(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
珪素：３〜２４重量％、銅：０．２〜２重量％、残部がアルミニウムとからなる耐熱疲労性に優れたアルミニウム合金鋳物であって、該アルミニウム合金の基地中に、晶出物のネットワーク組織と、アルミニウムと銅とを主成分とする０．２μｍ以下の微細粒子が０．４〜４重量％分散してなることを特徴とする耐熱疲労アルミニウム合金鋳物。
【請求項２】
前記合金組成に加えて、さらに、鉄を０．２５重量％以下、およびマンガンを０．２５重量％以下含有する請求項１に記載の耐熱疲労アルミニウム合金鋳物。
【請求項３】
前記アルミニウム合金鋳物は、シリンダヘッド用アルミニウム合金鋳物であって、珪素：５〜７重量％、銅：０．５〜１．０重量％、残部がアルミニウムとからなる請求項１に記載の耐熱疲労アルミニウム合金鋳物。
【請求項４】
請求項１に記載の耐熱疲労アルミニウム合金鋳物を製造する方法であって、合金組成が珪素：３〜２４重量％、銅：０．２〜２重量％、残部がアルミニウムとなるように原料物質を準備する工程と、該準備した原料物質を溶解し、凝固時間を５０sec 以上として凝固させる工程と、該凝固した鋳物に溶体化処理と時効処理とを施す熱処理工程とを含んでなり、アルミニウム合金の基地中に、晶出物のネットワーク組織と、アルミニウムと銅とを主成分とする０．２μｍ以下の微細粒子を０．４〜４重量％分散させてなることを特徴とする耐熱疲労アルミニウム合金鋳物の製造方法。
【請求項５】
請求項２に記載の耐熱疲労アルミニウム合金鋳物を製造する方法であって、合金組成が珪素：３〜２４重量％、銅：０．２〜２重量％、鉄：０．２５重量％以下、マンガン：０．２５重量％以下、残部がアルミニウムとなるように原料物質を準備する工程と、
該準備した原料物質を溶解し、凝固時間を５０ｓｅｃ以上として凝固させる工程と、  該凝固した鋳物に溶体化処理と時効処理とを施す熱処理工程と、を含んでなることを特徴とする耐熱疲労アルミニウム合金鋳物の製造方法。
【請求項６】
前記熱処理工程は、４５０℃〜５５０℃で１〜１０時間加熱保持後急冷する溶体化処理と、しかる後に１５０℃〜３００℃で１〜２０時間加熱保持する時効処理とからなる工程である請求項４または５に記載の耐熱疲労アルミニウム合金鋳物の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐熱疲労性に優れたアルミニウム合金鋳物およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、シリンダヘッド用アルミニウム合金としては、優れた強度や耐熱性が要求されるので、２〜４％のＣｕを含む合金が最適とされていた（例えば、特開昭57−126944号公報）。しかしながら、耐熱疲労性に優れたアルミニウム合金については、ほとんど研究がされていないのが現状であり、従来より好適とされていた上記２〜４％Ｃｕ含有のアルミニウム合金が耐熱疲労性に優れているかどうかは不明であった。
【０００３】
また、シリンダヘッド鋳物の耐熱疲労亀裂性を改良する技術として、ＴＩＧ再溶融処理（M. Koyama, J. Miyake and K. Sakaguchi; SAE paper, No.891989, 1989.) がある。この技術は、危険部を局部加熱により溶融させた後、急冷凝固させることにより組織を微細にするとともに、鋳造欠陥であるポロシティを減少させて熱疲労による亀裂を生じにくくするものである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、前記SAE paper,No.891989 に記載されたアルミニウム合金を製造するには、熱電導率が高くて局部的に加熱されにくいアルミニウム合金鋳物を再溶融するまで加熱する設備と工程が必要になるという問題点を有している。
