JP6101402B2 - 耐熱性アルミニウム鋳造合金、及びかかる合金から鋳造される燃焼機関のための鋳造 - Google Patents
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Description
本発明は、極めて良好に鋳造することができ、高い使用温度で長い使用期間後でも高温状態で高強度を有するアルミニウム鋳造合金に関する。
同様に、本発明は、アルミニウム合金から鋳造された燃焼機関用部品に関する。こうした部品は、特に、シリンダヘッド又はエンジンブロックである。
一方でエンジン出力に対する、他方で燃料消費及び重量の極小化に対する要求が次第に増加し、アルミニウム合金から鋳造されたエンジン部品の機械的及び熱的復元力（独：thermische Belastbarkeit，英：thermal resilience）に対する要求が次第に高くなっている。したがって、かかる部品の製造に適切なアルミニウム鋳造合金は、室温と使用温度の両方における高い降伏強度、高い最終歪み、高い熱伝導度、低い熱膨張、高い耐クリープ性、並びに良好な流動性及び低い高温割れ傾向を含む有利な加工性を持たなければならない。同時に、これらの合金は、鋳造物の信頼できる製造を可能にするために十分に鋳造できなくてはならない。
ここで考察するタイプのアルミニウム鋳造材料のこれらの部分的に相反する要求を満たした多数の材料概念が知られている。これらの材料概念としては、合金グループＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ及びＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕのアルミニウム鋳造合金が挙げられる。しかし、これらの合金の場合には、２５０℃を超える使用温度で、硬化相の粗大化が、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｚｎなどの硬化に寄与する元素の拡散の結果として起こり得る。したがって、これと併せて、機械的特性値の著しい低下が起こる。したがって、燃焼機関用部品のアルミニウム鋳造物のための新しい合金の開発の目的は、最適化された耐高温性である（非特許文献１の論文参照）。
多量のＣｕの添加によってＡｌ鋳造合金の耐熱性を高くできることが知られている。耐熱性に対するＣｕのこの肯定的な作用を利用した一群の合金が、「ＡｌＣｕ７ｘｘ」という名称で知られている。例えば、Ａｌ及び付随的な元素に加えて、Ｃｕ６．７２％、Ｚｒ０．２２％、Ｔｉ０．１１％、Ｍｎ０．５％（重量％）、並びに不純物に起因し得る微量のＦｅ、Ｍｇ及びＺｎを含む合金「ＡｌＣｕ７ＭｎＺｒ」がこれに該当する。しかし、あるＣｕ含有量を有するこのタイプのアルミニウム鋳造合金の優れた耐熱性は、高い高温割れ傾向、及び極めて限定された可鋳性に直面している。したがって、上記ＡｌＣｕ７ＭｎＺｒ合金は、実際には鋳造不可能であることも判明した。
「直接競争におけるシリンダヘッド用耐熱性アルミニウム鋳造合金（Warmfeste Aluminiumgusslegierungen fuer Zylinderkoepfe in direktem Wettbewerb）」、６／２００９号 Giesserei-Praxis誌、１９９〜２０２ページ
上で説明した先行技術を背景に、本発明の目的は、高温でより長い使用時間後でも機械的性質が高く、同時に十分に鋳造することができるアルミニウム鋳造合金を列挙することであった。
さらに、高温での使用のために最適化された機械的性質を有し、同時に鋳造技術に関して操作上信頼できる様式で製造することができる燃焼機関用鋳造物を生み出さなくてはならない。
