JP3334257B2 - 鋳物用亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金及び製造方法 - Google Patents
鋳物用亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金及び製造方法Info
- Publication number
- JP3334257B2 JP3334257B2 JP16138093A JP16138093A JP3334257B2 JP 3334257 B2 JP3334257 B2 JP 3334257B2 JP 16138093 A JP16138093 A JP 16138093A JP 16138093 A JP16138093 A JP 16138093A JP 3334257 B2 JP3334257 B2 JP 3334257B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- eutectic
- weight
- hypoeutectic
- content
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、安定した耐摩耗性を呈
する亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金及びその製造方法に関する。
する亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ａｌ−Ｓｉ系状態図における共晶点１
２．６重量％よりも少ない含有量でＳｉを含む亜共晶Ａ
ｌ−Ｓｉ合金は、共晶Ｓｉが大きく成長した組織になっ
ていると加工性や切削性が劣る傾向を示す。加工性，切
削性等の低下は、共晶ＳｉとＡｌマトリックスとの間に
ある物性の相違に起因し、成長した共晶Ｓｉのサイズが
大きいほど顕著に現れる。共晶Ｓｉの改良は、Ｎａ，Ｓ
ｒ，Ｓｂ等の改良元素を添加することによって行われて
いる。共晶Ｓｉの改良メカニズムは明瞭ではないが、こ
れら改良元素の添加により共晶Ｓｉに多数の双晶が形成
され、共晶の成長方向に枝分れが発生し、微細な組織に
なるものと推察される。その結果、加工性や切削性が改
善される。改良処理により共晶Ｓｉを微細化するとき、
加工性，切削性等は向上するものの、耐摩耗性が低下す
る傾向がある。ピストン等の機械部品や自動車部品とし
ての用途では、伸び，靭性等の要求特性はそれほどでも
なく、より高い耐摩耗性が要求される場合がある。この
点、従来の改良処理で共晶Ｓｉを微細化した亜共晶Ａｌ
−Ｓｉ合金は、高い耐摩耗性が要求されるこの種の用途
には適さない。
２．６重量％よりも少ない含有量でＳｉを含む亜共晶Ａ
ｌ−Ｓｉ合金は、共晶Ｓｉが大きく成長した組織になっ
ていると加工性や切削性が劣る傾向を示す。加工性，切
削性等の低下は、共晶ＳｉとＡｌマトリックスとの間に
ある物性の相違に起因し、成長した共晶Ｓｉのサイズが
大きいほど顕著に現れる。共晶Ｓｉの改良は、Ｎａ，Ｓ
ｒ，Ｓｂ等の改良元素を添加することによって行われて
いる。共晶Ｓｉの改良メカニズムは明瞭ではないが、こ
れら改良元素の添加により共晶Ｓｉに多数の双晶が形成
され、共晶の成長方向に枝分れが発生し、微細な組織に
なるものと推察される。その結果、加工性や切削性が改
善される。改良処理により共晶Ｓｉを微細化するとき、
加工性，切削性等は向上するものの、耐摩耗性が低下す
る傾向がある。ピストン等の機械部品や自動車部品とし
ての用途では、伸び，靭性等の要求特性はそれほどでも
なく、より高い耐摩耗性が要求される場合がある。この
点、従来の改良処理で共晶Ｓｉを微細化した亜共晶Ａｌ
−Ｓｉ合金は、高い耐摩耗性が要求されるこの種の用途
には適さない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】改良処理を施さずに、
すなわちＮａ，Ｓｒ，Ｓｂ等の改良元素を添加すること
なく鋳造した亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金では、共晶Ｓｉが改
良されておらず、一般的に高い耐摩耗性が得られる。し
かし、亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金に混入している不純物の影
響が避けられず、鋳塊に晶出する共晶Ｓｉのサイズが不
安定になっている。本発明者等の研究によるとき、不純
物の中でもＣａ及びＰが共晶Ｓｉのサイズに大きな影響
を与えることが判った。Ｃａは共晶Ｓｉを改良する作用
を呈し、Ｐは逆にＣａの作用を抑制する傾向を示す。Ｃ
ａ及びＰは、Ａｌ−Ｓｉ合金を溶製する際に使用される
金属Ｓｉやリターン材から、それぞれ１０〜３０ｐｐｍ
及び１０〜２００ｐｐｍの範囲で亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金
溶湯に混入する。
すなわちＮａ，Ｓｒ，Ｓｂ等の改良元素を添加すること
なく鋳造した亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金では、共晶Ｓｉが改
良されておらず、一般的に高い耐摩耗性が得られる。し