【０００５】
また、アルミニウム合金は、２００℃以上ではその変形挙動や強度が著しく変化するとともに、材料の組織も変化する。熱疲労では、それらに加えて熱応力や熱歪みも負荷されるため、現象が非常に複雑となる。従って、どのような材料が耐熱疲労性に優れるかを予測することは非常に難しく、実際に熱疲労試験を行ってみないと分からないという問題を有している。しかも、通常、熱疲労試験には大がかりな装置と高度な試験技術が必要であり、評価に時間がかかる。この評価の困難さが研究開発の妨げとなっていた。
【０００６】
そこで、本発明者らは、上述の如き従来技術の問題点を解決すべく鋭意研究し、各種の系統的実験を重ねた結果、本発明を成すに至ったものである。
【０００７】
（発明の目的）本発明の目的は、耐熱疲労性に優れたアルミニウム合金鋳物を提供するにある。本発明の他の目的は、耐熱疲労性に優れたアルミニウム合金鋳物の製造方法を提供するにある。
【０００８】
（着眼点）本発明者らは、上述の従来技術の問題に対して、以下のことに着眼した。すなわち、アルミニウム合金鋳物の熱疲労とは、どのような現象であり、材料の組織および組織変化とどのように関連しているかを明かにし、その知見に基づいて耐熱疲労特性の向上策を見いだそうとした。具体的には、(1) 基地Ａｌ中に分散する強化相であるが，加熱によって粗大化するＡｌとＣｕを主成分とする析出物と、(2) 晶出物の大きさや間隔を決定する凝固時間、(3) 通常は不純物として低いほうが良いとされるが耐熱性の点では多いほうが良いとも考えられるＦｅ，Ｍｎ量、および、(4) 重大な鋳物欠陥であるポロシティ、に着目した。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
（第１発明）本発明の耐熱疲労アルミニウム合金鋳物は、珪素：３〜２４重量％、銅：０．２〜２重量％、残部がアルミニウムとからなる耐熱疲労性に優れたアルミニウム合金鋳物であって、該アルミニウム合金の基地中に、晶出物のネットワーク組織と、アルミニウムと銅とを主成分とする０．２μｍ以下の微粒子が０．４〜４重量％分散してなることを特徴とする。
【００１０】
（第２発明）本発明の耐熱疲労アルミニウム合金は、前記第１発明合金の合金組成に加えて、さらに鉄を０．２５重量％以下、およびマンガンを０．２５重量％以下含有する合金からなる鋳物であることを特徴とする。
【００１１】
（第３発明）本発明の耐熱疲労アルミニウム合金鋳物の製造方法は、合金組成が珪素：３〜２４重量％、銅：０．２〜２重量％、残部がアルミニウムとなるように原料物質を準備する工程と、該準備した原料物質を溶解し、凝固時間を５０ｓｅｃ以上として凝固させる工程と、該凝固した鋳物に溶体化処理と時効処理とを施す熱処理工程とを含んでなり、アルミニウム合金の基地中に、晶出物のネットワーク組織と、アルミニウムと銅とを主成分とする０．２μｍ以下の微細粒子を０．４〜４重量％分散させてなることを特徴とする。
【００１２】
（第４発明）本発明の耐熱疲労アルミニウム合金鋳物の製造方法は、第２発明の耐熱疲労アルミニウム合金鋳物を製造する方法であって、合金組成が珪素：３〜２４重量％、銅：０．２〜２重量％、鉄：０．２５重量％以下、マンガン：０．２５重量％以下、残部がアルミニウムとからなるように原料物質を準備する工程と、該準備した原料物質を溶解し、凝固時間を５０ｓｅｃ以上として凝固させる工程と、該凝固した鋳物に溶体化処理と時効処理とを施す熱処理工程と、を含んでなることを特徴とする。
【００１３】
前記熱処理工程は、４５０℃〜５５０℃で１〜１０時間加熱保持後急冷する溶体化処理と、しかる後に１５０℃〜３００℃で１〜２０時間加熱保持する時効処理とからなる工程であることが望ましい。
【００１４】
【発明の効果】
