(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
複雑形状の鋳物を製造するための方法であって、
ａ）以下の成分（単位は重量％）、即ち
Cu:6〜8％
Mn:0.3〜0.55％
Zr:0.15〜0.25％
Fe:0.25％以下
Si:0.125％以下
Ti:0.05〜0.2％
V:0.04％以下
残部Al及び不可避的不純物
よりなるAlCu合金を溶融するステップと、
ｂ）溶融したAlCu合金を4〜12時間に亘って730〜810℃の保持温度で保持するステップと、
ｃ）溶融したAlCu合金を混合するステップと、
ｄ）溶融したAlCu合金の一部を取り出すステップと、
ｅ）取り出した、溶融したAlCu合金の一部を鋳込むことにより鋳物を鋳造するステップと、
ｆ）前記鋳物に1〜16時間の溶体化焼鈍時間に亘って475〜545℃の溶体化焼鈍温度で溶体化焼鈍を施すステップと、
ｇ）前記鋳物を、前記溶体化焼鈍温度から300℃の急冷停止温度まで、0.75〜15 K/sの冷却速度で急冷するステップと、
ｈ）前記鋳物に人工時効処理を施し、その間に前記鋳物を1〜10時間に亘って150〜300℃の人工時効温度で保持するステップと、
ｉ）前記鋳物を室温まで冷却するステップと、
を含む方法。
【請求項２】
請求項１に記載の方法であって、溶融したAlCu合金から取り出した一部を鋳込んで鋳物を鋳造する前に、結晶微細化処理を施すことを特徴とする方法。
【請求項３】
請求項２に記載の方法であって、前記結晶微細化処理を施すために、結晶微細化剤としてのTiC又はTiBを、溶融したAlCu合金１ｔ当たり1〜10 kgの分量で添加することを特徴とする方法。
【請求項４】
請求項３に記載の方法であって、前記分量が、溶融したAlCu合金１ｔ当たり4〜8 kgであることを特徴とする方法。
【請求項５】
請求項１〜４の何れか一項に記載の方法であって、溶融したAlCu合金の一部を鋳込んで前記鋳物を鋳造する際に、動的鋳造法を適用することを特徴とする方法。
【請求項６】
請求項１〜５の何れか一項に記載の方法であって、ステップｂ）における保持時間が、6〜10時間に亘ることを特徴とする方法。
【請求項７】
請求項１〜６の何れか一項に記載の方法であって、ステップｂ）における保持温度が、770〜790℃であることを特徴とする方法。
【請求項８】
請求項１〜７の何れか一項に記載の方法であって、ステップｃ）における混合を、溶融したAlCu合金の脱気処理時に実施することを特徴とする方法。
【請求項９】
請求項１〜８の何れか一項に記載の方法であって、前記溶体化焼鈍温度が515〜530℃であることを特徴とする方法。
【請求項１０】
請求項１〜９の何れか一項に記載の方法であって、前記溶体化焼鈍時間が、2〜6時間に亘ることを特徴とする方法。
【請求項１１】
請求項１〜１０の何れか一項に記載の方法であって、ステップｇ）における急冷を実施するため、少なくとも70℃に加熱した急冷媒体を使用することを特徴とする方法。
【請求項１２】
請求項１〜１１の何れか一項に記載の方法であって、急冷媒体を、噴霧スプレーとして、前記鋳物に適用することを特徴とする方法。
【請求項１３】
請求項１〜１２の何れか一項に記載の方法であって、前記人工時効温度が200〜260℃であることを特徴とする方法。
【請求項１４】
請求項１〜１３の何れか一項に記載の方法であって、ステップｈ）における人工時効時間が2〜4時間であることを特徴とする方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、AlCu合金よりなる複雑形状鋳物を製造するための方法に関する。
【０００２】
本明細書において、合金元素の含有量は、特に明記しない限り、合金重量で表す。
【背景技術】
【０００３】
本発明に係るAlCu合金よりなる鋳物は、250℃を超える高い作動温度下で特に高強度を有する。しかしながら、このような合金は鋳造性に劣るため、複雑形状を有する部品を鋳造することは困難である。
【０００４】
上述した鋳物の典型例としては、内燃機関用のシリンダヘッドを挙げることができる。シリンダヘッドは、一方では、使用時に高温に曝され、他方では、繊細な形状の要素、例えば、冷却チャネル及びオイルチャネル、凹部、ウェブ、ガイド部などが形成されたコンパクト構造を有する。
