JP2506115B2

JP2506115B2 - シャ−切断性の良い高強度・耐摩耗性アルミニウム合金とその製造法

Info

Publication number: JP2506115B2
Application number: JP62173463A
Authority: JP
Inventors: 勇人池田; 常久関口; 克己横井; 健司鈴木
Original assignee: Showa Denko KK; Toyoda Jidoshokki Seisakusho KK
Current assignee: Toyota Industries Corp; Resonac Holdings Corp
Priority date: 1987-07-11
Filing date: 1987-07-11
Publication date: 1996-06-12
Anticipated expiration: 2011-06-12
Also published as: US4973363A; DE3823476A1; DE3823476C2; JPS6417834A

Description

【発明の詳細な説明】［産業上の利用分野］この発明は、エンジンのピストンやシリンダスリー
ブ、あるいはVTRにおいて磁気テープをガイドするリン
ダなどの材質として好適なシャー切断性の良い高強度・
耐摩耗性アルミニウム合金及びその製造法に関する。

［従来の技術］エンジンのピストンやVTRの磁気テープガイド用ロー
ラなどの素材としては、Siを適当量含有させたAl−Si系
の合金が採用されている。

従来、この種の合金としては、金型鋳物ではAC8A、AC
8B、AC8C、ダイカスト用ではADC12、展伸、鍛造材では4
032などの合金が知られている。一般にAl−Si系合金
は、Si及びその他の元素の添加量を調整し、また適当な
加工や熱処理を組み合わせることにより、高温強度、耐
摩耗性、耐応力腐食性など、使用目的に合わせた性能を
発揮させることができるという利点を備えている。例え
ば、4032合金は、高温強度及び高温耐摩耗性に優れ、熱
膨張係数が小さい等の特性があるが、一般には直径100m
m以下のものは押し出しを行って素材として用いられ
る。本来、この合金は鍛造用であるため切断して用いら
れるが、その際には鋸刃による切断が採用されていた。

［発明が解決しようとする問題点］ところで、素材に求められる性能のうち、上記のよう
な使用時に必要とされるものの他に、塑性加工性、切削
性など製造時に必要とされる特性が良好であることが望
ましい。そのような製造時に必要な特性の一つにシャー
切断性が挙げられる。これは、素材から材料取りをする
ときに、旋盤、鋸による切断などを採用するより、シャ
ーにより剪断することができれば製造工程が非常に簡単
になり、能率も向上するからで、特に大量生産の場合に
はよりその点が顕著になる。しかしながら、通常、シャ
ーによる切断性と素材の靭性や強度等の特性とは相反す
る関係にあり、特に、上記のようなAl−Si系の合金は延
性や靭性の高いもので、シャー切断性の良い素材を得る
のは難しく、例えば4032合金をシャー切断を行うと、切
断面に割れが入ったり、該切断面の凹凸が大きくなり、
鍛造材としては供しえないものとなる。また、4032合金
は疲労強度に難点があり、高負荷で連続的な荷重が作用
するような部品、例えばピストンあるいはコンロッドな
どの素材としては適用が限定されていた。従って、高温
強度、耐摩耗性、耐応力腐食性に優れ、かつ疲労強度が
高く、切削性がよく、シャー切断性のよい合金は従来な
かった。

［問題点を解決するための手段］上記のような問題点を解決するために、発明者らは研
究及び実験を行った。まず、良好なシャー切断とは次の
ような２条件が満足されることと考えた。

（イ）剪断面が平坦になり凹凸がないこと。

剪断破壊の前に素材が剪断方向に塑性変形すると、変
形部分の特性が局部的に変化してしまい、また、切断後
の素材から機械加工などにより材料取りを行う際の歩留
りも低下してしまうことになる。これを防ぐには、剪断
面が剪断の方向に沿って平滑になり、表面が直線的にな
ること、塑性変形を伴わずに破断すること、及び、剪断
面に介在物や偏析によるラミネーションが残留しないこ
となどが必要条件となる。

