JPH0256401B2

JPH0256401B2 -

Info

Publication number: JPH0256401B2
Application number: JP62282263A
Authority: JP
Inventors: Fumio Kyota; Tatsuo Fujita; Tadao Hirano; Shinichi Horie
Original assignee: Riken Corp; Showa Denko KK
Current assignee: Riken Corp; Resonac Holdings Corp
Priority date: 1987-11-10
Filing date: 1987-11-10
Publication date: 1990-11-30
Also published as: JPS63266004A

Description

【発明の詳細な説明】

［産業上の利用分野］本発明は、高温で使用する部材に利用するのに
適した高Siアルミニウム合金粉末に関するもので
ある。［従来の技術］最近、自動車の軽量化やフロントエンジン・フ
ロントドライブ（FF）方式のため、エンジンの
軽量化が必要になつており、そのためシリンダ−
ブロツクは鋳鉄からAl合金が使用されるように
変わつてきている。その場合、鋳鉄性シリンダ−ライナーが鋳ぐる
まれて使用されている。このシリンダーライナー
をAl合金にすると軽量化のほかに熱伝導率が鋳
鉄よりもはるかに良いことと、鋳鉄よりも熱膨張
係数が大きく、シリンダ−ブロツクのAl合金に
近いので、昇温時でもライナーとブロツクの密着
性が良いことから、放熱性の良いエンジンとな
り、ライナーの内壁温度が低く出来ることから、
潤滑油の寿命を長く出来たり、低粘度の潤滑油の
使用が可能となり、燃費の向上も期待できる。又、高SiのAl合金は摩擦係数が低いため、シ
リンダーライナーとして使用すれば、ピストンリ
ングとの間のフリクシヨンロスが低減することか
ら燃費の向上が期待される。このようにシリンダーライナーにAl合金を使
用することによる効果は多いが、従来の公知の
Al合金では、鋳ぐるみ用シリンダーライナー材
としては高温特性が不十分である。例えば、AA規格のA390.0（Si＝16〜18％、Cu
＝４〜５％、Mg＝0.50〜0.65％、Fe＝0.5％、Ti
＝0.2％、Zn＝0.1％、残Al）のような鋳造材は固
液共存域がひろいため、健全な鋳物を得るために
は、大きな押湯を必要とするため歩留まりが悪く
コストの高い物となり、微細化処理や金型鋳造法
によつても初晶Siはなお粗大であるために被削性
が悪い。更に致命的欠点は、シリンダーブロツク
に鋳ぐるむ時に熱によつて材料が軟化する為に、
対摩耗性が著しく低下したり、被削面にビビリや
ムシレが生じやすく、またホーニング加工を困難
にしている。また近年、粉末冶金法により、
A390.0に近い組成の合金を粉末にして、これを
熱間押出しして、中空体とする技術が提案されて
いる（特開昭52−109415）。これは高Siのアルミ
ニウム合金溶湯を、アトマイズ法または遠心鋳造
法による微細化法より急冷された微粒または粉末
とし、これを熱間押出しすることにより中空体を
得る方法であり、鋳造法に依り得られる中空体よ
りもはるかに歩留まりの優れた方法である。また、この方法によると初晶Siが20μm以下の
大きさとなるために延性や機械加工性に優れ、更
には高Siアルミニウム合金特有の低摩擦係数の性