かし、亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金に混入している不純物の影
響が避けられず、鋳塊に晶出する共晶Ｓｉのサイズが不
安定になっている。本発明者等の研究によるとき、不純
物の中でもＣａ及びＰが共晶Ｓｉのサイズに大きな影響
を与えることが判った。Ｃａは共晶Ｓｉを改良する作用
を呈し、Ｐは逆にＣａの作用を抑制する傾向を示す。Ｃ
ａ及びＰは、Ａｌ−Ｓｉ合金を溶製する際に使用される
金属Ｓｉやリターン材から、それぞれ１０〜３０ｐｐｍ
及び１０〜２００ｐｐｍの範囲で亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金
溶湯に混入する。
【０００４】Ｃａ及びＰの混入量は、使用する原料，設
備，操業条件等によって異なり、一定したものではな
い。そのため、Ｃａ及びＰの影響が個々のヒートごとに
相違する。すなわち、ある場合には共晶Ｓｉを改良する
Ｃａの作用が強く現れ、別の場合にはＰの作用が強く現
れ共晶Ｓｉが比較的大きなサイズに成長した組織とな
る。この共晶Ｓｉの状態如何に応じて耐摩耗性が変動
し、安定したレベルの耐摩耗性をもつ亜共晶Ａｌ−Ｓｉ
合金が得られない。本発明は、このような問題を解消す
べく案出されたものであり、Ｐ及びＣａを量的にコント
ロールすることにより、一定した耐摩耗性を示す亜共晶
Ａｌ−Ｓｉ合金を提供することを目的とする。
備，操業条件等によって異なり、一定したものではな
い。そのため、Ｃａ及びＰの影響が個々のヒートごとに
相違する。すなわち、ある場合には共晶Ｓｉを改良する
Ｃａの作用が強く現れ、別の場合にはＰの作用が強く現
れ共晶Ｓｉが比較的大きなサイズに成長した組織とな
る。この共晶Ｓｉの状態如何に応じて耐摩耗性が変動
し、安定したレベルの耐摩耗性をもつ亜共晶Ａｌ−Ｓｉ
合金が得られない。本発明は、このような問題を解消す
べく案出されたものであり、Ｐ及びＣａを量的にコント
ロールすることにより、一定した耐摩耗性を示す亜共晶
Ａｌ−Ｓｉ合金を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の鋳物用亜共晶Ａ
ｌ−Ｓｉ合金は、その目的を達成するため、Ｓｉ：５重
量％以上１３重量％未満，Ｐ：１０〜５０ｐｐｍ及びＣ
ａ：１〜５０ｐｐｍを含み、Ｃａ／Ｐが重量比で０．０
２〜１．０の範囲に調整され、残部が実質的にＡｌであ
ることを特徴とする。この亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金は、Ｃ
ｕ：０．５〜５．０重量％及びＭｇ：０．３〜２．０重
量％を更に含むことができる。また、Ｍｎ：０．１〜
１．５重量％及び／又はＮｉ：０．１〜１．５重量％を
含ませても良い。本発明に従った亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金
は、共晶Ｓｉが平均長さ３０μｍ以上に成長し、Ａｌの
α相からなるデンドライトアームスペーシングが３０μ
ｍ以上に抑制されたミクロ組織をもつ。本発明の亜共晶
Ａｌ−Ｓｉ合金は、５重量％以上１３重量％未満のＳｉ
を含有するアルミニウム合金溶湯に含まれているＣａ及
びＰを分析し、Ｃａ／Ｐの重量比が０．０２〜１．０の
条件下でＰ：１０〜５０ｐｐｍ及びＣａ：１〜５０ｐｐ
ｍ以下になるように合金溶湯中のＣａ量及びＰ量を制御
した状態で鋳造される。
ｌ−Ｓｉ合金は、その目的を達成するため、Ｓｉ：５重
量％以上１３重量％未満，Ｐ：１０〜５０ｐｐｍ及びＣ
ａ：１〜５０ｐｐｍを含み、Ｃａ／Ｐが重量比で０．０
２〜１．０の範囲に調整され、残部が実質的にＡｌであ
ることを特徴とする。この亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金は、Ｃ
ｕ：０．５〜５．０重量％及びＭｇ：０．３〜２．０重
量％を更に含むことができる。また、Ｍｎ：０．１〜
１．５重量％及び／又はＮｉ：０．１〜１．５重量％を
含ませても良い。本発明に従った亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金
は、共晶Ｓｉが平均長さ３０μｍ以上に成長し、Ａｌの
α相からなるデンドライトアームスペーシングが３０μ
ｍ以上に抑制されたミクロ組織をもつ。本発明の亜共晶
Ａｌ−Ｓｉ合金は、５重量％以上１３重量％未満のＳｉ
を含有するアルミニウム合金溶湯に含まれているＣａ及
びＰを分析し、Ｃａ／Ｐの重量比が０．０２〜１．０の
条件下でＰ：１０〜５０ｐｐｍ及びＣａ：１〜５０ｐｐ
ｍ以下になるように合金溶湯中のＣａ量及びＰ量を制御
した状態で鋳造される。
【０００６】
【作用】Ｃａは、共晶Ｓｉを微細化する作用を呈する
が、合金溶湯に含まれる量が変動し易いため微細化効果
も不規則になる。Ｃａによる影響を排除するには、Ｃａ
含有量を極端に低下させた合金溶湯を調製することが要
求される。しかし、過度にＣａ含有量を低下させること
は、合金溶湯の調製を複雑且つ困難にすることから実用
的な解決策とはいえない。本発明においては、Ｃａの微
細化作用がＰによって抑制されることに着目し、Ｃａ含
有量を過度に低下させる必要なく、Ｃａ含有量との関係
