(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
１２．５〜１４．０％のＳｉと、３．０〜４．５％のＣｕと、１．４〜２．０％のＭｇと、（０．８〜１．２）×ＭｇのＺｎと、残部のＡｌとからなることを特徴とする耐熱アルミニウムダイカスト品。
【請求項２】
１２．５〜１４．０％のＳｉと、３．０〜４．５％のＣｕと、１．６％のＭｇと、１．７％のＺｎと、残部のＡｌとからなることを特徴とする耐熱アルミニウムダイカスト品。
【請求項３】
ダイカスト後に時効硬化処理を施したことを特徴とする請求項１又は請求項２記載の耐熱アルミニウムダイカスト品。
【請求項４】
請求項１、請求項２又は請求項３記載の耐熱アルミニウムダイカスト品は、内燃機関のピストンであることを特徴とする耐熱アルミニウムダイカスト品。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は耐熱アルミニウムダイカスト品、特にピストン等の内燃機関部品に好適な耐熱アルミニウムダイカスト品に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来の耐熱アルミニウム材料は耐摩耗性、耐焼付き性、耐熱強度を得るためにアルミニウムにＳｉ、Ｃｕ、Ｍｇ，Ｎｉ、Ｔｉなどの元素をそれぞれ目的に見合う配合比で加え、構成される。耐熱アルミニウム材料の代表的な用途に内燃機関部品のピストンがある。ＪＩＳ  Ｈ  ５２０２（１９９２）に「アルミニウム合金鋳物」が規格化され、同規格の表１で種類及び記号、表２で化学成分、表３で金型試験片の機械的性質が各々示されている。これらのＪＩＳの表１〜表３を抜粋したものを以下の表１〜表３に示す。
【０００３】
【表１】
0004648559.tif 000002
【０００４】
表１の右端の用途例に記載の通り、自動車用ピストンにはＡＣ８Ａ、ＡＣ８Ｂ、ＡＣ８Ｃのアルミニウム合金鋳物が採用される。
【０００５】
表の第３コラムに鋳型の区分が「金型」とあるのは、通常の金型鋳造品であることを示す。
【０００６】
【表２】
0004648559.tif 000003
【０００７】
表２はＡＣ８Ａ、ＡＣ８Ｂ、ＡＣ８Ｃの化学成分表であり、ＡＣ８Ａは、０．８〜１．３％のＣｕと１１．０〜１３．０％のＳｉと０．７〜１．３％のＭｇと０．８〜１．５％のＮｉを含むＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｎｉ−Ｍｇ系合金であり、ＡＣ８Ｂは、２．０〜４．０％のＣｕと８．５〜１０．５％のＳｉと０．５〜１．５％のＭｇと０．１〜１．０％のＮｉを含むＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｎｉ−Ｍｇ系合金であり、ＡＣ８Ｃは、２．０〜４．０％のＣｕと８．５〜１０．５％のＳｉと０．５〜１．５％のＭｇを含むＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金である。
【０００８】
表でＺｎに注目すると、ＡＣ８Ａは０．１５％以下、ＡＣ８Ｂ及びＡＣ８Ｃは０．５０％以下となっており、何れも以下となっていることから、Ｚｎは０であってもよいことになる。すなわち、Ｚｎは一定量（０．１５％又は０．５％）を超えてはならない。
【０００９】
【表３】
0004648559.tif 000004
【００１０】
表３は金型試験片の機械的性質を示す表であり熱処理の有無、熱処理の種類を知ることができる。例えば、ＡＣ８Ａに付した−Ｆは鋳造のまま、同−Ｔ５は時効硬化処理を施し、同−Ｔ６は溶体化処理後時効硬化処理を施すことを意味する。例えば、最下段のＡＣ８Ｃ−Ｔ６では約５１０℃で約４時間の溶体化処理を行い、次に約１７０℃で約１０時間の時効硬化処理を施す。表の第３コラムに引張強さが示され、ＦよりＴ５が引張強さは増し、このＴ５よりＴ６が引張強さは増すことから、強度向上を目的としてＴ５やＴ６の処理を実施する。この処理は熱間寸法安定性を向上させる効果もある。
