JP2013515169A - Cast parts made of copper aluminum alloy with high mechanical strength and high heat-resistant creep resistance - Google Patents
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Abstract
本発明は、静的機械的強度が高く、耐熱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、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％、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％、それぞれで＜０．０５％。残りはアルミニウムである。本発明は、より詳細には、過給ディーゼル内燃エンジンまたはガソリン内燃エンジンのシリンダヘッドに関するものである。
【選択図】図１The present invention is directed to a cast part having a high static mechanical strength and a high heat-resistant creep property, and the part is cast from an aluminum alloy having the following chemical composition. 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% , Other elements total <0.15%, each <0.05%. The rest is aluminum. More particularly, the present invention relates to a cylinder head of a supercharged diesel internal combustion engine or a gasoline internal combustion engine.
[Selection] Figure 1
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。 The present invention relates to a cast part made of a copper aluminum alloy, such as a cylinder head of a supercharged diesel engine or a gasoline engine, which is subjected to high mechanical stress and functions at high temperatures in at least some areas thereof. .
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。 Except where stated to the contrary, all figures relating to the chemical composition of the alloy are given in weight percent.
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。 Alloys commonly used in mass-produced automobile cylinder heads are basically silicon alloys (generally 5 to 10% Si), which are particularly mechanical properties in the heated state. In many cases, it contains copper and magnesium. The types mainly used include AlSi7Mg, AlSi7CuMg, AlSi (5 to 8) Cu3Mg, AlSi10Mg, AlSi10CuMg and the like. When using such alloys, sometimes in the F state without any treatment, sometimes in the T5 state, which is simply aging treated, and sometimes solution treated and quenched. In the T6 state where the cure has reached the peak or somewhat lower than that, and in many cases solution treatment, quenching, overaging, comb Various modes of heat treatment are applied, such as the T7 state of stabilizing.
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。 The silicon aluminum alloy is used because of its excellent casting characteristics. The characteristics are a high castability and a high supply capacity of the shrinkage cavity without particularly fear of hot cracking. Only such an alloy containing 5% or more of silicon is suitable for a shell mold casting method by gravity or low pressure, which is a mainstream method in the production of mass-produced automobile cylinder heads.
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）。 For production in small quantities commonly produced by sand casting, such as high performance vehicle cylinder heads and parts that function at high temperatures for military and aircraft, such as Ni, Co, Ti, V and Zr In particular, AlCu5NiCoZr and AlCu4NiTi are of particular interest in this field, in which an AlCu5 type copper alloy to which an element that promotes high temperature resistance is added may be used. Such alloys have a high resistance to heat and are clearly superior to the aforementioned silicon aluminum alloys, especially at 300 ° C., but have two significant weaknesses. This is because the behavior against the shrinkage nest is deteriorated and hot cracking is likely to occur, so that the shell mold casting method in mass production is difficult to perform, and furthermore, the mechanical properties at room temperature are poor. Such alloys are particularly weak in extensibility, making them fragile and useless in the sense of mechanical fatigue. Table 1 summarizes the properties at room temperature of these two types of alloys cast by sand casting and heat treated at T7 (Rp0.2 (ie 0.2% TYS) yield at MPa). Strength, Rm (or UTS) is the breaking strength in MPa, and A (or E) is the elongation at break in%).
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。 There is also an alloy that has been standardized by the Aluminum Association (hereinafter referred to as “AA” for convenience) as No. 224 in the past, which is of the AlCu5MnVZr type. The Aluminum Association has declared the alloy “inert”, but the association's “Designations and Chemical Composition Limits for Aluminum Alloys in the Form of Castings and Ingot” document is regularly revised. Has been withdrawn from a few years ago. This alloy 224 does not contain magnesium (classified as a plurality of impurities, each with a maximum of 0.03%, totaling 0.10%) and features previously performed on sand cast plates As a result, various features in the T7 state shown in Table 2 below were clarified.
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。 In the future, in diesel engines with common rails or turbocharged gasoline engines, the cylinder head combustion chamber, especially the valve bridge, will reach 300 ° C and beyond, higher pressures than the conventional generation engines used today The use of copper-aluminum alloys is a “on-break” solution in the context of the incremental progress brought about by the optimization of silicon-aluminum alloys.
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。
However, it is necessary to further find out this type of alloy having the following features.
-High mechanical properties at room temperature,
High mechanical properties in the range of −250 to 300 ° C.,
And high creep resistance at 300 ° C., a temperature particularly characteristic of valve bridges, which are members that are particularly stressed both thermally and mechanically.
