JPH01159345A - 耐熱耐摩耗性アルミニウム合金粉末成形体およびその製造方法 - Google Patents
耐熱耐摩耗性アルミニウム合金粉末成形体およびその製造方法Info
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- JPH01159345A JPH01159345A JP62317219A JP31721987A JPH01159345A JP H01159345 A JPH01159345 A JP H01159345A JP 62317219 A JP62317219 A JP 62317219A JP 31721987 A JP31721987 A JP 31721987A JP H01159345 A JPH01159345 A JP H01159345A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は耐熱性および耐ＰＪＭ、性に優れたアルミニウ
ム合金粉末成形体およびその製造方法に関するものであ
る。
ム合金粉末成形体およびその製造方法に関するものであ
る。
内燃機関のシリンダーブロック、シリンダーライナー、
ピストン、ロッカーアーム等の材料およびコンプレッサ
ーのバルブ、ＶＴＲシリンダーなどの材料においては摺
動部における耐摩耗性、耐熱性および低熱膨張率などの
特性が必要とされている。これらの材料をアルミニウム
合金とすれば軽量化に伴う多くの利点があることからア
ルミ化が注目されている。従来耐摩耗性の良好なアルミ
ニウム合金としては、Ｊｉ Ｓ 、＾Ｃ３Ａ、 ＡＣ４
Ａ、 ＡＣ８Ａ等の鋳物用／１合金や、ＪＩＳ、 Ａ［
ｌＣＩ、 Ａ［ｌＣ３、Ａｌ（：１０゜ＡＤＣ１２等の
ダイカスト用Ａｆ合金が知られている。
ピストン、ロッカーアーム等の材料およびコンプレッサ
ーのバルブ、ＶＴＲシリンダーなどの材料においては摺
動部における耐摩耗性、耐熱性および低熱膨張率などの
特性が必要とされている。これらの材料をアルミニウム
合金とすれば軽量化に伴う多くの利点があることからア
ルミ化が注目されている。従来耐摩耗性の良好なアルミ
ニウム合金としては、Ｊｉ Ｓ 、＾Ｃ３Ａ、 ＡＣ４
Ａ、 ＡＣ８Ａ等の鋳物用／１合金や、ＪＩＳ、 Ａ［
ｌＣＩ、 Ａ［ｌＣ３、Ａｌ（：１０゜ＡＤＣ１２等の
ダイカスト用Ａｆ合金が知られている。
またこれらの高珪素合金にＣｕ、Ｍｇ等を添加したＡ３
９０等の合金もある。しかしこれらの高珪素ＡＥ金合金
何れも鋳造用合金であり、耐摩耗性については良好であ
るが、耐熱性、加工性が不充分であった。この耐摩耗性
、耐熱性を改善するために多量のＳｉやＦｅ、Ｎｉなど
を添加すると鋳造法においては元素の偏析や初晶の粗大
化等により強度、伸び、靭性などの特性が低下し要求特
性を充分に満足できないという問題がある。
９０等の合金もある。しかしこれらの高珪素ＡＥ金合金
何れも鋳造用合金であり、耐摩耗性については良好であ
るが、耐熱性、加工性が不充分であった。この耐摩耗性
、耐熱性を改善するために多量のＳｉやＦｅ、Ｎｉなど
を添加すると鋳造法においては元素の偏析や初晶の粗大
化等により強度、伸び、靭性などの特性が低下し要求特
性を充分に満足できないという問題がある。
一方粉末冶金法において製造する多量のＳｉ、Ｆｅ、Ｍ
ｎを含むＡｌ合金は、特開昭６１−２９５３０１号おい
て知られており、これにさらにＣｕ、、Ｍｇを添加した
Ａｆｆｉ合金は特開昭５９−１３０４１号において、さ
らにＮｉ、Ｃｕ、Ｍｇを含むものについては特開昭６２
−１０２３７号において知られている。これらは多量の
Ｓｉ、Ｆｅを添加しても偏析や初晶の粗大化が防止でき
る粉末冶金法の特徴を利用して耐摩耗性或いは耐熱性を
向上せしめたものであるが、上記の耐摩耗性および耐熱
性を同時に充分に満足するには至らなかった。
