JP2020200513A - アルミニウム合金材 - Google Patents
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Abstract
【課題】高強度かつ高靭性のアルミニウム合金材を提供する。【解決手段】本発明のアルミニウム合金材は、Ｓｉ：１３質量％〜１５質量％、Ｃｕ：２．０質量％〜４．０質量％、Ｍｇ：０．２質量％〜０．８質量％、Ｆｅ：０．０５質量％〜０．６２質量％を含み、Ｎｉを０．０５質量％以上かつＦｅ含有率が０．０５質量％〜０．４９質量％の場合には、（Ｎｉ含有率［質量％］）≦６．２８−４．３３×（Ｆｅ含有率［質量％］）、Ｆｅ含有率が０．４９質量％〜０．６２質量％の場合には、（Ｎｉ含有率［質量％］）≦２０．２９−３２．７２×（Ｆｅ含有率［質量％］）で表される含有率で含み、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有している。【選択図】図３
Description
この発明は、例えば４輪自動車用、２輪自動車用、汎用などの内燃機関部品に代表されるエンジンピストンやコンプレッサー、シリンダライナ、クランクシャフト、カムシャフト、エンジンブロック等として好適に用いられるアルミニウム合金材に関するものである。
近年の自動車業界においては燃費の向上が強く求められており、それに伴って自動車に使用される各種部材例えば、内燃機関のピストンや、コンプレッサー等の軽量化および高機能化の要求が益々高まってきている。
このような自動車用の各種部材については、従来の鉄鋼材料や鋳鉄材料に代えて、重量に対する強度の比である比強度が高いアルミニウム合金材を使用する傾向が高くなっている。中でも特に高温雰囲気下等の過酷な環境でも耐え得る部材として、高温高強度を有するＡｌ−Ｓｉ系合金等のアルミニウム合金の鍛造材が注目されるようになっている。
この種のアルミニウム合金製鍛造材の製造方法としては、例えば特許文献１に記載されるように、所定の成分組成のアルミニウム合金溶湯をアトマイズ法等により急冷凝固した粉末に対し、熱間押出加工を行い、得られた押出材を型鍛造して所定の製品形状とすることが一般に行われている。
ところで、上記特許文献１に示す従来のアルミニウム合金製鍛造材の製造方法のように、アルミニウム合金製のアトマイズ粉末の押出材を内燃機関用部品として用いる場合、アルミニウム粉末合金特有の、靭性が低いことに起因する脆性破壊が生じる恐れがある。
そこで靭性の低下を避けるために、アルミニウム合金製のアトマイズ粉末の押出材を用いずに、従来の一般的な鋳造材を鍛造素材として型鍛造により内燃機関部品を成形する方法を選択する場合がある。しかしながらこの方法を選択した場合に、アルミニウム粉末合金に比べると強度不足が否めず、その強度不足を補うために添加元素を多量に添加すると粗大な金属間化合物を生成して、靭性の低下およびその靭性の低下に伴う引張強さや伸び等の機械的特性の低下が発生するという課題があった。
この発明は、上記の課題に鑑みてなされたものであり、高強度かつ高靭性のアルミニウム合金材を提供することを目的とする。
上記課題を解決するため、本発明は、以下の手段を備えるものである。
［１］Ｓｉ：１３質量％〜１５質量％、Ｃｕ：２．０質量％〜４．０質量％、Ｍｇ：０．２質量％〜０．８質量％、Ｆｅ：０．０５質量％〜０．６２質量％を含み、
Ｎｉを０．０５質量％以上かつ
Ｆｅ含有率が０．０５質量％〜０．４９質量％の場合には、
（Ｎｉ含有率［質量％］）≦６．２８−４．３３×（Ｆｅ含有率［質量％］）
Ｆｅ含有率が０．４９質量％〜０．６２質量％の場合には、
（Ｎｉ含有率［質量％］）≦２０．２９−３２．７２×（Ｆｅ含有率［質量％］）
で表される含有率で含み、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有することを特徴とするアルミニウム合金材。
Ｎｉを０．０５質量％以上かつ
Ｆｅ含有率が０．０５質量％〜０．４９質量％の場合には、
（Ｎｉ含有率［質量％］）≦６．２８−４．３３×（Ｆｅ含有率［質量％］）
Ｆｅ含有率が０．４９質量％〜０．６２質量％の場合には、
（Ｎｉ含有率［質量％］）≦２０．２９−３２．７２×（Ｆｅ含有率［質量％］）
