JPH10158764A - 耐凝着性と強度に優れたＡｌ基複合材料およびその製造方法 - Google Patents
耐凝着性と強度に優れたＡｌ基複合材料およびその製造方法Info
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- JPH10158764A JPH10158764A JP32162696A JP32162696A JPH10158764A JP H10158764 A JPH10158764 A JP H10158764A JP 32162696 A JP32162696 A JP 32162696A JP 32162696 A JP32162696 A JP 32162696A JP H10158764 A JPH10158764 A JP H10158764A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 優れた耐凝着性と強度とを兼備するＡｌ基複
合材料およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 ＡｌまたはＡｌ基合金から成るマトリク
ス中に強化相としてＴｉＣ以外の材質から成る粗大粒子
が分散した多孔質構造部と、該多孔質構造部の空孔を充
填しＡｌまたはＡｌ基合金から成るマトリクス中に強化
相としてＴｉＣ微細粒子が分散した空孔充填部とから成
るＡｌ基複合材料であって、該粗大粒子は該ＴｉＣ微細
粒子よりも粒径が大きく該複合材料に対して２５〜７３
体積％の量で存在し、該ＴｉＣ微細粒子は粒径が０．５
μｍ以下であって該空孔充填部に対して０．１５〜１４
重量％の量で存在する。
合材料およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 ＡｌまたはＡｌ基合金から成るマトリク
ス中に強化相としてＴｉＣ以外の材質から成る粗大粒子
が分散した多孔質構造部と、該多孔質構造部の空孔を充
填しＡｌまたはＡｌ基合金から成るマトリクス中に強化
相としてＴｉＣ微細粒子が分散した空孔充填部とから成
るＡｌ基複合材料であって、該粗大粒子は該ＴｉＣ微細
粒子よりも粒径が大きく該複合材料に対して２５〜７３
体積％の量で存在し、該ＴｉＣ微細粒子は粒径が０．５
μｍ以下であって該空孔充填部に対して０．１５〜１４
重量％の量で存在する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐凝着性と強度に
優れたＡｌ基複合材料およびその製造方法に関する。本
発明は、Ａｌ基複合材料で形成した強化部を少なくとも
一部に備えたＡｌ基部材、特にＡｌ基摺動部材等に有用
であり、典型的には内燃機関のピストン、特に摺動条件
の厳しい部位であるピストンリング溝を設けた耐摩環部
に適用すると極めて有利である。
優れたＡｌ基複合材料およびその製造方法に関する。本
発明は、Ａｌ基複合材料で形成した強化部を少なくとも
一部に備えたＡｌ基部材、特にＡｌ基摺動部材等に有用
であり、典型的には内燃機関のピストン、特に摺動条件
の厳しい部位であるピストンリング溝を設けた耐摩環部
に適用すると極めて有利である。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車エンジンは高性能化が進め
られており、これに伴いピストン温度の上昇は不可避で
ある。そのため、耐熱性と軽量性を兼備したピストン用
材料としてＡｌ基複合材料の開発が進められている。特
にピストンの耐摩環部は、そこに設けたピストンリング
溝がピストンリングと係合して高温で繰り返し高速摺動
するため、この部位の高温における耐摩耗性、特に耐凝
着性を高めることが重要である。
られており、これに伴いピストン温度の上昇は不可避で
ある。そのため、耐熱性と軽量性を兼備したピストン用
材料としてＡｌ基複合材料の開発が進められている。特
にピストンの耐摩環部は、そこに設けたピストンリング
溝がピストンリングと係合して高温で繰り返し高速摺動
するため、この部位の高温における耐摩耗性、特に耐凝
着性を高めることが重要である。
【０００３】例えば「鉄と鋼」（日本鉄鋼協会発行、１
９８９年第９月号３７６頁）には、ピストン耐摩環部を
Ａｌ基複合材料で作製することにより耐凝着性を高める
ことが開示されている。このＡｌ基複合材料は、強化材
としてチタン酸ウィスカ、炭素繊維、アルミナ繊維、ア
ルミナ・シリカ繊維（サフィル）、ＮｉＡｌ3 粒子を用
い、これら強化材の成形体に高圧鋳造によりＡｌ基合金
（ＪＩＳ ＡＣ８Ａ）を含浸させたものである。
９８９年第９月号３７６頁）には、ピストン耐摩環部を
Ａｌ基複合材料で作製することにより耐凝着性を高める
ことが開示されている。このＡｌ基複合材料は、強化材
としてチタン酸ウィスカ、炭素繊維、アルミナ繊維、ア
ルミナ・シリカ繊維（サフィル）、ＮｉＡｌ3 粒子を用
い、これら強化材の成形体に高圧鋳造によりＡｌ基合金
（ＪＩＳ ＡＣ８Ａ）を含浸させたものである。
【０００４】このＡｌ基複合材料から成る耐摩環部は、
