(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量比で１８〜２０％のシリコン、重量比で０．３〜１．２％のマグネシウム、重量比で３〜６％のニッケル、重量比で最大０．８％の鉄、重量比で最大０．４％の銅、重量比で最大０．６％のマンガン、重量比で最大０．５％の亜鉛、及び残部のアルミニウムから構成されることを特徴とする過共晶アルミニウム−シリコン砂型鋳造用合金。
【請求項２】
ニッケル含有量が、重量比で４．５〜６．０％であることを特徴とする請求項１に記載の合金。
【請求項３】
Ａｌ−Ｓｉ及びＡｌ−ＮｉＡｌ３の共晶中に初晶シリコン粒が埋め込まれ、Ｔ６熱処理された組織を有し、非溶体化Ｍｇ２Ｓｉ相及び漢字状のＣｕ３ＮｉＡｌ６を一般に含まないことを特徴とする請求項１に記載の合金。
【請求項４】
共晶ＮｉＡｌ３相の量は、重量比で５％と１５％の間であることを特徴とする請求項３に記載の合金。
【請求項５】
Ａｌ−Ｓｉ及びＡｌ−ＮｉＡｌ３の共晶中に初晶シリコン粒が埋め込まれ、Ｔ６熱処理された組織を有し、非溶体化Ｍｇ２Ｓｉ相及び漢字状のＣｕ３ＮｉＡｌ６を一般に含まず、共晶ＮｉＡｌ３相の量は、１０％よりも大きいことを特徴とする請求項２に記載の合金。
【請求項６】
鉄、銅、及びマンガンを含まないことを特徴とする請求項１に記載の合金。
【請求項７】
銅の含有量は重量比で最大０．２％、鉄の含有量は重量比で最大０．６％、及び亜鉛の含有量は重量比で最大０．１７％であることを特徴とする請求項１に記載の合金。
【請求項８】
共晶Ｃｕ３ＮｉＡｌ６相は、重量比で１％未満存在することを特徴とする請求項３に記載の合金。
【請求項９】
マンガンの含有量は、重量比で最大０．３％であることを特徴とする請求項１に記載の合金。
【請求項１０】
マグネシウムの含有量は、重量比で０．７５〜１．２％であることを特徴とする請求項１に記載の合金。
【請求項１１】
重量比で１％までのニッケルを、重量比で１％までのコバルトと置き換えたことを特徴とする請求項１に記載の合金。
【請求項１２】
重量比で２％までのニッケルを、重量比で２％までのコバルトと置き換えたことを特徴とする請求項１に記載の合金。
【請求項１３】
重量比で０．３〜０．７％のマグネシウム、重量比で最大０．６％の鉄、重量比で最大０．３％のマンガン、重量比で最大０．２％の銅、及び重量比で最大０．１％の亜鉛を含むことを特徴とする請求項１に記載の合金。
【請求項１４】
重量比で最大０．２％の鉄を含むことを特徴とする請求項１に記載の合金。
【請求項１５】
請求項１に記載の合金の鋳造方法であって、ロストフォーム鋳造、加圧ロストフォーム鋳造、生砂型鋳造、結合砂型鋳造、精密砂型鋳造、及びインベストメント鋳造のうちの１つを使用して砂型鋳造されることを特徴とする鋳造方法。
【請求項１６】
過共晶アルミニウム−シリコン砂型鋳造用合金の鋳造方法であって、該合金は、重量比で１８〜２０％のシリコン、重量比で０．３〜０．７％のマグネシウム、重量比で３．０〜６．０％のニッケル、重量比で最大０．２％の鉄、重量比で最大０．２％の銅、重量比で最大０．３％のマンガン、重量比で最大０．１％の亜鉛、及び残部のアルミニウムから構成され、加圧ロストフォーム鋳造法を使用して砂型鋳造されることを特徴とする鋳造方法。
【請求項１７】
圧力は、高分子発泡体ゲートシステムの融除の後、かつ、溶融金属が、鋳造する物品と対応する構成を有する高分子発泡体のパターンを完全に融除する前に、５．５〜１５気圧の範囲で、１２秒毎に１気圧の速度よりも高速で印加されることを特徴とする請求項１６に記載の鋳造方法。
【請求項１８】
前記パターンは、内燃機関のエンジンブロックのパターンであり、０．５％未満の気孔率を示すことを特徴とする請求項１７に記載の鋳造方法。
【請求項１９】
前記パターンは、内燃機関のエンジンヘッド、ピストン、及びエンジンブロックのうちの１つのパターンであり、気孔率は０．１％未満であることを特徴とする請求項１７に記載の鋳造方法。
【発明の詳細な説明】
【背景技術】
【０００１】
長年の間、アルミニウム−シリコン合金の共晶組織の機械的特性を明らかにするための研究がなされてきた（米国特許第１，３８７，９００号及び第１，４１０，４６１号参照）。この共晶組織の８０年を超える研究の後、僅か濃度１００ｐｐｍのナトリウムまたはストロンチウムの共晶融液への添加によって、共晶シリコン相のサイズ及び形態が変化し、合金の延性が大幅に増大することが当業者に明らかになった。
【０００２】
それでも、過共晶アルミニウム−シリコン合金は、砂型鋳造法において広範に使用されてはいない。砂型鋳造の冷却速度における初晶シリコン粒のサイズが、金型を使用する鋳造処理の冷却速度におけるものよりも大きいため、この合金の機械加工が難しいからである。その結果、許容可能な機械加工性を達成するために、鋳物の組織の制御が必要となる。過共晶合金において、許容可能な機械加工性は、典型的には、合金融液へリンを添加して初晶シリコン粒のサイズを微細化することにより達成される。しかしながら、リンは、アルミニウムと反応してリン化アルミニウムを形成するよりも、一般的な融液添加物であるストロンチウムやナトリウムとリン化物を形成しやすい。これが問題となるのは、リン化アルミニウムが、過共晶アルミニウム−シリコン合金の共晶組織において初晶シリコン形成の核であるためである。したがって、リン含有過共晶アルミニウム−シリコン合金の共晶組織は、ほとんど常に未修飾である。
【０００３】
