JPH0118982B2

JPH0118982B2 -

Info

Publication number: JPH0118982B2
Application number: JP57119902A
Authority: JP
Inventors: Fumio Kyota; Tatsuo Fujita; Tadao Hirano; Shinichi Horie
Original assignee: Riken Corp; Showa Denko KK
Current assignee: Riken Corp; Resonac Holdings Corp
Priority date: 1982-07-12
Filing date: 1982-07-12
Publication date: 1989-04-10
Also published as: JPS5913041A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は、常温から高温までの強度がすぐれた
高Siアルミニウム合金粉末の成形部材とその製造
法に関するもので、特に内燃機関のシリンダーラ
イナーのような熱負荷が高く、又耐摩耗性耐焼付
性が要求される部品に最適のものである。最近自動車の軽量化やフロントエンジンフロン
トドライブ（FF）方式のためエンジンの軽量化
が必要となつており、そのためシリンダーブロツ
クは鋳鉄からAl合金が使用されるようになつて
きている。その場合、鋳鉄製シリンダーライナー
が鋳ぐるまれて使用されている。このシリンダー
ライナーをAl合金にすると軽量化の他に熱伝導
率が鋳鉄よりもはるかに良いことと、鋳鉄よりも
熱膨張係数が大きく、シリンダーブロツクのAl
合金に近いので、昇温時でもライナーとブロツク
の密着性が良いことから放熱性の良いエンジンと
なり、ライナーの内壁温度が低く出来ることから
潤滑油の寿命を長く出来たり低粘度の潤滑油の使
用が可能となり、燃費の向上が可能になるとされ
ている。又、熱膨張係数がピストン材料のアルミ
ニウム合金のそれと同程度であるので、ピストン
との間のクリアランスを小さく設定出来るために
潤滑油の消費量を押え燃費の向上も期待される。
又、高SiのAl合金は摩擦係数が低いため、シリ
ンダーライナーとして使用すればピストンリング
との間のフリクシヨンロスが低減されることから
燃費の向上が期待される。このようにシリンダー
ライナーにAl合金を適用することの長所は多い
が、従来の公知のアルミニウム合金ではこのよう
な鋳ぐるみ用シリンダーライナー材としては不充
分である。例えばAA規格のA390.0合金（Si＝16
〜18％、Cu＝４〜５％、Mg＝0.50〜0.65％、Fe
＝0.5％、Ti＝0.2％、Zn＝0.1％、残Al）の様な
鋳造材は固液共存温度域が広いため、健全な鋳物
を得るためには大きな押湯を必要とするため歩留
りが悪くコストの高いものとなる他に、微細化処
理や金型鋳造法によつても初晶Siは尚粗大である
ために被削性が悪い。更に致命的欠点はシリンダ
ーブロツクに鋳ぐるむ時に熱によつて材料が軟化
するために、耐摩耗性が著しく低下する他、被削
面にビビリやムシレを生じやすく、ホーニング加
工を困難とする。又、近年粉末冶金法により
A390.0に近い組成の合金を粉末にして、これを
熱間押出しして中空体とする技術が提案されてい
る（特開昭52−109415）。これは高Siのアルミニ
ウム合金溶湯をアトマイズ法又は遠心力による微
粒化法により急冷された微粒、又は粉末とし、こ
れを熱間押出しすることにより中空体を得る方法
であり、鋳造法により得られる中空体よりもはる
かに重量歩留りのすぐれた製造法である。又、こ
の方法によると初晶Siが20μｍ以下の大きさとな
るために延性や機械加工性にすぐれ、更に高ケイ
素Al合金特有の低摩擦係数の性質をも有してい
る。又、この製造法により、15〜20％Si、１〜５
％Cu、0.5〜1.5％Mg、0.5〜1.5％Ni、残部Alの
合金や或はこれにSiC、Sn、黒鉛を混合して押出
した中空体が提案されている。本発明者らはこの
トレース実験を行つたところ、20.0Si−4.0Cu−
0.8Mg−0.5Ni−Al残の組成とした粉末押出し材
をシリンダーライナー（外径73mm内径65mm高さ
