JPH10251790A

JPH10251790A - 熱疲労強度に優れるアルミニウム合金鋳物

Info

Publication number: JPH10251790A
Application number: JP5821297A
Authority: JP
Inventors: Akira Yoshizawa; 亮吉沢; Kenichi Horikawa; 顕一堀川; Shigetaka Morita; 茂隆森田
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1997-03-13
Filing date: 1997-03-13
Publication date: 1998-09-22

Abstract

(57)【要約】【課題】熱疲労強度に優れるアルミニウム合金鋳物を
提供すること。【解決手段】本発明のアルミニウム合金鋳物は、重量
比率で、Ｓｉ４〜１０％、Ｃｕ０〜５％、Ｍｇ０〜１．
０％、残部Ａｌおよび不可避的不純物の組成からなるア
ルミニウム合金であって、該アルミニウム合金鋳物のＤ
ＡＳ４５μｍ以下、平均円相当径が１０μｍ以下で、か
つ平均円形度７０％以上の共晶Ｓｉを有することを特徴
とする。また、共晶Ｓｉ以外の晶出物の面積率が３％以
下で、平均円形度が５０％以上である。また、ポロシテ
ィ率が０．３％以下である。共晶Ｓｉの改良剤として、
Ｎａ、Ｓｒ、Ｓｂの少なくとも一つの元素を使用するこ
とが好ましい。前記アルミニウム合金鋳物がシリンダヘ
ッドである。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、熱疲労強度に優れ
るアルミニウム合金鋳物で、詳細には車両特に自動車用
エンジンの特に耐熱性を要求されるシリンダヘッドで、
アルミニウム合金鋳物製の一体鋳造式のシリンダヘッド
に関する。

【０００２】

【従来の技術】自動車用エンジン、特にガソリンエンジ
ンにおいては、軽量化、冷却性能の向上、加工の容易性
等の観点から、アルミニウム合金製のシリンダヘッドが
多く用いられている。ヘッド用アルミニウム合金として
は、一般にＪＩＳＡＣ２Ａ、ＡＣ２Ｂ、ＡＣ４Ｂ、Ａ
Ｃ４Ｃ合金等が使用されている。また、特開昭４９−５
５５１５号公報では熱疲労を改善するために０．８〜
１．６％のＳｉと３〜４．８％のＭｇを含むアルミニウ
ム合金にＭｏ、Ｖ、Ｃｒを添加している例がみられる。
しかし、特開昭４９−５５５１５号公報に開示のアルミ
ニウム合金はＳｉ含有量が少ないため鋳造性（湯流れ
性）が悪く、製品形状によっては大きな押し湯を必要と
し、その結果注入歩留が悪くなる等実用的でない。

【０００３】また、耐熱性向上のひとつで熱疲労特性を
向上させるために、再溶融、異種材の肉盛り等の後処理
を施すことによりミクロ組織を微細化する技術がある。
例えば、特開昭５９−２８０４９号公報では基材のＡＣ
４Ｂ合金鋳物の中の高温となるエキゾースト・バルブ・
シート部に高靱性Ａｌ合金を肉盛りして部分強化する技
術が開示されている。

【０００４】その他の耐熱性向上手段として、アルミニ
ウム製シリンダヘッドの所望の部位に耐熱材料を鋳包む
技術がある。一方、鋳造欠陥を少なくすることも耐熱性
を向上させる効果があると言われている。鋳造欠陥の防
止を図るものとして、特公平６−７３７４０号公報に開
示されているように、鋳型のうち、鋳造欠陥の発生し易
い部位にナトリウム元素供給層を形成し、鋳型内に流入
する溶湯にナトリウムを効率的に添加し、欠陥を防止す
る技術がある。

