JPS61246339A

JPS61246339A - 溶湯鍛造された高靭性アルミニウム合金及びその製造法

Info

Publication number: JPS61246339A
Application number: JP8598685A
Authority: JP
Inventors: Masaaki Nakamura; 正明中村; Masashi Shimoda; 下田　正志; Tetsumi Tanaka; 田中　徹巳; Ryota Mitamura; 三田村　良太; Toshio Watanabe; 俊夫渡辺
Original assignee: HONDA KINZOKU GIJUTSU KK; Showa Aluminum Industries KK
Current assignee: HONDA KINZOKU GIJUTSU KK; Showa Aluminum Industries KK
Priority date: 1985-04-22
Filing date: 1985-04-22
Publication date: 1986-11-01

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。

Description

【発明の詳細な説明】〔産業上の利用分野〕本発明は靭性、低熱膨張性、耐摩耗性に優れ、摺動部材
として好適な溶湯鍛造されたアルミニウム合金及びその
製造法に関する。

〔従来の技術〕

摺動部材は、その摺動面に高耐摩耗性が要求されるため
、従来、鋳鉄、浸炭焼入れ鋼或いはアルミ青銅などが使
われ、また、摺動面にメッキ、陽極酸化被膜処理が施さ
れているものもあった。ところが、近年あらゆる部品に
対し軽舟化、小型化が要求されるようになり、摺動部材
に対しても軽量のアルミニウム合金を使用することが多
くなっている。

これら摺動部材として用いられるアルミニウム合金は、
Ｊ　ｌ５ＡＣ９ＡＳＡＣ９Ｂ、或いはＡＡ規格であるＡ
３９０等のケイ素が１６〜２０重量％（以下％と記す）
の過共晶高ケイ素合金で、主として金型鋳造法、或いは
ダイカスト法によって製造されている。また、連続鋳造
法によって鋳造棒として生産され、鋳造、又は押出し棒
とした後、製品化されているものもある。

しかし、上記金型鋳造による製品は、凝固速度が遅いた
め初晶ケイ素が粗大化し、強度、特に靭性が低下するた
め、２０％以上のケイ素を含有する合金で製造すること
は困難である。また、ダイカスト法は、これによってシ
フトフォークやエンジンブロック等をつくる例はあるが
、初晶ケイ素は微細になるが、ダイカスト特有のガスポ
ロシティ−等の鋳造欠陥を多量に有するため充分な靭性
が得られない。また、連続鋳造法による鋳造棒は内部欠
陥も少なく良好な素材であるが、ケイ素含有量が１８％
を越えると実際には連続鋳造そのものが困難となること
、及び最終製品とするためには、鍛造や切削加工などの
過程が必要である。そして、切削加工においては工具摩
耗が著しい。

〔発明が解決しようとする問題点〕

カークーラピストン用ベーン材や自動車用ピストンは軽
量化による年賀向−ヒのため、アルミニウム合金を使用
するニーズが高まっており、高靭性、低熱膨張性、耐摩
耗性にすぐれ、ガスポロシティ−等の鍛造欠陥のない合
金素材の開発が強く望まれている現状にある。

本発明は上記要望を満すに足る各種特性の優れた溶湯鍛
造されたアルミニウム合金、およびこの合金を安価、か
つ容易に製造する方法を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〕

本発明者等はＮ−５ｉ−Ｃｕ−−系合金の優れた特性に
着目し、これを基本として鋭意研究を行なった結果、上
記目的にかなった合金およびその製造方法を発明するに
致った。すなわち、本発明の要旨は、ケイ素１８〜３５
％、銅２〜６％、マグネシウム０．３〜１．０％、ＩＪ
ンＯ，，０１〜０．０５％、カルシウム０．０３％以下
、鉄０．５％以下、残余アルミニウムより成る合金、又
は上記合金成分にさらにチタン０．０５〜０．２０％含
有するアルミニウム合金であり、任意断面組織における
初晶ケイ素粒子の平均粒径が２０ミクロン以下で、α−
アルミニウム晶の幅が平均２０ミクロン以下である溶湯
鍛造された高靭性アルミニウム合金であり、上記のごと
き鋳造組織を有する合金材の製造法として、鋳造温度が
各組成合金の液相線上１００℃以上で、冷却速度が３０
℃／ｓｅｃ以上で溶湯鍛造することを特徴とする。