【０００５】
実質的にSiを含有しないAlCu合金における本質的な問題は、熱によってクラックが生じ易いこと、並びに、従来のAlSi合金と比べてバックフィード挙動において不利なことである。
【０００６】
特許文献１（国際公開第2008/072972号パンフレット）には、AlCu合金よりなる複雑形状鋳物を製造するための方法が開示されている。この場合、AlCu合金は、（重量％で）2〜8％のCu、0.2〜0.6％のMn、0.07〜0.3％のZr、0.25％以下のFe、0.3％以下のSi、0.05〜0.2％のTi、0.04％以下のV、残部としてAl、並びに不可避的不純物よりなる。この場合、不純物の含有量の合計は、0.1％を超えないものとする。特にZrの存在は、最大粒径が100 μmの微細構造が形成される点に関して重要である。
【０００７】
鋳物における微細構造の精細度を向上させるため、従来方法で鋳造を開始する前に、適切に合成した溶融した合金（メルト）内に結晶微細化剤、例えばTiCを溶融した合金１ｔ当たり典型的には2 kgの分量で付加的に添加することができる。鋳込み後及び凝固後に得られる鋳物に対して一連の熱処理、即ち最初に530〜545℃で溶体化焼鈍を施す。その後、鋳物は、水又は気流を使用して溶体化温度から急冷する。この場合、水を使用する急冷法は、所望の高強度を得る点では特に有利とされる。しかしながら、比較的急速な冷却工程時に鋳物がその複雑形状に起因してクラックを生じ易い場合には、気流を利用した冷却法が推奨される。急冷後、鋳物は、その構造の硬度を高めるために、3〜14時間に亘って160〜240℃の温度で保持しておく。
【０００８】
上述した既知の方法を適用した結果によれば、その方法における既知の合金は、材料特性に関して利点を有しており、特に内燃機関用のシリンダヘッドの鋳造にとって有利である。しかしながら、既知の方法における合金では、広範な用途で、所要の信頼性を有する鋳物、即ち使用時における要件を満たす鋳物を製造することはできない。
【０００９】
実際、鋳物に応じて粒径が極めて大きく変動することが判明した。例えば、凝固が非常に遅い極めて大きな試料片においては、約100 μmという平均的な粒径が観察されたが、その試料片からより小さな試料片を分離し、再び溶融した後に迅速に凝固させると、迅速な凝固速度に関する予想に反して、500〜900 μmの粒径が観察された。このような粗大構造を有する鋳物は、本発明に係る方法の基準に全く適合し得ないものである。
【発明の概要】
【００１０】
従って、本発明の課題は、上述した従来技術に鑑み、既知のAlCu合金よりなる鋳物を実用性及び信頼性高く製造するための方法を提供することである。
【００１１】
この課題を解決するため、本発明は、AlCu合金よりなる鋳物の製造時に、請求項１に記載のステップを実施するものである。
【００１２】
本発明の有利な実施形態は、従属請求項に記載したとおりであり、本発明の基本概念と共に以下に詳細に記述する。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
複雑形状の鋳物を製造するための本発明に係る方法は、以下のステップａ）〜ｉ）を含む。
ａ）以下の成分（単位は重量％）よりなるAlCu合金を溶融するステップ、
Cu:6〜8％
Mn:0.3〜0.55％
Zr:0.15〜0.25％
Fe:0.25％以下
Si:0.125％以下
Ti:0.05〜0.2％
V:0.04％
残部Al及び不可避的不純物
ｂ）溶融したAlCu合金を4〜12時間に亘って730〜810℃の保持温度で保持するステップ、
ｃ）溶融したAlCu合金を混合するステップ、
ｄ）溶融したAlCu合金の一部を取り出すステップ、
ｅ）取り出した溶融したAlCu合金の一部を鋳込むことにより鋳物を鋳造するステップ、
ｆ）鋳物に1〜16時間に亘って475〜545℃の溶体化焼鈍温度で溶体化焼鈍処理を施すステップ、
ｇ）少なくとも500〜300℃の温度範囲にある鋳物を、溶体化焼鈍温度から300℃の最大急冷停止温度まで、0.75〜15 K/sの冷却速度で急冷するステップ、
ｈ）鋳物に人工時効処理を施し、その間に鋳物を1〜10時間に亘って150〜300℃の温度で保持するステップ、