で表される含有率で含み、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有することを特徴とするアルミニウム合金材。
［２］Ｐ：０．０００１〜０．０２質量％を含むことを特徴とする前項１に記載のアルミニウム合金材。
［３］Ｍｎ：０．０２〜０．３質量％、Ｃｒ：０．０２〜０．３質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１５質量％およびＺｒ：０．０１〜０．１５質量％のうち、少なくとも１種以上を含むことを特徴とする前項１または２に記載のアルミニウム合金材。
上記［１］によれば、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｎｉを所定量含有していることで、Ｓｉ粒子の分散による分散強化、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｕ系化合物の分散による分散強化およびＣｕ、Ｍｇ系の析出による析出強化等により高い強度を有するとともに、かつ初晶金属間化合物を生じないことによりアルミニウム合金特有の高い靭性を有するアルミニウム合金材が得られる。
上記［２］によれば、Ｐを所定量含有しているため、初晶Ｓｉの微細化および均一分散されたアルミニウム合金材が得られる。
上記［３］のアルミニウム合金材によれば、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、およびＺｒのうち少なくとも１種以上を所定量含有しているため、材料の機械的特性に優れた、および／または母相の結晶が微細化されたアルミニウム合金材が得られる。
この発明のアルミニウム合金材を実施するための形態について詳細に説明する。
本発明のアルミニウム合金材は、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｎｉを所定量含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる。
また本発明のアルミニウム合金材は、Ｐをさらに所定量含有することが好ましい。
また本発明のアルミニウム合金材は、Ｍｎ、Ｃｒ、ＴｉおよびＺｒのうち少なくとも１種以上をさらに所定量含有することが好ましい。
本発明のアルミニウム合金材を構成する各元素について、以下に説明する。
Ｓｉの添加量は１３％〜１５％である。Ｓｉは高温強度を向上させる効果を有している。この効果はＳｉが１３％未満では表れ難く、１３％以上で特に顕著に表れる。Ｓｉが１５％を超えると初晶Ｓｉの晶出が多く室温での伸びが低下して、またアルミよりも固い初晶Ｓｉの存在によって切削加工の切削刃が欠けるおそれがある。よってＳｉは１３％〜１５％とする必要があり、好ましくは１３．５％〜１４．５％とするのが望ましい。
Ｃｕの添加量は２．０％〜４．０％である。Ｃｕは高温強度、とりわけ内燃機関の実用温度域である１５０℃〜２５０℃における強度を向上させる効果を有している。この効果はＣｕの析出によるもので、人工時効を施すことで上記効果を得ることができる。またＮｉおよびＦｅと同時添加することで、Ａｌ−Ｓｉ−Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｕ系化合物として晶出し分散強化を得て高温強度が一層向上する効果がある。この双方の効果は、Ｃｕが２％未満では表れ難く、２．０％以上で顕著に表れる。また４．０％を超えると、上記効果が顕著に表れ難くなり、また比重が増すことによって比強度が向上しなくなるおそれがある。よってＣｕは２．０％〜４．０％とする必要があり、より好ましくは２．５％〜３．５％とするのが望ましい。
Ｍｇの添加量は０．２％〜０．８％である。Ｍｇは高温強度を向上させる効果がある。Ｍｇは連続鋳造時に固溶し、人工時効時にＳｉやＣｕと化合物を形成し析出することで、内燃機関の実用温度域である１５０℃〜２５０℃での強度を向上させる効果がある。この効果はＭｇが０．２％未満では表れ難く、０．２％以上で顕著に表れる。また０．８％を超えると上記効果が顕著に表れなくなる。よってＭｇは０．２％〜０．８％とする必要があり、より好ましくは０．４％〜０．６％にするのが望ましい。
