JPH06293933A - 耐摩耗性アルミニウム合金及びその製造方法 - Google Patents
耐摩耗性アルミニウム合金及びその製造方法Info
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- JPH06293933A JPH06293933A JP5103661A JP10366193A JPH06293933A JP H06293933 A JPH06293933 A JP H06293933A JP 5103661 A JP5103661 A JP 5103661A JP 10366193 A JP10366193 A JP 10366193A JP H06293933 A JPH06293933 A JP H06293933A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 低コストで生産性に優れた溶解鋳造法により
製造でき、十分な強度や靭性を持つと同時に、切削性並
びに塑性加工性に優れ、特に耐摩耗性が従来より著しく
向上したＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金を提供する。 【構成】 溶解鋳造法による鋳造合金を熱間塑性加工す
ることにより製造され、Ｓｉが１３.０〜１６.０重量
％、Ｃｕが４.０〜５.０重量％、Ｍｇが０.７〜１.４重
量％、Ｆｅが０.８重量％以下、Ｐか又はＮａ、Ｓｂ、
Ｓｒの少なくとも１種が合計で０.１重量％以下、及び
残部のＡｌと不可避的不純物からなり、平均粒径１５〜
４０μｍの粗大Ｓｉ粒子と平均粒径５μｍ以下の微細Ｓ
ｉ粒子又は析出物を含みこれらが均一に分散していて、
比摩耗量が１０×１０-7ｍｍ2／ｋｇ以下である耐摩耗
性アルミニウム合金。
製造でき、十分な強度や靭性を持つと同時に、切削性並
びに塑性加工性に優れ、特に耐摩耗性が従来より著しく
向上したＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金を提供する。 【構成】 溶解鋳造法による鋳造合金を熱間塑性加工す
ることにより製造され、Ｓｉが１３.０〜１６.０重量
％、Ｃｕが４.０〜５.０重量％、Ｍｇが０.７〜１.４重
量％、Ｆｅが０.８重量％以下、Ｐか又はＮａ、Ｓｂ、
Ｓｒの少なくとも１種が合計で０.１重量％以下、及び
残部のＡｌと不可避的不純物からなり、平均粒径１５〜
４０μｍの粗大Ｓｉ粒子と平均粒径５μｍ以下の微細Ｓ
ｉ粒子又は析出物を含みこれらが均一に分散していて、
比摩耗量が１０×１０-7ｍｍ2／ｋｇ以下である耐摩耗
性アルミニウム合金。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ケイ素(Ｓｉ)を含有す
るアルミニウム合金、特に強度や靭性等と共に耐摩耗性
並びに塑性加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金、
及びその製造方法に関する。
るアルミニウム合金、特に強度や靭性等と共に耐摩耗性
並びに塑性加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金、
及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】最近、自動車の軽量化対策として、鉄系
機械部品に代わってＳｉを含むアルミニウム合金からな
る部品の採用が進んでいる。かかるＡｌ−Ｓｉ合金は、
Ｓｉの添加によって熱膨張係数の低下や剛性率の向上と
共に、耐摩耗性が著しく改善される等の特徴を備えてお
り、具体的には耐熱アルミニウム合金ＡＣ８Ａ、耐摩耗
性アルミニウム鋳造・鍛造合金Ａ３９０、及び粉末冶金
(ＰＭ)法によるＡｌ−Ｓｉ合金等が製造され且つ使用さ
れている。
機械部品に代わってＳｉを含むアルミニウム合金からな
る部品の採用が進んでいる。かかるＡｌ−Ｓｉ合金は、
Ｓｉの添加によって熱膨張係数の低下や剛性率の向上と
共に、耐摩耗性が著しく改善される等の特徴を備えてお
り、具体的には耐熱アルミニウム合金ＡＣ８Ａ、耐摩耗
性アルミニウム鋳造・鍛造合金Ａ３９０、及び粉末冶金
(ＰＭ)法によるＡｌ−Ｓｉ合金等が製造され且つ使用さ
れている。
【０００３】しかし、ＡＣ８Ａ合金は優れた耐熱性と強
度を有しているが、Ｓｉ含有量が少ないので耐摩耗性に
劣っている。一方、Ａ３９０合金は１７〜１８重量％の
Ｓｉを含み耐摩耗性に優れるが、初晶Ｓｉ粒子が約８０
μｍ程度近くにまで大きくなるために、切削工具の早期
摩耗が生じ易いなど切削性が悪く、塑性加工性や靭性等
に劣る欠点がある。この欠点を解決するため、Ａ３９０
合金を鋳造後、押出や鍛造等の塑性加工によって合金組
成の改良を試みると、粗大なＳｉ粒子自身が破壊された
り、変形能力差からＳｉ粒子とマトリックスの界面にポ
アやボイド等の欠陥が発生するため、結果的に強度が劣
化し易いという問題があった。
度を有しているが、Ｓｉ含有量が少ないので耐摩耗性に
劣っている。一方、Ａ３９０合金は１７〜１８重量％の