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。 Conventional AlCu5Mg alloys, such as AlCu5MgTi (designated 204 by AA) and A206 and B206 (designated by AA), for parts that function at room or medium temperature, are particularly suited to such a requirement of 300 ° C. I can't respond.
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。 Alloys such as AlCu4NiTi and AlCu5NiCoZr (designated 203 by AA) are themselves weak and fragile at room temperature.
（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）。 AlCu5MnVZr (designated 224 by AA in the past) is for components that function at high temperatures, but it is interesting in that it has several properties, but further improved properties are required Given that, yield strength at room temperature is still lacking. The yield strength in the T7 state is Rp0.2 = 280 MPa as compared with the T7 state of AlSi7Cu0.5Mg0.3 being 275 MPa and the T7 state of AlSi5Cu3Mg being 311 MPa. Humans were performed, respectively, << Aliages d'aluminium pour culasses Diesel >> (Hommes et foundry-fiveer 2008-N ° 382 ss.). (Aluminum + Automobile); Du seldorf; FRG; 3-4 Feb.1988, have been published in pp.154-159,1988)).
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。 Therefore, compared to what was designated as 224 in the past, efforts have been made to obtain significant improvements both in terms of yield strength and ultimate strength at temperatures from room temperature to 250-300 ° C. In addition, efforts were made to improve the creep resistance of this past alloy at 300 ° C.
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。
OBJECTS OF THE INVENTION Therefore, the present invention is directed to cast parts having high static mechanical strength at room temperature and high temperature, and particularly high creep resistance at high temperature of 300 ° C. or higher. Is cast from an aluminum alloy having the following chemical composition expressed in weight percent.
Si: 0.02-0.50%, preferably 0.02-2.20% and more preferably 0.02-0.06%,
Fe: 0.02-0.30%, preferably 0.02-0.20%, more preferably 0.02-0.12% and most preferably 0.02-0.06%,
Cu: 3.5-4.9%, preferably 3.8-4.9% and more preferably 4.0-4.8%,
Mn: <0.70%, preferably 0.20-0.50%,
Mg: 0.05-0.20%, preferably 0.07-0.20%, and more preferably 0.08-0.20% and very preferably 0.09-0.13%,
Zn: <0.30%, preferably <0.10% and more preferably <0.03%,
Ni: <0.30%, preferably <0.10% and more preferably <0.03%,
V: 0.05-0.30%, preferably 0.08-0.25%, and more preferably 0.10-0.20%,
Zr: 0.05-0.25%, preferably 0.08-0.20%,
Ti: 0.01-0.35%, preferably 0.05-0.25% and more preferably 0.10-0.20%,
Other elements total <0.15%, less than 0.05% each,
The rest is aluminum.
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。
DESCRIPTION OF THE INVENTION The present invention greatly improves the above-mentioned properties of the old alloy 224 (designated by AA) and makes it possible to solve the problem, in particular by adding a limited amount of magnesium. Based on the applicant's research.
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。 In fact, by adding a small amount of magnesium of about 0.10 to 0.15%, the yield strength and resistance of the alloy are improved to a considerable extent not only at room temperature, but especially at 250-300 ° C. or more. be able to.
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。 Only at room temperature will the relative rate of increase be maximized. As is apparent from the following examples and Tables 6, 7, and 8, the yield strength varies from about 190 MPa without magnesium to about 340 MPa with only 0.09% magnesium and 0.13% magnesium. Then, it exceeds 390 MPa. Considering the average results obtained with 0.09% and 0.13% magnesium, the rates of increase observed in yield strength and strength at room temperature are relatively + 96% and + 29%, respectively. It will be a watch.
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。 The extensibility, on the other hand, decreases considerably and halves, but still maintains a reasonable level of 6-8%.
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。 At higher temperatures, at 250 ° C. and even 300 ° C., the increase caused by the addition of magnesium remains, even if reduced. The rates of increase observed for yield strength and strength are relatively 35 and 13% at 250 ° C and 27 and 8% relatively at 300 ° C, respectively. As expected, the high temperature stability in the curing stage is not hindered, so adding magnesium is still effective up to at least 300 ° C., but it is a loss of extensibility. This is because it becomes weaker at such high temperatures.
