JPS6211063B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は、アルミニウム鋳造合金に関する。 本発明の合金は、向上された特性の包括的な範
囲を有し、従つて、種々な広い用途に好適であ
り、該用途の内、ブレーキのキヤリパおよびドラ
ムと、内燃機関でのピストン／ボアの用途と、エ
ンジン、圧縮機および電動機での幾つかのその他
の構成要素とを挙げ得る。本発明の合金の特定の
用途は、アルミニウムのシリンダヘツドにある。 本発明の合金は、改良された特性を有し、特に
優れた耐摩耗性、殊に、圧縮荷重の連続サイクル
下および滑り摩耗の条件下の耐摩耗性と、室温お
よび短時間にわたる250℃までの上昇された温度
でのこわさと共に高い引張りおよび圧縮の強さ
と、アルミニウム鋳造合金に対して通常であるよ
りも大きい室温および上昇された温度での弾性係
数と、高度の寸法安定性と、非常に良好な鋳造性
と、非常に良好な機械加工性と、優れた耐蝕性
と、アルミニウム鋳造合金に対し通常よりも小さ
い熱膨脹係数とを備えることを特徴とする。 本発明の合金は、鋳造のままと、熱処理された
状態との両者において使用可能である。該合金
は、鋳造のままの状態で良好な特性を有している
が、これ等の特性は、全く簡単な溶体およびエイ
ジングの熱処理で更に改善可能である。 本発明の合金は、或る範囲の新奇なアルミニウ
ム合金成分を構成し、これでは、幾つかの公知の
理論は、広い範囲の優れた特性を与える如く新奇
かつ独得な態様で組合わされる。 上述の好ましい特性の幾つかを有するが総てを
有していない幾つかの合金の存在は、知られてい
るが、これ等の特性を１つの合金で有するものは
ない。 ピストンに使用され、本発明の合金に使用され
る元素の多くを含有する英国の合金BSLM13は、
優れた高温強度を有せず、非常に高い耐摩耗性を
必要とする用途に不適である。基本的に過共晶の
アルミニウム・シリコン合金である米国の390合
金は、シリンダブロツクと、ブレーキドラムとに
使用され、妥当な高温強度および耐摩耗性を有し
ているが、劣つた鋳造特性と、機械加工特性とを
備えている。オーストラリヤ国合金603は、亜共
晶アルミニウム・シリコン合金であり、円板ブレ
ーキのクリツパの製造に現在使用されている。こ
れは、良好な機械加工性、鋳造性および耐蝕性を
有しているが、本発明の合金に比し、上昇された
温度での劣つたこわさと、強度と、耐摩耗性とを
有している。他のオーストラリヤ国合金（309，
313，601）は、シリンダヘツドに現在使用されて
いるが、殊に上昇された温度で劣つた耐摩耗性を
有し、弁座と、弁ガイドとに対するインサートを
必要とする。 本発明の合金は、包括的な範囲の向上された特
性を有しているため、種々な広い用途に好適であ
る。これ等の用途は、改良された特性の１つの
み、または組合わせを必要としてもよい。本発明
の合金の優れた昇温強度特性と、大きい弾性係数
とは、ブレーキのクリツパに対する重要な特性で
ある。該合金のこれ等の特性は、優れた耐摩耗性
と共にブレーキドラムにも該合金を好適にし得
る。 他の硬い金属面に接触した際の該合金の耐滑り
摩耗性は、ストロークまたは４ストロークの原動
機のピストン／ボアの用途に該合金を好適にし、
また、これ等の用途は、該合金の良好な寸法安定
性と、小さい熱膨脹係数とを利用する。また、微
細組織の細かさは、それ自体よりも軟質の面に切
り傷ないし損傷を与えるのを防止し、これは、軟
質の型式のシールおよびロータの様な品目との多
くの摩耗状態での利点である。 また、本発明の合金は、エンジン、圧縮機、ポ
ンプおよび電動機での幾つかのその他の構成要素
に使用可能であり、このとき、鋳造性と、機械加
工性と、耐蝕性とを包含する特性の優れた組合わ
せは、主な利点である。 該合金の特定の用途は、弁ガイドと、弁座との
ために特別な鋼／青銅インサートを通常必要とす
るアルミニウムシリンダにある。これ等の特別な