ｉ）鋳物を室温まで冷却するステップ。
【００１４】
本発明に係る方法は、上述した特許文献１に記載のAlCu合金に基づくと共に、使用時の性能特性に関して課される最大要求を満たすことすら可能な鋳物を提供する。
【００１５】
銅は、本発明に従って処理した合金内に6〜8重量％の含有量で存在する。これにより、製造すべき鋳物における所要の高温強度が得られる。最適な高温強度は、本発明に従って処理したCu含有量が6.5〜7.5重量％である場合に得られる。
【００１６】
含有量が0.3〜0.55重量％のマンガンは、本発明に従って製造した部品構造内のAlマトリックス内でのCuの拡散を促進するため、大きな作動温度下でも本発明に係る合金の強度が安定化する。この効果は、Mn含有量が0.40〜0.55重量％である場合に特に顕著に現れる。
【００１７】
ジルコニウムは、本発明に従って製造した鋳物における高温強度にとって特に重要である。即ち、Zr含有量が0.15〜0.25重量％であれば分散析出物の生成が促進され、その分散析出物により、本発明に係る鋳造合金で鋳造した鋳物における合金が微細構造を有することが保証される。これにより、合金は、鋳物の体積に亘って均一な機械的特性を有すると共に、クラックの形成が最小化される。これら利点は、本発明に従って処理した合金内におけるZr含有量が0.18〜0.25重量％、特に0.2〜0.25重量％である場合に特に顕著に現れる。
【００１８】
鉄は、脆弱相を形成し易いため、本発明に係る合金においては不所望である。従って、Fe含有量は、最大で0.25重量％、好適には0.12重量％に制限されている。
【００１９】
本発明によって規定されるSi含有量の上限は、最大で0.125重量％である。なぜなら、Si含有量がその値を超えた場合、熱によるクラック発生のリスクが生じ易くなるからである。本発明に係る合金に対するSiの悪影響は、Si含有量を最大で0.06重量％に制限すれば確実に回避することができる。
【００２０】
Ti含有量が0.05〜0.2重量％、特に0.08〜0.12重量％であれば、Zrの場合と同様、やはり結晶粒の微細化がもたらされる。結晶粒の微細化は、0.04重量％以下のVを添加することにより促進することもできる。この点は、本発明に従って処理した合金内に0.01〜0.03重量％のVが存在する場合に特に顕著である。
【００２１】
溶融処理及び製造処理により発生する不可避的不純物の総含有量は、従来技術による場合と同様に最小限に抑えるのが好適であり、特に0.1重量％を超えないものとする。
【００２２】
複雑形状の鋳物、例えばガソリン内燃機関用又はディーゼル内燃機関用のシリンダヘッドをAlCu合金により確実に欠陥なく製造するために、本発明は、製造工程におけるパラメータに修正を加え、既知の解決策に留まらないことが不可欠との認識に基づいている。既知の解決策に修正を加えなければ、本発明に従って合成し、かつ体積全体に亘って100 μm未満、理想的には80 μm未満の粒径を有する鋳物を確実に製造することはできない。
【００２３】
上述した修正を実施する第１ステップとして、溶融したAlCu合金は、十分に長い時間に亘って適切な温度範囲に保持しておく必要がある。
【００２４】
保持時間及び保持温度範囲に関する包括的な実験により判明したところによれば、溶融したAlCu合金は、4〜12時間に亘って730〜810℃、特に750〜810℃の保持温度で保持する必要があり、この場合において、所望の結果は、保持温度を770〜790℃とし、保持時間を6〜10時間とすれば特に高い信頼性をもって得ることができる。
【００２５】
現時点において、本発明に係る方法のステップｂ）における溶融したAlCu合金の保持時間及び温度範囲と、その保持時間及び温度範囲により引き起こされる作用メカニズムとの関連性の解明には至っていない。しかしながら、本発明に従うZr、Ti及び任意的に添加するVの各含有量が決定的な影響を及ぼしているものと思われる。これら元素は、合金母材であるアルミニウムと共に、高温にて、予析出物を形成する。その予析出物は、長い保持時間により活性化された後、結晶微細化剤として効果的に作用する。
【００２６】
実験において更に判明したところによれば、多数の鋳造工程に亘って良好な鋳造結果を安定的に得るためには、各鋳造工程前に溶融したAlCu合金を少なくとも一度は十分に混合することが重要である。
