(57)【要約】【課題】引張強度や疲労強度に優れ、例えば内燃機関用シリンダーヘッドとして好適に用いることができるアルミニウム合金鋳物と、その製造方法、さらには当該アルミニウム合金鋳物から成る内燃機関用シリンダーヘッドや上記製造方法による内燃機関用シリンダーヘッドを提供する。【解決手段】質量比で、４．０〜１０．０％、好ましくは４．０〜７．０％のＳｉと、２．０〜４．５％ｎＣｕと、０．５％以下、好ましくは０．２５〜０．４５％のＭｇと、３５〜２００ｐｐｍ、好ましくは５０超〜２００ｐｐｍのＳｒを含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物から成るアルミニウム合金鋳物におけるＦｅ含有量を０．２５％以下に低減する共に、ポロシティ量を面積率で０．３％以下にする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量比で、Ｓｉ：４．０〜１０．０％、Ｃｕ：２．０〜４．５％、Ｍｇ：０．５％以下、Ｆｅ：０．２５％以下、Ｓｒ：３５〜５０ｐｐｍを含有し、残部が実質的にＡｌから成り、かつポロシティ量が面積率で０．３％以下であることを特徴とするアルミニウム合金鋳物。
【請求項２】
Ｓｉ含有量が４．０〜７．０％、Ｍｇ含有量が０．２５〜０．４５％であることを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金鋳物。
【請求項３】
質量比で、Ｓｉ：４．０〜１０．０％、Ｃｕ：２．０〜４．５％、Ｍｇ：０．５％以下、Ｆｅ：０．２５％以下、Ｓｒ：５０超〜２００ｐｐｍを含有し、残部が実質的にＡｌから成り、かつポロシティ量が面積率で０．３％以下であることを特徴とするアルミニウム合金鋳物。
【請求項４】
Ｓｉ含有量が４．０〜７．０％、Ｍｇ含有量が０．２５〜０．４５％であることを特徴とする請求項３に記載のアルミニウム合金鋳物。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか１つの項に記載のアルミニウム合金鋳物を製造するに際して、３５０〜４００℃の温度範囲に予熱した金型中に、６８０〜７２０℃の温度範囲の溶湯を鋳込む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６】
得られた鋳物にＴ７処理を施すことを特徴とする請求項５に記載のアルミニウム合金鋳物の製造方法。
【請求項７】
請求項１〜４のいずれか１つの項に記載のアルミニウム合金鋳物から成ることを特徴とする内燃機関用シリンダーヘッド。
【請求項８】
請求項６に記載された方法により製造されていることを特徴とする内燃機関用シリンダーヘッド。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、疲労強度に優れ、例えば自動車用内燃機関に用いられるシリンダヘッドなどの好適に用いられるアルミニウム合金鋳物と、このようなアルミニウム合金鋳物の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
内燃機関用シリンダーヘッドに用いられるアルミニウム合金鋳物としては、従来、ＪＩＳ  Ｈ  ５２０２にＡＣ２Ａ、ＡＣ２Ｂ、ＡＣ４Ｂとして規定されるＡｌ−Ｃｕ−Ｓｉ系のアルミニウム合金鋳物が用いられていた（例えば、特許文献１の段落［０００２］参照）。
【特許文献１】特開平１０−２０５３８８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
しかしながら、このような内燃機関用のシリンダーヘッドにあっては、近年におけるエンジンの高出力化や、車体の軽量化を意図したシリンダーヘッドの薄肉化に伴って繰り返し応力が増大する傾向にあることに加えて、Ｔ６又はＴ７熱処理時に発生する高い残留応力が局所的に集中する構造となっているため、上記のようなアルミニウム合金鋳物では、疲労強度が不十分となることがないとは言えず、シリンダーヘッドのトップデッキやウォータージャケットの応力集中部から疲労亀裂が発生する可能性を必ずしも否定することができなくなってきている。
【０００４】
