高強度耐熱性強靭アルミニウム合金鋳物
本発明は、高強度で耐熱性があり、延性に富むアルミニウム合金鋳物（Ａｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ ０．２５ Ｚｒ ｗａ又はＡｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ ０．２５ Ｈｆ ｗａ）及び（Ａｌ Ｓｉ ６ Ｍｇ ０．２５ Ｚｒ ｗａ又はＡｌ Ｓｉ ６ Ｍｇ ０．２５ Ｈｆ ｗａ）に関する。この合金は、Ｓｉ：６．５〜７．５重量％及び５．５〜６．５重量％、Ｍｇ：０．２０〜０．３２重量％、Ｚｒ：０．０３〜０．５０重量％及び／又はＨｆ：０．０３〜１．５０重量％、Ｔｉ：０〜０．２０重量％、Ｆｅ：＜０．２０重量％、Ｍｎ：＜０．５０重量％、Ｃｕ：＜０．０５重量％、Ｚｎ：＜０．０７重量％、及び、各場合ともそれぞれ１００重量％にするために加えるＡｌを含んでいる。本発明は、シリンダヘッドのようなこのＡｌ合金鋳物製の加工品又は部品用として、このＡｌ合金鋳物を、高い熱負荷で使用する方法にも関する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｚｒ及び／又はＨｆを含有する、高強度で耐熱性があり、強靭で延性に富むアルミニウム合金鋳物と、この合金鋳物製の加工品又は部品の製造におけるこの合金鋳物の使用法とに関する。
【背景技術】
【０００２】
エンジンの排出物と燃料消費とを低減し、その出力を増大させるために、内燃機関、特にディーゼルエンジンの燃焼圧力及び温度は過去数年にわたって増大してきた。この増大の結果、加工品に対する熱機械的な負荷に関して要請される要件が一層増えてきている。
【０００３】
現行技術によれば、特に内燃機関製造用のアルミニウム（Ａｌ）合金鋳物が知られている。Ａｌ合金鋳物製の鋳物Ａｌ部品は、低比重、簡易な成形及び容易な製造の点から広く用いられている。さらに、多様な鋳造法によって、内燃機関用のピストン、シリンダヘッド、クランクケース、又はエンジンブロックのようなＡｌ合金鋳物製の複雑な加工品又は部品の製造が可能である。このような加工品及び特にこれらの加工品のある範囲のものは、運転状況中に高い熱機械的負荷に曝される。
【０００４】
周知の高強度強靭Ａｌ合金鋳物、例えばＡｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ ０．３ ｗａ（注：ｗａは独語ｗａｒｍａｕｓｇｅｈａｅｒｔｅｔの省略形で、Ｔ６、Ｔ７などの「熱処理をすること」を意味する）は、これらの運転条件の下でその性能限界に達する。周知のシリンダヘッド合金ＧＫ−Ａｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ ０．３ Ｃｕ ０．５ ｗａは、Ｃｕを含有しているために脆性を示し、ノッチ効果に敏感である。又、このタイプのシリンダヘッド合金は、テスト中に、燃焼室プレート（気筒間空間部材、バルブシート、バルブポート、グロープラグ穿孔）及び水路におけるひび割れに敏感であることが判明した点が短所となっている。さらに、このようなＣｕ含有Ａｌ合金鋳物は、シリンダヘッドに用いられる冷却流体と反応して腐食性のスラリを形成する。上記の各Ａｌ合金鋳物においては、強度を増強するＭｇ２Ｓｉ及びＡｌ２Ｃｕの析出物が熱処理によって形成されるが、これらは１５０℃を超える温度では安定でなく、従って現代のエンジンの熱機械的負荷には適合しない。１５０℃を超える長期の熱負荷の下では少なくとも３０％の強度低下が発生する。しかも、Ｍｇ２Ｓｉ及びＡｌ２Ｃｕ相がさらに析出すると、部品の高い熱負荷を受ける部分に不可逆的な熱膨張が発生し、これは運転中の合金の熱サイクルへの耐久性を低下させる。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明の目的は、高強度で耐熱性があり同時に強靭なＡｌ合金鋳物であって、１５０℃以上の温度でその強度値を保持し、さらに、相形成の低下によって熱膨張が低く、従って２４０℃までの温度における強化された熱機械的安定性を有する特徴を備えたＡｌ合金鋳物を作製することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記目的は、請求項１の特徴部分によって達成される。さらに、現行技術の欠点を克服することができる。