それ以前に用いられていたニレジスト鋳鉄製の耐摩環部
に比べると軽量で且つ高い耐凝着性が得られるものであ
った。しかし、エンジンの一層の高性能化に対応するに
は、耐凝着性を更に向上させる必要があった。
それ以前に用いられていたニレジスト鋳鉄製の耐摩環部
に比べると軽量で且つ高い耐凝着性が得られるものであ
った。しかし、エンジンの一層の高性能化に対応するに
は、耐凝着性を更に向上させる必要があった。
【０００５】そこで本出願人は、特願平７−１３９７４
０号に開示したように、Ｓｉ粒子等を含むＡｌ系粉末粒
子の集合体で形成した粉末成形体の気孔部にＡｌ系溶湯
を高圧鋳造で含浸させたＡｌ基複合材料を開発した。こ
のＡｌ基複合材料は、Ａｌ系マトリクスを強化材として
のＳｉ粒子等によって細かく分断することでＡｌ系マト
リクスの連続性を低下させ、Ａｌ成分が相手材に移着す
ることを効果的に抑制するもので、これにより耐凝着性
が顕著に向上する。
０号に開示したように、Ｓｉ粒子等を含むＡｌ系粉末粒
子の集合体で形成した粉末成形体の気孔部にＡｌ系溶湯
を高圧鋳造で含浸させたＡｌ基複合材料を開発した。こ
のＡｌ基複合材料は、Ａｌ系マトリクスを強化材として
のＳｉ粒子等によって細かく分断することでＡｌ系マト
リクスの連続性を低下させ、Ａｌ成分が相手材に移着す
ることを効果的に抑制するもので、これにより耐凝着性
が顕著に向上する。
【０００６】しかし、このＡｌ基複合材料は耐凝着性は
向上するが、引張強度の面で更に向上の余地が残されて
いた。
向上するが、引張強度の面で更に向上の余地が残されて
いた。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、優れた耐凝
着性と強度とを兼備するＡｌ基複合材料およびその製造
方法を提供することを目的とする。
着性と強度とを兼備するＡｌ基複合材料およびその製造
方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めに、本発明のＡｌ基複合材料は、ＡｌまたはＡｌ基合
金から成るマトリクス中に強化相としてＴｉＣ以外の材
質から成る粗大粒子が分散した多孔質構造部と、該多孔
質構造部の空孔を充填しＡｌまたはＡｌ基合金から成る
マトリクス中に強化相としてＴｉＣ微細粒子が分散した
空孔充填部とから成るＡｌ基複合材料であって、該粗大
粒子は該ＴｉＣ微細粒子よりも粒径が大きく該複合材料
に対して２５〜７３体積％の量で存在し、該ＴｉＣ微細
粒子は粒径が０．５μｍ以下であって該空孔充填部に対
して０．１５〜１４重量％の量で存在することを特徴と
する。
めに、本発明のＡｌ基複合材料は、ＡｌまたはＡｌ基合
金から成るマトリクス中に強化相としてＴｉＣ以外の材
質から成る粗大粒子が分散した多孔質構造部と、該多孔
質構造部の空孔を充填しＡｌまたはＡｌ基合金から成る
マトリクス中に強化相としてＴｉＣ微細粒子が分散した
空孔充填部とから成るＡｌ基複合材料であって、該粗大
粒子は該ＴｉＣ微細粒子よりも粒径が大きく該複合材料
に対して２５〜７３体積％の量で存在し、該ＴｉＣ微細
粒子は粒径が０．５μｍ以下であって該空孔充填部に対
して０．１５〜１４重量％の量で存在することを特徴と
する。
【０００９】ここで、粗大粒子としては、Ｓｉ粒子、Ｆ
ｅ合金粒子、およびセラミックス粒子から成る群から選
択された１種類または複数種類の粒子を含むことができ
る。本発明においては、前記先願のＡｌ基複合材料にお
けるＳｉ粒子等に相当する強化相としての粗大粒子が分
散した多孔質構造部の空孔を充填するＡｌ基マトリクス
をＴｉＣ微細粒子の分散により強化することにより、先
願で得られる耐凝着性を確保しながら引張強度を向上さ
せることができる。
ｅ合金粒子、およびセラミックス粒子から成る群から選
択された１種類または複数種類の粒子を含むことができ
る。本発明においては、前記先願のＡｌ基複合材料にお
けるＳｉ粒子等に相当する強化相としての粗大粒子が分
散した多孔質構造部の空孔を充填するＡｌ基マトリクス
をＴｉＣ微細粒子の分散により強化することにより、先
願で得られる耐凝着性を確保しながら引張強度を向上さ
せることができる。
【００１０】粗大粒子は、強化相としての強化作用を確
保し且つマトリクス分断効果により高い耐凝着性を確保
するために、複合材料に対して２５体積％以上の量で存
在する必要があるが、過剰に存在すると複合材料を脆化
するので７３体積％以下とする。ＴｉＣ微細粒子は、空
孔充填マトリクスを強化して複合材料の引張強度向上作
用を発現させるには空孔充填マトリクスに対して０．１
５重量％以上の量で存在する必要があるが、過剰に存在
すると伸びが低下して引張強度も低下するので１４重量
％以下とする。
保し且つマトリクス分断効果により高い耐凝着性を確保
するために、複合材料に対して２５体積％以上の量で存
在する必要があるが、過剰に存在すると複合材料を脆化
するので７３体積％以下とする。ＴｉＣ微細粒子は、空
孔充填マトリクスを強化して複合材料の引張強度向上作