Ｓｉを含み耐摩耗性に優れるが、初晶Ｓｉ粒子が約８０
μｍ程度近くにまで大きくなるために、切削工具の早期
摩耗が生じ易いなど切削性が悪く、塑性加工性や靭性等
に劣る欠点がある。この欠点を解決するため、Ａ３９０
合金を鋳造後、押出や鍛造等の塑性加工によって合金組
成の改良を試みると、粗大なＳｉ粒子自身が破壊された
り、変形能力差からＳｉ粒子とマトリックスの界面にポ
アやボイド等の欠陥が発生するため、結果的に強度が劣
化し易いという問題があった。
【０００４】又、この様なＡ３９０合金の欠点を補うた
め、Ｐ等の初晶Ｓｉの成長抑制元素を微量添加したり、
鋳造合金の冷却速度を上げて初晶Ｓｉの粒径を小さくす
ることが実施されている。しかしながら、粗大Ｓｉ粒子
を小さくするといってもＰ等の添加には限界があり、又
鋳造合金の冷却速度を上げるには特に製造設備能力の点
で問題があると同時に、製品の形状や寸法に制約を受け
る等の欠点がある。
め、Ｐ等の初晶Ｓｉの成長抑制元素を微量添加したり、
鋳造合金の冷却速度を上げて初晶Ｓｉの粒径を小さくす
ることが実施されている。しかしながら、粗大Ｓｉ粒子
を小さくするといってもＰ等の添加には限界があり、又
鋳造合金の冷却速度を上げるには特に製造設備能力の点
で問題があると同時に、製品の形状や寸法に制約を受け
る等の欠点がある。
【０００５】これに対して、ＰＭ法によるＡｌ−Ｓｉ合
金は、エアーアトマイズ法等による急冷凝固粉末を使用
するので許容合金範囲が広がり、多量のＳｉを含有させ
たり、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｍｇ等の遷移金属元素
を添加できるうえ、初晶Ｓｉも溶解鋳造法に比べて非常
に小さくすることが可能であるから、耐熱強度や耐摩耗
性を著しく向上させることができる。しかし、ＰＭ法で
は粉末原料が高コストであると同時に、時間的にも工数
的にも長い製造工程を必要とするので、溶解鋳造法に比
べて経済的に不利となることが避けられない。
金は、エアーアトマイズ法等による急冷凝固粉末を使用
するので許容合金範囲が広がり、多量のＳｉを含有させ
たり、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｍｇ等の遷移金属元素
を添加できるうえ、初晶Ｓｉも溶解鋳造法に比べて非常
に小さくすることが可能であるから、耐熱強度や耐摩耗
性を著しく向上させることができる。しかし、ＰＭ法で
は粉末原料が高コストであると同時に、時間的にも工数
的にも長い製造工程を必要とするので、溶解鋳造法に比
べて経済的に不利となることが避けられない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、かかる従来
の事情に鑑み、低コストで生産性に優れた溶解鋳造法に
より製造でき、十分な強度や靭性を持つと同時に、切削
性並びに塑性加工性に優れ、特に耐摩耗性が従来より著
しく向上したＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金を提供する
ことを目的とする。
の事情に鑑み、低コストで生産性に優れた溶解鋳造法に
より製造でき、十分な強度や靭性を持つと同時に、切削
性並びに塑性加工性に優れ、特に耐摩耗性が従来より著
しく向上したＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金を提供する
ことを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、本発明が提供する耐摩耗性アルミニウム合金は、Ｓ
ｉが１３.０〜１６.０重量％、Ｃｕが４.０〜５.０重量
％、Ｍｇが０.７〜１.４重量％、Ｆｅが０.８重量％以
下、Ｐか又はＮａ、Ｓｂ、Ｓｒの少なくとも１種が合計
で０.１重量％以下、及び残部のＡｌと不可避的不純物
からなり、平均粒径１５〜４０μｍの粗大Ｓｉ粒子と平
均粒径５μｍ以下の微細Ｓｉ粒子又は析出物を含み、こ
れらが均一に分散していることを特徴とする。
め、本発明が提供する耐摩耗性アルミニウム合金は、Ｓ
ｉが１３.０〜１６.０重量％、Ｃｕが４.０〜５.０重量
％、Ｍｇが０.７〜１.４重量％、Ｆｅが０.８重量％以
下、Ｐか又はＮａ、Ｓｂ、Ｓｒの少なくとも１種が合計
で０.１重量％以下、及び残部のＡｌと不可避的不純物
からなり、平均粒径１５〜４０μｍの粗大Ｓｉ粒子と平
均粒径５μｍ以下の微細Ｓｉ粒子又は析出物を含み、こ
れらが均一に分散していることを特徴とする。
【０００８】又、本発明による耐摩耗性アルミニウム合
金の製造方法は、Ｓｉが１３.０〜１６.０重量％、Ｃｕ
が４.０〜５.０重量％、Ｍｇが０.７〜１.４重量％、Ｆ
ｅが０.８重量％以下、Ｐか又はＮａ、Ｓｂ、Ｓｒの少
なくとも１種が合計で０.１重量％以下、及び残部のＡ
ｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金を鋳造
し、このアルミニウム合金に加工率３０％以上の熱間塑
性加工を施し、平均粒径１５〜４０μｍの粗大Ｓｉ粒子
と平均粒径５μｍ以下の微細Ｓｉ粒子又は析出物を均一