【０００７】
Ａｌ合金鋳物の場合、通常は結晶粒の微細化が、溶融物の中にＡｌ３Ｔｉ核を形成するチタン（Ｔｉ）を用いて行われる。高い熱負荷の結果として、加工品用の現代の合金、特にシリンダヘッドにおける合金の鋳造組織はクリープを受けやすいので、組織の結晶粒界を耐高温性の析出物で安定化させる必要がある。
【０００８】
Ｔｉ以外にも、一方では微細結晶粒の成長を促進する化学元素、及び、他方では、高温安定の結晶粒界析出物及び／又は固溶体硬化によって微細組織を２５０〜３００℃まで熱的に安定化させる化学元素が考慮の対象になる。微細組織は、２５０℃を超える温度においては、高温安定な結晶粒界析出物及び／又は固溶体硬化によって安定化されることを指摘しなければならない。これは、対クリープ抵抗を改善し、結晶粒界すべりと結晶粒の成長を防止する。さらに加えて、所望の高温強度が、固溶体硬化と析出物硬化とによって、合金を脆化することなく実現される。高い極限ひずみと耐熱性に対しては、固溶体硬化の含有量が高いものが有利である。
【０００９】
本発明に従って所要の要件を達成するためには、材料を脆化させる針状組織を特に鋳造中に形成しない金属間化合物の高温相の存在が確認されなければならない。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
最初に、高強度で強靭なＡｌ合金鋳物Ａｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ ｗａを取り上げると、この合金は、本発明に従って、元素Ｚｒ及び／又はＨｆによって変性される。意外なことに、Ｚｒ及び／又はＨｆは上記の要件を達成する。つまり、Ａｌと結合して高温安定な金属間化合物Ａｌ３Ｚｒ及びＡｌ３Ｈｆの高温相、並びに、ＡｌｘＺｒｙＳｉｚ、ＡｌｘＨｆｙＳｉｚ、あるいはＡｌｘ（Ｚｒ、Ｈｆ）ｙＳｉｚのようなＺｒ及びＨｆを含有するケイ化アルミニウムの高温相を生成する結果をもたらす。これらの高温相は、１５８２℃（Ａｌ３Ｚｒの場合）及び１５９０℃（Ａｌ３Ｈｆの場合）の融点を有している。Ａｌ３Ｚｒ又はＡｌ３Ｈｆを含むＡｌプレアロイの形のＺｒ及び／又はＨｆは、その高い温度安定性及びＡｌへのきわめて低い溶解度のために、結晶粒微細化添加剤として非常に効果的であり、本発明によるＡｌ合金鋳物の熱機械的強度を決定因子的に決定する。後段の熱処理において、耐高温性のＺｒ及び／又はＨｆ含有ケイ化アルミニウムが付加的に形成されて、組織が熱的に安定化し、場合によっては、２４０℃における不可逆熱膨張を低く抑えることができる。針状の析出物、又は脆化をもたらす析出物を避けるために、微細なＡｌ３Ｚｒ又はＡｌ３Ｈｆ相の形のＺｒ又はＨｆは、最大１０重量％のＺｒ及び／又はＨｆを含むＡｌプレアロイによって、粉体又は線の形で溶解Ａｌの中に投入する必要がある。結晶粒微細化のためには、僅少量、すなわち僅かに０．０３重量％のＺｒ及び／又はＨｆの最低含有量が必要なだけである。
【００１１】
周知のＴｉ結晶粒微細化に比べて、特に本発明によるＺｒ及び／又はＨｆ結晶粒微細化は、Ａｌ３Ｚｒ及び／又はＡｌ３Ｈｆ相がＡｌ３Ｔｉよりも温度安定であり、さらにＺｒ又はＨｆはＡｌへの溶解度が遥かに小さいという特徴を有している点で好ましい。
【００１２】
ＧＫ−Ａｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ ｗａのシリンダヘッドによって、結晶粒微細化の効果が実証された。Ａｌ Ｔｉ １０、Ａｌ Ｔｉ ５、あるいはＡｌ Ｔｉ ３ Ｂ １のような従来のＴｉ含有結晶粒微細化添加剤を使用して、燃焼室プレートにおいて、Ａｌデンドライトの２０〜７０μｍのアームスペーシングを有する組織を実現した。Ｚｒ又はＨｆを、Ａｌ Ｚｒ ５、Ａｌ Ｚｒ １０、Ａｌ Ｈｆ ５、あるいはＡｌ Ｈｆ １０のようなＡｌ３Ｚｒ又はＡｌ３Ｈｆ含有Ａｌプレアロイの形で、ＧＫ−Ａｌ Ｓｉ ７ Ｍｇに０．１０〜０．２０重量％添加すると、Ａｌデンドライトのアームスペーシングを１０〜５０μｍに経済的に低減することができた。