用を発現させるには空孔充填マトリクスに対して０．１
５重量％以上の量で存在する必要があるが、過剰に存在
すると伸びが低下して引張強度も低下するので１４重量
％以下とする。
【００１１】本発明のＡｌ基複合材料は、下記のように
多孔質成形体にＴｉＣ微細粒子含有溶湯を含浸させて製
造するので、良好な含浸性を確保するためにＴｉＣ微細
粒子の粒径は０．５μｍ以下とする必要がある。また、
分散強化作用を発現する上でも粒径が小さいほど有利に
なる。上記本発明のＡｌ基複合材料を製造する方法は、
下記の工程：Ｔｉ粉末、黒鉛粉末およびＡｌ粉末を混合
する工程、得られた混合粉末を成形して多孔質ペレット
とする工程、該多孔質ペレットにＡｌまたはＡｌ基合金
の溶湯を含浸させる工程、含浸後のペレットを１０００
〜１８００℃の温度に加熱することにより、Ａｌまたは
Ａｌ基合金マトリクス中に粒径０．５μｍ以下のＴｉＣ
微細粒子を生成させる工程、加熱後のペレットをＡｌま
たはＡｌ基合金の溶湯中に入れることにより、上記Ｔｉ
Ｃ微細粒子が分散したＴｉＣ微細粒子含有溶湯を作成す
る工程、これとは別に、ＡｌまたはＡｌ基合金粉末およ
びＦｅ合金粉末の混合粉末を成形して多孔質成形体を作
成する工程、および該多孔質成形体に上記ＴｉＣ含有溶
湯を含浸させる工程、を含むことを特徴とする。
多孔質成形体にＴｉＣ微細粒子含有溶湯を含浸させて製
造するので、良好な含浸性を確保するためにＴｉＣ微細
粒子の粒径は０．５μｍ以下とする必要がある。また、
分散強化作用を発現する上でも粒径が小さいほど有利に
なる。上記本発明のＡｌ基複合材料を製造する方法は、
下記の工程：Ｔｉ粉末、黒鉛粉末およびＡｌ粉末を混合
する工程、得られた混合粉末を成形して多孔質ペレット
とする工程、該多孔質ペレットにＡｌまたはＡｌ基合金
の溶湯を含浸させる工程、含浸後のペレットを１０００
〜１８００℃の温度に加熱することにより、Ａｌまたは
Ａｌ基合金マトリクス中に粒径０．５μｍ以下のＴｉＣ
微細粒子を生成させる工程、加熱後のペレットをＡｌま
たはＡｌ基合金の溶湯中に入れることにより、上記Ｔｉ
Ｃ微細粒子が分散したＴｉＣ微細粒子含有溶湯を作成す
る工程、これとは別に、ＡｌまたはＡｌ基合金粉末およ
びＦｅ合金粉末の混合粉末を成形して多孔質成形体を作
成する工程、および該多孔質成形体に上記ＴｉＣ含有溶
湯を含浸させる工程、を含むことを特徴とする。
【００１２】
【発明の実施の形態】本発明の方法において、ＴｉＣ微
細粒子を生成させたペレットの形成方法およびこのペレ
ットをＡｌまたはＡｌ基合金の溶湯中に入れてＴｉＣ微
細粒子含有溶湯を作成する方法は、本出願人による特開
平６−１７１６５号公報において既に開示した方法を用
いる。その際、含浸後のペレットを１０００℃〜１８０
０℃に加熱することにより、ＡｌまたはＡｌ基合金マト
リクス中にＴｉＣ微細粒子を生成させる。この加熱温度
が１０００℃未満であると実質的にＴｉＣが生成せず、
１８００℃より高温であると生成したＴｉＣが粗大化す
る。
細粒子を生成させたペレットの形成方法およびこのペレ
ットをＡｌまたはＡｌ基合金の溶湯中に入れてＴｉＣ微
細粒子含有溶湯を作成する方法は、本出願人による特開
平６−１７１６５号公報において既に開示した方法を用
いる。その際、含浸後のペレットを１０００℃〜１８０
０℃に加熱することにより、ＡｌまたはＡｌ基合金マト
リクス中にＴｉＣ微細粒子を生成させる。この加熱温度
が１０００℃未満であると実質的にＴｉＣが生成せず、
１８００℃より高温であると生成したＴｉＣが粗大化す
る。
【００１３】加熱によりペレット中に生成させるＴｉＣ
微細粒子の粒径を０．５μｍ以下に制限するのは、前述
したように良好な含浸性を確保するためである。これに
より形成されるＴｉＣ微細粒子分散ペレットは、Ａｌま
たはＡｌ基合金の溶湯中に容易に溶解し、ＴｉＣ微細粒
子が分散した溶湯を得ることができる。ＴｉＣ微細粒子
は、この溶湯中で非常に安定しており、例えば１時間程
度の保持では粗大化も溶湯との反応も起きないため、多
孔質成形体への含浸用として非常に優れている。
微細粒子の粒径を０．５μｍ以下に制限するのは、前述
したように良好な含浸性を確保するためである。これに
より形成されるＴｉＣ微細粒子分散ペレットは、Ａｌま
たはＡｌ基合金の溶湯中に容易に溶解し、ＴｉＣ微細粒
子が分散した溶湯を得ることができる。ＴｉＣ微細粒子
は、この溶湯中で非常に安定しており、例えば１時間程
度の保持では粗大化も溶湯との反応も起きないため、多
孔質成形体への含浸用として非常に優れている。
【００１４】本発明においては、多孔質成形体の気孔部
にＴｉＣ微細粒子含有溶湯を含浸させるが、微小な気孔
内へ溶湯を十分に浸透させるために、一般には高圧鋳造
を行う。しかし、高圧鋳造によらず通常の重力鋳造によ
り含浸を行うことができれば、生産性および製造コスト
の面でより有利である。本発明の望ましい態様において
は、上記の多孔質成形体を作成する工程において、Ａｌ
またはＡｌ基合金粉末およびＦｅ合金粉末の他に、更に
Ｔｉ粉末を加える。これにより得られた成形体中に含ま