【００２７】
その後、ステップｄ）で実際の鋳造工程を開始する。本発明に係る方法のステップｄ）〜ｉ）は、各鋳造工程において製造すべき鋳物の個数が得られるまで繰り返す。
【００２８】
必要があれば、混合ステップは、溶融したAlCu合金の各部分取り出しの間で繰り返すことができる。入念な撹拌として実施する混合工程は、例えば、通常の脱気処理時に実施することができる。脱気処理は、通常、本発明と同様の製造工程において、溶融したAlCu合金の最初の取り出しによって開始する実際の鋳造工程で実施するものである。
【００２９】
更に、本発明に従って製造した鋳物における特に微細な構造の形成は、例えば溶融したAlCu合金の一部を鋳込んで鋳物を鋳造する前、即ち溶融したAlCu合金を鋳型に搬送する途上で、結晶粒微細化処理を任意的に施すことにより促進することができる。このような処理を施せば、本発明に係る方法の実施により、鋳物構造における平均粒径が60 μm未満の鋳物を製造することが可能となる。
【００３０】
本発明に従って任意的に添加する結晶粒微細化剤としては、鋳物構造を微細化するための既知の化合物、例えばTiC又はTiBが適しており、何れも溶融した合金１ｔ当たり１〜10 kgの分量で添加することができる。この点に関する実験から判明したところによれば、結晶微細化剤の分量が溶融した合金１ｔ当たり4〜8 kgの場合に最適な結晶微細化効果が得られる。
【００３１】
本発明に係る方法におけるステップｅ）において、溶融したAlCu合金を鋳込むことにより鋳物を鋳造する場合、従来の鋳造法は何れも適している。この場合の鋳造法には、従来の重力ダイカスト法も含まれる。
【００３２】
ただし、本発明に係る実験において判明したところによれば、本発明に従って処理した合金で鋳造した鋳物は、鋳造過程で実施したステップによって鋳物に微細構造が形成された場合であっても、Siの欠如が原因で、合金の冷却時に生じる温度勾配に対して過敏である。この過敏性は、可及的に効果的な凝固を可能にする鋳造法により回避することができる。
【００３３】
従って、特に最適な特性を有する細線加工部品を製造する場合には、いわゆる「動的鋳造法」を適用するのが望ましい。動的鋳造法とは、溶融したAlCu合金の充填時に鋳型を動かす鋳造法を指す。この種の鋳造法により、一方では、スムーズで低乱流の溶融したAlCu合金流入、従って鋳型における均一な充填が保証され、他方では、鋳型の充填後に最適な凝固が保証される。
【００３４】
「傾斜鋳造法」とも称される動的鋳造法に共通する特徴は、鋳型に結合させた溶融した合金容器によって鋳型を充填することである。この場合の充填は、鋳型を溶融した合金容器と共に開始位置、即ち溶融した合金容器に対する溶融したAlCu合金充填位置から、回転軸線周りで終了位置まで回転させて実施する。その回転運動により、溶融したAlCu合金が鋳型に流入する。傾斜鋳造法は、例えば特許文献２（ヨーロッパ特許出願公開第1155763号明細書）、特許文献３（ドイツ特許第102004015649号明細書）、特許文献４（ドイツ特許出願第102008015856号明細書）、特許文献５（ドイツ特許出願第102010022343号明細書）、並びに特許文献６（ドイツ特許出願第102014102724.8号明細書（優先日時点で未公開））に記載されている。
【００３５】
上述したステップａ）〜ｅ）、並びに必要に応じて付加的に実施する結晶粒微細化処理により、鋳込み後及び凝固後に、微粒径に関する要件（平均粒径<100 μm）に適合する微細構造が得られる。
【００３６】
その後、鋳物における更なる性能特性を調整するため、鋳物に対して、本発明に係る熱処理を施す。その熱処理においては、先ず、鋳物に1〜16時間に亘って475〜545℃の溶体化焼鈍温度下で溶体化焼鈍処理を施す。AlマトリックにおいてCu濃度を可及的に高め、これにより合金能力を最大限発揮するため、溶体化焼鈍温度は、515〜530℃に調整することができる。
【００３７】
