(57)【要約】【課題】  特に高温における強度に優れた鋳造用アルミニウム合金を提供する。【解決手段】  Ｓｉ：４．０〜７．０質量％、Ｃｕ：２１〜３１．５質量％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物からなり、Ｓｉ量とＣｕ量とが次の関係式（１）乃至（３）を満たす高温強度に優れた鋳造用アルミニウム合金。(Ｓｉ質量％)≦−０．１９×(Ｃｕ質量％)＋１１    （１）；(Ｓｉ質量％)≧−０．５×(Ｃｕ質量％)＋１７．５  （２）；(Ｓｉ質量％)≧６×(Ｃｕ質量％)−１８４          （３）。【選択図】  図７
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ：２．０〜７．０質量％、Ｃｕ：２１．０〜３１．５質量％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物からなり、Ｓｉ量とＣｕ量とが次の関係式（１）乃至（３）：
(Ｓｉ質量％)≦−０．１９×(Ｃｕ質量％)＋１１    （１）
(Ｓｉ質量％)≧−０．５×(Ｃｕ質量％)＋１７．５  （２）
(Ｓｉ質量％)≧６×(Ｃｕ質量％)−１８４          （３）
を満たす高温強度に優れた鋳造用アルミニウム合金。
【請求項２】
更に、Ｔｉ：０．００１〜０．２０％、Ｂ：０．０００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、Ｖ：０．０００５〜０．０２％の内、いずれか１種以上を含むことを特徴とする、請求項１に記載の高温強度に優れた鋳造用アルミニウム合金。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の組成のアルミニウム合金を鋳造後、１５０〜２４０℃で、２〜８時間保持して時効処理することを特徴とする、高温強度に優れたアルミニウム合金鋳造材の製造方法。
【請求項４】
請求項１又は２に記載の組成のアルミニウム合金を鋳造後、４５０〜１５０℃間を、平均冷却速度１００℃／秒以上で冷却し、その後、１５０〜２４０℃で、２〜８時間保持して時効処理することを特徴とする、請求項３に記載の高温強度に優れたアルミニウム合金鋳造材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高温強度に優れたアルミニウム合金に関する。特に、高温で使用される内燃機関のピストンやブレーキディスクロータ等に適したアルミニウム合金及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、高温で使用されるアルミニウム合金材を鋳造で製造する場合には、鋳造性の優れた共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金に、ＣｕやＮｉを添加した合金が使用されてきた。例えば、ＪＩＳ規格のＡＣ８Ａ（１２％Ｓｉ―１％Ｍｇ―１％Ｃｕ―１％Ｎｉ―Ａｌ）合金や、ＡＣ８Ａ合金に更にＣｕを添加した（１２％Ｓｉ―１％Ｍｇ―４％Ｃｕ―１％Ｎｉ―Ａｌ）合金が使用されてきた。例えば、本発明出願人等による特許文献１には、Ｃｕを６％添加して高温強度を高めた合金が提案されている。
【０００３】
Ａｌ合金の高温強度が低下する主な原因は、α−Ａｌ相が軟化することであると考えられる。従来の耐熱性合金は、ＣｕやＭｇを添加することによりマトリクスの強度を向上させると共に、ＣｕやＮｉを添加することにより比較的高温強度の高いＡｌ−Ｃｕ系晶出物やＡｌ−Ｎｉ系晶出物を晶出させ、α−Ａｌ相を細かく分断することによって高温強度を高めていた。
しかし、このように高温強度を高めた合金でも、使用温度が２００℃を超えたあたりから急激に機械的強度が低下し、２５０℃では常温の強度の１／２以下、３５０℃では１／４以下にまで低下してしまうことがあった。