れるＴｉの脱酸作用および脱窒作用により気孔内の酸素
および窒素が除去され、気孔内の内圧が大きく低下し真
空状態に近くなって、溶湯に対する吸引作用が生じる。
その結果、特に高圧鋳造によらず通常の重力鋳造によっ
ても気孔内へ溶湯を十分に浸透させることができる。通
常、含浸を行う際には成形体を例えば１００℃程度に予
熱し、例えば８００℃程度の溶湯を鋳造するので、それ
による高温下でＴｉの脱酸反応および脱窒反応が進行す
る。
にＴｉＣ微細粒子含有溶湯を含浸させるが、微小な気孔
内へ溶湯を十分に浸透させるために、一般には高圧鋳造
を行う。しかし、高圧鋳造によらず通常の重力鋳造によ
り含浸を行うことができれば、生産性および製造コスト
の面でより有利である。本発明の望ましい態様において
は、上記の多孔質成形体を作成する工程において、Ａｌ
またはＡｌ基合金粉末およびＦｅ合金粉末の他に、更に
Ｔｉ粉末を加える。これにより得られた成形体中に含ま
れるＴｉの脱酸作用および脱窒作用により気孔内の酸素
および窒素が除去され、気孔内の内圧が大きく低下し真
空状態に近くなって、溶湯に対する吸引作用が生じる。
その結果、特に高圧鋳造によらず通常の重力鋳造によっ
ても気孔内へ溶湯を十分に浸透させることができる。通
常、含浸を行う際には成形体を例えば１００℃程度に予
熱し、例えば８００℃程度の溶湯を鋳造するので、それ
による高温下でＴｉの脱酸反応および脱窒反応が進行す
る。
【００１５】
〔実施例１〕 [1] 多孔質成形体の作成 Ａｌ−３８wt％Ｓｉ合金粉末（アトマイズ粉末、東洋ア
ルミニウム製、平均粒径５０μｍ、初晶Ｓｉの平均粒径
１０μｍ）と、Ｆｅ−６３wt％Ｃｒ−７wt％Ｃ合金粉末
（破砕粉末、福田金属製、平均粒径６０μｍ）とを混合
して成形し、多孔質成形体を得た。この多孔質成形体の
空孔率は２０体積％であった。
ルミニウム製、平均粒径５０μｍ、初晶Ｓｉの平均粒径
１０μｍ）と、Ｆｅ−６３wt％Ｃｒ−７wt％Ｃ合金粉末
（破砕粉末、福田金属製、平均粒径６０μｍ）とを混合
して成形し、多孔質成形体を得た。この多孔質成形体の
空孔率は２０体積％であった。
【００１６】[2] ＴｉＣ微細粉末含有溶湯の作成 Ｔｉ粉末（平均粒径５０μｍ）、Ａｌ粉末（平均粒径１
００μｍ）、および黒鉛粉末（平均粒径１０μｍ）を重
量比８：５：２で配合し、Ｖ型混合機で１時間混合し
た。得られた混合粉末を成形して円柱状ペレット（３０
φ×１０ｍｍ）を作成した。このペレットを温度１００
３Ｋの純Ａｌ溶湯中に３０秒間浸漬し、ペレットの空孔
に純Ａｌを含浸させた。含浸後のペレットをＡｒ雰囲気
中で０．０８３Ｋ／秒の昇温速度で１３２７Ｋまで加熱
した後、水焼入れした。
００μｍ）、および黒鉛粉末（平均粒径１０μｍ）を重
量比８：５：２で配合し、Ｖ型混合機で１時間混合し
た。得られた混合粉末を成形して円柱状ペレット（３０
φ×１０ｍｍ）を作成した。このペレットを温度１００
３Ｋの純Ａｌ溶湯中に３０秒間浸漬し、ペレットの空孔
に純Ａｌを含浸させた。含浸後のペレットをＡｒ雰囲気
中で０．０８３Ｋ／秒の昇温速度で１３２７Ｋまで加熱
した後、水焼入れした。
【００１７】この熱処理後に組織を観察するとＡｌマト
リクス中に平均粒径０．１μｍ（最大粒径０．５μｍ以
下）のＴｉＣ微細粒子のみが分散していた。加熱中のペ
レット内では下記反応〜が進行したと考えられる。
[ ]内は反応温度を示す。 Ti(s)+Al(s) → Al3Ti(s) .....................[890K] Al(s) → Al(l) ...............................[930K] Ti(s)+Al(l) →Al3Ti(s) .......................[940K] 3Al3Ti(s)+Al4C3(s)→ 3TiC(s)+13Al(s) ........[1150K] Al3Ti(s)+C(s) →TiC(s)+Al(l) .........[1155K〜1260K] 上記のＴｉＣ微細粒子を分散させたペレットをアルミニ
ウム基合金（ＪＩＳＡＣ８Ａ）の溶湯中に添加し、攪拌
を行って、ＴｉＣ微細粒子含有溶湯を形成した。溶湯へ
の添加量は、ＴｉＣ添加量として表１に示したように種
々に変化させた。ペレットは溶湯中に容易に溶解した
が、溶湯内でＴｉＣ微細粒子が凝集しないように、添加
から下記の鋳造までの約１５分間、攪拌棒により溶湯を
攪拌した。なお、ＪＩＳ ＡＣ８Ａは化学組成が１１〜
１３wt％Ｓｉ、０．８〜１．３wt％Ｃｕ、０．７〜１．
３wt％Ｍｇの範囲にあり、時効により析出硬化する。本
実施例で用いた溶湯のＳｉ含有量は１２wt％であった。
リクス中に平均粒径０．１μｍ（最大粒径０．５μｍ以
下）のＴｉＣ微細粒子のみが分散していた。加熱中のペ
レット内では下記反応〜が進行したと考えられる。
