JPH048481B2

JPH048481B2 -

Info

Publication number: JPH048481B2
Application number: JP62282264A
Authority: JP
Priority date: 1987-11-10
Filing date: 1987-11-10
Publication date: 1992-02-17
Also published as: JPS63266005A

Description

【発明の詳細な説明】

〔産業上の利用分野〕本発明は、常温から高温までの強度が優れた高
Siアルミニウム合金粉末に関するもので、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、また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。〔従来の技術〕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変
わつてきている。その場合、鋳鉄性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、軽量化のほかに熱伝導率が
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できるために潤滑
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
間のクリクシヨンロスが低減することから、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合金を使
用することによる効果は多いが、従来の公知の
Al合金では、鋳ぐるみ用シリンダーライナー材
としては高温特性が不十分である。例えば、AA規格のA390.0（Si＝16〜18％、Cu
＝４〜５％、Mg＝0.50〜0.65％、Fe＝0.5％、Ti
＝0.2％，Zn＝0.1％、残Al）のような鋳造材は固
液共存域が広いため、健全な鋳物を得るために
は、大きな押湯を必要とするので歩留まりが悪く
コストの高い物となり、微細化処理や金型鋳造法
によつても初晶Siはなお粗大であるために被削性
が悪い。さらに致命的欠点は、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為
に、対摩耗性が著しく低下したり、被削面にビビ
リやムシレが生じやすく、またホーニング加工を
困難にしている。また近年、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または遠心鋳造法よ
る微細化手段により急冷された微粒または粉末と
し、これを熱間押出しすることにより中空体を得
る方法であつて、鋳造法に依り得られる中空体よ
りもはるかに歩留まりの優れた方法である。また、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優れ、更
には高Siアルミニウム合金特有の低摩擦係数の性
質をも備えている。また、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（特開昭52−109415
参照）。〔発明が解決すべき問題点〕本発明者らはこれらのトレース実験をした結果
20.0Si−4.0Cu−0.8Mg−0.5Ni−Al残の組成とし
た粉末押出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
おこなつた結果、鋳ぐるみ前にT₆処理より硬さ
がHRB＝80であつたものが、鋳ぐるみ後は硬さ
がHRB＝40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は軟化してしま
い、鋳ぐるみ用シリンダーライナーとしての使用
は不可能である。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く、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。本発明はこれら欠点を全て解消し、鋳ぐるみ時
の熱負荷に対しても軟化することがなく、更に使
用時に負荷される温度域においても軟化せず、耐
摩耗性、耐焼付き性に優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。〔問題点を解決するための手段〕本発明はAl−Si合金にFeまたはMnのうち少な
くとも１種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。本発明のアルミニウム合金粉末は、重量比でSi
15.0〜25.0％と、FeまたはMnのうち１種または
２種の重金属を含み、Si結晶粒の大きさが15μm
以下である耐熱耐摩耗性高力アルミニウム合金粉
末である。本発明のもう一つの別のアルミニウム合金粉末
は、重量比でSi 15.0〜25.0％とFeまたはMnのう
ち少なくとも１種を含み、さらにCu0.5〜5.0％お
よびMg0.2〜3.0％を含み、Si結晶粒の大きさが
15μm以下である耐熱耐摩耗性高力アルミニウム
合金粉末である。以下にこの発明を更に詳細に説明する。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が初晶或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
付き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、被削性を悪する。また、
シリンダーライナー材などに使用する場合に相手
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
粉末を作り、押出し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十分ではな
い。そこで本発明では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
著しく改善するようにした。次に本発明による合金粉末中の各成分の限定理
由を説明する。 Siは15％以下では分散量が少なく、耐熱性耐摩
耗性に及ぼす効果が不十分である。Si 10％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の添加量が増すととも
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25％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Si初晶が消失しな
くなる。粗大なSi初晶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粉体の圧
縮性を著しく悪化させ、圧粉体をつくりにくくす
るほか、熱間押出においても変形抵抗が大きくな
り、大きな押し出し力を必要とし、押出ダイスを
摩耗させて寿命を著しく短縮させる等の難点があ
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るのでシ
リンダーライナー材としては不適当なものとなる
から、粗大な初晶Si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
材に鋳ぐるまれてシリンダーライナーとして使用
する場合Siの添加量とともに熱膨張係数は小さく
なりSiが25％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り、ピストンのクリアランス
を大きくする必要性が生じてくる。したがつてSiの添加量は15.0〜25.0％とするの
が良い。 FeおよびMnは本発明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。さらに固溶限度
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、又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
れらの化合物は高温においても安定でかつ成長し
難く、長時間高温に保持しても強度の低下は起こ