【特許文献１】特開平８−１０４９３７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
近年、省エネルギーの観点からエンジンの更なる高温燃焼が進み、アルミニウム合金に対しても、従来より高い高温環境での強度の向上が要求されるようになってきた。
そこで本発明では、より高温強度に優れた鋳造用アルミニウム合金を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明者等が鋭意研究を重ねた結果、下記の特有の合金組成を採用することにより、晶出物が極めて微細均一に晶出してα−Ａｌ相が細かく分断され、高い高温強度が得られること、そして固液共存領域が狭く、そのため晶出物が殆ど同時に晶出して微細均一に分散することを見出し、本発明をなすに至った。
【０００６】
従って、本発明のアルミニウム合金は、Ｓｉ：２．０〜７．０質量％、Ｃｕ：２１．０〜３１．５質量％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物からなり、Ｓｉ量とＣｕ量とが次の関係式（１）乃至（３）を満たすことを特徴とする。
(Ｓｉ質量％)≦−０．１９×(Ｃｕ質量％)＋１１    （１）
(Ｓｉ質量％)≧−０．５×(Ｃｕ質量％)＋１７．５  （２）
(Ｓｉ質量％)≧６×(Ｃｕ質量％)−１８４          （３）
本発明合金は、更に、Ｔｉ：０．００１〜０．２０％、Ｂ：０．０００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．００２％、Ｖ：０．０００５〜０．０２％の内、いずれか１種以上を含ませてもよい。
この合金組成のアルミニウム合金の鋳造材は、そのままでも高い高温強度の価を示すが、鋳造後、１５０〜２４０℃で、２〜８時間保持して時効処理すると、より高温強度に優れたアルミニウム合金材を得ることができる。
【発明の効果】
【０００７】
本発明に係るアルミニウム合金は、所定量のＳｉ及びＣｕを含有し、なおかつＳｉとＣｕの量を特定比率にすることにより、特に３００℃を超えるような高温環境における強度を格段に向上させるとともに、ミクロポロシティ（鋳造欠陥）の発生を減少させることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００８】
本発明に係るアルミニウム合金の第１の特徴は、２．０〜７．０質量％のＳｉと、２１〜３１．５質量％のＣｕを含むことである。
例えば、５％Ｓｉを含むＡｌ合金に２７％のＣｕを添加して鋳造した場合、図１の顕微鏡写真に示すように、晶出物が極めて微細均一に晶出し、α−Ａｌ相が細かく分断された組織構造を有している。一方、従来の耐熱性アルミニウム合金である１２％Ｓｉ―１％Ｍｇ―１％Ｃｕ―１％Ｎｉ―Ａｌ（ＡＣ８Ａ）合金、及びＣｕ量を更に増加した１２％Ｓｉ―１％Ｍｇ―４％Ｃｕ―１％Ｎｉ―Ａｌ（以下「ＡＣ８Ａ＋Ｃｕ」と呼称する）合金の組織構造の顕微鏡写真を、各々図２及び３に示す。これらの顕微鏡写真を比較すれば明らかなように、５％Ｓｉ及び２７％Ｃｕを含有する本発明のＡｌ合金の方が、従来のＡｌ合金より晶出物が極めて微細に晶出し、α−Ａｌ相が細かく分断されている。その結果として、極めて優れた高温強度が得られることがわかった。
【０００９】
また、晶出物を微細均一に晶出させるためには、固液共存領域を狭くし、鋳造時に多くの晶出物を一時に晶出させるのが好ましい。固液共存領域が広いと、最初に晶出した晶出物が粗大化し、その粗大化に元素が使われて他の晶出物が形成できないためである。
前記３種のＡｌ合金、即ち、５％Ｓｉ−２７％Ｃｕ−Ａｌ合金（本発明）、１２％Ｓｉ―１％Ｍｇ―１％Ｃｕ―１％Ｎｉ―Ａｌ（ＡＣ８Ａ）合金、及び１２％Ｓｉ―１％Ｍｇ―４．３％Ｃｕ―１％Ｎｉ―Ａｌ（ＡＣ８Ａ＋Ｃｕ）合金について熱平衡計算で算出した、液相から各固相が晶出する量を温度に対する分布として示した状態図を、各々図４、５及び６に示す。