次に、本発明に係る合金の成分範囲限定の根拠について
述べる。

ケイ素はアルミニウム合金の耐摩耗性をよくし、熱膨張
率を低くする成分である。その含有量が１８％未満では
、耐摩耗性、熱膨張率ともによい結果が得られない。ま
た、含有量が３５％を越えると鋳造温度が１ｏｏｏ℃以
上となり、水素ガスの吸収、酸化物の発生等により鋳造
が著しく困難となる。さらに、初晶ケイ素の面積比率が
増大し、強度及び靭性が低下する。したがって、ケイ素
の含有量は１８〜３５％でその効果を発揮するが、特に
１８〜２５％の範囲が好ましい。

銅は固溶化、時効硬化に寄与し、合金の強度を向上させ
る成分である。その含有１が２％未満では強度の充分な
向上が得られず、６％を越えるとＭ　　ＳＬ　　Ｃｕの
三元共晶が晶出し、逆に強度の低下や熱処理時のバーニ
ングを発生し、さらに熱膨張が大きくなる。したがって
、銅は２〜６％が有効で、特に４〜５．５％の範囲が好
ましい。

マグネシウムは、合金に熱処理性を与えて時効硬化に大
きく寄与し、合金の強度および硬さを向上させる成分で
ある。含有量が０．３％未満では充分な強度が得られず
、１％を越えると靭性を低下せしめ、初晶ケイ素を粗大
化させる。したがってマグネシウムは、０．３〜１．０
％が有効で、特に０．３〜０．６％の範囲が好ましい。

リンは初晶ケイ素を微細化するのに必須な成分である。

その含有量が０．０１％未満では充分に微細化せず、０
．０５％を越えても効果は増大せず、逆に未溶解リン分
となって異物を発生する原因となる。したがって、リン
は０．０１〜０．０５％が有効で、特に０．０１〜０．
０２５％の範囲が好ましい。

カルシウムは、高ケイ素合金の場合不可避的な不純物で
ある。その含有量が０．０３％を越えると、初晶ケイ素
を粗大化させ、かつ、リンの微細効果を減殺してしまう
。

鉄は、鋳造用合金の熱間割れを防ぎ、ダイカストの場合
、金型焼付防止に効果がある。しかしＮＳＬ系合金中に
鉄が含有されるとＡＩ　　ＳＬ　　Ｆｅ金属間化合物を
晶出し靭性が低下する。本発明の合金はベーン材のよう
な摺動部材であるので鉄の混入は好ましくない。したが
って鉄の含有量は０．５％以下、特に０．２％以下が好
ましい。

また、さらにチタンを添加するのは、チタンが鋳造合金
のマクロ結晶粒の微細化に寄与し、伸びを増加する成分
であることによる。その含有量が０．０５％未満では寄
与が少なく、０．２％を越えるとｆｉＪ　　ＴＬ　　Ｓ
Ｌの金属間化合物を発生し靭性を低下させる。

次に、本発明に係る合金の組織について説明する。

第１図はケイ素１８．５％、銅１．０％、マグネシウム
１．０％、ニッケル０．７％、リン０．０１２％、カル
シウム０００１７％、鉄０．２５％、残余アルミニウム
及び不可避不純物よりなるＡＣ９［３を、冷却速度６℃
／　Ｓｅｃで金型鋳造した場合の合金組織である。図よ
り明がなように初晶ケイ素は粗大で、α−アルミニウム
晶の幅も大きい。初晶ケイ素について、画像解析装置（
ルーゼックス５０００．日本レキュレータ社製）を使用
し、初晶ケイ素の重心を通る位置を切断した直径、いわ
ゆるマーチン径を測定すると、１５０ケの平均で２６ミ
クロンである。また、α−アルミニウムの幅も同様に上
記に準じて測定した結果、７０ケの平均で約１８ミクロ
ンであった。