リン微細化処理、溶体化処理、焼き入れ処理、及び時効処理された過共晶アルミニウム−シリコン組織は、機械加工性の基準となるが、この基準は、一般に、適正に機械加工するためにダイアモンド工具による工作を必要とする。対照的に、ストロンチウムまたはナトリムの添加によって共晶シリコン組織が修飾された共晶アルミニウム−シリコン合金及び過共晶アルミニウム−シリコン合金は、延性が増大し、機械加工が容易となる。しかしながら、過共晶合金組織中の修飾された共晶を未修飾の組織と比較すると、ストロンチウムまたはナトリウムによって修飾された共晶組織は、熱処理状態において、未修飾の組織とほぼ同等の機械加工性を示す。このような同等の機械加工性は、共晶の修飾または未修飾にかかわらず、共晶中に共晶シリコン相が連続相として生じることによるものと考えられる。さらに、延性の小さいＴ６またはＴ７の熱処理状態が、鋳込みのままの状態と比較して常に機械加工が容易であることから、機械加工性に対して非常に大きな影響を及ぼす卑金属の特性がある。したがって、過共晶アルミニウム−シリコン合金の機械加工性を改善する、予想し得る処理はない。
【０００４】
過共晶アルミニウム合金Ｂ３９１（ＡＡ  Ｂ３９１）は、耐摩耗性のための重量比で１８〜２０％のシリコンと、強度を増大させる時効応答のための重量比で０．４〜０．７％のマグネシウムとを含み、良好な砂型鋳造特性のための重量比で最大０．２％の鉄及び銅を有しており、米国アルミニウム協会（Ａｌｕｍｉｎｕｍ  Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ）によって砂型鋳造用として登録された唯一の過共晶アルミニウム−シリコン合金である。銅の組成比が重量比で最大０．２％であることによって、凝固範囲、すなわち液相線と固相線との間の温度差が最小になる。これと比較して、ＡＡ  ３９０は、銅の組成比が重量比で４．５％であることを除いて、ＡＡ  Ｂ３９１と同一の元素の範囲を有している。このように、ＡＡ  Ｂ３９１の凝固範囲が狭くなるのは、主として、銅の組成比が著しく低いことで、ＡＡ  ３９０と比較して固相線融点が３７．８℃（１００°Ｆ）程度上昇するからである。
【０００５】
ＡＡ  Ｂ３９１の凝固範囲が狭いことは、溶融合金よりも密度が低い初晶シリコンが、合金中での析出に際して浮き、偏析する可能性が低くなるため、重要である。ＡＡ  Ｂ３９１の鉄及びマンガンの含有量は低いことが望ましく、低速で凝固する砂型鋳造用過共晶アルミニウム−シリコン合金の場合には特に望ましい。鉄相に生じる針状形態が機械的特性を劣化させるため、ＡＡ  Ｂ３９１の機械的特性は、低速冷却の間に鉄相が大きく成長すると大幅に劣化する。
【０００６】
ニッケルは、歴史的には、第一次世界大戦中に開発されたＹ合金（重量比で４％の銅、重量比で２％のニッケル、重量比で１．５％のマグネシウム、及び残部のアルミニウム）の必須の元素であった。今日、ニッケルは、米国アルミニウム協会によって登録された３種の合金中のみに、２％と３％の間の濃度で存在する。したがって、ＡＡ  ２４２、ＡＡ  ３３６、及びＡＡ  ３９３のような幾つかのアルミニウム−銅合金中に、微量成分としてニッケルを使用することは知られており、この元素は、高温における高強度を付与するものである。ＡＡ２４２は、重量比で３．７〜４．５％の銅、重量比で１．２〜１．７％のマグネシウム、重量比で１．８〜２．３％のニッケル、及び残部のアルミニウムからなる組成を有する。ＡＡ  ３３６は、重量比で１１〜１３％のシリコン、重量比で最大１．２％の鉄、重量比で０．５〜１．５％の銅、重量比で０．７〜１．３％のマグネシウム、重量比で２．０〜３．０％のニッケル、及び残部のアルミニウムからなる組成を有する。同様に、ＡＡ  ３９３は、重量比で２１〜２３％のシリコン、重量比で最大１．３％の鉄、重量比で０．７〜１．１％の銅、重量比で０．７〜１．３％のマグネシウム、重量比で２．０〜２．５％のニッケル、及び残部のアルミニウムからなる過共晶組成を有する。
【０００７】
さらに、４０年以上の間、特に高温での応用のために、一方向に凝固するＡｌ−Ｎｉ−Ａｌ３過共晶が、繊維強化材料として、多大な関心の対象となってきた。Ｌ．Ｆ．Ｍｏｎｄｏｌｆｏの著書「Ａｌｍｉｎｕｍ  Ａｌｌｏｙｓ：Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ  ａｎｄ  Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ」（Ｂｕｔｔｅｒｗｏｒｔｈ  Ｐｕｂｌｉｃａｔｉｏｎｓ  Ｌｔｄ、１９７６年）の第３３９頁におけるＢ．Ｋ．Ａｇｒａｗａｌ，Ｍｅｔ  Ａ  ６，１５２６０５への参照から分かるように、この共晶では、方向性凝固によって、ＮｉＡｌ３繊維が、繊維間に凝固速度に応じた間隔を置いて成長方向に揃えられた状態で、析出する場合がある。上記の参照では、一方向に凝固するＡｌ−Ｎｉ−Ａｌ３共晶に、バリウム、セリウム、及びセシウムを添加することによって、凝固パターンがコロニー状から樹枝状に変化することが示されている。また、高温からの焼入れ後の時効では、Ａｌ−Ｎｉ二元合金に実用的な硬度が生じないことも知られている。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、アルミニウム−シリコン−マグネシウム鋳造用合金、アルミニウム−シリコン−銅鋳造用合金、アルミニウム−シリコン−銅−マグネシウム合金、またはアルミニウム−銅鋳造用合金に対して、６％に迫る濃度のニッケルを添加することは、これまで研究されてきていない。これは、重量比で２％以下のニッケルの添加に、砂型鋳造における高温脆性の低減の効果、及び、熱膨張係数の低減の効果があることが知られているからである。
【０００９】
また、米国特許第６，１６８，６７５号には、重量比で２．５〜４．５％のニッケルを有する過共晶アルミニウム−シリコン合金が記載されている。但し、この合金は、重量比で最大１．２％という非常に高いマンガン含有量を備えている。この合金は、車両のディスクブレーキ部品を製造するためのダイカストまたは永久鋳型鋳造用のものである。この合金では、マンガン及び鉄の含有量が高いため、重金属が脱落することを防ぐために高い保持温度が必要となる。さらに、高いマンガン含有量は、針状の鉄−アルミニウムβ相を鉄−アルミニウムα相に変態させ、環境温度及び高温度の両方において、降伏強度、引張強度、及び伸長性を増大させるために必要である。高いレベルのマンガン及び鉄により合金に付与される特性にも関わらず、米国特許第６，１６８，６７５号の合金は、砂型鋳造、ロストフォーム鋳造、インベストメント鋳造のような低速冷却加工に対して適切ではない。それは、高いレベルのマンガンを備えている場合でも、大きな針状の鉄相粒子が形成され、これによって凝固の間の給湯が妨害され、その結果、鋳巣レベルが増大し、延性レベルが低下するからである。