【０００５】また、特開平２−１２１７６６号公報に
は、アルミ・シリンダヘッド及びその製造方法を開示し
ている。即ち、「アルミ・シリンダヘッド全体がＴ５あ
るいはＴ６熱処理された硬化部にて形成され、該硬化部
の内ローサイクル熱疲労の生じ易い部分のみがマグネシ
ウム量を０．１重量％未満に低下させた軟化部にて形成
されたアルミ・シリンダヘッド」で、該アルミ・シリン
ダヘッドは、「アルミニウム合金をシリンダヘッド形状
の鋳型内で鋳造成形し、該成形品の全体をＴ５あるいは
Ｔ６熱処理すると共に、該Ｔ５あるいはＴ６熱処理前ま
たは後にローサイクル熱疲労の生じ易い部分のみを真空
雰囲気下で再溶融してマグネシウム量を０．１重量％未
満に低下させる方法」により製造される、としている。
ここで、「ローサイクル熱疲労の生じ易い部分」とは、
図３に斜線で示すアルミ・シリンダヘッド２６の触火面
２０のホットプラグ２１と吸気ポート２２と排気ポート
２３とを結ぶ略三角形の部分である。なお、２５は硬化
部、斜線で示す２７は軟化部で、２４は吸気ポート２２
と排気ポート２３のシートインサート間である。

【０００６】また、特開昭６２−２４８５５５号公報に
は、「比較的多量のＳｉを含む鋳造用アルミニウム合金
の溶湯を金型を用いて鋳造し、高速冷却を行うことによ
って共晶Ｓｉを微細化したアルミニウム合金製シリンダ
ヘッド」を開示している。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、再溶
融、異種材の肉盛り、鋳包み技術では、製造コストが高
くなるという課題があり、鋳造時に実施可能な低コスト
のミクロ組織制御法が求められていた。さらに、ナトリ
ウムの添加には集中する引け巣を分散させる効果が認め
られるが、その場合でも微小欠陥が残存するため、脱ガ
ス処理と組み合わせることが多い。しかし、鋳型内では
脱ガス処理を行うことは難く、微小欠陥を完全に阻止で
きない。このため、大きな熱負荷のかかる部位での使用
には耐熱強度が不十分であった。

【０００８】前記特開平２−１２１７６６号公報に開示
のように、硬化部の内ローサイクル熱疲労の生じ易い部
分のみを軟化部に形成した場合、燃焼中にへたりが生じ
る虞れがあり、寸法安定性に欠けるという課題がある。
やはり、硬さ、剛性が必要と考えられる。また、前記特
開昭６２−２４８５５５号公報に開示のように、共晶Ｓ
ｉの微細化のみでは疲労強度を向上することは難しいと
いう課題がある。疲労強度を向上するためには、共晶Ｓ
ｉの微細化に加えて、共晶Ｓｉの形状をできるだけ丸く
するという思想の導入が必要である。

【０００９】本発明は上記課題に鑑みなされたもので、
熱疲労特性に優れるとともに、鋳造性にも優れるアルミ
ニウム合金により耐熱性が要求されるアルミニウム合金
鋳物並びにシリンダヘッドを提供することを目的とす
る。

【００１０】

【課題を解決するための手段】即ち本発明の熱疲労強度
に優れるアルミニウム合金鋳物は、重量比率で、Ｓｉ：
４〜１０％、Ｃｕ：０〜５％、Ｍｇ：０〜１．０％、残
部Ａｌおよび不可避的不純物の組成からなるアルミニウ
ム合金であって、該アルミニウム合金鋳物のミクロ組織
が、交線法で測定した２次デンドライトアームスペーシ
ング４５μｍ以下、平均円相当径が１０μｍ以下で、か
つ平均円形度７０％以上の共晶Ｓｉを有することを特徴
とする。

【００１１】また、アルミニウム合金鋳物のミクロ組織
中の共晶Ｓｉ以外の晶出物の面積率が３％以下であり、
該晶出物の平均円形度が５０％以上であることを特徴と
する。また、アルミニウム合金鋳物の熱負荷を受ける部
位のポロシティ率が０．３％以下であることを特徴とす
る。また、共晶Ｓｉの改良剤として、重量比率で、Ｎ
ａ：０．００２〜０．０３０％、Ｓｒ：０．００２〜
０．０３０％、Ｓｂ：０．０２〜０．２０％の少なくと
も一つの元素を含むアルミニウム合金からなることを特
徴とする。また、前記アルミニウム合金鋳物がシリンダ
ヘッドであることを特徴とする。