[ ]内は反応温度を示す。 Ti(s)+Al(s) → Al3Ti(s) .....................[890K] Al(s) → Al(l) ...............................[930K] Ti(s)+Al(l) →Al3Ti(s) .......................[940K] 3Al3Ti(s)+Al4C3(s)→ 3TiC(s)+13Al(s) ........[1150K] Al3Ti(s)+C(s) →TiC(s)+Al(l) .........[1155K〜1260K] 上記のＴｉＣ微細粒子を分散させたペレットをアルミニ
ウム基合金（ＪＩＳＡＣ８Ａ）の溶湯中に添加し、攪拌
を行って、ＴｉＣ微細粒子含有溶湯を形成した。溶湯へ
の添加量は、ＴｉＣ添加量として表１に示したように種
々に変化させた。ペレットは溶湯中に容易に溶解した
が、溶湯内でＴｉＣ微細粒子が凝集しないように、添加
から下記の鋳造までの約１５分間、攪拌棒により溶湯を
攪拌した。なお、ＪＩＳ ＡＣ８Ａは化学組成が１１〜
１３wt％Ｓｉ、０．８〜１．３wt％Ｃｕ、０．７〜１．
３wt％Ｍｇの範囲にあり、時効により析出硬化する。本
実施例で用いた溶湯のＳｉ含有量は１２wt％であった。
【００１８】[3] 含浸 上記溶湯を高圧鋳造により前記[1] で作成した成形体に
含浸させた。高圧鋳造は、高圧鋳造用の金型内に成形体
を配置して５００℃×１時間の予熱を行った後に、鋳造
温度８００℃、金型温度２８０℃、加圧条件１３０ＭＰ
ａ×３０秒で行った。鋳造後は直ちに７０℃の温水中に
焼入れた。
含浸させた。高圧鋳造は、高圧鋳造用の金型内に成形体
を配置して５００℃×１時間の予熱を行った後に、鋳造
温度８００℃、金型温度２８０℃、加圧条件１３０ＭＰ
ａ×３０秒で行った。鋳造後は直ちに７０℃の温水中に
焼入れた。
【００１９】[4] 試験 得られた鋳造物に２２０℃×６時間のＴ６処理を施した
後、試験片を採取し、耐凝着性試験および引張試験を行
った。耐凝着性試験は、図１に示すように、ヒータ１０
を内蔵し互いに対向する台１１、１２から成る試験機に
より行った。試験片Ｗ（φ９０×厚さ１０ｍｍ）を台１
１に装着し、相手材としてエンジンのピストンリングを
想定して１７wt％Ｃｒステンレス鋼窒化リング１３を台
１２に装着した。この状態で、台１２を矢印Ｙ１方向に
往復運動させてリング１３を試験片Ｗの表面に叩きつけ
る。この叩き付けを、温度２８０℃、面圧０．１ＭＰａ
にて、１０分間行った。その後、試験片Ｗ表面の凝着面
積を測定して、耐凝着性を評価した。
後、試験片を採取し、耐凝着性試験および引張試験を行
った。耐凝着性試験は、図１に示すように、ヒータ１０
を内蔵し互いに対向する台１１、１２から成る試験機に
より行った。試験片Ｗ（φ９０×厚さ１０ｍｍ）を台１
１に装着し、相手材としてエンジンのピストンリングを
想定して１７wt％Ｃｒステンレス鋼窒化リング１３を台
１２に装着した。この状態で、台１２を矢印Ｙ１方向に
往復運動させてリング１３を試験片Ｗの表面に叩きつけ
る。この叩き付けを、温度２８０℃、面圧０．１ＭＰａ
にて、１０分間行った。その後、試験片Ｗ表面の凝着面
積を測定して、耐凝着性を評価した。
【００２０】引張試験はインストロン型試験機を用い、
室温および２５０℃にて、クロスヘッドスピード１ｍｍ
／分で行った。２５０℃の試験に際しては、予め試験片
に２５０℃×１００時間の熱処理を施した。各試験結果
を表１に示す。同表中で、試料１〜５は上記[2] の溶湯
中へのペレット添加においてＴｉＣ添加量を本発明の範
囲内としたものであり、試料Ｃ１，Ｃ２，Ｃ３は比較例
としてそれぞれＴｉＣ無添加、ＴｉＣ添加量が本発明の
範囲未満、ＴｉＣ添加量が本発明の範囲より多いもので
ある。
室温および２５０℃にて、クロスヘッドスピード１ｍｍ
／分で行った。２５０℃の試験に際しては、予め試験片
に２５０℃×１００時間の熱処理を施した。各試験結果
を表１に示す。同表中で、試料１〜５は上記[2] の溶湯
中へのペレット添加においてＴｉＣ添加量を本発明の範
囲内としたものであり、試料Ｃ１，Ｃ２，Ｃ３は比較例
としてそれぞれＴｉＣ無添加、ＴｉＣ添加量が本発明の
範囲未満、ＴｉＣ添加量が本発明の範囲より多いもので
ある。
【００２１】耐凝着性は、ＴｉＣ添加の有無および多少
によらず、試験した全試料について良好であった。引張
特性は、ＴｉＣ無添加の比較試料Ｃ１に比べて、本発明
の範囲内でＴｉＣを添加した試料１〜５は室温、２５０
℃のいずれにおいても、引張強さ、伸びともに大きく向
上していることが分かる。本発明の範囲内においては、
ＴｉＣの添加量の増加に伴って室温引張強さは増加し、
伸びは減少する傾向がある。
によらず、試験した全試料について良好であった。引張
特性は、ＴｉＣ無添加の比較試料Ｃ１に比べて、本発明
の範囲内でＴｉＣを添加した試料１〜５は室温、２５０
℃のいずれにおいても、引張強さ、伸びともに大きく向
上していることが分かる。本発明の範囲内においては、
ＴｉＣの添加量の増加に伴って室温引張強さは増加し、
伸びは減少する傾向がある。
【００２２】本発明においては、ＴｉＣの添加量は複合
材料全体に対して高々３体積％であり、比較的少量であ
るにもかかわらず、引張特性に明瞭な向上が認められ