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。 Furthermore, the addition of magnesium significantly improves the creep resistance at high temperatures, for example, reducing the deformation observed after 300 hours at 300 ° C. under a stress of 30 MPa by about 2. Therefore, the addition of magnesium does not interfere with high temperature stability, and it is a conventional alloy (designated 203 by AA) without Cu and AlCu5NiCoZr (designated 224 by AA). This is contrary to the idea that led to the definition of AlCu5MnVZr.
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“ＡｌＣｕ４．７ＭｎＭｇａｖＶＺｒＴｉ”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。 It is also interesting to position the average performance level of the alloys of the present invention in comparison with some of the cylinder head alloys based on silicon aluminum (for simplicity, alloys with a magnesium content of 0.09% and 0 The average value of the properties of the 13% alloy was assigned to the alloy named “AlCu4.7MnMg av VZrTi”). Table 3 summarizes their mechanical properties.
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。 Regarding the creep resistance at 300 ° C., the alloy of the present invention treated with T7 can be compared with AlSi7Cu3.5Mg0.15MnVZrTi treated with T7, and the alloy (AlSi7Cu3.5Mg0. 15MnVZrTi) was also developed by the applicant, but to the best of the applicant's knowledge, it has the highest creep resistance of the series of silicon aluminum alloys considered in the table above. is there. As the curve of FIG. 3 shows, the superiority of AlCu4.7MnMgVZrTi is outstanding, and the deformation rate is almost a quarter under the same conditions.
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。 Thus, the goal of "breaking" progress compared to existing alloys appears to have been fully achieved by adding magnesium to the AlCu5MnVZrTi type substrate.
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。 With the addition of magnesium, the initial melting temperature out of equilibrium gradually decreases, but the alloy can be heated at 525 ° C. or 528 ° C., as has been done fairly traditionally, for example with alloys A206 and B206. It is still possible to melt. Staged processing may allow the alloy to be processed at a slightly higher final temperature in some cases, but given the very high results obtained with isothermal processing at the initial melting temperature, Step-by-step processing is not essential.
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。 The magnesium content can also be increased beyond the range tested in the examples. If only high strength and hardness are required with low ductility as a requirement, it is possible to consider 0.38% at the highest level with the knowledge that the initial melting temperature is lowered and heat treatment is also suitable for it. It is. The minimum value at which a significant curing effect is obtained is about 0.05%. The most restricted range is 0.07% to 0.30%, with the preferred range corresponding to the strength-ductility-creep trade-off, scaled in the examples, with an industrially acceptable width. 0.08-0.20%, and further 0.09-0.13%.
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。 For other elements constituting the type of alloy according to the invention, the respective contents are justified taking into account the following.
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。 Silicon: Generally, ductility is impaired, and the initial melting temperature may be lowered. Conversely, it improves casting properties and, in particular, reduces the risk of hot cracking even at low levels, as described in ASM Handbook, volume 15, edition 2008. The required minimum level is 0.02%. For parts that solidify very quickly or require little extensibility, the highest level of 0.50% is considered, but generally less than 0.20% and even less than 0.06% Liked.
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。 Iron: Impairs ductility, but conversely reduces the risk of hot cracking as described in ASM Handbook, volume 15, edition 2008. Furthermore, limiting the content to a very low level clearly increases the cost of the parts. Therefore, a minimum level of 0.02% is advantageous. For parts that solidify very quickly or require little extensibility, the highest level of 0.30% may be considered, but generally less than 0.20% for high volume automotive applications, Is preferred to be 0.12% or 0.06% for parts with extreme external forces.
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。 Copper: Hardens the alloy and increases yield strength and strength, but reduces extensibility. The fluctuation range of the old alloy 224 was 4.5 to 5.5%. Experiments conducted by the Applicant with B206 showed that copper should be limited to a maximum of 4.9%, because exceeding that value makes it difficult to dissolve all the copper. It is. As can be seen from the results obtained with 4.7 to 4.8% copper, the strength at room temperature obtained with the addition of magnesium is very high, but the extensibility is comparable to that without magnesium. Since it is reduced compared to the old alloy 224, it makes sense to anticipate the possibility of reducing copper to less than 4.5%, more specifically to 3.5%. The Applicant has conducted several studies on Alloy B206, but the Applicant evaluates these studies, which results can also be replaced by the alloy of the present invention, with 5.0% copper. Decreasing from% to 4.0% showed that the extensibility could be significantly increased in exchange for the loss of strength, but the strength still exceeded 400 MPa. In terms of some cylinder heads, extensibility is a particular priority, and even greater strength reductions can be considered to reduce copper to 3.5%. The sub-region can be selected between 3.5% and 4.9% depending on the balance of characteristics for a specific part. In general, sub-regions centered at 4.3% or 4.4%, such as 3.8 to 4.9%, and more preferably 4.0 to 4.8%, have a reasonable balance. Leads to a balance.