追加的なＴｉ結晶粒微細化によっても同様に微小なデンドライトアームスペーシングが得られる。６９０℃を超える温度での本発明に基づくＺｒ又はＨｆによる合金化の間、Ａｌ３Ｚｒ又はＡｌ３Ｈｆ相は、その僅かな部分のみが、Ｚｒ又はＨｆ含有Ａｌプレアロイから溶解するのみであり、従って、十分なＡｌ３Ｚｒ又はＡｌ３Ｈｆ核がＡｌの結晶粒微細化のために残される。これに対して、すでに溶解しているＺｒ及びＨｆは、圧力又は重力ダイカスト法における凝固速度に応じて、アルミニウムの中に溶解した状態に留まる。４７０℃〜５６０℃の間の溶体化熱処理と、水による急冷と、１６０℃を超える温度における時効硬化とからなる後段の熱処理の期間中に、本発明に従って、合金の組成以外にも、固溶体硬化の析出物硬化に対する比率も確定される。高温において長時間溶体化熱処理し、続いて水冷すると、固溶体硬化の含有率が高くなり、２００℃〜２５０℃の温度で長時間溶体化熱処理すると、ＡｌｘＺｒｙＳｉｚ、ＡｌｘＨｆｙＳｉｚ、あるいはＡｌｘ（Ｚｒ、Ｈｆ）ｙＳｉｚのようなＺｒ又はＨｆ含有ケイ化アルミニウムが形成されて析出物硬化の比率が高くなり、固溶体硬化が低下する結果となる。４７０℃〜５６０℃の間の溶体化熱処理の間に、０．１５重量以下％のＺｒあるいは１．００重量％以下のＨｆが溶解し得る。従って、合金の脆化を伴わない強度の増大に関しては、Ｈｆの方がＺｒに比べて有利である。１５０℃〜２５０℃のエンジン温度（運転温度）においては、固溶体硬化は大部分保存されたままの状態が続く。これに対して、熱負荷の下では、Ａｌ３Ｚｒ及び／又はＡｌ３Ｈｆによる析出物硬化は低減する。しかし、材料強度の低下は、ごく僅かなものであるか、あるいは、Ｍｇ２Ｓｉの析出物硬化の場合よりも小さい。これは、未溶解のＡｌ結晶粒微細化添加剤と、後に形成されるＡｌｘＺｒｙＳｉｚ、ＡｌｘＨｆｙＳｉｚ、あるいはＡｌｘ（Ｚｒ、Ｈｆ）ｙＳｉｚのようなＺｒ及びＨｆ含有ケイ化アルミニウムとに由来するＡｌ３Ｚｒ及び／又はＡｌ３Ｈｆが高温安定性を備えているからである。Ｔｉ結晶粒微細化を追加的に行うと、Ａｌ３Ｚｒ／Ａｌ３Ｈｆ分散質以外に、Ａｌ３（Ｚｒ、Ｔｉ）又はＡｌ３（Ｈｆ、Ｔｉ）の混合分散質が形成され、あるいは又、ケイ素との反応によって、ＡｌｘＺｒｙＳｉｚ、ＡｌｘＨｆｙＳｉｚ、あるいはＡｌｘ（Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔｉ）ｙＳｉｚのようなＺｒ、Ｈｆ、又はＴｉ含有ケイ化アルミニウムが形成される。これらの析出物はきわめて温度安定であるので、本発明によって、Ｚｒ又はＨｆを含有するＡｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ ｗａにおける不可逆的熱膨張が低下する結果が得られる。例えば、Ｚｒ／Ｈｆを含まないＧＫ−Ａｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ製のシリンダヘッドをＴ７熱処理したものの不可逆的熱膨張は、２４０℃に１００ｈ曝露後に、０．０５〜０．０６％である。僅かに０．１０重量％のＺｒを添加するだけで、この不可逆的熱膨張は約０．０４％に低下し、Ｚｒを０．２０重量％添加するとさらに約０．０２５％に低下する。本発明によれば、ＧＫ−Ａｌ Ｓｉ ６ Ｍｇ ０．２６ Ｚｒ／Ｈｆ製のＴ７熱処理したシリンダヘッドの不可逆的熱膨張は、Ｓｉ含有量を４．５〜６．５重量％に低減することによって、さらに１０％低下させることができた。このＳｉ含有量はＡｌ Ｓｉ ７ Ｍｇの範囲（Ａｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ：６．５〜７．５重量％Ｓｉ）外にある。さらに、シリンダヘッドの極限ひずみがＡｌ Ｓｉ ７ Ｍｇに比べて約１％だけ改善されたので、全体として温度サイクルへの高い耐久性が実現される。Ｓｉ含有量は好ましくは５．５〜７．５重量％の範囲、特に好ましくは６．５〜７．５重量％の範囲である。
【００１３】
本発明による合金の所要の高い強靭性、あるいはノッチ効果に対する抵抗力を保証するために、Ａｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ合金におけるＦｅ及びＭｇの含有量を本発明に従って制限する必要がある。本発明によれば、以下のような化学組成が提案される。