Ｆｅの添加量は０．０５％〜０．６２％である。ＦｅはＳｉおよびＮｉ、Ｃｕと同時添加することでＡｌ−Ｓｉ−Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｕ系化合物を晶出して分散強化に寄与し、コンプレッサーの実用温度域での強度を向上させる効果がある。この効果はＦｅが０．０５％未満では表れ難く、０．０５％以上で顕著に表れる。また０．６２％を超えると粗大化した化合物が晶出し、靱性の低下をもたらす。よってＦｅは０．０５％〜０．６２％とする必要があり、より好ましくは０．２％〜０．４％とするのが望ましい。
Ｎｉの添加量は０．０５質量％以上かつＦｅ含有率が０．０５質量％〜０．４９質量％の場合には、（Ｎｉ含有率［質量％］）≦６．２８−４．３３×（Ｆｅ含有率［質量％］）Ｆｅ含有率が０．４９質量％〜０．６２質量％の場合には、（Ｎｉ含有率［質量％］）≦２０．２９−３２．７２×（Ｆｅ含有率［質量％］）である。Ｎｉは高温強度を向上させる効果および熱伝導率を低下させる効果を有している。ＮｉはＣｕおよびＦｅ、Ｓｉと同時添加することで、Ａｌ−Ｓｉ−Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｕ系化合物を晶出させ、分散強化にて目的温度域での強度を向上させる効果がある。この効果はＮｉが上記範囲下限値未満では表れ難く、上記範囲下限値以上で顕著に表れる。また上記範囲上限値を超えると粗大晶出物が晶出し、靱性が著しく低下する。よってＮｉは上記範囲とする必要がある。
Ｐは任意添加元素であり、その添加量は０．０００１％〜０．０２％である。ＰはＡｌＰ化合物を形成して初晶Ｓｉの核となり、初晶Ｓｉの微細化および均一分散に寄与する効果がある。この効果はＰが０．０００１％未満では表れ難く、０．０００１％以上で顕著に表れる。また０．０２％を超えると湯流れ性が低下し鋳造が難しくなるおそれがある。よってＰは０．０００１％〜０．０２％とする必要があり、より好ましくは、０．０１０％〜０．０１５％とするのが望ましい。また上記Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｎｉの成分範囲であれば、Ｐの添加によるＦｅ、Ｎｉ系金属間化合物の晶出形態に変化は生じないため、Ｐ添加によるＦｅ、Ｎｉ系初晶金属間化合物の生成は生じない。
Ｍｎは任意添加元素であり、その添加量は０．０２％〜０．３％である。ＭｎはＡｌ−Ｓｉ−Ｍｎ系化合物をして晶出し、材料の機械的特性を向上させる。これは０．０２％未満では表れ難く、０．０２％以上で顕著に表れる。また０．３％を超えるとＭｎ系化合物が粗大化し、機械的特性が低下する。よってＭｎは０．０２％〜０．３％とする。より好ましくは、０．１％〜０．２％とするのが望ましい。また上記Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｆｅ、ＮｉおよびＰの成分範囲内であれば、Ｍｎの添加によるＦｅ、Ｎｉ系金属間化合物の晶出形態に変化は生じないため、Ｍｎ添加によるＦｅ、Ｎｉ系初晶金属間化合物の生成は生じない。
Ｃｒは任意添加元素であり、その添加量は０．０２％〜０．３％である。ＣｒはＡｌ−Ｓｉ−Ｃｒ系化合物またはＡｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｃｒ系化合物として晶出し、材料の機械的特性を向上させる。これは０．０２％未満では表れ難く、０．０２％以上で顕著に表れる。また０．３％を超えるとＣｒ系化合物が粗大化し、機械的特性が低下する。よってＣｒは０．０２％〜０．３％とする。より好ましくは、０．１％〜０．２％とするのが望ましい。また上記Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｆｅ、ＮｉおよびＰの成分範囲内であれば、Ｃｒの添加によるＦｅ、Ｎｉ系金属間化合物の晶出形態に変化は生じないため、Ｃｒ添加によるＦｅ、Ｎｉ系初晶金属間化合物の生成は生じない。