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。 Manganese: This element should not exceed 0.70% unless the risk of roughening the intermetallic phase is desired. Generally, the 0.20 to 0.50% region is preferred, as with 206 type alloys, to improve mechanical properties, especially at high temperatures.
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。 Zinc: This element is an impurity, and at high contents weakens the mechanical properties and makes the liquid bath easier to oxidize. For the purpose of facilitating the use of recycled metal, it is possible to consider accepting up to 0.30%, but preferably less than 0.10%, and more preferably less than 0.03% for high performance parts. .
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。 Nickel: Generally contributes to mechanical strength at high temperatures, but significantly impairs extensibility. In the present invention, heat resistance is ensured by adding other elements such as copper, magnesium, vanadium and zirconium. In this case, nickel is regarded as an impurity, and for the purpose of making the recycled metal easy to use, However, it is more preferable to limit to 0.30%, preferably 0.10%, and 0.03% for high performance parts.
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。 Vanadium: This peritectic element particularly improves heat-resistant creep resistance. Applicants have observed that with other alloy substrates containing silicon, the creep resistance is greatly improved between 0 and 0.05%, and then stepwise from 0.05% to 0.17. %, It was stable at an excellent level when it exceeded 0.17%. Therefore, it seems undesirable to limit the maximum level of vanadium to 0.15%, as in the case of the old alloy 224. In alloys according to the present invention, a level of 0.05 to 0.30% is expected, but a narrowed sub-range of 0.08 to 0.25% and preferably 0.10 to 0.20% It can also be an area.
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。 Zirconium: This peritectic element also improves heat creep resistance, and its effect is additive to the effect of vanadium. It is desirable to keep the content 0.05 to 0.25%, preferably 0.08 to 0.20%.
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。
Titanium: This peritectic element has two different effects.
One is often used as a material for grain refinement, often with the addition of a master alloy or in combination with a salt with added titanium and boron. However, there are other fine graining methods, including a method of adding only a product that introduces titanium and boron, and a method of introducing boron alone, but in the latter case, The disadvantage is the presence of titanium.
Secondly, as observed by the present applicant, titanium is inferior to vanadium and zirconium, but titanium contributes to the improvement of heat-resistant creep resistance. Therefore, although the content of 0.35% at the maximum is maintained, addition of 0.05 to 0.25%, and further 0.10 to 0.20% is generally preferred.
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。 Other elements should be considered impurities. For the purpose of promoting recycling, a maximum level of 0.50% can be accepted for some parts, but for parts to which external force is applied, a total of 0.15% is the maximum. It is preferably 0.05%.
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。
EXAMPLE A series of alloys of the three compositions listed in Table 4 were smelted in a 35 kg electric furnace. All elements are given in weight percent.
これらの合金は、全体をＭｇＣｌ２ 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。
These alloys were refined by adding AlTi5B (plus 30 ppm of titanium) covered entirely with a flow of cleaning solution of MgCl 2 60% -
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。
Next, for a tensile test, a test piece cast by a shell mold method having a diameter of [1/4] ”(6.5 mm) of the type of Rio Tinto Alcan shown in FIG. 1 and a creep test having a diameter of 4 mm A test piece ASTM B108 cast by a shell mold method having a diameter [1/2] ″ (12.7 mm) for use as a blank for a piece was cast. FIG. 1 shows in more detail a
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。 First, differential enthalpy analysis (DEA) was performed on the processed pellets in the cast specimens to determine the initial melting temperatures of various compositions. The rate of temperature increase was 20 ° C. per minute. The DEA curve is shown in FIG. As shown in Table 5, the initial melting temperature observed corresponding to the top of melting was clearly dependent on the magnesium content.
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。 The initial melting temperature gradually shifts to lower temperatures as the Mg content increases from 0% to 0.09% and then 0.13%.
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。 These three alloys were then subjected to a solution heat treatment which included a preliminary stage at 495 ° C. for 2 hours, a main stage at 528 ° C. for 12 hours, followed by quenching with water at 65 ° C. It consists of an aging treatment at 200 ° C for 4 hours. The alloy thus obtained is in the T7 state.