ｎを含むＡｌ合金は、特開昭６１−２９５３０１号おい
て知られており、これにさらにＣｕ、、Ｍｇを添加した
Ａｆｆｉ合金は特開昭５９−１３０４１号において、さ
らにＮｉ、Ｃｕ、Ｍｇを含むものについては特開昭６２
−１０２３７号において知られている。これらは多量の
Ｓｉ、Ｆｅを添加しても偏析や初晶の粗大化が防止でき
る粉末冶金法の特徴を利用して耐摩耗性或いは耐熱性を
向上せしめたものであるが、上記の耐摩耗性および耐熱
性を同時に充分に満足するには至らなかった。
本発明は上記の問題について検討の結果なされたもので
耐熱性および耐摩耗性に優れたアルミニウム合金粉末成
形体およびその製造方法を開発したものである。
耐熱性および耐摩耗性に優れたアルミニウム合金粉末成
形体およびその製造方法を開発したものである。
〔問題点を解決するための手段および作用〕本発明はＳ
ｉ ５〜４０ｗｔ％、Ｆ ｅ ３〜２０ｗｔ％、ＷＯ
，５〜７ｗｔ％およびＭｎ５Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍ０．Ｃ０．
Ｖ、Ｃｅ、Ｔｉ、Ｂ５Ｚｒの１種または２種以上を０．
２〜１０ｗｔ％含み、残部がＡＡと不可避不純物とから
なり、初晶Ｓｉ粒子の平均粒径が２０μ以下であり、か
つＦｅを含む金属間化合物の平均サイズが２−であるこ
とを特徴とする耐熱耐摩耗性アルミニウム合金粉末成形
体を第１発明とし、Ｓ ｉ ５〜４０ｗｔ％、Ｆ ｅ
３〜２０ｗｔ％、Ｗ ０．２〜７ ｗｔ％およびＭｎ、
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍ０．Ｃ０．Ｖ、Ｃｅ 、Ｔ ｔ ＳＢ
％ Ｚ ｒの１種または２種以上を０．２〜ｌｏｗｔ％
含み残部がＡＩｌと不可避不純物とからなる合金溶湯を
１０”Ｃ／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却凝固させて粉末
状、リボン状薄帯、フレーク状、または細線状物を形成
し、これをこのまま、または細片化した後、圧縮成形加
工することを特徴とする耐熱耐摩耗性アルミニウム合金
粉末成形体の製造方法を第２発明とするものである。
ｉ ５〜４０ｗｔ％、Ｆ ｅ ３〜２０ｗｔ％、ＷＯ
，５〜７ｗｔ％およびＭｎ５Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍ０．Ｃ０．
Ｖ、Ｃｅ、Ｔｉ、Ｂ５Ｚｒの１種または２種以上を０．
２〜１０ｗｔ％含み、残部がＡＡと不可避不純物とから
なり、初晶Ｓｉ粒子の平均粒径が２０μ以下であり、か
つＦｅを含む金属間化合物の平均サイズが２−であるこ
とを特徴とする耐熱耐摩耗性アルミニウム合金粉末成形
体を第１発明とし、Ｓ ｉ ５〜４０ｗｔ％、Ｆ ｅ
３〜２０ｗｔ％、Ｗ ０．２〜７ ｗｔ％およびＭｎ、
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍ０．Ｃ０．Ｖ、Ｃｅ 、Ｔ ｔ ＳＢ
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含み残部がＡＩｌと不可避不純物とからなる合金溶湯を
１０”Ｃ／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却凝固させて粉末
状、リボン状薄帯、フレーク状、または細線状物を形成
し、これをこのまま、または細片化した後、圧縮成形加
工することを特徴とする耐熱耐摩耗性アルミニウム合金
粉末成形体の製造方法を第２発明とするものである。
すなわち本発明は上記組成のＡｊ２合金溶湯を急速に冷
却凝固させて初晶Ｓｉ粒子の平均粒径が２０μ議以下で
、かつＦｅを含む金属間化合物の平均サイズが２１！１
＠以下の合金粉末を作製し、この粉末を圧縮成形して圧
粉体とし、これを熱間押出しにより圧縮成形加工してア