らない。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はなく、
耐摩耗性を保持することが可能である。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は少なくなるが、代わつて析出する
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7.1〜15.0％、Mn単独の場合は
7.1〜15.0％、Fe及びMnを併せて使用する場合は
Fe，Mn2種合計で5.0％以上15.0％以下の範囲と
するのが適当である。Feの効果が顕著なのでま
ずFeを、4.1％以上添加し、これに0.9％以上の
Mnを加えてFe＋Mnの合計が５％以上とするの
が良い。添加量が上記範囲より少ない場合は高温
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。又、アルミニウム合金の有する軽量性も失わ
せ、粉末を押出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。本発明のもう一つの合金粉末は上記組成にさら
に0.5〜5.0％のCuおよび0.2〜3.0％のMgを添加し
たものである。CuやMgはアルミニウム合金に時
効硬化を付与して材質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
固溶限度以下の前記範囲内でCuおよびMgを添加
することは材質強化にも有効である。状態図から
Al中へのCu、Mgの溶解度はそれぞれ5.7％、14.9
％であるがMg量が多くなるとかえつて押びが低
下するのでMg量は3.0％に抑え、CuとMgを共用
して強度向上をはかることとした。したがつて
CuとMgの添加量の下限は時効硬化の表われる
Cu：0.5％、Mg：0.2％とし、上限はCu：5.0％、
Mg：3.0％とし、この範囲でAlマトリツクスが強
化される範囲を選択することとした。 Mnを使用する場合は（Cu＋Mg）の合計が３
％以上すなわち（Mn＋Cu＋Mg）の合計で10％
を超える範囲で効果が著しい。 Feを使用する場合はFeが4.1％以上添加してあ
れば、Cu，Mgの前記範囲において時効硬化とと
もに耐熱性が向上する。 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、また、材料
特性として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
題は起こらない。本発明の合金粉末は上記合金組成を有する溶湯
をアトマイズ法、遠心力による微細化法等の通常
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10²℃／sec以上の冷却速度で急冷分散凝
固させることによつて得ることができる。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Fe，Mn等を含む
金属間化合物の棒状晶を有しており、従来の高Si
系Al合金粉末には見られなかつた新規な合金粉
末である。またこのような組織を有する合金を鋳
造法で得ることは困難である。参考までに23.4％
Si−4.8％Cu−1.2Mg−8.7％Fe−残Alの組成を有
する本発明よるAl合金粉末の顕微鏡組織写真を
第１図に示す。第２図は20.6Si−2.7Cu−1.1Mg
−7.8Mn−残Alの組成を有する本発明によるアル
ミニユウム合金粉末の顕微鏡組織写真である。な
お比較のため、第１図と同一組成を有する鋳造材
の組織写真を第３図に、第２図と同一組成を有す
る鋳造材の組織写真を第４図に示した。また第５
図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アルミニユウム合金粉
末の顕微鏡組織写真を示した。第１図、および第
２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３図、第４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５図では粒状の初晶Siと共晶
組織を呈している。本発明の合金粉末は熱間押出し加工に適したも
のであり、特に耐熱耐摩耗性を有する高力Al合
金成形体用として適したものである。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
を媒体に空気を用いてガスアトマイズし、10³
℃／sec以上の冷却速度で分散凝固させて−
48meshの粉末を得た。次いで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て直
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のコンテナー中に挿入し、直径30mmのダ
イスで間接押出法により押出比12により押出し
て、供試材No.１〜No.26の成形体を得た。押出のまま（Ｆ）またはT₆処理や300℃×
100Hr（Ｏ）処理を施こしたのち、標点間距離50
mm、平行部直径６mm引つ張り試験片に加工して常
温から250℃迄の間で引張試験を行つた。なお、
引張試験は各試験温度で、100Hr保持後におこな
つた。また、硬さを各温度での引張試験の試験片
のチヤキング部の端部について測定した。さらに
鋳造との比較のため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
ま、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から明らかなとおり比較材（鋳造）やNo.
１〜６までのものと比べて、本発明によるNo.７〜
No.26の成形体は、高温強度および高温に保持後の
硬度が高い。次に前記熱間押出成形体を切断し、
熱間鍛造により直径70mm、厚さ10mmの素材を作
り、機械加工により試験片とした後、対焼付性試
験、対摩耗性試験、摩擦係数の測定を行なつた。 Γ対焼付性試験試験装置は第９図及び第１０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
から中油孔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）によつて右方に
向けて所定圧力Ｐが作用するようにしてある。円
板２に相対してロータ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
た試料支持具４ａには、５mm×５mm×10mmの角柱
状試験片（相手材）５が同心円状に等間隔に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。このような装置において
ステータ１に所定の圧力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。一定時間ごとにステータ１に作用する圧力を段
階的に増加してゆき、ロータ４の回転によつて相
手の試験片５と円板Ｂ２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℃×10hr
の熱処理後研磨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クロム
メツキを施したものと、平均粒径0.8μmのSiCを
面積率で15〜20％基地中に分散させた鉄メツキの
２種類を使用し、研磨仕上げを行なつた。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おこなつた。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
300ml／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ずつ上昇させていく。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
エンジンでの組合わ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）の組合わせよりも、本発明によるも
のは優れた耐焼付性を示している。