【００１０】
砂型鋳造法は、複雑な金属製品を鋳造するために益々使用されるようになっている。砂型鋳造法には、ロストフォーム鋳造、加圧ロストフォーム鋳造、生砂型鋳造、結合砂型鋳造、精密砂型鋳造、及びインベストメント鋳造が含まれる。おそらく、最も有益かつ経済的な種類の鋳造法は、加圧ロストフォーム鋳造である。このような方法は、「Ｍｅｔｈｏｄ  Ａｎｄ  Ａｐｐａｒａｔｕｓ  Ｆｏｒ  Ｌｏｓｔ  Ｆｏａｍ  Ｃａｓｔｉｎｇ  Ｏｆ  Ｍｅｔａｌ  Ｕｓｉｎｇ  Ｅｘｔｅｒｎａｌ  Ｐｒｅｓｓｕｒｅ」と称する米国特許第６，７６３，８７６号に記載されており、その内容は本明細書の一部として援用される。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明は、ニッケルが添加され、機械加工性が改善された過共晶アルミニウム−シリコン合金に関する。この合金は、重量比で１８〜２０％のシリコン、重量比で０．３〜１．２％のマグネシウム、重量比で３．０〜６．０％のニッケル、重量比で最大０．６％の鉄、重量比で最大０．４％の銅、重量比で最大０．８％のマンガン、重量比で最大０．５％の亜鉛、及び残部のアルミニウムから本質的に構成される。本発明に係る合金のニッケル含有量は、重量比で４．５〜６％を構成するように変更されるものであってもよい。また、本発明に係る合金は、鉄及びマンガンを実質的に含まないものであってもよい。本発明に係る合金は、特に銅含有過共晶アルミニウム−シリコン合金と比較して、さらなる利点を有する。このような利点には、１０１３ｋＰａ（１０気圧）の等方ガス圧下におけるＡｌ−ＮｉＡｌ３共晶組織による収縮巣の給湯の改善、及び、塩水を含む濡れたガスケット接合に適した、組織中の成分のミクロンレベルでのガルバーニ対適合性の（Ａｌ−Ｎｉガルバーニ対に対する）改善が含まれる。
【００１２】
本発明は、凝固に際して、（ダイカスト加工の高速冷却とは反対の）低速冷却でＡｌ−ＮｉＡｌ３共晶反応が生じ、「漢字状」の形態に類似するＡｌ−ＮｉＡｌ３相の形成が伴う過共晶合金の組成を開示するものである。この組織の形態は、初晶シリコン粒の輪郭を形成するとともに初晶シリコン粒を仕切りつつ初晶シリコンを取り囲む共晶内に埋め込まれており、一方、通常は機械加工が難しい過共晶アルミニウム−シリコン合金に対して良好な機械加工性を付与する共晶を通じた半連続的破壊経路を提供する。さらに、本発明に係る合金は、鉄及びマンガンを実質的に含まないことが重要である。これは、組織中に鉄相及びマンガン相が存在すると、樹枝状組織内通路を詰まらせ、給湯を妨げて、１０１３ｋＰａ（１０気圧）の等方ガス圧が印加されているときでも、機械加工性を低減させるからである。
【００１３】
このように、ＮｉＡｌ３の漢字状の形態は、本発明に係る合金の組織の全体にわたって存在し、機械加工性を向上させ、高温特性の改善を促進する。この発見は、実に驚くべきものである。通常、例えば鋼鉄中の硫化物のような機械加工性を向上させる組織の特徴は、機械的特性を劣化させるからである。
【００１４】
また、本発明に係る過共晶アルミニウム−シリコン合金は、エンジンブロック、エンジンヘッド、ピストンのようなエンジン部品、特に塩水中で使用され、したがって、環境温度及び高温度の両方において、（低い気孔率による）高い耐蝕性と高い機械的特性を必要とするエンジン部品のためのロストフォーム鋳造で使用されることが見込まれている。
【００１５】
本発明に係る過共晶アルミニウム−シリコン砂型鋳造用合金は、重量比で１８〜２０％のシリコン、重量比で０．３〜１．２％のマグネシウム、重量比で３．０〜６．０％のニッケル、重量比で最大０．８％の鉄、重量比で最大０．４％の銅、重量比で最大０．６％のマンガン、重量比で最大０．５％の亜鉛、及び残部のアルミニウムから本質的に構成される。代わりに、銅含有量は、重量比で最大０．２％であってもよく、鉄含有量は、重量比で最大０．６％であってもよく、亜鉛含有量は、重量比で最大０．１％であってもよい。あるいは、本発明に係るアルミニウム−シリコン砂型鋳造用合金は、重量比で１８〜２０％のシリコン、重量比で０．３〜０．７％のマグネシウム、重量比で３．０〜６．０％のニッケル、重量比で最大０．２％の鉄、重量比で最大０．２％の銅、重量比で最大０．３％のマンガン、重量比で最大０．１％の亜鉛、及び残部のアルミニウムから本質的に構成され、加圧ロストフォーム鋳造法を使用して砂型鋳造されるものであってもよい。さらに、本発明に係る過共晶アルミニウム−シリコン合金は、重量比で１８〜２０％のシリコン、重量比で０．３〜１．２％のマグネシウム、重量比で４．５〜６．０％のニッケル、重量比で最大０．８％の鉄、重量比で最大０．４％の銅、重量比で最大０．６％のマンガン、重量比で最大０．５％の亜鉛、及び残部のアルミニウムから本質的に構成されるものであってもよい。
【００１６】
本発明に係る過共晶アルミニウム砂型鋳造用合金が鋳造される場合、次に列挙した砂型鋳造法のうちの１つが選択される。それらは、ロストフォーム鋳造、加圧ロストフォーム鋳造、生砂型鋳造、結合砂型鋳造、精密砂型鋳造、またはインベストメント砂型鋳造である。
【００１７】
一実施形態において、本発明に係る過共晶アルミニウム−シリコン砂型鋳造用合金は、Ａｌ−Ｓｉ及びＡｌ−ＮｉＡｌ３の共晶中に初晶シリコン粒が埋め込まれ、Ｔ６熱処理された組織を有しており、非溶体化Ｍｇ２Ｓｉ相及び漢字状のＣｕ３ＮｉＡｌ６を実質的に含んでいない。この実施形態において、共晶ＮｉＡｌ３相の量は、重量比で５％と１５％の間であり、さらには、重量比で５％と１４．３％の間である。加えて、共晶Ｃｕ３ＮｉＡｌ６相の存在は、重量比で１％未満である。