【００１０】
図４に示す本発明合金の場合、溶湯が冷却されていくと先ず５２９℃でα−Ａｌ相が晶出し、固相（α−Ａｌ相）と液相とが共存する固液共存状態となる。そして約５２８℃になるとＡｌ２Ｃｕが晶出し、約５２４℃まで冷却されると固相だけの状態となる。
図５に示すＡＣ８Ａ合金の場合、溶湯が冷却されていくと先ず約５７３℃で、α−Ａｌ相が晶出し、固相（α−Ａｌ相）と液相が共存する固液共存状態となる。次に約５６８℃まで温度が低下するとＳｉが晶出し、更に温度が低下し、約５４０℃で、Ａｌ３Ｎｉ、Ｍｇ２Ｓｉが晶出し、更に温度が約５３５℃に達すると固相だけの状態になる。
図６に示すＡＣ８Ａ＋Ｃｕ合金の場合、溶湯が冷却されていくと先ず約５７２℃でＳｉが晶出し、固相（Ｓｉ）と液相が共存する固液共存状態になる。次に約５６２℃まで温度が低下するとα−Ａｌ相が晶出し、更に温度が低下していくとβ−ＡｌＦｅＳｉ、Ａｌ９ＦｅＮｉ、Ａｌ５Ｃｕ２Ｍｇ８Ｓｉ６、Ａｌ３Ｎｉが晶出し、更に温度が約５１９℃に達すると固相だけの状態となる。
【００１１】
即ち、これらの図が示すように、従来の高温高強度合金であるＡＣ８Ａ合金、及びＣｕを更に増やしたＡＣ８Ａ＋Ｃｕ合金では、それらの固液共存領域が各々５３５〜５７３℃及び５１９〜５７２℃であるのに対し、本発明の合金では固液共存領域が５２４〜５２９℃と非常に狭くなっている。即ち、５％Ｓｉ及び２７％Ｃｕを含有する本発明のＡｌ合金は、固液共存領域が非常に狭く、そのため晶出物が殆ど同時に晶出し、その結果、微細均一に分散したものと考えられる。
【００１２】
本発明に係るアルミニウム合金の第２の特徴は、Ｓｉ量とＣｕ量とが所定の関係式を満たすことである。
本発明のアルミニウム合金を構成するＳｉ量及びＣｕの量を図示したのが図７である。図７における横軸（ｘ軸）はＣｕの質量％を示し、縦軸（ｙ軸）はＳｉの質量％を示す。図中に記載した直線は以下の式で表される。
ｙ＝−０．１９×ｘ＋１１    （１’）
ｙ＝−０．５×ｘ＋１７．５  （２’）
ｙ＝６×ｘ−１８４          （３’）
【００１３】
上記式（１’）〜（３’）で表される３本の直線で囲まれた領域、即ち、ｘｙ座標で表した場合に、およそＡ点（21.0、7.0）、Ｂ点（31.5、5.0）及びＣ点（31.0、2.0）を頂点とする三角形で囲まれた領域が、本発明のアルミニウム合金を構成するＳｉ及びＣｕの質量％の範囲を表している。
即ち、Ｃｕ：２１〜３１質量％のとき、Ｓｉ質量％の範囲は−０．５Ｃｕ＋１７．５≦Ｓｉ≦−０．１９Ｃｕ＋１１であり、Ｃｕ：３１〜３１．５質量％のときは、６Ｃｕ−１８４≦Ｓｉ≦−０．１９Ｃｕ＋１１である。
【００１４】
本発明で特定した範囲（△ＡＢＣ内の範囲）よりＳｉ量が過剰な領域（図７におけるＳｉ領域）、Ｃｕ量が過剰な領域（図７におけるＡｌ２Ｃｕ領域）、及びＳｉ、Ｃｕが不足する領域（図７におけるα−Ａｌ領域）では、いずれの領域においてもミクロポロシティが生じることが見出された。
【００１５】
本発明のアルミニウム合金は、重力鋳造のような冷却速度の遅い鋳造方法でも十分な高温強度を得ることができるが、ダイカスト法のように冷却速度の速い鋳造法で鋳造すると、晶出物がより微細均一に分散するので、高温強度の更に優れた鋳造材を得ることができる。
【００１６】
以下、本発明のアルミニウム合金を構成する各成分元素の作用を概説する。なお、本明細書における％は質量％を意味するものとする。
・Ｓｉ：２．０〜７．０％
Ｓｉは、機械的強度の他に、鋳造性、耐摩耗性、低熱膨張性、防振性を向上させる作用を呈する。更に本発明合金の場合、Ｓｉ系晶出物として微細均一に分散し、α−Ａｌ相を分断して高温強度を向上させる。この作用は、２．０％以上で顕著となる。逆に、７．０％を超えると液相から初晶Ｓｉが晶出成長し、粗大な粒子を形成して、特に疲労強度を低下させる傾向がある。