105mm）として使用し、ADC−12合金のシリンダ
ーブロツク（重量3.4Kg）に溶湯温度675℃でダイ
キヤスト法で鋳ぐるむテストを行つた結果、鋳ぐ
るみ前にT6処理により硬さがH_RB80であつたもの
が、鋳ぐるみ後はH_RB40程度に軟化してしまうこ
とが判明した。従つてこの中空体もアルミニウム
合金製シリンダーブロツクに鋳ぐるむ時に軟化し
てしまい、鋳ぐるみ用シリンダーライナーとして
は使用不可能である。また、鋳ぐるみはダイキヤスト法や低圧鋳造法
によるがライナーはコスト面からもできるだけ薄
肉とすることが望ましい。しかし薄肉化していく
と鋳ぐるみ時のライナー搬送工程や位置決め時に
加わる機械的応力により変形しやすくなるため
に、高剛性（高硬度）であることが必要である。本発明はこれらの欠点をすべて解消し、鋳ぐる
み時の熱負荷に対しても軟化することがなく、さ
らに使用時に負荷される温度域においても軟化せ
ず、耐摩耗性、耐焼付性にすぐれたアルミニウム
合金材料を経済的にも安価に提供することを目的
とする。本発明で使用するアルミニウム合金粉末の一例
は、重量比でSi10.0〜30.0％と、Fe3.0〜15.0％ま
たはMn5.0〜15.0％のうち１種または２種を必須
成分とし、さらに必要に応じてCu0.5〜5.0％およ
びMg0.2〜3.0％を含み残部がAlからなるもので
あり、他の組成例はSi10.0〜30.0％と、Ni3.0〜
10.0％と、Fe3.0〜12.0％またはMn5.0〜12.0％の
うち１種または２種とを必須成分とし、さらに必
要に応じてCu0.5〜5.0％およびMg0.2〜3.0％を含
み残部がAlからなる合金であり、これらの合金
はいずれもSi結晶粒の大きさが15μｍ以下に微細
化し、高温強度を高めるFe、Mn、Niなどを含む
金属間化合物が析出していることを特徴としてい
る。また、本発明のアルミニウム合金粉末成形体の
一つの要旨は、重量比でSi10.0〜30.0％と、Fe3.0
〜15.0％またはMn5.0〜15.0％のうち少くとも１
種を必須成分とし、さらに必要に応じてCu0.5〜
5.0％およびMg0.2〜3.0％を含み、残部がAlから
なる組成を有し、Si結晶粒の大きさが15μｍ以下
で、かつFeまたはMnを含む金属間化合物の大き
さが20μｍ以下に微細に分散していることを特徴
とする。また、もう一つの要旨は重量比でSi10.0〜30.0
％と、Ni3.0〜10.0％と、Fe3.0〜12.0％または
Mn5.0〜12.0％のうち少くとも１種を必須成分と
し、さらに必要に応じてCu0.5〜5.0％および
Mg0.2〜3.0％を含み、残部がAlからなる組成を
有し、Si結晶粒の大きさが15μｍ以下、かつFe、
Mn、Ni等を含む金属間化合物の大きさ20μｍ以
下に微細に分散していることを特徴とする。さらに本発明のアルミニウム合金成形体の製造
方法は、原料として前記アルミニウム合金粉末を
使用するものであり、前記アルミニウム合金溶湯
を分散急冷凝固させて得られた粉末を熱間押出す
ることを特徴とし、Si結晶粒およびFe、Mn、Ni
等を含む金属間化合物が微細に分散した組織を有
する合金粉末成形体を得ることを要旨とする。以下この発明をさらに詳細に説明する。まず、本発明で使用するAl合金粉末について
説明する。一般に過共晶Al−Si合金はAlよりも小さな熱
膨張係数を有し、耐熱性耐摩耗性に優れているこ
とは広く知られている。過共晶Al−Si合金鋳造
材ではSiが初晶あるいは共晶としてマトリツクス
中に分散することにより、高温強度や耐摩耗性、
耐焼付性に優れた効果を発揮する。しかしながら
初晶Siはしばしば粗大結晶として晶出するため、
延性や衝撃値を低下させ、被削性を悪くする。ま
た、シリンダーライナー材などに使用する場合は
相手材を傷付けるので適当ではない。これらの問題点を解決するため、過共晶Al−
Si合金を急冷凝固させて初晶Siを微細化した合金
粉末をつくり、押出成形により部材に加工して耐
熱性、耐摩耗性に優れた材料を得ることが提案さ
れている（特開昭52−109415）。しかしながら耐
熱性、特に高温強度に関してはなお充分ではな
い。本発明はAl−Si合金にFeまたはMnを添加する
ことにより粗大な初晶Siの晶出を抑制するととも
に、高温における強度と耐摩耗性を著しく改善せ