【００１８】
上述したように、本発明に係る過共晶アルミニウム−シリコン砂型鋳造用合金のニッケルの組成比は、重量比で４．５〜６．０％に狭めるものであってもよい。この組成比が使用された場合、本発明に係る合金は、初晶シリコン粒がＡｌ−Ｓｉ及びＡｌ−ＮｉＡｌ３の共晶中に埋め込まれ、Ｔ６熱処理された組織を有する。この組織は、非溶体化Ｍｇ２Ｓｉ相及び漢字状のＣｕ３ＮｉＡｌ６を一般に含んでいない。一方、共晶ＮｉＡｌ３相は、重量比で１０％よりも大きい。
【００１９】
この過共晶アルミニウム−シリコン砂型鋳造用合金の組成比に対して、さらなる調整をすることもできる。特に、鉄含有量は、重量比で最大０．２％に低下させるものであってもよく、銅含有量は、重量比で最大０．２％に低下させるものであってもよく、マンガン含有量は、重量比で最大０．３％に低下させるものであってもよく、マグネシウム含有量は、重量比で０．７５〜１．２％に変更されるものであってもよい。さらに、重量比で２％までのニッケルを、重量比で２％までのコバルトに代えるものであってもよい。また、この合金に、結晶粒またはシリコンの微細化元素を添加するものであってもよい。結晶粒またはシリコンの微細化元素は、好ましくは、チタンまたはリンのいずれかである。
【００２０】
本発明に係る過共晶アルミニウム−シリコン砂型鋳造用合金が、加圧ロストフォーム鋳造法を使用して鋳造される場合、好ましくは、この合金は、重量比で１８〜２０％のシリコン、重量比で０．３〜０．７％のマグネシウム、重量比で３．０〜６．０％のニッケル、重量比で最大０．２％の鉄、重量比で最大０．２％の銅、重量比で最大０．３％のマンガン、重量比で最大０．１％の亜鉛、及び残部のアルミニウムから本質的に構成される。この合金は、微細化のために、さらに、重量比で０．００５〜０．１％の範囲のリンを含むものであってもよい。好ましくは、その内容が本明細書の一部として援用される米国特許第６，７６３，８７６号の手順に従って、溶融鋳金に圧力が印加される。最も好ましくは、圧力は、溶融液体金属源を高分子発泡体のパターンに連結する高分子発泡体ゲートシステムの融除（アブレーション）の後、但し、溶融金属が高分子発泡体のパターンを完全に融除する前に、印加される。圧力は、５５７．３〜１５２０ｋＰａ（５．５〜１５気圧）の範囲で、１２秒毎に１０１．３ｋＰａ（１気圧）の速度よりも高速で印加される。高分子発泡体のパターンは、ほぼ任意の、但し本発明の改善されたガルバーニ対適合性を活用する構成を有することができ、最も好ましくは、このパターンは、塩水環境で動作するエンジンで使用される、内燃機関のエンジンヘッド、ピストン、またはエンジンブロックである。本発明に係る過共晶アルミニウム−シリコン砂型鋳造用合金で鋳造された内燃機関のエンジンブロックは、０．５％未満の気孔率を示す。
【００２１】
ロストフォーム鋳造の結果として生じる組織は、アルミニウム−シリコン共晶の混合物中に埋め込まれた初晶シリコン粒を含む。この際、共晶シリコン相は未修飾であり、アルミニウム−ＮｉＡｌ３共晶が存在する。さらに、ＮｉＡｌ３相は漢字状の形態を有しており、合金に対して改善された機械加工性を付与する。特に、ＮｉＡｌ３の重量比が初晶シリコン相の重量比を超えた場合、この合金は、機械加工における低エネルギー破壊経路を提供し、機械加工性が改善される。この合金の機械加工性は、ニッケルの組成比が重量比で３％から６％まで増大すると、共晶中のＮｉＡｌ３の重量比が７％から１４％まで対応して増大するため、線形に向上する。本発明に係る過共晶アルミニウム−シリコン砂型鋳造用合金は、米国特許第６，７６３，８７６号の鋳造法を使用して鋳造され、この合金は、砂型鋳造における冷却の典型的な速度で冷却される。このような合金の組織は、その合金がダイカストを使用して鋳造された場合よりも有芯凝固が少なく、かつ、有利なことに、気孔率は通常１％未満である。
【００２２】
本発明に係る過共晶アルミニウム−シリコン合金を、他の種類の鋳造法で使用することも考えられる。この場合、ニッケルの組成比を、重量比で４．５〜６．０％とし、対応して鉄の組成比を、重量比で最大０．８％とする必要がある。このような合金は、上述した鋳造法だけでなく、ダイカスト、永久鋳型鋳造、または砂中子を備えた半永久鋳型鋳造のいずれかで使用することができる。このような合金は、Ａｌ−Ｓｉ及びＡｌ−ＮｉＡｌ３の共晶中に初晶シリコン粒が埋め込まれ、のＴ６熱処理された組織を有し、非溶体化Ｍｇ２Ｓｉ相及び漢字状のＣｕ３ＮｉＡｌ６は一般に含まれていない。共晶ＮｉＡｌ３相の量は、重量比で５％と１５％の間であり、ＮｉＡｌ３相は、漢字状の形態を有する。
【図面の簡単な説明】
【００２３】
【図１】図１は、Ａｌ−Ｓｉ二元系状態図である。
【図２】図２は、Ａｌ−Ｓｉ−ＮｉＡｌ３三元系の三相平衡の三角図である。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
本発明に係る過共晶アルミニウム−シリコン砂型鋳造用合金は、重量比で次の組成を有する。それは、１８〜２０％のシリコン、０．３〜１．２％のマグネシウム、３．０〜６．０％のニッケル、最大０．８％の鉄、最大０．４％の銅、最大０．６％のマンガン、最大０．５％の亜鉛、及び残部のアルミニウムである。代わりに、銅の含有量は、重量比で最大０．２％であってもよく、鉄の含有量は、重量比で最大０．６％であってもよく、亜鉛の含有量は、重量比で最大０．１％であってもよい。
【００２５】
本発明に係る過共晶アルミニウム−シリコン砂型鋳造用合金において、ニッケルの含有量は、重量比で４．５〜６．０％という、より狭い組成比であってもよく、鉄の含有量は、重量比で最大０．２％という、より狭い組成比であってもよく、銅の含有量は、重量比で最大０．２％という、より狭い組成比であってもよく、マンガンの含有量は、重量比で最大０．３％という、より狭い組成比であってもよく、マグネシウムの含有量は、重量比で０．７５〜１．２％という、より狭い組成比であってもよい。さらに、重量比で２．０％までのニッケルを、重量比で２．０％までのコバルトに代えるものであってもよい。また、チタンまたはリンのような結晶粒微細化元素が添加されるものであってもよい。
