JP2781131B2 - 低線膨張急冷凝固アルミニウム合金およびその製造方法 - Google Patents
低線膨張急冷凝固アルミニウム合金およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、低線膨張急冷凝固アル
ミニウム合金およびその製造方法、とくに、自動車、産
業機械などに使用される過給機のスクリューローター用
として好適な高温強度および切削加工性に優れた低線膨
張急冷凝固アルミニウム合金およびその製造方法に関す
る。
ミニウム合金およびその製造方法、とくに、自動車、産
業機械などに使用される過給機のスクリューローター用
として好適な高温強度および切削加工性に優れた低線膨
張急冷凝固アルミニウム合金およびその製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】過給機は、自動車や産業機械に広く使用
されているが、そのスクリューローターは使用中200 ℃
程度の高温になるため、スクリューローター用の材料に
は、常温から200 ℃までにおける高速回転による塑性変
形や破壊に耐える強度と、高温になっても回転の際のク
リアランスを小さく保持できる低線膨張性が要求され
る。
されているが、そのスクリューローターは使用中200 ℃
程度の高温になるため、スクリューローター用の材料に
は、常温から200 ℃までにおける高速回転による塑性変
形や破壊に耐える強度と、高温になっても回転の際のク
リアランスを小さく保持できる低線膨張性が要求され
る。
【０００３】スクリューローターには、また、寸法精度
の厳密なスクリュー形状に成形加工するために、優れた
塑性加工性、切削加工性も必要とされる。さらに、スク
リューローターは、最終形状に成形加工された後にPTFE
( ポリテトラフルオロエチレン) コーティイング処理を
行う際、400 ℃で100h保持の熱履歴を受けるから、この
加熱にも耐える強度を有しなければならない。
の厳密なスクリュー形状に成形加工するために、優れた
塑性加工性、切削加工性も必要とされる。さらに、スク
リューローターは、最終形状に成形加工された後にPTFE
( ポリテトラフルオロエチレン) コーティイング処理を
行う際、400 ℃で100h保持の熱履歴を受けるから、この
加熱にも耐える強度を有しなければならない。
【０００４】自動車や産業機械の軽量化、高速度化、高
性能化などのためにスクリューローターへのアルミニウ
ムの使用が考えられているが、通常の溶解ー鋳造法によ
り製造されたアルミニウム合金では、上記の要求性能、
とくに強度特性を満足させることができない。
性能化などのためにスクリューローターへのアルミニウ
ムの使用が考えられているが、通常の溶解ー鋳造法によ
り製造されたアルミニウム合金では、上記の要求性能、
とくに強度特性を満足させることができない。
【０００５】一方、アルミニウム材料に優れた特性を与
える方法として、急冷凝固法を利用した粉末冶金法およ
びスプレイフォーミング法がある。粉末冶金法は急冷凝
固で得たアルミニウム粉末を圧縮成形し、押出、鍛造な
どの加工を行って成形体を得る方法であり、スプレイフ
ォーミング法は非酸化性ガスを噴霧して急冷凝固させた
アルミニウムをコレクタ上に堆積させることにより予備
成形体を得る方法で、これらの方法で製造されたアルミ
ニウム合金は一部の自動車部品や家電部品に実用化され
ている。
える方法として、急冷凝固法を利用した粉末冶金法およ
びスプレイフォーミング法がある。粉末冶金法は急冷凝
固で得たアルミニウム粉末を圧縮成形し、押出、鍛造な
どの加工を行って成形体を得る方法であり、スプレイフ
ォーミング法は非酸化性ガスを噴霧して急冷凝固させた
アルミニウムをコレクタ上に堆積させることにより予備
成形体を得る方法で、これらの方法で製造されたアルミ
ニウム合金は一部の自動車部品や家電部品に実用化され
ている。
【０００６】発明者らは、粉末冶金法、スプレイフォー
ミング法によるアルミニウム合金を過給機のスクリュー
ローター用素材として適用するために、要求諸特性、と
くに線膨張係数と、合金成分の組合わせ、合金元素の固
溶、析出状態、合金の製造条件などとの関係について広
範囲な基礎的研究を行った。