（ロ）剪断によるクラック等が残留しないこと。

この条件を満たすには、素材自体の靭性がある程度以
上であることが必要である。

このように、上記の２つの条件は、（イ）は脆性的な
破断を、（ロ）は靭性を必要とするというある程度相反
するものであり、これらを同時に満たすのに、発明者ら
は、Al−Si−Cu−Mg−Fe−Mn系合金の優れた高温強度、
耐摩耗性などの特性に着目し、これを基本として鋭意研
究を行った結果、前述した種々の目的に適う合金の成分
と組織、及びその製造法を発明するに至った。

本発明は前記事情に鑑みてなされたもので、高温強
度、耐摩耗性、耐応力腐食性、疲労強度などの特性が良
好で、かつ、塑性加工性、切削性などに加えシャー切断
性に優れたアルミニウム合金を提供すること、および、
そのような優れたアルミニウム合金を容易に、かつ、低
コストで確実に製造できる製造法の提供を目的とする。

本発明は前記目的を達成するために、シリコンを８〜
13重量％、銅を2.5〜6.0重量％、マグネシウムを0.3〜
1.2重量％、鉄および／またはマンガンをそれぞれ0.25
〜1.0重量％、チタンとボロンをその総計で0.005〜0.25
重量％含有し、残部がアルミニウムおよびその他の不純
物からなり、マクロ組織において等軸晶が面積率で80％
以上を占め、ミクロ組織においてアルミニウム−シリコ
ン共晶組織中のシリコン晶のサイズが８μｍ以下であ
り、表面硬度が、ロックウェル硬度Ｆスケールで、H_RF
＝67〜75であるようにしたものである。

本発明の製造法は前記目的を達成するために、シリコ
ンを８〜13重量％、銅を2.5〜6.0重量％、マグネシウム
を0.3〜1.2重量％、鉄および／またはマンガンをそれぞ
れ0.25〜1.0重量％、チタンとボロンをその総計で0.005
〜0.25重量％含有し、残部がアルミニウムおよびその他
の不純物からなる合金の溶湯を、凝固時の冷却速度が４
℃/sec以上で連続鋳造して、得られた鋳塊がマクロ組織
において等軸晶が面積率で80％以上を占めるとともにミ
クロ組織においてアルミニウム−シリコン共晶組織中の
シリコン晶サイズが８μｍ以下とし、さらにその鋳塊を
加熱するとともに加熱後60℃/hr未満の初期冷却速度を
含む冷却条件で冷却する均質化焼鈍処理を施して、前記
鋳塊の表面硬度をロックウェルＦスケールでH_RF＝67〜7
5とするものである。

以下、更に具体的に考察する。

（１）成分系従来この分野の素材として使用され、上述した種々の
利点を有するAl−Si系合金をベースとして、種々の成分
系を検討した結果、シリコンを８〜13重量％、銅を2.5
〜6.0重量％、マグネシウムを0.3〜1.2重量％、鉄およ
び／またはマンガンをそれぞれ0.25〜1.0重量％、チタ
ンとボロンをその総計で0.005〜0.25重量％含有し、残
部がアルミニウム及びその他の不純物からなるものが最
適であった。

以下、主要な化学成分元素について述べる。

シリコンは、合金の熱膨張係数を低下させ、また、耐
摩耗性を向上させるが、多すぎると切削性、鍛造性、押
出性を低下させる。また、Al−Si系塑性加工用合金で
は、８〜13重量％のSi含有量において、強度、特に疲労
強度特性が最も良くなる。

銅は、合金の基地に固溶してその強度を向上させる
が、2.5重量％未満では強度、耐摩耗性、切削性におい
て所定の特性が発揮されず、また、6.0重量％以上では
割れが発生したり鍛造時に湯流れ不良が起こり易くなり
鍛造が困難になる。

マグネシウムは、0.3重量％未満では時効硬化性に乏
しく本合金の特性が得られず、1.2重量％以上では、酸
化ロスが増え、また割れが起こり易く材料の特性が劣化
する。

鉄及びマンガンは、合金の再結晶温度を上昇させ、高
温特性を良好にする。0.25重量％未満では効果が乏し
く、1.0重量％以上になるとAl−Mn−Fe、Al−Fe−Siな
どの金属間化合物が針状に著しく発生し、このため、合
金の靭性を損なうことになる。