【００１４】
本発明によるＡｌ合金鋳物の化学組成は次のとおりである（短縮表記：Ａｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ ０．２５ Ｚｒ ｗａ又はＡｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ ０．２５ Ｈｆ ｗａ又はＡｌ Ｓｉ ６ Ｍｇ ０．２５ Ｚｒ ｗａ又はＡｌ Ｓｉ ６ Ｍｇ ０．２５ Ｈｆ ｗａ）。すなわち、
Ｓｉ：４．５〜７．５重量％、特に、６．５〜７．５重量％、
Ｍｇ：０．２０〜０．３２重量％、
Ｚｒ：０．０３〜０．５０重量％及び／又はＨｆ：０．０３〜１．５０重量％、
Ｔｉ：０〜０．２０重量％、
Ｆｅ：＜０．２０重量％、
Ｍｎ：＜０．５０重量％、
Ｃｕ：＜０．０５重量％、
Ｚｎ：＜０．０７重量％、
及び、各場合ともそれぞれＡｌを加えて１００重量％にする。
【００１５】
場合によっては、当分野における当業者にとっては周知のように、製造プロセスからの残留不純物（Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｏ）が含まれることがある。
【００１６】
さらに、Ｚｒ、Ｔｉ及びＨｆは、上記の範囲内において、混合物として存在してもよい（例えば、Ｈｆの“不純物を含有する”Ｚｒ）。
【００１７】
ＧＫ−Ａｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ ０．２５ Ｚｒ ｗａのシリンダヘッドによって、０．１０〜０．２０重量％のＺｒ添加により、引張強度及び降伏点を、合金を脆化することなく少なくとも１０％だけ改善できることが明らかになった。又、Ｚｒの結晶粒微細化効果があるので、極限ひずみは変化せずにそのままの状態に留まる。２４０℃における不可逆的熱膨張は約５０％低減することができた。
【００１８】
目標とした高い強度値は、高い強靭性と共に、さらに、微細な鋳造組織によって実現することができる。このため、鋳造中の高い凝固速度が望ましい。又、同等の鋳造厚さの場合は、重力ダイカスト法及び圧力ダイカスト法の組織の方が、砂型鋳造に比べてより微細である。
【００１９】
本発明は、以上に述べたＡｌ合金鋳物を、この合金鋳物製の加工品又は部品の製造に使用する方法にも関する。ここで、“この合金鋳物製の部品”という表現は、構成要素、ケーシング、被覆等のような、その加工品の固有の部分を意味している。
【００２０】
加工品は、特に、内燃機関のピストン、シリンダヘッド、クランクケース、又はエンジンブロックのような品目であるがこれに限定されるわけではない。
【００２１】
本発明によるＡｌ合金鋳物並びに加工品の製造については、当分野に携わる当業者に周知されている通常の方法を、ここに特に規定しない限り利用することができる。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｚｒ及び／又はＨｆを含有する、高強度で耐熱性があり、強靭で延性に富むアルミニウム合金鋳物と、この合金鋳物製の加工品又は部品の製造におけるこの合金鋳物の使用法とに関する。
【背景技術】
【０００２】
エンジンの排出物と燃料消費とを低減し、その出力を増大させるために、内燃機関、特にディーゼルエンジンの燃焼圧力及び温度は過去数年にわたって増大してきた。この増大の結果、加工品に対する熱機械的な負荷に関して要請される要件が一層増えてきている。
【０００３】
現行技術によれば、特に内燃機関製造用のアルミニウム（Ａｌ）合金鋳物が知られている。Ａｌ合金鋳物製の鋳物Ａｌ部品は、低比重、簡易な成形及び容易な製造の点から広く用いられている。さらに、多様な鋳造法によって、内燃機関用のピストン、シリンダヘッド、クランクケース、又はエンジンブロックのようなＡｌ合金鋳物製の複雑な加工品又は部品の製造が可能である。このような加工品及び特にこれらの加工品のある範囲のものは、運転状況中に高い熱機械的負荷に曝される。
【０００４】