本発明は、従来の内燃機関用アルミニウム合金製シリンダーヘッドにおける上記課題に鑑みてなされたものであって、その目的とするところは、引張強度や疲労強度に優れ、例えば内燃機関用シリンダーヘッドとして好適に用いることができるアルミニウム合金鋳物と、このようなアルミニウム合金鋳物の製造方法、さらには当該アルミニウム合金鋳物から成る内燃機関用シリンダーヘッド、及び上記製造方法に基づいて製造された内燃機関用シリンダーヘッドを提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明者らは、上記目的を達成すべく、合金成分や鋳造方法などについて鋭意検討を重ねた結果、不純物成分としてのＦｅ含有量を低減すると共に、溶湯中のガス成分を少なくしてポロシティ量を低減することによって、上記課題が解決できることを見出し、本発明を完成するに到った。
【０００６】
すなわち、本発明は上記知見に基づくものであって、本発明のアルミニウム合金鋳物は、質量比で、４．０〜１０．０％、好ましくは４．０〜７．０％のＳｉと、２．０〜４．５％ｎＣｕと、０．５％以下、好ましくは０．２５〜０．４５％のＭｇと、０．２５％以下のＦｅに加えて、３５〜５０ｐｐｍのＳｒを含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物から成り、ポロシティ量が面積率で０．３％以下であることを特徴としている。
【０００７】
また、本発明のアルミニウム合金鋳物は、同じく質量比で、４．０〜１０．０％、好ましくは４．０〜７．０％のＳｉと、２．０〜４．５％ｎＣｕと、０．５％以下、好ましくは０．２５〜０．４５％のＭｇと、０．２５％以下のＦｅに加えて、５０超〜２００ｐｐｍのＳｒを含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物から成り、ポロシティ量が同様に面積率で０．３％以下であることを特徴とする。
【０００８】
本発明のアルミニウム合金鋳物の製造方法においては、上記アルミニウム合金鋳物の鋳造に際して、金型を３５０〜４００℃の温度範囲に予熱した上で、６８０〜７２０℃の温度範囲の溶湯を鋳込むようにしており、鋳造後にＴ７処理（溶体化処理後、安定化処理）を施すことが望ましい。
【０００９】
そして、本発明の内燃機関用シリンダーヘッドは、本発明の上記アルミニウム合金鋳物から成ることを特徴とし、本発明の上記製造方法に基づくものであることを特徴としている。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、アルミニウム合金鋳物の引張強度や疲労強度、伸びなどの機械的性能に悪影響を及ぼすＦｅとポロシティ（気孔）とを共に低減させたことから、当該アルミニウム合金鋳物の上記機械的性能、特に疲労強度を向上させることができる。
本発明の製造方法においては、所定温度の合金溶湯を上記温度範囲に予熱した金型に鋳込むようにしていることから、溶湯の湯周り性が確保され、鋳巣の少ない健全なアルミニウム合金鋳物を得ることができる。
【００１１】
したがって、このようなアルミニウム合金鋳物やアルミニウム合金鋳物の製造方法を内燃機関用のシリンダーヘッドに適用することによって、当該シリンダーヘッドの疲労強度を向上させることができ、シリンダーヘッドのトップデッキやウォータージャケットなどの応力集中部においても、疲労亀裂の発生を防止することができるという優れた効果がもたらされる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
以下、本発明のアルミニウム合金鋳物について、合金成分や製造条件などの限定理由をその作用と共に説明する。なお、本明細書において、「％」は特記しない限り質量百分率を表すものとする。
【００１３】
（１）Ｓｉ：４．０〜１０．０％
Ｓｉ（ケイ素）は、引張強度、疲労強度、硬さを増す効果を発揮すると共に、溶湯に流動性を与え、鋳造性を向上させる作用を有する元素であるが、４．０％に満たない場合はこのような作用を十分に発揮することができず、１０％を超えた添加は、伸びを低下させる傾向を示すことから、４．０〜１０．０％の範囲で添加する。
なお、添加による伸び減少の悪影響を最小限のものとするには、その上限値を７．０％とすることが望ましい。
【００１４】
（２）Ｃｕ：２．０〜４．５％
Ｃｕ（銅）は、熱処理によって引張強度、疲労強度、硬さを増す効果を有する反面、伸びを低下させる傾向を示す元素である。特に、高サイクル疲労強度と相関の高い引張強度と、低サイクル疲労強度や熱処理時の割れ防止に必要な高い伸びを両立させるため２．０〜４．５％の範囲で添加する。
【００１５】
（３）Ｍｇ：０．５％以下