チタン及びボロンは結晶粒の微細化に役立ち、理想的
には総計0.10重量％を、チタンとボロンの比率を4:1と
して添加すると効果が大きい。結晶粒を微細化すると、
強度特性を向上するとともに、シャー切断性を向上す
る。両者の総計が0.005重量％未満では効果がなく、0.2
5重量％以上添加しても効果は漸減すると同時に、Al−T
i系の針状組織が発生し、靭性を損なうことになる。

上述の各成分以外に、本発明は必要に応じて他の成分
元素を添加することが可能であり、例えば、クロム、ニ
ッケルを少量添加すると高温度領域における機械的強度
が高められることを確認している。しかし、これらの金
属の添加は本発明の合金の靭性、疲労強度を損なうの
で、これらを問題にする場合には、添加量を0.5重量％
未満とすることが望ましい。

亜鉛はマグネシウムと金属間化合物を構成し、強度特
性を著しく向上させる。また、この程度の亜鉛添加量は
切削性（切粉の分断性）を向上させるので、0.5％以下
を添加してもよい。

ストロンチウム、ナトリウム、カルシウム、カリウ
ム、リンなどの各種接種剤を溶湯中にそれぞれ10〜30pp
m添加すると、共晶組織のシリコン結晶あるいはシリコ
ンの初晶の成長を抑えることができ、鋳造素材の結晶粒
を微細化して機械的性質の改善とシャー切断性の向上に
寄与する。特に、過共晶合金を遅い冷却速度で凝固させ
るような場合には、適当な接種剤を加えることが有効で
ある。

（２）組織上記のような成分系を有する本発明の合金において
は、上述のシャー切断性を向上するための２条件
（イ）、（ロ）を満たすためには、鋳造素材におけるシ
リコン結晶の大きさ及び分散状態が、次の工程で加えら
れる熱処理とともに重要な点である。本発明は、鋳塊の
結晶組織を次のように規定した。

マクロ組織において、等軸晶を面積率で80％以上とし
（望ましくは羽毛状晶が実質的に存在しない）、ミクロ
組織においてAl−Si共晶組織におけるシリコン晶の平均
サイズを８μｍ以下（望ましくは５μｍ以下）とした。
これは、等軸晶においては、シャー切断において剪断面
が平滑になるからであり、また、羽毛状晶が存在すると
剪断面の状況が等軸晶の場合と異なり、凹凸が大きくな
って割れが生じるためである。

上記の組織を得るために種々の製造方法が採用されて
よいが、一つの方法として、連続鋳造時の冷却条件を、
鋳塊を各部において４℃/sec以上とするようにすること
を骨子とする製造法を発明した。具体的には、例えば、
連続鋳造法あるいは半連続鋳造法において、鋳型のサイ
ズを限定し、鋳型の冷却、及び鋳型から出た鋳塊の冷却
を強化し、さらに鋳造速度を調整して上記の冷却速度を
得るものである。発明者らの実機での経験によれば、直
径68mmの棒状鋳塊をこの方法で鋳造して、上記のような
組織条件の鋳塊を製造できた。なお、このように急冷す
ることにより、鋳塊内部の偏析も押さえられる。

勿論、製造方法は上記のものに限られず、例えば、金
型による通常の鋳造法において、鋳型サイズを限定して
上記の冷却速度を得るようにしてもよく、また、上述し
たように、接種剤を使用して組織条件を満たす鋳塊を得
てもよい。

なお、過共晶領域においては初晶シリコンが晶出し、
そのサイズが30μｍ以上になるとシャー切断性が悪くな
るので、30μｍ未満にすることが望ましい。

（３）硬度熱処理後の表面硬度をH_RF＝67〜75、好ましくはH_RF＝
69〜73とすること。この表面硬度が67未満であると、シ
ャー切断において剪断面の凹凸が大きくなり、これが鍛
造時にきずとして残ってしまい、75を越えると剪断面に
割れが残り、鍛造時においてこの割れが成長してしまう
ことになる。従って、硬度がこの条件を満たすように熱
処理を行う。