る。その理由は、粉末成形体が構成する多孔質構造部の
空孔（複合材料に対して２０体積％）に、ＴｉＣがＡｌ
またはＡｌ基合金の溶湯を介して導入されるため、複合
材料の組織中で最も強度が低いこの空孔部を充填するマ
トリクス中にＴｉＣが選択的に分散するので、比較的少
量の添加によっても効果が発揮されるためであると考え
られる。
材料全体に対して高々３体積％であり、比較的少量であ
るにもかかわらず、引張特性に明瞭な向上が認められ
る。その理由は、粉末成形体が構成する多孔質構造部の
空孔（複合材料に対して２０体積％）に、ＴｉＣがＡｌ
またはＡｌ基合金の溶湯を介して導入されるため、複合
材料の組織中で最も強度が低いこの空孔部を充填するマ
トリクス中にＴｉＣが選択的に分散するので、比較的少
量の添加によっても効果が発揮されるためであると考え
られる。
【００２３】また、ＴｉＣの添加により伸び（延性）が
増加する理由は、Ａｌ合金の異質凝固核としても働くＴ
ｉＣがＡｌ基マトリクスの微細化剤として作用した結果
であると考えられる。なお、ＴｉＣを本発明の範囲未満
である０．１wt％添加した比較試料Ｃ２では、無添加の
比較試料Ｃ１と比較して僅かな効果しか得られていな
い。これは、添加量が通常微細化剤としてＴｉＣを用い
る場合の添加量としても少量であるため、分散強化のみ
ならず微細化効果も実質的に得られないためであると考
えられる。
増加する理由は、Ａｌ合金の異質凝固核としても働くＴ
ｉＣがＡｌ基マトリクスの微細化剤として作用した結果
であると考えられる。なお、ＴｉＣを本発明の範囲未満
である０．１wt％添加した比較試料Ｃ２では、無添加の
比較試料Ｃ１と比較して僅かな効果しか得られていな
い。これは、添加量が通常微細化剤としてＴｉＣを用い
る場合の添加量としても少量であるため、分散強化のみ
ならず微細化効果も実質的に得られないためであると考
えられる。
【００２４】逆に、比較試料Ｃ３のようにＴｉＣの添加
量が本発明の範囲より多過ぎると、分散強化もしくは複
合強化が大きくなり過ぎて延性が低下し、結果的に引張
強さも低下する。なお、耐凝着性はＡｌ基マトリクスの
露出表面積が小さいほど向上することが従来から知られ
ており、粉末成形体の多孔質構造部中の強化相である粗
大粒子の量を減少させることなく、多孔質構造部の空孔
へＴｉＣ微細粒子を添加することができるので、ＴｉＣ
の添加量が多いほど耐凝着性は向上すると考えられる。
量が本発明の範囲より多過ぎると、分散強化もしくは複
合強化が大きくなり過ぎて延性が低下し、結果的に引張
強さも低下する。なお、耐凝着性はＡｌ基マトリクスの
露出表面積が小さいほど向上することが従来から知られ
ており、粉末成形体の多孔質構造部中の強化相である粗
大粒子の量を減少させることなく、多孔質構造部の空孔
へＴｉＣ微細粒子を添加することができるので、ＴｉＣ
の添加量が多いほど耐凝着性は向上すると考えられる。
【００２５】
【表１】
【００２６】〔実施例２〕実施例１で用いたものと同じ
Ａｌ−３８wt％Ｓｉ合金粉末およびＦｅ−６３wt％Ｃｒ
−７wt％Ｃ合金粉末の他、更に純Ｔｉ粉末（住友シチッ
クス製、−３２５メッシュ）を、最終的な複合材料中で
の体積率が５５％、２０％、５％となるように秤量し、
混合・成形して多孔質成形体を得た。すなわち、複合材
料中に対する成形体の体積率は８０％、空孔率は実施例
１と同じく２０体積％である。
Ａｌ−３８wt％Ｓｉ合金粉末およびＦｅ−６３wt％Ｃｒ
−７wt％Ｃ合金粉末の他、更に純Ｔｉ粉末（住友シチッ
クス製、−３２５メッシュ）を、最終的な複合材料中で
の体積率が５５％、２０％、５％となるように秤量し、
混合・成形して多孔質成形体を得た。すなわち、複合材
料中に対する成形体の体積率は８０％、空孔率は実施例
１と同じく２０体積％である。
【００２７】実施例１と同様にして作成したＴｉＣ微細
粒子含有溶湯を、通常の重力鋳造により上記成形体に含
浸させた。この重力鋳造は、加圧を行わない以外は実施
例１の高圧鋳造時と同じ予熱および鋳造条件にて行っ
た。得られた鋳造物に実施例１と同じ条件でＴ６処理を
施した。断面の組織を観察したところ、マイクロポア等
の全く無い良好な組織が認められた。また、耐凝着性試
験および引張試験を行ったところ、実施例１の高圧鋳造
材とほぼ同等の良好な結果が得られた。
粒子含有溶湯を、通常の重力鋳造により上記成形体に含
浸させた。この重力鋳造は、加圧を行わない以外は実施
例１の高圧鋳造時と同じ予熱および鋳造条件にて行っ
た。得られた鋳造物に実施例１と同じ条件でＴ６処理を
施した。断面の組織を観察したところ、マイクロポア等
の全く無い良好な組織が認められた。また、耐凝着性試
験および引張試験を行ったところ、実施例１の高圧鋳造
材とほぼ同等の良好な結果が得られた。
【００２８】また、鋳造温度が上記は８００℃であった
のに対して、７５０℃および８５０℃とし、ＴｉＣ微細
粒子含有溶湯のＴｉＣを除く組成をＡｌ−４wt％Ｃｕ−
１．５wt％Ｍｇ−０．６wt％Ｍｎとした以外は、上記と
同様の条件で作成した試料についても、同様の結果が得