【００１２】本発明のアルミニウム合金鋳物は、前記ミ
クロ組織特性を有するため、該アルミニウム合金鋳物製
シリンダヘッドは繰返し熱負荷を受ける燃焼室内の部位
で優れた熱疲労特性を有する。以下、本発明について更
に詳細に説明する。該アルミニウム合金鋳物のミクロ組
織が、交線法で測定した２次デンドライトアームスペー
シング（以下、ＤＡＳ２という。）が小さいほど強度・
靱性が向上することが知られている。

【００１３】特に熱疲労強度は、ＤＡＳ２を４５μｍ以
下にすることにより非常に向上する。熱負荷の大きいエ
ンジンに適用する場合には、ＤＡＳ２は３０μｍ以下が
望ましい。たとえ、ミクロ組織のＤＡＳ２が４５μｍ以
下であっても、共晶Ｓｉの平均円相当径が１０μｍより
大きく、平均円形度が７０％未満となっている場合に
は、繰返しの熱負荷を受けたときにアルミニウム基地と
共晶Ｓｉの界面が亀裂の発生、伝播を助長し、熱疲労特
性を低下させる。ＤＡＳ２の低減は、鋳造時の金型の局
部冷却による鋳物冷却速度の向上により達成し、共晶Ｓ
ｉの平均円相当径の低減と平均円形度の向上は、Ｎａ、
Ｓｒ等の共晶Ｓｉ改良処理元素の添加による共晶Ｓｉの
微細化と熱処理のなかの溶体化処理条件の最適化によっ
て行う。従って、本発明のアルミニウム合金鋳物および
該アルミニウム合金鋳物製シリンダヘッドにおいては、
ＤＡＳ２が４５μｍ以下、平均円相当径が１０μｍ以下
で、かつ平均円形度が７０％以上の共晶Ｓｉを有すると
いう、これら三つの要素の値を満足することが必要であ
る。

【００１４】尚、本発明におけるＤＡＳ２の値は、軽金
属協会指定の交線法で測定されるものである。軽金属協
会の資料［軽金属（１９８８）、資料３、ページ５４〜
６０］によると、交線法により測定されたＤＡＳ２の値
は２次枝法の測定値の約１．５倍である。また、ＤＡＳ
２の値が測定できないセル状組織の場合、デンドライト
セルサイズ（ＤＣＳ）で置き換えても構わない。

【００１５】また、平均円相当径（μｍ）は、数１で示
される値で、ミクロ組織の微細化の程度を表示する。例
えば、平均円相当径（μｍ）の値が小さいほどミクロ組
織が微細化されていることになる。また、平均円形度
（％）は、数２で示される値で、真円では１００（％）
であり、共晶Ｓｉの円形への程度を表示する。従って、
平均円形度（％）の値が大きいほど共晶Ｓｉの形状が真
円に近く、丸くなっていることを示す。

【００１６】

【数１】

【００１７】

【数２】

【００１８】つぎに、共晶Ｓｉ以外の晶出物について説
明する。共晶Ｓｉ以外の晶出物とは、Ｍｇ−Ｓｉ系、Ａ
ｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系などの化合物で、これ
らの多くは、粗大で針状、塊状、あるいは漢字状といっ
た不定形のものであり、これら晶出物は熱亀裂の進展を
促進する。したがって、晶出物量を少なくする必要があ
る。望ましくは晶出物の面積率が３％以下で、その平均
円形度が５０％以上であれば、耐熱亀裂性が著しく向上
する。共晶Ｓｉ以外の晶出物の面積率の低減と平均円形
度の向上は、Ｆｅ等の不純物の低減と熱処理のなかの溶
体化処理条件の最適化によって行う。つぎに、ミクロ組
織中のポロシティについては、ポロシティが存在すると
強度・靱性・熱疲労強度が低下する。ポロシティ率が
０．３％を超えると、その影響が大きいので、０．３％
以下とした。なお、ポロシティ率（％）は、アルキメデ
ス法により測定した見かけ密度と真密度から求めた値で
ある。ポロシティ率の低減は脱ガス処理による溶湯中の
水素ガス低減によって行う。

【００１９】以下、本発明を構成する合金元素の限定理
由について説明する。（１）Ｓｉ：４〜１０％Ｓｉを４〜１０％としたのは、シリンダヘッドの形状が
複雑で、良好な鋳造性を必要とするためである。Ｓｉ含
有量が４％未満、あるいは１０％より多い場合には、外
引けが大きく、重力鋳造、低圧鋳造等の一般の鋳造法で
は健全な鋳物が製造し難い。また、大きな押し湯も必要
となり、注入歩留まりも低下する。このために、Ｓｉ含
有量の下限を４％、上限を１０％とする。