【００２６】
本発明に係る合金は、ロストフォーム鋳造、加圧ロストフォーム鋳造、生砂型鋳造、結合砂型鋳造、精密砂型鋳造、またはインベストメント鋳造のような既知の砂型鋳造法を使用して砂型鋳造されるものであってもよい。過共晶アルミニウム−シリコン合金が加圧ロストフォーム鋳造を使用して鋳造される場合、この合金は、重量比で次の組成を有するものであってもよい。それは、１８〜２０％のシリコン、０．３〜０．７％のマグネシウム、３．０〜６．０％のニッケル、最大０．２％の鉄、最大０．２％の銅、最大０．３％のマンガン、最大０．１％の亜鉛、及び残部のアルミニウムである。有利な加圧ロストフォーム鋳造法は、米国特許第６，７６３，８７６号に記載されている。微細化剤としてリンを添加する場合、リンは、重量比で０．００５〜０．１％の範囲の組成比となるように添加する必要がある。
【００２７】
あるいは、本発明に係る過共晶アルミニウム−シリコン合金は、重量比で次の組成を有するものであってもよい。それは、１８〜２０％のシリコン、０．３〜１．２％のマグネシウム、４．５〜６．０％のニッケル、最大０．８％の鉄、最大０．４％の銅、最大０．６％のマンガン、最大０．５％の亜鉛、及び残部のアルミニウムである。この合金は、上述した鋳造法だけでなく、ダイカスト、永久鋳型鋳造、及び砂中子を備えた半永久鋳型鋳造で使用するために適している。この合金は、重量比で０．３〜０．７％のマグネシウム、重量比で最大０．６％の鉄、重量比で最大０．２％のマンガン、重量比で最大０．２％の銅、及び重量比で最大０．１％の亜鉛を含むように変更されるものであってもよい。さらに、重量比で２％までのニッケルを、重量比で２％までのコバルトに代えるものであってもよい。さらに、組成比は、重量比で０．７５〜１．２％のマグネシウム、または、重量比で最大０．２％の鉄を含むように変更されるものであってもよい。
【００２８】
本発明に係る合金は、Ａｌ−Ｓｉ及びＡｌ−ＮｉＡｌ３の共晶中に初晶シリコン粒が埋め込まれ、Ｔ６熱処理された組織を有しており、非溶体化Ｍｇ２Ｓｉ相及び漢字状のＣｕ３ＮｉＡｌ６は一般に含まれていない。本発明に係る過共晶アルミニウム−シリコン合金は、エンジンブロック、エンジンヘッド、及びピストンのようなエンジン部品、特に、これらの部品が塩水中で使用され、高い耐蝕性が必要な場合に、これらの部品を鋳造するための加圧ロストフォーム鋳造で使用されることが見込まれている。本発明に係る合金は、環境温度及び高温度の両方において、（低い気孔率による）高い機械的特性を備えるものである。
【００２９】
高い耐蝕性及び低い気孔率を達成するためには、合金の銅の組成比を低くする必要がある。銅は、Ａｌ−Ｓｉ二元共晶温度において５．６５％に達するほど、アルミニウム中に大量に溶解可能である。この結果、銅は、周期律表中の他の一般的な元素のどれよりも、アルミニウムの耐蝕性を大きく劣化させる。銅含有アルミニウム−シリコン合金では、初晶アルミニウム相の析出の後、凝固の間の低温で銅含有相が析出する。このような低温での遅れた析出事象が、初晶アルミニウム−シリコンの樹枝状組織によって形成された樹枝状組織内給湯通路を詰まらせる。その結果、米国特許第６，７６３，８７６号のロストフォーム鋳造法を使用して鋳造された銅含有アルミニウム−シリコン合金は、典型的には、銅を含有しないアルミニウム−シリコン合金で生じ得るレベルの１０倍の気孔率を有する。
【００３０】
本発明の構成は、アルミニウム−シリコン共晶組織へのＮｉＡｌ３相の導入に基づいたシステム工学的な設計変更を意味するものである。この設計変更によって、アルミニウム−シリコン共晶中に機械加工性を向上させる仕切りが備えられ、また、アルミニウム−ニッケルまたはアルミニウム−シリコンよりも塩水環境中のガルバーニ対適合性の高い金属間化合物成分が、共晶中に備えられる。
【００３１】
高い鉄含有量を備えた合金（例えば、ＡＡ  ３３６及びＡＡ  ３９３）では、樹枝状組織内通路の詰まりが生じる場合がある。これは、凝固の間に長い針状の相を形成する鉄相が、樹枝状組織内通路を詰まらせるからであり、これによって、１０１３ｋＰａ（１０気圧）の圧力を印加した場合でも、合金に高い微細気孔率が生じることになる。これとは対照的に、ＮｉＡｌ３共晶相の「漢字状」の相形態は粗く、砂型鋳造の冷却速度の下で三元反応（液体＞Ｓｉ＋Ａｌ＋ＮｉＡｌ３）において形成されたときに、アルミニウム−シリコン共晶と混合されるものである。重要なことに、特にＮｉの組成比が６％を超えている場合、ＮｉＡｌ３の粗い相は、三元共晶温度に達する前に析出を開始する。ＮｉＡｌ３の網状の形態には、そのミクロンレベルにおける開放構造により、固体の銅相または固体の鉄相を含まない液体成分が非常に浸透しやすく、したがって、この形態は、１０１３ｋＰａ（１０気圧）の等方ガス圧が印加されているときの溶融アルミニウムの樹枝状組織内給湯を妨げない。この結果、ニッケルを含有し、但し鉄及び銅の両方のレベルが低い過共晶アルミニウム−シリコン−マグネシウム合金は、加圧ロストフォーム鋳造において１０１３ｋＰａ（１０気圧）のガス圧を使用して鋳造されたときに、低い気孔率を有する。
【００３２】
「鋳込みのままの」サンプルの溶体化処理の間、ニッケル及び銅を含有する過共晶アルミニウム−シリコン合金と、ニッケルを含有するが銅を含有しない過共晶アルミニウム−シリコン合金との間に明確な相違がある。溶体化処理は、Ｍｇ２Ｓｉ及び大部分のＣｕ３ＮｉＡｌ６相を可溶化するが、シリコン及びＮｉＡｌ３の粒子の単なる丸めを生じさせるのみである。この現象は、シリコン及びＮｉＡｌ３が基本的にアルミニウムに対して不溶であり、一方、マグネシウム及び銅はアルミニウムに対して大きく可溶であることから生じる。この結果は、シリコン及びＮｉＡｌ３が、高温においてマグネシウム、銅、及びマンガンよりも高い強度及び安定性を与えることを示唆する。また、この結果は、ニッケルを含有するが銅を含有しないアルミニウム−シリコン合金は、凝固事象を通じて低速で冷却された後の室温において比較的安定であることも示唆する。一方、高速冷却されたサンプルは、有芯凝固のため、高温で安定性が低いことが予想される。