Ｔｉは任意添加元素であり、その添加量は０．０１％〜０．１５％である。Ｔｉは母相に固溶・濃化することで母相の結晶の微細化を促進する。これは０．０１％未満では表れ難く、０．０１％以上で顕著に表れる。また０．１５％を超えるとＴｉ系化合物が粗大晶出し、機械的特性が低下する。よってＴｉは０．０１％〜０．１５％とする。より好ましくは０．０１５％〜０．０５％とするのが望ましい。また上記Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｆｅ、ＮｉおよびＰの成分範囲内であれば、Ｔｉの添加によるＦｅ、Ｎｉ系金属間化合物の晶出形態に変化は生じないため、Ｔｉ添加によるＦｅ、Ｎｉ系初晶金属間化合物の生成は生じない。
Ｚｒは任意添加元素であり、その添加量は０．０１％〜０．１５％である。ＺｒはＴｉと同様に母相に固溶・濃化することで母相の結晶の微細化を促進する。これは０．０１％未満では表れ難く、０．０１％以上で顕著に表れる。また０．１５％を超えるとＺｒ系化合物が粗大晶出し、機械的特性が低下する。よってＺｒは０．０１％〜０．１５％とする。より好ましくは０．０１５％〜０．０５％とするのが望ましい。また上記Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｆｅ、ＮｉおよびＰの成分範囲内であれば、Ｚｒの添加によるＦｅ、Ｎｉ系金属間化合物の晶出形態に変化は生じないため、Ｚｒ添加によるＦｅ、Ｎｉ系初晶金属間化合物の生成は生じない。
次に本実施形態における内燃機関部品用アルミニウム合金材を製造するプロセスの一例について、図１を参照しながら詳細に説明する。
まず溶製することによって前述のように成分調整されたアルミニウム合金溶湯を作製する。この溶湯を用いて図１に示すように連続鋳造を行って連続鋳造材を製作する。本実施形態において、この連続鋳造材は、鍛造素材用または総切削素材用のビレットとして構成されるものであり、例えば直径φ３０ｍｍ〜４０ｍｍの寸法で丸棒状に形成される。
なお連続鋳造によって押出用のビレットを作製し、その押出用ビレットを押出加工して押出材を成形し、その押出材を鍛造素材または総切削素材として用いることも可能である。また連続鋳造以外にも、鋳物やダイキャストといった鋳造材全般を、切削素材として用いることも可能である。
得られた連続鋳造材は、鋳造時に晶出物の偏析等が起きる場合が有るため、その不均一な組織を除去するために、均質化処理を施す。均質化処理においては加熱温度を４８０〜５０５℃とし、処理時間を０．５時間（ｈｒ）〜６ｈｒとするのが良い。
均質化処理した後、連続鋳造材を所定の長さに切断し、鍛造素材とする。
こうして得られた鍛造素材に対し鍛造加工を行って、鍛造材を成形する。この鍛造工程においては、金型温度を１００℃〜２５０℃とし、素材温度を３７０℃〜４５０℃とするのが良い。
次にこの鍛造材に対し溶体化処理を行う。この溶体化処理においては加熱温度を４８５℃〜５１０℃とし、処理時間を１．０ｈｒ〜５．０ｈｒとするのが良い。
溶体化処理を行った鍛造材に対し水焼き入れ処理を行って急冷する。この水焼き入れ処理において水温は１０℃〜８０℃に設定するのが良い。
水焼き入れ処理を行った鍛造材に対し人工時効処理を行う。この人工時効処理においては加熱処理温度を１６０℃〜２２０℃とし、処理時間を１ｈｒ〜１８ｈｒとするのが良い。
人工時効処理を行った後、人工時効処理済みの鍛造材（鍛造Ｔ６処理品）に対し機械加工により表面を切削し所定の製品形状を得る。その後必要に応じて表面処理、すなわちショットスピーニング処理、アルマイト処理、メッキ処理などを行い、製品を得る。
こうして本実施形態の内燃機関部品用アルミニウム合金材（鍛造材）が製造される。こうして得られたアルミニウム合金材は、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、ＦｅおよびＮｉを所定量含有していることで、Ｓｉ粒子の分散による分散強化、Ａｌ−Ｓｉ−Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｕ系化合物の分散による分散強化およびＣｕ、Ｍｇ系の析出による析出強化等により高い強度を得ながら、且つアルミニウム合金特有の高靭性を失うことがないため、内燃機関部品として高い性能を得ることができる。