質をも備えている。また、この製造法により15〜20％Si，１〜５％
Cu，0.5〜1.5％Mg，0.5〜1.5％Ni，残部Alの合
金や、或はこれにSiC，Sn，黒鉛を混合して押出
した中空体が提案されている（特開昭52−109415
参照）。本発明者らはこれらのトレース実験をした結果
20.0Si−4.0Cu−0.8Mg−0.5Ni−Al残の組成とし
た粉末押出し材をシリンダーライナー（外径73
mm，内径65mm，高さ105mm）として使用し、ADC
−12合金のシリンダーブロツク（重量3.4Kg）に
溶湯温度675℃でダイキヤスト法で鋳ぐるむテス
トをおこなつた結果、鋳ぐみ前にT₆処理により
硬さがHRB＝80であつたものが、鋳ぐるみ後は
硬さがHRB＝40程度に軟化してしまうことが判
明した。従つてこの中空体もアルミニウム合金製
シリンダーブロツクに鋳ぐるむ時には軟化してし
まい、鋳ぐるみ用シリンダーライナーとしては使
用不可能であることが判明した。また、鋳ぐるみはダイキヤスト法や低圧鋳造法
によるが、ライナーはコスト面からもできるだけ
薄肉とすることが望ましく、薄肉化していくと鋳
ぐるみ時のライナー搬送工程や位置決め時に加わ
る機械的応力により変形しやすくなるために、高
剛性（高硬度）であることが必要である。本発明はこれら欠点を全て解消し、鋳ぐるみ時
の熱負荷に対しても軟化することがなく、更に使
用時に付加される温度域においても軟化せず、耐
摩耗性、耐焼付き性に優れたアルミニウム合金材
料を経済的にも安価に提供することを目的とす
る。本発明の第１のアルミニウム合金粉末は、重量
比でSi15.0〜25.0％，Ni7.7〜15.0％を含み、残部
がアルミニウムからなり、Si結晶粒の大きさが
15μm以下に微細化したことを要旨とし、Niを7.7
〜15％含むことにより、高温強度改善に有効な
Niをふくむ金属間化合物が析出していることを
特徴としている。また第２の発明は、重量比でSi15.0〜25.0％と、
Ni7.7〜15.0％と、Cu0.5〜5.0％およびMg0.2〜
3.0％とを、Ni、Cu、Mg3成分合計が10％を超え
る量含み、残部が不可避的不純物を含むAlから
なり、Si結晶粒の大きさが15μm以下であること
を要旨とする耐熱耐摩耗性高力アルミニウム合金
粉末であつて、時効硬果により第１の発明に比べ
て強度が優れている。以下にこの発明を更に詳細に説明する。まず、本発明の合金粉末は重量比でSi15.0〜
25.0％と、Ni7.7〜15.0％、さらに必要に応じて
Cu0.5〜5.0％およびMg0.2％〜3.0％とを含み、残
部が不可否的不純物を含むAlからなり、Si結晶
粒の大きさが15μm以下である耐熱耐摩耗性高力
アルミニウム合金粉末である。一般に過共晶Al−Si合金はAlよりも小さな熱
膨張係数を有し、耐熱性耐摩耗性に優れているこ
とは広く知られている。過共晶Al−Si合金鋳造
材ではSiが初晶或は共晶としてマトリツクス中に
分散することにより、高温強度や耐摩耗性、耐焼
付性に優れた効果を発揮する。しかしながら初晶
Siはしばしば粗大結晶として晶出するため、延性
や衝撃値を低下させ、被削性を悪くする。また、
シリンダーライナー材などに使用する場合に相手
材を傷付けるので適当ではない。これらの問題点を解決するため、過共晶Al−
Si合金を急冷凝固させて初晶Siを微細化した合金
粉末を作り、押出し成形により部材に加工して耐
熱性、耐摩耗性に優れた材料を得ることが提案さ
