JP4148801B2

JP4148801B2 - 切削性に優れた耐摩耗Ａｌ−Ｓｉ系合金及びその鋳造方法

Info

Publication number: JP4148801B2
Application number: JP2003060236A
Authority: JP
Inventors: 良夫渡辺; 真一谷; 雅功常川
Original assignee: Sumitomo Light Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Light Metal Industries Ltd
Priority date: 2003-03-06
Filing date: 2003-03-06
Publication date: 2008-09-10
Anticipated expiration: 2023-03-06
Also published as: JP2004269937A

Description

【０００１】
【技術分野】
本発明は，切削性に優れた耐摩耗Ａｌ−Ｓｉ系合金に関するものであり，特にコンプレッサー用部品，エンジン用部品，ＶＴＲシリンダー等に適したＡｌ−Ｓｉ系合金及びその鋳造方法に関する。
【０００２】
【従来技術】
Ａｌ−Ｓｉ系合金では，Ｓｉ量が１２．６％のときの組成が共晶組成であり，この共晶組成のＡｌ−Ｓｉ系合金は，凝固時にＡｌとＳｉが同時に晶出し，Ａｌ基地中にＳｉが分散した組織となる。そのため，耐摩耗性に優れる。
このため，ＪＩＳ４０３２合金に代表される，共晶組成に近い１０〜１３％程度の量のＳｉを含むＡｌ−Ｓｉ系合金は，耐摩耗性が要求されるコンプレッサー用部品やエンジン用ピストン，ＶＴＲシリンダー等に広く使用されている。
【０００３】
これらの製品は，一般的に，鋳造材，押出し材，圧延材のまま，あるいはそれらを鍛造後，熱処理を施して強度を付与した素材を切削加工することで製造される。
Ｓｉ量が多いほど耐摩耗性は向上するが，逆に切削加工の際の工具摩耗が著しくなる。また，Ｓｉ量が多いほど切削加工による表面仕上げ性が低下する。
【０００４】
このような切削性は材料中のＳｉ粒子のサイズや量に関連する。Ｓｉ粒子は極めて硬いため，その径が大きく，量が多いほど工具摩耗を促進する。また，特に粗大なＳｉ粒が存在する場合には，これが切削時に脱落して脱落痕や引っかき傷を形成し，仕上げ面品質を低下させる。特に，鋳造時に粗大な初晶Ｓｉが晶出する過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金ではこのような仕上げ面品質の低下が顕著になる。
このため，Ｓｉ量を初晶Ｓｉ粒子が晶出しない亜共晶組成に制限すると共に，Ｓｉ以外の添加元素を調整することによってＳｉ粒子を微細化し，切削性を向上させた合金が提案されている（例えば，特許文献１，２参照）。
【０００５】
【特許文献１】
特開平７−１０９５３７号公報
【特許文献２】
特開平９−２７９３１９号公報
【０００６】
【解決しようとする課題】
上記のように，Ｓｉ量が少ない亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金とすれば切削性は向上する。また，共晶Ｓｉ粒子の改良元素Ｎａ，Ｓｒ，Ｓｂを添加すればＳｉ粒子が微細化され，さらに切削性は向上する。
しかしながら，共晶Ｓｉが微細化されても，その分布が不均一であると，Ｓｉの密集した部分と少ない部分で切削性に差が生じ，仕上げ面品質が不均一になる。特に，Ｓｉ量の少ない亜共晶組成では，鋳造時にＳｉ粒子を含まない初晶ＡｌとＳｉ粒子を多量に含む共晶がランダムに生成し，Ｓｉ粒分布の不均一化を促進する。このため，鋳造後に，熱処理や押出・鍛造加工等で組織の均一化を図ることが必要となるが，例えば，鋳造材を鍛造加工して製品を得る工程では，十分な加工度が確保できず上記の問題が解消できないことがある。
【０００７】