に分散せしめたことを特徴とする。
金の製造方法は、Ｓｉが１３.０〜１６.０重量％、Ｃｕ
が４.０〜５.０重量％、Ｍｇが０.７〜１.４重量％、Ｆ
ｅが０.８重量％以下、Ｐか又はＮａ、Ｓｂ、Ｓｒの少
なくとも１種が合計で０.１重量％以下、及び残部のＡ
ｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金を鋳造
し、このアルミニウム合金に加工率３０％以上の熱間塑
性加工を施し、平均粒径１５〜４０μｍの粗大Ｓｉ粒子
と平均粒径５μｍ以下の微細Ｓｉ粒子又は析出物を均一
に分散せしめたことを特徴とする。
【０００９】
【作用】本発明においては、アルミニウム合金の組成の
最適化と共に、合金組織における初晶及び共晶Ｓｉ並び
にＳｉ析出物の粒径や分布を制御することによって、溶
解鋳造法によるアルミニウム合金の耐摩耗性、切削性及
び塑性加工性を大幅に改善させ、同時に強度、靭性、延
性を向上させることが出来た。具体的には、本発明のア
ルミニウム合金は、３８ｋｇｆ／ｍｍ2以上の引張強度
と、比摩耗量で１０×１０-7ｍｍ2／ｋｇ以下の耐摩耗
性とを備えている。
最適化と共に、合金組織における初晶及び共晶Ｓｉ並び
にＳｉ析出物の粒径や分布を制御することによって、溶
解鋳造法によるアルミニウム合金の耐摩耗性、切削性及
び塑性加工性を大幅に改善させ、同時に強度、靭性、延
性を向上させることが出来た。具体的には、本発明のア
ルミニウム合金は、３８ｋｇｆ／ｍｍ2以上の引張強度
と、比摩耗量で１０×１０-7ｍｍ2／ｋｇ以下の耐摩耗
性とを備えている。
【００１０】即ち、本発明の耐摩耗性アルミニウム合金
は、上記のごとく組成を制御して溶解鋳造法によりＡｌ
合金を鋳造した後、このＡｌ合金に押出又は鍛造等の熱
間塑性加工を施すことによって得られる。特に鋳造時の
冷却速度は初晶Ｓｉの大きさに影響し、冷却速度が早い
ほど初晶Ｓｉの粒径が小さくなるが、本発明においてＳ
ｉ粒子を適度な大きさとするためには、一般的に１０〜
５０℃／秒の冷却速度が好ましい。このように鋳造され
た合金に熱間塑性加工を施すことにより、合金中のＳｉ
粒子及びＳｉ析出物を更に微細球状化ないし細断し、且
つ再分散を達成するが、そのためには熱間組成加工の加
工率を３０％以上にする必要がある。
は、上記のごとく組成を制御して溶解鋳造法によりＡｌ
合金を鋳造した後、このＡｌ合金に押出又は鍛造等の熱
間塑性加工を施すことによって得られる。特に鋳造時の
冷却速度は初晶Ｓｉの大きさに影響し、冷却速度が早い
ほど初晶Ｓｉの粒径が小さくなるが、本発明においてＳ
ｉ粒子を適度な大きさとするためには、一般的に１０〜
５０℃／秒の冷却速度が好ましい。このように鋳造され
た合金に熱間塑性加工を施すことにより、合金中のＳｉ
粒子及びＳｉ析出物を更に微細球状化ないし細断し、且
つ再分散を達成するが、そのためには熱間組成加工の加
工率を３０％以上にする必要がある。
【００１１】かかる本発明のＡｌ合金は、Ｓｉ、Ｃｕ、
Ｍｇ、Ｆｅを必須の合金成分としている。Ｓｉは初晶及
び共晶Ｓｉを形成して強度を増加し且つ耐摩耗性を向上
させる元素であるが、一方でＳｉが増加すると切削性や
塑性加工性が低下する。最適なＳｉの含有量は１３.０
〜１６.０重量％の範囲であり、この含有量が１３.０重
量％未満では初晶Ｓｉが小さくなり過ぎて十分な耐摩耗
性が得られず、１６.０重量％を越えると初晶Ｓｉが８
０μｍ近くにまで過度に粗大化し、切削性や塑性加工
性、靭性、延性等を阻害する。
Ｍｇ、Ｆｅを必須の合金成分としている。Ｓｉは初晶及
び共晶Ｓｉを形成して強度を増加し且つ耐摩耗性を向上
させる元素であるが、一方でＳｉが増加すると切削性や
塑性加工性が低下する。最適なＳｉの含有量は１３.０
〜１６.０重量％の範囲であり、この含有量が１３.０重
量％未満では初晶Ｓｉが小さくなり過ぎて十分な耐摩耗
性が得られず、１６.０重量％を越えると初晶Ｓｉが８
０μｍ近くにまで過度に粗大化し、切削性や塑性加工
性、靭性、延性等を阻害する。
【００１２】Ｃｕは固溶強化により耐力及び硬度を向上
させ、時効処理により耐摩耗性及び疲労強度を改善する
効果を有する。しかし、Ｃｕの含有量が４.０重量％未
満では強度の改善効果が十分でなく、逆に５.０％を越
えると鍛造性や耐食性に悪影響が現れる。Ｍｇは固溶強
化、析出強化に寄与し、強度及び硬度を改善させる。し
かし、Ｍｇの含有量が０.７重量％未満では析出強化効
果が小さくなり、強度及び硬度の向上が十分でなく、
１.４重量％を越えると耐食性に悪影響が現れると共
に、合金の鋳造性も低下する。Ｆｅは析出物を形成し、
その含有量の増加に伴って耐熱強度及び耐焼付性の改善
効果が大きい。しかし、Ｆｅの含有量が０.８重量％を
越えると析出物が粗大化し、組織の不均一化が進む結
果、延性や切削性が損なわれる。
させ、時効処理により耐摩耗性及び疲労強度を改善する
効果を有する。しかし、Ｃｕの含有量が４.０重量％未
満では強度の改善効果が十分でなく、逆に５.０％を越
えると鍛造性や耐食性に悪影響が現れる。Ｍｇは固溶強
化、析出強化に寄与し、強度及び硬度を改善させる。し