以下、本発明について実施例および比較例により詳細に説明する。
まず、本発明において規定する組成によれば、初晶金属間化合物が生成しないことをシミュレーションソフトを用いた凝固計算によって確認する。
凝固計算はＳｃｈｅｉｌ−Ｇｕｌｌｉｖｅｒモデルに基づく凝固計算法が実装されているＪＭａｔＰｒｏ１０．１（Ｓｅｎｔｅ Ｓｏｆｔｗａｒｅ社製）を用い、初期温度８００℃、温度間隔１℃に設定し、ｂａｃｋ ｄｉｆｆｕｓｉｏｎを考慮せず、モデル化されている全固相を考慮して実施した。
凝固計算により、鋳造工程中に晶出してくる各化合物に対して、鋳造工程中の各温度における相分率が図２のように得られる。各化合物について、図２中に示すように相分率が０より大きい値をもつ最高の温度がその化合物の晶出開始温度である。
上記の通り算出した晶出開始温度を用い、アルミニウム母相より高温の晶出開始温度をもつ化合物（シリコンを除く）を初晶金属間化合物と判断できる。アルミニウム母相より高温の晶出開始温度をもつ化合物（シリコンを除く）が存在しない場合は、初晶金属間化合物が生成しないと判断できる。
次に、上記の判定方法を用いた初晶金属間化合物の生成しない元素含有率の範囲探索について説明する。
Ｓｉ、ＣｕおよびＭｇの含有率を表１に記載の値で固定し、ＦｅおよびＮｉ含有率を変化させながら凝固計算を実施することで、初晶金属間化合物の生成しないＦｅおよびＮｉ含有率の範囲を探索した。
具体的には、種々に固定したＦｅ含有率に対して、Ｎｉ含有率を変化させながら凝固計算を実施し、初晶金属間化合物の生成しない最大のＮｉ含有率を算出した。
このように算出した各Ｆｅ含有率に対する最大のＮｉ含有率を、図３のように横軸にＦｅ含有率、縦軸にＮｉ含有率をとったグラフへプロットした。なお、Ｆｅ含有率によってＮｉ含有率が算出した最大値を超えた場合に生成する初晶金属間化合物が異なり、図３中の四角印は初晶Ａｌ９（Ｆｅ，Ｎｉ）２、丸印は初晶β―ＡｌＦｅＳｉがそれぞれ生成することを表している。
図３中の四角印、丸印ごとに直線での回帰を実施した。回帰式は以下の通りである。
四角印：（Ｎｉ含有率［質量％］）＝６．２８−４．３３×（Ｆｅ含有率［質量％］）
丸印：（Ｎｉ含有率［質量％］）＝２０．２９−３２．７２×（Ｆｅ含有率［質量％］）
また、回帰直線の交点のＦｅ含有率は下記の通りである。
丸印：（Ｎｉ含有率［質量％］）＝２０．２９−３２．７２×（Ｆｅ含有率［質量％］）
また、回帰直線の交点のＦｅ含有率は下記の通りである。
四角印の回帰直線と丸印の回帰直線との交点：０．４９質量％
丸印の回帰直線とＮｉ：０．０５質量％線との交点：０．６２質量％
上記２本の回帰直線とＦｅ：０．０５質量％線およびＮｉ：０．０５質量％線とに囲まれた領域（図３中の網掛け領域）では添加したＦｅおよびＮｉが化合物として晶出し分散強化に寄与し、かつ初晶金属間化合物としては生成しない。
丸印の回帰直線とＮｉ：０．０５質量％線との交点：０．６２質量％
上記２本の回帰直線とＦｅ：０．０５質量％線およびＮｉ：０．０５質量％線とに囲まれた領域（図３中の網掛け領域）では添加したＦｅおよびＮｉが化合物として晶出し分散強化に寄与し、かつ初晶金属間化合物としては生成しない。
一般的に添加元素量が多いほど初晶金属間化合物が生成されやすいため、表１に記載のＳｉ、Ｃｕ、Ｍｇ含有率以下であるＳｉ：１３質量％〜１５質量％、Ｃｕ：２質量％〜４質量％、Ｍｇ：０．２質量％〜０．８質量％の範囲では、図３中の網掛け領域として示したＦｅおよびＮｉ含有率の範囲において初晶金属間化合物は生成しない。
したがって、本発明において規定する、Ｓｉ：１３質量％〜１５質量％、Ｃｕ：２．０質量％〜４．０質量％、Ｍｇ：０．２質量％〜０．８質量％、Ｆｅ：０．０５質量％〜０．６２質量％を含み、Ｎｉを０．０５質量％以上かつＦｅ含有率が０．０５質量％〜０．４９質量％の場合には、（Ｎｉ含有率［質量％］）≦６．２８−４．３３×（Ｆｅ含有率［質量％］）Ｆｅ含有率が０．４９質量％〜０．６２質量％の場合には、（Ｎｉ含有率［質量％］）≦２０．２９−３２．７２×（Ｆｅ含有率［質量％］）で表される含有率で含み、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成のアルミニウム合金材によれば、初晶金属間化合物は生成されず、内燃機関用部品での使用に好適である。