れている（特開昭52−109415）。しかしながら耐
熱性、特に高温強度に関してはなお不十分であ
る。本発明はAl−Si合金に7.7〜15.0％のNiを添
加することにより、高温における強度と耐摩耗性
を著しく改善せんとするものである。次に本発明による合金粉末中の各成分の限定理
由を説明する。 Siは15％以下では分散量が少なく、耐熱性耐摩
耗性に及ぼす効果が不十分である。Si10％近傍の
亜共晶域では初晶Siは晶出せず、微細な共晶組織
を有するものとなる。Siの添加量が増すとともに
Si初晶が晶出するようになり、耐熱然耐摩耗性も
向上してくる。しかしながらSiが25％を越えると分散急冷凝固
法によつて粉末としても粗大なSi初晶が消失しな
くなる。粗大なSi初晶組織を有するアルミニウム
合金粉末は押出成形加工して使用する際に粉体の
圧縮性を著しく悪化させ、圧粉体をつくりにくく
するほか、熱間押出においても変形抵抗が大きく
なり大きな押出力を必要とし、押出ダイスを摩耗
させて寿命を著しく短縮させる等の難点がある。
このような製造上の問題の他に、材質特性におい
ても鋳造材の場合と同様な難点があり、シリンダ
ーライナー材としては不適当なものとなるので、
粗大な初晶Siは避けなければならない。またアル
ミニウム合金製シリンダーブロツク材に鋳ぐるま
れてシリンダーライナーとして使用する場合、Si
の添加量とともに熱膨張係数は小さくなりSiが25
％を越えるとシリンダーブロツク材との密着状況
が悪くなり、ピストンとのクリアランスを大きく
する必要性が生じてくる。したがつてSiの添加量は15.0〜25.0％とするの
が良い。 Niは本発明においては重要な成分である。Ni
添加の効果は高温強度と耐摩耗性の改善にある。
過共晶合金中にNiを添加するとNi−Al系金属間
化合物が析出し、本発明の骨子である分散急冷凝
固法による合金粉末においては、棒状の組織とし
て存在して、後の熱間押出し工程によつて分断さ
れ微細にマトリツクス中に分散する。この化合物
は高温においても安定でかつ成長し難く、長時間
高温に保持しても強度の低下は起こらない。従つ
て鋳ぐるみ用シリンダーライナーのように高温に
さらされたあとも硬度の低下はなく、耐摩耗性を
保持することが可能となる。 Ni添加量は7.7％以下では顕著な効果が認めら
れず、15％以上になるとマトリツクス中のSiが初
晶となつて多量に晶出する。また、合金の溶解温
度が高くなり溶湯酸化が進むので特別の酸化防止
策を必要とし経済的でない。また、析出する金属
間化合物が粗大となり、後の熱間押出し加工によ
つても分断されにくくなるばかりでなく、押出性
をも阻害する結果となる。Ni添加量は7.0〜15.0
％の範囲において従来にない顕著な効果を発揮す
ることが認められた。このようにNiと多量に添
加して析出するNiを含む金属間化合物を利用し
て合金の強度、とくに高温における強度を改善
し、この金属間化合物を分断微細化して耐摩耗性
を向上させるという新規な効果をもたらすもので
ある。本発明による合金粉末は必要に応じて0.5〜5.0
％のCuまたは0.2〜3.0％のMgを添加することが
できる。CuやMgはアルミニウム合金に効効硬果
を付与して材質を強化する成分として知られてい
る。本発明においても溶体化処理温度での固溶限
度以下の前記範囲内でCuまたはMgを添加するこ
とは材質強化にも有効である。 Ni添加の効果が顕著に発揮されるのは、Ni、
Cu、Mg合計量が10％を超える範囲である。状態