かし、Ｍｇの含有量が０.７重量％未満では析出強化効
果が小さくなり、強度及び硬度の向上が十分でなく、
１.４重量％を越えると耐食性に悪影響が現れると共
に、合金の鋳造性も低下する。Ｆｅは析出物を形成し、
その含有量の増加に伴って耐熱強度及び耐焼付性の改善
効果が大きい。しかし、Ｆｅの含有量が０.８重量％を
越えると析出物が粗大化し、組織の不均一化が進む結
果、延性や切削性が損なわれる。
【００１３】本発明の合金は、前記の各成分の外に、Ｎ
ｉ及び／又はＭｎを含んでも良い。ＮｉはＦｅと同様に
析出物を形成し、その含有量の増加に伴って耐熱強度及
び耐焼付性の改善効果がある。しかし、任意添加元素で
あるＮｉも０.５重量％を越えると針状粗大析出物を多
く晶出し、鍛造性、強度、靭性を著しく低下させる。
又、任意添加元素であるＭｎは、Ｆｅ析出物やＡｌ−Ｆ
ｅ−Ｓｉ析出物の形状を球状化し且つ微細化して疲労強
度を改善する効果があるが、０.５重量％を越えると鋳
造性及び靭性を劣化させる。
ｉ及び／又はＭｎを含んでも良い。ＮｉはＦｅと同様に
析出物を形成し、その含有量の増加に伴って耐熱強度及
び耐焼付性の改善効果がある。しかし、任意添加元素で
あるＮｉも０.５重量％を越えると針状粗大析出物を多
く晶出し、鍛造性、強度、靭性を著しく低下させる。
又、任意添加元素であるＭｎは、Ｆｅ析出物やＡｌ−Ｆ
ｅ−Ｓｉ析出物の形状を球状化し且つ微細化して疲労強
度を改善する効果があるが、０.５重量％を越えると鋳
造性及び靭性を劣化させる。
【００１４】更に、初晶Ｓｉ成長抑制元素であるＰは比
較的大きな初晶Ｓｉを適度な大きさに微細化し、共晶Ｓ
ｉ成長抑制元素であるＮａ、Ｓｂ、Ｓｒは共晶Ｓｉを微
細化して靭性を向上させる効果がある。しかし、これら
Ｐ、Ｎａ、Ｓｂ、Ｓｒの含有量は合計で０.１重量％以
下とすべきである。その理由は、０.１重量％を越えて
も更なる効果の向上は認められず、加えてＮａ等の共晶
Ｓｉ成長抑制元素にあっては強度や伸びの低下を招くか
らである。尚、鋳造に際して初晶Ｓｉ成長抑制元素のＰ
と共晶Ｓｉ成長抑制元素のＮａ、Ｓｂ、Ｓｒとを同時添
加すると、互いの効果を減ずるので好ましくない。そこ
で、Ｐのみか、又はＮａ、Ｓｂ、Ｓｒの１種以上を添加
するが、初晶Ｓｉの微細化のためにＰのみを添加して鋳
造した後、この鋳造合金に押出又は鍛造等の熱間塑性加
工を施す方法が好ましい。
較的大きな初晶Ｓｉを適度な大きさに微細化し、共晶Ｓ
ｉ成長抑制元素であるＮａ、Ｓｂ、Ｓｒは共晶Ｓｉを微
細化して靭性を向上させる効果がある。しかし、これら
Ｐ、Ｎａ、Ｓｂ、Ｓｒの含有量は合計で０.１重量％以
下とすべきである。その理由は、０.１重量％を越えて
も更なる効果の向上は認められず、加えてＮａ等の共晶
Ｓｉ成長抑制元素にあっては強度や伸びの低下を招くか
らである。尚、鋳造に際して初晶Ｓｉ成長抑制元素のＰ
と共晶Ｓｉ成長抑制元素のＮａ、Ｓｂ、Ｓｒとを同時添
加すると、互いの効果を減ずるので好ましくない。そこ
で、Ｐのみか、又はＮａ、Ｓｂ、Ｓｒの１種以上を添加
するが、初晶Ｓｉの微細化のためにＰのみを添加して鋳
造した後、この鋳造合金に押出又は鍛造等の熱間塑性加
工を施す方法が好ましい。
【００１５】次に、合金組織については、初晶Ｓｉに基
づく粗大Ｓｉ粒子を従来のＡ３９０合金とＰＭ法による
粉末冶金合金の中間的な大きさ、即ち平均粒径１５〜４
０μｍ程度の適度な大きさに制御し、同時に共晶Ｓｉや
Ｓｉ析出物に基づく微細Ｓｉ粒子を平均粒径５μｍ以下
に微細化し、且つこれらを均一に分布させる必要があ
る。初晶Ｓｉの粒径は、上記のごとく合金組成中のＳｉ
含有量により大きく左右されるほか、鋳造合金の冷却速
度を早めたり、Ｐの添加等により微細化される。又、共
晶Ｓｉ又はＳｉ析出物の微細化には、合金組成のコント
ロールやＮａ等の共晶Ｓｉ成長抑制元素の添加のほか、
鋳造合金の冷却速度を早める、鍛造や押出等の熱間塑性
加工を施す、熱処理の温度を高くし又は時間を長くする
等の操作が有効である。
づく粗大Ｓｉ粒子を従来のＡ３９０合金とＰＭ法による
粉末冶金合金の中間的な大きさ、即ち平均粒径１５〜４
０μｍ程度の適度な大きさに制御し、同時に共晶Ｓｉや
Ｓｉ析出物に基づく微細Ｓｉ粒子を平均粒径５μｍ以下
に微細化し、且つこれらを均一に分布させる必要があ
る。初晶Ｓｉの粒径は、上記のごとく合金組成中のＳｉ
含有量により大きく左右されるほか、鋳造合金の冷却速
度を早めたり、Ｐの添加等により微細化される。又、共
晶Ｓｉ又はＳｉ析出物の微細化には、合金組成のコント
ロールやＮａ等の共晶Ｓｉ成長抑制元素の添加のほか、
鋳造合金の冷却速度を早める、鍛造や押出等の熱間塑性
加工を施す、熱処理の温度を高くし又は時間を長くする
等の操作が有効である。
【００１６】又、本発明の耐摩耗性アルミニウム合金に
おいては、初晶Ｓｉに基づく平均粒径１５〜４０μｍの
粗大Ｓｉ粒子と、共晶ＳｉやＳｉ析出物に基づく平均粒
径５μｍ以下の微細Ｓｉ粒子又は析出物との体積比（粗
Ｓｉ／微Ｓｉ）が、０.４〜２.５の範囲内にあることが
好ましい。その理由は、粗Ｓｉ／微Ｓｉの体積比が０.