（第１発明の効果）本発明のアルミニウム合金は、耐熱疲労性に優れている。また、このアルミニウム合金は、熱疲労寿命が長いだけでなく、変形も生じにくい。さらに、これにより、部品の設計自由度が広がり、これを用いた製品の性能向上に寄与するとともに、地球環境に優しい自動車用エンジンの実現に貢献することができる。
【００１５】
（第２発明の効果）本発明のアルミニウム合金は、耐熱疲労性に優れている。また、このアルミニウム合金は、熱疲労寿命により優れているとともに、変形も生じにくい。さらに、これにより、部品の設計自由度が広がり、これを用いた製品の性能向上に寄与するとともに、地球環境に優しい自動車用エンジンの実現に貢献することができる。
【００１６】
（第３発明の効果）本発明の製造方法により、耐熱疲労性に優れたアルミニウム合金を容易に得ることができる。また、この方法は簡便であるので、有用である。
【００１７】
（第４発明の効果）本発明の製造方法により、耐熱疲労性により優れたアルミニウム合金を容易に得ることができる。また、この方法は簡便であるので、有用である。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下に、前記発明をさらに具体的にした発明やこれら発明の実施の形態について説明する。
【００１９】
（第１発明の実施の形態）
【００２０】
本発明の耐熱疲労アルミニウム合金が優れた効果を発揮するメカニズムについては、未だ必ずしも明らかではないが、次のように考えられる。すなわち、本発明の耐熱疲労アルミニウム合金を、高温で圧縮、低温で引張の応力が繰り返し作用する熱疲労の条件下で使用すると、析出物が粗大化してもその数が少ないので、粗大化に伴い発生する内部応力が低く、割れが生じにくい。さらに、適度な析出強化相と、晶出物のネットワーク組織により、局部的な変形が抑制できる。
【００２１】
ここで、本発明の耐熱疲労アルミニウム合金は、珪素（Ｓｉ）の含有量が３〜２４重量％である。このＳｉは、Ａｌ合金の鋳造性を改善するのに不可欠な元素である。Ｓｉ含有量が３重量％未満の場合、鋳造性が悪く、鋳造欠陥が生じ易い、また、熱膨張係数が大きいという問題を有する。Ｓｉ含有量が２４重量％を超える場合、強度と靱性が著しく小さくなるという問題を有する。なお、珪素（Ｓｉ）含有量の好適範囲は、４〜８重量％である。該範囲内の場合、鋳造性、強度、靱性がさらに向上する。また、珪素（Ｓｉ）含有量の最適範囲は、５〜７重量％である。
【００２２】
また、銅（Ｃｕ）の含有量が、０．２〜２重量％である。このＣｕは、熱処理によって、強度・靱性を改善し、均一な変形をもたらす不可欠の元素である。Ｃｕ含有量が０．２重量％未満の場合、熱疲労によりバルジ変形が発生するという問題を有する。Ｃｕ含有量が２重量％を超える場合、熱疲労寿命が短いという問題を有する。なお、銅（Ｃｕ）含有量の好適範囲は、０．５〜１．５重量％である。該範囲内の場合、寿命がより向上する。また、銅（Ｃｕ）含有量の最適範囲は、０．５〜１．０重量％である。
【００２３】
また、アルミニウム合金中の基地α−Ａｌ中に分散する微細粒子は、アルミニウムと銅とを主成分とする微細粒子であり、大きさが１μｍ以下である。粒子の大きさが１μｍ以下の場合、分散粒子が基地Ａｌの強化に寄与し、鋳物の強度を高めるとともに熱疲労による変形防止に効果がある。該微粒子の大きさが１μｍを超える場合は、鋳物の強度が低くなるという問題を有する。なお、該微細粒子の好適な大きさは、０．５μｍ以下である。これにより、適度な強度が得られる。
【００２４】
また、アルミニウム合金中の基地中に分散する微細粒子は、含有量が、アルミニウム合金の０．４〜４重量％である。これにより、強度と靱性および耐熱疲労性が改善される。該微粒子の含有量が０．４重量％未満の場合は、熱疲労により変形が生じるという問題を有する。また、該微粒子の含有量が４重量％を超える場合は、熱疲労により割れが生じやすいという問題を有する。なお、該微細粒子の含有量の好適な範囲は、１．０〜３．０重量％である。これにより、強度と靱性および耐熱疲労性がより改善される。また、該微細粒子の含有量の最適な範囲は、１．０〜２．０重量％である。