Ｍｇ（マグネシウム）は、Ｃｕと同様に、熱処理によって引張強度、疲労強度、硬さを増すのに有効な元素である。しかしながら、過剰に添加するとＭｇ２Ｓｉとして析出し、伸びを低下させる傾向を示すことから、その上限値を０．５％とする必要がある。
なお、Ｍｇ添加による上記効果をより確実なものとし、添加の悪影響を最小限のものとするためには、０．２５〜０．４５％の範囲内で添加することが望ましい。
【００１６】
（４）Ｆｅ：０．２５％以下 
Ｆｅ（鉄）は、針状のＦｅ化合物となって析出し、引張強度、疲労強度、伸びなど、全般に悪影響を及ぼすため、その上限値を０．２５％とする。
なお、Ｆｅは、上記したような機械的性能に有害な成分であることから、その含有量は少ないほど望ましい。
【００１７】
（５）Ｓｒ：３５〜２００ｐｐｍ
Ｓｒは、共晶Ｓｉ粒子の微細化と形状改良効果を有するので、必要に応じて３５ｐｐｍ以上を添加する。しかし、過剰に添加するとＳｒ化合物を晶出して、強度と伸びの低下を惹き起こすため、その上限値を２００ｐｐｍとする必要がある。なお、Ｓｒ添加による上記効果をより確実なものとするためには、５０ｐｐｍを超え、２００ｐｐｍ以下の範囲内とすることが望ましい。
【００１８】
（６）ポロシティ量：０．３％以下
ポロシティは、溶湯中のガス含有量と相関があり、引張強度、疲労強度、伸びなどに対して、全般的に悪影響を及ぼす。特に、疲労亀裂の起点となり疲労強度を低下させるため、上記のＦｅ化合物の有害性を取り除き、疲労強度の改善を図るためには、同時にポロシティ量を面積比で０．３％以下とする必要がある。
【００１９】
ここで、ポロシティ量を減少させるためには、上記のように溶湯中のガス含有量を低減する必要があり、例えば、十分に脱湿した窒素（Ｎ２）ガスのような不活性ガスを回転式の吹き込み装置によって溶湯中に吹き込みながら攪拌し、その後吹き込んだガスが浮上するまで十分に沈静化することによってガス含有量を低減させることができ、この状態で金型への注湯を開始すれば、ポロシティが減少することになる。
なお、ポロシティ量を０．３％以下とするための目安としては、溶湯の凝固後におけるガス（水素量）含有量の分析値を０．２５ｃｃ／１００ｇ以下にすればよいことが確認されている。
【００２０】
（７）金型予熱温度：３５０〜４００℃、溶湯温度：６８０〜７２０℃
当該アルミニウム合金の融点は、６２０〜６３０℃程度であるが、溶湯温度をこれよりも５０〜１００℃程度高い６８０〜７２０℃の温度範囲に保持し、これを３５０〜４００℃に予熱した金型に鋳込むことによって、鋳巣の生成が防止され、製品の強度が向上することになる。
【００２１】
すなわち、金型温度が３５０℃に満たない場合には、溶湯の流動性が低下し、湯周り不良が多くなり、逆に４００℃を超えた場合には、溶湯及び凝固した合金鋳物の冷却速度が遅くなり過ぎ、結晶粒粗大化などの悪影響が生じるので、金型予熱温度を３５０〜４００℃の範囲に設定する。
また、溶湯温度についても、同様に流動性および冷却速度の観点から、上記６８０〜７２０℃の温度範囲に設定する。なお、このとき、必要に応じて金型を部分的に水冷するなどの手段を併用することによって冷却速度を早め、鋳巣の低減や結晶粒の微細化を図ることも可能である。
【００２２】
（８）Ｔ７処理（溶体化処理後、安定化処理）
アルミニウム合金から成るシリンダーヘッドにおいては、通常、強度を高めるためにＴ６処理（溶体化処理後、人工時効処理）が施されることが多いが、本発明においては、上記Ｔ６処理に比べて若干強度は劣るものの、シリンダーヘッドに必要な伸び向上と残留応力の低減、さらに寸法安定性を確保するためにＴ７処理（溶体化処理後、安定化処理）を施すようにした。
【００２３】
このようなＴ７処理の具体的な条件としては、５００〜５１０℃で４〜８時間の溶体化処理の後、２１０〜２２０℃で６〜１０時間の安定化処理を行うような条件を採用することができる。
そして、このようなＴ７処理によって、本発明のアルミニウム合金をシリンダーヘッドに適用した場合に、ヘッドボルト座面、ガスケットシール面のへたり防止の観点から必要な硬さ５４ＨＲＢ以上、７０ＨＲＢ以下を得ることができる。
【００２４】
また、Ｍｇ含有量が０．２５〜０．４５％のアルミニウム合金鋳物に対しては、同様に５００〜５１０℃で４〜８時間の溶体化処理の後、やや高めの温度２３０〜２４０℃で６〜１０時間の安定化処理を行うようにすることができる。
この場合、上記合金鋳物の安定化処理よりも温度が高いため、残留応力が低減し、疲労強度向上の効果が得られる。
