(57)【要約】【課題】従来よりも安価で、伸びを損なわず、高温での機械的特性に優れた鋳物を製造することができるアルミニウム合金を提供する。【解決手段】１０．０〜１２．０ｗｔ％のＳｉ、２．５〜５．０ｗｔ％のＣｕ、１．５〜３．５ｗｔ％のＮｉ、０．０５〜０．２０ｗｔ％のＴｉ、０．５〜１．１ｗｔ％のＭｇ、０．０５〜０．３０ｗｔ％のＺｒ、０．１０〜０．３１ｗｔ％のＦｅ、０．０５ｗｔ％以下のＭｎ、０．０５〜０．１５ｗｔ％のＣｒ及び０．００２０〜０．００９０ｗｔ％のＰを含み、残部が実質的にＡｌからなることを特徴とするアルミニウム合金を提供する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
１０．０〜１２．０ｗｔ％のＳｉ、２．５〜５．０ｗｔ％のＣｕ、１．５〜３．５ｗｔ％のＮｉ、０．０５〜０．２０ｗｔ％のＴｉ、０．５〜１．１ｗｔ％のＭｇ、０．０５〜０．３０ｗｔ％のＺｒ、０．１０〜０．３１ｗｔ％のＦｅ、０．０５ｗｔ％以下のＭｎ、０．０５〜０．１５ｗｔ％のＣｒ及び０．００２０〜０．００９０ｗｔ％のＰを含み、残部が実質的にＡｌからなることを特徴とするアルミニウム合金。
【請求項２】
Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物をさらに含み、前記Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の平均長が３５μｍ以下であり、前記Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物が均一に分散していることを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金。
【請求項３】
請求項１又は２に記載のアルミニウム合金からなるエンジン用ピストン。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、アルミニウム合金、特に、車両等に搭載される内燃機関のピストンとして使用される高温での機械的特性に優れたアルミニウム合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
エンジンシリンダ中で気体を膨張圧縮させるピストンは、常時高温に晒されて爆発による上下運動を回転運動に変換することから、エンジンの中でも重要な部分である。ピストンの素材には優れた高温での強度が求められ、軽量化を図り生産性やコストを考慮するとアルミニウム合金を用いるのが一般的である。その中でも、ＪＩＳ規格ＡＣ８Ａ合金のような耐摩耗性や鋳造性に優れたＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金が盛んに使用されている。
【０００３】
近年、高温での強度をより高めるために、ＣｕやＮｉ等の添加量を増量したアルミニウム合金の開発が行われている。例えば、特許文献１では、ＣｕとＮｉの添加量を増量することによって、アルミニウム合金の高温での強度を向上させている。特許文献２では、Ｃａ、Ｎａ、Ｓｒ等の元素を微量添加することによって、アルミニウム合金の耐熱性を向上させている。特許文献３では、初晶Ｓｉを均一に分散させるために元素の添加量を変化させ、アルミニウム合金の高温特性、耐摩耗性を向上させている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００４−２５６８７３号公報
【特許文献２】特許第３８７５３３８号
【特許文献３】特許第２７０９６６３号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、高温での強度を高めるためにＣｕやＮｉを増量すると、凝固の進行が遅い重力鋳造法等を利用してアルミニウム合金を鋳造した場合には、晶出物が粗大化し、強度（引張特性等）が低下してしまう。
【０００６】
晶出物の粗大化を抑制し、伸びを確保するために、粉末冶金法やダイカスト法等の凝固の進行が早い鋳造法を利用することも考えられる。しかし、粉末冶金法はコストが非常に高く、ダイカスト法は内部品質の確保が非常に難しい。
【０００７】
本発明は前記事情に鑑みてなされたものであって、従来よりも安価で、伸びを損なわず、高温での機械的特性に優れた鋳物を製造することができるアルミニウム合金を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
前記課題を解決するため、本発明においては、１０．０〜１２．０ｗｔ％のＳｉ、２．５〜５．０ｗｔ％のＣｕ、１．５〜３．５ｗｔ％のＮｉ、０．０５〜０．２０ｗｔ％のＴｉ、０．５〜１．１ｗｔ％のＭｇ、０．０５〜０．３０ｗｔ％のＺｒ、０．１０〜０．３１ｗｔ％のＦｅ、０．０５ｗｔ％以下のＭｎ、０．０５〜０．１５ｗｔ％のＣｒ及び０．００２０〜０．００９０ｗｔ％のＰを含み、残部が実質的にＡｌからなることを特徴とするアルミニウム合金が提供される。