ミング法によるアルミニウム合金を過給機のスクリュー
ローター用素材として適用するために、要求諸特性、と
くに線膨張係数と、合金成分の組合わせ、合金元素の固
溶、析出状態、合金の製造条件などとの関係について広
範囲な基礎的研究を行った。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の基礎
的研究をベースとしてなされたものであり、その目的
は、過給機のスクリューローター用の材料として要求さ
れる前記の諸性能をすべて満足する低線膨張急冷凝固ア
ルミニウム合金およびその製造方法を提供することにあ
る。
的研究をベースとしてなされたものであり、その目的
は、過給機のスクリューローター用の材料として要求さ
れる前記の諸性能をすべて満足する低線膨張急冷凝固ア
ルミニウム合金およびその製造方法を提供することにあ
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
めの本発明による低線膨張急冷凝固アルミニウム合金
は、Ｓｉ１０〜３０％と、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉのうちの１
種以上を合計３〜１０％含有し、残部Ａｌからなり、Ｓ
ｉ粒子およびＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ
−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物粒子の平均粒子径
が１０μｍ以下、前記合金元素のうちＳｉ、Ｆｅ、Ｍ
ｎ、Ｎｉの合計固溶量が０．４％以下であり、スプレー
フォーミングにより形成されたことを構成上の基本的特
徴とし、さらにＣｕ０．５〜６％およびＭｇ０．２〜３
％を含有すること、およびさらに選択的にＺｒ、Ｔｉ、
Ｍｏ、Ｖを合計０．２〜３％含有することを構成上の第
２および第３の特徴とする。
めの本発明による低線膨張急冷凝固アルミニウム合金
は、Ｓｉ１０〜３０％と、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉのうちの１
種以上を合計３〜１０％含有し、残部Ａｌからなり、Ｓ
ｉ粒子およびＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ
−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物粒子の平均粒子径
が１０μｍ以下、前記合金元素のうちＳｉ、Ｆｅ、Ｍ
ｎ、Ｎｉの合計固溶量が０．４％以下であり、スプレー
フォーミングにより形成されたことを構成上の基本的特
徴とし、さらにＣｕ０．５〜６％およびＭｇ０．２〜３
％を含有すること、およびさらに選択的にＺｒ、Ｔｉ、
Ｍｏ、Ｖを合計０．２〜３％含有することを構成上の第
２および第３の特徴とする。
【０００９】また、本発明による低線膨張急冷凝固アル
ミニウム合金の製造方法は、Ｓｉ１０〜３０％と、Ｆ
ｅ、Ｍｎ、Ｎｉのうちの１種以上を合計３〜１０％含有
し、残部Ａｌからなるアルミニウム合金の溶湯をスプレ
ーフォーミングにより急冷凝固させながら堆積させて急
冷凝固体を作製し、該急冷凝固体を熱間加工により成形
するに際し、熱間加工前に３５０℃以上の温度に加熱保
持し熱間加工後２００℃までを５℃／ｓ以下の冷却速度
で冷却する工程、または熱間加工後に３５０℃以上の温
度に加熱保持した後２００℃までを５℃／ｓ以下の冷却
速度で冷却する工程を包含させることを基本的特徴と
し、アルミニウム合金がさらにＣｕ０．５〜６％および
Ｍｇ０．２〜３％を含有すること、およびさらに選択的
にＺｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖのうちの１種以上を合計０．２
〜３％含有することを第２および第３の特徴とする。
ミニウム合金の製造方法は、Ｓｉ１０〜３０％と、Ｆ
ｅ、Ｍｎ、Ｎｉのうちの１種以上を合計３〜１０％含有
し、残部Ａｌからなるアルミニウム合金の溶湯をスプレ
ーフォーミングにより急冷凝固させながら堆積させて急
冷凝固体を作製し、該急冷凝固体を熱間加工により成形