４未満では合金の耐摩耗性及び疲労強度が低下し、逆に
２.５を越えると粗大Ｓｉ粒子が多くなるため切削性や
塑性変形能が悪化するからである。
おいては、初晶Ｓｉに基づく平均粒径１５〜４０μｍの
粗大Ｓｉ粒子と、共晶ＳｉやＳｉ析出物に基づく平均粒
径５μｍ以下の微細Ｓｉ粒子又は析出物との体積比（粗
Ｓｉ／微Ｓｉ）が、０.４〜２.５の範囲内にあることが
好ましい。その理由は、粗Ｓｉ／微Ｓｉの体積比が０.
４未満では合金の耐摩耗性及び疲労強度が低下し、逆に
２.５を越えると粗大Ｓｉ粒子が多くなるため切削性や
塑性変形能が悪化するからである。
【００１７】粗Ｓｉ／微Ｓｉの体積比を０.４〜２.５の
範囲に制御するためには、初晶Ｓｉ成長抑制元素のＰと
共晶Ｓｉ成長抑制元素のＮａ、Ｓｂ及びＳｒの合計を
０.１重量％以下に抑えること、及び／又は合金鋳造時
の冷却速度を１０〜３５℃／秒の範囲内にコントロール
することが必要である。好ましい態様としては、鋳造の
冷却速度を２５〜３０℃／秒にコントロールすること
で、粗Ｓｉ／微Ｓｉの体積比を１.０〜２.２の範囲に抑
える。
範囲に制御するためには、初晶Ｓｉ成長抑制元素のＰと
共晶Ｓｉ成長抑制元素のＮａ、Ｓｂ及びＳｒの合計を
０.１重量％以下に抑えること、及び／又は合金鋳造時
の冷却速度を１０〜３５℃／秒の範囲内にコントロール
することが必要である。好ましい態様としては、鋳造の
冷却速度を２５〜３０℃／秒にコントロールすること
で、粗Ｓｉ／微Ｓｉの体積比を１.０〜２.２の範囲に抑
える。
【００１８】
【実施例】実施例１ 溶解鋳造法により表１に示す合金組成の各Ａｌ−Ｓｉ合
金を鋳造し、外径１８２ｍｍと同１００ｍｍの２種のビ
レットをそれぞれ製造した。各ビレットの表皮を切削加
工により除去した後、切断して外径１７５ｍｍ×長さ６
００ｍｍの押出用ビレットと外径９５ｍｍ×長さ７０ｍ
ｍの鍛造用ビレットとを得た。比較のために、溶解鋳造
法及びＰＭ法により従来のＡ３９０合金をそれぞれ製造
し、上記と同様に押出用ビレットと鍛造用ビレットとを
得た。尚、溶解鋳造法の場合、実施例と比較例のいずれ
の合金も冷却速度は２８℃／秒とした。
金を鋳造し、外径１８２ｍｍと同１００ｍｍの２種のビ
レットをそれぞれ製造した。各ビレットの表皮を切削加
工により除去した後、切断して外径１７５ｍｍ×長さ６
００ｍｍの押出用ビレットと外径９５ｍｍ×長さ７０ｍ
ｍの鍛造用ビレットとを得た。比較のために、溶解鋳造
法及びＰＭ法により従来のＡ３９０合金をそれぞれ製造
し、上記と同様に押出用ビレットと鍛造用ビレットとを
得た。尚、溶解鋳造法の場合、実施例と比較例のいずれ
の合金も冷却速度は２８℃／秒とした。
【００１９】その後、各Ａｌ−Ｓｉ合金からなる押出用
ビレットを、４２０℃で１時間加熱して外径５０ｍｍの
丸棒に押出加工（加工率７２％）した後、４８０℃で１
時間加熱後に水焼入れし、更に１７０〜１８０℃にて６
時間の焼戻しを行うＴ６熱処理を施した。一方、鍛造用
ビレットについては、４００℃で３０分加熱して鍛造用
メカプレスで外径１２０ｍｍのタブレットに据込み鍛造
（加工率６８％）した後、上記と同様のＴ６熱処理を実
施した。尚、各試料の熱間塑性加工の種類及びその加工
率は表１に示した。
ビレットを、４２０℃で１時間加熱して外径５０ｍｍの
丸棒に押出加工（加工率７２％）した後、４８０℃で１
時間加熱後に水焼入れし、更に１７０〜１８０℃にて６
時間の焼戻しを行うＴ６熱処理を施した。一方、鍛造用
ビレットについては、４００℃で３０分加熱して鍛造用
メカプレスで外径１２０ｍｍのタブレットに据込み鍛造
（加工率６８％）した後、上記と同様のＴ６熱処理を実
施した。尚、各試料の熱間塑性加工の種類及びその加工
率は表１に示した。
【００２０】
【表１】 合 金 組 成 （重量％） 熱間塑性加工試料 Ｓｉ Ｃｕ Ｍｇ Ｆｅ Ｍｎ Ｎｉ その他元素 （加工率％） 1 13.2 4.7 1.0 0.2 0.3 − P=0.018 押出(72%) 2 14.0 4.4 0.8 0.5 0.1 − P=0.015 〃 3 15.3 4.3 1.0 0.4 − − P=0.02 〃 4 14.5 4.1 1.3 0.7 0.05 − Sb=0.05 鍛造(68%) 5 15.2 4.5 1.2 0.25 − 0.5 Na+Sb=0.01 押出(72%) 6 15.8 4.2 0.9 0.3 0.01 − P=0.02 〃 7 15.0 4.5 1.1 0.3 0.02 − P=0.02 鍛造(68%) 8 15.3 4.3 1.0 0.4 − − Sb=0.03 押出(72%) 9 14.0 4.4 0.8 0.4 0.1 0.2 P=0.02 〃 10 15.2 4.1 1.0 0.3 − − P=0.02 〃 11＊ 17.0 4.3 0.6 0.3 0.3 0.8 P=0.02 鋳造A390押出(72%) 12＊ 12.0 4.5 0.8 1.2 0.3 0.6 P=0.02 〃 13＊ 15.0 3.5 0.5 0.2 0.02 − P=0.02 鋳造A390鍛造(68%) 14＊ 17.0 4.3 0.6 0.3 0.3 0.8 P=0.02 PM法A390鍛造(68%) 15＊ 12.0 4.5 0.8 1.2 0.3 0.6 P=0.02 PM法A390押出(72%) （注）表中の＊を付した試料は比較例である。