図からAl中へのCu，Mgの溶解度はそれぞれ、
5.0％、14.9％であるがMg量が多くなるとかえつ
て伸びが低下するのでMg量は3.0％に押え、Cu
とMgを共用して強度向上をはかることとした。
したがつてCuとMgの添加量の下限は時効硬化の
現われるCu：0.5％、Mg：0.2％とし、上限は
Cu：5.0％、Mg：3.0％とし、この範囲でNi、
Cu、Mg合計量が10％を超える範囲を選択するこ
ととした。本発明の合金粉末においては、高Siアルミニウ
ム合金であることから、原料としてアルミニウム
再生地金を使用するのがコストの面で断然有利で
ある。その場合地金に起因する不純物としてFe
が混入してくるが、0.5％以下のFe含有量ならば
合金特性に実質的な変化は無い、したがつて、
0.5％以下のFeは許容し、アルミニウム再生地金
を積極的に活用することとした。 Si結晶粒の大きさを15μm以下としたのは、主
として初晶Siの大きさが15μm以上になると、後
続の合金粉末の成形加工性が悪くなり、また、材
料特性としても悪化するからである。もちろんSi
が共晶として晶出する場合は微細結晶となるので
問題は起こらない。本発明の合金粉末は上記合金組成を有する溶湯
をアトマイズ法、遠心力による微細化法等の通常
用いられている金属溶湯からの微粉末製造手段を
使用して10²℃／sec以上の冷却速度で急冷分散凝
固させることによつて得ることができる。このよ
うにして得られた合金粉末は大きいが15μm以下
のSi結晶粒と成長を抑えられたNiをふくむ金属
間化合物の棒状晶を有し、従来の高Si系Al合金
粉末には見られなかつた新規な合金粉末である。
参考までに22.8％Si−3.1％Cu−1.3Mg−8.0％Ni
−0.5％Fe−残Alの組成を有する本発明によるAl
合金粉末の顕微鏡組織写真を第３図に示す。第３
図において塊状を呈しているのがAl−Ni系金属
間化合物である。また、比較のため同一組成の鋳
造材の金属組織写真を第４図に示す。さらにNi
を含まない21.1Si−3.1Cu−1.0Mg−残Alの組成
を有するAl合金粉末の組織写真を第５図に示す。
第４図では粗大な多角形をした初晶Siが見られ、
第５図では粒状のSi初晶と共晶組織を呈してい
る。第６図に本発明による成形体の押出方向に平行
な断面の顕微鏡組織写真を示す。第６図では色の
濃い部分がSi、色の薄い部分がAl−Ni系金属間
化合物と共晶である。図に見られるごとく、本発
明による合金成形体では初晶、共晶、金属間化合
物相が微細に入りくんで均一に分布しているのが
わかる。参考までに第５図と同じ組成と有する高
Siアルミニウム合金成形体の断面の組織写真を第
７図に示す。本発明の合金粉末は熱間押出し加工に適したも
のであり、特に耐熱耐摩耗性を有する高力Al合
金成形体用として適したものである。次に実施例とあげて本発明を説明する。実施例表−１に示す組成の高Siアルミニウム合金溶湯
を媒体に空気を用いてガスアトマイズし、10³
℃／sec以上の冷却速度で分散凝固させて−
48meshの粉末を得た。次いで250℃の温度に予熱
したこれらの粉末を、同じ温度に加熱保持した金
型中に充填し、1.5ton／cm²の圧力で圧縮成形して
直径100mm、長さ200mmの圧粉体を得た。次に圧粉
体を450℃に加熱し、同じ温度に加熱保持された
内径104mmのコンテナー中に挿入し、直径30mmの
ダイスで間接押出法により押出比12により押出し
て、供試材No.１〜No.14の成形体を得た。