前記アルミニウム合金はＦｅ−Ｍｎ系金属間化合物をさらに含み、前記Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の平均長は３５μｍ以下であり、前記Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物は均一に分散していることが好適である。
また、本発明においては、前記アルミニウム合金からなるエンジン用ピストンが提供される。
【発明の効果】
【０００９】
本発明のアルミニウム合金によれば、従来よりも安価で、伸びを損なわず、高温での機械的特性に優れた鋳物を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】Ｍｎ量とＦｅ−Ｍｎ系金属間化合物の大きさの関係を示すグラフである。
【図２】Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の大きさと３５０℃での伸びの関係を示すグラフである。
【図３】試験Ｎｏ．３のＳｉ成分のＭＡＰ分析図である。
【図４】試験Ｎｏ．３のＦｅ−Ｍｎ系金属間化合物のＭＡＰ分析図である。
【図５】試験Ｎｏ．６のＳｉ成分のＭＡＰ分析図である。
【図６】試験Ｎｏ．６のＦｅ−Ｍｎ系金属間化合物のＭＡＰ分析図である。
【図７】Ｓｉ量と伸びの関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行い、以下のようなアルミニウム合金中の成分、含有量を見出した。すなわち、本発明においては、１０．０〜１２．０ｗｔ％のＳｉ、２．５〜５．０ｗｔ％のＣｕ、１．５〜３．５ｗｔ％のＮｉ、０．０５〜０．２０ｗｔ％のＴｉ、０．５〜１．１ｗｔ％のＭｇ、０．０５〜０．３０ｗｔ％のＺｒ、０．１０〜０．３１ｗｔ％のＦｅ、０．０５ｗｔ％以下のＭｎ、０．０５〜０．１５ｗｔ％のＣｒ及び０．００２０〜０．００９０ｗｔ％のＰを含み、残部が実質的にＡｌからなる。以下、本発明に係るアルミニウム合金の各成分、含有量等について説明する。
【００１２】
Ｓｉは初晶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成分である。また、熱膨張率を低下させる。Ｓｉ含有量が１０．０ｗｔ％以上であれば、熱膨張率が低く、耐摩耗性や高温での強度が向上し、１２．０ｗｔ％以下であれば、初晶Ｓｉが小さくなり、合金の伸びが良好である。一方、１２．０ｗｔ％を超えると、初晶Ｓｉが粗大化して晶出し、伸びが低下する。Ｓｉ含有量は、１０．０〜１２．０ｗｔ％であり、好ましくは１１．０〜１２．０ｗｔ％である。
【００１３】
Ｃｕは室温及び高温域における機械的強度及び耐摩耗性を改善する成分である。Ｃｕ含有量が２．５ｗｔ％以上であれば、強度や耐摩耗性を改善する効果が出現し、５．０ｗｔ％以下であれば、合金の著しい伸び低下はなく、合金の比重が小さい。一方、５．０ｗｔ％を超えると、伸びが著しく低下し、合金の比重が大きくなる。Ｃｕ含有量は、好ましくは３．３〜３．６ｗｔ％である。
【００１４】
Ｎｉは高温での強度及び耐摩耗性を向上させ、熱膨張率を低下させる成分である。Ｎｉ含有量が１．５ｗｔ％以上であれば、その効果が出現し、３．５ｗｔ％以下であれば、合金の伸びが良好である。一方、３．５ｗｔ％を超えると、Ｎｉ系金属間化合物の晶出量が多くなり、伸びが低下する。また、Ｎｉを過剰に添加すると、地金が高価になる。Ｎｉ含有量は、好ましくは１．７〜２．１ｗｔ％である。
【００１５】
Ｔｉは合金中における結晶粒の微細化効果を有し、耐熱性、鋳造性、強度の向上に寄与する成分である。Ｔｉ含有量が０．０５〜０．２０ｗｔ％の範囲であれば、その効果が出現する。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０５〜０．１５ｗｔ％である。
【００１６】
Ｍｇは強度及び靱性を向上させる成分である。Ｍｇ含有量が０．５ｗｔ％以上であれば、強度を向上させる効果が出現し、１．１ｗｔ％以下であれば、靱性が良好である。Ｍｇ含有量は、０．５〜１．１ｗｔ％である。
【００１７】
Ｚｒは合金中における結晶粒の微細化効果を有し、耐熱性、鋳造性、強度の向上に寄与する成分である。Ｚｒ含有量が０．０５〜０．３０ｗｔ％の範囲であれば、その効果が出現する。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０５〜０．１５ｗｔ％である。
【００１８】
Ｆｅは金属間化合物を晶出し、耐摩耗性及び高温での強度を向上させる成分である。なお、この金属間化合物の大きさが粗大であると、強度の低下が起こる。Ｆｅ含有量が０．１０〜０．３１ｗｔ％の範囲であれば、Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の大きさが小さくなる。一方、Ｆｅ含有量が過剰になると、Ｆｅを含む晶出物が多くなり、機械的性質の劣化が著しくなる。
【００１９】