また，Ｓｉ量の少ない亜共晶組成のＡｌ−Ｓｉ系合金は，従来，耐摩耗が要求される用途に使用されてきたＪＩＳ４０３２に代表される共晶組成に近いＡｌ−Ｓｉ系合金と比較し，十分な耐摩耗性が得られない。このため，良好な耐摩耗性を維持したまま，従来よりも切削性を向上させたＡｌ−Ｓｉ系合金が望まれている。
【０００８】
本発明は，かかる従来の問題点に鑑みてなされたもので，十分な耐摩耗性が得られる共晶組成に近いＳｉ量を含み，かつ，切削性を向上させたＡｌ−Ｓｉ系合金及びその鋳造方法を提供しようとするものである。
【０００９】
【課題の解決手段】
第１の発明は，重量比において，Ｓｉ：９．５〜１４．５％を含有するＡｌ−Ｓｉ系合金であって，
Ｓｒ：４０〜４００ｐｐｍ，Ｐ：０超え９０ｐｐｍ以下を含み，かつ，Ｓｒ≧４０＋Ｐ×４（ｐｐｍ）の関係を満たすことを特徴とする切削性に優れた耐摩耗Ａｌ−Ｓｉ系合金にある。
【００１０】
本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金では，Ｓｉ量を，十分な耐摩耗性が得られ，且つ初晶Ａｌの晶出が少ない９．５〜１４．５％とした上で，Ｓｉ粒子の微細均一化を図り，優れた切削性を得るために合金中のＳｉ，ＳｒとＰの相互作用を制御している。
【００１１】
即ち，Ｓｉ量を９．５〜１４．５％とすることによって，Ｓｉ粒を含まない初晶Ａｌの晶出を制限し，Ｓｉ粒の分布を均一化する。また，Ｐに対するＳｒ量をＳｒ量≧４０＋４×Ｐ量とすることによって，共晶Ｓｉを微細化するだけでなく，過共晶組成で本来晶出する粗大な初晶Ｓｉの生成を抑制する。
【００１２】
そして，これにより，粗大なＳｉ系粒子を含まない微細均一なＳｉ粒分布が得られ，Ｔ６処理後にＪＩＳ４０３２と同等の耐摩耗性，強度を確保し，切削性を大幅に改善できる。ここで，Ｓｉ系粒子とは，Ｓｉ単体のみならず，Ａｌ−Ｓｉ−Ｓｒ，Ａｌ−Ｓｉ−Ｓｒ−Ｐ等，Ｓｉを主成分とする化合物粒子も含む。
このような効果は，鋳造材をそのまま切削加工して製品にする場合のみではなく，押出し材，圧延材をそのまま切削加工する場合や，それらを鍛造した素材を切削加工する場合にも得られる。
【００１３】
以下，さらに本発明での合金成分限定理由を説明する。
Ｓｉ：９．５〜１４．５％，
Ｓｉ量が９．５％未満では十分な耐摩耗性が得られないという問題がある。一方，Ｓｉ量が１４．５％を超えるとＳｒを添加しても初晶Ｓｉの晶出を抑制できない。また上記上限を超えると延性が低下する。
【００１４】
Ｓｒ：４０〜４００ｐｐｍ，Ｐ：９０ｐｐｍ以下，
Ｐは過共晶合金で晶出する初晶Ｓｉの核を形成し，初晶Ｓｉを微細化する作用を有する。しかしながら，発明者らの研究により，共晶組成以下の組成であっても合金中にＰが存在する場合には，初晶Ｓｉに類似した粗大なＳｉ粒が晶出することが判明した。粗大なＳｉが晶出すると，その周囲のＳｉ濃度が低下し，Ｓｉ粒の分布が不均一にもなる。
ここで，本発明では，Ｓｒを上記範囲で含有する。Ｓｒは従来，亜共晶から共晶組織において共晶Ｓｉを微細化することが知られているが，本発明者らの研究により，亜共晶から共晶組成で生成する粗大Ｓｉの晶出を抑制する効果を持つことが判明した。さらに，過共晶組成でＳｒを添加すると，初晶Ｓｉの晶出が制限され，微細な共晶組織が得られることをも見出したのである。
【００１５】
共晶組成前後のＳｉを含む合金では，ＰがＳｉ粒子の粗大化や不均一分布の原因となるが，ＳｒによってＰの有害性を防止できるとともに共晶Ｓｉ粒も微細化できる。このＳｒの作用効果を発揮するためには，その含有量を４０ｐｐｍ以上とする必要がある。一方，Ｓｒ含有量が４００ｐｐｍを超えると，Ｐ量に関わらず，Ａｌ−Ｓｉ−Ｓｒ系あるいはＡｌ−Ｓｉ−Ｓｒ−Ｐ系の粗大なＳｉ系粒子が晶出し，粗大Ｓｉと同様に切削後の面質を低下させる。従って，上記のごとく，Ｓｒは，４０〜４００ｐｐｍの範囲内で添加する必要がある。
【００１６】