【表】

【表】次いで、No.８とNo.11は450℃×2hr保持それ以外
は480℃×2hr保持後水冷し175℃×10hrの時効処
理を行ない、標点間距離50mm、平行部直径６mmの
引張試験片に加工して、常温から250℃までの間
で引張試験を行なつた。尚、引張試験は各試験温
度で100hr保持後に行なつた。また硬さを各試験
温度での引つ張試験後の試験片のチヤツク部分の
端部について測定した。さらに鋳造材と比較する
ためA390.0合金の金型鋳造材を比較材として500
℃×10hr保持後水冷し175℃×10hrの時効処理を
行なつた後同様の形状に加工して、同じ引張試験
を行なつた。これらの結果を表−１に併せて示
す。表−１から明らかなとおり比較材のA390.0合
金やNo.１〜６までのものと比べて、本発明による
No.７〜No.14の成形体は、高温強度および高温に保
持後の硬度が高い。次に前記熱間押出成形体を切断し、熱間鍜造に
より直径70mm、厚さ10mmの素材を作り、機械加工
により試験片とした後、対焼付性試験、対摩耗性
試験、摩擦係数の測定を行なつた。〇対焼付性試験試験装置は第１図及び第２図に概要を図解的に
示すものであつて、ステータ１に取外し可能に取
付けられた直径70mmの円板２の中央には、裏側か
ら中油孔３を通じて潤滑油が注油される。ステー
タ１には油圧装置（図示せず）によつて右方に向
けて所定圧力Ｐが作用するようにしてある。円板
２に相対してロータ４があり、駆動装置（図示せ
ず）によつて所定速度で回転するようにしてあ
る。ロータ４の円板２に対する単面に取付けられ
た試料支持具４ａには、５mm×５mm×10mmの角柱
状試験片（相手材）５が同心円状に等間隔に３個
取外し可能にかつ正方形端面が円板２に対して摺
動自在に取付けてある。このような装置において
ステータ１に所定の圧力Ｐをかけ所定の面圧で円
板２と試験片（相手材）５とが接触するようにし
ておいて、注油孔３から摺動面に所定給油速度で
給油しながらロータ４を回転させる。一定時間ごとにステータ１に作用する圧力を段
階的に増加してゆき、ロータ４の回転によつて相
手の試験片５と円板２との摩擦によつて、ステー
タ１に生ずるトルク（摩擦力によつて生ずるトル
ク）Ｔをスピンドル６を介してロードセル７に作
用せしめ、その変化を動歪計８で読み、記録計９
に記録させる。トルクＴが急激に上昇するときに
焼付が生じたものとして、その時の接触面圧をも
つて焼付面圧としこの大小をもつて対焼付性の良
否を判断する。試験に供した円板状試験片２は、300℃×10hr
の熱処理後研磨仕上げごしたものを使用し、相手
の試験片５は球状黒鉛鋳鉄で摺動面に硬質クロム
メツキを施したものと、平均粒径0.8μmのSiCを
面積率で15〜20％基地中に分散させた鉄メツキの
２種類を使用し、研磨仕上げを行なつた。試験条
件は、速度8m／sec、潤滑油はエンジンオイル
（SAE20、ベースオイル）で温度90℃、油量
300ml／minとし、接触圧力は20Kg／cm²で３分間、
その後３分間経過毎に10Kg／cm²ずつ上昇させてい
く。結果を表−２に示す。

【表】結果から明らかなように、現在多くのガソリン
エンジンでの組合わせに見られる片状黒鉛鋳鉄
（シリンダーライナー材）とCrメツキ（ピストン
リング表面）の組合わせよりも、本発明によるNo.
７〜No.14のものは優れた対焼付性を示している。
また、比較材（鋳造材料）や、No.１，No.２に見ら
れるようにSiC分散鉄メツキに比べ、硬質クロム
メツキとの組合わせの場合は、焼付き発生面圧が
大幅に低くなつているが、本発明によるNo.７〜No.
14については、相手表面処理の違いによる差が小
さくなる結果となつている点が注目される。さらに比較材（鋳造材）やNo.１，No.２に比べNo.
７〜No.14の成形体の焼付き発生面圧が高いが、こ
れはAl基地中に分散する硬質相の量が多く微小
な凹凸となつて油膜を保持作用として働くほか
に、基地が分散強化されているので摩擦表面が塑
性流動によつて相手材に凝着しようとするのを防
ぐためと考えられる。 ◎ 摩耗試験及び摩擦係数の測定耐焼付き試験に使用したのと同じ試験機により
研磨仕上げを行なつた円板状の試験片２に、球状
黒鉛鋳鉄の摺動面に硬質Crメツキを施したもの
と、平均粒径0.8μmのSiCを面積率で15〜20％施
したものを、各々研磨仕上げして相手材試験片５
として、次の条件でテストした。（条件）速度は3m／sec，5m／sec，8m／secの３水準
とし、潤滑油としてエンジンオイル（SAE 20，
ベースオイル）を使用し、油温90℃、油量500
ml／min、面圧100Kg／cm²で、摺動距離は500Kmと
した。（摩耗量の測定）円板状の試験片の摩耗量は表面粗さ計にて90゜
ずつずれた位置で４カ所摺動方向と直角になるよ
うに指針を走らせ、摩耗痕の状況をチヤート状に
記録する。然る後、摩耗痕の凹部の面積を求め、
材料間の相対比較を行なう。摩耗量は片状黒鉛鋳
鉄の円板の速度5m／sec時の摩耗痕の断面積を１
としたときの相対比で表わした。相手材試験片の摩耗量は試料保持具４ａに取付
けられた４本の角状試験片５の高さ寸法をテスト
前後にマイクロメーターで測定し、その平均の差
を求める方法によつた。結果を表−３に示すが片状黒鉛鋳鉄（シリンダ
ーライナー材）と、Crメツキの組合わせの場合
よりも、著しく摩擦係数が低いことが明らかであ
る。