【００１１】
【表４】
0004648559.tif 000005
【００１２】
表４は、ＪＩＳ  Ｈ  ５３０２（１９９０）に示されている参考表１を転載したものであり、ＡＤＣ１０、ＡＤＣ１２の成分はＪＩＳ  Ｈ  ５３０２（１９９０）に明示されているのでここでは省略するが、ともにＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金であって、Ｍｇを含まない。従って、これらは前記ＡＣ８Ａ、ＡＣ８Ｂ、ＡＣ８Ｃとは異なる成分のアルミニウム合金ダイカストである。
成分は異なるが、表の第３コラムに示される、鋳放しのダイカストであるＡＤＣ１０の引張強さである２４５Ｎ／ｍｍ2は、前記ＡＣ８Ａ−Ｆ、ＡＣ８Ｂ−Ｆ、ＡＣ８Ｃ−Ｆの１７０Ｎ／ｍｍ2以上（表３参照）より遥に大きい。ＡＤＣ１２も同様である。
【００１３】
これは、通常の金型鋳造が重力鋳造であるのに対してダイカストは高圧鋳造であること。高圧鋳造であれば組織の緻密化が図れ、この緻密化が強度向上となって現われたからである。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明者等は、ＡＣ８ＡをＴ５処理することで１７０Ｎ／ｍｍ2から１９０Ｎ／ｍｍ2に引き上げ、又はＡＣ８ＡをＴ６処理することで１７０Ｎ／ｍｍ2から２７０Ｎ／ｍｍ2に引張強さを引き上げることができたのであるから、出発材料をダイカスト品としてこれに熱処理を施すことで、もっと高強度な鋳物を得ることができると考えた。
【００１５】
そこで、成分がＡＣ８Ａのダイカストを製造し、このダイカスト品にＴ６（溶体化処理後時効硬化処理）を施す実験を行った。
【００１６】
すると、ＡＣ８Ａ成分ダイカスト品−Ｔ６はブリスターと称する膨らみがダイカスト品に全体的に発生して、使い物のならなくなってしまった。これは、鋳造の際に空気はガスを巻き込み、空気やガスがダイカスト品に気泡となって残り、溶体化処理の為に約５１０℃まで加熱したことにより前記気泡が膨張し、加熱で軟らかくなったアルミニウム合金を持上げて前記ブリスターを発生したと考える。
【００１７】
熱処理のうちで、Ｔ５で規定する時効硬化処理では加熱温度は２００℃前後である。しかし、ＡＣ８Ａ成分ダイカスト品−Ｔ５であっても軽度なブリスターが発生する。この現象を回避するためにＪＩＳではＡＤＣの成分をＡＣの成分と異ならせたということを確認したことになる。
【００１８】
【課題を解決するための手段】
しかし本発明者等は、ＡＣの成分を工夫することにより、ＡＣ成分ダイカスト品にＴ５を施すことが可能になると考え、種々の研究開発を続け、Ｔ５処理を施すことが可能なＡＣ成分ダイカスト品を見出すことに成功した。
【００１９】
具体的には請求項１は、１２．５〜１４．０％のＳｉと、３．０〜４．５％のＣｕと、１．４〜２．０％のＭｇと、（０．８〜１．２）×ＭｇのＺｎと、残部のＡｌとからなることを特徴とする。
【００２０】
請求項２では、１２．５〜１４．０％のＳｉと、３．０〜４．５％のＣｕと、１．６％のＭｇと、１．７％のＺｎと、残部のＡｌとからなることを特徴とする。
請求項３では、ダイカスト後に時効硬化処理を施したことを特徴とする。
請求項４では、請求項１、請求項２又は請求項３記載の耐熱アルミニウムダイカスト品は、内燃機関のピストンであることを特徴とする。
【００２１】
上記成分にすることによりダイカスト品は時効硬化処理が可能となり、機械的強度及び耐焼付き性を飛躍的に高めることができた。なお、Ｚｎの成分割合を１．１２％未満にするとダイカスト品に熱間割れが発生しやすくなる。またＺｎの成分割合を２．４％超にすると靱性が低下するという不都合が発生する。従って、Ｚｎの成分割合は１．１２〜２．４％にする。
【００２２】