するに際し、熱間加工前に３５０℃以上の温度に加熱保
持し熱間加工後２００℃までを５℃／ｓ以下の冷却速度
で冷却する工程、または熱間加工後に３５０℃以上の温
度に加熱保持した後２００℃までを５℃／ｓ以下の冷却
速度で冷却する工程を包含させることを基本的特徴と
し、アルミニウム合金がさらにＣｕ０．５〜６％および
Ｍｇ０．２〜３％を含有すること、およびさらに選択的
にＺｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖのうちの１種以上を合計０．２
〜３％含有することを第２および第３の特徴とする。
【００１０】本発明におけるアルミニウム合金の基本組
成は、Ｓｉ10〜30％と、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉのうちの１種
以上を合計3 〜10％含有し、残部Ａｌからなり、これに
Ｃｕ0.5 〜6 ％およびＭｇ0.2 〜3 ％を含有させること
ができ、さらにＺｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖのうちの１種以上
を合計0.2 〜3 ％添加することもできる。Ｓｉは、アル
ミニウム合金の線膨張係数を低くするよう作用する元素
である。Ｓｉの好ましい含有範囲は10〜30％であり、含
有量が10％未満では線膨張係数低下の効果が小さく、30
％を越えると切削性が劣化する。
成は、Ｓｉ10〜30％と、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉのうちの１種
以上を合計3 〜10％含有し、残部Ａｌからなり、これに
Ｃｕ0.5 〜6 ％およびＭｇ0.2 〜3 ％を含有させること
ができ、さらにＺｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖのうちの１種以上
を合計0.2 〜3 ％添加することもできる。Ｓｉは、アル
ミニウム合金の線膨張係数を低くするよう作用する元素
である。Ｓｉの好ましい含有範囲は10〜30％であり、含
有量が10％未満では線膨張係数低下の効果が小さく、30
％を越えると切削性が劣化する。
【００１１】Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉは、アルミニウム合金に
200 〜400 ℃加熱後の強度低下を抑える効果を有する。
好ましい含有範囲は合計量で3 〜10％であり、3 ％未満
では効果が小さく、10％を越えると切削性が劣化する。
ＣｕおよびＭｇは共存して、合金を時効、析出処理する
ことによりＡｌ2 ＣｕＭｇ相を形成し、常温の強度を高
める。好ましい含有範囲は、それぞれ0.5 〜6 ％および
0.2 〜3 ％であり、下限未満では効果が小さく、上限を
越えると合金の切削性や耐食性を害する。
200 〜400 ℃加熱後の強度低下を抑える効果を有する。
好ましい含有範囲は合計量で3 〜10％であり、3 ％未満
では効果が小さく、10％を越えると切削性が劣化する。
ＣｕおよびＭｇは共存して、合金を時効、析出処理する
ことによりＡｌ2 ＣｕＭｇ相を形成し、常温の強度を高
める。好ましい含有範囲は、それぞれ0.5 〜6 ％および
0.2 〜3 ％であり、下限未満では効果が小さく、上限を
越えると合金の切削性や耐食性を害する。
【００１２】Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖは、合金中において
Ａｌ−Ｚｒ系、Ａｌ−Ｔｉ系、Ａｌ−Ｍｏ系、Ａｌ−Ｖ
系の金属間化合物を形成して、高温加熱後の強度低下を
抑制する。好ましい含有範囲は合計量で0.2 〜2 ％であ
り、0.2 ％未満では効果が小さく、2 ％を越えると切削
性を害する。
Ａｌ−Ｚｒ系、Ａｌ−Ｔｉ系、Ａｌ−Ｍｏ系、Ａｌ−Ｖ
系の金属間化合物を形成して、高温加熱後の強度低下を
抑制する。好ましい含有範囲は合計量で0.2 〜2 ％であ
り、0.2 ％未満では効果が小さく、2 ％を越えると切削
性を害する。
【００１３】本発明における第１の性状的要件は、合金
中に晶出または析出するＳｉ粒子、およびＡｌ−Ｆｅ−
Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｎｉ系金