んとするものである。また、本発明ではAl−Si合金にFeまたはMnと
場合によつてはNiとを添加して初晶Siの粗大化
を阻止して微細に分散晶出させ、同時に微細な金
属間化合物を析出させることにより、高温におけ
る強度と耐摩耗性を改善し、さらに耐焼付性を著
しく改善せんとするものである。次に本発明で使用する合金粉末中の各成分の限
定理由を説明する。 Siは10％以下では分散量が少く、耐熱性耐摩耗
性におよぼす効果が不充分である。Si10％近傍の
亜共晶域では初晶Siは晶出せず、微細な共晶組織
を有するものとなる。Siの添加量が増すと共にSi
初晶が晶出するようになり、耐熱性、耐摩耗性も
向上してくる。しかしながらSiが30％を越えると
分散急冷凝固法によつて粉末としても粗大な初晶
Siが消失しなくなる。粗大な初晶Si組織を有する
アルミニウム合金粉末は押出成形加工して使用す
るに際しては、粉体の圧縮性を著しく悪化させ圧
粉体を造りにくくするほか、熱間押出においても
変形抵抗が大きくなり、大きな押出力を必要とす
るほか、押出ダイスを摩耗させて寿命を著しく短
縮させる難点がある。このような製造上の問題の
他に、材質特性においても鋳造材の場合と同様な
難点があり、シリンダーライナー材としては不適
当なものとなるので、粗大な初晶Siの晶出は避け
なければならない。また、アルミニウム合金製シリンダーブロツク
材に鋳ぐまれてシリンダーライナーとして使用さ
れる場合、Siの添加量と共に熱膨張係数は小さく
なり、Siが30％を越えるとシリンダーブロツク材
との密着状況が悪くなつたり、ピストンとの間の
クリアランスを大きくする必要性が生じてくる。従つてSiの添加量は10.0〜30.0％、好ましくは
15.0〜25.0％とするのが良い。 FeおよびMnは本発明合金においては重要な成
分であり、Al中への溶解度が低くかつ拡散速度
が遅いことを利用して微細な化合物として分散さ
せ、高温強度を高める目的で添加する。さらに固
溶限界を越えてFeまたはMnを添加すると、Al−
（Fe、Mn）−Si系の化合物として析出し、その形
状は添加量が多いほど、また冷却速度が遅いほど
粗大となる。これらの金属間化合物は本発明の製
造方法の骨子である分散急冷凝固法による合金粉
末においては棒状の組織として存在して、後の熱
間押出工程によつて分断され、基地中に微細に分
散する。これら化合物は高温においても安定でか
つ成長し難く、長時間高温保持しても強度の低下
は起こさない。従つて鋳ぐるみ用シリンダーライ
ナーのように高温にさらされた後も硬度の低下が
なく、耐摩耗性を保持することが可能となる。過共晶Al−Si合金中にFeまたはMnを添加して
いくと初晶Siは少くなるが、代つて析出するAl
−（Fe、Mn）−Si系金属間化合物によつて耐熱
性、耐摩耗性を維持し改善するものである。この
ようにFeとMnは同様の作用効果を有しているの
で、FeまたはMnのうちいずれか１種または２種
を使用することができる。FeまたはMnの添加量
はFe単独の場合は3.0〜15.0％、Mn単独の場合は
5.0〜15.0％、FeおよびMnを合わせて使用する場
合は２種合計で3.0〜15.0％の範囲とするのが適
当である。添加量が上記範囲より少い場合は高温
強度を維持向上させるための金属間化合物の析出
量が不足するので効果が上がらない。また添加量
が上記範囲を越えた場合は硬さや耐摩耗性がかえ
つて低下するのでライナー材としては好ましくな
い。また、アルミニウム合金の有する軽量特性を
失わせ、粉末を押出成形加工する場合は圧縮性を
悪くし、押出変形抵抗を大きくし加工を困難にす
るので好ましくない。従つてFeまたはMnの添加
量の上限は15％とした。さらに本発明で使用する合金粉末ではNiを合
わせて使用することができる。Niの添加効果は
FeまたはMnの添加によつて減少した初晶Siを回
復させ、高温強度や耐摩耗性を向上させると同時
に、耐焼付性を改善できる点にある。即ち、過共
晶Al−Si合金中にNi、Fe、Mnを合わせて添加
すると、微細な初晶Siと、Al−Ni系金属間化合
物、およびAl−（Fe、Mn）Si系金属間化合物が
同時に析出する。この結果合金の高温強度や耐摩
耗性を向上させ、さらに耐焼付性を著しく改善す
るという新たな効果が現われる。 Niの添加量はSi初晶と金属間化合物相の析出