ルミニウム合金粉末成形体を得るものである。
却凝固させて初晶Ｓｉ粒子の平均粒径が２０μ議以下で
、かつＦｅを含む金属間化合物の平均サイズが２１！１
＠以下の合金粉末を作製し、この粉末を圧縮成形して圧
粉体とし、これを熱間押出しにより圧縮成形加工してア
ルミニウム合金粉末成形体を得るものである。
しかして本発明の組成範囲を上記のように限定したのは
以下の理由によるものである。
以下の理由によるものである。
先ずＳｉは急冷凝固中に初晶または共晶Ｓｉ粒子として
微細に粉末中に分散し、耐摩耗性を向上させる作用があ
る。初晶Ｓｉ粒子の大きさおよび量は、合金の凝固速度
、Ｓｉ添加量に依存し、凝固速度が速い程初晶Ｓｉ粒子
は小さくなるがＳｉ添加量が多くなると粗大となる。し
たがってＳｉの添加量は４０ｉ１ｔ％を限度とした。Ｓ
ｉ量がこれを越えると初晶Ｓｉ粒子が粗大となり、強度
靭性、機械加工性が低下する。また５ｗｔ％未満では耐
摩耗性の改善効果が少ない。
微細に粉末中に分散し、耐摩耗性を向上させる作用があ
る。初晶Ｓｉ粒子の大きさおよび量は、合金の凝固速度
、Ｓｉ添加量に依存し、凝固速度が速い程初晶Ｓｉ粒子
は小さくなるがＳｉ添加量が多くなると粗大となる。し
たがってＳｉの添加量は４０ｉ１ｔ％を限度とした。Ｓ
ｉ量がこれを越えると初晶Ｓｉ粒子が粗大となり、強度
靭性、機械加工性が低下する。また５ｗｔ％未満では耐
摩耗性の改善効果が少ない。
Ｆｅは急冷凝固中にそれを含む化合物として微細に分散
して高温強度を高める作用をなすものであるが３ｗｔ％
未満では、その作用が充分でなく、２０ｗ ｔ％を越え
るとその作用が飽和するばかりでなく金属間化合物が粗
大となり高温強度が低下する。
して高温強度を高める作用をなすものであるが３ｗｔ％
未満では、その作用が充分でなく、２０ｗ ｔ％を越え
るとその作用が飽和するばかりでなく金属間化合物が粗
大となり高温強度が低下する。
またＷはＦｅを含む金属間化合物を微細化する作用と、
その化合物の熱的安定性を高める作用があり、これらの
作用により高温強度を高めるものであるが、その含有量
が０．２ｗｔ％未満では、その効果が充分でなく、７ｗ
ｔ％を越えると作用の度合が飽和する。
その化合物の熱的安定性を高める作用があり、これらの
作用により高温強度を高めるものであるが、その含有量
が０．２ｗｔ％未満では、その効果が充分でなく、７ｗ
ｔ％を越えると作用の度合が飽和する。
さらにＭｎ％Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍ０．Ｃ０．Ｖ、Ｃｅ、Ｔｉ
、Ｂ、Ｚｒは１種または２種以上を添加することにより
、Ｆｅを含む金属間化合物の熱的安定性を高める作用が
ある。この作用によつて高湿強度を高める。この作用は
添加量が０．２ｗｔ％より少ない場合は十分でなく、他
方１０ｗｔ％を越えてもその作用の度合が飽和する。
、Ｂ、Ｚｒは１種または２種以上を添加することにより
、Ｆｅを含む金属間化合物の熱的安定性を高める作用が
ある。この作用によつて高湿強度を高める。この作用は
添加量が０．２ｗｔ％より少ない場合は十分でなく、他
方１０ｗｔ％を越えてもその作用の度合が飽和する。
本発明において初晶Ｓｉの平均粒径を２０−以下とした
のは、主として初晶Ｓｉ粉粒子平均粒径が２０μを越え
ると強度、靭性および機械加工性が低下するからである
。またＦｅを含む金属間化合物の平均サイズを２μ以下
としたのは、金属間化合物の平均サイズが２／Ｉｍを越
えると高温強度および耐熱性が低下するからである。
のは、主として初晶Ｓｉ粉粒子平均粒径が２０μを越え
ると強度、靭性および機械加工性が低下するからである
。またＦｅを含む金属間化合物の平均サイズを２μ以下
としたのは、金属間化合物の平均サイズが２／Ｉｍを越
えると高温強度および耐熱性が低下するからである。