【表】

【表】さらに供試材No.１のように鋳ぐるみ時の熱負荷
に相当する300℃×100hrの熱処理を行なつたもの
は円板の摩耗が著しくし多いが、本発明によるNo.
７〜No.14においては摩耗量は、片状黒鉛鋳鉄と比
較しても同等以下である。また、相手の表面処理が硬質Crメツキであつ
てもSiC分散鉄メツキであつてもその差はない。以上のように本発明合金粉末は、アルミニウム
合金製シリンダーブロツクに鋳ぐるまれて、かつ
使用時に比較的高い温度域で使用されろシリンダ
ーライナーのような用途に適するものである。

【図面の簡単な説明】

第１図、第２図は対焼付性試験装置の概要を示
す図で、第２図は第１図の−矢視側面図であ
る。第３図は本発明になるAl−22.8Si−3.1Cu−
1.3Mg−8.0Ni−0.5Feの組成を有するAl合金粉末
の金属組織写真（倍率740倍）である。第４図は
第３図と同一組成の鋳造材料の金属組織写真であ
る（倍率97倍）第５図はAl−21.1Si−3.1Cu−
1.0Mgの組成を有する公知の合金粉末の金属組織
写真（倍率740倍）である。第６図は本発明にな
る第３図と同一の組成を有するアルミニウム合金
粉末を使用した成形体の断面の顕微鏡組織写真
（押出方向に平行な断面、倍率740倍）、第７図は
第５図と同一組成の公知の合金粉末を使用した成
形体の断面の組織写真（押出方向に平行な断面、
倍率740倍）である。

Claims

【特許請求の範囲】１重量比でSi15.0〜25.0％と、Ni7.7〜15.0％を
含み、残部がAlからなり、Si結晶粒の大きさが
15μm以下であることを特徴とする耐熱耐摩耗性
高力アルミニウム合金粉末。２重量比でSi15.0〜25.0％と、Ni7.7〜15.0％
と、Cu0.5〜5.0％およびMg0.2〜3.0％とをNi、
Cu、Mgの３成分合計で10％を超える量含み、残
部がAlからなり、Si結晶粒の大きさが15μm以下
であることを特徴とする耐熱耐摩耗性高力アルミ
ニウム合金粉末。３重量比でSi15.0〜25.0％とNi7.7〜15.0％と
Fe0.5％以下とを含み、残部がAlからなり、Si結
晶粒の大きさが15μm以下であることを特徴とす
る耐熱耐摩耗性高力アルミニウム合金粉末。４重量比でSi15.0〜25.0％と、Ni7.7〜15.0％
と、Fe0.5％以下と、Cu0.5〜5.0％およびMg0.2
〜3.0％とをNi、Cu、Mgの３成分合計で10％を
超える量含み、残部がAlからなり、Si結晶粒の
大きさが15μm以下であることを特徴とする耐熱
耐摩耗性高力アルミニウム合金粉末。