属間化合物粒子の平均粒子径を10μm 以下とすることで
あり、これらの粒子を合金マトリックス中に微細に分散
させることにより高強度が得られ、例えば400 ℃で10時
間保持した後も高い強度を維持することができる。ま
た、優れた切削加工性が与えられ、寸法精度の厳しいス
クリュー形状への加工も可能となる。平均粒子径が10μ
m を越えると、分散強化による強度向上が得られず、塑
性加工性や切削加工性も劣化する。
中に晶出または析出するＳｉ粒子、およびＡｌ−Ｆｅ−
Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｎｉ系金
属間化合物粒子の平均粒子径を10μm 以下とすることで
あり、これらの粒子を合金マトリックス中に微細に分散
させることにより高強度が得られ、例えば400 ℃で10時
間保持した後も高い強度を維持することができる。ま
た、優れた切削加工性が与えられ、寸法精度の厳しいス
クリュー形状への加工も可能となる。平均粒子径が10μ
m を越えると、分散強化による強度向上が得られず、塑
性加工性や切削加工性も劣化する。
【００１４】本発明における第２の性状的要件は、合金
元素の合計固溶量を0.4 ％以下とすることであり、過飽
和な固溶元素をアルミニウム系金属間化合物として析出
させることにより、すなわち、アルミニウムと化合物の
複合系にすることで合金の線膨張係数を小さくする。好
ましくはＳｉ、Ｆｅなどの合金元素の固溶量を0.2 ％未
満としてこれらの元素を十分析出させておくのがよい。
固溶量は、Ｘ線回析により格子定数を求め、この値に基
づいて測定することができる。
元素の合計固溶量を0.4 ％以下とすることであり、過飽
和な固溶元素をアルミニウム系金属間化合物として析出
させることにより、すなわち、アルミニウムと化合物の
複合系にすることで合金の線膨張係数を小さくする。好
ましくはＳｉ、Ｆｅなどの合金元素の固溶量を0.2 ％未
満としてこれらの元素を十分析出させておくのがよい。
固溶量は、Ｘ線回析により格子定数を求め、この値に基
づいて測定することができる。
【００１５】上記の性状的要件を与えるために、急冷凝
固を利用したスプレーフォーミング法により製造した本
発明の組成を有するアルミニウム合金の急冷凝固体を加
熱するに際し、熱間加工前に３５０℃以上の温度に加熱
保持し熱間加工後２００℃までを５℃／ｓ以下の冷却速
度で冷却する工程、または熱間加工後に３５０℃以上の
温度に加熱保持した後２００℃までを５℃／ｓ以下の冷
却速度で冷却する工程を包含させる。
固を利用したスプレーフォーミング法により製造した本
発明の組成を有するアルミニウム合金の急冷凝固体を加
熱するに際し、熱間加工前に３５０℃以上の温度に加熱
保持し熱間加工後２００℃までを５℃／ｓ以下の冷却速
度で冷却する工程、または熱間加工後に３５０℃以上の
温度に加熱保持した後２００℃までを５℃／ｓ以下の冷
却速度で冷却する工程を包含させる。
【００１６】熱間加工前または熱間加工後の加熱保持温
度が350 ℃未満の場合、および／または熱間加工後200
℃までの冷却速度が5 ℃/sを越える場合は、合金元素が
固溶して線膨張係数低減の十分な効果が得られない。加
熱保持温度が530 ℃を越えると、析出物が粗大化して金
属間化合物の平均粒径が10μm を越え、合金の強度が低
下する。
度が350 ℃未満の場合、および／または熱間加工後200
℃までの冷却速度が5 ℃/sを越える場合は、合金元素が
固溶して線膨張係数低減の十分な効果が得られない。加
熱保持温度が530 ℃を越えると、析出物が粗大化して金
属間化合物の平均粒径が10μm を越え、合金の強度が低
下する。
【００１７】
【作用】本発明においては、ＳｉおよびＦｅ、Ｍｎ、Ｎ
ｉなどの合金元素の特定範囲の組合わせ、Ｓｉ粒子およ
びＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ系その他の金属間化
合物の微細粒子の析出、および合金元素の特定範囲の固
溶量の相乗効果により、線膨張係数が低く、高温加熱後
の強度、切削加工性にも優れた急冷凝固アルミニウム合
金が得られる。