そして本発明のアルミニウム合金粉末成形体は、前記組
成のＡＩ！、合金溶湯を１０２°（：／ｓｅｃ以上の冷
却速度で冷却凝固させて粉末状、リボン状薄帯、フレー
ク状または細線状物を形成し、これをこのまま、または
必要に応じて細片化したものを圧縮成形加工して製造す
るものであるが、上記のＡ！合金薄湯の冷却速度は早い
程初晶ＳｉおよびＦｅを含む金属間化合物は微細となり
、１０２°Ｃ／ｓｅｃ以上の冷却速度であれば初晶Ｓｉ
粉粒子平均粒径が２０−以下で、Ｆｅを含む金属間化合
物の平均サイズを２７１１１以下とすることができる。
成のＡＩ！、合金溶湯を１０２°（：／ｓｅｃ以上の冷
却速度で冷却凝固させて粉末状、リボン状薄帯、フレー
ク状または細線状物を形成し、これをこのまま、または
必要に応じて細片化したものを圧縮成形加工して製造す
るものであるが、上記のＡ！合金薄湯の冷却速度は早い
程初晶ＳｉおよびＦｅを含む金属間化合物は微細となり
、１０２°Ｃ／ｓｅｃ以上の冷却速度であれば初晶Ｓｉ
粉粒子平均粒径が２０−以下で、Ｆｅを含む金属間化合
物の平均サイズを２７１１１以下とすることができる。
この１０２°（：／ｓｅｃ以上の冷却速度が得られる急
冷凝固法としては、アトマイズ法、回転円板法、ドラム
スプラット法、急冷ロール法などであり、何れの方法を
用いてもよい。急冷凝固して得られた粉末状、リボン状
薄帯、フレーク状または細線状物は、このまま、または
必要に応じて細片化し、これを例えば冷間予備成形→ア
ルミニウム缶封入→高温真空脱ガス→熱間プレス成形→
外削脱缶→熱間押出のような工程により圧縮成形加工す
る。この際、高温真空脱ガス、熱間プレス、熱間押出な
どの温度は、脱ガスの良好なこと、加工性の良いことな
どの観点がら高い程良いが、温度が高過ぎるとＦｅを含
む金属間化合物が粗大化し耐熱性が低下するので、これ
らの温度は４００°Ｃ以下とするのが望ましい。
冷凝固法としては、アトマイズ法、回転円板法、ドラム
スプラット法、急冷ロール法などであり、何れの方法を
用いてもよい。急冷凝固して得られた粉末状、リボン状
薄帯、フレーク状または細線状物は、このまま、または
必要に応じて細片化し、これを例えば冷間予備成形→ア
ルミニウム缶封入→高温真空脱ガス→熱間プレス成形→
外削脱缶→熱間押出のような工程により圧縮成形加工す
る。この際、高温真空脱ガス、熱間プレス、熱間押出な
どの温度は、脱ガスの良好なこと、加工性の良いことな
どの観点がら高い程良いが、温度が高過ぎるとＦｅを含
む金属間化合物が粗大化し耐熱性が低下するので、これ
らの温度は４００°Ｃ以下とするのが望ましい。
なお上記の成形工程によることなく通常のアルミニウム
粉末冶金法を適用することもできる。
粉末冶金法を適用することもできる。
以下に本発明の一実施例について説明する。
第１表に示すＮα１〜Ｎα１７の合金組成の試料につい
て合金溶湯から、Ａｒガスアトマイズ法により冷却速度
を１０３〜１０４°Ｃ／ｓｅｃとして平均粒径７〇−の
粉末を製造した。この合金粉末を用いて冷間予備成形に
より、直径１００ｍｍφ、長さ２００＋＋ｍで真密度８
０％の予備成形体とした。これをアルミニウム缶封後３
５０℃で高温脱ガスを行ない、続いて３５０°Ｃにおい
て真密度まで熱間ブレス成形し、外削脱缶して直径８０
ａｎｉφ、長さ１５０ｍｍのビレットとし、引き続いて
３５０℃の温度で熱間押出しを行ない直径３０ｍｍφの
押出棒を作製した。
て合金溶湯から、Ａｒガスアトマイズ法により冷却速度
を１０３〜１０４°Ｃ／ｓｅｃとして平均粒径７〇−の
粉末を製造した。この合金粉末を用いて冷間予備成形に
より、直径１００ｍｍφ、長さ２００＋＋ｍで真密度８
０％の予備成形体とした。これをアルミニウム缶封後３
５０℃で高温脱ガスを行ない、続いて３５０°Ｃにおい
て真密度まで熱間ブレス成形し、外削脱缶して直径８０