【００２１】上記押出加工又は鍛造加工を経て得られた
各Ａｌ−Ｓｉ合金試料から試験片を切り出し、金属組織
を顕微鏡で観察して粗大Ｓｉ粒子の平均粒径と微細Ｓｉ
粒子の平均粒径を測定し、更に粗大Ｓｉ粒子／微細Ｓｉ
粒子の体積比を求めた。本発明による試料１の金属組織
の顕微鏡写真（４００倍）を図１に、及び比較例である
試料８（溶解鋳造法によるＡ３９０合金）の金属組織の
顕微鏡写真（４００倍）を図２に示した。図１と図２を
比較すると、本発明例の試料１のＡｌ−Ｓｉ合金（図
１）は従来のＡ３９０合金（図２）よりも初晶Ｓｉの粗
大粒子（大きな灰色部）が小さく、且つ共晶Ｓｉ等の微
細粒子（小さな灰色部）が一層微細化されて、均一に分
散していることが判る。
各Ａｌ−Ｓｉ合金試料から試験片を切り出し、金属組織
を顕微鏡で観察して粗大Ｓｉ粒子の平均粒径と微細Ｓｉ
粒子の平均粒径を測定し、更に粗大Ｓｉ粒子／微細Ｓｉ
粒子の体積比を求めた。本発明による試料１の金属組織
の顕微鏡写真（４００倍）を図１に、及び比較例である
試料８（溶解鋳造法によるＡ３９０合金）の金属組織の
顕微鏡写真（４００倍）を図２に示した。図１と図２を
比較すると、本発明例の試料１のＡｌ−Ｓｉ合金（図
１）は従来のＡ３９０合金（図２）よりも初晶Ｓｉの粗
大粒子（大きな灰色部）が小さく、且つ共晶Ｓｉ等の微
細粒子（小さな灰色部）が一層微細化されて、均一に分
散していることが判る。
【００２２】又、各Ａｌ−Ｓｉ合金試料から切り出した
試験片を用いて、硬度を測定すると共に、引張試験によ
り引張強度及び伸びを測定した。更に、図３に示す摩耗
試験方法により、各Ａｌ−Ｓｉ合金からなるピン１と相
手材の鋳鉄からなるローラー２を用いて、油潤滑しなが
らピン１を回転数４１５ｒｐｍで回転するローラー２に
荷重３０ｋｇｆで押し付け、摩擦時間２０時間後の比摩
耗量を求めた。これらの試験結果を表２に示す。
試験片を用いて、硬度を測定すると共に、引張試験によ
り引張強度及び伸びを測定した。更に、図３に示す摩耗
試験方法により、各Ａｌ−Ｓｉ合金からなるピン１と相
手材の鋳鉄からなるローラー２を用いて、油潤滑しなが
らピン１を回転数４１５ｒｐｍで回転するローラー２に
荷重３０ｋｇｆで押し付け、摩擦時間２０時間後の比摩
耗量を求めた。これらの試験結果を表２に示す。
【００２３】
【表２】 平均粒径(μm) 粗Si／微Si 引張強度 伸び 硬度 比摩耗量試料 粗Si 微Si 体 積 比 (kgf/mm2) (％) (HRB) (×10-7mm2/kg) 1 15 1.7 1.5 42.0 2.4 83 8.3 2 17 2.0 1.6 45.1 2.0 84 6.0 3 21 2.5 1.6 44.0 1.8 85 4.6 4 18 1.5 1.0 45.0 2.0 86 5.9 5 25 1.5 1.8 42.5 2.3 81 4.3 6 23 1.2 2.2 43.0 2.0 85 4.0 7 28 1.2 2.1 46.0 1.5 84 4.2 8 22 2.5 1.6 44.2 1.6 85 4.7 9 17 2.2 1.6 45.8 2.0 86 5.5 10 25 1.5 1.8 43.0 2.1 81 4.2 11＊ 45 1.0 3.0 35.0 1.0 82 8.0 12＊ 14 1.0 2.7 34.0 0.3 86 12.7 13＊ 26 2.0 2.5 35.0 0.2 87 11.0 14＊ 5 1.0 1.1 40.0 1.0 83 20.0 15＊ 4 1.0 1.2 39.0 1.0 80 23.0 （注）表中の＊を付した試料は比較例である。
【００２４】上記表２の結果から、本発明の各試料１〜
１０は、比較例の各試料１１〜１５に比べて、合金組成
が最適化され、粗大Ｓｉ粒子と微細Ｓｉ粒子の粒径が適
度な大きさに制御されているため、引張強度及び伸びが
改善されていると同時に、耐摩耗性が大幅に向上してい
ることが判る。
１０は、比較例の各試料１１〜１５に比べて、合金組成
が最適化され、粗大Ｓｉ粒子と微細Ｓｉ粒子の粒径が適
度な大きさに制御されているため、引張強度及び伸びが