【００１７】
・Ｃｕ：２１．０〜３１．５％
Ｃｕは、マトリクスを固溶・析出により強化すると共に、Ａｌ−Ｃｕ系晶出物として微細均一に分散して高温強度を向上させる。含有量が２１．０％未満であると、固液共存領域が広くなって晶出物が十分に微細均一に分散できなくなり、十分な高温強度を得ることが困難である。逆に、３１．５％を超えると、液相から初晶Ａｌ２Ｃｕが晶出成長し、粗大な粒子を形成して、特に疲労強度を低下させる傾向がある。
【００１８】
・Ｓｉ％≦−０．１９×Ｃｕ％＋１１
Ｓｉ％が−０．１９Ｃｕ％＋１１を超えると、初晶Ｓｉが晶出成長し、粗大な粒子を形成して強度、特に伸びを著しく低下させ、さらに機械加工性を悪化させる傾向がある。また、鋳造の際、偏析に付随した引けを伴うことがあり、内部品質を低下させる虞れがある。
・Ｓｉ％≧−０．５×Ｃｕ％＋１７．５
Ｓｉ％が−０．５Ｃｕ％＋１７．５未満であると、α−Ａｌ相が成長して高温強度を低下させ、鋳造の際、成長したα−Ａｌ相間に液相が残り、引けが発生したり、ガスポロシティをトラップしたりして内部品質を低下させる傾向がある。
・Ｓｉ％≧６×Ｃｕ％−１８４
Ｓｉ％が６Ｃｕ％−１８４未満であると、粗大なＡｌ２Ｃｕが晶出成長し、強度、特に伸びを低下させる。また鋳造性も悪化する傾向がある。
【００１９】
・Ｔｉ：０．００１〜０．２０％、Ｂ：０．０００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、Ｖ：０．０００５〜０．０２％
これらの元素は、結晶粒を微細化させ鋳造性を向上させる作用がある。しかし、添加量が多すぎると粗大な化合物を形成して伸びが低下する。
【００２０】
・不可避的不純物
Ｆｅは、スクラップ等の原材料から不可避的に混入してくる元素であるが、Ｆｅは機械的強度を向上させる作用や、ダイカスト時の金型の焼き付きを防止する作用がある。１．０％を超えると粗大な化合物を形成し、伸びを低下させるので、１．０％以下にすることが好ましく、さらに好ましくは０．３％以下にする。
Ｍｇは、固溶・析出によりマトリクスを強化する元素であるが、本発明の系の合金に添加すると、低融点のＡｌ-Ｓｉ-Ｃｕ-Ｍｇ相を発生させ、鋳造欠陥（ミクロポロシティ）の原因となる。従って、含有量は０．３％程度までに抑える必要がある。
Ｆｅ及びＭｇ以外の元素、例えば、Ｍｎ、Ｐ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｓｂ、Ｎａ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ等のようにアルミニウム合金に通常含有される元素も、合計で０．５％程度まで、好ましくは０．３％程度までは許容される。
【００２１】
・時効処理：１５０〜２４０℃×２〜８時間
時効処理を行うとＣｕ−Ａｌ系析出物が析出し、機械的強度が向上する。また、永久成長が抑制されて寸法安定性が向上する。この効果は、１５０℃以上×２時間以上で顕著となる。逆に、２４０℃を超えたり、８時間を超えたりして時効処理を行うと、過時効となって機械的強度は低下する。好ましくは、２００〜２４０℃×３〜５時間とする。
【００２２】
・焼き入れ：４５０〜１５０℃の間を、平均冷却速度１００℃／秒以上で冷却
鋳造後に除例した場合、母相中に固溶しているＳｉ及びＣｕが強度の向上に寄与しない析出物として析出する。そのような析出が起こると、時効処理の際に強度向上に寄与する析出物の量が減少してしまう。よって、強度に寄与しない析出物の析出を防止するために、４５０〜１５０℃の間は、平均１００℃／秒以上の速度で冷却することが必要である。
【実施例１】
【００２３】