を考慮すると3.0〜10.0％が適当である。Niの添
加によりAl合金中でのSi溶解度が減少し、過剰
のSiが初晶として晶出する。これにFe3.0〜12.0
％またはMn5.0〜12.0％のうち１種または２種を
添加するのが良い。たゞし（Ni＋Fe＋Mn）合量
で6.0〜15.0％の範囲内にとどめるべきである。
添加量が上記範囲より少い場合は高温強度を向上
させるための金属間化合物の析出が不足するので
効果が上がらない。また添加量が上記範囲を越え
た場合は硬さや耐摩耗性がかえつて低下するの
で、ライナー材としては好ましくない。さらには
合金粉末を押出成形加工する場合は圧縮性を悪く
し、押出変形抵抗を大きくして加工を困難とする
ので好ましくない。本発明で使用する合金粉末は必要に応じて0.5
〜5.0％のCuおよび0.2〜3.0％のMgを添加するこ
とができる。CuやMgはAl合金に時効硬化性を付
与して材料を強化する成分として知られている。
本発明においても溶体化処理温度での固溶限度内
の前記範囲でCuおよびMgを添加すると材質を強
化するのに有効である。また、本発明で使用する合金粉末においてはさ
らにTi、Zr、Mo、Ｖ、Co等を添加して高温強度
を改善することも可能である。しかしながら添加
量があまり増大すると成分管理、溶解温度の上昇
などの製造上の困難が生じてくる。 Si結晶粒の大きさを15μｍ以下としたのは、主
として初晶Siの大きさが15μｍ以上になると、後
続の合金粉末の成形加工性が悪くなり、材料特性
も悪化するからである。もちろんSiが共晶として
晶出する場合は微細結晶となるので問題はおこら
ない。本発明で使用する合金粉末は上記合金組成を有
する溶湯をアトマイズ法、遠心力による微粒化法
等の通常用いられている金属溶湯からの微粉末製
造手段を使用して急速分散凝固させることにより
得られるものである。このようにして得られた合
金粉末は大きさが15μｍ以下のSi結晶粒と、成長
を抑えられた金属間化合物の棒状晶を有し、従来
の高Si系アルミニウム合金粉末には見られない新
規な合金粉末である。またこのような組織を有す
る合金を鋳造法で得ることは不可能である。参考
までに23.4Si−4.8Cu−1.2Mg−8.7Fe−残Alの組
成を有する本発明で使用するアルミニウム合金粉
末の顕微鏡組織写真を第３図に示す。第４図は
20.6Si−2.7Cu−1.1Mg−7.8Mn−残Alの組成を有
する本発明で使用するアルミニウム合金粉末の顕
微鏡組織写真である。なお比較の為、第３図と同
一組成を有する鋳造材の組織写真を第５図に、第
４図と同一組成を有する鋳造材の組織写真を第６
図に示した。また第７図には従来知られている
21.1Si−3.1Cu−1.0Mg−残Alの組成を有する高
Siアルミニウム合金粉末の顕微鏡組織写真を示し
た。第３図、第４図において塊状を呈しているの
が初晶Siで、棒状を呈しているのがAl−（Fe、
Mn）−Si系金属間化合物である。第５図、第６図
では粗大な多角形をした初晶Siが見られ、大きな
棒状の金属間化合物が認められる。第７図では粒
状の初晶Siと共晶組織を呈している。本発明で使用する合金粉末は熱間押出加工に適
したものであり、特に耐熱耐摩耗性を要求される
高力アルミニウムの成形体用に最適なものであ
る。次に本発明のアルミニウム合金粉末成形体につ
いて説明する。本発明の第１の要旨とするところは、重量比で
Si10.0〜30.0％と、Fe3.0〜15.0％またはMn5.0〜
15.0％のうち少くとも１種を含むAl合金からな
り、Si結晶粒の大きさが15μｍ以下であり、かつ
またFeまたはMnを含む金属間化合物の大きさが
20μｍ以下に微細化分散していることを特徴とす
る耐熱耐摩耗性高力アルミニウム合金粉末成形体
である。本発明の第１の要旨は、重量比でSi10.0〜30.0
％と、Fe3.0〜15.0％またはMn5.0〜15.0％のうち
１種または２種（ただし２種の場合は合計で3.0
〜15.0％）と、Cu0.5〜5.0％およびMg0.2〜3.0％
とを含み、残部が不可避的不純物を含むAlから
成り、Si結晶粒の大きさが15μｍ以下であり、か
つFeまたはMnを含む金属間化合物の大きさが
20μｍ以下に微細化分散してなることを特徴とす
る耐熱耐摩耗性高力アルミニユウム合金粉末成形