周知の高強度強靭Ａｌ合金鋳物、例えばＡｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ ０．３ ｗａ（注：ｗａは独語ｗａｒｍａｕｓｇｅｈａｅｒｔｅｔの省略形で、Ｔ６、Ｔ７などの「熱処理をすること」を意味する）は、これらの運転条件の下でその性能限界に達する。周知のシリンダヘッド合金ＧＫ−Ａｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ ０．３ Ｃｕ ０．５ ｗａは、Ｃｕを含有しているために脆性を示し、ノッチ効果に敏感である。又、このタイプのシリンダヘッド合金は、テスト中に、燃焼室プレート（気筒間空間部材、バルブシート、バルブポート、グロープラグ穿孔）及び水路におけるひび割れに敏感であることが判明した点が短所となっている。さらに、このようなＣｕ含有Ａｌ合金鋳物は、シリンダヘッドに用いられる冷却流体と反応して腐食性のスラリを形成する。上記の各Ａｌ合金鋳物においては、強度を増強するＭｇ２Ｓｉ及びＡｌ２Ｃｕの析出物が熱処理によって形成されるが、これらは１５０℃を超える温度では安定でなく、従って現代のエンジンの熱機械的負荷には適合しない。１５０℃を超える長期の熱負荷の下では少なくとも３０％の強度低下が発生する。しかも、Ｍｇ２Ｓｉ及びＡｌ２Ｃｕ相がさらに析出すると、部品の高い熱負荷を受ける部分に不可逆的な熱膨張が発生し、これは運転中の合金の熱サイクルへの耐久性を低下させる。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明の目的は、高強度で耐熱性があり同時に強靭なＡｌ合金鋳物であって、１５０℃以上の温度でその強度値を保持し、さらに、相形成の低下によって熱膨張が低く、従って２４０℃までの温度における強化された熱機械的安定性を有する特徴を備えたＡｌ合金鋳物を作製することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記目的は、請求項１の特徴部分によって達成される。さらに、現行技術の欠点を克服することができる。
【０００７】
Ａｌ合金鋳物の場合、通常は結晶粒の微細化が、溶融物の中にＡｌ３Ｔｉ核を形成するチタン（Ｔｉ）を用いて行われる。高い熱負荷の結果として、加工品用の現代の合金、特にシリンダヘッドにおける合金の鋳造組織はクリープを受けやすいので、組織の結晶粒界を耐高温性の析出物で安定化させる必要がある。
【０００８】
Ｔｉ以外にも、一方では微細結晶粒の成長を促進する化学元素、及び、他方では、高温安定の結晶粒界析出物及び／又は固溶体硬化によって微細組織を２５０〜３００℃まで熱的に安定化させる化学元素が考慮の対象になる。微細組織は、２５０℃を超える温度においては、高温安定な結晶粒界析出物及び／又は固溶体硬化によって安定化されることを指摘しなければならない。これは、対クリープ抵抗を改善し、結晶粒界すべりと結晶粒の成長を防止する。さらに加えて、所望の高温強度が、固溶体硬化と析出物硬化とによって、合金を脆化することなく実現される。高い極限ひずみと耐熱性に対しては、固溶体硬化の含有量が高いものが有利である。
【０００９】
本発明に従って所要の要件を達成するためには、材料を脆化させる針状組織を特に鋳造中に形成しない金属間化合物の高温相の存在が確認されなければならない。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
最初に、高強度で強靭なＡｌ合金鋳物Ａｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ ｗａを取り上げると、この合金は、本発明に従って、元素Ｚｒ及び／又はＨｆによって変性される。意外なことに、Ｚｒ及び／又はＨｆは上記の要件を達成する。つまり、Ａｌと結合して高温安定な金属間化合物Ａｌ３Ｚｒ及びＡｌ３Ｈｆの高温相、並びに、ＡｌｘＺｒｙＳｉｚ、ＡｌｘＨｆｙＳｉｚ、あるいはＡｌｘ（Ｚｒ、Ｈｆ）ｙＳｉｚのようなＺｒ及びＨｆを含有するケイ化アルミニウムの高温相を生成する結果をもたらす。これらの高温相は、１５８２℃（Ａｌ３Ｚｒの場合）及び１５９０℃（Ａｌ３Ｈｆの場合）の融点を有している。Ａｌ３Ｚｒ又はＡｌ３Ｈｆを含むＡｌプレアロイの形のＺｒ及び／又はＨｆは、その高い温度安定性及びＡｌへのきわめて低い溶解度のために、結晶粒微細化添加剤として非常に効果的であり、本発明によるＡｌ合金鋳物の熱機械的強度を決定因子的に決定する。