適量のＭｇとＺｎを、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金に添加することで熱処理が可能なダイカスト品を得ることができたが、このような合金が何故実用化されていかなったかの原因は、ダイカスト実用合金の重要な要素である熱間割れの感受性が高過ぎることにあった。
【００２３】
例えばＪＩＳ  Ｈ  ５３０２（１９９０）「アルミニウム合金ダイカスト」合金のＡＤＣ１４（Ｓｉ：１６．０〜１８．０％、Ｃｕ：４．０〜５．０％、Ｍｇ：０．４５〜０．６５％）で鋳造した製品肉厚変化の大きな形状では、鋳造後に製品形状に微少クラックが発生することが多く見られる。
【００２４】
また、組成がＳｉ：１４．０％、Ｃｕ：３．３％、Ｍｇ：１．４％の合金においても同様に製品形状に微少クラックが発生する。
【００２５】
その原因としてはＣｕ量とＭｇ量のバランスにより３元共晶温度が５３６℃まで低下する。鋳造後、金型中で製品形状の溶湯が凝固、収縮する際に、３元共晶温度が低下することにより熱間時の材料強度が十分に出る前に、厚肉部と薄肉部の継ぎ部近傍に収縮応力が集中的に発生するため、熱間割れが発生すると考えられる。
【００２６】
この微少クラックの発生を防止するために、Ｚｎの添加を試みた。この結果、Ｍｇと同量のＺｎ及び他の合金元素をアルミニウムに添加すると３元共晶温度が５４７〜５５４℃まで高めることができ、熱間割れの発生を抑えることができることが確認できた。さらに、詳しく研究したところＺｎは（０．８〜１．２）×Ｍｇであれば同様の作用効果が判明した。
【００２７】
【実施例】
本発明に係る実施例を次に説明する。なお、本発明は実施例に限定するものではない。
【００２８】
【表５】
0004648559.tif 000006
【００２９】
３．３％のＣｕと１４．０％のＳｉを含むアルミニウム合金に、Ｍｇ及びＺｎを添加することで、表４に示すＡＣ成分ダイカスト品を造り、これらのＡＣ成分ダイカスト品のロックウェル硬さ（Ｂスケール）（これを一般にＨＲＢと表記する。）を調べた。時効硬化処理は２５０℃で約２０分の条件で実施した。
【００３０】
比較例１は、Ｍｇが０．８％、Ｚｎが０．８％であり、鋳放しでの硬さ（ＨＲＢ）は４０、時効硬化処理後の硬さ（ＨＲＢ）は５０であった。
比較例２は、Ｍｇが１．４％、Ｚｎが０．８％であり、鋳放しでの硬さ（ＨＲＢ）は６２、時効硬化処理後の硬さ（ＨＲＢ）は７０であり、Ｍｇ増量の効果が硬さの増加に繋がったことが分かる。
【００３１】
実施例１は、Ｍｇが１．６％、Ｚｎが１．７％であり、鋳放しでの硬さ（ＨＲＢ）は７０、時効硬化処理後の硬さ（ＨＲＢ）は８０であり、Ｍｇ並びにＺｎ増量の効果が硬さの増加に繋がったことが分かる。
【００３２】
各例における時効硬化特性を考察すると次の通りである。
比較例１の合金では時効硬化特性に寄与する主金属間化合物はＣｕＡｌ2で、従はＭｇ2Ｓｉである。
比較例２の合金では時効硬化特性に寄与する主金属間化合物はＣｕＡｌ2とＭｇ2Ｓｉの２つであって、これらの相乗効果による。
【００３３】
実施例１の合金では時効硬化特性に寄与する主金属間化合物はＣｕＡｌ2とＭｇ2ＳｉとＭｇＺｎ2の３つであって、これらの相乗効果による。従って、ＺｎをＭｇとほぼ同様添加した実施例１で十分に高い硬度が得られたと言える。
【００３４】
ところで、内燃機関のピストンは、高速でシリンダ内を往復することから、シリンダに焼付かぬことが求められる。そこで、チップ・オン・ディスクタイプの摩擦摩耗試験機を用いて、以下の要領で焼付き限界性能試験を実施した。
試験条件は、回転ディスクを１６ｍ／ｓの周速度で回し、この回転ディスクへオイルを２４０ｃｍ3／ｍｉｎの割合で滴下し、この様な回転ディスクに試験片（ＡＣ成分ダイカスト品）を摺接させつつ、任意の負荷で３分間の慣らし運転を行う。次に、オイルの供給を止め、１６ｍ／ｓで回転する回転ディスクに面圧Ｐの条件で試験片を押付け、焼付けに至るまでの時間を測定する。評価は面圧Ｐ（ｋｇｆ／ｍｍ2）と周速度Ｖ（ｍ／ｓｅｃ）の積であるＰＶ値（ｋｇｆ／ｍｍ2×ｍ／ｓｅｃ）で整理する。
【００３５】
【表６】
0004648559.tif 000007
【００３６】
表６の左半分に限界性能試験を行った実施例２，３及び比較例３の成分を示す。なお、すべてＴ５（時効硬化処理）を施したものを試験対象にする。
【００３７】
図１は本発明に係るダイカスト品における焼付け限界値を示すグラフであり、実施例２の成分のダイカスト品で限界性能試験を行い、焼付いた時間とその時のＰＶ値とをプロットし、多数のプロットを結んだものが図に示す曲線「実施例２」である。同様に、実施例３、比較例３についても曲線を引いた。横軸で１２００ｓｅｃ（２０分）のところに縦線を引き、ＰＶ値を評価すれば、実施例２は１０、実施例３は５、比較例３は３であった。
【００３８】
これら１０、５、３を前記表６の右端に記載した。この表から分かるようにＭｇが０．８％でＺｎが０．６％である比較例３より、Ｍｇが１．４％でＺｎが１．６％である実施例３の方が焼付け特性に優れ、Ｍｇが２．０％でＺｎが１．８％である実施例２が更に焼付け特性に優れていることが確認できた。
従って、適量のＭｇ並びにＺｎを加えることにより、焼付け特性を高めることができる。
【００３９】
次に本発明のダイカスト品の高温特性を調べる。
【００４０】
【表７】
0004648559.tif 000008
【００４１】
本発明の特徴はＡＣ成分ダイカスト品に熱処理を施せることである。そこで、実施例３では表に示す成分のダイカスト品にＴ５（時効硬化処理）を施し、それの硬さを調べた。
比較例４はＡＣ８Ｂ（成分は前記表２参照）にＴ７（溶体化処理後安定化処理）を施し、それの硬さを調べた。
【００４２】
図２（ａ），（ｂ）は温度と硬さの劣化の関係を示すグラフであり、横軸は時間、縦軸はロックウェル硬さ（ＨＲＢ）を示す。
（ａ）は温度範囲を２２０℃に設定したときの実施例３と比較例４の硬さの変化を示し、Ｔ７処理を施した比較例４よりに、実施例３の方が硬さは常に大きいことが分かる。
【００４３】
（ｂ）は温度範囲を２４０℃に設定したときの実施例３と比較例４の硬さの変化を示し、比較例４の劣化は実施例３より遥に大きいことが分かる。すなわち、実施例４は耐熱特性に優れいることがわかる。そこで、表７の右端に２４０℃での硬さの劣化の欄を設け、実施例３は小、比較例４は大と明示した。
【００４４】
【表８】
0004648559.tif 000009
【００４５】
表８は前記表７に示した実施例３の物性値と、比較のため比較例５（ＡＣ８Ａ−Ｔ７）とを対比させた表である。引張強さ、０．２％耐力、及び高温疲労強度ともに実施例４が比較例５と同等若しくは優れていることが分かる。すなわち、ＡＣ８Ａはピストン等に広く使用される優れたアルミニウム合金鋳物であり、これにＴ７（５１５℃×４ｈｒの溶体化処理後、２３０℃×５ｈｒの安定化処理）を施したものに、実施例３（ダイカスト品にＴ５（時効硬化処理）を施したもの）は耐熱特性などで遜色ないことが確認できた。
【００４６】
次に、本発明に係るＡＣ成分ダイカスト品で製作したピストンをエンジンに組込み、焼付き性を評価する。
試験は、エンジンオイル定量が５８０ｃｍ3であるエンジンを用い、開始時のオイル量を３８０ｃｍ3にしておきエンジンを始動し、定格運転を続け、１０分経過毎にエンジンオイルを１０又は２０ｃｍ3／１回の割りで抜く。エンジンオイルが定量より大幅に少ない若しくはゼロに近づけば必然的にエンジンが焼付く。ただし、ピストンの焼付け特性が優れていれば、焼付きまでの時間を稼げるはずである。これをエンジンが焼付きによって停止したときのオイルの残量で評価することにする。
【００４７】
【表９】
0004648559.tif 000010
【００４８】
本発明のダイカスト品にＴ５の熱処理を施した実施例４では、オイルの残量は５８ｃｍ3であり、エンジンを分解してピストンの表面を調べたところ焼付き痕は小さかった。一方、ＡＣ８Ａ−Ｔ７に相当する比較例６では、オイルの残量は７０ｃｍ3であり、エンジンを分解してピストンの表面を調べたところ焼付き痕は大きかった。
【００４９】
従って、ＡＣ成分ダイカスト品にＴ５の熱処理を施したピストンは、従来のＡＣ８Ａ−Ｔ７よるピストンより焼付け性に優れていることが確認できた。
【００５０】
ところで、徐冷方式の重力金型鋳造によるＡＣ８ＡのＳｉは、ＪＩＳにおける下限値が１１．０％である（表２参照）。同種の合金をダイカストすると、ダイカスト法の急冷凝固により凝固組織中の初晶及び共晶Ｓｉの分布分散量がＡＣ８Ａ（徐冷方式、重力金型鋳造）より１．５％程低くなる。すなわち、ダイカスト法に切換えたことにより、見掛け上１．５％程度のＳｉが消失したことになる。
そこで、本発明ではＳｉの下限値を（１１．０＋１．５）％に相当する１２．５％に設定した。しかし、Ｓｉが過剰であると靱性の低下を招くので、１４．０％を上限とした。この結果、本発明ではＳｉは、１２．５〜１４．０％の範囲に定めた。
【００５１】
Ｃｕの成分割合を３．０％未満にするとダイカスト急冷凝固時に初期硬さが維持できず、更に時効硬化処理の効果が出にくい。また、Ｃｕの成分割合を４．５％超にすると靱性が低下し機械加工に支承を来す。そこで、Ｃｕの成分割合は３．０〜４．５％とする。
【００５２】
Ｍｇの成分割合を１．４％未満にするとＣｕと同様に時効硬化処理の効果が出にくい。また、Ｍｇの成分割合を２．０％超にすると靱性が低下し機械加工に支承を来す。そこで、Ｍｇの成分割合は１．４〜２．０％とする。
【００５３】
Ｚｎの成分割合を１．１２％未満にするとダイカスト品に熱間割れが発生しやすくなる。また、Ｚｎの成分割合を２．４％超にすると靱性が低下するという不都合が発生する。従って、Ｚｎの成分割合は１．１２〜２．４％にする。
【００５４】
従って、本発明の耐熱アルミニウムダイカスト品は、１２．５〜１４．０％のＳｉと、３．０〜４．５％のＣｕと、１．４〜２．０％のＭｇと、（０．８〜１．２）×ＭｇのＺｎと、残部のＡｌとからなることを特徴とする。
【００５５】
尚、本発明のアルミニウムダイカスト品にＦｅ、Ｍｎ、Ｎｉその他の不可避的成分を微量含むことは差支えない。
また、本発明の耐熱アルミニウムダイカスト品は、ピストンに好適であるが、用途を格別に限定するものではなく、軽量、耐熱性、耐久性、耐摩耗性を要求される部位に使用する部品に広く適用できる。
【００５６】
【発明の効果】
本発明は上記構成により次の効果を発揮する。
請求項１は、１２．５〜１４．０％のＳｉと、３．０〜４．５％のＣｕと、１．４〜２．０％のＭｇと、（０．８〜１．２）×ＭｇのＺｎと、残部のＡｌとからなることを特徴とする。
請求項２は、１２．５〜１４．０％のＳｉと、３．０〜４．５％のＣｕと、１．６％のＭｇと、１．７％のＺｎと、残部のＡｌとからなることを特徴とする。
すなわち、上記成分にすることによりダイカスト品は時効硬化処理が可能となり、機械的強度及び耐焼付き性を飛躍的に高めることができた。
【００５７】
請求項３は、ダイカスト後に時効硬化処理を施したことを特徴とする。
請求項４では、請求項１、請求項２又は請求項３記載の耐熱アルミニウムダイカスト品は、内燃機関のピストンであることを特徴とする。
ダイカスト品に時効硬化処理を施すことで機械的強度及び耐焼付き性を飛躍的に高めることができた。従って、本発明のダイカスト品を内燃機関のピストンに適用すれば、エンジン焼付き特性を高めることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係るダイカスト品における焼付け限界値を示すグラフ
【図２】温度と硬さの劣化の関係を示すグラフ
【図１】
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【図２】
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