ａｎｉφ、長さ１５０ｍｍのビレットとし、引き続いて
３５０℃の温度で熱間押出しを行ない直径３０ｍｍφの
押出棒を作製した。
また第１表のＮα１８〜Ｎα２０の合金については冷却
速度２０°（：／ｓｅｅの金型鋳造を行ない、切削加工
して直径８０ｒｍφ、長さ１５０ｍｍのビレットを作製
し、これを３５０°Ｃで押出し３０Ｍφの押出棒とした
。
速度２０°（：／ｓｅｅの金型鋳造を行ない、切削加工
して直径８０ｒｍφ、長さ１５０ｍｍのビレットを作製
し、これを３５０°Ｃで押出し３０Ｍφの押出棒とした
。
これらの押出材について組織観察、室温および２５０°
Ｃ（保持時間１００ｈｒ ）の引張試験、大越式摩耗試
験機による摩耗試験（乾式摩耗速度２．９ｍ／ｓｅｅ
、摩耗距離２００ ｍ ）などの試験を行なって初晶Ｓ
ｉ粒子の平均粒径、Ｆｅを含む化合物の平均サイズ、室
温および高温強度、比摩耗量などを測定した。これらの
結果を第２表に示した。
Ｃ（保持時間１００ｈｒ ）の引張試験、大越式摩耗試
験機による摩耗試験（乾式摩耗速度２．９ｍ／ｓｅｅ
、摩耗距離２００ ｍ ）などの試験を行なって初晶Ｓ
ｉ粒子の平均粒径、Ｆｅを含む化合物の平均サイズ、室
温および高温強度、比摩耗量などを測定した。これらの
結果を第２表に示した。
表から明らかなように本発明のＮα１〜ｋ１５は、いず
れも初晶Ｓｉ粒子の平均粒径およびＦｅを含む化合物の
平均サイズが小さく、室温および高温における引張強さ
が著しく優れ、かつ引張摩耗量が少なく、耐熱、耐摩耗
性に優れている。これに対して比較例Ｎα１６〜Ｎ０．
２０はいずれも引張り強さ、比摩耗量が劣っていること
が判る。
れも初晶Ｓｉ粒子の平均粒径およびＦｅを含む化合物の
平均サイズが小さく、室温および高温における引張強さ
が著しく優れ、かつ引張摩耗量が少なく、耐熱、耐摩耗
性に優れている。これに対して比較例Ｎα１６〜Ｎ０．
２０はいずれも引張り強さ、比摩耗量が劣っていること
が判る。
（効果〕
以上に説明したように本発明によると耐熱性および耐摩
耗性に優れたアルミニウム合金粉末成形体が得られるも
ので工業上顕著な効果を有するものである。
耗性に優れたアルミニウム合金粉末成形体が得られるも
ので工業上顕著な効果を有するものである。
Claims (2)
- （１）Ｓｉ５ 〜４０ｗｔ％、Ｆｅ３〜２０ｗｔ％、Ｗ
０．５〜７ｗｔ％およびＭｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ
、Ｖ、Ｃｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒの１種または２種以上を０
．２〜１０Ｗｔ％含み残部がＡｌと不可避不純物とから
なり、初晶Ｓｉ粒子の平均粒径が２０μｍ以下であり、
かつＦｅを含む金属間化合物の平均サイズが２−以下で
あることを特徴とする耐熱耐摩耗性アルミニウム合金粉
末成形体。 - （２）Ｓｉ５〜４０ｗｔ％、Ｆｅ３〜２０ｗｔ％、Ｗ０
．２〜７ｗｔ％およびＭｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、
Ｖ、Ｃｅ、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒの１種または２種以上を０．
２〜１０ｗｔ％含み残部がＡｌと不可避不純物とからな
る合金溶湯を１０＾２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却
凝固させて粉末状、リボン状薄帯、フレーク状、または
細線状物を形成し、これをこのまま、または細片化した
後、圧縮成形加工することを特徴とする耐熱耐摩耗性ア