インサートは、付加される製造費を構成し、従つ
て、特別なインサートの必要性が低減され望まし
くは全く除去される如く改良された特性を有する
合金の製造は、大きな利益を有している。 この点では、我々の考察と、広範囲な試験プロ
グラムとは、弁座の摩耗が摩損と、弁の回転と、
圧縮荷重の連続する周期とで生じ、滑り摩耗が弁
ガイドへの損傷に責任を有することを示した。こ
れ等の摩耗機構の知識と、他の用途に必要な特性
の知識とは、本発明の合金を立案し開発する際に
入念に考慮されたが、該合金の使用は、上述の用
途に制限されるものでは全くない。 広く述べれば、該合金の特性は、新奇な合金成
分と、凝固過程中の液体／固体の界面での温度勾
配および成長速度のパラメータの入念な制御とに
よつて得られる。これ等の特定の成分と、凝固パ
ラメータとは、広い範囲の優れた特性に責任があ
る適切な微細組織を作るのに必要である。 一般に、本発明の合金は、重量による次の成分
を有している。 Si 12―15％ Cu 1.5―5.5％ Ni 1.0―3.0％ Mg 0.1―1.0％ Fe 0.1―1.0％ Mn 0.1―0.8％ Zr 0.01―0.1％ Si粒子改良処理元素 0.001―0.1％ Ti 0.01―0.1％ Al 不純物以外の残部 また、好適実施例では、本発明は、重量による
次の成分の一次合金を提供する。 Si 12―15％ Cu 1.5―４％ Ni 1.0―3.0％ Mg 0.4―1.0％ Fe 0.1―0.5％ Mn 0.1―0.8％ Zr 0.01―0.1％ Si粒子改良処理元素 0.01―0.05％ Ti 0.01―0.1％ Al 不純物以外の残部 これ等は、本特許出願人による1980年９月10日
登録のオーストラリア国仮出願第PE5505号に更
に詳細に記載されている。 下記の説明と、実施例とでは、添付図面が参照
される。 第１図から第４図までに示される合金の化学成
分は、重量で次の通りであつた。 Si 14.2％ Fe 0.32％ Cu 2.60％ Mg 0.51％ Zr 0.05％ Ni 2.25％ Mn 0.53％ Ti 0.05％ Sr 0.03％ Al 不純物以外の残部 第５図、第６図に示される合金の化学成分は、
重量で次の通りであつた。 Si 14.3％ Fe 0.24％ Cu 2.30％ Mg 0.50％ Zr 0.05％ Ni 2.26％ Mn 0.45％ Ti 0.06％ Sr 0.02％ Al 不純物以外の残部 成長速度（Ｒ）は、ミクロン／秒（μmS^-1）で
表わされ、界面での温度勾配（Ｇ）は、℃／cm
（℃cm^-1）で表わされる。成長速度は、鋳物の凝固
の際の固体の成長速度である。温度勾配は、凝固
中の固体と液体との界面に隣接する液体に存在す
る温度勾配である。 本発明の合金に所望の特性を得る如く、微細組
織は、本質的に共晶でなければならない。実際上
10％までの一次αアルミニウム樹枝状結晶は、過
度な特性低下なしに許容されることが判明した。
過度な量のαアルミニウム樹枝状結晶の存在は、
微細組織に弱い領域を生じることが見出された。
更に、直径で約10ミクロン以上の寸法の大きな一
次金属間化合物粒子の存在は、特性に著しく有害
な影響を及ぼし得るので回避されねばならない。 特定の範囲内の合金成分を選定し、適切な微細
組織は、上述の如く好適な凝固条件の選択に依存
する。成長速度は、150ミクロン／秒以下または
1000ミクロン／秒以上であつてはならない。これ
等の速度の上限と、下限とは、「結合成長」の良
好に確立された観念で支配される。この観念は、
完全に共晶の微細組織が共晶外合金成分で作られ
るのを可能にする成長速度と、温度勾配との選択
的な使用を包含する。150ミクロン／秒以下で、
一次金属間化合物粒子は形成可能であり、共晶金
属間化合物粒子の寸法は、過大になり得る（第１
図）。1000ミクロン／秒以上で、アルミニウム富
化α相の過度な樹枝状結晶が生じる（第２図）。
温度勾配は、Ｇ／Ｒ比（温度勾配／成長速度）が