体である。第３の発明の要旨とするところは、重量比で
Si10.0〜30.0％と、Ni3.0〜10.0％と、Fe3.0〜12.0
％またはMn5.0〜12.0％のうち少くとも１種を含
むAl合金からなり、Si結晶粒の大きさが15μｍ以
下であり、かつまたAl−Ni系およびAl−（Fe、
Mn）−Si系の金属間化合物の大きさが20μｍ以下
に微細化分散していることを特徴とする耐熱耐摩
耗性高力アルミニウム合金粉末成形体である。本発明の第４の要旨は、重量比でSi10.0〜30.0
％と、Ni3.0〜10.0％と、Fe3.0〜15.0％または
Mn5.0〜15.0％のうち１種または２種（ただしNi
＋Fe＋Mn合計で6.0〜15.0％）と、Cu0.5〜5.0％
およびMg0.2〜3.0％とを含み、残部が不可避的
不純物を含むAlから成り、Si結晶粒の大きさが
15μｍ以下であり、かつFeまたはMnを含む金属
間化合物の大きさが20μｍ以下に微細化分散して
なることを特徴とする、耐熱耐摩耗性高力アルミ
ニユウム合金粉末成ル形体である。本発明でSi含有量を10.0〜30.0％としたのは成
形体の耐熱性、耐摩耗性、耐焼付性を改善するた
めであり、Fe含有量を3.0〜15.0％（但しNiを含
有する場合は3.0〜12.0％）、Mn含有量を5.0〜
15.0％（但しNiを含有する場合は5.0〜12.0％）、
Ni含有量を3.0〜10.0％としたのは成形体の強度、
特に高温における強度、耐熱性、耐摩耗性を改善
するためである。さらにSi結晶粒の大きさを15μｍ以下とするこ
とにより、耐摩耗性にすぐれ、摩擦係数を低下さ
せてシリンダーライナー等に適した材質にするた
めであり、さらにまた、従来法による成形品より
も延性が良くなり被削性が改善されるので加工中
のビビリやムシレの発生が少くなるなどの、機械
加工を容易にする効果をもたらす。 Al−（Fe、Mn）−Si、Al−Ni等の金属間化合
物の大きさを実質的には5μｍ以下で、大きなも
のでも20μｍ以下に微細かつ均一に分散させるこ
とにより、高温強度と耐摩耗性が著しく改善され
たものとなる。さらにこれら金属間化合物の微細
結晶とSiの微細結晶とが混ざり合つて均一に分布
すると、一段と優れた効果を発揮する。第８図お
よび第９図に本発明によるアルミニウム合金粉末
成形体の、押出方向に平行な断面の顕微鏡組織写
真を示す。第８図は第３図と同様な23.4Si−
4.8Cu−1.2Mg−8.7Fe−残Alの組成を有するも
の、第９図は第４図と同様20.6Si−2.7Cu−
1.1Mg−7.8Mn−残Alの組成を有するものであ
る。第８図および第９図において色の濃い部分が
初晶Si、色の淡い部分が共晶と金属間化合物であ
る。比較のため第１０図には第７図と同様の組成
を有する公知の高Siアルミニウム合金粉末成形体
の断面の顕微鏡組織写真を示す。図に見られるご
とく、本発明による合金成形体では初晶Si、共
晶、金属間化合物が微細に入りくんで均一に分布
しているのがわかる。このような組織を有する成
形体は従来の成形体には見られなかつた新規なも
のである。本発明によるアルミニウム合金粉末成形体は、
従来品に比較して高温強度が著しく改善されてお
り、耐摩耗性、耐焼付性にも優れたものである。
さらに摩擦係数が小さいので特に内燃機関のシリ
ンダーライナーのような高温で使用され、かつ耐
摩耗性耐焼付性が要求される部材として最適なも
のである。本発明の第５の要旨は上記アルミニウム合金粉
末成形体の製造方法に関するものであり、前記組
成を有する合金溶湯を分散急冷凝固させ、得られ
た合金粉末を熱間押出成型することにある。合金溶湯を分散急冷凝固させるのはSi、Cu、
Mg、Fe、Mn、Ni等の合金元素を過飽和に固溶
させるとともに、初晶Siや金属間化合物を微細化
し材質を強化するためである。分散急冷凝固させ
る方法としては、アトマイズ法、遠心微粉化法等
既知の金属粉末製造方法が利用できる。これらの
方法により粉末粒径を0.5mm以下に微細に分散さ
せ急冷凝固させれば満足する組織の合金粉末が得
られる。次に、該合金粉末を利用して熱間押出により成
形体を製造する。熱間押出は合金粉末中に晶出し
ている初晶Si、共晶相、金属間化合物相の結晶粒
を微細化し、材料の機械的特性を改善すると同時
に、強固な成形体に仕上げるための必須要件であ