［作用］このようなアルミニウム合金においては、化学成分を
上述した理由により限定し、また、その結晶組織を、合
金の生地の結晶粒及びシリコンの析出物（共晶粒）を均
一に微細化させ、また、熱処理によって適度な微小析出
物を均一に析出させており、所定の強度以上の剪断力が
かかると、微細な粒界に沿う凹凸のない平坦な剪断面に
沿って破断される。しかも、組織を微細化したことによ
って靭性が向上されているので、剪断に伴うクラックの
発生が防がれ、また、高温強度、耐食性、耐応力腐食
性、切削加工性、及び塑性加工性などの特性が充分確保
されている。

［実施例］以下、この発明の実施例を比較例と比較して説明す
る。

（製造法）第１表（次頁）に、本発明の実施例及び比較例の化学成分及び製造法を、また第１図に標準的な実施例の
製造工程の概略を示す。実施例は、サンプルNo.1〜28で
あり、その化学成分は、シリコンを３段階に、その他の
成分を適宜分布させている。そして、溶製した溶湯を、
凝固時において鋳塊の各部で４℃/sec以上の冷却速度を
確保するようにした気体加圧式ホットトップ連続鋳造法
（特公昭54−42847号公報記載の方法）により、直径68m
mの棒状鋳塊に製造し、この鋳塊を、ピーリング機によ
り表面鋳皮を削除し、ついで硬度がH_RF＝67〜75になる
ように均質化焼鈍処理（以下、H₀₁処理と呼ぶ）を施し
て製造した。このH₀₁処理は、第２図に示すように、通
常の均質化焼鈍処理（H₀₂処理と呼ぶ）が490℃で４時間
加熱後、これを60〜80℃/hrの冷却速度で常温まで冷却
する（図中破線で示す）のに対し、490℃で４時間加熱
後、上記冷却速度より小さな冷却速度（例えば40℃/hr
以下）で所定の温度（例えば335℃）まで冷却し、その
後、通常の冷却速度で常温まで冷却することにより硬度
を所定の値に制御するものである。なお、硬度試験、シ
ャー切断性試験、鍛造性試験以外の機械的性質の試験
は、実際に使用される場合と同様に、T₆熱処理（505℃
×４時間加熱、温水焼き入れ、170℃×８時間人工時効
処理）を施した後に行った。

第１グループの比較材（サンプルNo.29〜31）は、成
分の異なるものであり、Al−Cu−Mg系の型打鍛造用合金
の2218（サンプルNo.29）、鍛造用合金であるAC8B（サ
ンプルNo.30）、本願の成分系に近い成分を持つ型打鍛
造用合金の4032（サンプルNo.31）が選ばれており、サ
ンプルNo.29は、上記の実施例と同様な製造法で製造さ
れている。また、サンプルNo.30は、金型により上記と
同じ直径68mmの円柱状鋳塊に鋳造したものであり、この
場合の冷却速度は0.4℃/secであった。一方、サンプルN
o.31は、直径250mmのビレットに（連続）鋳造したもの
で、この時の冷却速度は平均で２℃/secであり、このビ
レットを直径61mmの棒状片に押し出した。これらの第１
グループの比較材をそれぞれ上述したH₀₁熱処理を施し
て供試材とした。

第２グループの比較材（サンプルNo.32,33,34）は、
それぞれ実施例（サンプルNo.6,12,18）と同一の成分で
あるが、鋳造方法を上述したサンプルNo.31と同様のビ
レット連続鋳造としたもので、同様に直径61mmに押し出
し、同様のH₀₁熱処理を行っている。

第３グループの比較材（サンプルNo.35,36,37）は、
それぞれ実施例（サンプルNo.6,12,18）と成分及び鋳造
方法が同一で、均質化焼鈍処理を通常の方法、すなわち
H₀₂処理により行ったものである。

このように、供試材の製造方法を変えたのは、本発明
の有意性を明確に示すためであり、合金組成のみでは本
発明の特徴を発揮することができず、組織及び硬度のコ
ントロールが必須条件であることを明示するためであ
る。