第２図はケイ素１９％、銅４．５％、マグネシウム０．
８％、リン０．０１８％、カルシウム０．０１５％、鉄
０．２８％、残余アルミニウムからなる合金を、液相線
上１００℃以上の８５０℃で鋳造し、冷却速度４３℃／
　ｓｅｃで溶湯鍛造した組織である。図より明かなよう
に初晶ケイ素は非常に微細であり、α−アルミニ・クム
の幅も小さい。初晶ケイ素のマーチン径を第１図の場合
と同じ様にして測定した結果、１５０ケの平均で１６ミ
クロンであり、また、α−アルミニウムの幅は、７０ケ
の平均で８ミクロンであった。

また、一般に溶湯鍛造することによって、初晶ケイ素は
微細化すると言われているが、液相線上１００℃以下で
注湯し、冷却速度３０℃／ｓｅｃ以下で溶湯鍛造しても
第２図のような微細な初晶ケイ素は得られない。

第３図は、ケイ素２３％、銅２．５％、マグネシウム０
．５％、リン０．０１５％、カルシウム０．０１５％、
鉄０．２５％、残余アルミニウムの合金を、液相線上７
０℃以上の８１０’Ｃで鋳造し、冷却速度２７℃／　ｓ
ｅｃで溶湯鍛造した場合の組織を示したものである。第
２図と比較して初晶ケイ素は粗く、粗大になっている。

このように、液相線上１００℃以上で注渇し、冷却速度
３０℃／　Ｓｅｃ以上で溶湯鍛造しなければ、第２図に
示したような組織は得られない。

初晶ケイ素粒子径、及びαアルミニウム晶の幅は、合金
の機械的性質、特に靭性を支配する因子であり、平均値
がともに２０ミクロン以下においてすぐれた特性を示す
。

以下、本発明に係る開発合金と比較合金の諸物性を測定
し、その結果に基づいて詳述する。

〔実施例１〕開発合金の溶湯鍛造は、先ず黒鉛ルツボによって所定の
原料を溶解し、脱ガス鎮静後、液相線上１００℃以上に
加熱注湯し、１００ｍ＋＋ＬＸ６０ＩｎＷＸ１０Ｍｔの
板が得られる金型を使用し’Ｉ　ＯＯＯＫ９／　ｃＩｉ
に加圧し、冷却速度４７℃／　ｓｅｃで溶湯鍛造した。

なお、比較合金において条件を一部変える場合にはその
つど記載した。次いでこれらより、それぞれテストピー
スを切出し、５００℃Ｘ３ｈｒ続いて１５０℃Ｘ５ｈｒ
の熱処理を施し、これらによって引張強度、伸び、曲げ
強度、シャルピーの衝撃試験を行った。供試試験片形状
は、実体からの切出しのため、ひっばり試験片について
はＡＳＴＭ、シャルピー衝撃試験についてはＪ　ｌ５Ｚ
２２４２、まげ試験についてはＪＩＳ２２２４８に準拠
した試験片形状に加工した試験片を使用した。試験に使
用した合金成分を第１表に、試験結果を第２表に示した
。

表より明らかなように、本発明に係る開発合金は、それ
に相当する比較合金に比べて抗張力、伸び、曲げ強度、
シャルピー衝撃値が良好な結果を示している。また、ケ
イ素２６％の場合通常の鋳造法では鋳造出来ない範囲で
あるにもかかわらず、溶湯鍛造法においては容易に鋳造
出来、靭性を示す伸び、シャルピー衝撃値も向上してい
る。