ｉなどの合金元素の特定範囲の組合わせ、Ｓｉ粒子およ
びＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ系その他の金属間化
合物の微細粒子の析出、および合金元素の特定範囲の固
溶量の相乗効果により、線膨張係数が低く、高温加熱後
の強度、切削加工性にも優れた急冷凝固アルミニウム合
金が得られる。
【００１８】
【実施例】以下、本発明の実施例を比較例と対比して説
明する。実施例および比較例における粉末冶金法、スプ
レイフォーミング法および溶解鋳造法は以下による。 粉末冶金法：溶融したアルミニウム合金溶湯を平均冷却
速度約103 〜104 ℃/sのヘリウムガスアトマイズ法によ
って粉末とし、得られた粉末を用いて、予備圧縮( 真密
度の70〜80％まで）−アルミニウム容器封入−400 ℃で
真空脱ガスの工程により直径67mmのビレットを製作し、
これを熱間押出加工して直径18mmの棒材とする。 スプレイフォーミング：溶融したアルミニウム合金溶湯
をアルゴンガス雰囲気中においてアルゴンガスで噴霧し
て、円柱状のコレクタ上に急冷凝固させながら堆積さ
せ、直径約260mm 、長さ900mm のビレットを製作した。
このビレットを、押出比10で熱間押出加工した。 溶解鋳造法：通常の連続鋳造によりビレットを製作し、
このビレットを押出比10で熱間押出加工した。
明する。実施例および比較例における粉末冶金法、スプ
レイフォーミング法および溶解鋳造法は以下による。 粉末冶金法：溶融したアルミニウム合金溶湯を平均冷却
速度約103 〜104 ℃/sのヘリウムガスアトマイズ法によ
って粉末とし、得られた粉末を用いて、予備圧縮( 真密
度の70〜80％まで）−アルミニウム容器封入−400 ℃で
真空脱ガスの工程により直径67mmのビレットを製作し、
これを熱間押出加工して直径18mmの棒材とする。 スプレイフォーミング：溶融したアルミニウム合金溶湯
をアルゴンガス雰囲気中においてアルゴンガスで噴霧し
て、円柱状のコレクタ上に急冷凝固させながら堆積さ
せ、直径約260mm 、長さ900mm のビレットを製作した。
このビレットを、押出比10で熱間押出加工した。 溶解鋳造法：通常の連続鋳造によりビレットを製作し、
このビレットを押出比10で熱間押出加工した。
【００１９】実施例１ 表１に示すアルミニウム合金を溶解して、粉末冶金法お
よびスプレイフォーミング法を適用してビレットを作製
し、熱間押出加工前に表２に示す各温度に保持した後、
熱間押出を行い、押出加工後200 ℃まで表２に示す各冷
却速度で冷却した材料により試料を作製し、Ｓｉ粒子お
よび金属間化合物の平均粒径、合金元素の合計固溶量の
測定、線膨張係数、高温加熱後の耐力、旋削後の表面粗
さの測定を行った。測定結果を表２に示す。
よびスプレイフォーミング法を適用してビレットを作製
し、熱間押出加工前に表２に示す各温度に保持した後、
熱間押出を行い、押出加工後200 ℃まで表２に示す各冷
却速度で冷却した材料により試料を作製し、Ｓｉ粒子お
よび金属間化合物の平均粒径、合金元素の合計固溶量の
測定、線膨張係数、高温加熱後の耐力、旋削後の表面粗
さの測定を行った。測定結果を表２に示す。
【００２０】旋削は、超硬の片刃バイト（すくい角0
°、逃げ角5 °、切り刃角0 °、ノーズ半径0.4mm)を使
用し、43mm径の試料を切削速度162mm/分、切り込み量1m
m 、送り速度0.05mm/rev. の条件で旋削した後、試料の
旋削面の表面粗さを測定した。表２によれば、本発明の
条件に従って作製された試料は、いずれも線膨張係数が
低く、高温加熱後の耐力に優れ、旋削後の表面は平滑で
あった。
°、逃げ角5 °、切り刃角0 °、ノーズ半径0.4mm)を使
用し、43mm径の試料を切削速度162mm/分、切り込み量1m
m 、送り速度0.05mm/rev. の条件で旋削した後、試料の
旋削面の表面粗さを測定した。表２によれば、本発明の
条件に従って作製された試料は、いずれも線膨張係数が
低く、高温加熱後の耐力に優れ、旋削後の表面は平滑で
あった。
【００２１】
【表２】
【００２２】
【表２】
【００２３】比較例１ 表３に示す組成のアルミニウム合金について、通常の溶