られた。更に、最終的な複合材料に対する体積率を、Ｆ
ｅ−６３wt％Ｃｒ−７wt％Ｃ合金粉末は１０％とし、成
形体全体では８０％（すなわち空孔率２０％）で一定と
し、Ｔｉ粉末については０．５〜３０％の範囲で種々に
変えた場合、およびＦｅ−６３wt％Ｃｒ−７wt％Ｃ合金
粉末は１０％とし、成形体全体で７５％（すなわち空孔
率２５％）で一定とし、Ｔｉ粉末については０．５〜３
０％の範囲で種々に変えた場合についても、他の条件は
上記と同様にして試料を作成した。その結果、Ｔｉ粉末
の体積率を０．５％とした場合以外は、組織的にマイク
ロポア等の欠陥が内在しない良好な複合材料が得られ
た。
のに対して、７５０℃および８５０℃とし、ＴｉＣ微細
粒子含有溶湯のＴｉＣを除く組成をＡｌ−４wt％Ｃｕ−
１．５wt％Ｍｇ−０．６wt％Ｍｎとした以外は、上記と
同様の条件で作成した試料についても、同様の結果が得
られた。更に、最終的な複合材料に対する体積率を、Ｆ
ｅ−６３wt％Ｃｒ−７wt％Ｃ合金粉末は１０％とし、成
形体全体では８０％（すなわち空孔率２０％）で一定と
し、Ｔｉ粉末については０．５〜３０％の範囲で種々に
変えた場合、およびＦｅ−６３wt％Ｃｒ−７wt％Ｃ合金
粉末は１０％とし、成形体全体で７５％（すなわち空孔
率２５％）で一定とし、Ｔｉ粉末については０．５〜３
０％の範囲で種々に変えた場合についても、他の条件は
上記と同様にして試料を作成した。その結果、Ｔｉ粉末
の体積率を０．５％とした場合以外は、組織的にマイク
ロポア等の欠陥が内在しない良好な複合材料が得られ
た。
【００２９】また、上記と同様にし形成した多孔質成形
体を、金型予熱温度約３００℃、鋳造温度８５０℃とし
た以外は実施例１と同じ溶湯組成および条件で、重力鋳
造により成形体中への含浸を行った。この場合にも、マ
イクロポア等の全く無い良好な組織を有するＡｌ基複合
材料が得られた。本実施例の結果から、複合材料全体に
対して体積率１〜３０％の範囲に相当する配合比率でＴ
ｉ粉末を添加した多孔質成形体とすることにより、必ず
しも実施例１のように高圧鋳造によらなくとも、通常の
重力鋳造によって良好なＡｌ基複合材料が製造できるこ
とが分かる。
体を、金型予熱温度約３００℃、鋳造温度８５０℃とし
た以外は実施例１と同じ溶湯組成および条件で、重力鋳
造により成形体中への含浸を行った。この場合にも、マ
イクロポア等の全く無い良好な組織を有するＡｌ基複合
材料が得られた。本実施例の結果から、複合材料全体に
対して体積率１〜３０％の範囲に相当する配合比率でＴ
ｉ粉末を添加した多孔質成形体とすることにより、必ず
しも実施例１のように高圧鋳造によらなくとも、通常の
重力鋳造によって良好なＡｌ基複合材料が製造できるこ
とが分かる。
【００３０】なお、実施例１および２において、多孔質
成形体の空孔率が２０％および２５％の場合について説
明したが、多孔質成形体中へのＴｉＣ微細粒子含有溶湯
の含浸性の確保、多孔質成形体の構造維持、および複合
材料の耐凝着性の確保の観点から、この程度の空孔率が
最も適しているからである。ただし、空孔率は特に限定
する必要はなく、上記観点から許容できる範囲であれば
良い。一つの目安としては、空孔率を１０％〜４０％の
範囲内とすることが推奨される。すなわち、空孔率が１
０％より小さくなると、含浸に対する抵抗力が大きくな
り、多孔質成形体へのＴｉＣ微細粒子含有溶湯の含浸が
困難になることがある。逆に、空孔率が４０％より大き
くなると、成形体の構造自体を維持して作成することが
困難になることがあり、また複合材料中で空孔充填部を
成すＡｌ部が必然的に多くなるため耐凝着性が低下する
ことがある。
成形体の空孔率が２０％および２５％の場合について説
明したが、多孔質成形体中へのＴｉＣ微細粒子含有溶湯
の含浸性の確保、多孔質成形体の構造維持、および複合
材料の耐凝着性の確保の観点から、この程度の空孔率が
最も適しているからである。ただし、空孔率は特に限定
する必要はなく、上記観点から許容できる範囲であれば
良い。一つの目安としては、空孔率を１０％〜４０％の
範囲内とすることが推奨される。すなわち、空孔率が１
０％より小さくなると、含浸に対する抵抗力が大きくな
り、多孔質成形体へのＴｉＣ微細粒子含有溶湯の含浸が
困難になることがある。逆に、空孔率が４０％より大き
くなると、成形体の構造自体を維持して作成することが
困難になることがあり、また複合材料中で空孔充填部を
成すＡｌ部が必然的に多くなるため耐凝着性が低下する
ことがある。
【００３１】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
優れた耐凝着性と強度とを兼備するＡｌ基複合材料およ
びその製造方法が提供される。
優れた耐凝着性と強度とを兼備するＡｌ基複合材料およ
びその製造方法が提供される。
【図１】図１は、耐凝着性試験機を模式的に示す断面図
である。
である。
Ｗ…試験片（円板） １３…相手材（リング）
Claims (4)
- 【請求項１】 ＡｌまたはＡｌ基合金から成るマトリク