でＰ含有量を規制している。これにより、共晶Ｓｉが不
規則に微細化することなく、一定した耐摩耗性をもつ亜
共晶Ａｌ−Ｓｉ合金が得られる。以下、本発明で規定し
た各合金元素の含有量等について説明する。
が、合金溶湯に含まれる量が変動し易いため微細化効果
も不規則になる。Ｃａによる影響を排除するには、Ｃａ
含有量を極端に低下させた合金溶湯を調製することが要
求される。しかし、過度にＣａ含有量を低下させること
は、合金溶湯の調製を複雑且つ困難にすることから実用
的な解決策とはいえない。本発明においては、Ｃａの微
細化作用がＰによって抑制されることに着目し、Ｃａ含
有量を過度に低下させる必要なく、Ｃａ含有量との関係
でＰ含有量を規制している。これにより、共晶Ｓｉが不
規則に微細化することなく、一定した耐摩耗性をもつ亜
共晶Ａｌ−Ｓｉ合金が得られる。以下、本発明で規定し
た各合金元素の含有量等について説明する。
【０００７】Ｓｉ含有量：５重量％以上１３重量％未満 亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金に機械加工性や強度，伸び，耐摩
耗性等の機械的性質を付与するために必要な合金元素で
あり、これらの特性を満足させる上で５重量％以上１３
重量％未満の範囲に定められる。Ｓｉ含有量が１３重量
％以上になると、硬質の初晶Ｓｉが晶出し、耐摩耗性が
上昇するものの、機械加工性や強度，伸び等の機械的性
質が著しく低下する。逆に、５重量％未満のＳｉ含有量
では、共晶Ｓｉの晶出量が不足する。そのため、共晶Ｓ
ｉの平均サイズが長さ３０μｍ以上であっても、目標と
する耐摩耗性が得られない。Ｃａ含有量：１〜５０ｐｐｍ Ｃａは、共晶Ｓｉを微細化する作用を呈し、且つ活性度
の高い元素であることから合金溶湯のＣａ含有量が変動
し易い。この点、Ｃａの影響を抑制する上で、Ｃａ含有
量は低い方が好ましい。しかし、過度にＣａ含有量を低
減することは、所定の組成をもつ合金溶湯を調製する操
業条件を複雑化し、製造コストの上昇を招く。本発明者
等の研究により、Ｐ共存化においてＣａ含有量の上限を
５０ｐｐｍに設定するとき、共晶Ｓｉの微細化に及ぼす
Ｃａの影響を抑制できることが見出された。Ｃａ含有量
が５０ｐｐｍを超えると、Ｐ共存下においてもＣａの作
用が発現され、共晶Ｓｉの微細化が促進する。また、多
量のＣａ含有は、ヒケを不安定にするため、溶製，鋳造
等の操業を困難にする。
耗性等の機械的性質を付与するために必要な合金元素で
あり、これらの特性を満足させる上で５重量％以上１３
重量％未満の範囲に定められる。Ｓｉ含有量が１３重量
％以上になると、硬質の初晶Ｓｉが晶出し、耐摩耗性が
上昇するものの、機械加工性や強度，伸び等の機械的性
質が著しく低下する。逆に、５重量％未満のＳｉ含有量
では、共晶Ｓｉの晶出量が不足する。そのため、共晶Ｓ
ｉの平均サイズが長さ３０μｍ以上であっても、目標と
する耐摩耗性が得られない。Ｃａ含有量：１〜５０ｐｐｍ Ｃａは、共晶Ｓｉを微細化する作用を呈し、且つ活性度
の高い元素であることから合金溶湯のＣａ含有量が変動
し易い。この点、Ｃａの影響を抑制する上で、Ｃａ含有
量は低い方が好ましい。しかし、過度にＣａ含有量を低
減することは、所定の組成をもつ合金溶湯を調製する操
業条件を複雑化し、製造コストの上昇を招く。本発明者
等の研究により、Ｐ共存化においてＣａ含有量の上限を
５０ｐｐｍに設定するとき、共晶Ｓｉの微細化に及ぼす
Ｃａの影響を抑制できることが見出された。Ｃａ含有量
が５０ｐｐｍを超えると、Ｐ共存下においてもＣａの作
用が発現され、共晶Ｓｉの微細化が促進する。また、多
量のＣａ含有は、ヒケを不安定にするため、溶製，鋳造
等の操業を困難にする。
【０００８】Ｐ含有量：１０〜５０ｐｐｍ Ｐは、比較的安定した状態で合金溶湯に含まれる元素で
あり、Ｃａの影響を抑制する。しかし、５０ｐｐｍを超
えるＰ含有量では、ヒケが不安定になり、操業が困難に
なる。そこで、本発明においては、５０ｐｐｍ以下のＰ
を含ませることによって、共晶ＳｉがＣａにより微細化
することを防止した。Ｃａ／Ｐ重量比：０．０２〜１．０ Ｐ含有量は、その添加目的からＣａ含有量との関係で定
められる。ヒケ発生を防止する上では、Ｃａ及びＰ共に
少ない方が好ましい。共晶Ｓｉの微細化を防止する観点
からは、Ｃａ含有量に比較してＰ含有量が多いことが要
求される。このことから、Ｐ：１０〜５０ｐｐｍ及びＣ
ａ：１〜５０ｐｐｍの条件下で、Ｃａ／Ｐ重量比が０．
０２〜１．０であることが要求される。Ｃａ／Ｐ重量比
が１．０を超えると、ＰよりもＣａの作用が強く現れ、
共晶Ｓｉの改良によって耐摩耗性が低下する。
あり、Ｃａの影響を抑制する。しかし、５０ｐｐｍを超
えるＰ含有量では、ヒケが不安定になり、操業が困難に
なる。そこで、本発明においては、５０ｐｐｍ以下のＰ
を含ませることによって、共晶ＳｉがＣａにより微細化
することを防止した。Ｃａ／Ｐ重量比：０．０２〜１．０ Ｐ含有量は、その添加目的からＣａ含有量との関係で定
められる。ヒケ発生を防止する上では、Ｃａ及びＰ共に
少ない方が好ましい。共晶Ｓｉの微細化を防止する観点
からは、Ｃａ含有量に比較してＰ含有量が多いことが要
求される。このことから、Ｐ：１０〜５０ｐｐｍ及びＣ