アルミニウム鋳造合金に関して、この目的は、かかる合金が請求項１に記載の様式で構成された本発明によって解決された。
鋳造物に関して、上述の目的の解決策は、かかる鋳造物が本発明によるアルミニウム鋳造合金から鋳造される点にある。その点で、本発明による合金は、特に、鋳造技術を用いた、実際の運転中に極端な熱及び機械的負荷に曝されるシリンダヘッドの製造に適切である。
本発明によるアルミニウム鋳造合金は、アルミニウム及び製造中に得られた不可避的不純物に加えて、Ｃｕ６．０〜８．０％、Ｍｎ０．３〜０．５５％、Ｚｒ０．１８〜０．２５％、Ｓｉ３．０〜７．０％、Ｔｉ０．０５〜０．２％、Ｓｒ最高０．０３％及びＦｅ最高０．２５％（重量％）を含む。
本発明による様式で構成されたアルミニウム鋳造合金から鋳造された部品は、各々、通常、室温で静荷重で、Ｔ６Ｗ状態で、すなわち固溶化焼鈍（独：loesungsgeglueht，英：solution annealed）し、２４０℃で４時間人工的にエージングされて、平均して、２６０ＭＰａを超える引張り強さＲｍ、少なくとも９０ＨＢのブリネル硬さＨＢ、少なくとも１７０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２、及び少なくとも１．６５％の最終歪みＡを達成する。
３００℃で１００時間持続し、対応する期間の燃焼機関の実際の運転に等しい長期の熱処理後、本発明によるアルミニウム鋳造合金から鋳造された部品は、平均して、各々、室温で静荷重で、引張り強さＲｍが少なくとも１９０ＭＰａ、降伏強度Ｒｐ０．２が少なくとも９０ＭＰａ、硬度ＨＢが少なくとも６７ＨＢ、最終歪みＡが少なくとも３．５％である。これらの値は、高温でより長時間の使用後も安定なままである。すなわち、例えば、３００℃で５００時間以上使用中に、強度及び硬度は実際に変化せず、それとは反対に、最終歪みは４．５％超に増加する。
本発明によるアルミニウム鋳造合金から鋳造された部品の機械的性質を熱処理温度３００℃で５００時間実施された熱処理後に測定すると、それぞれ平均して、引張り強さＲｍは少なくとも８０ＭＰａ、降伏強度Ｒｐ０．２は少なくとも６０ＭＰａ、最終歪みＡは少なくとも２４％である。
したがって、本発明によるアルミニウム鋳造合金の耐高温性は、燃焼機関部品を鋳造するのに現在標準として使用されている従来のアルミニウム鋳造合金よりも明らかに高い。同時に、Ｔ６Ｗ送達状態（独：Auslieferungszustand T6W，英：T6W delivery state）の本発明によるアルミニウム合金から鋳造された部品の機械的性質は、従来の高強度ＡｌＣｕ７ｘｘ合金のレベルである。しかし、これらの合金とは異なり、本発明によるアルミニウム鋳造合金は、良好な可鋳性及び最適な抵抗性の凝固挙動（独：optimales, unempfindliches Erstarrungsverhalten，英；optimum, resistant solidification behaviour）によって区別される。実用試験によれば、本発明によるアルミニウム鋳造合金から鋳造された部品は、光学的に目立つ割れがなく、できる限り細孔がない。したがって、本発明によるアルミニウム鋳造合金は、鋳造の点で操作上信頼できる様式で鋳造部品の製造を可能にし、高い使用温度でも最適な復元力を有する。
必要な耐熱性を確保するために、６．０〜８．０重量％のＣｕが本発明による合金に含まれる。同時に、Ｃｕは、アルミニウム鋳造合金の高温強度に寄与する。Ｃｕのこれらの肯定的な作用は、Ｃｕ含有量が少なくとも６．５重量％である場合に、本発明によるアルミニウム鋳造合金において特に確実に確保することができる。同時に、最終歪みの減少などの機械的性質に対するＣｕの存在の負の効果は、本発明によるアルミニウム鋳造合金のＣｕ含有量が最高７．５重量％に限定される場合、特に確実に排除することができる。