後段の熱処理において、耐高温性のＺｒ及び／又はＨｆ含有ケイ化アルミニウムが付加的に形成されて、組織が熱的に安定化し、場合によっては、２４０℃における不可逆熱膨張を低く抑えることができる。針状の析出物、又は脆化をもたらす析出物を避けるために、微細なＡｌ３Ｚｒ又はＡｌ３Ｈｆ相の形のＺｒ又はＨｆは、最大１０重量％のＺｒ及び／又はＨｆを含むＡｌプレアロイによって、粉体又は線の形で溶解Ａｌの中に投入する必要がある。結晶粒微細化のためには、僅少量、すなわち僅かに０．０３重量％のＺｒ及び／又はＨｆの最低含有量が必要なだけである。
【００１１】
周知のＴｉ結晶粒微細化に比べて、特に本発明によるＺｒ及び／又はＨｆ結晶粒微細化は、Ａｌ３Ｚｒ及び／又はＡｌ３Ｈｆ相がＡｌ３Ｔｉよりも温度安定であり、さらにＺｒ又はＨｆはＡｌへの溶解度が遥かに小さいという特徴を有している点で好ましい。
【００１２】
ＧＫ−Ａｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ ｗａのシリンダヘッドによって、結晶粒微細化の効果が実証された。Ａｌ Ｔｉ １０、Ａｌ Ｔｉ ５、あるいはＡｌ Ｔｉ ３ Ｂ １のような従来のＴｉ含有結晶粒微細化添加剤を使用して、燃焼室プレートにおいて、Ａｌデンドライトの２０〜７０μｍのアームスペーシングを有する組織を実現した。Ｚｒ又はＨｆを、Ａｌ Ｚｒ ５、Ａｌ Ｚｒ １０、Ａｌ Ｈｆ ５、あるいはＡｌ Ｈｆ １０のようなＡｌ３Ｚｒ又はＡｌ３Ｈｆ含有Ａｌプレアロイの形で、ＧＫ−Ａｌ Ｓｉ ７ Ｍｇに０．１０〜０．２０重量％添加すると、Ａｌデンドライトのアームスペーシングを１０〜５０μｍに経済的に低減することができた。追加的なＴｉ結晶粒微細化によっても同様に微小なデンドライトアームスペーシングが得られる。６９０℃を超える温度での本発明に基づくＺｒ又はＨｆによる合金化の間、Ａｌ３Ｚｒ又はＡｌ３Ｈｆ相は、その僅かな部分のみが、Ｚｒ又はＨｆ含有Ａｌプレアロイから溶解するのみであり、従って、十分なＡｌ３Ｚｒ又はＡｌ３Ｈｆ核がＡｌの結晶粒微細化のために残される。これに対して、すでに溶解しているＺｒ及びＨｆは、圧力又は重力ダイカスト法における凝固速度に応じて、アルミニウムの中に溶解した状態に留まる。４７０℃〜５６０℃の間の溶体化熱処理と、水による急冷と、１６０℃を超える温度における時効硬化とからなる後段の熱処理の期間中に、本発明に従って、合金の組成以外にも、固溶体硬化の析出物硬化に対する比率も確定される。高温において長時間溶体化熱処理し、続いて水冷すると、固溶体硬化の含有率が高くなり、２００℃〜２５０℃の温度で長時間溶体化熱処理すると、ＡｌｘＺｒｙＳｉｚ、ＡｌｘＨｆｙＳｉｚ、あるいはＡｌｘ（Ｚｒ、Ｈｆ）ｙＳｉｚのようなＺｒ又はＨｆ含有ケイ化アルミニウムが形成されて析出物硬化の比率が高くなり、固溶体硬化が低下する結果となる。４７０℃〜５６０℃の間の溶体化熱処理の間に、０．１５重量以下％のＺｒあるいは１．００重量％以下のＨｆが溶解し得る。従って、合金の脆化を伴わない強度の増大に関しては、Ｈｆの方がＺｒに比べて有利である。１５０℃〜２５０℃のエンジン温度（運転温度）においては、固溶体硬化は大部分保存されたままの状態が続く。これに対して、熱負荷の下では、Ａｌ３Ｚｒ及び／又はＡｌ３Ｈｆによる析出物硬化は低減する。しかし、材料強度の低下は、ごく僅かなものであるか、あるいは、Ｍｇ２Ｓｉの析出物硬化の場合よりも小さい。これは、未溶解のＡｌ結晶粒微細化添加剤と、後に形成されるＡｌｘＺｒｙＳｉｚ、ＡｌｘＨｆｙＳｉｚ、あるいはＡｌｘ（Ｚｒ、Ｈｆ）ｙＳｉｚのようなＺｒ及びＨｆ含有ケイ化アルミニウムとに由来するＡｌ３Ｚｒ及び／又はＡｌ３Ｈｆが高温安定性を備えているからである。Ｔｉ結晶粒微細化を追加的に行うと、Ａｌ３Ｚｒ／Ａｌ３Ｈｆ分散質以外に、Ａｌ３（Ｚｒ、Ｔｉ）又はＡｌ３（Ｈｆ、Ｔｉ）の混合分散質が形成され、あるいは又、ケイ素との反応によって、ＡｌｘＺｒｙＳｉｚ、ＡｌｘＨｆｙＳｉｚ、あるいはＡｌｘ（Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔｉ）ｙＳｉｚのようなＺｒ、Ｈｆ、又はＴｉ含有ケイ化アルミニウムが形成される。