ａ：１〜５０ｐｐｍの条件下で、Ｃａ／Ｐ重量比が０．
０２〜１．０であることが要求される。Ｃａ／Ｐ重量比
が１．０を超えると、ＰよりもＣａの作用が強く現れ、
共晶Ｓｉの改良によって耐摩耗性が低下する。
【０００９】Ｃａは、溶解，高温保持，脱ガス処理等の
工程で損耗し、鋳塊中の含有量を正確にコントロールす
ることが難しい。特に、連続鋳造のように大量のメタル
を取り扱う場合、目標とするＣａ含有量が得られず、不
良となる確率が高くなる。そこで、合金溶湯中のＣａ量
に応じてＰ含有量を調整することにより、Ｃａ／Ｐ重量
比≦１．０を維持する。溶湯中のＣａを減耗させる手段
としては、溶湯を７００℃以上の高温に時間をかけて保
持することや、塩素ガスの吹込み，塩素系フラックスの
添加等が採用される。そして、合金溶湯のＰ及びＣａ含
有量を定期的に分析し、Ｃａ含有量が低下した時点でＣ
ａ／Ｐ重量比≦１．０を満足させるように必要最小限の
Ｐを添加することが好ましい。また、Ｃａ量が５０ｐｐ
ｍ以下でＣａ／Ｐ重量比が１．０を超えるとき、Ａｌ−
２０％Ｃｕ−１％Ｐ母合金等でＰを添加する。
工程で損耗し、鋳塊中の含有量を正確にコントロールす
ることが難しい。特に、連続鋳造のように大量のメタル
を取り扱う場合、目標とするＣａ含有量が得られず、不
良となる確率が高くなる。そこで、合金溶湯中のＣａ量
に応じてＰ含有量を調整することにより、Ｃａ／Ｐ重量
比≦１．０を維持する。溶湯中のＣａを減耗させる手段
としては、溶湯を７００℃以上の高温に時間をかけて保
持することや、塩素ガスの吹込み，塩素系フラックスの
添加等が採用される。そして、合金溶湯のＰ及びＣａ含
有量を定期的に分析し、Ｃａ含有量が低下した時点でＣ
ａ／Ｐ重量比≦１．０を満足させるように必要最小限の
Ｐを添加することが好ましい。また、Ｃａ量が５０ｐｐ
ｍ以下でＣａ／Ｐ重量比が１．０を超えるとき、Ａｌ−
２０％Ｃｕ−１％Ｐ母合金等でＰを添加する。
【００１０】Ｃｕ含有量：０．５〜５．０重量％ 亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の強度を向上させるため、Ｍｇと
共に必要に応じて添加される合金元素である。Ｃｕ添加
による効果は、０．５重量％以上で顕著になる。しか
し、５．０重量％を超えて多量のＣｕを添加しても、増
量に見合った強度の改善がみられない。Ｍｇ含有量：０．３〜２．０重量％ Ｃｕと複合添加することにより、亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金
の強度を向上させる。Ｍｇ添加による効果は、０．３重
量％以上で顕著になる。しかし、２．０重量％を超えて
多量のＭｇを添加しても、増量に見合った強度の改善が
みられない。Ｍｎ含有量：０．１〜１．５重量％ 耐熱性の改善に有効で、必要に応じて添加される合金元
素である。Ｍｎは、０．１重量％以上の添加で効果を発
揮する。しかし、１．５重量％を超える多量のＭｎを添
加しても、増量に見合った耐熱性の改善がみられない。
共に必要に応じて添加される合金元素である。Ｃｕ添加
による効果は、０．５重量％以上で顕著になる。しか
し、５．０重量％を超えて多量のＣｕを添加しても、増
量に見合った強度の改善がみられない。Ｍｇ含有量：０．３〜２．０重量％ Ｃｕと複合添加することにより、亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金
の強度を向上させる。Ｍｇ添加による効果は、０．３重
量％以上で顕著になる。しかし、２．０重量％を超えて
多量のＭｇを添加しても、増量に見合った強度の改善が
みられない。Ｍｎ含有量：０．１〜１．５重量％ 耐熱性の改善に有効で、必要に応じて添加される合金元
素である。Ｍｎは、０．１重量％以上の添加で効果を発
揮する。しかし、１．５重量％を超える多量のＭｎを添
加しても、増量に見合った耐熱性の改善がみられない。
【００１１】Ｎｉ含有量：０．１〜１．５重量％ 耐熱性の改善に有効で、必要に応じて添加される合金元
素である。Ｎｉは、０．１重量％以上の添加で効果を発
揮する。しかし、１．５重量％を超える多量のＮｉを添
加しても、増量に見合った耐熱性の改善がみられない。共晶Ｓｉの平均長さ：３０μｍ以上 亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の耐摩耗性は、共晶Ｓｉのサイズ
に大きく依存する。本発明者等は、要求される耐摩耗性
を得る上で、平均長さ３０μｍ以上の大きさに共晶Ｓｉ
を成長させる必要があることを多数の実験から解明し
た。また、Ｃａ：１〜５０ｐｐｍ及びＰ：１０〜５０ｐ
ｐｍでＣａ／Ｐ重量比≦１．０を満足させるとき、共晶
Ｓｉの微細化が行われず、平均長さ３０μｍ以上の共晶
Ｓｉが安定して晶出することを見い出した。
素である。Ｎｉは、０．１重量％以上の添加で効果を発
揮する。しかし、１．５重量％を超える多量のＮｉを添
加しても、増量に見合った耐熱性の改善がみられない。共晶Ｓｉの平均長さ：３０μｍ以上 亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の耐摩耗性は、共晶Ｓｉのサイズ
に大きく依存する。本発明者等は、要求される耐摩耗性
