JPH0261024A - 耐熱、耐摩耗材アルミニウム合金材及びその製造方法 - Google Patents
耐熱、耐摩耗材アルミニウム合金材及びその製造方法Info
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- JPH0261024A JPH0261024A JP21159088A JP21159088A JPH0261024A JP H0261024 A JPH0261024 A JP H0261024A JP 21159088 A JP21159088 A JP 21159088A JP 21159088 A JP21159088 A JP 21159088A JP H0261024 A JPH0261024 A JP H0261024A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明は耐熱性と耐摩耗性に優れるアルミニウム合金材
およびその製造方法に関するものである。
およびその製造方法に関するものである。
(従来の技術)
内燃機関のシリンダーブロック、シリンダーライナー、
ピストン、ロッカーアームおよびコンプレッサーのベー
ン、VTR用シリンダー等では摺動部において耐摩耗性
、耐熱性、低熱膨張率などの特性が特に必要とされてい
る。
ピストン、ロッカーアームおよびコンプレッサーのベー
ン、VTR用シリンダー等では摺動部において耐摩耗性
、耐熱性、低熱膨張率などの特性が特に必要とされてい
る。
一方、これらの部材の材料をアルミニウム合金とできれ
ば、軽量化に伴なう多くの利点が得られることは明白で
ある。耐摩耗性の良好なアルミニウム合金としては、A
l−5i系合金のAC3A、AC4A、AC8A等の鋳
物用合金や、ADCl、ADC3、ADCl0.ADC
l 2等のダイカスト合金(以上、合金記号はJIS規
格による。)がある。またSi以外の第三元素(例えば
Cu、Mg等)を添加したA390 (AMcoa規格
)等の合金か知られている。
ば、軽量化に伴なう多くの利点が得られることは明白で
ある。耐摩耗性の良好なアルミニウム合金としては、A
l−5i系合金のAC3A、AC4A、AC8A等の鋳
物用合金や、ADCl、ADC3、ADCl0.ADC
l 2等のダイカスト合金(以上、合金記号はJIS規
格による。)がある。またSi以外の第三元素(例えば
Cu、Mg等)を添加したA390 (AMcoa規格
)等の合金か知られている。
(発明が解決しようとする課題)
しかしながら、これらの従来のアルミニウム合金材は、
上記の内燃機関におけるシリンダーブロック、シリンダ
ーライナーなどの部材とするにはまだ満足できるもので
はなかった。
上記の内燃機関におけるシリンダーブロック、シリンダ
ーライナーなどの部材とするにはまだ満足できるもので
はなかった。
すなわち、前記従来のアルミニウム合金は鋳造用合金で
あって、耐摩耗性についてはある程度満足したものが得
られているが、耐熱性、加工性の良好なものは得られて
いない、そこで特に重要とされる耐熱性および耐摩耗性
をともに改善するために、多量のSiやFe、Ni等を
添加することが試みられたが、鋳造時に添加元素の偏析
や初晶の粗大化等が発生してしまい、本来の強度、伸び
、靭性等の特性をかえって著しく低下させる結果となっ
てしまった。
あって、耐摩耗性についてはある程度満足したものが得
られているが、耐熱性、加工性の良好なものは得られて
いない、そこで特に重要とされる耐熱性および耐摩耗性
をともに改善するために、多量のSiやFe、Ni等を
添加することが試みられたが、鋳造時に添加元素の偏析
や初晶の粗大化等が発生してしまい、本来の強度、伸び
、靭性等の特性をかえって著しく低下させる結果となっ
てしまった。
したがって、本発明は強度、伸びおよび靭性等を改善し
た耐熱、耐摩耗性アルミニウム合金材を提供することを
目的とする。