Ｍｎは金属間化合物を晶出し、耐摩耗性及び高温での強度を向上させる成分である。なお、この金属間化合物の大きさが粗大であると、強度の低下が起こる。Ｍｎ含有量が０．０５ｗｔ％以下であれば、Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の大きさが小さくなる。一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、Ｍｎを含む金属間化合物が粗大化して晶出し、伸びを著しく低下させる。Ｍｎ含有量の下限値は、全く含有しなくてもよいか、または不純物程度にごく少量含有していればよく、例えば０．００１ｗｔ％である。
【００２０】
Ｃｒは結晶粒界を強化させ、高温での強度を向上させる成分である。結晶粒界は合金中に晶出した金属間化合物、Ｓｉ等の結晶粒の間にある界面であり、この界面において結晶粒が剥がれやすい場合、合金の破壊の起点となる。Ｃｒ含有量が０．０５ｗｔ％以上であれば、結晶粒界を強化させる効果が出現して、高温での強度を向上させ、０．１５ｗｔ％以下であれば、靱性及び切削性が良好である。一方、０．１５ｗｔ％を超えると、靱性及び切削性が低下する。
【００２１】
Ｐは初晶Ｓｉを微細化し、粗大化を抑制して、強度を向上させる成分である。Ｐ含有量が０．００２０ｗｔ％以上であれば、初晶Ｓｉの大きさが小さくなり、０．００９０ｗｔ％以下であれば、湯流れ性が良好である。一方、Ｐ含有量が過剰になると、湯流れ性が悪く、鋳造欠陥が発生しやすくなる。
【００２２】
また、本発明者らは、合金の強度や靱性を低下させる要因について鋭意検討を行い、Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の晶出物の大きさが合金の強度や靱性に影響を及ぼしていることを見出した。すなわち、本発明においては、Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の平均長は、好ましくは３５μｍ以下であり、Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物は均一に分散していることが好適である。Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の平均長は、より好ましくは３０μｍ以下である。Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の平均長の下限値は、好ましくは２５μｍである。また、Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の平均長がこのような範囲であるとき、初晶Ｓｉ粒の平均粒径は、好ましくは１５〜２５μｍである。この範囲であれば、全体的に均一な組織を得ることができ、伸びが良好である。
【００２３】
以上のように、本発明によれば、鋳造用Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金において、合金成分の含有量の調整及び微量添加元素により、凝固速度の遅い重力鋳造における晶出物の粗大化を抑制し、均一に分散させることが可能となる。これにより、伸び特性を極力損なうことなく、高温での強度、疲労強度等の高温での機械的特性に優れた内燃機関用ピストンを作製することができる。
【実施例】
【００２４】
以下、実施例等を示して本発明を具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
（実施例１）
表１に示す組成を有するアルミニウム合金を溶湯温度７５０℃でＪＩＳ４号舟金型に鋳造した。ＪＩＳ４号舟金型は２５０±１０℃とした。得られた舟形素材には溶体化処理後時効処理を施し、各種試験片を作製した。尚、溶体化処理と時効処理の処理条件では、４９０℃で３時間加熱した後、５５℃にて水冷し、１９０℃で６時間加熱して空冷した。
【００２５】
【表１】
2015086445.tif 000002
【００２６】
作製した試験片は各試験温度で１００時間の予備加熱を施し、その後各試験温度で引張試験及び回転曲げ疲労試験を行った。また、ＥＰＭＡ分析により、初晶Ｓｉ及びＦｅ−Ｍｎ系金属間化合物の大きさを観察した。試験Ｎｏ．６とＡＣ８Ａ材については、湯流れ性試験及び切削性の評価を行った。
【００２７】
引張試験については、（株）島津製作所製  オートグラフ  ＡＧ−１００ｋＮＧＲＩを用い、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１、ＪＩＳ  Ｇ  ０５６７に準拠して行った。
回転曲げ疲労試験については、（株）島津製作所製  島津小野式  回転曲げ疲れ試験機Ｈ７型を用いて行った。試験片に一定の曲げモーメントを作用させて回転させ、規則的に変化する正弦波応力を試験片に負荷して、破断するまでの応力の繰返し数を調べた。
湯流れ性試験については、７２０℃のアルミ溶湯を１００℃の渦巻き状のシェル型へ注湯し、アルミ溶湯の流動長の長短を調べた（シェル渦巻き法）。流動長とは、アルミ溶湯が凝固し、流動停止するまでの距離である。