【００２０】（２）Ｃｕ：０〜５％Ｃｕを添加することにより強度が向上するが、Ｃｕ含有
量が５％を超えると鋳造性が悪く、靱性が低下するた
め、Ｃｕ含有量を５％以下とした。なお本発明において
は、Ｃｕを含有しなくともよい場合も含むので、Ｃｕ含
有量の下限を０（ゼロ）と表示した。

【００２１】（３）Ｍｇ：０〜１．０％Ｍｇを添加することにより強度が向上するが、含有量が
１％を超えると靱性が著しく低下するので１％以下が望
ましい。なお本発明においては、Ｍｇを含有しなくとも
よい場合も含むので、Ｍｇ含有量の下限を０（ゼロ）と
表示した。

【００２２】（４）残部：Ａｌおよび不可避的不純物Ｆｅ、Ｚｎ等の不可避的不純物を含み、アルミニウムを
基地とする。

【００２３】（５）共晶Ｓｉの改良処理剤：Ｎａ、Ｓ
ｒまたはＳｂ上記（１）〜（４）からなる組成に加えて、共晶Ｓｉの
改良処理剤として、重量比率で、Ｎａ：０．００２〜
０．０３０％、Ｓｒ：０．００２〜０．０３０％、Ｓ
ｂ：０．０２〜０．２０％の少なくとも一つの元素を含
有させることがさらに望ましい。本発明合金は、最適熱
処理を施すことにより、高い強度、靱性を示し、靱性改
良に寄与しているのが共晶Ｓｉの改良処理である。Ｓ
ｒ、Ｎａの場合、０．００２〜０．０３０％、Ｓｂの場
合は０．０２〜０．２０％の添加により所望の共晶Ｓｉ
形状が得られる。

【００２４】なお、熱処理は、Ｃｕを含有している場合
（実施の形態で後述する表１に示す本発明合金のＮｏ．
１〜Ｎｏ．４、Ｎｏ．１０および比較合金のＮｏ．１１
〜Ｎｏ．１３）には、伸びは減少するが、強度と耐力を
付与するためにＴ７熱処理（例えば、溶体化処理：５０
０°Ｃ×６時間、人工時効処理：２２０〜２５０°Ｃ×
２〜４時間）を施すのが好ましい。Ｃｕを含有していな
い場合（実施の形態で後述する表１に示す本発明合金の
Ｎｏ．５〜Ｎｏ．９および比較合金のＮｏ．１４〜Ｎ
ｏ．１６）には、強度とともに伸びも付与するためにＴ
６熱処理（例えば、溶体化処理：５３０°Ｃ×６時間、
人工時効処理：１８０°Ｃ×４時間）を施すのが好まし
い。

【００２５】本発明により、鋳造用アルミニウム合金の
組織（例えば、ＤＡＳ２、共晶Ｓｉ、ポロシティ量、晶
出物）を制御できる。したがって、繰返しの熱負荷に伴
う変形に耐えうるアルミニウム合金鋳物が製造でき、熱
疲労特性が従来合金より著しく向上する。

【００２６】

【発明の実施の形態】以下本発明の実施の形態について
表および顕微鏡写真を用いて説明する。（実施の形態）本発明に係わる図１は４気筒シリンダヘ
ッドのひとつの燃焼室の構造を示す図である。吸気ポー
ト１５（図２参照）、排気ポート４をそれぞれ１つ、お
よび燃料噴射ノズル８を持つ構造である。このアルミニ
ウム合金製シリンダヘッド１を表１に示す化学成分を有
するアルミニウム溶湯を用いて、低圧鋳造法で鋳造（注
入温度：７００°Ｃ）した。その際、吸・排気ポートお
よび燃料噴射ノズル８に囲まれる部位は、金型のスポッ
ト水冷を用いて、組織の微細化を図った。なお、表１に
示す比較例のＮｏ．１１〜Ｎｏ．１６は水冷を実施しな
かった。結果を表２に示す。なお、図１および図２にお
いて、２はシリンダヘッド本体、３は触火面、５は排気
バルブ、６は排気バルブシート、７は燃焼室、８ａは燃
料噴射ノズル取付孔，９はピストン、１０はシリンダブ
ロック、１１，１２は水冷ジャケット、１３はガスケッ
トおよび１４は吸気バルブシートを示す。また、本発明
合金の実施例に供した試験片は、触火面３を含む部位か
ら採取した。熱処理・加工した試験片は、熱疲労試験に
て、熱疲労寿命を亀裂の発生までのサイクルで評価し
た。熱疲労試験の試験条件は、５０°Ｃから２５０°Ｃ
まで加熱：５分、２５０°Ｃで保持：１０秒、２５０°
Ｃから５０°Ｃまで冷却：５分、拘束率を１．０とし
た。