また，Ｐ量は，その量が９０ｐｐｍを超えると，Ｐの存在による上記の不具合を抑制するために必要なＳｒ量が４００ｐｐｍを超えてしまい，上記Ｓｉ系粒子によるあらたな問題が生じてしまう。そのため，Ｐ量は，９０ｐｐｍ以下に制限することが必要である。なお，Ｐ量の下限値は０ｐｐｍでもよいが，実製造上のコスト等の問題から０ｐｐｍとすることは困難である。したがって，Ｐ量の範囲は，０＜Ｐ≦９０ｐｐｍとなる。
【００１７】
さらに，ＳｒとＰの含有量には，Ｓｒ量≧４０＋４×Ｐ量という関係を満たす必要があることが判明した。即ち，Ｐを含有することによる有害性を抑制するには，ＰをＳｒ₃Ｐ₂の化合物とすることによって可能となると考えられる。そのため，Ｐ：Ｓｒ＝１：４という割合となるＳｒ量以上のＳｒが必要である。また，Ｓｒ添加の効果を得るには，上記のごとく４０ｐｐｍ以上であることが必要である。従って，上記のごとく，Ｓｒ量≧４０＋４×Ｐ量という関係を満たすことが必要である。この関係を満たさない場合には，Ｓｒ添加による効果が十分に得られないという問題がある。
【００１８】
第２の発明は，重量比において，Ｓｉ：９．５〜１４．５％を含有するＡｌ−Ｓｉ系合金であって，
Ｓｒ：４０〜４００ｐｐｍ，Ｐ：０超え９０ｐｐｍ以下，Ｃｕ：０．４５〜３．０％，Ｍｇ：０．１５〜１．０％，Ｆｅ：０．８％以下を含み，残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり，かつ，Ｓｒ≧４０＋Ｐ×４（ｐｐｍ）の関係を満たすことを特徴とする切削性に優れた耐摩耗Ａｌ−Ｓｉ系合金にある（請求項１）。
【００１９】
本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金は，Ｓｉ，Ｓｒ，Ｐの含有量を上記第１の発明と同様に制限した上，更に，Ｃｕ：０．４５〜３．０％，Ｍｇ：０．１５〜１．０％，Ｆｅ：０．８％以下を含み，残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなる点を限定したものである。以下に，Ｃｕ，Ｍｇ，Ｆｅの含有範囲の限定理由について説明する。
【００２０】
Ｃｕ：０．４５〜３．０％，Ｍｇ：０．１５〜１．０％，
ＣｕとＭｇは熱処理の際に微細化合物として析出し，強度を向上させ，耐摩耗性を向上させる。ＣｕとＭｇの含有量が上記下限値未満では，十分な強度が確保できず，上記上限値を超えると延性が低下する。
【００２１】
Ｆｅ：０．８％以下，
Ｆｅ量が０．８％を超えるとＡｌ−ＦｅやＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の粗大な化合物を形成し，切削性や延性を低下させる。なお，Ｆｅ量の下限値は０％でもよいが，実製造上のコスト等の問題から０％とすることは困難である。したがって，Ｆｅ量の範囲は，０＜Ｆｅ≦０．８％となる。
【００２２】
第３の発明は，重量比において，Ｓｉ：９．５〜１４．５％を含有するＡｌ−Ｓｉ系合金であって，
Ｓｒ：４０〜４００ｐｐｍ，Ｐ：０超え９０ｐｐｍ以下，Ｃｕ：０．４５〜３．０％，Ｍｇ：０．１５〜１．０％，Ｆｅ：０．８％以下，Ｍｎ：０．０５〜０．５％を含み，残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり，かつ，Ｓｒ≧４０＋Ｐ×４（ｐｐｍ）の関係を満たすことを特徴とする切削性に優れた耐摩耗Ａｌ−Ｓｉ系合金にある（請求項２）。
【００２３】
本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金は，Ｓｉ，Ｓｒ，Ｐ，Ｃｕ，Ｍｇ，Ｆｅの含有量を上記第２の発明と同様に制限した上，更に，Ｍｎ：０．０５〜０．５％を含み，残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなる点を限定したものである。以下に，Ｍｎの含有範囲の限定理由について説明する。
【００２４】
Ｍｎ：０．０５〜０．５％，
Ｍｎは上記Ｆｅ系化合物を球状化し，Ｆｅ系化合物による延性の低下を防止する作用がある。上記下限値未満ではその効果がなく，上限を超えるとＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の粗大な化合物を形成し，延性を低下させる。