改善されていると同時に、耐摩耗性が大幅に向上してい
ることが判る。
【００２５】実施例２ 実施例１の前記表１の試料１と同一合金組成のＡｌ−Ｓ
ｉ合金を、表３に示すごとく冷却速度を変えて鋳造し、
得られた各ビレットから実施例１と同様にして押出用ビ
レットを作製した。その後、各押出用ビレットを実施例
１と同様に加工率７２％で押出加工した後、Ｔ６熱処理
を施した。得られた各Ａｌ−Ｓｉ合金試料から試験片を
切り出し、金属組織を顕微鏡で観察して粗大Ｓｉ粒子の
平均粒径と微細Ｓｉ粒子の平均粒径を測定し、更に粗大
Ｓｉ粒子／微細Ｓｉ粒子の体積比を求め、結果を表３に
示した。尚、表３には参考のために実施例１の試料１の
データーを併せて示した。
ｉ合金を、表３に示すごとく冷却速度を変えて鋳造し、
得られた各ビレットから実施例１と同様にして押出用ビ
レットを作製した。その後、各押出用ビレットを実施例
１と同様に加工率７２％で押出加工した後、Ｔ６熱処理
を施した。得られた各Ａｌ−Ｓｉ合金試料から試験片を
切り出し、金属組織を顕微鏡で観察して粗大Ｓｉ粒子の
平均粒径と微細Ｓｉ粒子の平均粒径を測定し、更に粗大
Ｓｉ粒子／微細Ｓｉ粒子の体積比を求め、結果を表３に
示した。尚、表３には参考のために実施例１の試料１の
データーを併せて示した。
【００２６】
【表３】
【００２７】更に、各試料について実施例１と同様の特
性評価試験を行い、これらの結果を表４に示した。尚、
表４にも参考のために実施例１の試料１のデーターを併
せて示した。表３及び表４の結果から、鋳造時の冷却速
度が１０℃／秒未満では粗大Ｓｉ粒子の量が極度に増加
し、合金の硬度が高く且つ伸びが小さくなることが判
り、切削性や塑性変形能も低下する。又、冷却速度が３
５℃／秒を越えると逆に粗大Ｓｉ粒子の量が大幅に減少
し、硬度が小さくなると共に、比摩耗量が大きくなるこ
とが判る。
性評価試験を行い、これらの結果を表４に示した。尚、
表４にも参考のために実施例１の試料１のデーターを併
せて示した。表３及び表４の結果から、鋳造時の冷却速
度が１０℃／秒未満では粗大Ｓｉ粒子の量が極度に増加
し、合金の硬度が高く且つ伸びが小さくなることが判
り、切削性や塑性変形能も低下する。又、冷却速度が３
５℃／秒を越えると逆に粗大Ｓｉ粒子の量が大幅に減少
し、硬度が小さくなると共に、比摩耗量が大きくなるこ
とが判る。
【００２８】
【表４】
【００２９】実施例３ 実施例１の前記表１の試料１と同一合金組成のＡｌ−Ｓ
ｉ合金を、溶解鋳造法により冷却速度２８℃／秒で鋳造
し、得られた各ビレットから実施例１と同様にして押出
用ビレットを作製した。その後、各押出用ビレットを加
工率を表５に示すごとく変えて押出加工した後、Ｔ６熱
処理を施した。得られた各Ａｌ−Ｓｉ合金試料から試験
片を切り出し、金属組織を顕微鏡で観察して粗大Ｓｉ粒
子の平均粒径と微細Ｓｉ粒子の平均粒径を測定し、更に
粗大Ｓｉ粒子／微細Ｓｉ粒子の体積比を求め、結果を表
５に示した。尚、表５には参考のために実施例１の試料
１のデーターを併せて示した。
ｉ合金を、溶解鋳造法により冷却速度２８℃／秒で鋳造
し、得られた各ビレットから実施例１と同様にして押出
用ビレットを作製した。その後、各押出用ビレットを加
工率を表５に示すごとく変えて押出加工した後、Ｔ６熱
処理を施した。得られた各Ａｌ−Ｓｉ合金試料から試験
片を切り出し、金属組織を顕微鏡で観察して粗大Ｓｉ粒
子の平均粒径と微細Ｓｉ粒子の平均粒径を測定し、更に
粗大Ｓｉ粒子／微細Ｓｉ粒子の体積比を求め、結果を表
５に示した。尚、表５には参考のために実施例１の試料
１のデーターを併せて示した。
【００３０】
【表５】 （注）表中の＊を付した試料は比較例である。
【００３１】更に、各試料について実施例１と同様の特
性評価試験を行い、これらの結果を表６に示した。尚、
表６にも参考のために実施例１の試料１のデーターを併
せて示した。表５及び表６の結果から、熱間塑性加工の
加工率が３０％未満ではＳｉ粒子が加工時に細断されて
微細化しないため、粗大Ｓｉ粒子及び微細Ｓｉ粒子共に
粒径が大きくなり、その結果として強度、伸び、硬度が
共に低下し、比摩耗量も急激に大きくなることが判る。
性評価試験を行い、これらの結果を表６に示した。尚、
表６にも参考のために実施例１の試料１のデーターを併
せて示した。表５及び表６の結果から、熱間塑性加工の
加工率が３０％未満ではＳｉ粒子が加工時に細断されて
微細化しないため、粗大Ｓｉ粒子及び微細Ｓｉ粒子共に
粒径が大きくなり、その結果として強度、伸び、硬度が
共に低下し、比摩耗量も急激に大きくなることが判る。
【００３２】
【表６】 （注）表中の＊を付した試料は比較例である。
【００３３】
【発明の効果】本発明によれば、合金組成の最適化と製