【００２５】
すなわち、本発明の耐熱疲労アルミニウム合金は、基地Ａｌ部にＡｌとＣｕを主成分とする微細析出粒子が少量分散した合金である。拘束下で、加熱・冷却される熱疲労を受けると、このような析出物が粗大化し、図２に示すように粗大化した析出粒子の周囲に内部応力が発生する。この内部応力は、図３のような基地Ａｌ中の亀裂発生を助長する。従って、熱疲労による亀裂発生を防止するためには、このような析出粒子はある程度少ないほうがよい。しかし、析出粒子は、析出強化の効果があり、全くないと基地Ａｌ中が柔らかくなりすぎて図４に示すような局部変形が生じてしまい、バルジ変形を引き起こす。
【００２６】
本第１発明の好適な耐熱疲労アルミニウム合金は、珪素：３〜２４重量％、銅：０．２〜２重量％、残部がアルミニウムと１．０重量％以下の不純物とからなる耐熱疲労性に優れたアルミニウム合金であって、該アルミニウム合金中の基地中に、アルミニウムと銅とを主成分とする１μｍ以下の微細粒子が０．４〜４重量％分散してなることを特徴とする。すなわち、本発明の耐熱疲労アルミニウム合金は、不純物が１．０重量％以下であることが好ましい。これより、強度と靱性が改善される。不純物の含有量が１．０重量％を超えると、脆弱な化合物が生じて鋳物の強度や靱性が低下したり、ポロシティが発生し易くなる虞がある。なお、耐熱疲労アルミニウム合金の不純物が、０．５重量％以下であることがより好ましい。
【００２７】
以上のように、本発明のアルミニウム合金は、耐熱疲労性に優れている。例えば、５０℃〜２５０℃で、全ひずみ範囲０．４５％の Out-of-phase 熱疲労試験における寿命が２０００サイクル以上と耐熱疲労性に優れたアルミニウム合金である。また、このアルミニウム合金は、熱疲労寿命が長いだけでなく、変形も生じにくい。さらに、この合金により、部品の設計自由度が広がり、これを用いた製品の性能向上に寄与するとともに、地球環境に優しい自動車用エンジンの実現に貢献することができる。
【００２８】
（第２発明の実施の形態）
【００２９】
本発明の耐熱疲労アルミニウム合金が優れた効果を発揮するメカニズムについては、未だ必ずしも明らかではないが、次のように考えられる。
【００３０】
本発明の耐熱疲労アルミニウム合金を、高温で圧縮、低温で引張りの応力が繰り返し作用する熱疲労（out-of-phase）の条件下で使用すると、析出物が粗大化しても発生する内部応力が低く、割れが生じにくい。さらに、適度な析出強化相とネットワーク状に存在する晶出物により、局部的な変形が抑制できる。しかも、ポロシティによる寿命低下も抑制できる。
【００３１】
本発明の耐熱疲労アルミニウム合金は、第１発明と同様のＳｉおよびＣｕを含有し、上記と同様の作用・効果を奏する上に、さらにＦｅおよびＭｎを含有してなる。このＦｅ，Ｍｎは、高温強度を高める作用がある。特に、Ｍｎは、Ｆｅ化合物の形状を変え靱性を改善させるとともに、基地Ａｌ中に固溶して高温強度を改善させる作用があるが、両者とも多すぎると強度，靱性に悪影響を及ぼす。Ｆｅ，Ｍｎの含有量は、共に０．２５重量％以下である。Ｆｅ，Ｍｎの含有量は、何れかが０．２５重量％を超えると、熱疲労寿命が短い。
【００３２】
また、本発明の耐熱疲労アルミニウム合金は、ポロシティ量が0.２cc／100g以下である。このポロシティ量が0.２cc／100gを超えると、熱疲労寿命が短い。すなわち、ポロシティを多く含む合金は、ポロシティの周辺で局部変形が生じ、それが寿命の低下をもたらすものと考えられる。なお、該ポロシティの好適な量は、0.１cc／100g以下である。これにより、熱疲労寿命がより改善される。また、該ポロシティの最適な量は、0.０５cc／100g以下である。
【００３３】