【００２５】
次に，上記第１〜第３の発明においては，上記Ａｌ−Ｓｉ系合金は，その鋳造材の状態での断面観察により観察されるＳｉを含有するＳｉ系粒子の円相当最大粒径が３０μｍ以下であることが好ましい（請求項３）。ここでいうＳｉ系粒子は，上記のごとく，Ｓｉ単体のみならず，Ａｌ−Ｓｉ−Ｓｒ，Ａｌ−Ｓｉ−Ｓｒ−Ｐ等，Ｓｉを主成分とする化合物粒子も含む。このＳｉ系粒子の円相当最大粒径が３０μｍを超える場合には，切削加工の際に粒子が脱落しやすくなり，表面品質を損なうおそれがある。
【００２６】
第４の発明は，上記第１〜第３の発明のＡｌ−Ｓｉ系合金を鋳造する方法であって，
上記Ａｌ−Ｓｉ系合金の溶湯が凝固開始してから凝固完了までの時間が３００秒以下であることを特徴とする切削性に優れた耐摩耗Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳造方法にある（請求項４）。
この鋳造方法によれば，上述した優れたＡｌ−Ｓｉ系合金を確実に製造することができる。
【００２７】
上記鋳造方法の種別は特に限定するものではないが，例えば，金型鋳造，ＤＣ鋳造，あるいはプロペルチ方式や双ロール方式に代表される連続鋳造等がある。いずれの鋳造方法であっても，溶湯の凝固開始から凝固完了までの時間は３００ｓ以下にする。これを超えると，共晶Ｓｉが粗大化し，所定の効果が得られない。
【００２８】
また，上記鋳造方法においては，結晶粒を微細化するためのＴｉ，Ｂ，Ｃの単独添加，あるいは２種以上の同時添加を行ってもよい。
また，上記鋳造方法により得られた鋳造材を押出しや圧延，鍛造に供する場合には，押出し加工性や鍛造加工性を確保するために，均質化処理を施しても良い。均質化処理条件には特に制限はないが，均質化温度が高い場合や時間が長い場合には，Ｓｉ粒子が粗大化する場合があるため，温度４３０〜５３０℃で１〜２０時間保持する条件が望ましい。
【００２９】
また，鋳造や鍛造によって製品形状とした場合には，その後，強度を増加させるために熱処理を施すことが好ましい。この熱処理条件にも特に制限はないが，温度４３０℃〜５３０℃に０．５〜１２時間保持する溶体化処理の後に水冷し，温度１５０〜２５０℃に２〜４８時間保持する時効処理を行うことが望ましい。
【００３０】
【実施例】
本発明の実施例に係る切削性に優れた耐摩耗Ａｌ−Ｓｉ系合金及びその鋳造方法につき説明する。
本例では，本発明の実施例として８種類のＡｌ−Ｓｉ系合金（実施例１〜実施例８）を作製すると共に，比較例として７種類のＡｌ−Ｓｉ系合金（比較例１〜比較例７）を作製し，耐摩耗性，切削性，その他の特性を評価する試験を行った。なお，比較例１〜７は，いずれも本発明の成分範囲から外れる成分組成を有するものであり，また，比較例７は，ＪＩＳ４０３２合金に当たる従来材である。
【００３１】
実施例１〜８及び比較例１〜７のＡｌ−Ｓｉ系合金のサンプルは，次のようにして作製した。
まず，表１に示す成分組成を有する溶湯を調整後，７００℃に保持し，銅金型によって２５〜２００ｍｍ厚の鋳塊を作製した。鋳造時には溶湯中に挿入した熱電対によって凝固時間を測定した。そして，得られた鋳塊から，表１に示す凝固時間が得られた部位を選択してサンプルを採取した。
【００３２】
そして，採取したサンプルの組織を光学顕微鏡で４００倍に拡大し，点算法により個々のＳｉ系粒子の面積を算出した後，その面積に相当する円の直径を求め，その中の最大値をＳｉ粒子の円相当最大粒子径として表１に示した。
【００３３】
また，サンプルに５００℃×１時間の溶体化処理を施した後に水冷し，さらに１８０℃×７時間の時効処理を施して，摩擦試験片，切削試験片，引張試験片を採取した。
摩耗試験には大越式摩耗試験機を用い，荷重２．１ｋｇ，摩擦速度２ｍ／ｓ，摩擦距離６００ｍ，相手材ＦＣ３００（ＪＩＳＧ５５０１）という条件で実施し，比摩耗量を測定した。測定結果は表１に示す。
【００３４】