解鋳造法、粉末冶金法およびスプレイフォーミング法を
適用してビレットを製作し、熱間押出加工前に表４に示
す温度に加熱保持し、熱間押出後200 ℃までの間を表４
に示す冷却速度で冷却することにより試料を作製し、Ｓ
ｉ粒子および金属間化合物粒子の平均径、合金元素の合
計固溶量の測定、線膨張係数、高温加熱後の耐力および
旋削後の表面粗さの測定を行った。結果を表４に示す。
旋削条件は実施例１と同様とした。なお、本発明の条件
を外れたものには下線を付した。
解鋳造法、粉末冶金法およびスプレイフォーミング法を
適用してビレットを製作し、熱間押出加工前に表４に示
す温度に加熱保持し、熱間押出後200 ℃までの間を表４
に示す冷却速度で冷却することにより試料を作製し、Ｓ
ｉ粒子および金属間化合物粒子の平均径、合金元素の合
計固溶量の測定、線膨張係数、高温加熱後の耐力および
旋削後の表面粗さの測定を行った。結果を表４に示す。
旋削条件は実施例１と同様とした。なお、本発明の条件
を外れたものには下線を付した。
【００２４】
【表３】
【００２５】
【表４】
【００２６】表４にみられるように、合金元素の合計固
溶量が本発明の条件より多い試料No.1は、線膨張係数が
高くなっており、Ｓｉ含有量が少ない試料No.2も線膨張
係数が高い。Ｓｉ含有量の多過ぎる試料No.3およびＦｅ
含有量が多過ぎる試料No.4は、切削加工性が劣るため旋
削後の表面粗さが大きい。また、溶解鋳造法により作製
された試料は、いずれもＳｉ粒子および金属間化合物粒
子の径が大きいため、機械的特性が劣るとともに旋削後
の表面粗さが大きい。なお、A4032 合金(Al-12.3％Si-
0.5％Fe-0.9％Cu-1.1％Mg) を通常の連続鋳造でビレッ
トとし、熱間押出加工前400 ℃の温度に加熱保持した
後、熱間押出を行い、200 ℃までの間を5 ℃/sの冷却速
度で冷却した材料により作製した試料( Ｓｉ粒子平均径
5 μm 、金属間化合物平均径2.8 μm 、合金元素の合計
固溶量0.13％）は、線膨張係数が19.9( ×10-6/K) と高
く、強度特性は常温の耐力130MPa、150 ℃加熱後の耐力
107MPa、200 ℃加熱後の耐力102MPaといずれも低い値を
示した。
溶量が本発明の条件より多い試料No.1は、線膨張係数が
高くなっており、Ｓｉ含有量が少ない試料No.2も線膨張
係数が高い。Ｓｉ含有量の多過ぎる試料No.3およびＦｅ
含有量が多過ぎる試料No.4は、切削加工性が劣るため旋
削後の表面粗さが大きい。また、溶解鋳造法により作製
された試料は、いずれもＳｉ粒子および金属間化合物粒
子の径が大きいため、機械的特性が劣るとともに旋削後
の表面粗さが大きい。なお、A4032 合金(Al-12.3％Si-
0.5％Fe-0.9％Cu-1.1％Mg) を通常の連続鋳造でビレッ
トとし、熱間押出加工前400 ℃の温度に加熱保持した
後、熱間押出を行い、200 ℃までの間を5 ℃/sの冷却速
度で冷却した材料により作製した試料( Ｓｉ粒子平均径
5 μm 、金属間化合物平均径2.8 μm 、合金元素の合計
固溶量0.13％）は、線膨張係数が19.9( ×10-6/K) と高
く、強度特性は常温の耐力130MPa、150 ℃加熱後の耐力
107MPa、200 ℃加熱後の耐力102MPaといずれも低い値を
示した。
【００２７】比較例２ Ｓｉ20％、Ｆｅ5 ％を含み、残部Ａｌからなる組成のア
ルミニウム合金を溶解し、スプレイフォーミング法を適
用してビレットを製作し、340 ℃で熱間押出を行い、熱
間押出加工後に表５に示す温度に加熱保持した後、200
℃までの間表５に示す冷却速度で冷却した材料から試料
を作製し、Ｓｉ粒子および金属間化合物粒子の平均径、
合金元素の合計固溶量の測定、高温加熱後の耐力、旋削
後の表面粗さの測定を行った。測定結果を表５に示す。
なお、旋削条件は実施例１と同様とした。
ルミニウム合金を溶解し、スプレイフォーミング法を適
用してビレットを製作し、340 ℃で熱間押出を行い、熱
間押出加工後に表５に示す温度に加熱保持した後、200
℃までの間表５に示す冷却速度で冷却した材料から試料
を作製し、Ｓｉ粒子および金属間化合物粒子の平均径、
合金元素の合計固溶量の測定、高温加熱後の耐力、旋削