これらの析出物はきわめて温度安定であるので、本発明によって、Ｚｒ又はＨｆを含有するＡｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ ｗａにおける不可逆的熱膨張が低下する結果が得られる。例えば、Ｚｒ／Ｈｆを含まないＧＫ−Ａｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ製のシリンダヘッドをＴ７熱処理したものの不可逆的熱膨張は、２４０℃に１００ｈ曝露後に、０．０５〜０．０６％である。僅かに０．１０重量％のＺｒを添加するだけで、この不可逆的熱膨張は約０．０４％に低下し、Ｚｒを０．２０重量％添加するとさらに約０．０２５％に低下する。本発明によれば、ＧＫ−Ａｌ Ｓｉ ６ Ｍｇ ０．２６ Ｚｒ／Ｈｆ製のＴ７熱処理したシリンダヘッドの不可逆的熱膨張は、Ｓｉ含有量を４．５〜６．５重量％に低減することによって、さらに１０％低下させることができた。このＳｉ含有量はＡｌ Ｓｉ ７ Ｍｇの範囲（Ａｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ：６．５〜７．５重量％Ｓｉ）外にある。さらに、シリンダヘッドの極限ひずみがＡｌ Ｓｉ ７ Ｍｇに比べて約１％だけ改善されたので、全体として温度サイクルへの高い耐久性が実現される。Ｓｉ含有量は好ましくは５．５〜７．５重量％の範囲、特に好ましくは６．５〜７．５重量％の範囲である。
【００１３】
本発明による合金の所要の高い強靭性、あるいはノッチ効果に対する抵抗力を保証するために、Ａｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ合金におけるＦｅ及びＭｇの含有量を本発明に従って制限する必要がある。本発明によれば、以下のような化学組成が提案される。
【００１４】
本発明によるＡｌ合金鋳物の化学組成は次のとおりである（短縮表記：Ａｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ ０．２５ Ｚｒ ｗａ又はＡｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ ０．２５ Ｈｆ ｗａ又はＡｌ Ｓｉ ６ Ｍｇ ０．２５ Ｚｒ ｗａ又はＡｌ Ｓｉ ６ Ｍｇ ０．２５ Ｈｆ ｗａ）。すなわち、
Ｓｉ：４．５〜７．５重量％、特に、６．５〜７．５重量％、
Ｍｇ：０．２０〜０．３２重量％、
Ｚｒ：０．０３〜０．５０重量％及び／又はＨｆ：０．０３〜１．５０重量％、
Ｔｉ：０〜０．２０重量％、
Ｆｅ：＜０．２０重量％、
Ｍｎ：＜０．５０重量％、
Ｃｕ：＜０．０５重量％、
Ｚｎ：＜０．０７重量％、
及び、各場合ともそれぞれＡｌを加えて１００重量％にする。
【００１５】
場合によっては、当分野における当業者にとっては周知のように、製造プロセスからの残留不純物（Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｏ）が含まれることがある。
【００１６】
さらに、Ｚｒ、Ｔｉ及びＨｆは、上記の範囲内において、混合物として存在してもよい（例えば、Ｈｆの“不純物を含有する”Ｚｒ）。
【００１７】
ＧＫ−Ａｌ Ｓｉ ７ Ｍｇ ０．２５ Ｚｒ ｗａのシリンダヘッドによって、０．１０〜０．２０重量％のＺｒ添加により、引張強度及び降伏点を、合金を脆化することなく少なくとも１０％だけ改善できることが明らかになった。又、Ｚｒの結晶粒微細化効果があるので、極限ひずみは変化せずにそのままの状態に留まる。２４０℃における不可逆的熱膨張は約５０％低減することができた。
【００１８】
目標とした高い強度値は、高い強靭性と共に、さらに、微細な鋳造組織によって実現することができる。このため、鋳造中の高い凝固速度が望ましい。又、同等の鋳造厚さの場合は、重力ダイカスト法及び圧力ダイカスト法の組織の方が、砂型鋳造に比べてより微細である。
【００１９】
本発明は、以上に述べたＡｌ合金鋳物を、この合金鋳物製の加工品又は部品の製造に使用する方法にも関する。ここで、“この合金鋳物製の部品”という表現は、構成要素、ケーシング、被覆等のような、その加工品の固有の部分を意味している。
【００２０】