を得る上で、平均長さ３０μｍ以上の大きさに共晶Ｓｉ
を成長させる必要があることを多数の実験から解明し
た。また、Ｃａ：１〜５０ｐｐｍ及びＰ：１０〜５０ｐ
ｐｍでＣａ／Ｐ重量比≦１．０を満足させるとき、共晶
Ｓｉの微細化が行われず、平均長さ３０μｍ以上の共晶
Ｓｉが安定して晶出することを見い出した。
【００１２】デンドライトアームスペーシング：３０μ
ｍ以上 合金溶湯を鋳造する際、溶湯の冷却速度によって共晶Ｓ
ｉのサイズが影響される。一般的にいって、冷却速度が
大きいほど共晶Ｓｉが細かくなり、耐摩耗性が低下す
る。本発明で規定した要件を満足する組成では、冷却速
度を５℃／秒以下に設定すると共晶Ｓｉが粗くなり、耐
摩耗性が上昇する。デンドライトの成長は、冷却速度，
凝固核（異種核）の分布状態等によって変わる。通常、
先ず一次デンドライト（主軸）が長く発達し、その主軸
につながった二次デンドライトが成長する。一次及び二
次デンドライトの隙間は、第２相の共晶Ｓｉで埋められ
る。本発明に従った亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金では、共晶Ｓ
ｉの大半が１０μｍ以下の粒径となった鋳造組織が得ら
れる。また、＜１１２＞方向にしか成長しないＳｉは、
Ｎａ，Ｓｒ，Ｓｂ，Ｃａ等が存在するとき双晶を形成
し、成長方向に乱れが生じるため微細化される。他方、
ＮａやＣａ等の影響は、Ｐによって抑制される。
ｍ以上 合金溶湯を鋳造する際、溶湯の冷却速度によって共晶Ｓ
ｉのサイズが影響される。一般的にいって、冷却速度が
大きいほど共晶Ｓｉが細かくなり、耐摩耗性が低下す
る。本発明で規定した要件を満足する組成では、冷却速
度を５℃／秒以下に設定すると共晶Ｓｉが粗くなり、耐
摩耗性が上昇する。デンドライトの成長は、冷却速度，
凝固核（異種核）の分布状態等によって変わる。通常、
先ず一次デンドライト（主軸）が長く発達し、その主軸
につながった二次デンドライトが成長する。一次及び二
次デンドライトの隙間は、第２相の共晶Ｓｉで埋められ
る。本発明に従った亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金では、共晶Ｓ
ｉの大半が１０μｍ以下の粒径となった鋳造組織が得ら
れる。また、＜１１２＞方向にしか成長しないＳｉは、
Ｎａ，Ｓｒ，Ｓｂ，Ｃａ等が存在するとき双晶を形成
し、成長方向に乱れが生じるため微細化される。他方、
ＮａやＣａ等の影響は、Ｐによって抑制される。
【００１３】冷却速度が早いと、デンドライトの二次枝
の間隔が狭くなり、共晶Ｓｉも微細になる。その結果、
図５に示すように一次枝（主軸）から直角方向に二次枝
が明瞭に成長したデンドライトアームとなる。このよう
なミクロ組織は、デンドライトアームスペーシングが３
０μｍ未満で且つ共晶Ｓｉの平均長さが３０μｍ未満と
なることから好ましい状態ではない。この状態でＣａ／
Ｐ比が１．０を超えると、共晶Ｓｉが改良される方向に
働き、好ましくない。したがって、耐摩耗性を向上させ
る上で、改良元素無添加の条件で冷却速度を５℃／秒以
下と低くする。改良元素が不純物として存在する場合に
は、改良元素を除去する処理，或いは改良元素の作用・
効果を消失させる元素の添加等が採用される。たとえ
ば、Ｃａの作用・効果は、Ｐ添加によって打ち消され
る。
の間隔が狭くなり、共晶Ｓｉも微細になる。その結果、
図５に示すように一次枝（主軸）から直角方向に二次枝
が明瞭に成長したデンドライトアームとなる。このよう
なミクロ組織は、デンドライトアームスペーシングが３
０μｍ未満で且つ共晶Ｓｉの平均長さが３０μｍ未満と
なることから好ましい状態ではない。この状態でＣａ／
Ｐ比が１．０を超えると、共晶Ｓｉが改良される方向に
働き、好ましくない。したがって、耐摩耗性を向上させ
る上で、改良元素無添加の条件で冷却速度を５℃／秒以
下と低くする。改良元素が不純物として存在する場合に
は、改良元素を除去する処理，或いは改良元素の作用・
効果を消失させる元素の添加等が採用される。たとえ
ば、Ｃａの作用・効果は、Ｐ添加によって打ち消され
る。
【００１４】
実施例１：表１に示した組成をもつＡｌ−Ｓｉ合金をそ
れぞれ８ｋｇ溶解し、鋳造温度７２０℃で金型鋳造し
た。なお、Ｐ及びＣａは、それぞれＡｌ−２％Ｃｕ−１
％Ｐ母合金及びＡｌ−５％Ｃａ母合金として添加した。
このときの溶湯冷却速度は、約１℃／秒であった。図１
は、各Ａｌ−Ｓｉ合金のＣａ含有量及びＰ含有量をプロ
ットしたグラフである。得られた鋳塊の鋳造組織を観察
した。図３は、試験番号１の鋳塊で、共晶Ｓｉが平均長
さ３０μｍ以上に成長していることが判る。図４は、試
験番号２の鋳造組織を示し、この場合にも共晶Ｓｉが平
均長さ３０μｍ以上に成長している。図５は、Ｃａ／Ｐ
重量比が１．０を超える試験番号６の鋳造組織であり、
大きく成長した一次デンドライトが観察された。
れぞれ８ｋｇ溶解し、鋳造温度７２０℃で金型鋳造し
た。なお、Ｐ及びＣａは、それぞれＡｌ−２％Ｃｕ−１
％Ｐ母合金及びＡｌ−５％Ｃａ母合金として添加した。
このときの溶湯冷却速度は、約１℃／秒であった。図１
は、各Ａｌ−Ｓｉ合金のＣａ含有量及びＰ含有量をプロ
ットしたグラフである。得られた鋳塊の鋳造組織を観察
した。図３は、試験番号１の鋳塊で、共晶Ｓｉが平均長