次に、上記計算結果の妥当性の検証を行う為に実際にサンプルを作製し、評価を実施した。下記にその詳細を示す。
表２に示す実施例１および比較例１の組成を有するアルミニウム合金溶湯をそれぞれ溶製し、各アルミニウム合金溶湯を用いて、鋳造径３８ｍｍで連続鋳造を行ってφ３８ｍｍの連続鋳造材を得た。得られた連続鋳造材を４７０℃×７ｈｒにて均質化処理を施し、空冷した。
上記で得られた連続鋳造品を１０ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍの角材に加工し、樹脂埋めを行い組織観察用サンプルを作製した。観察方向は、連続鋳造の軸方向に垂直な断面を観察面とし観察した。観察面をエメリー紙＃２４０〜＃２０００で研磨をし、仕上げをバフ研磨０．１μｍで実施した。組織観察には光学顕微鏡（Ｎｉｋｏｎ ＥＰＩＰＨＯＴ ３００）を用いて、倍率３４０倍にて組織観察を実施した。組織観察より、初晶金属間化合物の有無を判断した。結果を表２に示す。
表２より、実施例１のアルミニウム合金の場合、初晶金属間化合物が晶出していることは確認されず、比較例１のアルミニウム合金の場合、針状に粗大な金属間化合物が晶出していることが確認された。
また、表２に記載の実施例１および比較例１にて上記の凝固計算を実施した。
実施例１の化学組成について凝固計算を行うと、高温側から順にシリコンが６１１℃、アルミニウム母相が５６４℃、β―ＡｌＦｅＳｉが５６２℃で晶出を開始し、初晶金属間化合物は生成しない。実際にサンプルを作製した表２に示す結果は、上記凝固計算に整合しており凝固計算が正しいことが裏付けられる。
また比較例１の化学組成について凝固計算を行うと、高温側から順にシリコンが６０６℃、β―ＡｌＦｅＳｉが６０４℃、アルミニウム母相が５６１℃で晶出を開始し、β―ＡｌＦｅＳｉが初晶金属間化合物として生成した。実際にサンプルを作製した表２に示す結果は、上記凝固計算に整合しており凝固計算が正しいことが裏付けられる。
以上のとおり本発明において規定する組成によれば、初晶金属間化合物が生成しないため、粗大金属間化合物による靱性の低下を回避することができる。
したがって、本発明において規定する組成によれば、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、ＦｅおよびＮｉを所定量含有していることで高い強度を得ながら、高い靱性を備えたアルミニウム合金材を得ることができ、内燃機関用部品での使用に好適である。
この発明のアルミニウム合金材は、例えば４輪自動車用、２輪自動車用、汎用の内燃機関におけるエンジンピストンやコンプレッサー、シリンダライナ、クランクシャフト、カムシャフト、エンジンブロック等として好適に用いることができる。
Claims (3)
- Ｓｉ：１３質量％〜１５質量％、Ｃｕ：２．０質量％〜４．０質量％、Ｍｇ：０．２質量％〜０．８質量％、Ｆｅ：０．０５質量％〜０．６２質量％を含み、
Ｎｉを０．０５質量％以上かつ
Ｆｅ含有率が０．０５質量％〜０．４９質量％の場合には、
（Ｎｉ含有率［質量％］）≦６．２８−４．３３×（Ｆｅ含有率［質量％］）
Ｆｅ含有率が０．４９質量％〜０．６２質量％の場合には、
（Ｎｉ含有率［質量％］）≦２０．２９−３２．７２×（Ｆｅ含有率［質量％］）
で表される含有率で含み、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有することを特徴とするアルミニウム合金材。 - Ｐ：０．０００１〜０．０２質量％を含むことを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金材。
- Ｍｎ：０．０２〜０．３質量％、Ｃｒ：０．０２〜０．３質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１５質量％およびＺｒ：０．０１〜０．１５質量％のうち、少なくとも１種以上を含むことを特徴とする請求項１または２に記載のアルミニウム合金材。
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