加工品は、特に、内燃機関のピストン、シリンダヘッド、クランクケース、又はエンジンブロックのような品目であるがこれに限定されるわけではない。
【００２１】
本発明によるＡｌ合金鋳物並びに加工品の製造については、当分野に携わる当業者に周知されている通常の方法を、ここに特に規定しない限り利用することができる。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
次の化学組成、すなわち、
Ｓｉ：４．５〜７．５重量％、
Ｍｇ：０．２０〜０．３２重量％、
Ｚｒ：０．０３〜０．５０重量％及び／又はＨｆ：０．０３〜１．５０重量％、
Ｔｉ：０〜０．２０重量％、
Ｆｅ：＜０．２０重量％、
Ｍｎ：＜０．５０重量％、
Ｃｕ：＜０．０５重量％、
Ｚｎ：＜０．０７重量％、
及び、合計で１００重量％にするために加えられるＡｌ、を含むＡｌ合金鋳物。
【請求項２】
Ｚｒ及びＨｆが、上記の範囲において混合物として存在する、請求項１に記載のＡｌ合金鋳物。
【請求項３】
前記合金が、金属間化合物であるＡｌ３Ｚｒ及び／又はＡｌ３Ｈｆの高温相を含むことを特徴とする、請求項１あるいは２に記載のＡｌ合金鋳物。
【請求項４】
前記合金が、金属間化合物であるＡｌ３（Ｚｒ、Ｔｉ）及び／又はＡｌ３（Ｈｆ、Ｔｉ）相を、特に混合分散質として含むことを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載のＡｌ合金鋳物。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか１項に記載のＡｌ合金鋳物を、内燃機関のピストン、シリンダヘッド、クランクケース、又はエンジンブロック用として使用する方法。
【請求項１】
次の化学組成、すなわち、
Ｓｉ：４．５〜７．５重量％、
Ｍｇ：０．２０〜０．３２重量％、
Ｚｒ：０．０３〜０．５０重量％及び／又はＨｆ：０．０３〜１．５０重量％、
Ｔｉ：０〜０．２０重量％、
Ｆｅ：＜０．２０重量％、
Ｍｎ：＜０．５０重量％、
Ｃｕ：＜０．０５重量％、
Ｚｎ：＜０．０７重量％、
及び、合計で１００重量％にするために加えられるＡｌ、を含むＡｌ合金鋳物。
【請求項２】
Ｚｒ及びＨｆが、上記の範囲において混合物として存在する、請求項１に記載のＡｌ合金鋳物。
【請求項３】
前記合金が、金属間化合物であるＡｌ３Ｚｒ及び／又はＡｌ３Ｈｆの高温相を含むことを特徴とする、請求項１あるいは２に記載のＡｌ合金鋳物。
【請求項４】
前記合金が、金属間化合物であるＡｌ３（Ｚｒ、Ｔｉ）及び／又はＡｌ３（Ｈｆ、Ｔｉ）相を、特に混合分散質として含むことを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載のＡｌ合金鋳物。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか１項に記載のＡｌ合金鋳物を、内燃機関のピストン、シリンダヘッド、クランクケース、又はエンジンブロック用として使用する方法。
【公表番号】特表２００７−５００７９３（Ｐ２００７−５００７９３Ａ）
【公表日】平成１９年１月１８日（２００７．１．１８）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００６−５２９７３０（Ｐ２００６−５２９７３０）
【出願日】平成１６年５月３日（２００４．５．３）
【国際出願番号】ＰＣＴ／ＥＰ２００４／００４６５４
【国際公開番号】ＷＯ２００４／１０４２４０
【国際公開日】平成１６年１２月２日（２００４．１２．２）
【出願人】（５９８０５１８１９）ダイムラークライスラー・アクチェンゲゼルシャフト (1,147)
【公表日】平成１９年１月１８日（２００７．１．１８）
【国際特許分類】
【出願日】平成１６年５月３日（２００４．５．３）
【国際出願番号】ＰＣＴ／ＥＰ２００４／００４６５４
【国際公開番号】ＷＯ２００４／１０４２４０
【国際公開日】平成１６年１２月２日（２００４．１２．２）
【出願人】（５９８０５１８１９）ダイムラークライスラー・アクチェンゲゼルシャフト (1,147)
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