（試験方法）これらの実施例及び比較例の供試材から試験片を切削
成形して、次のような各種の試験を行った。

（１）断面組織及び粒度：鋳造された鋳塊を機械加工し
て所定寸法の試験片を得、これを490℃において均質化
熱処理を実施し、さらに鋳塊の横断面を研摩してエッチ
ングし、断面組織写真を撮影し（第３図及び第４図参
照）、粒度の測定を行った。

（２）表面硬度試験：上記のような熱処理、すなわち、
実施例及びグループ1,2の比較例はH₀₁処理、第３グルー
プの比較例はH₀₂処理を行った後、ロックウェル硬度試
験（Ｆスケール）により行った。

（３）シャー切断性試験：上記熱処理後、40mmφの丸棒
状試験片を、能力160ton、毎分65回のストローク、ラム
ストローク140mmの仕様を持つシャー切断機により、刃
具とのクリアランス0.2mmで剪断し、その剪断面の状況
を目視判定した。第５図に示すように、表面の凹凸及び
割れの有無により評価した。

（４）鍛造性試験：上記と同様の熱処理後、第６図に示
すように、試験片１を楔形に成形し、360℃×１時間の
焼鈍処理を施した後、金敷２に置いてハンマー３により
鍛圧し、鍛圧後の試験片の割れ４により限界加工率を測
定して行った。

（５）引張試験：上述のT₆処理を施し（以下の試験も同
様）、10Tonオルゼン式万能引張試験機により行った。

（６）疲労試験：小野式疲労試験機にて、１×10⁷の繰
り返し時の破断荷重で評価した。

（７）高温引張強度試験:200℃の温度に30分保持し、高
温引張試験機により行った。

（８）表面粗度：試験片をダイヤモンド切削刃を有する
切削工具により切削したのち、鏡面仕上げ加工を施し、
その仕上げ面を表面粗さ計により測定した。

（９）耐摩耗性試験：大越式摩耗試験機により、摩耗速
度3.1m/sec、荷重18.9kg.摩擦距離600m、相手材として
鋳鉄（FC30）を用いて行った。

（10）切削性試験：切削性は切粉（屑）の処理性で判定
した。すなわち、超硬工具刃物で、切削速度200m/min、
切り込み0.15mmで実施し、第７図に示すような切粉の状
態で処理性の良否を判定した。

（試験結果）（１）断面組織：断面の組織写真を、第３図に実施例
（サンプルNo.18のもの）を、第４図には比較例（サン
プルNo.34のもの）をそれぞれ示す。

実施例においては、第３図に見られるように、等軸晶
が面積率で80％以上を占め、また、アルミニウム−シリ
コンの共晶サイズが８μｍ以下であり、均一な微細な組
織を呈していることが判る。一方、比較例においては、
グループ1,2では第４図に見られるように粗大な柱状晶
となっており、その結晶粒度も粗い。一方、グループ３
は図示していないが、この時点では製法が同じであり、
実施例と同様に粒度が小さくなっている。

（２）その他の試験結果を第２表（次頁）にまとめて示
す。

硬度は、実施例はいずれもロックウェル硬度（Ｆスケ
ール）で66〜73となっている。また、比較例もH₀₁熱処
理を行ったものは同様の値を示し、H₀₂処理を行ったグ
ループ３は範囲を外れている。