500―8000℃Ｓ／cm²の範囲内にある如く制御され
ねばならない。適切な成長速度と、Ｇ／Ｒ比とに
より、適切な微細組織（第３図）が作られる。 尚、大きな断面厚さの任意の鋳物では、総ての
特性は、表面から内部まで変化する。これは、或
る用途に重要であり得るが、耐摩耗を必要とする
場合には、正に大きい断面厚さを横切つて最適微
細組織を作ることは、通常不必要である。２cmを
越えない断面厚さにわたつてこの様にすることは
勿論、これ等が当該構成要素の実際の作用部分を
包含するとして、通常充分である。 本発明の合金の成分は、合金用元素の注意深い
選択と、各元素の適切な比率とを必要とする。大
抵の場合には、１つの元素の作用は、他の元素に
依存するので、成分中の元素の相互依存が存在す
る。一般に、本発の合金に明示される最高よりも
上の合金用元素のレベルは、過度に粗い一次（鋳
造のまま）金属間化合物を生じる。 本発明の合金では、共晶微細組織の部分を形成
する金属間化合物は主としてアルミニウム、シリ
コン、銅、ニツケル系に基づく。共晶金属間化合
物粒子は、主としてシリコンであるが、銅、ニツ
ケル、アルミニウムと、銅、鉄、ニツケル、アル
ミニウムと、その他の複合金属間化合物相も存在
する。勿論、粒子寸法が増大するのに従い、加え
られる荷重の下の割れの傾向が増大する。この理
由により、共晶を含む金属間化合物粒子は、微小
でなければならず（直径で10ミクロン以下）、好
ましくは、均等に分散され、好ましくは、５ミク
ロンよりも大きくない粒子間距離を有している。
所望のシリコン組織と、分散とを有するために
は、シリコンは、改良処理された形態にあること
が肝要である。上述の成分では、ストロンチウム
は、好適な改良処理元素として示されるが、例え
ば、ナトリウムの様な任意のその他の公知の改良
処理元素の選択は、常に専問家の能力内に充分に
あることが認められる。 共晶金属間化合物粒子に加えて、本発明の合金
は、共晶のαアルミニウム相内の金属間析出物の
分散を有している。該分散は、母組織を補強し、
荷重が共晶粒子に伝達されるのを扶助し、任意の
１つの共晶粒子が分解されれば、荷重の分担の性
能を増加する。この合金では、元素のマグネシウ
ムと、銅とは、固溶体の形成および／または析出
硬化による母組織の強化に責任があると思われ
る。強化は、安定なマンガンおよび／またはジル
コニウム含有粒子の存在で更に向上される。ま
た、高温抵抗を改善するためにこれ等の元素が含
有される。 銅およびマグネシウムのレベルは、銅が鋳造さ
れた共晶金属間化合物に不可避に存在するにも拘
らず、析出物の好適な分散が形成可能な様なレベ
ルである。銅対マグネシウムの比は、好ましくは
３：１から８：１までの限界内である。この比以
下では、好ましくない析出物が形成される。所定
の限界を越える銅のレベルは、該用途での合金の
耐蝕性を低減し得る。 ニツケル、鉄およびマンガンは、高温特性を改
善し相互の幾つかの化合物を形成するのに特に効
果的である。これ等の元素は、下記に示す如く特
定の程度まで交換可能である。 0.2＜Fe＋Mn＜1.5 1.1＜Fe＋Ni＜3.0 1.2＜Fe＋Ni＋Mn＜4.0 従つて、本発明の合金は、低い鉄含有量を有す
る一次合金でもよく、鉄レベルが該仕様の最高に
達し得る二次合金でもよい。従つて、マンガンお
よびニツケルの含有量は、調節されねばならな
い。 チタニウムは、周知の結晶粒リフアイナアであ
るため、鋳造性を改善し合金の機械特性を改善す
る如く添加される。確立されたTi―Ｂ形態での
その添加は、好ましい。 本発明の合金は、鋳造されたままの状態で優れ
た特性を有しているが、該成分は、大抵の特性が
熱処理で改善可能な様なものである。しかしなが
ら、熱処理は、随意のものであることが認められ
る。 例えば、鋳造合金は、２―16時間にわたり160
―220℃での人為的なエイジング処理に直接晒さ
れてもよい。 種々なその他の熱処理スケジユールは、使用可