表１に示す組成のアルミニウム合金を、鋳込み温度７６０℃で、舟形形状（寸法２００×３０×４０ｍｍ）に重力金型鋳造し、鋳造材の温度が４５０℃になった時点で、鋳造材を金型から取り出し、直ちに水焼き入れ（冷却温度３００℃／秒）した。冷却後、２２０℃で４時間加熱保持して時効処理を施した。時効処理後、鋳造材を、ＪＩＳ規格ＣＴ７３型引張試験片の形状に切り出し、３００℃、４００℃で、１００時間予熱した後、各温度で引張試験を行った。その結果を表２に示す。
また、各鋳造材を切断し、その断面をカラーチェックして、鋳造下面から２０ｍｍまでのポロシティ数を測定した。その結果を表３に示す。
比較例として、ＪＩＳ規格のＡＣ８Ａ合金等についても同様の実験を行い、それらの結果も表２及び表３に併せて示す。
【００２４】
【表１】
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【００２５】
【表２】
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【００２６】
【表３】
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【００２７】
表２より、本発明の合金（合金番号１〜１１）は、ＡＣ８Ａ合金やＡＣ８ＡのＣｕ量を増やした合金番号１７（図３のＡＣ８Ａ＋Ｃｕ合金に相当）より高温強度が格段に向上していることがわかる。
また、比較例１２〜１６の合金の中には、Ｓｉ及びＣｕの一方又は両方の含有量自体は本発明の範囲（Ｓｉ：４．０〜７．０質量％、Ｃｕ：２１〜３１．５質量％）に含まれるものもあるが、何れもＳｉ量とＣｕ量が本発明の関係式（１）〜（３）を満たさない例である。その結果、高温強度に関しては本発明合金と同程度のものもあるが、特に、表３に示すようにポロシティが多く、鋳造性に劣ることが明らかになった。
【実施例２】
【００２８】
表１に示した本発明の合金１、並びに従来の合金１７(ＡＣ８Ａ＋Ｃｕ)及びＡＣ８Ａについて、１５０℃、２５０℃及び３５０℃における硬さ（ＨＲＦ）を測定した。結果を下記の表４に示す。
【表４】
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【００２９】
表４から明らかなように、本発明の合金（合金番号１）は、従来の耐熱性合金ＡＣ８Ａ＋Ｃｕ(合金番号１７)及びＡＣ８Ａより硬く、特に、従来の合金では高温になるに従って硬さが低下するのに対し、本発明の合金は硬さの変化が殆ど無く、その結果、高温になるほど従来の合金との硬さの差が大きくなる。即ち、本発明の合金は、高温における過酷な条件での使用に十分耐え得ることがわかる。
【図面の簡単な説明】
【００３０】
【図１】本発明のＡｌ合金の熱力学的状態図を示す図である。
【図２】従来の耐熱性Ａｌ（ＡＣ８Ａ）合金の熱力学的状態図を示す図である。
【図３】従来の耐熱性Ａｌ（ＡＣ８Ａ＋Ｃｕ）合金の熱力学的状態図を示す図である。
【図４】本発明の合金の組織構造を示す顕微鏡写真である。
【図５】従来の耐熱性Ａｌ（ＡＣ８Ａ）合金の組織構造を示す顕微鏡写真である。
【図６】従来の耐熱性Ａｌ（ＡＣ８Ａ＋Ｃｕ）合金の組織構造を示す顕微鏡写真である。
【図７】本発明に係るＡｌ合金を構成するＳｉ及びＣｕの質量％の関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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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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【図７】
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