【００３３】
さらに、共晶成分中に、（アルミニウムに対して不溶の）純元素ではなく、ＮｉＡｌ３化合物としてニッケルが追加された場合、組織中に未結合のニッケル（すなわち、自由ニッケル）が存在しないことが分かった。これは、自由ニッケルはガルバーニ腐蝕現象を悪化させ、一方、ＮｉＡｌ３は、上述したように耐蝕性を向上させる有利な効果を有するため、重要である。
【００３４】
人工の金属基複合材料において、より多くの強化相を人工的に添加することによって、強化相の体積分率が増大することが知られている。共晶では、強化相（すなわち、「繊維相」）及び基材相の体積分率は、自然法則、共晶の組成、及び共晶温度における平衡状態での相構成によって決定される。
【００３５】
ＡＡ  Ｂ３９１合金は、５７７℃で長い停留等温線を有するＡｌ−Ｓｉ二元共晶と関連する。長い停留等温線によって、ロストフォーム鋳造法を使用して鋳造されたときに、液体スチレン欠陥が生じる。自身の固相線温度に近い溶融Ｂ３９１合金は、９０重量％の液体と僅か１０重量％の固体であるからである。本発明では、ＮｉＡｌ３の６４０℃における別の停留温度が、合金の凝固曲線に現れる。この停留温度は、液体スチレンが逃げるための時間を提供するだけでなく、収縮巣の給湯も向上させる。ニッケル及び銅を含有するアルミニウム−シリコン合金は、上記に加えて、漢字状のＣｕ３ＮｉＡｌ６相を含む可能性がある。これは、機械加工性を促進するが、融点の低い銅相を含んでおり、１０１３ｋＰａ（１０気圧）のガス圧下で凝固した場合でも、凝固過程において銅相が遅れて析出し、給湯通路を詰まらせ、低い気孔率を達成することを阻害するであろう。
【００３６】
銅を含有する過共晶アルミニウム−シリコン合金よりも約３７．８℃（１００°Ｆ）高い固相線融点を備えた、銅を含有しない過共晶アルミニウム−シリコン合金では、収縮巣に給湯する樹枝状組織内通路を詰まらせる低融点相は析出しない。したがって、砂型鋳造の冷却速度の下で凝固するとき、Ａｌ−ＮｉＡｌ３共晶中の粗い漢字状形態のＮｉＡｌ３相は、共晶シリコン相に対するＮｉＡｌ３のサイズ及び形態によって、収縮巣への給湯を向上させる。
【００３７】
本発明は、シリコン含有量が増大するとともにＡｌ−ＮｉＡｌ３−Ｓｉ状態図の二変数の（すなわち、二自由度の）温度平面内に延びるＡｌ−ＮｉＡｌ３二元共晶を使用して、６％のニッケルに対して１４％のＮｉＡｌ３の組成比を備えた「漢字」状の形態の
ＮｉＡｌ３相の生成源を提供する。
【００３８】
このように、ＮｉＡｌ３は、好ましくは、共晶中に導入され、初晶シリコンの体積分率を実質的に変更しない。さらに、ＮｉＡｌ３の追加は、本質的に純粋なシリコンからＡｌ−Ｓｉ共晶の平衡状態への長いタイラインが比較的一定に維持されるため、高い摩耗特性を与える。しかし、ＮｉＡｌ３の追加は、共晶成分の体積分率を増大させ、それに応じて、最低温度で凝結しなければならないＡｌ−Ｓｉ共晶が減少する。これは、通常の二元共晶と比較して、全ての凝固が１つの温度で発生する必要がないため、ロストフォーム鋳造法において有利である。これによって、温度範囲にわたる一連の系統的な凝固事象が発生する期間が延長される。そして、収縮巣に（例えば、加圧とともに）「給湯する」機能、及び、液体スチレンが蒸発し、発泡体上の被膜を通じて逃げるための時間を与える機能が増大する。この凝固のための延長時間は、ロストフォーム加工において特に重要である。それは、発泡体ゲートシステム及び型を融除し、発泡体が蒸発する熱エネルギーを与える金属前部の前進が、ゲートシステム及び型の全体を通じて固相線温度またはその近くで進行するからである。通常、溶融金属の前部は、特に、金属が発泡体ゲートシステム及び型を通じて長い距離を進行しなければならない場合、充填が完了する前でも、ほぼ凝結しかけている。さらに、共晶組成の場合、溶融金属は非常に低い粘性を有しており、金属前部が凝結するときに液体スチレンを巻き込んで捕捉し、鋳造欠陥につながる可能性がある。凝固が進行するにしたがって金属の粘性が徐々に増大した場合、凝固の最終段階における液体スチレンの捕捉は、最小限に留まる。これは、欠陥が低減するため、従属の品質にとって有利である。本発明に係る合金は、ＮｉＡｌ３化合物の追加によって、Ａｌ−Ｓｉ共晶よりも高温で発生するＡｌ−ＮｉＡｌ３二元共晶の平衡状態またはＡｌ−Ｓｉ−ＮｉＡｌ３三元共晶の平衡状態のいずれかを生成し、共晶の温度を効果的に上昇させ、金属の粘性を１０〜１５％増大させる。これによって、スチレンの捕捉は妨げられ、さらに、関連する鋳造欠陥は実質的に解消される。
【００３９】
熱力学的に、アルミニウムの融解熱は、グラム当たり３８７．９Ｊ（９２．７カロリー）と相当に高く、一方、ＮｉＡｌ３の融解熱は、グラム当たり２８６．２Ｊ（６８．４カロリー）である。しかし、シリコンの融解熱は、グラム当たり１７９９Ｊ（４３０カロリー）とはるかに高いものであり、アルミニウムの融解熱の５倍に近く、ＮｉＡｌ３の融解熱の６倍を超えている。したがって、ニッケルを含有しない過共晶アルミニウム−シリコン合金が凝固する際、初晶シリコンの析出時にグラム当たり１７９９Ｊ（４３０カロリー）を放出するため、アルミニウムの温度勾配は減少する傾向がある。アルミニウムの温度勾配の減少によって、溶融体への熱入力が減少し、収縮巣の給湯がより困難になる。
【００４０】