能であり、５―20時間にわたり480―530℃での溶
体処理を包含してもよい。これ等の溶体処理は、
アルミニウムでの元素の好適な過飽和溶体を与え
ると共に、共晶粒子の好適な分散、即ち共晶粒子
が直径で10ミクロン以下であり、好ましくは等軸
であり、好ましくは均等に分散し、好ましくは５
ミクロンよりも大きくない粒子間距離を有する微
細組織を与える如く選定される。第４図は、該微
細組織を示し、一方、第５図、第６図は、満足す
べきものとしてではない溶体処理の微細組織を示
す。 溶体処理は、冷却後、２―30時間にわたり140
―250℃での人為的なエイジングを伴つてもよ
い。代表的な熱処理スケジユールは、下記の通り
でもよい。 500℃で８時間、 熱水中で冷却、 16時間にわたり160℃での人為的エイジング。 この熱処理で作られた微細組織は、第４図に示
される。 下記の制限するものではない実例は、本発明の
合金の優秀さを示す。 実例 １ 本発明の合金は、鋳造したままの寸法の引張り
および圧縮の試料に調製された。該試料は、次の
成分を有していて、 Si 14.2重量％ Fe 0.25重量％ Cu 2.0重量％ Mg 0.5重量％ Ni 2.5重量％ Mn 0.4重量％ Zr 0.05重量％ Sr 0.01重量％ Ti 0.04重量％ Al 不純物以外の残部 約200μmS^-1の成長速度と、約1300℃Ｓ／cm²の
Ｇ／Ｒ比とで凝固された。鋳造したままおよび周
囲温度と、上昇された温度とでの熱処理された試
料の機械特性は、表１，表２に示される。 周囲温度の極限引張り強さ、硬度、0.2％圧縮
降伏強さおよびヤング率は、大抵のアルミニウム
鋳物合金より優れている。熱膨脹係数と高温特性
とは、公知の最高強度のアルミニウム合金で得ら
れる最良のもの（表３）に等しいと思われる。

【表】

【表】

【表】 実例 ２ 本発明の合金は、寸法の安定性と、鋳造性と、
機械加工性と、耐蝕性とに関し他のアルミニウム
鋳造合金に比較された（表４）。 この合金の寸法の安定性は、通常の亜共晶Al
―Si合金よりも良く、過共晶の390合金の優れた
安定性と同様であると見做される。200℃で1000
時間のサービス後、本発明の鋳造のままの合金の
寸法変化は、0.9％より少く、T6焼戻しの合金で
は、0.04％より少く、T5，T7焼戻しの合金で
は、0.02％より少い。 また、本発明の合金の鋳造特性は、非常に良く
過共晶Al―Si合金が有する高温脆性からの解放
と、優れた流動性とを備えている。しかしながら
本発明の合金は、過共晶Al―Si合金が大きな一次
金属間化合物粒子の偏析を生じ得る様には該偏析
をこうむらない。 亜共晶Al―Si合金の機械加工の際、材料は、通
常、工具尖端で蓄積し、これは、表面仕上げの品
質を低減する。これは、過共晶合金に生じない
が、工具摩耗は、一般に非常に大きい。本発明の
合金には、蓄積も、過度な工具摩耗も生じない。 アルミニウム合金は、一般に、優れた耐蝕性を
有している。これは、大気の条件と、エンジン冷
却剤回路の条件との両者において本発明の合金に
対し特に然りであることが示される。後者では、
腐蝕路は、半連続的シリコン網目を密にたどるこ
とが判明した。しかしながら、シリコン粒子が均
質に分散するとき、発生する任意の腐蝕は、局部
的に有害な態様ではなく非常に均等に生じる。こ
の理由により、本発明の合金に現われる改良処理
された共晶Si粒子の連続的な分散は、腐蝕感受性
を低減する。シユミレートされたエンジン冷却剤
条件（ASTMD2570）の下では、耐蝕速度は、現
在シリンダヘツドに使用される合金（オーストラ
リア国合金601，309，313）よりも一般に少く、
650時間の供試後、1.78×10^-2cm／年（７×10^-3
インチ／年）のオーダであり、本発明の鋳造のま
まと、熱処理されたもの、（T6）合金に対し夫々
1.02×10^-2cm／年（４×10^-3インチ／年）のオー
ダであつた。