本第２発明の好適な耐熱疲労アルミニウム合金は、珪素：３〜２４重量％、銅：０．２〜２重量％、鉄：０．２５重量％以下、マンガン：０．２５重量％以下、残部がアルミニウムと１．０重量％以下の不純物とからなり、ポロシティ量が0.２cc／100g以下であることを特徴とする。
【００３４】
以上のように、本発明のアルミニウム合金は、耐熱疲労性に優れている。例えば、５０℃〜２５０℃で、全ひずみ範囲０．４５％の Out-of-phase 熱疲労試験における寿命が２０００サイクル以上と耐熱疲労性に優れたアルミニウム合金である。また、このアルミニウム合金は、熱疲労寿命により優れているとともに、変形も生じにくい。さらに、この合金により、部品の設計自由度が広がり、これを用いた製品の性能向上に寄与するとともに、地球環境に優しい自動車用エンジンの実現に貢献することができる。
【００３５】
（第３発明および第４発明の実施の形態）
【００３６】
本第３発明および第４発明の耐熱疲労アルミニウム合金の製造方法が優れた効果を発揮するメカニズムについては、未だ必ずしも明らかではないが、次のように考えられる。すなわち、本発明の耐熱疲労アルミニウム合金の製造方法において、目的組成の原料物質を準備した後、該原料物質を溶解し、凝固時間を５０sec 以上として凝固させてなる。これにより、晶出物がネットワーク状の骨格を形成した組織が得られ、熱疲労による局部への変形集中が防止できる。
【００３７】
ここで、凝固工程における凝固時間は、５０sec 以上である。これにより、熱疲労に伴う局部変形が防止できる。凝固時間が５０sec 未満では、晶出物粒子が小さく、ネットワーク組織ができなくなるため、局部変形が生じやすい。
【００３８】
本第３発明の好適な耐熱疲労アルミニウム合金は、請求項１に記載の耐熱疲労アルミニウム合金を製造する方法であって、合金組成が珪素：３〜２４重量％，銅：０．２〜２重量％，残部がアルミニウムと１．０重量％以下の不純物とからなるように原料物質を準備する工程と、該準備した原料物質を溶解し，凝固時間を５０sec 以上として凝固させる工程とを含んでなり、アルミニウム合金の基地中に，アルミニウムと銅とを主成分とする１μｍ以下の微細粒子を０．４〜４重量％分散させてなることを特徴とする耐熱疲労アルミニウム合金の製造方法である。
【００３９】
本第４発明の好適な耐熱疲労アルミニウム合金は、請求項２に記載の耐熱疲労アルミニウム合金を製造する方法であって、合金組成が珪素：３〜２４重量％，銅：０．２〜２重量％，鉄：０．２５重量％以下，マンガン：０．２５重量％以下，残部がアルミニウムと１．０重量％以下の不純物とからなるように原料物質を準備する工程と、該準備した原料物質を溶解し，凝固時間を５０sec 以上として凝固させる工程と、を含んでなることを特徴とする。
【００４０】
次に、本発明のより好適な耐熱疲労アルミニウム合金の製造方法は、前記第１発明または前記第２発明の組成、さらにはこれら発明の好適な発明や実施の形態に記載された組成となるように準備された合金を溶解して、凝固時間５０sec 以上で凝固させた鋳物に、４５０℃〜５５０℃で１〜１０時間加熱保持後急冷し、１５０℃〜３００℃で１〜２０時間加熱保持する熱処理を施すことを特徴とする。
【００４１】
これにより、基地のα−Ａｌ中に、ＡｌとＣｕを主成分とする１μｍ以下の微細析出粒子が０．４〜４重量％分散し、晶出物がネットワーク状の骨格を形成した合金を得ることができる。
【００４２】
溶体化処理温度が５５０℃を超える場合は、液相が出て冷却時にポロシティが発生するために強度と靱性が低下し、４５０℃未満の場合には、時効処理により析出する粒子が少ない場合がある。この溶体化処理の時間は、１０時間を超える処理は必要なく、１時間では十分な効果が得られないことや、晶出物の角が丸くならないことがあり、強度と靱性が低い。時効温度は、３００℃を超える場合、析出物が大きくなりすぎて強度が低く、１５０℃未満では、析出速度が遅く、１０時間加熱しても十分な強度が得られない。また、この場合には、寸法安定性が悪い。時効時間が１時間未満では、析出が十分に生じず、強度が低い。１０時間超える場合は、析出物が粗大化して強度が低下する。