本発明によるアルミニウム鋳造合金のＳｉ含有量は３．０〜７．０重量％である。その中で、一方で可鋳性に対する、他方で耐熱性に対する、諸性質の強調は、この含有量範囲内のＳｉ含有量の対応する調節によって設定することができる。
十分な可鋳性のための本発明によるアルミニウム鋳造合金から鋳造された部品の最大の機械的性質は、本発明によるアルミニウム鋳造合金のＳｉ含有量が５．０重量％未満の場合に得ることができる。その中で、相形成の変動に対する本発明によるアルミニウム鋳造合金の耐性は、Ｓｉ含有量を少なくとも３．５重量％に増加させた場合に高めることができる。かかる高いＳｉ含有量の場合には、本発明によるアルミニウム鋳造合金は、熱処理中のその諸性質及びその挙動に関して安定であることが判明した。同時に、特に高温使用中に、良好な使用上信頼できる可鋳性と一緒に最高強度が得られる範囲は、Ｓｉ含有量を最高４．５重量％に限定することによって特に確実に到達することができる。
一方、例えば、線細工の複雑に成形された部品の製造の場合に、最適な可鋳性及び同時に優れた耐熱性を特に重要視するのであれば、本発明によるアルミニウム鋳造合金のＳｉ含有量を５．０重量％、特に５．５重量％に増加させることができる。その中で、Ｓｉ含有量が最高７重量％、特に最高６．５重量％に限定される場合、一方では可鋳性に関して、他方では耐熱性に関して最適化された本発明によるアルミニウム鋳造合金が得られる。
０．３〜０．５５重量％のＭｎ含有量は、本発明によるアルミニウム鋳造合金から鋳造された部品の強度増加に寄与する。この肯定的な効果は、特に本発明によるアルミニウム鋳造合金のＭｎ含有量が０．４〜０．５５重量％である場合に生じる。
０．１８〜０．２５重量％のＺｒは、本発明によるアルミニウム鋳造合金から鋳造された鋳造物の構造の粒子の細かさに実質的に寄与する。さらに、Ｚｒは、とりわけ、高い温度安定性、したがって２５０℃を超える温度における強度に寄与する。これは、特に、本発明によるアルミニウム鋳造合金のＺｒ含有量が０．２〜０．２５重量％である場合に当てはまる。
さらに、本発明によるアルミニウム鋳造合金中の０．０５〜０．２重量％のＴｉの量は、きめの細かい構造の形成を助け、強度増加に寄与する。この効果を特に確実に使用できるようにするために、本発明によるアルミニウム鋳造合金のＴｉ含有量を少なくとも０．０８重量％に設定するのが得策であり得る。本発明によるアルミニウム鋳造合金中のチタンの最適化された効果が期待される通路（独：Korridors，英：corridor）の上限は０．１２重量％である。
Ｓｒは、場合によって、精製のために本発明によるアルミニウム鋳造合金に添加される。したがって、Ｓｒの添加は、Ｓｉ含有量が少なくとも５．０重量％である本発明によるアルミニウム鋳造合金に特に有用である。ここで、Ｓｒ含有量は少なくとも０．０１５重量％であることが得策であることが判明した。しかし、特に低Ｓｉ含有量の場合、そこで精製効果を利用するためにも、アルミニウム鋳造合金に場合によっては最高０．０２５重量％を添加するのが十分である。
上記説明によれば、十分な可鋳性及び同時に最大化された機械的性質が強調された本発明によるアルミニウム鋳造合金の第１の変形は、Ｃｕ６．０〜８．０％、Ｍｎ０．３〜０．５５％、Ｚｒ０．１８〜０．２５％、Ｆｅ最高０．２５％、Ｓｉ３．０〜＜５．０％、Ｔｉ０．０５〜０．２％、Ｖ最高０．０４％及びＳｒ最高０．０２５％（重量％）を含む。その中で、最大の機械的性質に関して良好な可鋳性に対して更に最適化されたこの変形の一実施形態は、アルミニウム及び不可避的不純物並びにＣｕ６．５〜７．５重量％、Ｍｎ０．４〜０．５５重量％、Ｚｒ０．２０〜０．２５％、Ｆｅ最高０．１２％、Ｓｉ３．５〜４．５％、Ｔｉ０．０８〜０．１２％、Ｖ最高０．０２％及びＳｒ０．０５〜０．０２％（重量％）からなる。