【表】 実例 ３ 優れた耐蝕性を有する合金の可能な適用は、弁
座および弁ガイドの領域でのインサートの低減さ
れる必要性を伴う自動車シリンダヘツドの製造で
ある。この適用に対し、該合金は、摩損、弁回転
および圧縮荷重の連続サイクルに基づく弁座の摩
耗と共に、滑りの性質に基づく弁ガイドの摩耗の
両者を阻止せねばならない。 弁座材料としての種々な合金の性能を評価する
ため、該合金は、ほぼ実際の実施の際に存在する
と思われる条件の下で試験された。この目的のた
め、第７図に示される型式のシユミレート試験操
作が使用された。 燃焼圧力（周期的な圧縮荷重）に基づく弁座領
域の塑性変形は、弁座の摩耗ないし後退の主原因
であると信じられる。この様にして加えられる応
力は、オーストラリヤ国で使用される一般的なエ
ンジン構造に対し25―63MPaの範囲にあると思わ
れる。比較可能な結果を促進するため、これ等の
荷重は、該操作では262.5MPaに増大された。 総ての試験は、185℃で実施された。該操作で
の負荷の頻度は、34ヘルツ（＝4100rpmのエンジ
ン速度）であつたが、これは、４ストロークエン
ジンに見られる範囲内にある。総ての試験される
試料は、８時間にわたり500―525℃で溶体処理さ
れ、沸騰水中で冷却された後、４時間にわたり
180℃で人為的にエイジングされた。 該試験の結果は、化学成分、成長速度および
Ｇ／Ｒ比と共に、表５に与えられる。 また、該表の合金１，２は、動力計の条件の下
で試験され、合金１は、明らかに不満足なもので
あり、合金２は、限界的にのみ満足すべきもので
あることが判明した。合金２は、通常の自動車用
合金を代表し、この型式の用途で最良の市販合金
の中のものとして見做される。シユミレーシヨン
試験操作でのこの合金の性能との比較では、本発
明の合金（即ち、合金７，８）の性能は、非常に
優れていた。 また、試験は、10％のみの荷重の低減が寿命を
80％増加することを示す低い荷重で実施された。
特に、約26の別の試料は、185℃の温度でシユミ
レーシヨン試験操作において破損まで試験され、
第８図は、加えられる応力の関数として得られる
弁座寿命を示す。 ●と、■とで示される試料は、本発明のものを
示し、後者の材料は、「鋳造のまま」であり、前
者の材料は、完全に熱処理された状態（T6焼戻
し）にある。 化学成分は、重量で下記限界内にあつた。 Si 13―15％ Fe 0.3―0.4％ Cu 2.0―2.2％ Mg 0.4―0.6％ Zr 0.04―0.06％ Ni 2.0―2.5％ Mn 0.4―0.5％ Sr 0.03―0.05％ Ti 0.05％―0.07％ 成長速度は、300―700μmS^-1の間であり、
Ｇ／Ｒ比は、1000―2000℃Ｓ／cm²の間であつた。 〇で示される試料は、実例１の表３に関する様
な通常の自動車用合金390を示す。 これは、該型式の用途の市販合金の最良のもの
の中にあると見做される。 本発明の合金の性能は、通常の合金のものに優
ることが認められる。 弁ガイド材料としての種々な合金の性能を評価
するため、促進される滑り摩耗試験が実施され
た。 これ等は、アルミニウムのピンがEN25鋼の円
板に対し3.6KPaの付加応力の下で摩擦される円
板上のピンの配置で実施された。滑り速度は、
3msec^-1であり、試験は、乾燥状態で行われた。 この促進された滑り摩耗状態で摩耗へ導く塑性
変形の実際の機構は、周期的な圧縮状態の下で摩
耗を生じさせる機構に非常に似ていた。従つて、
本発明の合金の周期的な圧縮試験で得られる同様
な優れた耐摩耗性は、滑り試験（表６）で反復さ
れることが判明した。これ等の合金の性能は、妥
当な耐滑り摩耗性を有する他の合金に比較したと
きに明らかに優れていた。 シユミレートされた弁座および弁ガイドの試験
の両者でのこの優れた性能により、本発明の合金
は、アルミニウムシリンダヘツドでのインサート
の必要性を充分に低減し得る。

【表】

【表】

【表】 実例 ４ 異なる成分を有するが、本発明の仕様に適合す