【００２７】

【表１】

【００２８】

【表２】

【００２９】表１には、本発明合金の実施例Ｎｏ．１〜
Ｎｏ．１０と比較合金の比較例Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１６
の化学成分と熱処理方法を示し、表２には、それらの結
果である熱疲労寿命、ＤＡＳ、共晶Ｓｉの平均円相当径
と平均円形度、Ｓｉ以外の晶出物（以下、単に晶出物と
呼ぶ。）の面積率と平均円形度およびポロシティ率を示
す。

【００３０】比較例Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１６において
は、熱疲労寿命が４１２〜５２８サイクルであるのに対
し、本発明合金の実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０では、７
３２〜１１２２サイクルと長い熱疲労寿命を得ることが
できた。

【００３１】以下、本発明合金の実施例と比較合金の比
較例とを比較して詳述する。１）本発明合金の実施例Ｎｏ．１は、Ａｌ−７．８％Ｓ
ｉ−３．２％Ｃｕ合金にＮａを０．０２５％添加して改
良処理を行い、鋳造時には金型にスポット水冷を行っ
て、Ｔ７熱処理を行った。Ｆｅ含有量は通常と同程度の
０．３６％、熱処理の溶体化処理は通常の５００°Ｃで
行い、脱ガス処理は行わなかった。その結果、ＤＡＳ３
９μｍ、共晶Ｓｉ平均円相当径５．２μｍ、共晶Ｓｉ平
均円形度７９％、晶出物面積率３．５％、晶出物平均円
形度４４％、ポロシティ率０．３５％となり（図４およ
び図５参照）、同じ合金系の比較合金の比較例Ｎｏ．１
１と比べて、ＤＡＳと共晶Ｓｉ平均円相当径は小さく、
共晶Ｓｉ平均円形度は大きくなっている。このため、熱
疲労寿命は比較例のＮｏ．１１〜Ｎｏ．１３の４１２〜
４５４サイクルよりも優れた７３２サイクルを示した。

【００３２】２）本発明合金の実施例Ｎｏ．２は、実施
例Ｎｏ．１と同じ合金系で、Ｓｒで改良処理を行い、Ｆ
ｅ含有量を０．１２％に低減し、溶体化処理を５１０°
Ｃと高温で行ったものである。その結果、実施例Ｎｏ．
１に比べ、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系化合物が減少して、Ａｌ
−Ｃｕ系化合物の固溶が進んだため、実施例Ｎｏ．１に
比べ、共晶Ｓｉ平均円形度は８１％に増加し、晶出物面
積率は２．７％に減少し、晶出物平均円形度も５３％に
増加した。そのため、熱疲労寿命は７８２サイクルまで
増加した。

【００３３】３）本発明合金の実施例Ｎｏ．３も、実施
例Ｎｏ．１と同じ合金系で、Ｓｂで改良処理を行い、脱
ガス処理を行って、水素ガス量を低減させたものであ
る。その結果、実施例Ｎｏ．１に比べ、ポロシティ率が
０．２４％に減少し、そのため、熱疲労寿命は７８６サ
イクルまで増加した。

【００３４】４）本発明合金の実施例Ｎｏ．４は、実施
例Ｎｏ．１と同じ合金系で、Ｆｅ含有量を０．１２％に
低減し、溶体化処理を５１０°Ｃと高温で行い、脱ガス
処理を行ったものである。その結果、実施例Ｎｏ．１に
比べ、晶出物面積率は２．７％に減少し、晶出物平均円
形度は５３％に増加し、ポロシティ率は０．２４％に減
少した。そのため、熱疲労寿命は８３２サイクルまで増
加した。