さ３０μｍ以上に成長していることが判る。図４は、試
験番号２の鋳造組織を示し、この場合にも共晶Ｓｉが平
均長さ３０μｍ以上に成長している。図５は、Ｃａ／Ｐ
重量比が１．０を超える試験番号６の鋳造組織であり、
大きく成長した一次デンドライトが観察された。
【００１５】各試験片の鋳造組織から共晶Ｓｉの平均長
さを求めた。測定結果を示す表１から、Ｓｉ：５〜１３
重量％，Ｐ：１０〜５０ｐｐｍ及びＣａ：１〜５０ｐｐ
ｍでＣａ／Ｐ重量比≦１．０の条件を満足するとき、共
晶Ｓｉの平均長さが３０μｍ以上になっていることが判
る。これに対し、Ｃａ／Ｐ重量比が１．０を超える試験
番号６及び７では、共晶Ｓｉの平均長さがそれぞれ１０
μｍ未満及び２０μｍと小さく、Ｃａによる微細化効果
が出現している。また、Ｓｉ含有量が本発明で規定した
範囲を外れる試験番号４では、共晶Ｓｉの平均長さが４
５μｍであるものの、Ｓｉ量が不足していることから十
分な耐摩耗性を呈さない。
さを求めた。測定結果を示す表１から、Ｓｉ：５〜１３
重量％，Ｐ：１０〜５０ｐｐｍ及びＣａ：１〜５０ｐｐ
ｍでＣａ／Ｐ重量比≦１．０の条件を満足するとき、共
晶Ｓｉの平均長さが３０μｍ以上になっていることが判
る。これに対し、Ｃａ／Ｐ重量比が１．０を超える試験
番号６及び７では、共晶Ｓｉの平均長さがそれぞれ１０
μｍ未満及び２０μｍと小さく、Ｃａによる微細化効果
が出現している。また、Ｓｉ含有量が本発明で規定した
範囲を外れる試験番号４では、共晶Ｓｉの平均長さが４
５μｍであるものの、Ｓｉ量が不足していることから十
分な耐摩耗性を呈さない。
【００１６】
【表１】
【００１７】Ｓｉ９重量％を含みＰ含有量及びＣａ含有
量を種々変化させた試料番号１，５〜８の各鋳塊を面削
し、中央に直径５ｍｍの孔が形成された長さ３０ｍｍ，
幅３０ｍｍ及び厚さ５ｍｍの試験片を切り出した。試験
片を、フリクション型摩耗試験機を使用した摩耗試験に
供した。相手材として鋳鉄ＦＣＭＰ７０を使用し、荷重
５０ｋｇ／ｃｍ2 ，摺動速度０．２３ｍ／秒，摺動距離
３ｋｍ及び潤滑油使用の条件下で摩耗試験を実施した。
摩耗試験後に試験片の摩耗量を測定した。測定結果は、
共晶Ｓｉの平均長さとの間に図２に示す関係をもってい
た。摩耗量が１０ｍｇ以下のものは、耐摩耗性が良好な
材料であるといえる。この摩耗量１０ｍｇ以下は、図２
の関係から共晶Ｓｉの平均長さが３０μｍ以上のときに
得られている。
量を種々変化させた試料番号１，５〜８の各鋳塊を面削
し、中央に直径５ｍｍの孔が形成された長さ３０ｍｍ，
幅３０ｍｍ及び厚さ５ｍｍの試験片を切り出した。試験
片を、フリクション型摩耗試験機を使用した摩耗試験に
供した。相手材として鋳鉄ＦＣＭＰ７０を使用し、荷重
５０ｋｇ／ｃｍ2 ，摺動速度０．２３ｍ／秒，摺動距離
３ｋｍ及び潤滑油使用の条件下で摩耗試験を実施した。
摩耗試験後に試験片の摩耗量を測定した。測定結果は、
共晶Ｓｉの平均長さとの間に図２に示す関係をもってい
た。摩耗量が１０ｍｇ以下のものは、耐摩耗性が良好な
材料であるといえる。この摩耗量１０ｍｇ以下は、図２
の関係から共晶Ｓｉの平均長さが３０μｍ以上のときに
得られている。
【００１８】実施例２：表２に示した組成をもつ各種Ａ
ｌ−Ｓｉ合金溶湯を溶製し、実施例１と同様な条件下で
鋳造した。得られた鋳塊の組織を観察したところ、何れ
の組成においても平均長さ８０μｍの共晶Ｓｉが成長し
ていた。図６に、試験番号１５のミクロ組織を示す。こ
のことから、Ｃｕ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｎｉ等の合金元素は、
共晶Ｓｉの成長に悪影響を与えず、初期の性質改善作用
を呈することが判る。したがって、添加する合金元素の
種類に応じて機械的強度や耐熱性が改善され、且つ耐摩
耗性に優れた材料が得られた。
ｌ−Ｓｉ合金溶湯を溶製し、実施例１と同様な条件下で
鋳造した。得られた鋳塊の組織を観察したところ、何れ
の組成においても平均長さ８０μｍの共晶Ｓｉが成長し
ていた。図６に、試験番号１５のミクロ組織を示す。こ
のことから、Ｃｕ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｎｉ等の合金元素は、
共晶Ｓｉの成長に悪影響を与えず、初期の性質改善作用
を呈することが判る。したがって、添加する合金元素の
種類に応じて機械的強度や耐熱性が改善され、且つ耐摩
耗性に優れた材料が得られた。
【００１９】
【表２】
【００２０】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明の亜共晶
Ａｌ−Ｓｉ合金においては、Ｃａ含有量，Ｐ含有量及び
Ｃａ／Ｐ重量比をコントロールすることにより共晶Ｓｉ
の微細化を抑制し、平均長さ３０μｍ以上の共晶Ｓｉを
安定的に成長させている。これにより、微細化処理を施
さない亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の耐摩耗性を安定して高め
ることができ、ヒートごとのバラツキが解消される。そ
の結果、品質信頼性の高い亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金が提供