切削試験には，ＮＣ旋盤を用い，元径２３ｍｍ，長さ２００ｍｍの試験片表面を回転数１５００ｒｐｍ，送り０．１ｍｍ／ｒｅｖ，切込０．２ｍｍの条件で先端０．８Ｒの超硬チップで１０回切削し，チップ逃げ面の摩耗幅を測定した。
また，天然ダイヤモンドチップを用い，同一送り，同一切込条件で試験片表面を３回切削した後，表面を目視で観察し，表面状態を比較した。表面に脱落痕や引っ掻き傷が少しも観察されなかった場合を良好（○），少しでも観察された場合を不合格（×），さらに不合格の中でも比較的多くの脱落痕や引っ掻き傷が観察された場合を（××）として表１に示した。
【００３５】
引張試験はＪＩＳ５号試験片を用いて実施した。得られた引張強さ及び伸びを表１に示す。
また，表１には，Ｓｒ＝４０＋Ｐ×４（ｐｐｍ）として求めた値をＳｒ必要量として示した。
【００３６】
【表１】

【００３７】
表１より知られるごとく，本発明の実施例１〜８では，工具摩耗と表面品質で評価される切削性が良好であり，耐摩耗性，引張強さ，伸びともにＪＩＳ４０３２合金（比較例７）と同等以上である。一方，比較例１〜７は，少なくとも一つの評価項目において実施例１〜７に比べて劣っていた。
【００３８】
即ち，比較例１は，Ｓｒ＜４０＋Ｐ×４であるため，Ｓｉ系粒子が粗大化し，面質を低下させる。また，Ｍｇ量が下限値を外れているため，強度が低い。
比較例２は，Ｃｕ量が下限値を外れているため，強度が低い。また，Ｆｅ量が上限値を越えているため，粗大な化合物を形成し，切削性や延性が低い。
比較例３は，Ｓｉ量が上限値を越えているため，粗大な初晶Ｓｉが晶出し，切削性や延性が低い。
比較例４は，Ｓｉ量が下限値を外れているため，耐磨耗性が低い。また，Ｃｕ量が上限値を越えているため，延性が低い。
【００３９】
比較例５は，Ｓｒ量が上限値を越えているため，Ｓｒを含む粗大なＳｉ系粒子が晶出し，面質を低下させる。
比較例６は，凝固時間が長いため，Ｓｉ系粒子が粗大化し，面質を低下させる。
比較例７は，ＪＩＳ４０３２合金であってＳｒを含んでいないものであり，粗大なＳｉ系粒子が晶出し，面質を低下させる。
【００４０】
【発明の効果】
上記のごとく，本発明によれば，従来，耐摩耗性と切削性の両立が困難であったＡｌ−Ｓｉ系合金であって，良好な耐摩耗性と切削性，さらには機械的性質が得られ，Ａｌ−Ｓｉ系合金を用いた耐摩耗製品の製造コスト削減と品質向上を図ることができる。

Claims

重量比において，Ｓｉ：９．５〜１４．５％を含有するＡｌ−Ｓｉ系合金であって，
Ｓｒ：４０〜４００ｐｐｍ，Ｐ：０超え９０ｐｐｍ以下，Ｃｕ：０．４５〜３．０％，Ｍｇ：０．１５〜１．０％，Ｆｅ：０．８％以下を含み，残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり，かつ，Ｓｒ≧４０＋Ｐ×４（ｐｐｍ）の関係を満たすことを特徴とする切削性に優れた耐摩耗Ａｌ−Ｓｉ系合金。
重量比において，Ｓｉ：９．５〜１４．５％を含有するＡｌ−Ｓｉ系合金であって，
Ｓｒ：４０〜４００ｐｐｍ，Ｐ：０超え９０ｐｐｍ以下，Ｃｕ：０．４５〜３．０％，Ｍｇ：０．１５〜１．０％，Ｆｅ：０．８％以下，Ｍｎ：０．０５〜０．５％を含み，残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり，かつ，Ｓｒ≧４０＋Ｐ×４（ｐｐｍ）の関係を満たすことを特徴とする切削性に優れた耐摩耗Ａｌ−Ｓｉ系合金。
請求項１又は２において，上記Ａｌ−Ｓｉ系合金は，その鋳造材の状態での断面観察により観察されるＳｉを含有するＳｉ系粒子の円相当最大粒径が３０μｍ以下であることを特徴とする切削性に優れた耐摩耗Ａｌ−Ｓｉ系合金。
請求項１〜３のいずれか１項に記載のＡｌ−Ｓｉ系合金を鋳造する方法であって，
上記Ａｌ−Ｓｉ系合金の溶湯が凝固開始してから凝固完了までの時間が３００秒以下であることを特徴とする切削性に優れた耐摩耗Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳造方法。