【００３５】５）本発明合金の実施例Ｎｏ．５は、Ａｌ
−６．９％Ｓｉ−０．３２％Ｍｇ合金にＳｂを０．０３
％添加して改良処理を行い、鋳造時には金型のスポット
水冷を行って、Ｔ６熱処理を行った。Ｆｅ含有量は通常
と同程度の０．３４％、熱処理の溶体化は通常の５３０
°Ｃで行い、脱ガス処理は行わなかった。その結果、Ｄ
ＡＳ４１μｍ、共晶Ｓｉ平均円相当径５．３μｍ、共晶
Ｓｉ平均円形度７３％、晶出物面積率０．４％、晶出物
平均円形度４７％、ポロシティ率０．３７％となり、同
じ合金系の比較合金の比較例Ｎｏ．１４と比べて、ＤＡ
Ｓと共晶Ｓｉの平均円相当径は小さく、共晶Ｓｉの平均
円形度は大きくなっている。このため、熱疲労寿命は比
較例のＮｏ．１４〜Ｎｏ．１６の４７５〜５２８サイク
ルよりも優れた８０６サイクルを示した。

【００３６】６）本発明合金の実施例Ｎｏ．６は、実施
例Ｎｏ．５と同じ合金系で、Ｎａで改良処理を行い、Ｆ
ｅ含有量を０．１２％に低減し、溶体化処理を５４０°
Ｃと高温で行ったものである。その結果、Ａｌ−Ｓｉ−
Ｆｅ系化合物が減少して、共晶Ｓｉの球状化とＭｇ−Ｓ
ｉ系化合物の固溶が進んだため、実施例Ｎｏ．５に比
べ、ＤＡＳ４１μｍと共晶Ｓｉ平均円相当径４．９μｍ
は変わらないが、共晶Ｓｉ平均円形度は７８％にやや増
加し、晶出物面積率は０．２％に減少し、晶出物平均円
形度は５５％に増加した（図６および図７参照）。その
ため、熱疲労寿命は８５３サイクルまで増加した。

【００３７】７）本発明合金の実施例Ｎｏ．７は、実施
例Ｎｏ．５と同じ合金系で、Ｆｅ含有量を０．１２％に
低減し、溶体化処理を５４０°Ｃと高温で行い、脱ガス
処理を行ったものである。その結果、実施例Ｎｏ．５に
比べ、共晶Ｓｉ平均円形度は７８％に増加し、晶出物面
積率は０．２％に減少し、晶出物平均円形度は５５％に
増加し、ポロシティ率は０．２２％に減少した。そのた
め、熱疲労寿命は９０７サイクルまで増加した。

【００３８】８）本発明合金の実施例Ｎｏ．８は、実施
例Ｎｏ．７と同じ溶湯を用いて、鋳造時の金型のスポッ
ト水冷をさらに強化し、５４０°Ｃで溶体化処理を行っ
たものである。その結果、ＤＡＳが３０μｍまで低減で
き（図８および図９参照）、そのため、熱疲労寿命は１
１２２サイクルまで増加した。

【００３９】９）本発明合金の実施例Ｎｏ．９は、Ａｌ
−９．５％Ｓｉ−０．７５％Ｍｇ合金にＳｂを０．０８
％添加して改良処理を行い、鋳造時には金型のスポット
水冷を行って、Ｔ６熱処理を行った。Ｆｅ含有量は通常
と同程度の０．３４％、熱処理の溶体化は通常の５３０
°Ｃで行い、脱ガス処理は行わなかった。その結果、Ｄ
ＡＳ４３μｍ、共晶Ｓｉ平均円相当径７．２μｍ、共晶
Ｓｉ平均円形度７２％、晶出物面積率０．４％、晶出物
平均円形度４５％、ポロシティ率０．３５％となり、熱
疲労寿命は比較合金の比較例Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１６の
４１２〜５２８サイクルよりも優れた８０６サイクルを
示した。

【００４０】１０）本発明合金の実施例Ｎｏ．１０は、
Ａｌ−４．４％Ｓｉ−４．３％Ｃｕ合金をＮａで改良処
理を行い、鋳造時には金型のスポット水冷を行って、Ｔ
７熱処理を行った。Ｆｅ含有量は通常と同程度の０．３
５％、熱処理の溶体化は通常の５００°Ｃで行い、脱ガ
ス処理は行わなかった。その結果、ＤＡＳ４２μｍ、共
晶Ｓｉ平均円相当径５．４μｍ、共晶Ｓｉ平均円形度７
３％、晶出物面積率３．５％、晶出物平均円形度４６
％、ポロシティ率０．３４％となり、熱疲労寿命は比較
合金の比較例Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１６の４１２〜５２８
サイクルよりも優れた７５４サイクルを示した。

【００４１】１１）比較合金の比較例Ｎｏ．１１は、Ａ
ｌ−７．８％Ｓｉ−３．２％Ｃｕ合金で改良処理を行わ
ず、鋳造時には金型のスポット水冷を行わず、Ｔ７熱処
理を行った。Ｆｅ含有量は通常と同程度の０．３６％、
熱処理の溶体化は通常の５００°Ｃで行い、脱ガス処理
は行わなかった。その結果、ＤＡＳが５４μｍと大きい
こと、共晶Ｓｉ平均円相当径が１２．３μｍと大きいこ
と、共晶Ｓｉ平均円形度が６１％と小さいことにより
（図１０参照）、熱疲労寿命は４１２サイクルと短い。

【００４２】１２）比較合金の比較例Ｎｏ．１２は、比
較例Ｎｏ．１１のＦｅ含有量を０．１２％に低減して、
溶体化温度を５１０°Ｃに上げたもので、晶出物面積率
は２．７％に減少し、晶出物平均円形度は５３％に増加
した。しかし、ＤＡＳが５４μｍと大きいこと、共晶Ｓ
ｉ平均円相当径が１２．３μｍと大きいことかつ共晶Ｓ
ｉ平均円形度が６１％と小さいことにより、熱疲労寿命
は４５４サイクルと短い。

【００４３】１３）比較合金の比較例Ｎｏ．１３は、比
較例Ｎｏ．１１に脱ガス処理を付加し、ポロシティ率を
０．２４％に低減したものであるが、比較例Ｎｏ．１２
と同様に、ＤＡＳが５４μｍと大きいこと、共晶Ｓｉ平
均円相当径が１２．３μｍと大きいことかつ共晶Ｓｉ平
均円形度が６１％と小さいことにより、熱疲労寿命は４
５１サイクルと短い。

【００４４】１４）比較合金の比較例Ｎｏ．１４は、Ａ
ｌ−６．９％Ｓｉ−０．３２％Ｍｇ合金で改良処理およ
び鋳造時の金型のスポット水冷を行わず、Ｔ６熱処理を
行った。Ｆｅ含有量は通常と同程度の０．３４％、熱処
理の溶体化は通常の５３０°Ｃで行い、脱ガス処理は行
わなかった。その結果、ＤＡＳが５０μｍと大きいこ
と、共晶Ｓｉ平均円相当径が１０．９μｍと大きいこ
と、共晶Ｓｉ平均円形度が５７％と小さいことにより、
熱疲労寿命は４７５サイクルと短い。

【００４５】１５）比較合金の比較例Ｎｏ．１５は、比
較例Ｎｏ．１４にＮａ添加による改良処理を付加したも
ので、共晶Ｓｉ平均円相当径が５．０μｍに減少し、共
晶Ｓｉ平均円形度は７３％に増加した（図１１および図
１２参照）。しかし、ＤＡＳが５０μｍと大きいことに
より、熱疲労寿命は５２８サイクルと短い。

【００４６】１６）比較合金の比較例Ｎｏ．１６は、比
較例Ｎｏ．１４に鋳造時の金型のスポット水冷を付加し
たもので、ＤＡＳは４２μｍに減少した（図１３および
図１４）が、共晶Ｓｉ平均円相当径が１０．５μｍと大
きいことかつ共晶Ｓｉ平均円形度が５８％と小さいこと
により、熱疲労寿命は５２４サイクルと短い。

【００４７】

【発明の効果】以上のように、本発明により、従来の再
溶融、肉盛り等の工程を行わずに、従来合金より熱疲労
特性に優れるアルミニウム合金鋳物およびアルミニウム
合金製シリンダヘッドが製造できる。その結果、アルミ
ニウム合金製シリンダヘッドの製造工数の短縮、製造コ
ストの低減が容易になる。したがって、トラック等に多
く搭載されているディーゼルエンジンの軽量化も可能に
なる。またシリンダヘッドの他にも、過酷な熱負荷を受
ける部品へのアルミ鋳物部品の適用をも可能になる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明に係るアルミシリンダヘッドの縦断面図
である。

【図２】図１のＡ−Ａ矢視断面図である。

【図３】従来のアルミ・シリンダヘッドの要部平面図で
ある。

【図４】本発明合金の実施例Ｎｏ．１のミクロ組織写真
（倍率：１００倍）である。

【図５】本発明合金の実施例Ｎｏ．１のミクロ組織写真
（倍率：４００倍）である。

【図６】本発明合金の実施例Ｎｏ．６のミクロ組織写真
（倍率：１００倍）である。

【図７】本発明合金の実施例Ｎｏ．６のミクロ組織写真
（倍率：４００倍）である。

【図８】本発明合金の実施例Ｎｏ．８のミクロ組織写真
（倍率：１００倍）である。

【図９】本発明合金の実施例Ｎｏ．８のミクロ組織写真
（倍率：４００倍）である。

【図１０】比較例合金の比較例Ｎｏ．１１のミクロ組織
写真（倍率：１００倍）である。

【図１１】比較例合金の比較例Ｎｏ．１５のミクロ組織
写真（倍率：１００倍）である。

【図１２】比較例合金の比較例Ｎｏ．１５のミクロ組織
写真（倍率：４００倍）である。

【図１３】比較例合金の比較例Ｎｏ．１６のミクロ組織
写真（倍率：１００倍）である。

【図１４】比較例合金の比較例Ｎｏ．１６のミクロ組織
写真（倍率：４００倍）である。

【符号の説明】

１アルミニウム合金製シリンダヘッド２シリンダヘッド本体３触火面４排気ポート５排気バルブ６排気バルブシート７燃焼室８燃焼噴射ノズル８ａ燃焼噴射ノズル取付孔９ピストン１０シリンダブロック１１、１２水冷ジャケット１３ガスケット１４吸気バルブシート１５吸気ポート２０触火面２１ホットプラグ２２吸気ポート２３排気ポート２４シートインサート間２５硬化部２６アルミシリンダヘッド２７軟化部

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量比率で、Ｓｉ：４〜１０％、Ｃｕ：
０〜５％、Ｍｇ：０〜１．０％、残部Ａｌおよび不可避
的不純物の組成からなるアルミニウム合金であって、該
アルミニウム合金鋳物のミクロ組織が、交線法で測定し
た２次デンドライトアームスペーシング４５μｍ以下、
平均円相当径が１０μｍ以下で、かつ平均円形度７０％
以上の共晶Ｓｉを有することを特徴とする熱疲労強度に
優れるアルミニウム合金鋳物。
【請求項２】アルミニウム合金鋳物のミクロ組織中の
共晶Ｓｉ以外の晶出物の面積率が３％以下であり、該晶
出物の平均円形度が５０％以上であることを特徴とする
請求項１記載の熱疲労強度に優れるアルミニウム合金鋳
物。
【請求項３】アルミニウム合金鋳物の熱負荷を受ける
部位のポロシティ率が０．３％以下であることを特徴と
する請求項１または請求項２に記載の熱疲労強度に優れ
るアルミニウム合金鋳物。
【請求項４】共晶Ｓｉの改良剤として、重量比率で、
Ｎａ：０．００２〜０．０３０％、Ｓｒ：０．００２〜
０．０３０％、Ｓｂ：０．０２〜０．２０％の少なくと
も一つの元素を含むアルミニウム合金からなることを特
徴とする請求項１乃至請求項３のいずれか１項に記載の
熱疲労強度に優れるアルミニウム合金鋳物。
【請求項５】前記アルミニウム合金鋳物がシリンダヘ
ッドであることを特徴とする請求項１乃至請求項４のい
ずれか１項に記載の熱疲労強度に優れるアルミニウム合
金鋳物。