る合金は、実例３と同一の温度および頻度の条件
と、262.5MPaの荷重とにおいてシユミレーシヨ
ン試験操作（圧縮負荷）試験された。該試験の結
果は、表７に与えられる。 好適な成分の範囲内の総ての合金成分は、最良
の耐摩耗性を提供し、一方、この好適な成分の範
囲外であるが、本発明の仕様内の成分は、少い耐
摩耗性であるが他の合金よりも依然として著しく
優れたレベルを与えた。 本発明の広範囲な仕様内の合金の微細組織は、
第９図に示される。この合金は、大きいFe含有
量（0.55重量％）を除き、総ての点で本発明の好
適な成分に適合する。この合金の微細組織は、特
定の凝固条件（Ｇ＝600μmS^-1、Ｇ／Ｒ＝1300℃
Ｓ／cm²）と、熱処理条件（500℃での８時間の溶
体処理、160℃での16時間のエイジング）との結
果である。勿論、本発明の仕様内で許容される様
な異なる凝固および熱処理の条件により、この合
金の僅かに異なる微細組織が得られる。

【表】

【表】 実例 ５ 優れた摩耗特性を有する合金の他の可能な適用
は、アルミニウムが軟質の型式のシールと、ロー
タとに摩擦接触をなし、両者の係合面が出来るだ
け平滑に維持される必要がある多くの型式の圧縮
機にある。 この適用での長期間の試験後のアルミニウム合
金の表面粗さの実例は、第１０図、第１１図に示
される。示される結果は、３つの合金に対してで
ある。 (a) 7.0Si、0.2Fe、0.35Mg、0.02Sr、0.03Tiの成
分（重量％）を有し良好な強度および硬度の亜
共晶合金CP601（表４）（第１０ａ図、第１１
ａ図） (b) 耐摩耗の用途に一般に使用される高強度の過
共晶Al―Si合金390（実例１参照）（第１０ｂ
図、第１１ｂ図） (c) 実例１で与えられるものと同一の成分と、約
400μmS^-1の成長速度および約2500℃Ｓ／cm²の
Ｇ／Ｒ比で得られるものに近い摩耗面組織とを
有する本発明の合金（第１０ｃ図、第１１ｃ
図） 長期の試験により、亜共晶合金のアルミニウム
母組織（α樹枝状結晶を含有）は、変形され、小
量が最後に表面から除去されたことは、非常に明
らかである。次に、この摩耗「砕片」は、２つの
接触面に更に摩耗を生じさせる摩耗媒体として作
用する。過共晶合金では、この組織の大きな一次
金属間化合物は、軟質材料を直接に摩損した。ま
た、微細割れは、大きな金属間化合物と、その近
くとに始まり、金属の脱落を生じさせた。しかし
ながら、本発明の完全に共晶の合金は、任意の形
態の薄層裂けに非常に耐性であり、軟質接触面を
損傷せず、実際上、艶出し作用が得られた。 実例 ６ 本発明の合金のSi粒子は、ストロンチウム以外
の元素で改良処理可能であり、この実例では、ナ
トリウムは、好適な改良処理元素であることが示
される。第１２図では、700μmS^-1の成長速度
と、1300℃Ｓ／cm²のＧ／Ｒ比とでの凝固で得られ
た微細組織が示され、その成分は、次の通りであ
つた。 Si 14.0重量％ Cu 2.2重量％ Ni 2.1重量％ Mg 0.45重量％ Fe 0.30重量％ Mn 0.45重量％ Zr 0.05重量％ Na 〓0.01重量％ Ti 0.05重量％ Al 不純物以外の残部

【図面の簡単な説明】

第１図は100μmS^-1の成長速度と、9000℃Ｓ／
cm²のＧ／Ｒ比とで凝固され不満足な程大きい金属
間化合物を有する合金の鋳造微細組織を示す顕微
鏡写真（×500）、第２図は1100μmS^-1の成長速
度と450℃Ｓ／cm²のＧ／Ｒ比とで凝固され、αア
ルミニウム樹枝状結晶が形成される合合の鋳造微
細組織を示す顕微鏡写真（×500）、第３図は700
μmS^-1の成長速度と1300℃Ｓ／cm²のＧ／Ｒ比と
で凝固された本発明の合金の鋳造微細組織を示す
顕微鏡写真（×500）、第４図は600μmS^-1の成長
速度と1500℃Ｓ／cm²のＧ／Ｒ比とで凝固されて熱
処理された（500℃で８時間溶体処理され160℃で