される。
Ａｌ−Ｓｉ合金においては、Ｃａ含有量，Ｐ含有量及び
Ｃａ／Ｐ重量比をコントロールすることにより共晶Ｓｉ
の微細化を抑制し、平均長さ３０μｍ以上の共晶Ｓｉを
安定的に成長させている。これにより、微細化処理を施
さない亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の耐摩耗性を安定して高め
ることができ、ヒートごとのバラツキが解消される。そ
の結果、品質信頼性の高い亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金が提供
される。
【図１】 本発明の実施例１で使用したＡｌ−Ｓｉ合金
におけるＣａ含有量，Ｐ含有量及びＣａ／Ｐ重量比の関
係を表したグラフ
におけるＣａ含有量，Ｐ含有量及びＣａ／Ｐ重量比の関
係を表したグラフ
【図２】 同実施例１におけるＡｌ−Ｓｉ合金の耐摩耗
性を、共晶Ｓｉの平均長さとの関係で表したグラフ
性を、共晶Ｓｉの平均長さとの関係で表したグラフ
【図３】 同実施例１における試験番号１の鋳造組織
【図４】 同実施例１における試験番号２の鋳造組織
【図５】 同実施例１における試験番号６の鋳造組織
【図６】 実施例２における試験番号１５の鋳造組織
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平１−294840（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−319646（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−72033（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−39339（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−9637（ＪＰ，Ａ) 特許2730423（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 21/00 - 21/18 B22D 21/04 C22C 1/02
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｓｉ：５重量％以上１３重量％未満，
Ｐ：１０〜５０ｐｐｍ及びＣａ：１〜５０ｐｐｍを含
み、Ｃａ／Ｐが重量比で０．０２〜１．０の範囲に調整
され、残部が実質的にＡｌであることを特徴とする鋳物
用亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金。 - 【請求項２】 更にＣｕ：０．５〜５．０重量％及びＭ
ｇ：０．３〜２．０重量％を含む請求項１記載の亜共晶
Ａｌ−Ｓｉ合金。 - 【請求項３】 更にＭｎ：０．１〜１．５重量％及び／
又はＮｉ：０．１〜１．５重量％を含む請求項１又は２
記載の亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金。 - 【請求項４】 共晶Ｓｉが平均長さ３０μｍ以上に成長
し、Ａｌのα相からなるデンドライトアームスペーシン
グが３０μｍ以上に抑制されたミクロ組織をもつ請求項
１〜３の何れかに記載の亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金。 - 【請求項５】 ５重量％以上１３重量％未満のＳｉを含
有するアルミニウム合金溶湯に含まれているＣａ及びＰ
を分析し、Ｃａ／Ｐの重量比が０．０２〜１．０の条件
下でＰ：１０〜５０ｐｐｍ及びＣａ：１〜５０ｐｐｍに
なるように合金溶湯中のＣａ量及びＰ量を制御した状態
で鋳造することを特徴とする亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16138093A JP3334257B2 (ja) | 1993-06-30 | 1993-06-30 | 鋳物用亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金及び製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16138093A JP3334257B2 (ja) | 1993-06-30 | 1993-06-30 | 鋳物用亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金及び製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0718361A JPH0718361A (ja) | 1995-01-20 |
| JP3334257B2 true JP3334257B2 (ja) | 2002-10-15 |
Family
ID=15733997