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。 Prior to this heat treatment, hot isostatic pressing at 1000 bar and 485 ° C. for 2 hours was performed on the blank for the creep test, taking into account the small diameter of the test piece and having a serious impact on the test. All possible micropores were removed.
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。 Static mechanical properties were measured at room temperature, 250 ° C, and 300 ° C. In the latter two cases, the specimens were preheated for 100 hours at the studied temperatures before being pulled.
結果を表６、７および８に示した。 The results are shown in Tables 6, 7 and 8.
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。
A creep test at 300 ° C. was performed under the following conditions.
A test piece with a diameter of 4 mm in an effective area, processed in a blank with a diameter of 12.7 mm, is first preheated in a separate furnace at 300 ° C. for 100 hours, placed in a creep test apparatus and subjected to a constant load of 30 MPa. Stabilized again at 300 ° C. for 30 minutes before being placed. The deformation in% is then continuously recorded at 300 ° C. for 300 hours. The main criteria used for test interpretation is the deformation obtained after 300 hours.
表９に結果をまとめた。 Table 9 summarizes the results.
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。 These results are shown in FIG. 3, which also includes, for reference, results for a series of alloys of AlSi7Cu3.5MnVZrTi type with different Mg content obtained by the applicant. Yes.
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。 Thus, a part may be cast with the advantageous alloy defined above, which part has a high static mechanical strength at room and high temperatures and a creep resistance at high temperatures, in particular at 300 ° C. It may be a cylinder head or a cylinder head insert, or another part.
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。 Even if the part can be considered for T6, it is advantageous to perform T7.
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。 Therefore, a new casting method called “ablation casting” has recently been introduced in North America. This method is described in J. W., presented in TMS 2008. Grassi, J. et al. Campbell, M.M. Hartlieb and F.M. It is described in the article “Ablation Casting” by Major. This method involves first casting the part with a sand mold and a fairly thermally insulating binder, then once (or several times) into the mold once it has been sufficiently partially solidified at least locally. ) It consists in instantly removing the binder from the sand by spraying water and causing the mold to collapse. In that case, the part being solidified is exposed to water directly to quickly heat it (eg, similar to the method observed in vertical continuous casting of aluminum billets). By doing so, it is possible to obtain a fine structure with high mechanical properties, which is faster than that of the alloy solidified and more than that cast by the shell mold method in the mold.
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。 Ablation casting is particularly suitable for casting alloys that have a high probability of hot cracking. That is, first using a sand mold that has a much less detrimental effect on shrinkage, and then after the ablation of the mold, the solidification finish is done without any rigid mold. In addition to reliably increasing the solidification rate, the method also leads to an increase in the temperature gradient, which starts at several selected areas and proceeds to the end of solidification where there is a possibility of depositing the feeder. This is because spraying is generally performed gradually. This makes it advantageous to use an alloy with poor shrinkage supply capacity, such as a copper aluminum alloy, ie an alloy according to the invention.
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。
The present invention is therefore also directed to a method of casting a part, such as an insert or a cylinder head, from an alloy according to the invention, which method comprises the following steps: .
-Preparing a mold formed from aggregate and a water-soluble binder;
-Pouring the alloy into the mold;
-Pour water over the mold to collapse the mold, cool the insert or cylinder head, and promote solidification of the alloy.
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。 Utilizing this method advantageously enables mass production of parts cast with an alloy according to the invention, which have much higher mechanical properties at higher temperatures than silicon aluminum alloys.
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。 However, the prospect of using a copper aluminum alloy with high heat resistance is not limited to the method by ablation. There are several other methods, for example, conventional sand casting, sometimes combined with a metal cooler, die casting with shell molding, and sometimes part design modifications. Thus, there are methods such as making it possible to accept alloys of this family that have poor casting characteristics.
１０ 集団
１１ 試験片
10
Claims (17)
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。 Cast parts cast with an aluminum alloy having a high chemical mechanical strength at room temperature and high temperature, especially 300 ° C. or higher, and high creep resistance at high temperature, with the chemical composition shown in the following weight percent:
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%
The other elements total <0.15%, each with less than 0.05% remaining aluminum.
−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。 A method for casting the insert according to any one of claims 14 and 15 or the cylinder head according to claim 16 in the following procedure.
-Preparing a mold formed from aggregate and a water-soluble binder;
-Pouring the alloy into the mold;
-Pour water over the mold to collapse the mold and cool the insert or cylinder head.
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