ルミニウム合金粉末成形体の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62317219A JPH01159345A (ja) | 1987-12-15 | 1987-12-15 | 耐熱耐摩耗性アルミニウム合金粉末成形体およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62317219A JPH01159345A (ja) | 1987-12-15 | 1987-12-15 | 耐熱耐摩耗性アルミニウム合金粉末成形体およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01159345A true JPH01159345A (ja) | 1989-06-22 |
Family
ID=18085803
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62317219A Pending JPH01159345A (ja) | 1987-12-15 | 1987-12-15 | 耐熱耐摩耗性アルミニウム合金粉末成形体およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01159345A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5387272A (en) * | 1991-04-12 | 1995-02-07 | Hitachi, Ltd. | Highly ductile sintered aluminum alloy, method for production thereof and use thereof |
| EP0503951B1 (en) * | 1991-03-14 | 1997-05-07 | Tsuyoshi Masumoto | Wear-resistant aluminium alloy and method for working thereof |
| JP2012122090A (ja) * | 2010-12-07 | 2012-06-28 | Toyota Central R&D Labs Inc | 展伸材、展伸材用原料およびそれらの製造方法 |
| JP2015105392A (ja) * | 2013-11-28 | 2015-06-08 | 住友電工焼結合金株式会社 | アルミニウム合金、およびアルミニウム合金の製造方法 |
-
1987
- 1987-12-15 JP JP62317219A patent/JPH01159345A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0503951B1 (en) * | 1991-03-14 | 1997-05-07 | Tsuyoshi Masumoto | Wear-resistant aluminium alloy and method for working thereof |
| US5387272A (en) * | 1991-04-12 | 1995-02-07 | Hitachi, Ltd. | Highly ductile sintered aluminum alloy, method for production thereof and use thereof |
| JP2012122090A (ja) * | 2010-12-07 | 2012-06-28 | Toyota Central R&D Labs Inc | 展伸材、展伸材用原料およびそれらの製造方法 |
| JP2015105392A (ja) * | 2013-11-28 | 2015-06-08 | 住友電工焼結合金株式会社 | アルミニウム合金、およびアルミニウム合金の製造方法 |
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