た耐熱、耐摩耗性アルミニウム合金材を提供することを
目的とする。
また本発明は、強度、伸びおよび靭性等を改善した耐熱
、耐摩耗性アルミニウム合金材の製造方法を提供するこ
とを目的とする。
、耐摩耗性アルミニウム合金材の製造方法を提供するこ
とを目的とする。
(課題を解決するための手段)
本発明者らは上記課題を解決するため鋭意研究を行った
結果、特定の高ケイ素アルミニウム合金組成の溶湯を急
冷凝固させたものを圧縮成形加工することにより上記目
的を達成しうることを見出しこの知見に基づき本発明を
完成するにいたった。
結果、特定の高ケイ素アルミニウム合金組成の溶湯を急
冷凝固させたものを圧縮成形加工することにより上記目
的を達成しうることを見出しこの知見に基づき本発明を
完成するにいたった。
すなわち本発明は、 (1)Si5〜35重量%(以下
単に%と記す) 、 Cr 0.7〜8%、Zr0.:
1〜8%を含み、かつCo0.1〜5%、W0.1〜5
%、Mo0.1〜5%のうち1種または2種以上を含み
、Siを除いた添加元素の総量が25%を越えない量で
あり残部かAlと不可避的不純物を有してなり、初晶S
i粒子の平均粒径が20gm以下てあり、金属間化合物
の平均サイズが2μm以下であることを特徴とする耐熱
、耐摩耗性アルミニウム合金材及び(2)Si5〜35
%、Cr067〜8%、Zr013〜8%を含み、かつ
Co001〜5%、W0.1〜5%、Mo0.1〜5%
のうち1種または2種以上を含み、かつMn(1,3〜
8%、Ni0.5〜15%、V 0.3〜10%、Ce
0.5〜5%。
単に%と記す) 、 Cr 0.7〜8%、Zr0.:
1〜8%を含み、かつCo0.1〜5%、W0.1〜5
%、Mo0.1〜5%のうち1種または2種以上を含み
、Siを除いた添加元素の総量が25%を越えない量で
あり残部かAlと不可避的不純物を有してなり、初晶S
i粒子の平均粒径が20gm以下てあり、金属間化合物
の平均サイズが2μm以下であることを特徴とする耐熱
、耐摩耗性アルミニウム合金材及び(2)Si5〜35
%、Cr067〜8%、Zr013〜8%を含み、かつ
Co001〜5%、W0.1〜5%、Mo0.1〜5%
のうち1種または2種以上を含み、かつMn(1,3〜
8%、Ni0.5〜15%、V 0.3〜10%、Ce
0.5〜5%。
Ti0.1〜5%のうち1種または2種以上を含み、S
iを除いた添加元素の総量が25χを越えない量であり
残部がAlと不可避的不純物を有してなり、初晶Si粒
子の平均粒径が20pm以下であり、金属間化合物の平
均サイズか2pm以下であることを特徴とする耐熱、耐
摩耗性アルミニウム合金材を提供するとともに、 (3
)Si5〜35%、Cr0.7〜8%、Zr0.3〜8
%を含み、かつco 0.1〜5 %、 W0.1〜5
%、 MO0,1〜5%のうち1種または2種以上
を含み、Siを除いた添加元素の総量が25%を越えな
い量であり残部がAllと不可避的不純物を有してなる
Al合金溶湯を、急冷凝固法により凝固させて粉末状、
リボン状薄帯、フレーク状または線状物を形成し、これ
を圧縮成形加工することを特徴とする耐熱、耐摩耗性ア
ルミニウム合金材の製造方法及び(4)Si5〜35%
、Cr0.7〜8%、Zr0.3〜8%を含み、かつC
o0.1〜5%、W 0.1〜5%、Mo0.1〜5%
のうち1種または2種以上を含み、かつMn003〜8
%、Ni 0.5〜15%、V0.3〜10%、Ce
0.5〜5%、Ti 001〜5%のうち1種または2
種以上を含み、Siを除いた添加元素の総量が25%を
越えない量であり残部がAlと不可避的不純物を有して
なるAl合金溶湯を、急冷凝固法により凝固させて粉末
状、リボン状薄帯、フレーク状または線状物を形成し、
これを圧縮成形加工することを特徴とする耐熱、耐摩耗
性アルミニウム合金材の製造方法を提供するものである
。
iを除いた添加元素の総量が25χを越えない量であり
残部がAlと不可避的不純物を有してなり、初晶Si粒