後の表面粗さの測定を行った。測定結果を表５に示す。
なお、旋削条件は実施例１と同様とした。
【００２８】
【表５】
【００２９】表５に示されるように、熱間押出加工後の
加熱保持温度が本発明の条件より低い試料No.12 は、合
金元素の固溶量が多くなり、線膨張係数低減効果が得ら
れない。試料No.13 は、熱間押出加工後の加熱保持温度
が高いため、析出物が粗大化して機械的特性が劣り、切
削加工性も低下する。
加熱保持温度が本発明の条件より低い試料No.12 は、合
金元素の固溶量が多くなり、線膨張係数低減効果が得ら
れない。試料No.13 は、熱間押出加工後の加熱保持温度
が高いため、析出物が粗大化して機械的特性が劣り、切
削加工性も低下する。
【００３０】
【発明の効果】以上のとおり、本発明によれば、線膨張
係数が低く、高温加熱後の機械的性能に優れ、良好な切
削加工性を有するアルミニウム合金が提供され、とくに
自動車や産業機械用過給機のスクリューローター用材料
として有用である。
係数が低く、高温加熱後の機械的性能に優れ、良好な切
削加工性を有するアルミニウム合金が提供され、とくに
自動車や産業機械用過給機のスクリューローター用材料
として有用である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 1/04 Ｃ２２Ｃ 1/04 Ｃ Ｃ２２Ｆ 1/043 Ｃ２２Ｆ 1/043 // Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０１ 1/00 ６０１ ６３１ ６３１Ｚ ６５０ ６５０Ｅ ６８２ ６８２ ６８４ ６８４Ｃ ６９１ ６９１Ｂ ６９２ ６９２Ａ ６９２Ｂ (72)発明者 渋江 和久 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽 金属工業株式会社内 (72)発明者 大谷 真 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽 金属工業株式会社内 (72)発明者 谷 真一 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽 金属工業株式会社内 (56)参考文献 特開 昭63−266005（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−156447（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 1/02 C22C 1/04 C22C 21/02 B22D 23/00 B22F 1/00 C22F 1/043
Claims (6)
- 【請求項１】 Ｓｉ１０〜３０％（重量％、以下同じ）
と、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉのうちの１種以上を合計３〜１０
％含有し、残部Ａｌからなり、Ｓｉ粒子およびＡｌ−Ｓ
ｉ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｎｉ
系金属間化合物粒子の平均粒子径が１０μｍ以下、前記
合金元素のうちＳｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉの合計固溶量が
０．４％以下であり、スプレーフォーミングにより形成
されたことを特徴とする過給機のスクリューローター用
の低線膨張急冷凝固アルミニウム合金。 - 【請求項２】 Ｃｕ0.5 〜6 ％およびＭｇ0.2 〜3 ％を
含有することを特徴とする請求項１記載の低線膨張急冷
凝固アルミニウム合金。 - 【請求項３】 Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖにうちの１種以上
を合計0.2 〜2 ％含有することを特徴とする請求項１ま
たは２記載の低線膨張急冷凝固アルミニウム合金。 - 【請求項４】 Ｓｉ１０〜３０％と、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｎｉ
のうちの１種以上を合計３〜１０％含有し、残部Ａｌか