シャー切断性は、いずれも比較材より良好であり、本
発明の有意性を示している。

鍛造性は比較材より良好であり、また、粗度及び伸び
の値が小さい方が良好であるという傾向が見られた。

引張試験については、Si,Cuの含有量が多い程、引張
強さ、耐力の向上が見られる。

疲労試験、高温引張試験、耐摩耗性試験、鍛造性試験
についてはいずれも比較材より良好であり、これは微細
化による靭性及び強度の向上によるものと思われる。

表面粗度については、本願のものはほぼ同成分系のAC
8Bや4032と比較して粗度が小さく、これは結晶組織が均
一で、かつ粒度が小さいことを示していると思われる。

［発明の効果］以上詳述したように、本願の第１発明は、アルミニウ
ム合金において、シリコン、銅、マグネシウム、鉄、マ
ンガン、チタン、ボロンの含有量を調整し、マクロ組織
における等軸晶を面積率で80％以上とし、ミクロ組織に
おけるアルミニウム−シリコン共晶組織中のシリコン晶
のサイズを８μｍ以下とし、更にその表面硬度をH_RF＝6
7〜75にすることにより、高温強度、耐摩耗性、耐応力
腐食性、疲労強度などの特性が良好で、かつ、塑性加工
性、切削性などに加えシャー切断性が良好であるような
素材を提供することができ、これをエンジンのピストン
やシリンダスリーブ、あるいはVTRにおいて磁気テープ
をガイドするシリンダなどの材質に用いれば、機械的特
性が充分良好であるとともに、材料取りの作業が大幅に
軽減され、製造能率を向上させることができるという優
れた効果を奏するものである。また、本願の第２発明の
製造法によれば、上記のような組成の合金を、凝固時に
冷却速度４℃/sec以上で連続鋳造することにより前記面
積率の等軸晶と前記サイズのシリコン晶を確実に得るこ
とができ、更に鋳塊を加熱するとともに加熱後60℃/hr
未満の初期冷却速度を含む条件で冷却する均質化焼鈍処
理を施すことにより、上記の条件を満たしたアルミニウ
ム合金を容易に、かつ低コストで製造できるという優れ
た効果を奏する。

【図面の簡単な説明】

第１図はこの発明のアルミニウム合金の製造法を示す工
程図、第２図はこの発明の熱処理の方法を示す図、第３
図はこの発明の実施例のアルミニウム合金（サンプルN
o.18）の金属組織を示す写真であり、第４図は比較例
（サンプルNo.34）の金属組織を示す写真であり、第５
図はシャー切断性試験の方法を示す図、第６図は鍛造性
試験の方法を示す図、第７図は切削性試験の方法を示す
図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者関口常久東京都港区芝大門２丁目10番12号昭和電工株式会社内 (72)発明者横井克己福島県喜多方市長内7840番地株式会社ショウティック内 (72)発明者鈴木健司福島県喜多方市長内7840番地株式会社ショウティック内 (56)参考文献特開昭63−219545（ＪＰ，Ａ)

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】シリコンを８〜13重量％、銅を2.5〜6.0重
量％、マグネシウムを0.3〜1.2重量％、鉄および／また
はマンガンをそれぞれ0.25〜1.0重量％、チタンとボロ
ンをその総計で0.005〜0.25重量％含有し、残部がアル
ミニウムおよびその他の不純物からなり、マクロ組織において等軸晶が面積率で80％以上を占め、ミクロ組織においてアルミニウム−シリコン共晶組織中
のシリコン晶のサイズが８μｍ以下であり、表面硬度が、ロックウェル硬度Ｆスケールで、H_RF＝67
〜75であることを特徴とするシャー切断性の良い高強度
・耐摩耗性アルミニウム合金。
【請求項２】シリコンを８〜13重量％、銅を2.5〜6.0重
量％、マグネシウムを0.3〜1.2重量％、鉄および／また
はマンガンをそれぞれ0.25〜1.0重量％、チタンとボロ
ンをその総計で0.005〜0.25重量％含有し、残部がアル
ミニウムおよびその他の不純物からなる合金の溶湯を、
凝固時の冷却速度が４℃/sec以上で連続鋳造して、得ら
れた鋳塊がマクロ組織において等軸晶が面積率で80％以
上を占めるとともにミクロ組織においてアルミニウム−
シリコン共晶組織中のシリコン晶サイズが８μｍ以下と
し、さらにその鋳塊を加熱するとともに加熱後60℃/hr
未満の初期冷却速度を含む冷却条件で冷却する均質化焼
鈍処理を施して、前記鋳塊の表面硬度をロックウェルＦ
スケールでH_RF＝67〜75とすることを特徴とするシャー
切断性の良い高強度・耐摩耗性アルミニウム合金の製造
法。