切削性評価については、オークマ製横型ＮＣ旋盤ＬＢ１５ＩＩを用い、切削条件３５００ｒｐｍで、高速、低速送り条件で、ピストン素材を連続加工数１００個にて荒引き加工し、刃具の状況を観察した。
【００２８】
表２及び３に、物性評価結果を示す。また、Ｍｎ量とＦｅ−Ｍｎ系金属間化合物の大きさの関係を図１に、Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の大きさと３５０℃での伸びの関係を図２に、試験Ｎｏ．３のＳｉ成分のＭＡＰ分析結果を図３に、試験Ｎｏ．３のＦｅ−Ｍｎ系金属間化合物のＭＡＰ分析結果を図４に、試験Ｎｏ．６のＳｉ成分のＭＡＰ分析結果を図５に、試験Ｎｏ．６のＦｅ−Ｍｎ系金属間化合物のＭＡＰ分析結果を図６に、それぞれ示す。
【００２９】
【表２】
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【００３０】
【表３】
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【００３１】
図１〜６、表２〜３より、試験Ｎｏ．６は従来合金ＡＣ８Ａと比較して、Ｃｕ、Ｎｉの増量及びＣｒの微量添加により、高温での機械的特性が向上した。また、Ｔｉ、Ｚｒの微量添加による結晶粒の微細化、Ｐの微量添加による初晶Ｓｉの微細化及びＭｎの許容含有量を少なくすることにより、初晶Ｓｉの大きさ、Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の大きさを抑制し、Ｃｕ、Ｎｉの増量等による伸びの低下を極力抑えることができた。
【００３２】
図３〜６より、試験Ｎｏ．３、Ｎｏ．６のＦｅ−Ｍｎ系金属間化合物のＥＰＭＡ分析結果を比較すると、Ｎｏ．６の方が晶出物の大きさが小さいことが示された。また、試験Ｎｏ．３、Ｎｏ．６の初晶ＳｉのＥＰＭＡ分析結果を比較すると、Ｎｏ．６の方が晶出物の大きさが小さいことが示された。なお、図３〜６のカラー版が本願の付属書類である物件提出書により提出されている。
【００３３】
図２より、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３よりもＮｏ．４〜Ｎｏ．６の方が３５０℃での金属伸びが良好であることが示された。Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３とＮｏ．４〜Ｎｏ．６については金属微量添加物の添加量の違いがあるものの、金属の伸びに大きく影響を及ぼすＣｕとＮｉの添加量についてはＮｏ．１〜Ｎｏ．６でほぼ同じため、金属の伸びはほぼ同じと予想される。しかし、実際はＮｏ．４〜Ｎｏ．６の方が伸びは良く、両者の違いは晶出物の大きさにあることが予想される。合金中の晶出物は初晶Ｓｉの大きさに影響するとも思われるが、Ｎｏ．４〜Ｎｏ．６のように段階的にＳｉ含有量を増やした場合、Ｎｏ．４とＮｏ．５では伸びは若干の低下が見られる。Ｎｏ．４とＮｏ．５のＦｅ−Ｍｎ系金属間化合物の大きさは共に３０μｍであるため、この差は初晶Ｓｉによるものであると考えられる。次に、Ｎｏ．５とＮｏ．６では、Ｎｏ．４とＮｏ．５に比べて伸びの低下が大きい。初晶Ｓｉの大きさの変化量はＮｏ．４とＮｏ．５と変わらないので、伸びの変化が大きくなる理由は、Ｎｏ．５とＮｏ．６のＦｅ−Ｍｎ系金属間化合物の大きさの影響であると考えられる。これによりＦｅ−Ｍｎ系金属間化合物の大きさが伸びに大きく影響を及ぼすと考えられ、Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の大きさは３５μｍ以下であれば伸びが良く、より好ましくは３０μｍ以下であることが示された。なお、伸びはその合金の強度に大きく影響され、従来のＡＣ８Ａ等や引張特性が大きく異なる合金との比較はできない。
【００３４】
シェル渦巻き法による流動長を測定したところ、試験Ｎｏ．６の流動長は１３３ｃｍであったのに対し、ＡＣ８Ａ材の流動長は１３０ｃｍであった。よって、両者の湯流れ性は同程度であることが示された。また、試験Ｎｏ．６及びＡＣ８Ａ材を切削後、刃具の状況を観察したところ、両者はともに構成刃先（被削材が刃先に固着し、切削性が低下する）が発生せず、同程度の切削性であることが確認された。
【００３５】
（実施例２）
Ｎｏ．４〜Ｎｏ．７の試験片を用いてアルミニウム合金中のＳｉ量が１０．２〜１５．３ｗｔ％の範囲において、伸びの関係を調査した。Ｓｉ量と伸びの関係を図７に示す。
【００３６】
図７より、伸びはＳｉ量が増加するにつれて減少する傾向となり、Ｓｉ量が１２．０ｗｔ％を超えると、伸びは著しく低下した。
【図１】
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【図２】
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【図７】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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