〔実施例２〕実施例１と同じ操作で開発合金をつくり、これより、テ
ストピースを切出し、５００℃×３ｈ「続いて１５０℃
ｘ５ｈｒの熱処理を施し比摩耗度（大越式摩耗試験機使
用）、熱膨張係数（真空理工製ＤＬ−１５００Ｈ使用）
を測定した。

合金成分を第３表に、測定結果を第４表に示す。

表より明らかなように、本発明に係る開発合金はＡ３９
０よりも、熱膨張係数が低く、特にケイ素３０％のＮｏ
１１は、鋳鉄とほぼ同等の値が得られている。また、比
摩耗度は、Ａ３９０よりも優れた結果が得られているが
、これは初晶ケイ素及びα−アルミニウム晶の幅を２０
ミクロン以下にコントロールされたことに起因している
。

〔効果〕

本発明に係る成分および製造法による溶湯鍛造用アルミ
ニウム合金は、従来の高ケイ素合金と比較して、靭性、
耐摩耗性が格段に優れ、高強度で、かつ低熱膨張係数を
有しているので、カークーラーピストン用ベーン材、或
いは自動車ピストン等に好適に使用することが出来る。

【図面の簡単な説明】

第１図は、ＡＣ９Ｂを冷却速度６℃／　ｓｅｃで金型鍛
造した合金の組織を示す顕微鏡写真、第２図は、本発明
の合金の組織を示す顕微鏡写真、第３図は本発明に係る
合金を、液相線上７０℃、冷却速度２７℃／　ｓｅｃで
溶湯鍛造した合金の組織を示す顕微鏡写真である。

Claims

【特許請求の範囲】（１）ケイ素１８〜３５重量％、銅２〜６重量％、マグ
ネシウム０．３〜１．０重量％、リン０．０１〜０．０５重量％、カルシウム０．０３重量％
以下、鉄０．５重量％以下、残余アルミニウムより成る
合金であり、任意断面組織における初晶ケイ素粒子の平
均粒径が２０ミクロン以下で、α−アルミニウム晶の幅
が平均２０ミクロン以下であることを特徴とする溶湯鍛
造された高靭性アルミニウム合金。（２）ケイ素１８〜３５重量％、銅２〜６重量％、マグ
ネシウム０．３〜１．０重量％、リン０．０１〜０．０５重量％、カルシウム０．０３重量％
以下、鉄０．５重量％以下の成分にさらにチタン０．０
５〜０．２０重量％含有し、残余アルミニウムより成る
合金であり、任意断面組織における初晶ケイ素粒子の平
均粒径が２０ミクロン以下で、α−アルミニウム晶の幅
が平均２０ミクロン以下であることを特徴とする溶湯鍛
造された高靭性アルミニウム合金。（３）ケイ素１８〜３５重量％、銅２〜６重量％、マグ
ネシウム０．３〜１．０重量％、リン０．０１〜０．０５重量％、カルシウム０．０３重量％
以下、鉄０．５重量％以下、残余アルミニウムより成る
合金を溶製し、鋳造温度が各組成合金の液相線上１００
℃以上で、冷却速度が３０℃／ｓｅｃ以上で凝固させる
ことを特徴とする溶湯鍛造された高靭性アルミニウム合
金の製造法。（４）ケイ素１８〜３５重量％、銅２〜６重量％、マグ
ネシウム０．３〜１．０重量％、リン０．０１〜０．０５重量％、カルシウム０．０３重量％
以下、鉄０．５重量％以下の成分に、さらにチタン０．
０５〜０．２０重量％含有し、残余アルミニウムより成
る合金を溶製し、鋳造温度が各組成合金の液相線上１０
０℃以上で、冷却速度が３０℃／ｓｅｃ以上で凝固させ
ることを特徴とする溶湯鍛造された高靭性アルミニウム
合金の製造法。