ス中に強化相としてＴｉＣ以外の材質から成る粗大粒子
が分散した多孔質構造部と、該多孔質構造部の空孔を充
填しＡｌまたはＡｌ基合金から成るマトリクス中に強化
相としてＴｉＣ微細粒子が分散した空孔充填部とから成
るＡｌ基複合材料であって、該粗大粒子は該ＴｉＣ微細
粒子よりも粒径が大きく該複合材料に対して２５〜７３
体積％の量で存在し、該ＴｉＣ微細粒子は粒径が０．５
μｍ以下であって該空孔充填部に対して０．１５〜１４
重量％の量で存在することを特徴とする耐凝着性と強度
に優れたＡｌ基複合材料。 - 【請求項２】 該粗大粒子は、Ｓｉ粒子、Ｆｅ合金粒
子、およびセラミックス粒子から成る群から選択された
１種以上の粒子であることを特徴とする請求項１記載の
耐凝着性と強度に優れたＡｌ基複合材料。 - 【請求項３】 下記の工程：Ｔｉ粉末、黒鉛粉末および
Ａｌ粉末を混合する工程、 得られた混合粉末を成形して多孔質ペレットとする工
程、 該多孔質ペレットにＡｌまたはＡｌ基合金の溶湯を含浸
させる工程、 含浸後のペレットを１０００〜１８００℃の温度に加熱
することにより、ＡｌまたはＡｌ基合金マトリクス中に
粒径０．５μｍ以下のＴｉＣ微細粒子を生成させる工
程、 加熱後のペレットをＡｌまたはＡｌ基合金の溶湯中に入
れることにより、上記ＴｉＣ微細粒子が分散したＴｉＣ
微細粒子含有溶湯を作成する工程、 これとは別に、ＡｌまたはＡｌ基合金粉末およびＦｅ合
金粉末の混合粉末を成形して多孔質成形体を作成する工
程、および該多孔質成形体に上記ＴｉＣ含有溶湯を含浸
させる工程を含むことを特徴とする耐凝着性と強度に優
れたＡｌ基複合材料の製造方法。 - 【請求項４】 前記多孔質成形体を作成する工程におい
て、ＡｌまたはＡｌ基合金粉末、Ｆｅ合金粉末、および
Ｔｉ粉末の混合粉末を成形することを特徴とする請求項
３記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32162696A JPH10158764A (ja) | 1996-12-02 | 1996-12-02 | 耐凝着性と強度に優れたＡｌ基複合材料およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32162696A JPH10158764A (ja) | 1996-12-02 | 1996-12-02 | 耐凝着性と強度に優れたＡｌ基複合材料およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10158764A true JPH10158764A (ja) | 1998-06-16 |
Family
ID=18134615
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP32162696A Pending JPH10158764A (ja) | 1996-12-02 | 1996-12-02 | 耐凝着性と強度に優れたＡｌ基複合材料およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10158764A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012128506A3 (ko) * | 2011-03-18 | 2012-11-15 | 한국기계연구원 | 알루미늄 기지 복합재료 제조방법 및 이에 의해 제조된 알루미늄 기지 복합재료 |
| KR101228024B1 (ko) * | 2011-03-18 | 2013-01-30 | 한국기계연구원 | 알루미늄 기지 복합재료 제조방법 및 이에 의해 제조된 알루미늄 기지 복합재료 |
-
1996
- 1996-12-02 JP JP32162696A patent/JPH10158764A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012128506A3 (ko) * | 2011-03-18 | 2012-11-15 | 한국기계연구원 | 알루미늄 기지 복합재료 제조방법 및 이에 의해 제조된 알루미늄 기지 복합재료 |
| KR101228024B1 (ko) * | 2011-03-18 | 2013-01-30 | 한국기계연구원 | 알루미늄 기지 복합재료 제조방법 및 이에 의해 제조된 알루미늄 기지 복합재료 |
| US9670568B2 (en) | 2011-03-18 | 2017-06-06 | Korea Institute Of Machinery & Materials | Method of preparing aluminum matrix composites and aluminum matrix composites prepared by using the same |
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