16時間エイジングされた）本発明の合金の鋳造微
細組織を示す顕微鏡写真（×500）、第５図は470
℃で８時間溶体処理され160℃で16時間エイジン
グされ、溶体処理温度が総ての金属間粒子を球状
化するのに充分に高くなく従つて幾つかの過度に
非等軸な共晶の金属間化合物が存在する熱処理さ
れた微細組織（400μm^-1の成長速度と2000℃
Ｓ／cm²のＧ／Ｒ比とで凝固される）を示す顕微鏡
写真（×500）、第６図は540℃で８時間溶体処理
され160℃で16時間エイジングされ、溶体処理温
度が高過ぎて共晶金属間粒子の過度な成長を生じ
させた熱処理された微細組織（400μmS^-1の成長
速度と2000℃Ｓ／cm²のＧ／Ｒ比とで凝固された）
を示す顕微鏡写真（500）、第７図はシユミレート
試験操作の図式的な図、第８図は実例３に述べら
れる試験で加えられる応力の関数として得られる
弁座寿命の線図、第９図は500℃で８時間溶体処
理され160℃で16時間エイジングされその成分が
表７の合金No.９のものであり好適なものではない
（Feが高過ぎる）熱処理された微細組織（600μ
mS^-1の成長速度と1300℃Ｓ／cm²のＧ／Ｒ比とで
凝固された）を示す顕微鏡写真（×500）、第１０
ａ図、第１０ｂ図、第１０ｃ図は軟質のシールと
ロータとに対する500時間の摩耗を受けたアルミ
ニウム合金の特性を示す摩耗面を比較する顕微鏡
写真（×150）、第１１図は軟質のシールとロータ
とに対する500時間の滑り摩耗を受けたアルミニ
ウム合金の特性を示す摩耗面輪郭（水平の倍率＝
100、垂直の倍率＝1000）の線図、第１２図はSi
がナトリウムで変化され700μmS^-1の成長速度と
1300℃Ｓ／cm²のＧ／Ｒ比とで凝固される本発明の
合金の鋳造微細組織の顕微鏡写真（×500）を示
す。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 高強度耐摩耗性アルミニウム・シリコン合金
   にして、重量で本質的に下記の組成： Si 12―15％ Cu 1.5―5.5％ Ni 1.0―3.0％ Mg 0.1―1.0％ Fe 0.1―1.0％ Mn 0.1―0.8％ Zr 0.01―0.1％ Si粒子改良処理元素 0.001―0.1％ Ti 0.01―0.1％ Al 不純物を除いて残部 から成り、10％より多くない一次αアルミニウム
   の樹枝状結晶を含有し且つ直径で10μｍを越える
   金属間化合物粒子が事実上ない本質的に共晶の微
   細組織を有する高強度耐摩耗性アルミニウム・シ
   リコン合金。 ２ 特許請求の範囲第１項記載の合金において、
   前記Si粒子改良処理元素はSrから成ることを特徴
   とする高強度耐摩耗性アルミニウム・シリコン合
   金。 ３ 特許請求の範囲第１項記載の合金において、
   前記Si粒子改良処理元素はNaから成ることを特
   徴とする高強度耐摩耗性アルミニウム・シリコン
   合金。 ４ 重量で本質的に下記の組成： Si 12―15％ Cu 1.5―5.5％ Ni 1.0―3.0％ Mg 0.1―1.0％ Fe 0.1―1.0％ Mn 0.1―0.8％ Zr 0.01―0.1％ Si粒子改良処理元素 0.001―0.1％ Ti 0.01―0.1％ Al 不純物を除いて残部 から成り、10％より多くない一次αアルミニウム
   の樹枝状結晶を含有し且つ直径で10μｍを越える
   金属間化合物粒子が事実上ない本質的に共晶の微
   細組織を有する高強度耐摩耗性アルミニウム・シ
   リコン合金を製造する方法にして、上記組成の溶
   湯を作る工程と、凝固中の固相の成長速度Ｒは
   150―1000μｍ／秒であり且つ固体／液体界面で
   の℃／cmで表わされる温度勾配Ｇは比Ｇ／Ｒが
   500―8000℃秒／cm²である様な条件下で前記溶湯
   を凝固させる工程とを包含する高強度耐摩耗性ア
   ルミニウム・シリコン合金の製造方法。