しかし、本発明によるアルミニウム鋳造合金が、その場合、更なる改善された可鋳性及び同時に依然極めて良好な機械的性質が強調されるように変更される場合、本発明によるアルミニウム鋳造合金は、Ｃｕ６．０〜８．０％、Ｍｎ０．３〜０．５５％、Ｚｒ０．１８〜０．２５％、Ｆｅ最高０．２５％、Ｓｉ５．０〜７．０％、Ｔｉ０．０５〜０．２％、Ｖ最高０．０４％及びＳｒ０．０１〜０．０３％（重量％）を含む。その場合、最適可鋳性と高い機械的性質に関して最適化されたこの変形の一実施形態は、アルミニウム及び製造中に得られた付随的な元素並びにＣｕ６．５〜７．５重量％、Ｍｎ０．４〜０．５５重量％、Ｚｒ０．２０〜０．２５％、Ｆｅ最高０．１２％、Ｓｉ５．５〜６．５％、Ｔｉ０．０８〜０．１２％、Ｖ最高０．０２％及びＳｒ０．０１５〜０．０３％（重量％）からなる。
以下、本発明を例示的実施形態によってより詳細に説明する。ここに示すのは以下のとおりである。
本発明による３種類のアルミニウム鋳造合金Ｅ１、Ｅ２、Ｅ３を溶融させた。その組成を表１に示す。比較のために、比較合金Ｖを溶融させた。同様に表１に示したその組成は公知のアルミニウム鋳造合金「ＡｌＣｕ７ＭｎＺｒ」に相当する。
シリンダヘッドをアルミニウム鋳造合金Ｅ１、Ｅ２、Ｅ３、Ｖから鋳造した。これらを凝固後Ｔ６Ｗ処理にかけた。その中で、シリンダヘッドをそれぞれ４８０〜５００℃で７．５時間固溶化焼鈍し、続いて水で急冷し、次いで２４０℃で４時間エージングした。続いて、燃焼室の領域中のこうして処理したシリンダヘッドの機械的性質、引張り強さＲｍ、降伏強度Ｒｐ０．２、ブリネル硬さＨＢ及び最終歪みＡを測定する。その中で、アルミニウム鋳造合金Ｅ１及びＥ２からなるそれぞれ４０個の鋳造試料並びにアルミニウム鋳造合金Ｅ３及び比較合金Ｖからなるそれぞれ１５個の鋳造試料を試験した。鋳造試料の各々で測定された機械的性質の算術平均を表２に詳細に示し、図１のグラフに要約した。
機械的特性値の長期推移（独：langfristige Entwicklung，英：long-term development）に対する温度の影響を試験するために、アルミニウム鋳造合金Ｅ１、Ｅ２及びＶから鋳造されたシリンダヘッドを長期熱処理にかけ、３００℃の温度でまず８時間、次いで１００時間、最後に３００時間保持した。各熱処理時間終了後にこうして熱処理したシリンダヘッドの各々の試料を燃焼室から取り出し、これらの鋳造試料の降伏強度Ｒｐ０．２、引張り強さＲｍ及び最終歪みＡを室温で測定した。こうして処理した鋳造試料で測定された機械的性質の算術平均を表３に示す。試験結果によれば、１００時間後、引張り強さＲｍ及び降伏強度Ｒｐ０．２は、本発明によるアルミニウム鋳造合金Ｅ１、Ｅ２から鋳造されたシリンダヘッドの場合には実質的に安定であるのに対して、最終歪みＡは増加する。一方、比較合金から製造されたシリンダヘッドは各々強度がより高いが、その最終歪みＡは、本発明による試料それぞれで測定された最終歪みＡより明らかに低い。
最後に、本発明による合金Ｅ１、Ｅ２、Ｅ３及びＶから製造された更なるシリンダヘッドを、３００℃で同様に実施された５００時間の長期熱処理にかけた。次いで、ここでも、燃焼室の領域から取り出した３００℃試料の、降伏強度Ｒｐ０．２、引張り強さＲｍ及び最終歪みＡを測定した。得られた値からその中で形成された算術平均値を表４に示し、図２に要約する。