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16138093A Expired - Fee Related JP3334257B2 (ja) | 1993-06-30 | 1993-06-30 | 鋳物用亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金及び製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3334257B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20080041499A1 (en) * | 2006-08-16 | 2008-02-21 | Alotech Ltd. Llc | Solidification microstructure of aggregate molded shaped castings |
-
1993
- 1993-06-30 JP JP16138093A patent/JP3334257B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0718361A (ja) | 1995-01-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US10543571B2 (en) | Cu-added Ni—Cr—Fe-based alloy brazing material | |
| JP5116976B2 (ja) | 半融合金鋳造用原料黄銅合金 | |
| JP3204572B2 (ja) | 耐熱マグネシウム合金 | |
| US5234514A (en) | Hypereutectic aluminum-silicon alloy having refined primary silicon and a modified eutectic | |
| MXPA00005392A (es) | Pieza fundida de culata de cilindros y bloque motor. | |
| EP0620287B1 (en) | Titanium aluminides and precision cast articles made therefrom | |
| US4808374A (en) | Method for producing aluminum alloy castings and the resulting product | |
| JPH0762200B2 (ja) | 鍛造用耐摩耗性アルミニウム合金鋳造棒及びその製造法 | |
| JP3479204B2 (ja) | 非熱処理用アルミニウム合金鋳物及びその製造法 | |
| JP3492681B2 (ja) | 改良された過共晶合金の製造方法およびこれを基本とする複合材料 | |
| JP3334257B2 (ja) | 鋳物用亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金及び製造方法 | |
| JPH09272940A (ja) | 伸び及び衝撃靭性に優れた亜共晶Ａｌ−Ｓｉダイカスト合金 | |
| JPH07145440A (ja) | アルミニウム合金鍛造素材 | |
| US5424031A (en) | Grain refining alloy and a method for grain refining of aluminum and aluminum alloys | |
| US20220145434A1 (en) | Kiniz alloy having homogeneous microstructure | |
| JP2730423B2 (ja) | 加工性に優れた過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金及び製造方法 | |
| JP3283550B2 (ja) | 初晶シリコンの最大結晶粒径が１０μｍ以下の過共晶アルミニウム−シリコン系合金粉末の製造方法 | |
| JP3375802B2 (ja) | 黄銅系摺動材料 | |
| JPH0434621B2 (ja) | ||
| JP3242493B2 (ja) | 耐熱性マグネシウム合金 | |
| JPH062057A (ja) | Ａｌ基複合材料 | |
| JPH06271966A (ja) | 鋳造用アルミニウム合金材 | |
| JP2004269937A (ja) | 切削性に優れた耐摩耗Ａｌ−Ｓｉ系合金及びその鋳造方法 | |
| JPH06330202A (ja) | 高強度・高靱性アルミニウム合金部材の製造方法および鋳造用アルミニウム合金 | |
| JPH0118980B2 (ja) |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080802 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090802 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090802 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100802 Year of fee payment: 8 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |