(57)【要約】【課題】強度、疲労特性等に優れたアルミニウム合金鋳物を提供する。【解決手段】本発明のアルミニウム合金鋳物は、全体を１００質量％としたときに、Ｓｉ：４〜１２％、Ｃｕ：１．０〜３．０％、Ｍｇ：０．２〜０．６％、Ｎｉ：０．２〜３％、Ｆｅ：０．１〜０．７％、Ｔｉ：０．１〜０．３％、Ｚｒ：０．０３〜０．５％を含み残部がＡｌと不可避不純物とからなり、α−Ａｌを主とする基地相とこの基地相をネットワーク状に囲繞すべく晶出した骨格相と、基地相中に析出した粒径の異なる第１析出相および第２析出相からなる金属組織を有する。このアルミニウム合金鋳物は、母材としての高強度、高疲労強度をも備えると共に耐熱疲労強度にも優れる。【選択図】図１Ａ
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
全体を１００質量％（以下単に「％」という。）としたときに、下記の元素および不可避的不純物からなり、実用疲労特性に優れたアルミニウム合金鋳物が得られることを特徴とする鋳物用アルミニウム合金。
ケイ素（Ｓｉ）        ：４〜１２％、
銅（Ｃｕ）            ：１．０〜３．０％、
マグネシウム（Ｍｇ）  ：０．２〜０．６％、
ニッケル（Ｎｉ）      ：０．２〜３％、
鉄（Ｆｅ）            ：０．１〜０．７％、
チタン（Ｔｉ）        ：０．１〜０．３％、
ジルコニウム（Ｚｒ）  ：０．０３〜０．５％
アルミニウム（Ａｌ）  ：残部
【請求項２】
さらに、マンガン（Ｍｎ）：０．１〜０．７％を含有する請求項１に記載の鋳物用アルミニウム合金。
【請求項３】
さらに、バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．５％を含有する請求項１に記載の鋳物用アルミニウム合金。
【請求項４】
さらに、ストロンチウム（Ｓｒ）：０．００３〜０．０５％、アンチモン（Ｓｂ）：０．０２〜０．２％およびナトリウム（Ｎａ）：０．００１〜０．０３％のいずれか１種以上を含有する請求項１に記載の鋳物用アルミニウム合金。
【請求項５】
請求項１に記載の鋳物用アルミニウム合金と同組成であって、
α−Ａｌを主とする基地相と、
該基地相をネットワーク状に囲繞すべく晶出した骨格相と、
粒径３０〜３００ｎｍの第１析出相および粒径１〜２０ｎｍの第２析出相が該基地相中に析出した複相析出物を有する金属組織で構成され、
実用疲労特性に優れることを特徴とするアルミニウム合金鋳物。
【請求項６】
前記骨格相は、Ｓｉ、ＮｉまたはＦｅを含む化合物の晶出物からなる請求項５に記載のアルミニウム合金鋳物。
【請求項７】
前記第１析出相は、Ｔｉ化合物またはＺｒ化合物とＣｕ化合物またはＭｇ化合物とからなり、
前記第２析出相は、Ｃｕ化合物またはＭｇ化合物とからなる請求項５に記載のアルミニウム合金鋳物。
【請求項８】
気孔率が０．３％以下である請求項５に記載のアルミニウム合金鋳物。
【請求項９】
二次デンドライトの大きさ（ＤＡＳII）が４０μｍ以下である請求項５に記載のアルミニウム合金鋳物。
【請求項１０】
前記基地相の使用時の初期硬さは、ビッカース硬さ（ＨＶ）で８０ＨＶ以上である請求項５に記載のアルミニウム合金鋳物。
【請求項１１】
前記アルミニウム合金鋳物は、エンジン用部材である請求項５に記載のアルミニウム合金鋳物。
【請求項１２】
前記エンジン用部材は、レシプロエンジンのシリンダヘッドである請求項１１に記載のアルミニウム合金鋳物。
【請求項１３】
請求項１に記載の鋳物用アルミニウム合金と同組成を有するアルミニウム合金溶湯を鋳型に注入、凝固させてアルミニウム合金鋳物を得る鋳造工程と、
該アルミニウム合金鋳物に溶体化熱処理および時効熱処理を施す熱処理工程とからなり、
請求項５に記載のアルミニウム合金鋳物が得られることを特徴とするアルミニウム合金鋳物の製造方法。
【請求項１４】
前記溶体化熱処理は、加熱工程と該加熱工程後の急冷工程とからなり、
該急冷工程は、冷却速度が２０〜２００℃／ｍｉｎである請求項１３に記載のアルミニウム合金鋳物の製造方法。
【請求項１５】
前記急冷工程は、前記加熱工程後のアルミニウム合金鋳物を気体中で冷却する工程である請求項１３に記載のアルミニウム合金鋳物の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、強度のみならず、疲労強度や耐熱疲労強度等の実用疲労特性に優れたアルミニウム合金鋳物とその製造方法およびその製造に適した鋳物用アルミニウム合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
各種部材が軽量化の要請等によってアルミニウム合金製へと移行しつつある。既にアルミニウム合金製となっている部材であっても、さらなる軽量化等のために、各部の薄肉化等が図られる。そのため、アルミニウム合金には、従来以上に、強度や耐疲労性等の点で高い信頼性が求められる。
特に、自動車用のエンジン用部材等にアルミニウム合金を用いる場合、高温環境下で使用されることが多いため、単なる室温強度のみならず、高温強度やクリープ特性等の耐熱性が要求され、さらには、冷熱サイクルにも対応した高い疲労強度（耐熱疲強度）が要求される。
【０００３】
このような部材として、例えば、レシプロエンジンのシリンダヘッドがある。シリンダヘッドは形状が複雑で大型であるため、通常、鋳造によって製造される。その鋳物用アルミニウム合金として、ＡＣ２Ａ、ＡＣ２Ｂ、ＡＣ４Ｂ、ＡＣ４Ｃ（ＪＩＳ）等もあるが、この他にも多数のアルミニウム合金が開発されており、例えば、下記の特許文献等にその開示がある。
【０００４】
【特許文献１】特開平９−２６３８６７号公報
【特許文献２】特開平１０−３１７０８５号公報
【特許文献３】特開２００１−３０３１６３号公報
【特許文献４】特開２００４−２１７９５３号公報
【特許文献５】特開２００４−２２５１３４号公報
【特許文献６】特開２００５−１３９５５２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
上記特許文献１および２に開示された鋳造用アルミニウム合金は、含有するＣｕおよびＭｇにより析出強化されたものである。しかし、各特許文献の実施例を観れば明らかなように、いずれのアルミニウム合金もＣｕの含有量が３％を超えている。そこで開示されている組成では、Ｃｕが熱的に不安定な析出物となって現れ、アルミニウム合金鋳物の使用中にその析出物が粗大化する。その結果、応力や歪みが局部に集中し易くなって、アルミニウム合金鋳物の延性や靱性が低下し、さらには耐熱疲労性も低下する。
【０００６】
上記特許文献３〜５では、Ｃｕの含有量を高々１％程度にして、析出強化による硬化を抑制し、鋳物の延性を改善して、強度や疲労強度を高めた鋳造用アルミニウム合金が開示されている。しかしながら、耐熱疲労強度を考えた場合、それら特許文献に開示されたアルミニウム合金では、冷熱サイクルによって振幅する歪みが作用した場合、アルミニウム合金鋳物の局部変形が抑制されず、結局、熱疲労寿命の点で大きな改善効果が得られていないのが実情であった。
【０００７】
さらに特許文献６は、Ｃｕを実質的に含有せず（０．２質量％以下）、Ｍｇの含有量と共にＮｉ、ＦｅおよびＴｉの含有量を最適化したアルミニウム合金を開示している。このアルミニウム合金を用いて鋳造した後、さらに溶体化熱処理および時効熱処理を施すことで、強度および疲労強度のみならず耐熱疲労強度にも優れるアルミニウム合金鋳物が得られる旨を特許文献６は開示している。ここで、特許文献６では溶体化熱処理として加熱後に（温）水冷する方法を採用している。
【０００８】
しかし、本発明者の研究によれば、シリンダヘッド等の複雑で大型の鋳物に対して、溶体化熱処理で水冷をした場合、冷却速度が速すぎるために鋳物の部位によって冷却状況が不均一となって、鋳物内部に残留歪を多く生じ易くなる。この残留歪は実用疲労強度（後述）の低下要因となることから、特許文献６のアルミニウム合金鋳物であっても、実働環境下での疲労強度と耐熱疲労強度の両立に関してさらに改善の余地があった。特に、高圧、高温、高振動等の過酷な状況下で使用され高い耐久性の要求されるディーゼルエンジンのシリンダーヘッドやエンジンブロックなどは、高い強度、疲労強度のみならず、相当長期にわたる高い耐熱疲労強度が要求される。従って、そのような部材にも対応できるような、強度、疲労強度および耐熱疲労強度等が一層優れたアルミニウム合金鋳物が得られる鋳物用アルミニウム合金が望まれていた。
【０００９】
ちなみに、本発明者が種々の試験を行ったところ、特許文献６のアルミニウム合金を加熱後に空気冷却する溶体化熱処理を適用した場合、その冷却中に鋳物内部でＭｇ２Ｓｉ相の析出が進行し、十分な静的強度や疲労強度を備えた鋳物が得られなかった。
また、特許文献５および特許文献６のＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金を溶体化熱処理で空気冷却した場合、相応の静的強度や疲労強度は得られるものの、その合金に冷熱サイクルを付与すると、歪み振幅によって局部的な不均一変形を起し耐熱疲労性が不足することが解った。
なお、これらの合金にＮｉ、Ｔｉ、Ｚｒ等を添加して時効熱処理を施しても、十分な硬さが得られず、静的強度や疲労強度がむしろ低下する傾向を示すことも解った。
【００１０】
本発明は、このような事情に鑑みて為されたものである。すなわち、強度や疲労強度のみならず耐熱疲労強度にも優れる鋳物が得られる鋳物用アルミニウム合金を提供することを目的とする。特に、ディーゼルエンジンのシリンダヘッド等のように、複雑で大型なアルミニウム合金鋳物であっても、溶体化熱処理および時効熱処理によって安定した耐熱疲労強度等が得られる鋳造用アルミニウム合金を提供することを目的とする。
併せて、そのアルミニウム合金鋳物およびその製造方法を提供することも目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究し、試行錯誤を重ねた結果、基本元素の一つであるＣｕの含有量を見直し、その他の元素およびその含有量を適切に設定することで、必ずしも溶体化熱処理において水冷等しなくても、十分な強度や疲労強度が得られ、しかも耐熱疲労強度も十分に高い、あらゆる面でバランスに優れたアルミニウム合金鋳物が得られる鋳物用アルミニウム合金を新たに見いだして、本発明を完成するに至った。
【００１２】
（鋳物用アルミニウム合金）
すなわち、本発明の鋳物用アルミニウム合金は、全体を１００質量％（以下単に「％」という。）としたときに、下記の元素および不可避的不純物からなり、実用疲労特性に優れたアルミニウム合金鋳物が得られることを特徴とする。
ケイ素（Ｓｉ）        ：４〜１２％、
銅（Ｃｕ）            ：１．０〜３．０％、
マグネシウム（Ｍｇ）  ：０．２〜０．６％、
ニッケル（Ｎｉ）      ：０．２〜３％、
鉄（Ｆｅ）            ：０．１〜０．７％、
チタン（Ｔｉ）        ：０．１〜０．３％、
ジルコニウム（Ｚｒ）  ：０．０３〜０．５％
アルミニウム（Ａｌ）  ：残部
【００１３】
（作用効果）
本発明の鋳物用アルミニウム合金を用いれば、従来の鋳物用アルミニウム合金では達成困難であった、強度、疲労強度（耐疲労性）および耐熱疲労強度（耐熱疲労性）の各特性が高次元で併存したアルミニウム合金鋳物が得られる。このように優れた特性のアルミニウム合金鋳物は、上記の各元素全てが上記の各特定範囲内で相乗的に作用し合うことで初めて得られるものであり、本発明はそのような組成を新たに発見した点で画期的な価値を有する。
【００１４】
もっとも、本発明の鋳物用アルミニウム合金からなる鋳物が何故そのような優れた各特性を示すのか、その詳細な理由やメカニズムは現状必ずしも定かではない。そこで、本発明の鋳物用アルミニウム合金の金属組成に至った経緯および現状考えられる範囲でその理由やメカニズムについて以下説明する。なお、以降では、鋳物原料としての鋳物用アルミニウム合金、鋳造製品であるアルミニウム合金鋳物の両方を含めて、適宜、単に「アルミニウム合金」とも呼ぶ。
【００１５】
（１）アルミニウム合金の強度や疲労強度を高める場合、鋳造後の鋳物に溶体化熱処理をし、さらには時効熱処理を施して、含有している析出強化元素であるＣｕやＭｇ等を析出させて強化するのが一般的である。ここで溶体化熱処理といえば、ＣｕやＭｇ等の析出強化元素が固溶する溶解度線以上の高温に鋳物を加熱した後、水冷等によってに急冷して析出強化元素の過飽和固溶体をつくるのが一般的である。
【００１６】
しかし、前述したように、溶体化熱処理における加熱後の冷却工程（いわゆる焼入工程）を水冷とした場合、水に直接接触する部分は冷却速度が大きいものの、内部や水回りの悪い部分の冷却速度は小さく、加熱後の冷却状況が鋳物の部位によって不均一となりやすい。その結果、急冷によって急激に収縮する部分とそうでない部分とができ、鋳物内部に残留歪を多く生じ易くなる。この傾向は当然ながら、鋳物が大型化、複雑化する程大きくなる。
【００１７】
本発明者は、この残留歪が実用疲労強度の大きな低下要因の一つではないかと考えた。そして、析出強化元素によって析出強化を図りつつも、その残留歪の発生自体を抑制し、残留歪や作用する応力が鋳物全体にほぼ均一に分散されるような金属組織が好ましいと考えて、本発明の鋳物用アルミニウム合金を開発するに至った。
【００１８】
（２）そこで先ず、溶体化熱処理の冷却を従来の水冷等よりも緩やかにすることで残留歪を軽減・抑制しまたは均一分布化することを考えた。もっとも、溶体化熱処理の冷却工程はいわゆる焼入工程であるから、単純に冷却速度を遅くしただけだと、その冷却過程で析出強化元素が粗大な化合物となって析出したりして十分な析出強化が望めないことも予想される。
【００１９】
ところが本発明の鋳物用アルミニウム合金は、適量のＴｉ、Ｚｒ等の遷移元素を含有している。このＴｉやＺｒ等の遷移元素は、鋳造後は基地相中に固溶状態にあるものの、その後の溶体化熱処理の加熱工程で微細に析出し始める。これは、Ｔｉ、Ｚｒ等の遷移元素の析出温度域がＣｕやＭｇ等の析出温度域とは異なり、それよりも高温域にあるからである。そして、Ｔｉ、Ｚｒ等の遷移元素の析出物が誘因となって、溶体化熱処理の加熱工程で十分に固溶していたＣｕやＭｇが、それに続く冷却工程において、その冷却速度が緩やかであると、前段階である加熱工程で予め析出していたＴｉやＺｒの遷移元素を主体とする析出相を核として、先行的に、安定または準安定な析出を開始すると考えられる。
【００２０】
すなわち、本発明の鋳物用アルミニウム合金では、適量のＣｕやＭｇ以外に、適量のＴｉやＺｒを含むため、溶体化熱処理の冷却速度が従来より緩やかな冷却工程において、既に析出しているＴｉやＺｒの析出物を核として、析出強化元素であるＣｕやＭｇの析出が可能になったと考えられる。
そしてこの溶体化熱処理後に時効熱処理を行うことで、さらに、溶体化熱処理で析出せずに凍結されていたＣｕやＭｇの残部が、さらに、本来的な析出を始める。この時効熱処理によって、ＣｕやＭｇ等の析出量（体積量）が十分に確保されることとなる。
【００２１】
ここで、単にＣｕやＭｇの析出量を増加させるだけなら、Ｃｕの含有量等を従来レベルまで増加させることも考えられる。しかし、それではアルミニウム合金の高強度化を図れたとしても、その一方で、その延性や靭性が低下して、応力集中や平均応力等が影響する疲労強度を高めることはできない可能性がある。さらには、その延性や靭性の低下によって耐熱疲労強度の低下をも招来し得る。そこで本発明では、アルミニウム合金中のＣｕやＭｇの含有量を適切に設定することでそのようは事態を回避している。
こうして本発明では、溶体化熱処理の冷却工程を空冷等により行った場合でも、適量のＣｕやＭｇによる析出強化を十分に進行させつつ、残留歪による耐熱疲労強度の低下を低減・抑制し、十分な強度や疲労強度を確保し、アルミニウム合金の強度や耐疲労強度のみならず耐熱疲労強度の各特定を高次元で満たすことに成功したと考えられる。
【００２２】
ちなみに、溶体化熱処理の冷却工程で既に析出していたＣｕやＭｇの析出物は、安定相の他に準安定相を含み、時効熱処理でＣｕやＭｇの析出物は粒成長し得る。このため、鋳造後の鋳物に上述のような溶体化熱処理さらには時効熱処理を施した場合、ＣｕやＭｇの析出相には粒径の大きな析出相（第１析出相）と粒径の小さな析出相（第２析出相）とが出現し得る。従って、上述したような溶体化熱処理および時効熱処理を施した本発明のアルミニウム合金鋳物は、粒径の異なる第１析出相と第２析出相を少なくとも含む複相析出物を備えたものとなる。なお、第１析出相の粒径は例えば３０〜３００ｎｍであり、第２析出相の粒径は例えば１〜２０ｎｍである。
【００２３】
（３）以上では主に、析出強化元素であるＣｕやＭｇ（特にＣｕ）の影響と、遷移元素であるＴｉやＺｒの作用について説明した。もっとも、本発明のアルミニウム合金が前述した各特性に優れる理由はそれだけではない。すなわち、α−Ａｌを主とする基地相をネットワーク状に囲繞すべく晶出した骨格相が微細にかつほぼ等方的に分布してなる金属組織の影響も非常に大きい。そこで以下、この骨格相について主に説明する。
【００２４】
骨格相は、Ｓｉ、ＮｉまたはＦｅを含む化合物が晶出してできたものであって、ネットワーク状に展開して基地相を囲繞している。本発明のアルミニウム合金は、この骨格相を適量備えることで作用する応力や歪みが局部に集中することなく全体的に分散され易くなる。骨格相が過少になると応力分散が不十分であり、過多になると延性が低下し、疲労強度の低下を招き、好ましくない。従って、骨格相を適量とすることで、高耐熱疲労強度と併せて高強度や高疲労強度をも発揮すると考えられる。
【００２５】
しかも本発明のアルミニウム合金は、さらに、ＴｉやＺｒを含有している。このため、アルミニウム合金中の基地相およびそれを囲繞する骨格相も、等方的に分布した極めて微細な結晶粒からなる。従って、ネットワーク状に形成された骨格相によってアルミニウム合金に作用する応力や歪みが全体的に分散されるだけではなく、より一層等方的で均等に分布または分散するようになる。
【００２６】
なお、ＴｉやＺｒは、その析出相が前述したようにＣｕやＭｇが析出する際の核となる他、基地相に固溶して、アルミニウム合金の強度向上にも有効に作用している。
【００２７】
（４）このように本発明のアルミニウム合金では、Ａｌの他、適量のＳｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｎｉ、ＦｅＴｉおよびＺｒの各合金元素が相乗的に作用し合うことによって初めて、強度、疲労強度および耐熱疲労強度が同時に従来レベルを凌ぐハイレベルに到達したと考えられる。
【００２８】
なお、本発明のアルミニウム合金鋳物は、使用中のごく初期にその組織が部位によって多少変化することはあり得る。例えば、シリンダヘッドのように、部位によって曝される温度環境が異なる場合、シリンダヘッドの燃焼室付近は比較的高温となって、例えば、基地相中から析出したＣｕやＭｇの化合物が使用初期に粗大化することもあり得る。
【００２９】
但し、本発明の場合、析出物の粗大化は早期に終了し、さらなる加熱により延性や靱性が回復する。また、使用初期にやや延性や靱性が低下したとしても、Ｎｉ化合物等が晶出した骨格相によって基地相が補強されるため、耐熱疲労強度が大きく低下することはほとんどない。
【００３０】
勿論、基地相もＣｕやＭｇの化合物からなる複相析出物により析出強化された状態となっているから、母材として十分な強度や硬さを発揮する。
従って、例えば、ガソリンエンジン用高性能シリンダヘッドや特に過酷な使用環境下における高い耐久性が要求されるディーゼルエンジン用シリンダヘッドなどに本発明の鋳物用アルミニウム合金は最適である。もっとも、本発明のアルミニウム合金がシリンダヘッド以外の鋳物部材にも適することは言うまでもなく、その鋳物部材の使用環境（使用温度等）も問わない。
【００３１】
（アルミニウム合金鋳物）
本発明は、上記鋳物用アルミニウム合金のみならず、実用疲労特性に優れたアルミニウム合金鋳物としても把握できる。
すなわち、本発明は、Ｓｉ：４〜１２％、Ｃｕ：１．０〜３．０％、Ｍｇ：０．２〜０．６％、Ｎｉ：０．２〜３％、Ｆｅ：０．１〜０．７％、Ｔｉ：０．１〜０．３％、Ｚｒ：０．０３〜０．５％を含み残部がＡｌと不可避不純物からなる組成からなり、α−Ａｌを主とする基地相と、該基地相をネットワーク状に囲繞すべく晶出した骨格相と、粒径３０〜３００ｎｍの第１析出相および粒径１〜２０ｎｍの第２析出相が該基地相中に析出した複相析出物を有する金属組織で構成された実用疲労特性に優れることを特徴とするアルミニウム合金鋳物としても把握できる。
【００３２】
（アルミニウム合金鋳物の製造方法）
さらに本発明は、そのアルミニウム合金鋳物に好適な製造方法としても把握できる。
すなわち、本発明は、Ｓｉ：４〜１２％、Ｃｕ：１．０〜３．０％、Ｍｇ：０．２〜０．６％、Ｎｉ：０．２〜３％、Ｆｅ：０．１〜０．７％、Ｔｉ：０．１〜０．３％、Ｚｒ：０．０３〜０．５％を含み残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金溶湯を鋳型に注入、凝固させてアルミニウム合金鋳物を得る鋳造工程と、該アルミニウム合金鋳物に溶体化熱処理および時効熱処理を施す熱処理工程とからなり、上記の本発明のアルミニウム合金鋳物が得られることを特徴とするアルミニウム合金鋳物の製造方法としても把握できる。
【００３３】
ところで本明細書でいう「強度」とは、アルミニウム合金の使用初期の破断強度である。この強度は、室温〜１５０℃の温度範囲でほぼ維持される。この強度は、引張強度で指標しても良いが、合金全体の硬さによっても指標できる。なお、後述の疲労強度が高い場合は、一般的にこの引張強度も高いと考えられる。
【００３４】
「疲労」とは、一般的な高サイクル疲労に対する強度であり、「耐疲労性」とはその疲労に対する耐性である。「疲労強度」は、アルミニウム合金鋳物に所定温度で、繰返応力を付与したときの破断強度である。平均応力、応力振幅、繰返数（破断までの寿命）によって指標される。
【００３５】
「熱疲労」とは、低サイクル疲労の１種であって、温度、歪みが周期的に変化する場合に生じる疲労であり、「耐熱疲労性」とはその疲労に対する耐性である。この耐熱疲労性と前述の耐疲労性の両方を併せて、本明細書では「実用疲労特性」と呼ぶ。また、疲労強度と耐熱疲労強度を後述の両方を併せて、本明細書では「実用疲労強度」と呼ぶ。
ちなみに、より詳しくいうと、熱疲労は、熱膨張および熱収縮が拘束されて、加熱時に圧縮方向または引張方向に歪みが生じると共に冷却時に引張方向または圧縮方向に歪みが生じる結果もたらされる疲労現象である。この疲労現象には、温度と歪みとの位相差によりｏｕｔ−ｏｆ−ｐｈａｓｅとｉｎ−ｐｈａｓｅとがある。
【００３６】
ところで、熱疲労は熱疲労寿命によって指標され、その試験方法については後述する。特に、アルミニウム合金の場合、熱膨張係数が大きいので、熱膨張の拘束により加熱時に圧縮、冷却時に引張りの歪みが生じるｏｕｔ−ｏｆ−ｐｈａｓｅの熱疲労が生じ易く、これに対する耐性が必要とされる。
【００３７】
ここで、「耐熱疲労強度」は、アルミニウム合金鋳物に所定の拘束条件下（応力作用状況下）で加熱と冷却を周期的に繰返す冷熱サイクルを付与したときの破断強度である。しかし、熱疲労は本来、所定の拘束条件下における熱疲労寿命によって指標されるものであるから、それ自体を測定することは容易ではない。そこで、本明細書中では、破断強度自体のみならず、耐熱疲労性とをほぼ同義で、定性的に「耐熱疲労強度」という表現をしている場合もある。例えば、「耐熱疲労強度が高い」といった場合、具体的な破断強度が高いということではなく、単に「耐熱疲労性が高い」というに過ぎない場合もあることを断っておく。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３８】
発明の実施形態を挙げて、本発明をより詳しく説明する。なお、以下の実施形態を含め、本明細書で説明する内容は、本発明に係る鋳物用アルミニウム合金、アルミニウム合金鋳物およびその製造方法にも適宜適用されるものである。また、いずれの実施形態が最良であるか否かは、鋳造対象、鋳物の要求性能等によって異なることも断っておく。
【００３９】
（１）組成
本発明のアルミニウム合金の化学組成は次のような理由により決定されている。
<Ｓｉ>
本発明のアルミニウム合金中のＳｉは、４〜１２％であると好適である（以下「％」は質量％を意味する。）。
Ｓｉが過少であると、鋳造性が悪く、鋳物中に鋳造欠陥を生じやすい。また、鋳物の熱膨張係数が大きくなる。一方、Ｓｉが過多であると、合金溶湯が凝固する際に指向性が高まり、金属組織が不均質になる。また、鋳物の最終凝固部に多量の鋳造欠陥を生じるおそれもある。さらに、脆いＳｉ粒子が増加して、鋳物の延性や靭性が低下し、ひいては疲労強度や耐熱疲労強度の低下を招来するおそれがある。
【００４０】
Ｓｉの下限は５％、６％、６．５％さらには７％であると好ましい。Ｓｉの上限は１１％、１０％、９％、８．５％さらには８％であると好ましい。なお、これらの下限および上限は任意に組合せることができる（このことは、以下の他の元素においても同様である。）。
なお、Ｓｉは本発明のアルミニウム合金でいう骨格相の形成にも寄与している。Ｓｉが例えば６〜９％内であると、骨格相を形成する共晶Ｓｉ量も適量となって、強度、延性に優れたアルミニウム合金となる。特に、Ｓｉが７〜８％であると、鋳造性、各強度、延性のバランスにも優れたアルミニウム合金が得られて最適である。
【００４１】
<Ｃｕ>
Ｃｕは、１〜３％であると好適である。
Ｃｕが過少であると、Ｃｕによる析出強化が不十分となり、所望するアルミニウム合金の強度や硬さが得られない。
一方、Ｃｕが過多であると、その析出強化によって基地相が過度に硬化し得る。特に、本発明のように他の元素による晶出物量が多い場合、Ｃｕが過多になると、応力集中による疲労強度が低下し易くなる。さらに、Ｃｕが過多になると、鋳物中の気孔率が増加して、同様に疲労強度が低下し易くなる。
【００４２】
Ｃｕの下限は１．３％、１．４％さらには１．５％であると好ましい。Ｃｕの上限は２．７％、２．６％さらには２．５％であると好ましい。例えば、Ｃｕが１．４〜２．６％さらには１．５〜２．５％であるとより好ましい。
【００４３】
〈Ｍｇ〉
Ｍｇは、０．２〜０．６％であると好適である。Ｍｇは析出強化元素である。母材であるアルミニウム合金の強度や疲労強度を確保する上で、適量のＭｇを含有することが非常に重要となる。
Ｍｇが過少であると、アルミニウム合金の基地相が軟らか過ぎて十分な強度が得られない。Ｍｇが過多であると、アルミニウム合金の延性や靱性が低下して十分な疲労強度や耐熱疲労強度が得られない。
Ｍｇの上限は０．５％、０．４％さらには０．３％であると好ましい。例えば、Ｍｇは０．２〜０．５％さらには０．２〜０．４％であると好ましい。
【００４４】
＜Ｎｉ＞
Ｎｉは、０．２〜３％であると好適である。ＮｉはＮｉ化合物を晶出させてネットワーク状の骨格相を強固にする。
Ｎｉが過少であると、Ｎｉ化合物の生成量が少なく、晶出物からなるネットワーク状の骨格相の形成が不十分となり得る。Ｎｉが過多であると、粗大なＮｉ化合物が生成され易くなり、延性や靭性が著しく低下するおそれがある。いずれにしてもアルミニウム合金の疲労強度や耐熱疲労強度の低下を招来し得るため好ましくない。
【００４５】
Ｎｉの下限は０．５％、０．７％さらには０．８％であると好ましい。Ｎｉの上限は２％、１．５％さらには１．２％であると好ましい。特に、Ｎｉが２％を超えるとＮｉ化合物がやや大きくなり組織の均質性が低下し始める。Ｎｉが０．５〜２％であると、Ｎｉ化合物の晶出量とその大きさが適度で均質な凝固組織が得られてより好ましい。さらには、Ｎｉが０．７〜１．５％であると一層好ましく、安定した高い耐熱疲労性のアルミニウム合金となる。
なお、Ｎｉ化合物とはＮｉを含む化合物の総称である。例えば、Ｎｉ化合物として、Ａｌ−Ｎｉ化合物、Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｕ化合物、Ａｌ−Ｆｅ−Ｎｉ化合物等がある。
【００４６】
＜Ｆｅ＞
Ｆｅは、０．１〜０．７％であると好適である。
Ｆｅが過少であると、Ｆｅ化合物の生成が少なく、晶出物からなるネットワーク状の骨格相の形成が不十分となり得る。Ｆｅが過多であると、粗大なＦｅ化合物が生成し易くなり、延性や靭性が著しく低下するおそれがある。いずれにしてもアルミニウム合金の疲労強度や耐熱疲労強度の低下を招来し得るため好ましくない。
【００４７】
Ｆｅの下限は０．２％さらには０．３％であると好ましい。Ｆｅの上限は０．６質量さらには０．５％であると好ましい。例えば、Ｆｅが０．２〜０．６％さらには０．３〜０．５％であるとより好ましい。Ｆｅがこの範囲内であると、Ｆｅ化合物の晶出量と大きさとが最適になり一層高い耐熱疲労強度が得られる。
なお、Ｆｅ化合物とはＦｅを含む化合物の総称である。その一例として、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ化合物、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ化合物、Ａｌ−Ｆｅ−Ｎｉ化合物等がある。
【００４８】
＜Ｔｉ＞
Ｔｉは、０．１〜０．３％であると好適である。Ｔｉは、結晶粒を微細化させると共に基地相を固溶強化または析出強化する。また、Ｔｉが結晶粒を十分に微細化させることで、晶出物からなるネットワーク状の骨格相を一層等方的にする。
また、Ｔｉが基地相中で固溶または析出することにより、基地相が適度に硬化し、基地相における歪み集中が抑制される。この結果、アルミニウム合金内の歪みの分布がさらに均一化するようになって疲労強度や耐熱疲労強度が向上するようになる。
さらに、ＴｉはＺｒと共に、Ｃｕ、Ｍｇを含む析出相の核としても作用する。このためＣｕ、Ｍｇを含む析出相は、Ｔｉ化合物やＺｒ化合物の遷移元素を含む析出相を核として冷却過程の高温域で熱的に安定な相として析出するため、本発明のアルミニウム合金の耐熱疲労強度が向上すると考えられる。
【００４９】
Ｔｉが過少であると、結晶粒の微細化が不十分となり、鋳造組織特有のデンドライト組織が発達し、等方的なネットワーク状の骨格相が得られ難くなる。
一方、Ｔｉが過多であると、基地相に固溶するＴｉが増加して基地相が硬くなり過ぎ、鋳物がせん断破壊を生じるおそれもある。また、基地相中に粗大なＴｉ化合物が生成されるようになり、鋳物の延性や靭性を著しく低下させるおそれもある。いずれにしても疲労強度や耐熱疲労強度の低下を招来して好ましくない。このようなＴｉは、０．１５〜０．２５％さらには０．１８〜０．２４％であるとより好ましい。
【００５０】
なお、Ｔｉは、原料を溶解する最終工程で、Ａｌ−Ｔｉ合金などを添加して含有させることができる。このようにＴｉを母合金（アルミニウム合金）として添加すると、Ｔｉ化合物の凝集等を抑制でき、結晶粒の十分な微細化や金属組織の等方化、均質化を図り易い。
【００５１】
＜Ｚｒ＞
Ｚｒは、０．０３〜０．５％であると好適である。Ｚｒは、結晶粒を微細にしデンドライトの整列を防止して晶出物からなるネットワーク状の骨格相をより等方的にする。
また、Ｔｉは基地相に固溶または析出することにより、基地相の高温強度を適度に向上させ、また、基地相における歪み集中を抑制して歪みの分布を一層均一化する。
さらに、ＺｒはＴｉと共に、Ｃｕ、Ｍｇを含む析出相の核としても作用する。このためＣｕ、Ｍｇを含む析出相は、Ｔｉ化合物、Ｚｒ化合物の遷移元素を含む析出相を核として冷却過程の高温で熱的に安定な相として析出するため、本発明のアルミニウム合金の耐熱疲労強度が向上する。
【００５２】
Ｚｒが過少であると上述した効果が十分には得られない。Ｚｒが過多になると、粗大な初晶化合物が生成してアルミニウム合金の延性や靭性が著しく低下し、その疲労強度や耐熱疲労強度を低下させる。また、Ｚｒが過多になると、溶湯温度を高めないと均一な溶解が困難となり好ましくない。
Ｚｒの下限は０．０５％、０．０７％さらには０．０８％であると好ましい。Ｚｒの上限は０．４質量、０．３％、０．２％さらには０．１５％であると好ましい。例えば、Ｚｒが０．０３〜０．３％さらには０．０５〜０．１５％であるとより好ましい。
【００５３】
ちなみに、ＴｉとＺｒは、両元素の合計含有量が０．５％を超えると、Ｔｉを含有する粗大なＴｉ化合物が生成される。このため、アルミニウム合金鋳物の延性や靭性が低下するのみならず、前述した結晶粒の微細化に有効なＴｉ量が減少して、結晶粒が粗大化するおそれもある。その結果、鋳物の金属組織の等方性や均質性が阻害されて、アルミニウム合金の強度、疲労強度および耐熱疲労強度の低下を招来し得る。そこで、ＴｉとＺｒの合計が０．５％未満となるように、例えばＺｒが０．０３〜０．１５％であると一層好ましい。
【００５４】
＜Ｍｎ＞
Ｍｎは、０．１〜０．７％であると好適である。Ｍｎは、Ｍｎ化合物として晶出し骨格相をより強固にする。また、Ｍｎは、Ｆｅ化合物が粗大な針状となるのを抑止し、鋳物の延性や靭性の低下を妨げる。さらに、Ｍｎは、Ｚｒやｉと共に、Ｃｕ、Ｍｇを含む析出相の核としても作用する。このためＣｕ、Ｍｇを含む析出相は、Ｔｉ化合物、Ｚｒ化合物の遷移元素を含む析出相を核として冷却過程の高温で熱的に安定な相として析出するため、本発明のアルミニウム合金の耐熱疲労強度が向上する。
【００５５】
Ｍｎが過少であるとその効果が十分には得られない。Ｍｎが過多であると、粗大なＭｎ化合物が生成して、鋳物の延性や靭性が著しく低下し、アルミニウム合金の疲労強度や耐熱疲労強度を低下させるおそれがある。
Ｍｎの下限は０．２％さらには０．２５％であると好ましい。Ｍｎの上限は０．６質量、０．５％さらには０．４％であると好ましい。例えば、Ｍｎが０．２〜０．５％さらには０．２５〜０．４％であると、上述の効果が最も発揮されて一層好ましい。
【００５６】
＜Ｖ＞
Ｖは、０．０１〜０．５％であると好適である。Ｖは、アルミニウム合金の基地相を固溶強化し、基地相の高温強度を向上させる。
Ｖが過少であるとこの効果が十分には得られない。Ｖが過多になると、粗大な初晶化合物が生成して鋳物の延性や靭性が著しく低下し、アルミニウム合金の疲労強度や耐熱疲労強度を低下させるおそれがある。
【００５７】
Ｖの下限は０．０１５％、０．０２％さらには０．０５％であると好ましい。Ｖの上限は０．３質量さらには０．１５％であると好ましい。例えば、Ｖが０．０１５〜０．３％さらには０．０２〜０．１５％であるとより好ましい。
【００５８】
〈Ｓｒ、Ｓｂ、Ｎａ〉
ストロンチウム（Ｓｒ）、アンチモン（Ｓｂ）、ナトリウム（Ｎａ）等は、共晶Ｓｉを微細化させる。このような元素を適量含有させると、アルミニウム合金鋳物の熱疲労寿命すなわち耐熱疲労強度がさらに改善される。勿論、いずれの元素も含有量が過少であると、共晶Ｓｉ粒子の微細化効果が十分には得られない。
【００５９】
Ｓｒは、０．００３〜０．０５％であると好適である。Ｓｒが過多であると、共晶Ｓｉ粒子の微細化効果が飽和し、ガス吸収も激しくなる。そこでＳｒは、０．００３〜０．０１％であるとより好ましい。
Ｓｂは、０．０２〜０．２％であると好適である。Ｓｂが過多であると、Ｓｂ化合物が晶出してアルミニウム合金の延性を低下させ、疲労強度や耐熱疲労強度を劣化させ得る。そこでＳｂは、０．０５〜０．１２％であるとより好ましい。
Ｎａは、０．００１〜０．０３％であると好適である。Ｎａが過多であると、アルミニウム合金の靱性が低下し、疲労強度や耐熱疲労強度を劣化させ得る。そこでＮａは、０．００１〜０．０１％であるとより好ましい。
【００６０】
（２）組織
本発明のアルミニウム合金鋳物または本発明の鋳物用アルミニウム合金を用いて鋳造した鋳物（便宜上、両者を併せて「アルミニウム合金鋳物」または単に「鋳物」という。）は、基地相と骨格相とからなる。基地相は主にα−Ａｌからなり、骨格相はこの基地相をネットワーク状に囲繞する晶出物からなる（図１参照）。このような金属組織は、例えば、基地相が初晶として凝固した後に、骨格相がその基地相の周囲に共晶反応によって晶出して得られる。この場合の金属組織は、主に、アルミニウム合金の溶湯が鋳型内で粥状凝固して得られた亜共晶組織となる。
【００６１】
基地相は、α−Ａｌのみではなく、そこに固溶した各合金元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ｍｎ等）や析出した化合物粒子（例えば、Ｃｕ化合物やＭｇ化合物の析出粒子）等も含む。骨格相も同様に、Ａｌ−Ｓｉ共晶のみではなく、その共晶と共に晶出した化合物やそこに固溶した各合金元素（Ｎｉ、Ｆｅ等）も含む。なお、骨格相中に晶出または析出して骨格相を強化する化合物粒子を、以降、骨格相の強化粒子と呼ぶ（図１参照）。
【００６２】
このような強化粒子には、例えば、Ａｌ−Ｎｉ系化合物、Ａｌ−Ｓｉ−Ｎｉ系化合物、Ａｌ−Ｆｅ系化合物、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系化合物、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ化合物、共晶Ｓｉ等がある。中でも、Ｎｉ化合物やＦｅ化合物からなる晶出粒子は、強化粒子としての効果が大きい。この他、配合元素や使用原料によって、ＳｉＣ粒子、Ａｌ２Ｏ３粒子、ＴｉＢ２粒子等も強化粒子となり得る。
【００６３】
ここで骨格相は、高弾性で降伏応力の高い晶出物や硬質の強化粒子からなる。これらがネットワーク状に連なって基地相を囲繞しており、その組織は微細で均一であるため、鋳物に作用する応力は骨格相で均一に分散されて、疲労亀裂の発生源となる基地相の応力分担が低下する傾向となる。その結果、本発明のアルミニウム合金鋳物の耐疲労性や耐熱疲労性などの疲労特性が向上したと考えられる。
【００６４】
本発明のアルミニウム合金鋳物は、初晶Ｓｉの存在しない亜共晶組織であると好ましい。シリンダヘッドのように内部に空洞を有する複雑形状の大型鋳物を鋳造する場合、凝固の指向性を完全に制御して、ポロシティを鋳物外部にある押し湯部に逃がすことは困難である。そこで、溶湯を粥状凝固させて亜共晶組織からなる鋳物が得られれば、局部的なポロシティの集中が抑止される。また、ポロシティの集中部に応力が集中等して鋳物の疲労特性が低下するといった事態も回避される。また亜共晶組織とすることで、晶出物がネットワーク状に分散生成し、少量の晶出物でも骨格相が有効に形成される。
【００６５】
また、鋳物中の初晶Ｓｉは、疲労破壊の起点になり得る。特に、シリンダヘッドのような大型鋳物の場合、全体的な凝固が遅いため、凝固途中で生成した初晶Ｓｉは比重差によって、溶湯の上方に浮上して偏析することがあり、その部分は疲労破壊の起点となり易い。従って、初晶Ｓｉは実質的に存在しないのが好ましい。
本発明の場合、Ｓｉ量がＡｌ−Ｓｉ二元系合金の共晶点よりも少ないため、初晶Ｓｉは比較的晶出し難い。もっとも、Ｓｉ以外の合金元素やその含有量によっては、共晶点が低Ｓｉ側に移行して初晶Ｓｉが晶出することもあり得る。そのような場合は、鋳造性等を損なわない範囲でＳｉ量を調整すると良い。
【００６６】
ところで、本発明のアルミニウム合金鋳物は、適量のＣｕおよびＭｇを含有することにより、上記骨格相のみならず、基地相も析出強化されて、耐熱疲労性のみならず、母材としての硬さ、強度、耐疲労性等も確保されている。基地相の使用時の初期硬さは、例えば、ビッカース硬さ（ＨＶ）で８０ＨＶ以上であり、より好ましくは８５ＨＶ以上である。この硬さの上限はＣｕ、Ｍｇ等の含有量さらには熱処理条件等によって異なるが、概ね１２０ＨＶ程度である。
【００６７】
ちなみに、「使用時の初期硬さ」とは、アルミニウム合金鋳物が熱履歴を受ける前の硬さ（バージン状態の硬さ）である。アルミニウム合金鋳物の一例としてエンジンのシリンダヘッドを考えれば、「使用時の初期硬さ」とはそのエンジンの最初の運転前（つまり、火入れ前）の硬さである。
【００６８】
アルミニウム合金鋳物の使用環境が比較的低温（例えば、１５０℃以下）である場合や鋳物の特定部分の温度が低温である場合、そこでの基地相の硬さはほぼ上記の硬さが維持されると考えられる。この傾向は、合金全体としての硬さについても同様であり、その硬さは９５ＨＶ以上より好ましくは１００ＨＶ以上となる。
【００６９】
（３）製造方法
本発明のアルミニウム合金鋳物は、前述した鋳物用アルミニウム合金と同組成を有するアルミニウム合金溶湯を鋳型に注入、凝固させてアルミニウム合金鋳物を得る鋳造工程と、このアルミニウム合金鋳物に溶体化熱処理および時効熱処理を施す熱処理工程とから得られる。
【００７０】
ここで溶体化熱処理は、鋳物を高温で保持した後に急冷し、過飽和固溶体を形成する処理である。時効熱処理は、その鋳物を比較的低温で加熱保持し、過飽和に固溶していた元素を析出させて、適度な硬さを付与する処理である。これらの熱処理によって、微細な析出物が均一に分散し、強度、延性および靭性が高度にバランスし、強度のみならず疲労強度や耐熱疲労強度に優れた鋳物が得られる。
【００７１】
さらに、晶出物の角部も丸くなり、応力集中の低減による実用疲労特性の向上も期待される。本発明の場合、それらの熱処理によって、基地相中のＣｕが化合物（主にＡｌ−Ｃｕ、Ａｌ−Ｃｕ−Ｓｉ−Ｍｇ系化合物）として、Ｍｇが化合物（主にＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系化合物）としてそれぞれ析出し、基地相の硬さが適度に高められる。
【００７２】
それらの熱処理条件は、鋳物の組成や所望特性に応じて適宜選択される。所望する処理温度や処理時間等によって、一般的にＴ６処理、Ｔ４処理、Ｔ５処理、Ｔ７処理等がある。一例を挙げると、溶体化熱処理は、例えば、４５０℃〜５５０℃、１〜１０時間の加熱保持後に急冷すれば良い。溶体化熱処理の加熱工程中の温度は４９０〜５３０℃、その保持時間は１〜３時間であると、鋳物の各特性やコストの点でより好ましい。また、時効熱処理は、例えば、１４０℃〜３００℃、１〜２０時間加熱保持して行えば良い。時効熱処理の温度は１６０〜２００℃、その保持時間は１〜５時間であると、鋳物の各特性やコストの点でより好ましい。
【００７３】
ここで本発明のアルミニウム合金鋳物の場合、溶体化熱処理の急冷工程を従来の水冷等に替えて、加熱工程後のアルミニウム合金鋳物を気体中で冷却する工程とすることが可能である。この気体は不活性ガス等も考えられるが、通常は空気であるから、急冷工程は空冷工程とすることができる。なお、本発明の鋳物用アルミニウム合金からなる鋳物に、水冷等の溶体化熱処理を施す場合が本発明の範囲から除かれるものでないことを断っておく。
【００７４】
溶体化熱処理は本来固溶化処理であるから、焼鈍のような炉冷ではなく急冷すること自体は必要ではある。何故なら、加熱工程で基地相中に十分にかつ均一に固溶させた析出強化元素であるＣｕやＭｇ等を一旦凍結させて、その後の時効熱処理でＣｕやＭｇの析出相を微細に均一に出現させるためである。もし炉冷のように長時間の冷却工程を溶体化熱処理で採用した場合、いわゆる焼きが入らず、ＣｕやＭｇ等が粗大な化合物として出現し、必要な特性を備えたアルミニウム合金が得られない。
【００７５】
ただ本発明のアルミニウム合金の場合、上述してきた合金組成によって、溶体化熱処理における急冷工程の冷却速度を従来の水冷等より緩やかにしつつも、基地相中に高温で安定なＣｕやＭｇ等からなる析出相を出現させることができる。これは、鋳造により基地相中に既に固溶していたＴｉやＺｒさらにはＭｎ等の遷移元素が、その溶体化熱処理の加熱工程で先行して微細に析出を始めることに起因する。すなわち、溶体化熱処理の急冷工程の冷却速度が比較的緩やかであると、それらの遷移元素の先行析出相が核となる結果、Ｃｕ、Ｍｇ等はその冷却工程中の高温域で安定な相として析出し、それが先行相（主に第１析出相）となって基地相中に分散する。
【００７６】
もっとも、急冷工程中に、基地相中に含有されていたＣｕやＭｇ等の全てが析出するとは限らず、急冷工程で凍結されていたＣｕやＭｇ等の析出強化元素も存在する。そのような析出強化元素は、溶体化熱処理後の時効熱処理で、本来の析出を始める。この時効熱処理は、先の急冷工程よりも一般的に低温、長時間であるから、ＣｕやＭｇ等からなる微細な析出相が基地相中に分散した状態となる。その結果、サイズの大きな安定な第１析出相と微細な第２析出相とが分散してなる複相析出物が、基地相中に形成されるようになったと考えられる。
【００７７】
こうして本発明のアルミニウム合金鋳物は、冷熱サイクルによる歪み振幅に対して、基地相中の応力が分散され、優れた耐熱疲労強度を発揮する。しかも、急冷工程中の冷却速度を比較的緩やかとしたので、溶体化熱処理中（特に急冷工程中）に、アルミニウム合金鋳物内に残留歪が発生し難いか、または、発生する残留歪が少ない。このため、アルミニウム合金鋳物に繰返し応力が印加されたとしても、十分な疲労強度も発揮するようになったと考えられる。
もっとも、既述のとおり、本発明のアルミニウム合金が上述のような優れた実用疲労特性を発現する理由やメカニズムは、現状必ずしも定かではないことを断っておく。
【００７８】
溶体化熱処理の急冷工程は、その冷却手段を問わないが、上述したような金属組織が得られるためには、冷却速度が２０〜２００℃／ｍｉｎであると好ましい。冷却速度が過小であると、ＣｕやＭｇ等による微細な析出相が得られない。一方、冷却速度が過大であると、アルミニウム合金鋳物内の残留歪が多くなり、実用疲労特性の低下を招来する。冷却速度の下限は２５℃／ｍｉｎさらには３０℃／ｍｉｎであるとより好ましい。また冷却速度の上限は１５０℃／ｍｉｎさらには１００℃／ｍｉｎであるとより好ましい。これらの上下限は任意に組合わせることが可能である。
【００７９】
このような冷却速度の急冷工程は、例えば、溶体化熱処理の加熱工程後のアルミニウム合金鋳物を強制流動させた空気や不活性ガス等の気体中に在置することで達成される。すなわち、本発明のアルミニウム合金鋳物の製造方法において、急冷工程を、溶体化熱処理中の加熱工程後のアルミニウム合金鋳物を気体中で冷却する工程とすると好適である。
【００８０】
その冷却速度は、作動流体である気体の温度、流速または密度（熱容量）等を調整することで適切に設定され得る。もっとも設備やコスト等の点で、急冷工程は、低温の空気中に加熱工程後のアルミニウム合金鋳物を在置したり、そのアルミニウム合金鋳物に空気を強制的に吹付け等する空冷工程とするのが好ましい。
また、溶体化熱処理で空冷等により冷却すると、溶体化熱処理の自由度が拡大し、アルミニウム合金鋳物を量産する際のコスト削減の点で著しく有利となる。
【００８１】
（４）アルミニウム合金鋳物
本発明のアルミニウム合金鋳物は、前述のように、ＣｕやＭｇ等の析出強化元素による析出が溶体化熱処理中（具体的にはその急冷工程中）とその後の時効熱処理中において生じる。いずれの過程で生じる析出相も微細で均一に分布したものではあるが、溶体化熱処理中で先行して析出したものはその後の時効熱処理で多少、粒成長し得る。そこで、本発明のアルミニウム合金鋳物では、粒径３０〜３００ｎｍの第１析出相および粒径１〜２０ｎｍの第２析出相が該基地相中に析出した複相析出物が出現した金属組織となる。すなわち、本発明のアルミニウム合金鋳物は、前述した鋳物用アルミニウム合金と同組成であって、α−Ａｌを主とする基地相と、該基地相をネットワーク状に囲繞すべく晶出した骨格相と、粒径３０〜３００ｎｍの第１析出相および粒径１〜２０ｎｍの第２析出相が該基地相中に析出した複相析出物を有する金属組織で構成されているものであり、実用疲労特性に優れたものとなる。
【００８２】
ここで、第１析出相や第２析出相の粒径は、溶体化熱処理や時効熱処理の条件によって変化し得る。そこで、第１析出相の粒径が３０〜２５０ｎｍさらには３０〜２００ｎｍ程度に、第２析出相が１〜１５ｎｍさらには１〜１０ｎｍ程度になるようにすると、強度のみならず実用疲労特性にも一層優れたものとなって好ましい。
【００８３】
もっとも、アルミニウム合金鋳物の各機械的特性は、析出相の粒径のみにより影響を受けるものではなく、第１析出相および第２析出相ぞれぞれの析出量自体によっても大きな影響を受ける。
第１析出相の析出量が過少であると、熱歪みに対する応力の分散状態が不均一となり好ましくない。第１析出相の析出量が過多であると、マトリックスの延性が低下して、強度や疲労強度の低下を招き好ましくない。
【００８４】
第２析出相の析出量が過少であると、強度や疲労強度の低下を招き好ましくない。第２析出相の析出量が過多であると、マトリックスの延性が低下して、強度や疲労強度の低下を招き好ましくない。
【００８５】
勿論、各析出相の析出量は、金属組成によって理論的上限が決定される。しかし、実際の析出量は、鋳造後の溶体化熱処理や時効熱処理の各処理条件によって大きな影響を受ける。そこで、上述のような各析出量を確保するために、溶体化熱処理や時効熱処理の各処理条件を決定するのが好ましい。
【００８６】
ここで本発明のアルミニウム合金の場合、溶体化熱処理の急冷工程で、ＴｉやＺｒ等の遷移元素の析出相を核として析出してくるＣｕやＭｇの析出物は、安定相であると考えられる。この安定な析出相（第１析出相）は、従来のように溶体化熱処理で水冷した水冷材中に析出する準安定な微細析出物に比べて、アルミニウム合金鋳物の強度への寄与が小さいと考えられる。
【００８７】
そこで、本発明のアルミニウム合金鋳物の強度を十分に確保するためには、溶体化熱処理後の時効熱処理によって、微細な析出物（第２析出相）の体積率を十分に高める必要がある。もっとも、熱疲労性の観点からいえば、第１析出相のような安定相レベルのサイズの析出相が基地相中に分散していることで、アルミニウム合金に作用する応力が緩和され、耐熱疲労強度が向上すると考えられる。
【００８８】
本発明のアルミニウム合金鋳物の鋳造工程に関連して、鋳物中に、凝固収縮に起因するミクロ主リンケージ、熔解ガスに起因するガスポロシティ、ピンホールなどの鋳巣が生じ得る。応力集中部分などに鋳巣等の空孔が存在すると、そこを起点として亀裂や破断が生じ易くなる。逆に、気孔率が低いアルミニウム合金鋳物ほど、疲労強度のみならず耐熱疲労強度等にも優れる。従って、鋳巣等の気孔は少ないほど好ましい。
【００８９】
しかし、その発生を完全に回避することは困難であるし、必ずしもその必要もない。そこで、アルミニウム合金鋳物中の気孔率を０．３体積％以下とすれば足る。勿論、気孔率を０．１体積％以下さらには０．０５体積％以下とすれば一層好ましい。
なお、作用する応力が低い部分（応力集中部分以外）に鋳巣等があっても実用上問題ないことが多いので、例えば、シリンダヘッドの燃焼室の弁間部等、鋳物の耐熱疲労性が特に要求される部位で、上記の気孔率が達成されていれば十分な場合も多い。
【００９０】
さらに上記鋳造工程に関連して、本発明のアルミニウム合金鋳物が、前述したような基地相とそれを囲繞する骨格相とが等方的にかつ均一に分散した金属組織となるには、二次デンドライトの大きさ（ＤＡＳII）が４０μｍ以下であると好ましく、３５μｍ以下さらには３０μｍ以下であると一層好ましい。この二次デンドライトアームが過大となると、晶出相で構成される強化相の骨格サイズが大きくなり、負荷応力を均一分散させるための組織として好ましくない。
【００９１】
また、アルミニウム合金鋳物中の結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳIIとの比ｄ／ＤＡＳIIは、例えば、５〜２０程度であると好ましい。これが過大であると、組織の均一性が損なわれ、局部的に応力集中が生じ不均一変形を招き好ましくない。
ちなみに、この結晶粒径ｄは、例えば、ＪｌＳ−Ｈ−０５０１「伸銅品結晶粒度試験方法」に準じて測定して求められる。
【００９２】
本発明のアルミニウム合金鋳物は、鋳物内部の残留歪が１０００με以下であると好ましく、８００με以下さらには５００με以下であると一層好ましい。残留歪が過多であると、実働時の応力振幅に加えて、残留歪分の相当応力が負荷されることにより、高い平均応力が作用し、実用疲労強度が低下すると考えられる。
ちなみに、本発明でいう鋳物内部の残留歪は、熱処理後のものである。また、この残留歪は、歪みゲージを鋳物表面に貼り付け、その鋳物を切断していく過程で歪みが開放されることで生じるゲージ信号を取り出す方法によって測定される。
【００９３】
（５）用途
本発明の鋳物用アルミニウム合金は、当然ながらアルミニウム合金鋳物の原料として使用される。その鋳物用アルミニウム合金の形態は問わないが、通常、インゴット状態である。
【００９４】
本発明のアルミニウム合金鋳物は、そのサイズ、形状、使用環境等を問わないが、強度、耐疲労性および耐熱疲労性等が同時に要求される部材に好適である。例えば、エンジン用部材、モータ用部材、放熱用部材等がある。例えば、エンジン用部材には、シリンダヘッド、ターボロータ等がある。
【００９５】
本発明のアルミニウム合金鋳物は、高い耐食性も有するため、排気系部材（排気管、排気管理バルブ等）にも適している。さらに、本発明のアルミニウム合金鋳物は、疲労強度および耐蝕性に優れるので、これら両性能が要求される部材、例えば、自動車の足回り部材、シャーシ部材等に好適であり、それらへの使用により、各部材の軽量化および性能向上を図れる。より具体的には、足回り部材として、例えば、ディスクホイール、アッパーアーム、ロワーアーム、サスペンションアーム、アクスルキャリア、アクスルビームなどがある。シャーシ部材には、例えば、サイドメンバー、クロスメンバーなどがある。また、エンジン用部材やその周辺部材を取付けるブラケット類やトランスミッションケースなどに使用して良い。さらに、自動車分野に限らず、それ以外の分野であっても、耐蝕性や疲労強度が要求される部材を本発明のアルミニウム合金鋳物で製造すると、それらの軽量化および性能向上を図れる。
【００９６】
本発明のアルミニウム合金鋳物は、特に、母材としての硬さ、強度等と共に耐熱疲労性が要求される高性能なレシプロエンジン用部材に好適である。特に、本発明のアルミニウム合金鋳物は、従来以上に優れた耐熱疲労強度を併せもつため、過酷な状況下で長期にわたる耐久性が要求されるディーゼルエンジン用として好適である。
【００９７】
中でも、本発明のアルミニウム合金鋳物は、過酷な冷熱環境に曝されて、繰返し熱歪みを受けるシリンダヘッドやエンジンブロック等に好適である。特にシリンダヘッドの場合、燃焼室の弁間部（バルブブリッジ部）には極めて高い耐熱疲労性が求められるので、好都合である。もっとも、それ以外の母材部分には耐熱疲労性よりもむしろ、高強度や高耐疲労性が求められる。また、ウォータジャケット部では、腐食生成膜の形成による伝熱性能の低下、つまりは冷却効率の低下を長期的に抑止する観点から、高い耐蝕性も要求される。本発明のアルミニウム合金鋳物は、シリンダヘッドに要求されるそれらの特性をいずれも高次元で満たすものである。
【００９８】
また、シリンダヘッドなどは形状が複雑で大型であるが、本発明の鋳物用アルミニウム合金等は鋳造性も良く、その原料合金として最適である。さらに、シリンダヘッドは、鋳造後の鋳物に切削、研磨等の機械加工を施して、組み付け面、カムシャフトの軸受け等が形成されるが、本発明のアルミニウム合金鋳物はこのような加工性を阻害することもない。
【００９９】
なお、本発明のアルミニウム合金鋳物の鋳造方法は特に拘らない。砂型鋳造でも金型鋳造でも良いし、重力鋳造、低圧鋳造または高圧鋳造でも良い。鋳物の量産性を考慮すれば、ダイキャスト鋳造、低圧鋳造が好適である。
【実施例】
【０１００】
実施例を挙げて、本発明をより具体的に説明する。
（第１実施例）
（１）試験片の製造
表１に示すように、組成の異なる鋳物用アルミニウム合金を溶解して溶湯を調製した後、金型温度を調節したＪＩＳ４号試験片作製用の金型にそれらを注湯し、放冷して凝固させた（鋳造工程）。
【０１０１】
得られた鋳物に、５００℃ｘ３ｈｒ加熱した後、３０℃／ｍｉｎの空気冷却により焼入れる溶体化熱処理を施した。その後、さらに、１７０℃ｘ３ｈｒ加熱する時効熱処理を施した（熱処理工程）。
【０１０２】
この熱処理後の鋳物からφ４ｍｍｘ長さ６ｍｍの平行部を有する熱疲労試験片および疲労試験片をそれぞれ採取し、表１に示す試験片Ｎｏ．１−１〜１−４を得た。なお、試験片Ｎｏ．１−４の熱疲労試験片と疲労試験片について測定した二次デンドライトの大きさ（ＤＡＳII）はそれぞれ２５μｍと３５μｍであった。
ちなみに、二次デンドライトアームは、文献「軽金属学会  鋳造・凝固部会：３８（１９８８）１．５４」のデンドライトアームスペーシング測定手順に準じて測定した。
【０１０３】
（２）耐熱疲労強度（耐熱疲労性）の評価
各試験片の耐熱疲労強度は次のように評価した。
低熱膨張合金製の拘束ホルダに、上記各試験片を取り付けて、加熱・冷却を繰り返す方式で実施した。この試験温度範囲は５０℃〜２５０℃、繰り返し速度は加熱２ｍｉｎ、冷却３ｍｉｎの５ｍｉｎ／サイクルとした。その他、熱疲労試験方法の詳細は、例えば、特開平７−２００３１合公報、「材料」、Ｖol．４５（１９９６）、ｐｐ．１２５−１３０、「軽金属」、Ｖol．４５(１９９５)、ｐｐ．６７１−６７６に示されている。
【０１０４】
ちなみに、ＪＩＳ−ＡＣ２Ｂのアルミニウム合金製試験片に、高温歪みゲージを貼付して測定した試験初期の全歪み範囲は約０．６％であった。この全歪み範囲は加熱冷却サイクルで作用する歪み振幅の巾を示すものであり、弾性歪みと塑性歪みとの和（弾性歪み＋塑性歪み）である。
【０１０５】
（３）疲労強度（耐疲労性）の評価
疲労強度を求める疲労試験は、試験温度：室温、繰り返し速度：１００Ｈｚ、最低ひずみ＝０．１％の条件で、油圧サーボ式軸応力負荷型疲労試験機を用いて、試験片を１５０℃に保持した環境下で行った。
なお、この試験に供した試験片は、φ４ｘ長さ６ｍｍの平行部を、＃１０００の耐水研磨紙で水を付けながら軸方向に均一に研磨したものを用いた。
【０１０６】
（４）強度（硬さ）の評価
硬さ測定は、明石製ビッカース硬度計を用いて行った。そして、試験片に荷重５Ｋｇを３０秒間負荷した後の圧痕サイズから、硬さを求めた。いずれも、室温雰囲気で行った。
【０１０７】
（５）検討
各試験片について、上記の各試験から得られた結果を表１に併せて示す。
表１に示した各試験片の試験結果を比較すると次のことが解る。
先ず、本発明の組成範囲にある試験片Ｎｏ．１−４は、熱疲労寿命が２６００サイクルと十分に長く、疲労強度（１０７回強度）も５０ＭＰａ以上であり、かつ、硬さも９０ＨＶで十分な強度を備えることが解る。従って、試験片Ｎｏ．１−４は、各特性が高次元でバランスしたアルミニウム合金（鋳物）であることが解る。
【０１０８】
一方、本発明の組成範囲外である試験片Ｎｏ．１−１〜１−３は、前述の３つの特性の全てを実用上満足するものはない。すなわち、試験片Ｎｏ．１−１および１−２では、ＮｉやＺｒ等を含まず、硬さや疲労強度は十分であっても、熱疲労寿命は２０００サイクル以下であって、耐熱疲労強度が低いことが解る。また、試験片Ｎｏ．１−３では、Ｃｕを実質的に含まず、熱疲労寿命は高いものの、硬さが低く強度不足である。なお、試験片Ｎｏ．１−３については、そもそも硬さが低いので、疲労試験を行っていない。
【０１０９】
（第２実施例）
（１）試験片の製造と評価
表２に示すように、組成の異なる鋳物用アルミニウム合金を用いて、第１実施例と同様に試験片Ｎｏ．２−１〜２−５を製作した。それら各試験片について、第１実施例と同様に各特性を評価し、その結果を併せて表２に示した。なお、表２に示した各試験片の組成は、主にＣｕ量が異なっている。
【０１１０】
（２）検討
表２に示した各試験片の試験結果を比較すると次のことが解る。
先ず、Ｃｕ量が本発明の組成範囲にある試験片Ｎｏ．２−３と２−４は、熱疲労寿命が２４００サイクル以上と十分に長く、疲労強度（１０７回強度）も５０ＭＰａ以上であり、かつ、硬さも９０ＨＶ以上であり十分な強度を備えることが解る。従って、試験片Ｎｏ．２−３および２−４は、各特性が高次元でバランスしたアルミニウム合金（鋳物）であることが解る。
【０１１１】
ところで、Ｃｕ量と硬さおよび疲労強度との関係を観ると、先ず、Ｃｕ量が増加する程、硬さも大きくなっている。Ｃｕが１％未満の試験片Ｎｏ．２−１や２−２では、硬さが７５ＨＶ以下であり強度不足である。一方、Ｃｕが３％を超える試験片Ｎｏ．２−５では、硬さは１００ＨＶを超えて十分であるが、疲労強度が４５ＭＰａ以下と逆に低下している。
【０１１２】
なお、試験片Ｎｏ．２−１〜２−３を観ると、熱疲労寿命はＣｕ量が多くなるほど短くなる傾向にあるようにも思える。しかし、試験片Ｎｏ．２−３〜２−５を観ると解るように、Ｃｕ量が１．５％以上になると、熱疲労寿命は２５００サイクル前後で比較的安定しており、Ｃｕ量に対する依存性は小さいと考えられる。
表４には、各試験片について測定した鋳物中の気孔率を示した。Ｃｕが３％を超えて過多になと、鋳物中の気孔率が上昇することが解る。
【０１１３】
ちなみに、気孔率は、試験鋳物の密度と別途銅製金型の急冷した欠陥を含まない鋳物との密度をアルキメデス法により測定し、両鋳物の差から求めた。
以上より、本発明の組成範囲内にあるアルミニウム合金鋳物であれば、強度、疲労強度および耐熱疲労強度のいずれにも優れ、それらが高次元でバランスしたものといえる。特に、Ｃｕが１．５〜２．５％であるアルミニウム合金鋳物はいずれの特性にも優れ、エンジン等に使用される高強度部品の母材として最適であることが解る。
【０１１４】
（第３実施例）
（１）試験片の製造と評価
表３に示すように、上述した試験片と組成の異なる試験片Ｎｏ．３−１および３−２を第１実施例と同様に製作した。試験片Ｎｏ．３−１は、既述した試験片Ｎｏ．２−３に対して、さらにＮａを含有するものである。このＮａ改良処理は、市販フラックスを用いて、添加方法に準じて行った。試験片Ｎｏ．３−２は、既述した試験片Ｎｏ．２−３に対して、さらにＳｒを含有するものである。このＳｒ改良処理は、Ａｌ−１０質量％Ｓｒの母合金を添加する方法により行った。試験片Ｎｏ．３−２は、既述した試験片Ｎｏ．２−３に対して、さらにＳｂを含有するものである。このＳｂ改良処理は、Ａｌ−１０質量％Ｓｂの母合金を添加する方法により行った。
この試験片についても第１実施例と同様に各特性を評価しその結果を併せて表３に示した。なお、表３中には、参考のために、ベースとなる試験片Ｎｏ．２−３のデータも併せて示した。
【０１１５】
（２）検討
表３から解るように、Ｎａ、ＳｒまたはＳｂの少なくとも一種をを添加し改良処理すると、硬さや疲労強度を高く維持したまま、アルミニウム合金鋳物の熱疲労寿命が著しく向上することが解る。従って、Ｎａ、ＳｒまたはＳｂによる改良処理したアルミニウム合金鋳物は、特に高い耐熱疲労強度が要求されるディーゼルエンジン等の高強度部品の母材として最適であることが解る。
【０１１６】
（第４実施例）
（１）試験片の製造と評価
表４に示すように、上述した試験片と組成の異なる試験片Ｎｏ．４−１、４−２および４−３を第１実施例と同様に製作した。この場合の素材のＤＡＳIIは３５μｍである。それらの各試験片について硬さを評価し、その結果を表４に併せて示した。なお、表４に示した各試験片は、主にＭｇ量に関する組成が異なっている。
【０１１７】
（２）検討
表４から解るように、Ｍｇ量が本発明の組成範囲にある試験片Ｎｏ．４−１および４−２では十分な硬さが備わっており、Ｍｇ量の増加に伴い硬さが大きくなることが解る。もっとも、Ｍｇ量が０．６質量％を超える試験片Ｎｏ．４−３では、十分に大きな硬さが得られるものの、その硬さは試験片Ｎｏ．４−２と変わらない。従って、Ｍｇを０．６質量％以上添加しても硬さへの寄与はほとんど認められないことが解る。
【０１１８】
（金属組織）
本発明のアルミニウム合金鋳物に係る試験片Ｎｏ．２−４について観察した金属組織を図１Ａおよび図１Ｂに示す。この金属組織は、第１実施例で述べた鋳造後の鋳物に溶体化熱処理および時効熱処理を施した後のものである。
ちなみに、図１Ａは光学顕微鏡により、観察倍率４００倍の条件で観察したものである。また図１Ｂは、電子顕微鏡により観察したＴＥＭ組織である。
【０１１９】
図１Ａから、本発明のアルミニウム合金鋳物は、α−Ａｌを主とする基地相が晶出物による等方的なネットワーク状の骨格相によって囲繞された、全体に均質な金属組織からなることが解る。
また、図１Ｂから、その基地相中には、粒径が大小の析出相、つまり第１析出相と第２析出相が出現していることが解る。
【０１２０】
【表１】
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【０１２１】
【表２】
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【０１２２】
【表３】
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【０１２３】
【表４】
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【図面の簡単な説明】
【０１２４】
【図１Ａ】本発明のアルミニウム合金鋳物の金属組織写真である。
【図１Ｂ】図１Ａ中の基地相を拡大した金属組織写真である。
【図１Ａ】
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【図１Ｂ】
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