る。熱間押出に先だつて圧粉体を準備すると作業上
都合が良い。圧粉体の製造は合金粉末を温度200
〜350℃程度の領域にしておこなう。300℃を越え
ると酸化が著しくなるのでN₂ガスやArガスのよ
うな非酸化性雰囲気中でおこなうのが望ましい。
成型圧力は0.5〜3ton／cm²程度でおこない、圧粉
体密度は真密度比70％以上とするのが圧粉体のハ
ンドリング上望ましい。熱間押出は350℃以上の温度域、好ましくは400
〜470℃の温度領域でおこなう。これは圧粉体の
加工が容易な範囲で粒子間の結合を促進させて強
固な成形体にするためである。さらには過飽和固
溶分の元素を微細析出させるとともに、初晶Siや
金属間化合物の棒状組織を分断して微細化し、成
形体の強度と摩擦特性を改善するためである。熱間押出は圧粉体を大気中または非酸化性雰囲
気中で予熱し、ほぼ同温度のコンテナー中に挿入
しておこなう。押出比は10以上が好ましい。押出
比が10未満だと押出材中に空隙が残存し、また粉
末相互間の拡散接合や棒状金属間化合物の分断効
果が不充分なため、強度の高い材料が得られない
ためである。本発明の方法によればSi初晶、共晶、金属間化
合物相のいずれをもきわめて微細に均一分散させ
ることが可能となり、特に材料の耐摩耗性と摩擦
係数に優れた部材を容易に得ることが可能とな
る。また、本発明により得られた合金粉末成形体に
安定化熱処理を施し、材料特性をさらに改善する
ことは何らさしつかえない。次に実施例をあげて本発明を説明する。実施例表−１に示す組成の高Siアルミニウム合金溶湯
をガスでアトマイズし、−48meshの粉末を得た。
次で250℃の温度に予熱したこれらの粉末を同じ
温度に加熱保持した金型中に充填し、1.5ton／cm²
の圧力で圧縮成形し、直径100mm、長さ200mmの圧
粉体を得た。次に圧粉体を450℃に加熱し、同じ
温度に加熱保持された内径104mmのコンテナ中に
挿入し、直径30mmのダイスで間接押出法により押
出（押出比12）を行い供試材No.１〜17迄の成形体
を得た。押出のまま(F)又はT₆処理や300℃×
100Hr（Ｏ）処理を施こした後、標点間距離50mm、
平行部直径６mmの引張試験片に加工して常温から
250℃までの間で引張試験を行つた。尚、引張試
験は各試験温度で、100Hr保持後に行つた。又、
硬さを各温度での引張試験後の試験片のチヤツキ
ング部の端部について測定した。なお、供試材No.
１〜No.６は比較例であり、No.７〜No.17が本発明例
である。さらに鋳造材との比較のためA390.0合
金の金型鋳造材を比較材（鋳造）として500℃×
10Hr保持後、水冷し、175℃×10Hrの時効処理
を行つたものについて同様の試験を行つた。これ
らの結果を表−１に示す。表−１中熱処理区分の
記号Ｆは押出のまゝ、記号T₆は480×2Hr保持後
水冷し175℃×10Hrの時効処理、記号Ｏは300℃
×100Hr保持の処理を示す。

【表】表−１から明らかなように、比較材（鋳造）No.
１〜６のものに比べ、本発明の実施例No.７〜17の
成形体は高温強度及び高温に保持後の硬度が高
い。次に熱間押出成形体を切断し、熱間鍛造によ
り直径70mm、高さ10mmの素材を作り、機械加工に
より試験片とした後、耐焼付性試験、耐摩耗性試
験、摩擦係数の測定を行つた。 Γ耐焼付性試験試験装置は、第１図及び第２図に概要を図解的
に示すものであつて、ステータ１に取外し可能に
取付けられた直径70mmの円板２の中央には、裏側
から注油孔３を通じて潤滑油が注油される。ステ
ータ１には油圧装置（図示せず）によつて右方へ
向けて所定圧力で押圧力Ｐが作用するようにして
ある。円板２に相対向してロータ４があり、駆動
装置（図示せず）によつて所定速度で回転するよ
うにしてある。ロータ４の円板２に対する端面に
取付けられた試料保持具４ａには、５mm×５mm×
10mmの角柱状試験片（相手材）５が、同心円上に
等間隔に３個取外し可能にかつ正方形端面が円板
２に対して摺動自在に取付けてある。この様な装
置に於いてステータ１に所定の押圧力Ｐをかけ所
定の面圧で円板２と試験片（相手材）５とが接触
するようにしておいて、注油孔３から摺動面に所
定給油速度で給油しながらロータ４を回転させ
る。一定時間毎にステータ１に作用する圧力を階
段的に増加して行き、ロータ４の回転によつて相
手の試験片５と、円板２との摩擦によつて、ステ
ータ１に生ずるトルク（摩擦力によつて生ずるト
ルク）Ｔをスピンドル６を介してロードセル７に
作用せしめ、その変化を動歪計８で読み、記録計
９に記録させる。トルクＴが急激に上昇するとき
に焼付が生じたものとして、その時の接触面圧を
もつて焼付面圧とし、この大小をもつて耐焼付性
の良否を判断する。試験に供した円板状試験片２
は、300℃×100Hrの熱処理後研摩仕上げをした
ものを使用し相手の試験片５は、球状黒鉛鋳鉄で
摺動面に硬質Crメツキを施したものと、平均粒
径0.8μのSiCを面積率で15〜20％基地中に分散さ
せた鉄メツキの２種類とし研摩仕上げを行つた。
比較材としては、シリンダーライナー用として使
用されている片状黒鉛鋳鉄についても行つた。試
験条件は、速度８ｍ／sec、潤滑油はエンジンオ
イル（SAE20ベースオイル）で温度90℃油量300
ml／minとし、接触圧力は、20Kg／cm²で20分間の
馴らし運転後30Kg／cm²で３分間、その後３分経過
毎に10Kg／cm²づつ上昇させていく。結果を表−２
に示す。結果から明らかなように、現在多くのガ
ソリンエンジンでの組合せに見られる片状黒鉛鋳
鉄（シリンダーライナー材）とCrメツキ（ピス
トンリング表面）の組合せよりも本発明のものは
すぐれた耐焼付性を示している。又、比較材（鋳
造）や、No.１、No.２に見られるようにSiC分散鉄
メツキに比べ、硬質Crメツキとの組合せの場合
は、焼付発生面圧が大巾に低くなつているが、本
発明による場合は、相手表面処理の違いによる差
はほとんどない結果となつている点が注目され
る。更に比較材（鋳造）やNo.１、No.２に比べ本発
明の実施例の成形体の焼付発生面圧が高いが、こ
れはAl基地中に分散する硬質相の量が多く、微
小な凹凸となつて油膜の保持作用として働く他
に、基地が分散強化されているので摩擦表面が塑
性流動によつて相手材に凝着しようとするのを防
ぐためと考えられる。

【表】 Γ摩耗試験及び摩擦係数の測定耐焼付性試験に使用したと同じ試験機により、
研摩仕上げを行つた円板状の試験片２に、球状黒
鉛鋳鉄の摺動面に硬質Crメツキを施したものと、
平均粒径0.8μのSiCを面積率で15〜20％基地中に
分散させた鉄メツキを施し各々研摩仕上げをした
ものを相手材試験片５として、次の条件でテスト
した。結果を表３に示す。（条件）速度は３ｍ／sec、５ｍ／sec、８ｍ／secの３
水準とし潤滑油としてエンジンオイル（SAE20
ベースオイル）を使用し、油温90℃、油量500
ml／min、面圧100Kg／cm²で摺動距離500Kmとし
た。（摩耗量の測定） Γ円板状の試験片の摩耗量は、表面粗サ計にて
90゜づゝずれた位置で４ケ所摺動方向と直角と
なるように触針を走らせ、摩耗痕の状況をチヤ
ート上に記録する。しかる後、摩耗痕の凹部の
面積を求め、材料間の相対比較を行う。表−３
では片状黒鉛鋳鉄の円板の速度５ｍ／sec時の
摩耗痕の断面積を１としたときの相対比で表わ
した。相手材試験片の摩耗量は試料保持具４ａ
に取付けられた４本の角状試験片５の高さ寸法
をテスト前後にマイクロメーターで測定し、そ
の平均の差を求める方法によつた。摩擦係数の測定は、200Km走行後にトルクを記
録計９より読み取り算出した。結果を表−３に示
すが、片状黒鉛鋳鉄（シリンダーライナー材）
と、Crメツキの組合せの場合よりも、著しく摩
擦係数の低いことが明らかである。更に、比較例
１のように鋳ぐるみ時の熱負荷に相当する300℃
×100Hrの熱処理を行つたものは円板の摩耗が著
しく多いが、本発明の特許請求範囲の本発明例８
〜17の摩耗量は、片状黒鉛鋳鉄と比較しても同等
以下である。又、相手の表面処理が硬質Crメツ
キであつても、又SiC分散鉄メツキであつても、
その差はない。

【表】

【表】以上のように本発明合金は、Al合金製シリン
ダーブロツクに鋳ぐるまれ、且つ、使用時に比較
的高い温度域で使用されるシリンダーライナーの
ような用途に適するものである。尚、本発明合金
はTi、Cr、Ｖ、Mo、Zr等を含んでも、急冷凝固
による粉末を出発原料としているため耐熱性に寄
与するものと考えられる。又、ZnをCu、Mgの代