溶体化焼鈍処理時間は、実質的な影響を及ぼすことはない。溶体化焼鈍処理時間は、本発明によれば、Alマトリックス内に存在する銅の含有量が可能な限り効果的に溶融するよう設定する。この場合、典型的には、存在するCuの含有量の少なくとも60％を溶融するが、可能な限り大きな割合、例えば少なくとも70％を超えるCu含有量を溶融するのが望ましい。少なくとも70％を超えるCu含有量を、内燃機関用の部品製造に関して溶融する場合には、2〜6時間の溶体化焼鈍時間が想定される。
【００３８】
溶体化焼鈍後、各鋳物は、溶体化焼鈍温度から300℃の最大急冷停止温度まで急冷する。このステップにおいて、冷却速度は極めて重要である。
【００３９】
急冷速度には、下限が設定されている。これは、冷却速度が低すぎると鋳物強度が過度に低下するからである。実際、従来の気流急冷法を適用した場合、本発明に従って調製した合金よりなる鋳物は、標準合金よりなる鋳物に比べて、引張り強度及び降伏強度が低い。従って、本発明に係るステップｇ）においては、鋳物全体に亘って、平均して少なくとも0.75K/sの急冷速度を適用する。
【００４０】
これとは対照的に、溶体化焼鈍後の鋳物の冷却速度が高すぎると、クラックが生じるリスクがある。クラックは、例えば70℃未満の水をジェット状に適用して冷却に使用するか、又はディップタンク内での冷却に使用する場合に生じる。少なくとも70℃以上に加熱した水を使用すれば、鋳物におけるクラックの発生を確実に回避することができる。
【００４１】
代案として、急冷は、噴霧スプレーで実施してもよい。噴霧スプレーによる急冷法においては、冷却が徐々に実施されるため、噴霧スプレーが室温下であってもクラックが生じることはない。
【００４２】
急冷の実施態様いかんに関わらず、クラックを回避するため、本発明に係る方法において、ステップｇ）で実施し、鋳物全体に亘って達成される急冷は、その平均速度の上限が15K/sに制限されている。
【００４３】
鋳物全体に亘る平均冷却速度は、1.5〜7.5K/sとするのが理想的である。例えば、90℃の熱水による急冷時の冷却速度はほぼ7.5K/sであり、本発明に係る方法の実験において最適な結果を得ることができた。
【００４４】
上述したように、急冷媒体は、例えば、ジェット状に適用するか、又は噴霧スプレーとして適用することができる。噴霧スプレーを使用する場合、鋳物の外側を噴霧することにより、又は鋳物におけるチャネル、例えば鋳物がシリンダヘッドであればウォータージャケットを通過するよう内側から噴霧して冷却することができる。この点に関して適用可能な手段は、例えば、特許文献７（ドイツ特許第10222098号明細書）に記載されている。外側から冷却する場合の冷却速度は約2〜2.5 K/sであり、内側から冷却する場合の冷却速度は約1.5〜3.75 K/sである。
【００４５】
ステップｇ）において、鋳物は、後続する時効温度以下の温度に冷却する。本発明によれば、人工時効処理は、1〜10時間に亘って150〜300℃の人工時効温度で持続させる。すなわち、本発明における人工時効処理は、従来技術に基づいて実施するが、過時効を含まない点で異なっている。
【００４６】
人工時効時間は、処理結果に実質的な影響を及ぼすことはない。ただし鋳物の状態を安定化させるため、人工時効処理は、少なくとも２時間に亘って実施することが適切である。一実施形態において、人工時効処理は、典型的に2〜4時間に亘って実施する。
【００４７】
上述したように、本発明に従って製造した鋳物は、（重量％で）6〜8％のCu、0.3〜0.55％のMn、0.15〜0.25％のZr、0.25％以下のFe、0.125％以下のSi、0.05〜0.2％のTi、0.04％以下のV、並びに残部としてAl及び不可避的不純物を有するAlCu合金よりなり、平均粒径が100 μm、特に80 μmの微細構造を有する。
【００４８】
本発明に従って製造した鋳物は、クラックの発生頻度が最小化されており、少なくとも400時間に亘って250℃以上の温度で使用された後であっても（これは自動車用内燃機関では典型的）、250℃の試験温度において少なくとも160 MPa、典型的には少なくとも200 MPaの引張り強度、並びに少なくとも100 MPa、典型的には150 MPaの降伏強度を有する。
【００４９】
《実施例》
以下、本発明を実施例に基づいて更に詳しく説明する。
【００５０】
本発明に係る方法を検証するため、試験用溶融した合金（メルト）S1，S2，S3を従来の溶融炉内にて溶融し、各溶融した合金の組成を表１に記載した。
