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明は、鋳造用Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金において、合金成分の含有量を調整して凝固時の固液共存領域の温度範囲を狭くし、晶出物をほとんど同時に晶出させるようにすることにより、冷却速度（凝固速度）を速くしなくても晶出物を均一微細に分布させ、マトリックスであるα−Ａｌ相が細かく分断された金属組織とすることができたので、鋳造方法に影響されることなく高温強度に優れた鋳造用Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金を得ることができる。これにより、高温強度，高温疲労強度及び耐摩耗性に優れた内燃機関用ピストン等が安価に提供される。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ａｌ−１２．６％Ｓｉ−４．２％Ｃｕ−０．５％Ｆｅ−０．４％Ｍｎ−４．５％Ｎｉ合金の熱平衡計算で算出した状態図
【図２】Ａｌ−１２％Ｓｉ−３％Ｃｕ−２．５％Ｎｉ−１．０％Ｍｇ−０．２％Ｆｅ合金の熱平衡計算で算出した状態図
【図３】Ａｌ−１０％Ｓｉ−７％Ｃｕ−５％Ｎｉ−１．０％Ｍｇ−０．２％Ｆｅ合金の熱平衡計算で算出した状態図
【図４】試験Ｎｏ．１のマクロ組織を説明する図
【図５】試験Ｎｏ．１２のマクロ組織を説明する図
Claims (4)
- Ｓｉ：９．５〜１１．５質量％，Ｃｕ：５．０〜７．７質量％，Ｎｉ：３．５〜５．５質量％，Ｍｇ：０．５５〜１．５質量％，Ｐ：０．００３〜０．１質量％，Ｆｅ：０．１５〜０．７質量％を含み、残部が実質的にＡｌからなることを特徴とする高温強度に優れた鋳物用アルミニウム合金。
- さらにＴｉ：０．００５〜０．３質量％，Ｚｒ：０．０２〜０．３質量％，Ｖ：０．０２〜０．３質量％，Ｂ：０．００１〜０．１質量％，Ｍｎ：０．１〜０．７質量％の少なくとも１種以上を含む請求項１に記載の高温強度に優れた鋳物用アルミニウム合金。
- 晶出物の平均粒径が１５μｍ以下，最大粒径が１００μｍ以下，代表粒子間距離が２０μｍ以下である請求項１又は２に記載の高温強度に優れた鋳物用アルミニウム合金。
- 請求項１〜３のいずれか１に記載のアルミニウム合金からなる内燃機関用ピストン。
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