りに時効硬化性を与える目的で、置換することも
可能である。従つて、本発明合金は、従来、鋳造
用又は展伸用合金としては、脆い化合物を作るた
めに、使用出来なかつたようなFe、Ni、Mnを多
量に含む低級スクラツプの使用をも可能とするた
めに、経済的メリツトも大である。

【図面の簡単な説明】

第１図、第２図は耐焼付性試験装置の概要を示
す図で第２図は第１図の−矢視側面である。
第３図、第４図は本発明によるアルミニウム合金
粉末の顕微鏡組織写真（倍率740倍）であつて、
第３図は23.4Si−4.8Cu−1.2Mg−8.7Fe−残Alの
組成のもの、第４図は20.6Si−2.7Cu−1.1Mg−
7.8Mn−残Alの組成のものである。第５図と第６
図は鋳造材の顕微鏡組織写真（倍率97倍）であつ
て、第５図は第３図と同一組成のもの、第６図は
第４図と同一組成のものである。第７図は21.1Si
−3.1Cu−1.0Mg−残Alの組成を有する公知の高
Siアルミニウム合金粉末の顕微鏡組織写真（倍率
740倍）である。第８図、第９図は本発明による
合金粉末成形体の押出方向に平行な断面の顕微鏡
組織写真（倍率740倍）であつて、第８図は第３
図と同一組成、第９図は第４図と同一組成のもの
である。第１０図は第７図と同一組成を有する公
知のアルミニウム合金粉末成形体の押出方向に平
行な断面の顕微鏡組織写真（倍率740倍）である。

Claims

【特許請求の範囲】１重量比でSi10.0〜30.0％と、Fe3.0〜15.0％ま
たはMn5.0〜15.0％のうち１種または２種以上
（ただし２種の場合は合計で3.0〜15.0％）の重金
属を含み、残部が不可避的不純物を含むAlから
なり、Si結晶粒の大きさが15μｍ以下であり、か
つFeまたはMnを含む金属間化合物の大きさが
20μｍ以下に微細化分散してなることを特徴とす
る耐熱耐摩耗性高力アルミニユウム合金粉末成形
体。２重量比でSi10.0〜30.0％と、Fe3.0〜15.0％ま
たはMn5.0〜15.0％のうち１種または２種以上
（ただし２種の場合は合計で3.0〜15.0％）と、
Cu0.5〜5.0％およびMg0.2〜3.0％とを含み、残部
が不可避的不純物を含むAlから成り、Si結晶粒
の大きさが15μｍ以下であり、かつFeまたはMn
を含む金属間化合物の大きさが20μｍ以下に微細
化分散してなることを特徴とする耐熱耐摩耗性高
力アルミニユウム合金粉末成形体。３重量比でSi10.0〜30.0％と、Ni3.0〜10.0％
と、Fe3.0〜15.0％またはMn5.0〜15.0％のうち１
種または２種（ただしNi＋Fe＋Mn合計で6.0〜
15.0％）とを含み、残部が不可避的不純物を含む
Alから成り、Si結晶粒の大きさが15μｍ以下であ
り、かつFeまたはMnを含む金属間化合物の大き
さが20μｍ以下に微細化分散してなることを特徴
とする耐熱耐摩耗性高力アルミニユウム合金粉末
成形体。４重量比でSi10.0〜30.0％と、Ni3.0〜10.0％
と、Fe3.0〜15.0％またはMn5.0〜15.0％のうち１
種または２種（ただしNi＋Fe＋Mn合計で6.0〜
15.0％）と、Cu0.5〜5.0％およびMg0.2〜3.0％と
を含み、残部が不可避的不純物を含むAlから成
り、Si結晶粒の大きさが15μｍ以下であり、かつ
FeまたはMnを含む金属間化合物の大きさが20μ
ｍ以下に微細化分散してなることを特徴とする耐
熱耐摩耗性高力アルミニユウム合金粉末成形体。５重量比でSi10.0〜30.0％と、Fe3.0〜15.0％ま
たはMn5.0〜15.0％のうち１種または２種（ただ
し２種の場合は合計で3.0〜15.0％）を主成分と
して含み、さらに必要に応じてCu0.5〜5.0％、
Mg0.2〜3.0％、Ni（ただしNi＋Fe＋Mn合計で6.0
〜15.0％）のうち少なくとも１種を含み、残部が
不可避的不純物を含むAlからなる合金溶湯を分
散急冷凝固させて、微細なSi結晶粒とFeまたは
Mnを含む棒状の金属間化合物を有するAl合金粉
末となし、次いで得られたAl合金粉末を熱間押
出成形して、Si結晶粒の大きさが15μｍ以下であ
り、かつFeまたはMnを含む金属間化合物の大き
さが20μｍ以下に微細化分散した組織とすること
を特徴とする耐熱耐摩耗性高力アルミニユウム合
金粉末成形体の製造方法。