本発明による合金Ｅ１、Ｅ２、Ｅ３及び高耐熱性合金Ｖから製造された試料の試験に加えて、従来の標準鋳造合金とも比較した。標準鋳造合金の可鋳性は、明らかに可鋳性に劣る比較合金Ｖとは対照的に、本発明による合金の可鋳性に匹敵した。この目的のために、Ｅ１、Ｅ２、Ｅ３及びＶの試料と同じシリンダヘッドを標準鋳造合金Ｓ１及びＳ２から製造した。表５に示したその組成は、公知のアルミニウム鋳造合金「ＡｌＳｉ７Ｃｕ０．５Ｍｇ」及び「ＡｌＳｉ６Ｃｕ４」に相当する。標準合金Ｓ１及びＳ２から鋳造されたシリンダヘッドの各々をそれらに一般的である熱処理にかけた。すなわち、合金Ｓ１から鋳造されたシリンダヘッドをＴ６空気熱処理にかけ、合金Ｓ２から鋳造されたシリンダヘッドをＴ６Ｗ熱処理にかけた。
本発明による合金の耐熱性を現在用いられている標準合金と比較するために、合金Ｓ１、Ｓ２及び本発明による合金Ｅ１から製造された試料を２５０℃で実施された５００時間の長期熱処理にかけた。次いで、ここでも、燃焼室の領域から取り出した２５０℃加熱試料の降伏強度Ｒｐ０．２及び引張り強さＲｍを測定した。得られた値からその中で形成された算術平均値を表６に示し、図３に要約する。
最後に、本発明による合金Ｅ１並びに標準合金Ｓ１及びＳ２から製造された更なるシリンダヘッドを、３００℃で実施された５００時間の長期熱処理にかけた。次いで、燃焼室の領域から取り出した３００℃加熱試料の降伏強度Ｒｐ０．２及び引張り強さＲｍを測定した。こうして得られた値から形成された算術平均値を表７に示し、図４に要約する。
試験によって、本発明による合金Ｅ１、Ｅ２、Ｅ３から鋳造されたシリンダヘッドは、割れが検出されず、鋳造物の構造にほとんど細孔がないことが判明した。本発明によるアルミニウム鋳造合金Ｅ１、Ｅ２、Ｅ３からなる鋳造物で測定された強度値は、実際には、高温負荷後に各々比較合金Ｖの場合よりも低い。しかしながら、このために、本発明によるアルミニウム鋳造合金Ｅ１、Ｅ２、Ｅ３は、大規模条件でも問題なく、操作上信頼できる様式で鋳造することができる。同時に、試験によって、本発明によるアルミニウム鋳造合金Ｅ１、Ｅ２、Ｅ３から鋳造されたシリンダヘッドの強度は、同等の可鋳性を有する標準合金の強度の２倍であることが判明した。
Claims (12)
- Ｃｕ：６．０〜８．０％
Ｍｎ：０．３〜０．５５％
Ｚｒ：０．１８〜０．２５％
Ｓｉ：３．０〜７．０％
Ｔｉ：０．０５〜０．２％
Ｓｒ：０〜０．０３％
Ｆｅ：０＜〜０．２５％
残りのアルミニウム及び不可避的不純物
からなる（重量％）、アルミニウム鋳造合金。 - そのＳｉ含有量が５．０重量％未満であることを特徴とする、請求項１に記載のアルミニウム鋳造合金。
- そのＳｉ含有量が少なくとも３．５重量％であることを特徴とする、請求項２に記載のアルミニウム鋳造合金。
- そのＳｉ含有量が少なくとも５．０重量％であることを特徴とする、請求項１に記載のアルミニウム鋳造合金。
- そのＳｉ含有量が少なくとも５．５重量％であることを特徴とする、請求項４に記載のアルミニウム鋳造合金。
- そのＣｕ含有量が最高７．０重量％であることを特徴とする、請求項１から５のいずれか一項に記載のアルミニウム鋳造合金。
- そのＭｎ含有量が０．４〜０．５５重量％であることを特徴とする、請求項１から６のいずれか一項に記載のアルミニウム鋳造合金。
- そのＺｒ含有量が０．２〜０．２５重量％であることを特徴とする、請求項１から７のいずれか一項に記載のアルミニウム鋳造合金。
- そのＴｉ含有量が０．０８〜０．１２重量％であることを特徴とする、請求項１から８のいずれか一項に記載のアルミニウム鋳造合金。
- そのＳｒ含有量が少なくとも０．０１５重量％であることを特徴とする、請求項１から９のいずれか一項に記載のアルミニウム鋳造合金。
- 請求項１から１０のいずれか一項に従って形成されたアルミニウム鋳造合金から鋳造された燃焼機関用鋳造物。
- それはシリンダヘッドであることを特徴とする、請求項１１に記載の鋳造物。
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