子の平均粒径が20pm以下であり、金属間化合物の平
均サイズか2pm以下であることを特徴とする耐熱、耐
摩耗性アルミニウム合金材を提供するとともに、 (3
)Si5〜35%、Cr0.7〜8%、Zr0.3〜8
%を含み、かつco 0.1〜5 %、 W0.1〜5
%、 MO0,1〜5%のうち1種または2種以上
を含み、Siを除いた添加元素の総量が25%を越えな
い量であり残部がAllと不可避的不純物を有してなる
Al合金溶湯を、急冷凝固法により凝固させて粉末状、
リボン状薄帯、フレーク状または線状物を形成し、これ
を圧縮成形加工することを特徴とする耐熱、耐摩耗性ア
ルミニウム合金材の製造方法及び(4)Si5〜35%
、Cr0.7〜8%、Zr0.3〜8%を含み、かつC
o0.1〜5%、W 0.1〜5%、Mo0.1〜5%
のうち1種または2種以上を含み、かつMn003〜8
%、Ni 0.5〜15%、V0.3〜10%、Ce
0.5〜5%、Ti 001〜5%のうち1種または2
種以上を含み、Siを除いた添加元素の総量が25%を
越えない量であり残部がAlと不可避的不純物を有して
なるAl合金溶湯を、急冷凝固法により凝固させて粉末
状、リボン状薄帯、フレーク状または線状物を形成し、
これを圧縮成形加工することを特徴とする耐熱、耐摩耗
性アルミニウム合金材の製造方法を提供するものである
。
本発明のアルミニウム合金材において各成分範囲を限定
した理由は以下の通りである。
した理由は以下の通りである。
Si含有量は5〜35%とする。すなわち、Siは急冷
凝固中に初晶または共晶Si粒子として微細に分散し、
耐摩耗性を向上させる作用があり、初晶Si粒子の大き
さおよび量は合金の凝固速度、Si含有量に依存し、凝
固速度が大きいほど初晶Si粒子は小さくなるが、Si
含有量が多くなるにつれて粗大となる。したがってSi
の含有量は35%を限界とする。Si含有量が35%を
越えると初晶Siが粗大となり、強度、靭性、機械加工
性が劣化する。また5%未満では、耐摩耗性の改善効果
が小さすぎて、耐摩耗性材料として利用できない。
凝固中に初晶または共晶Si粒子として微細に分散し、
耐摩耗性を向上させる作用があり、初晶Si粒子の大き
さおよび量は合金の凝固速度、Si含有量に依存し、凝
固速度が大きいほど初晶Si粒子は小さくなるが、Si
含有量が多くなるにつれて粗大となる。したがってSi
の含有量は35%を限界とする。Si含有量が35%を
越えると初晶Siが粗大となり、強度、靭性、機械加工
性が劣化する。また5%未満では、耐摩耗性の改善効果
が小さすぎて、耐摩耗性材料として利用できない。
Cr含有量は0.7〜8%とし、Zr含有量は0.3〜
8%とする。すなわち、CrおよびZrは急冷凝固時に
その大部分がAM中に固溶し、成形加工中の加熱によっ
てそれぞれ微細な金属間化合物として析出し、室温およ
び高温強度を高める作用をする。また成形加工温度が低
く、加熱時間が短かい場合には、この析出が十分に進行
していない場合があり、その際には成形加工後300〜
500°Cで所定の時間時効析出処理を行うことによっ
て室温強度および高温強度をさらに高めることができる
。この作用はCr含有量が0.7%、Zr含有量が0.
3%より少ない場合は十分ではなく、他方含有量が8%
、Zr含有量が8%を越えてもその作用の度合が向上し
ないばかりでなくコストの上昇をもたらす。
8%とする。すなわち、CrおよびZrは急冷凝固時に
その大部分がAM中に固溶し、成形加工中の加熱によっ
てそれぞれ微細な金属間化合物として析出し、室温およ
び高温強度を高める作用をする。また成形加工温度が低
く、加熱時間が短かい場合には、この析出が十分に進行
していない場合があり、その際には成形加工後300〜
500°Cで所定の時間時効析出処理を行うことによっ
て室温強度および高温強度をさらに高めることができる
。この作用はCr含有量が0.7%、Zr含有量が0.