【実施例】
【００２５】
以下、本発明を実施例により更に詳述するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【００２６】
（実施例１）
表１に示すような成分組成を有するアルミニウム合金を電気炉によってそれぞれ溶解し、乾燥窒素ガスの吹き込みによる脱ガス処理の後、成分組成・ガス分析用試料をそれぞれ採取した。
次に、３８０℃に予熱した金型中に、温度７００℃の溶湯を注湯し、ＪＩＳ舟金型（１９０×２３×４０ｍｍ）の大きさを有する６種のアルミニウム合金鋳物を得た。
【００２７】
得られたアルミニウム合金鋳物に、それぞれＴ７処理（溶体化処理：５００℃×６時間、安定化処理：２１０℃×８時間）を施した後、引張試験片及び疲労試験片を切り出し、それぞれの試験を実施した。
【００２８】
また、試験終了後の引張試験片のつかみ部分から硬さ試験片を切り出し、Ｂスケールのロックウェル硬さ（ＨＲＢ）を測定すると共に、同じく引張試験片のつかみ部分からポロシティ測定用の試験片を切り出し、光学顕微鏡（２０倍）を用いてポロシティの面積率を求めた。
【００２９】
これらの結果を表１に併せて示す。なお、表中の「ガス量」とは、Ｒａｎｓｌａｙ法による水素分析装置による結果を表わすものであって、凝固後のアルミニウム合金１００ｇ中の水素量（ｃｃ）を示す。なお、各アルミニウム合金鋳物のガス量の相違は、脱ガス処理の程度によるものである。
また、疲労強度（１０７回）に及ぼすアルミニウム合金鋳物中のＦｅ含有量とポロシティ量の関係を図１に示す。
【００３０】
【表１】
2007023330.tif 000002
【００３１】
表１の結果から明らかなように、ガス含有量が多く、ポロシティ量も多い場合には不純物であるＦｅ含有量を減らしても、引張強度、延性、疲労強度ともに改善効果がないことが判明した（比較例１及び３）。
また、Ｆｅ量が従来と同程度の場合、ガス含有量及びポロシティ量だけを減らすことによって、ある程度の改善効果が得られるものの、その効果は十分ではないことが確認された（比較例１及び２）。
【００３２】
そして、ポロシティ量と不純物であるＦｅ量が共に少ない場合に、最も顕著な改善効果が認められた（発明例１及び比較例１）。
これは、疲労起点となり得るＦｅ化合物の量を少なくしたり、大きさを小さくしたりすることによって、疲労強度を改善使用とする場合、同様に起点となり得るポロシティの量や大きさも同様に少なくしたり、小さくする必要があることを示唆しているものと考えられる。
【００３３】
（実施例２）
表１に示した発明例１の組成をベースとして、表２に示すような成分組成のアルミニウム合金を電気炉によってそれぞれ同様に溶解して、脱ガス処理の後、同様に鋳造し、熱処理の後、各分析用試料や試験片を上記実施例と同様に採取して、同様の試験を実施した。
その結果を表２に併せて示す。
【００３４】
【表２】
2007023330.tif 000003
【００３５】
発明例２のアルミニウム合金鋳物は、上記実施例の発明例１をベースとして、さらに共晶Ｓｉの微細化と形状改良効果を得るために、Ｓｒを添加したものであるが、Ｓｒの効果によって、上記発明例１の場合よりもさらに優れた引張強度、伸び、疲労強度を有していることが確認された。
なお、Ｍｇ含有量が０．２５〜０．４５％の場合（発明例３及び４）には、５００℃×８時間の溶体化処理、及び２３０℃×８時間の安定化処理から成るＴ７処理を実施した。  
【００３６】
発明例３のアルミニウム合金鋳物は、上記実施例の発明例１をベースとして、Ｍｇを増量したものであるが、上記発明例１の場合とほぼ同等の引張強度、伸び、疲労強度、硬さを有していることが判明した。
【００３７】
発明例４のアルミニウム合金鋳物は、上記発明例３の合金組成をベースとして、さらに共晶Ｓｉの微細化と形状改良効果を得るために、Ｓｒを添加したものであって、上記発明例３の場合よりもさらに優れた引張強度、伸び、疲労強度、硬さを有していることが確認された。
なお、この発明例４の場合も、上記発明例３の場合と同様に、５００℃×８時間の溶体化処理、及び２３０℃×８時間の安定化処理から成るＴ７処理条件を採用している。
【図面の簡単な説明】
【００３８】
【図１】アルミニウム合金鋳物の疲労強度（１０７回）に及ぼすＦｅ含有量とポロシティ量の関係を示すグラフである。
【図１】
2007023330.tif 000004