これに対して、本発明に係る過共晶アルミニウム−シリコン合金が凝固し、溶液からＮｉＡｌ３が析出する際には、グラム当たり２８６．２Ｊ（６８．４カロリー）の熱が放出されるだけである。これによって、溶液からＮｉＡｌ３が析出するときの凝固の初期段階の間、より大きな温度勾配が期待され、その結果、ニッケルを含有しない合金と比較して、収縮巣の給湯効率が向上する。このように、ＮｉＡｌ３化合物の追加は、液体スチレンが蒸発し、発泡体上の被膜を通じて逃げ、合金の凝固の最終段階の間にＡｌ−Ｓｉ共晶を経なければならない共晶液体の量を低減し、さらに、収縮巣の給湯効率を向上させるといった、ロストフォーム鋳造法において好適な状態を提供する。
【００４１】
本発明の一実施形態において、ニッケルの上限は６％に設定される。ニッケルの値を高くすると、ＮｉＡｌ３相が、Ａｌ−ＮｉＡｌ３共晶から発生する相としてだけなく、初晶としても発生する。これは、ニッケル含有量が増大するにしたがって急峻に上昇する液相線温度と、純アルミニウムの融点よりも高い温度を伴う。これらの全ては、砂型鋳造用合金に必要とされる特性に対抗するように作用する。６％のニッケルでは、ＮｉＡｌ３二元共晶反応は、１４．３％のＮｉＡｌ３である共晶を生成する。これは、取得可能な共晶ＮｉＡｌ３の最大量であり、この量は、自然法則により決定される。３％のニッケルでは、１４．３％の半分のみのＮｉＡｌ３が取得される。２％のニッケルでは、３分の１のみのＮｉＡｌ３が取得される。したがって、ニッケル濃度が低くなるにつれて利点が減少することから、実用上の理由で、重量比で３％のニッケルが下限として選択された。さらに、初晶シリコンの体積分率を超えるＮｉＡｌ３の体積分率を有することは、機械加工性及び高い温度強度の両方で有利である。これは、ニッケル含有量が重量比で４．５％よりも高い場合に生じやすい。
【００４２】
上述したように、本発明に係るニッケル含有合金は、主として砂型鋳造用であることが意図されており、鉄含有量が低くかつマグネシウム含有量が低い。このような鋳造において、鉄含有量は重量比で０．２％を超えるものであってもよく、特に、０．３％を超えるものであってもよい。また、重量比で２％まで、好ましくは重量比で１％までのコバルトを、同等量のニッケルと置き換えるものであってもよい。このような置き換えの利点は、コバルトがアルミニウムβ相の針状の形態を変更することである。
【００４３】
本発明に係る合金中には、時効硬化応答のためにマグネシウムが存在する。過共晶アルミニウム−シリコン合金の平衡状態の下で、Ｍｇ２Ｓｉは、マグネシウム含有量が約０．７５％に到達するまで、鋳込みのままの状態における共晶の粗成分として、２０００倍よりも低い拡大率では、可視化されて現れない。また、マグネシウム量が０．７５％よりも低く維持されると、アルミニウム、シリコン、及びＭｇ２Ｓｉが三元共晶を形成する。この共晶は、４．９７％のマグネシウム、及び１２．９５％のシリコンを含み、５５５℃で凝結する。
【００４４】
本発明に係る合金中には、硬い初晶シリコン粒によって与えられる耐摩耗性のためにシリコンが存在する。重量比で１６％の低いシリコン含有量を有する標準のＡＡ  ３９０合金と比較して、本発明に係る合金は、重量比で最小１８％のシリコン含有量を有する。このシリコンレベルでは、耐摩耗性のための初晶シリコンが５０％増大する。シリコンレベルを重量比で２０％よりも高くすると、重量比で１６％のシリコンを含有する合金よりも初晶シリコン粒は１００％増大するものの、液相線が約７００℃であるため、推奨されない。
【００４５】
ＮｉＡｌ３化合物の電解電位は、純アルミニウムが−０．８５ボルトなのに対して、−０．７３ボルトである。アルミニウム−ニッケル合金の電解電位は、純アルミニウムからＮｉＡｌ３へ徐々に減少する。大きな正の標準電極電位を備えた金属（例えば、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｕ）は、水に溶解する傾向をほとんど示さず、貴金属として知られる。しかし、負の標準電極電位を備える卑金属（例えば、マグネシウム及びナトリウム）は、水に溶解するまたは腐蝕する傾向を有する。したがって、アルミニウムとＮｉＡｌ３とのガルバーニ対では、その系においてより卑なアルミニウム金属が電解質中に溶解する弱い傾向を示す。ニッケルはＮｉＡｌ３よりも大きく貴であるため、純ニッケルに結合されたアルミニウムのガルバーニ腐蝕は、はるかに悪化することが予想される。したがって、ニッケルが完全にＮｉＡｌ３化合物中に結合されていることから、合金へのニッケルの添加によって、合金の塩水使用に対する適用性は低減しない。実際、塩水中のＡｌ−ＮｉＡｌ３対の電解電位差は、塩水中のＡｌ−Ｓｉ対の電解電位差よりも小さい。
【００４６】
ピストンは、最高の高温特性を要するエンジン部品である。ピストンを構成するための材料を選択する上で、熱膨張係数が低いことが最も重要である。ニッケルは、他のどんな元素よりも、アルミニウムの熱膨張係数を大きく低下させる。６％のニッケルの添加では、アルミニウムの熱膨張係数は約１０％低下する。ピストンの構成にとって、エンジンの燃焼熱を散逸させるため、高い熱伝導性も非常に重要な特性である。しかし、固溶体としてアルミニウムに溶解する元素は、格子構造に影響を及ぼし、アルミニウムの熱伝導性を低減させる。したがって、ピストン用アルミニウム合金の熱処理として、例えばＴ６熱処理に対してＴ５熱処理のような、固溶体からの相の析出を生じさせる熱処理工程が適切である。
【００４７】
ニッケルは固体状態のアルミニウムに不溶であることが知られている。ニッケルとアルミニウムの最大の溶解度は約０．０４％であるため、ニッケルは、アルミニウムの熱伝導性に測定可能な影響を及ぼさない。ニッケルは、Ａｌ−Ｎｉ二元図のアルミニウム側端部で、アルミニウムと共晶を形成する。Ａｌ−Ｎｉ共晶が、冷却の際に６４０℃で、基本的に「純粋な」固体アルミニウムとＮｉＡｌ３の機械的混合物に分解するために、重量比で約６％のニッケルの液体合金が必要である。このように凝固した合金は、約２８７９ｋｇ／ｍ３の密度を有する。この密度は、凝固に際してＮｉＡｌ３が膨張するため、６％のニッケルの添加による代数的計算から予測される３０７２ｋｇ／ｍ３の密度よりも小さい。
【００４８】