【００５１】
この場合、各溶融した合金S1〜S3は、溶融炉内にて、時間tHに亘って保持温度THで保持した。
【００５２】
次いで、実際の鋳造工程の開始前に、従来技術の脱気処理を実施した。この脱気処理では、良好な混合物を得るために、各溶融した合金S1〜S3を付加的に入念に撹拌した。
【００５３】
その後に実施した各鋳造工程では、溶融した合金S1〜S3により、鋳物G1〜G4（溶融した合金S1）、G5（溶融した合金S2）、並びに鋳物G6，G7（溶融した合金S3）を鋳造した。この場合、鋳物G1〜G5はディーゼル内燃機関用のシリンダヘッドとして構成し、鋳物G6，G7はガソリン内燃機関用のシリンダヘッドとして構成した。
【００５４】
各鋳造工程においては、鋳物G1〜G7を鋳造するための従来の鋳造取鍋を使用し、溶融した合金S1〜S3の一部を適切な計算に基づいて溶融炉から取り出した。
【００５５】
鋳造取鍋内における各溶融した合金の一部には、TiBをDKF分量で添加した。
【００５６】
各溶融した合金の一部については、従来技術の回転鋳込み装置を使用し、例えば特許文献２に記載され、“Rotacast”として既知の回転鋳込み方法により鋳込んだ。
【００５７】
溶融した合金の凝固及び離型後、取り出した鋳物に対し、溶体化焼鈍時間tLGに亘って溶体化焼鈍温度TLGで溶体化焼鈍を施した。
【００５８】
溶体化焼鈍の終了後、鋳物を、各溶体化焼鈍温度TLGから急冷停止温度TASまで冷却速度dASにて急冷した。
【００５９】
その後、鋳物G1〜G7に人工時効処理を施した。その際、各鋳物は、時間tWAに亘って人工時効温度TWAで保持した。
【００６０】
表２には、このようにして得られた鋳物G1〜G7につき、それぞれの鋳造に使用した溶融した合金（メルト）と、各種パラメータ、即ち、保持時間tH、保持温度TH、添加量DKF、溶体化焼鈍温度TLG、溶体化焼鈍時間tLG、急冷停止温度TAS、冷却速度dAS、人工時効時間tWA、人工時効温度TWAを記載した。
【００６１】
表３には、室温で冷却した後に算出した鋳物構造における平均粒径、引張り強度Rm、降伏強度Rp0.2、並びに膨張率Aを記載した。
【００６２】
以上の検証から、溶体化焼鈍後に過度に小さな冷却速度dADにて急冷した鋳物G3は、同一溶融した合金S1で鋳造し、かつ本発明に従って熱処理した鋳物G1，G2，G4に比べて、引張り強度Rmのみならず降伏強度Rp0.2が大幅に小さいことが判明した。
【００６３】
上述したように、本発明は、AlCu合金よりなる鋳物を実用性及び信頼性高く製造するための方法を提供する。本発明に係るAlCu合金は、（重量％で）Cu:6〜8％、Mn:0.3〜0.55％、Zr:0.15〜0.25％、Fe:0.25％以下、Si:0.125％以下、Ti:0.05〜0.2％、V:0.04％、残部Al、並びに不可避的不純物よりなる。この成分組成に従って溶融した合金は、4〜12時間に亘って730〜810℃で保持し、次いで少なくとも１回は入念に混合する。その後、溶融した合金を数回に分けて鋳込むことにより鋳物を鋳造し、1〜16時間に亘って475〜545℃で溶体化焼鈍処理を施す。その後に鋳物は、溶体化焼鈍温度から最大300℃まで急冷する。この急冷時に鋳物が曝される500〜300℃の温度範囲において、冷却速度は0.75〜15K/sとする。その後に鋳物には、1〜10時間に亘って150〜300℃で人工時効処理を施す。最後に、鋳物を室温まで冷却する。
【００６４】
【表１】
0006359778.tif 000002
【表２】
0006359778.tif 000003
【表３】
0006359778.tif 000004
【先行技術文献】
【特許文献】
【００６５】
【特許文献１】国際公開第2008/072972号明細書
【特許文献２】ヨーロッパ特許出願公開第1155763号明細書
【特許文献３】ドイツ特許第102004015649号明細書
【特許文献４】ドイツ特許出願第102008015856号明細書
【特許文献５】ドイツ特許出願第102010022343号明細書
【特許文献６】ドイツ特許出願第102014102724.8号明細書（優先日時点で未公開）
【特許文献７】ドイツ特許第10222098号明細書