らなるアルミニウム合金の溶湯をスプレーフォーミング
により急冷凝固させながら堆積させて急冷凝固体を作製
し、該急冷凝固体を熱間加工により成形するに際し、熱
間加工前に３５０℃以上の温度に加熱保持し熱間加工後
２００℃までを５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する工
程、または熱間加工後に３５０℃以上の温度に加熱保持
した後２００℃までを５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却す
る工程を包含させることを特徴とする過給機のスクリュ
ーローター用の低線膨張急冷凝固アルミニウム合金の製
造方法。 - 【請求項５】 Ｃｕ0.5 〜6 ％およびＭｇ0.2 〜3 ％を
含有することを特徴とする請求項３記載の低線膨張急冷
凝固アルミニウム合金の製造方法。 - 【請求項６】 Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖにうちの１種以上
を合計0.2 〜2 ％含有することを特徴とする請求項４ま
たは５記載の低線膨張急冷凝固アルミニウム合金の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5237374A JP2781131B2 (ja) | 1993-08-30 | 1993-08-30 | 低線膨張急冷凝固アルミニウム合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5237374A JP2781131B2 (ja) | 1993-08-30 | 1993-08-30 | 低線膨張急冷凝固アルミニウム合金およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0762480A JPH0762480A (ja) | 1995-03-07 |
| JP2781131B2 true JP2781131B2 (ja) | 1998-07-30 |
Family
ID=17014444
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5237374A Expired - Lifetime JP2781131B2 (ja) | 1993-08-30 | 1993-08-30 | 低線膨張急冷凝固アルミニウム合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2781131B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP6417133B2 (ja) * | 2014-07-04 | 2018-10-31 | 昭和電工株式会社 | 連続鋳造用アルミニウム合金及び連続鋳造材の製造方法 |
| WO2019245720A1 (en) * | 2018-06-20 | 2019-12-26 | Arconic Inc. | Aluminum alloys having iron, silicon, and manganese and methods for making the same |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63266005A (ja) * | 1987-11-10 | 1988-11-02 | Showa Denko Kk | 耐熱耐摩耗性高力アルミニウム合金粉末 |
| JPH01156447A (ja) * | 1987-12-11 | 1989-06-20 | Furukawa Alum Co Ltd | 耐熱耐摩耗性アルミニウム合金粉末成形体およびその製造方法 |
-
1993
- 1993-08-30 JP JP5237374A patent/JP2781131B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0762480A (ja) | 1995-03-07 |
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