ここで、図１に示すＡｌ−Ｎｉ二元系状態図を参照すると、Ａｌ−Ｓｉ−ＮｉＡｌ３三元系の平衡状態図がなくとも、５５７℃において、約５％のＮｉ及び１１〜１２％のＳｉで三元共晶変態（液体＞Ａｌ＋ＮｉＡｌ３＋Ｓｉ）が生じることが、当業者には理解されるものである。固体状態において、Ａｌ、ＮｉＡｌ３、及びＳｉの三相が、大部分の合金中に存在する。ＮｉＡｌ３へのシリコンの溶解度は約０．４〜０．５％であり、アルミニウムへのニッケルの溶解度は二元共晶温度において僅か０．０４％であり、シリコンの溶解度は、ニッケルの添加によって低減する。この知見は、図１のＡｌ−Ｎｉ二元系状態図と組み合わせると、Ａｌ−Ｓｉ−ＮｉＡｌ３三元系の三相平衡があることを示すものである。したがって、図２に示すように、二元系のような単一の温度ではなく、温度範囲上で平衡状態が生じることを示す三角図を構成することができる。ギブスの相律によれば、三元系における三相平衡は二変数である。ギブスの相律は、化学系または合金において共存可能な相（Ｐ）の最大数と自由度の数（Ｆ）との和が、系の成分数（Ｃ）と２との和に等しいというものである。したがって、Ａｌ−Ｓｉ−ＮｉＡｌ３の平衡状態では、共存可能な相の最大数は３であり、系に３成分が存在するため、ギブスの相律に従って、Ｆ＝（Ｃ＋２）−Ｐから、二自由度が存在することになる。したがって、圧力が選択された後に、平衡状態を決定するために選択する必要があるのは、温度または１つの濃度パラメータだけである。
【００４９】
平衡状態図上に三相平衡を表すためには、与えられた温度における３つの共役な相（すなわち、Ａｌ相、Ｓｉ相、及びＮｉＡｌ３相）の決定された組成を指定する構造単位を使用する必要がある。構造単位は、図２の「タイ三角形」に示されており、ＲはＡｌ相を表し、ＳはＮｉＡｌ３を表し、ＬはＳｉ相を表す。Ｒ−Ｓ−Ｌの三角形は、元の相Ｐが分解された三相を連結する。２０％のＳｉ、６％のＮｉ、及び約７３％のＡｌの実験条件のＰを使用し、図２に示された、ＮｉＡｌ３のパーセンテージ及びシリコンのパーセンテージを計算する公式を使用して、ＮｉＡｌ３のパーセンテージは１１％であり、シリコンのパーセンテージは８％であることが分かった。これらの計算は、１０個のサンプルに対する定量金属組織学的な測定結果と妥当な一致（すなわち、ＮｉＡｌ３についてプラスまたはマイナス１％、シリコンについてプラスまたはマイナス０．５％）を示している。
【００５０】
約１４％の量のＮｉＡｌ３相が、「漢字状」の相の半連続塊として、初晶シリコン粒の間の共晶組織中に、合金から析出することが観察された。一方、初晶シリコンの体積分率は、同じ砂型鋳造物の組織において、約８％である。この特有の組織は、機械加工性の改善のために特に重要であり、さらには、高温クリープ強度及び他の高温特性に対して適切な強化を提供するものである。これによって、本発明に係る合金は、ピストン構成のための優れた選択肢となる。
【実施例】
【００５１】
本発明を、以下の実施例においてさらに詳細に説明する。
【００５２】
（実施例１）
内燃機関のピストンが、次の特定の組成比を有する本発明に係る合金を使用して鋳造された。組成比は、重量比において、１９％のシリコン、０．６％のマグネシウム、４％のニッケル、及び残部のアルミニウムである。このピストンは、従来の砂型鋳造法を使用して鋳造された。鋳造ピストンは、熱処理され、次いで機械加工された。
【００５３】
ピストンの機械加工は、この合金が過共晶アルミニウム−シリコン合金ではないと疑われるほどに、非常に良好に実施された。機械加工の結果は、極めて驚くべきものであり、このピストンを加工するために、超硬工具またはダイアモンド工具の代わりに、高速度鋼で十分であった。さらに、ＡＡ  Ｂ３９１から鋳造されたピストンとの比較試験において、本発明に係る合金を使用して鋳造されたピストンの排出値は、ＡＡ  Ｂ３９１から鋳造されたピストンよりも低くかった。この排出値の低さは、本発明に係る合金の方が温度強度が高く、かつ熱膨張係数が低いことによるものである。
【００５４】
（実施例２）
２気筒エンジンブロックが、凝固の間に１０１３ｋＰａ（１０気圧）の圧力が印加される加圧ロストフォーム鋳造を使用して鋳造された。この２気筒エンジンブロックは、本発明に係る合金であって、特に１９．１％のシリコン、０．６５％のマンガン、及び５．２％のニッケルを含む合金から鋳造された。鋳造後、２気筒エンジンブロックの気孔率が測定され、その結果は０．１１％であった。
【００５５】
０．１１％の気孔率は、同一の発泡体ブロック中かつ同一の条件で１０１３ｋＰａ（１０気圧）の圧力下で凝固した銅含有過共晶アルミニウム−シリコン合金に関して測定された最良の気孔率（約０．３５％）よりも大幅に低い。本発明に係る合金から鋳造されたブロックから取得されたサンプルについて、３７１．１℃（７００°Ｆ）で引張強度がテストされ、７２．４ＭＰａ（１０．５ｋｓｉ）の引張強度を有していた。１００個のエンジンブロックの機械加工の試行から得られた機械加工性の結果は、実施例１のピストンと同様の驚くべきものであり、高速度鋼による機械加工が可能であった。
【００５６】
上記実施例によれば、本発明に係る合金から構成された部品を機械加工するための予想工具寿命は、Ｂ３９１のアルミニウム合金から構成された部品の機械加工に対して１００％改善されるものである。ピストン、エンジンブロック、及びエンジンヘッドは、鋳造後に非常に多くの機械加工を要するエンジン部品であるため、本発明が特に好適に適用される。
【００５７】
本明細書に記載された本発明は複数の特徴を含んでおり、本明細書に開示された様々な実施形態を、開示された特徴の一部のみを含む実施形態に変形できることは、当業者には明らかである。様々な他の組合せ及び変形または修正も、当業者には明らかである。このような様々な代替手段及び他の実施形態は、本発明に関連する内容を詳細に指定するとともに明瞭に主張する添付請求項の範囲に含まれるものである。
【図１】
0006577449.tif 000002
【図２】
0006577449.tif 000003