【００４３】
なお、本発明の耐熱疲労性アルミニウム合金、および本発明の製造方法によって得られた耐熱疲労性アルミニウム合金は、例えば、この合金をシリンダヘッドなどの部品として適用する場合には、使用時に高温となる部分は使用時間とともに強度が低下するが、それ以外の部分の強度は、使用開始時のままであるから、熱処理によりある程度の強度をもたせることが好ましい。また、使用時の寸法変化を低減するためには、やや過時効状態にしておくことが好ましい。
【００４４】
【実施例】
【００４５】
（第１実施例）目的組成になるように、９９．９９重量％純アルミ地金と各種母合金を配合して溶解し、０．３重量％のフラックス（ＮａＣｌ＋２５重量％ＡｌＦ3 ）を添加する除さい処理を施し、約１０Ｐａ・２０min 加熱の条件で真空脱ガス処理を施した後、高さ６０mmの押湯付きジルコン砂シェル型に鋳込んで本発明にかかる本実施例のアルミニウム合金試料素材を作製した（試料番号：１、２）。このとき、溶解および各種溶湯処理は７５０℃、注湯は７００℃で行った。試料採取位置における凝固時間は約３００sec であり、２次デンドライトアーム間隔は、約５５μｍであった。
【００４６】
アルミニウム合金試料の配合組成とポロシティ量を、表１に示す。なお、これらの配合組成値は、鋳物の組成とほぼ等しいことをＩＰＣ発光分析等で確認した。また、ポロシティ量は、アルキメデス法で測定した密度と推定式（特願平６−３３９５７６号に示す推定式）からもとめた真密度値から算出した。
【００４７】
【表１】
0003867908.tif 000002
【００４８】
また、得られたアルミニウム合金試料の基地Ａｌ部の金属組織を、透過型電子顕微鏡で観察し、さらに、制限視野回折法により、分散粒子の組織と大きさを調べた。その結果、試料番号１では、大きさが0.２μｍ以下（≦0.２μｍ）のＡｌとＣｕを主成分とする微細組織（原子比で、Ａｌ：Ｃｕがほぼ２：１）が１.9重量％含有していることが分かった。また、試料番号２では、大きさが0.２μｍ以下のＡｌとＣｕを主成分とする微細組織が３.8重量％含有していることが分かった。
【００４９】
比較のために、本発明の組成外の配合組成や条件で、比較用Ａｌ合金試料素材を得た。
比較例１Ｃｕの配合割合を０．０重量％とした以外は、上記第１実施例と同様にして比較用Ａｌ合金試料素材を得た（試料番号：Ｃ１）。
【００５０】
比較例２Ｃｕの配合割合を３．５重量％とした以外は、上記第１実施例と同様にして比較用Ａｌ合金試料素材を得た（試料番号：Ｃ２）。これら、比較用試料の配合組成とポロシティ量を、表１に併せて示す。なお、配合組成の確認、およびポロシティ量の算出は、上記第１実施例と同様にして行った。
【００５１】
次に、得られたアルミニウム合金試料、および比較用Ａｌ合金試料に対して、Ｔ６処理（溶体化処理： 500℃×５時間→水冷、時効処理： 160℃×５時間）を施した後、試験片に加工して熱疲労試験を行った。
【００５２】
性能評価試験熱疲労試験は、低熱膨張の拘束ホルダと試験片を一体化して加熱・冷却を繰返す方式で実施した（例えば、特開平５−１８８８１８号公報に示される熱疲労試験方法）。試験温度範囲は、５０〜２５０℃で、繰り返し速度は５min/サイクルとした。その結果、高温ひずみゲージで実測した試験初期の全ひずみ範囲はいずれも約０.45 ％であり、平均ひずみは約−０.65 ％であった。これらのひずみ条件は、バルジ変形が生じた試料番号Ｃ１の試験では、やや変化したが、その他の試験片では、破断するまでほぼ一定であった。
【００５３】