3%より少ない場合は十分ではなく、他方含有量が8%
、Zr含有量が8%を越えてもその作用の度合が向上し
ないばかりでなくコストの上昇をもたらす。
C0.W、Moの含有量は、それぞれCO0.1〜5%
、W0.1〜5%のうち1種または2種以上とする。す
なわち、C0.W、Moは、微細に分散した熱的に安定
な金属間化合物を形成し、高温強度を高める作用をする
。それぞれの含有量が下限よりも少ないとその作用が十
分ではなく、他方上限を越えてもその作用は向上しない
ばかりてなくコストの上昇をもたらす。
、W0.1〜5%のうち1種または2種以上とする。す
なわち、C0.W、Moは、微細に分散した熱的に安定
な金属間化合物を形成し、高温強度を高める作用をする
。それぞれの含有量が下限よりも少ないとその作用が十
分ではなく、他方上限を越えてもその作用は向上しない
ばかりてなくコストの上昇をもたらす。
なお、本発明の請求項2及び4ではMn、Ni、V、C
e、Tiの何れか1種または2種以上を含むものとする
。
e、Tiの何れか1種または2種以上を含むものとする
。
Mn含有量は0.3〜8%とする。すなわち、MnはC
r、Zr同様急冷凝固時にその大部分がAl中に固溶し
、成形加工中および加工後の加熱によって微細な金属間
化合物として析出し、室温および高温強度を高める作用
をする。この作用はMn含有量が0.3%よりも少ない
場合は十分ではなく、他方Mn含有量が8%を越えても
その作用が向上しないばかりかコストの上昇をまねく。
r、Zr同様急冷凝固時にその大部分がAl中に固溶し
、成形加工中および加工後の加熱によって微細な金属間
化合物として析出し、室温および高温強度を高める作用
をする。この作用はMn含有量が0.3%よりも少ない
場合は十分ではなく、他方Mn含有量が8%を越えても
その作用が向上しないばかりかコストの上昇をまねく。
Ni、V、Ce、TiはC0.W、Mo同様それぞれ微
細に分散した熱的に安定な金属間化合物を形成し、高温
強度を高める作用をする。Ni、V、Ce、Tiはそれ
ぞれNi0.5〜15%、V0.3〜10%、Ce0.
5〜5%、Ti0.1〜5%の範囲で含有され、含有量
が下限よりも少ないとその作用が十分てなく、他方上限
を越えてもその作用は向上しないばかりかコストの上昇
をもたらす。
細に分散した熱的に安定な金属間化合物を形成し、高温
強度を高める作用をする。Ni、V、Ce、Tiはそれ
ぞれNi0.5〜15%、V0.3〜10%、Ce0.
5〜5%、Ti0.1〜5%の範囲で含有され、含有量
が下限よりも少ないとその作用が十分てなく、他方上限
を越えてもその作用は向上しないばかりかコストの上昇
をもたらす。
また本発明において、Siを除いた含有元素の総量は2
5%を越えない量とする。すなわちSiを除いた含有元
素の総量が25%を越えてもその作用の向上がないばか
りでなく、コストの上昇をもたらす。
5%を越えない量とする。すなわちSiを除いた含有元
素の総量が25%を越えてもその作用の向上がないばか
りでなく、コストの上昇をもたらす。
以上の各元素の残部はAlと不可避的不純物とからなり
、その不可避的不純物としてBe、B、Na、Ca等が
0.5〜500ppmの範囲てあれば、本発明の合金材
特性に影響をあたえるものではない。
、その不可避的不純物としてBe、B、Na、Ca等が
0.5〜500ppmの範囲てあれば、本発明の合金材
特性に影響をあたえるものではない。
さらに本発明においては、初晶Si粒子の平均粒径な2
0gm以下としており、これは、初晶Si粒子の平均粒
径が20ルmより大きくなると強度、靭性、機械加工性
が劣化するからである。
0gm以下としており、これは、初晶Si粒子の平均粒