造プロセスの改良によって、粗大Ｓｉ粒子と微細Ｓｉ粒
子の粒径や分布等の合金組織の改善が行われ、従来の溶
解鋳造法によるアルミニウム合金に比べ、強度や耐摩耗
性が著しく向上したアルミニウム合金を提供することが
出来る。しかも、原料が安価で生産性に優れた溶解鋳造
法により製造できるので、ＰＭ法によるアルミニウム合
金に比べ極めて低コストで製造することが出来る。
造プロセスの改良によって、粗大Ｓｉ粒子と微細Ｓｉ粒
子の粒径や分布等の合金組織の改善が行われ、従来の溶
解鋳造法によるアルミニウム合金に比べ、強度や耐摩耗
性が著しく向上したアルミニウム合金を提供することが
出来る。しかも、原料が安価で生産性に優れた溶解鋳造
法により製造できるので、ＰＭ法によるアルミニウム合
金に比べ極めて低コストで製造することが出来る。
【００３４】又、本発明のアルミニウム合金は、従来の
耐摩耗性アルミニウム鋳造・鍛造合金Ａ３９０等よりも
塑性加工性、切削性、延性等にも優れているので、合金
の加工精度や加工歩留、加工治具寿命等を飛躍的に改善
させることが可能である。
耐摩耗性アルミニウム鋳造・鍛造合金Ａ３９０等よりも
塑性加工性、切削性、延性等にも優れているので、合金
の加工精度や加工歩留、加工治具寿命等を飛躍的に改善
させることが可能である。
【００３５】従って、本発明の耐摩耗性アルミニウム合
金は、従来の鉄系材料に代わって、自動車のエンジン部
品、コンプレッサー部品、各種摺動部品等として適用で
き、軽量化と性能向上に極めて有効である。
金は、従来の鉄系材料に代わって、自動車のエンジン部
品、コンプレッサー部品、各種摺動部品等として適用で
き、軽量化と性能向上に極めて有効である。
【図１】実施例１で製造した本発明による試料１のアル
ミニウム合金の金属組織の顕微鏡写真（４００倍）であ
る。
ミニウム合金の金属組織の顕微鏡写真（４００倍）であ
る。
【図２】実施例１で比較例の試料８とした溶解鋳造法に
よるＡ３９０合金の金属組織の顕微鏡写真（４００倍）
である。
よるＡ３９０合金の金属組織の顕微鏡写真（４００倍）
である。
【図３】実施例１で用いた耐摩耗性試験方法の概要を示
す概略説明図である。
す概略説明図である。
１ ピン ２ ローラー
Claims (7)
- 【請求項１】 Ｓｉが１３.０〜１６.０重量％、Ｃｕが
４.０〜５.０重量％、Ｍｇが０.７〜１.４重量％、Ｆｅ
が０.８重量％以下、Ｐか又はＮａ、Ｓｂ、Ｓｒの少な
くとも１種が合計で０.１重量％以下、及び残部のＡｌ
と不可避的不純物からなり、平均粒径１５〜４０μｍの
粗大Ｓｉ粒子と平均粒径５μｍ以下の微細Ｓｉ粒子又は
析出物を含み、これらが均一に分散していることを特徴
とする耐摩耗性アルミニウム合金。 - 【請求項２】 更にＭｎが０.５重量％以下及び／又は
Ｎｉが０.５重量％以下含まれることを特徴とする、請
求項１記載の耐摩耗性アルミニウム合金。 - 【請求項３】 前記粗大Ｓｉ粒子と微細Ｓｉ粒子又は析
出物の体積比（粗Ｓｉ／微Ｓｉ）が０.４〜２.５の範囲
内にあることを特徴とする、請求項１又は２記載の耐摩
耗性アルミニウム合金。 - 【請求項４】 引張強度が３８ｋｇｆ／ｍｍ2以上であ
り、比摩耗量が１０×１０-7ｍｍ2／ｋｇ以下であるこ
とを特徴とする、請求項１〜３のいずれかに記載の耐摩
耗性アルミニウム合金。 - 【請求項５】 Ｓｉが１３.０〜１６.０重量％、Ｃｕが
４.０〜５.０重量％、Ｍｇが０.７〜１.４重量％、Ｆｅ
が０.８重量％以下、Ｐか又はＮａ、Ｓｂ、Ｓｒの少な
くとも１種が合計で０.１重量％以下、及び残部のＡｌ
と不可避的不純物からなるアルミニウム合金を鋳造し、
このアルミニウム合金に加工率３０％以上の熱間塑性加
工を施し、平均粒径１５〜４０μｍの粗大Ｓｉ粒子と平
均粒径５μｍ以下の微細Ｓｉ粒子又は析出物を均一に分
散せしめたことを特徴とする耐摩耗性アルミニウム合金
の製造方法。 - 【請求項６】 鋳造されるアルミニウム合金が、更にＭ
ｎを０.５重量％以下及び／又はＮｉを０.５重量％以下
含有することを特徴とする、請求項５記載の耐摩耗性ア
ルミニウム合金の製造方法。 - 【請求項７】 アルミニウム合金を冷却速度１０〜３５
℃／秒にて鋳造し、このアルミニウム合金に加工率３０
％以上の熱間塑性加工を施すことによって、前記粗大Ｓ
ｉ粒子と微細Ｓｉ粒子又は析出物の体積比（粗Ｓｉ／微
Ｓｉ）を０.４〜２.５の範囲内に制御することを特徴と
する、請求項５又は６記載の耐摩耗性アルミニウム合金
の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
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