熱疲労寿命は、各サイクルの最低温度（５０℃）において発生する最大の引張応力の値が、サイクル数とともに急激に零まで低下しはじめるサイクル数と定義した。この値は、試験片表面の亀裂が急激に進展しはじめるサイクル数とほぼ一致する。
【００５４】
ポロシティが０．１cc／100g以下の試料におけるＣｕ量と熱疲労寿命の関係、および熱疲労によるバルジ変形の有無を、図１に示す。なお、図中、「１」は試料番号１を、「２」は試料番号２を、「Ｃ１」は試料番号Ｃ１を、「Ｃ２」は試料番号Ｃ２を、それぞれ示す。本実験結果から、２重量％Ｃｕ材は、３.5重量％Ｃｕ材よりも約２倍寿命が長くてバルジ変形も生じないことが分かる。１重量％Ｃｕ材は、さらに寿命が長く３.5重量％Ｃｕ材の約３倍の寿命を示しており、バルジ変形も生じていない。しかし０重量％Ｃｕ材では、１００００サイクルでも破断しないが、バルジ変形が生じてしまうことが分かる。
【００５５】
５００サイクルの熱疲労試験に供した後、平行部から薄膜試料を採取し、基地Ａｌの組織を透過型電子顕微鏡（倍率：５００００倍）で観察した。試料番号Ｃ２（３.5重量％Ｃｕ材）の基地Ａｌ部の金属組織写真（微細組織写真）を、図２に示す。同図より、多くの平板状粒子が認められ、これらはほとんどがＡｌ−Ｃｕ系の析出物であることが確認された。このような析出物の周囲には黒白のコントラストがあり、このコントラストは格子のゆがみ、すなわち弾性的なひずみの存在を意味する。また、析出物は、試験前に比べて大きくなっている。この観察結果から、析出物は、熱疲労試験の加熱過程に成長するが、成長がひずみの拘束下で起こるため析出粒子の周囲に局部的に内部応力が発生したと考えられる。このような内部応力は、基地Ａｌ部の破壊を助長する可能性がある。
【００５６】
また、熱疲労試験で破断した３．５重量％Ｃｕ材（試料番号：Ｃ２）試験片の断面の金属組織を光学顕微鏡（倍率：４００倍）で観察した。その結果を、図３に示す。図３から明らかなように、熱疲労試験で破断した試験片においても、基地Ａｌ中を進む亀裂が観察されている。従って、Ｃｕ量を少なくするほど内部応力の原因となる析出物が少なくなるため、熱疲労寿命が向上すると考えられる。
【００５７】
また、熱疲労試験によりバルジ変形が生じた０重量％Ｃｕ材（試料番号：Ｃ１）の表面状態を走査型電子顕微鏡（倍率：１００倍）で観察した結果を、図４に示す。同図より明らかなように、バルジ変形部には、局部的に変形した凹凸の激しい部分とあまり変形していない表面が滑らかな部分が混在している。０重量％Ｃｕ材は、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系の合金の主要な析出強化相であるＡｌ−Ｃｕ系の析出物が全くないため、基地Ａｌ部が非常に軟らかくて局部変形が生じ易い。従って、熱疲労の場合にも、局部的に変形してバルジ変形が生じたと考えられる。このことから、逆に、Ｃｕを少しでも添加すれば、Ａｌ−Ｃｕ系の析出物による析出強化が期待できるため、このような局部変形が防止でき、熱疲労によるバルジ変形も生じにくいと考えられる。
【００５８】
実用鋳物における耐熱疲労性としては、寿命が長いだけでなく変形が生じないことが要求される。以上より、Ｃｕ量の好適量は０.5重量％〜２重量％であり、Ｃｕ量がこの範囲の場合、変形が生じないで、熱疲労寿命も長いことが期待でき、耐熱疲労性により優れていることが分かる。
【００５９】
（第２実施例）
【００６０】
前記第１実施例と同様の方法で、目的組成になるように、９９．９９重量％純アルミ地金と各種母合金を表１に示す量配合して溶解し、０．３重量％のフラックス（ＮａＣｌ＋２５重量％ＡｌＦ3 ）を添加する除さい処理を施し、約１０Ｐａ・２０min 加熱の条件で真空脱ガス処理を施した後、高さ６０mmの押湯付きジルコン砂シェル型に鋳込んで本発明にかかる本実施例のアルミニウム合金試料素材を作製した（試料番号：３）。このとき、溶解および各種溶湯処理は７５０℃、注湯は７００℃で行った。試料採取位置における凝固時間は約３００sec であり、２次デンドライトアーム間隔は、約５５μｍであった。