【表】また、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、硬質クロムメ
ツキとの組合わせの場合は、焼付発生面圧が大幅
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が小さくなる結果となつ
ている点が注目される。さらに比較材（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ほか
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。 ◎摩耗試験及び摩擦係数の測定耐焼付試験に使用したのと同じ試験機により研
磨仕上げを行な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0.8μmのSiCを面積率で15〜20％施した
ものを、各々研磨仕上げして相手材試験片５とし
て、次の条件でテストした。

【表】

〔発明の効果〕

以上のように本明合金粉末は、アルミニウム合
金製シリンダーブロツクに鋳ぐるまれて、かつ使
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。な
お、本発明合金粉末は、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。また、ZrをCu，Mgの代わりに用いて時効硬化
性の向上を計ることも可能である。従つて、本発明合金は従来鋳造用または展伸用
合金としては、脆い化合物をつくるために使用で
きなかつたようなFeやNi，Mnを多量に含む低級
スクラツプの使用も可能となるため、経済的効果
も大である。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明になる23.4Si−4.8Cu−1.2Mg
−8.7Fe−残Alの組成を有するAl合金粉末の金属
組織写真（倍率740倍）である。第２図は本発明
になる20.6Si−2.7Cu−1.1Mg−7.8Mn−残Alの組
成を有するAl合金粉末の金属組織写真（倍率740
倍）である。第３図は第１図と同一組成の鋳造材
料の金属組織写真である（倍率97倍）。第４図は
第２図と同一組成の鋳造材料の金属組織写真であ
る（倍率97倍）。第５図は21.1Si−3.1Cu−1.0Mg
−残Alの組成を有する公知の合金粉末の金属組
織写真である。第６図、第７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６図は第１図
と、第７図は第２図と、それぞれ同一組成のもの
である。第８図は、第５図と同一組成を有する公
知のアルミニユウム合金粉末を使用した成形体
の、押出方向に平行な断面の金属組織写真（倍率
740倍）である。第９図、第１０図は対焼付性試
験装置の概要を示す図で、第１０図は第９図の
−矢視側面図である。

Claims

【特許請求の範囲】１重量比でSi 15.0〜25.0％と、FeまたはMnの
うち１種または２種の重金属を7.1〜15.0％（た
だし２種の場合はFe 4.1％以上でFe＋Mnの合計
が7.1〜15.0％）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。２重量比でSi 15.0〜25.0％と、FeまたはMnの
うち１種または２種の重金属を7.1〜15.0％（た
だし２種の場合はFe 4.1％以上でFe＋Mnの合計
が7.1〜15.0％）含み、さらに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からなり、Si結晶粒の大きさが15μm以
下であ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。