【００６１】
得られたアルミニウム合金試料の、基地Ａｌ部の金属組織を、透過型電子顕微鏡で観察し、さらに、制限視野回折法により、分散粒子の組織と大きさを調べた。その結果、大きさが0.２μｍ以下（≦0.２μｍ）のＡｌとＣｕを主成分とする微細組織が１.9重量％含有していることが分かった。
【００６２】
比較のために、本発明の組成外の配合組成や条件で、比較用Ａｌ合金試料素材を得た。
比較例３配合割合を表１の試料番号Ｃ３、Ｃ４とし、上記第２実施例の真空脱ガス処理を省略した他は、前記第２実施例と同様にして比較用Ａｌ合金試料素材を得た（試料番号：Ｃ３、Ｃ４）。
【００６３】
比較例４配合割合を表１の試料番号Ｃ５、Ｃ６とし、上記第２実施例の真空脱ガス処理および除さい処理を省略し、それに変えて、水と油に浸した黒鉛棒を７５０℃の溶湯中に投入して溶湯に水素ガスを含浸させるガス含有処理を追加した他は、前記第２実施例と同様にして比較用Ａｌ合金試料素材（ガス含有処理処理材）を得た（試料番号：Ｃ５、Ｃ６）。
【００６４】
性能評価試験上記試料番号３、および試料番号Ｃ３〜Ｃ６の配合組成とポロシティ量を、表１に併せて示す。なお、ポロシティ量は、前記第１実施例と同様にして算出した。次いで、得られたアルミニウム合金試料、および比較用Ａｌ合金試料に、前記第１実施例と同様に熱処理（Ｔ６処理）を施し、試験片を作製した。
【００６５】
次に、得られた試験片の熱疲労試験を実施した。熱疲労試験方法および試験条件は、前記第１実施例と同様で、試験温度範囲は５０〜２５０℃、繰り返し速度は５min/サイクル、全ひずみ範囲は約０.45 ％、平均ひずみは約−０.65 ％であった。ひずみ条件は、破断するまでほぼ一定であり、バルジ変形はいずれの試験でも生じなかった。
【００６６】
試験試料の熱疲労寿命を、表１に示す。表１より、Ｃｕが１重量％と少ない試料は、ポロシティが0.１cc/100g 以下と少ない場合（試料番号：３）には、前記比較例２のＣｕが３．５重量％の試料の場合（試料番号：Ｃ２）に比べて寿命が約３倍長いが、ポロシティが0.５cc/100g 以上の場合（試料番号：Ｃ３およびＣ５）には、著しく寿命が短いことが分かる。ポロシティを多く含む試料では、ポロシティの周辺で局部変形が生じ、それが寿命の低下をもたらすものと考えられる。一方、Ｃｕが少ないと、析出強化粒子が少なく、やや局部的な変形も生じやすいが、ポロシティの周辺ではさらに局部変形が助長されて寿命低下を招いているものと推察される。
【００６７】
以上より、耐熱疲労性に優れたアルミニウム合金の好適なポロシティの量は、0.２cc/100g 以下と考えられる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の第１実施例、および比較例１〜比較例２において得られた性能評価試験結果を示す図で、ポロシティが０．１cc／100g以下の試料におけるＣｕ量と熱疲労寿命の関係、および熱疲労によるバルジ変形の有無を示す線図である。
【図２】比較例２において得られた、５００サイクルの熱疲労試験後の基地Ａｌ部の金属組織を示す透過型電子顕微鏡写真図（倍率：５００００倍）である。
【図３】比較例２において得られた、熱疲労試験後の試験片の断面の金属組織を示す光学顕微鏡写真図（倍率：４００倍）である。
【図４】比較例１において得られた、熱疲労試験後の試験片の表面の金属組織を示す走査型電子顕微鏡写真図（倍率：１００倍）である。
【符号の説明】
１・・・試料番号１
２・・・試料番号２
Ｃ１・・・試料番号Ｃ１
Ｃ２・・・試料番号Ｃ２
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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