径が20ルmより大きくなると強度、靭性、機械加工性
が劣化するからである。
また本発明では、金属間化合物の平均サイズを2pm以
下としている。これは金属間化合物の平均サイズが2μ
mより大きくなると、高温強度すなわち耐熱性が劣化す
るからである。
下としている。これは金属間化合物の平均サイズが2μ
mより大きくなると、高温強度すなわち耐熱性が劣化す
るからである。
次に本発明のAl合金材は、前記組成のAl合金溶湯を
急冷凝固法により凝固させて粉末状、リボン状薄帯、フ
レーク状または細線状物を形成したものを圧縮成形加工
して製造したものである。
急冷凝固法により凝固させて粉末状、リボン状薄帯、フ
レーク状または細線状物を形成したものを圧縮成形加工
して製造したものである。
Al合金溶湯の冷却速度は、大きいほど初晶Siおよび
金属間化合物は微細となり、通常lO2°C/ s e
c以上の冷却速度であれば初晶Si粒子の平均粒径が
20JLm以下で、金属間化合物の平均サイズを2μm
以下とすることができる。102’C/sea以上の冷
却速度が得られる急冷凝固法には例えばアトマイズ法1
回転円板法、ドラムスプラット法、急冷ロール法等があ
り本発明ではいずれの方法を用いてもよい。
金属間化合物は微細となり、通常lO2°C/ s e
c以上の冷却速度であれば初晶Si粒子の平均粒径が
20JLm以下で、金属間化合物の平均サイズを2μm
以下とすることができる。102’C/sea以上の冷
却速度が得られる急冷凝固法には例えばアトマイズ法1
回転円板法、ドラムスプラット法、急冷ロール法等があ
り本発明ではいずれの方法を用いてもよい。
急冷凝固して得られた粉末状、リボン状薄帯、フレーク
状または細線状物をこのまま、または必要に応じて細片
化し、冷間予at形→アルミニウム缶封入→加熱真空脱
ガス→熱間プレス成形→外削、脱臼→押出の工程て圧縮
成形加工する。この際、脱ガスの良好さ、加工性の良さ
から見ると加熱真空脱ガス、熱間プレスおよび押出時の
温度は高いほど良いが、高温すぎると金属間化合物か粗
大化し、耐熱性が低下するので400℃以下とするのが
望ましい。
状または細線状物をこのまま、または必要に応じて細片
化し、冷間予at形→アルミニウム缶封入→加熱真空脱
ガス→熱間プレス成形→外削、脱臼→押出の工程て圧縮
成形加工する。この際、脱ガスの良好さ、加工性の良さ
から見ると加熱真空脱ガス、熱間プレスおよび押出時の
温度は高いほど良いが、高温すぎると金属間化合物か粗
大化し、耐熱性が低下するので400℃以下とするのが
望ましい。
なお、本発明においては上記製造工程によらなくても一
般のアルミニウム粉末冶金法ならいずれの方法を用いて
もよい。
般のアルミニウム粉末冶金法ならいずれの方法を用いて
もよい。
(実施例)
次に本発明を実施例に基づきさらに詳細に説明する。
第1表に掲げるN0.1〜N0.17の合金溶湯から、
Arガスアトマイズ法によって平均粒径70ILmの粉
末を製造した。アトマイズにおける冷却速度は103〜
b 次いで得られた各合金粉末を用いてそれぞれ冷間予備成
形(真密度の80%まで圧縮、直径100mm、長さ2
00mm)→アルミニウム缶封入→高温真空脱ガス(3
00°Cにて)→熱間プレス成形(真密度まで)→外削
・脱臼の工程により、直径80mm、長さ150mmの
ビレットな作製し、これを350℃にて押出し、直径3
0mmの押出棒とした。また第1表のN0.18〜N0
.20の合金については冷却速度20℃/secの金型
鋳造を行い切削加工して直径80mm、長さ150mm
の押出ビレットを作製し、これを350°Cで押出し、
直径30mmの押出棒とした。
Arガスアトマイズ法によって平均粒径70ILmの粉
末を製造した。アトマイズにおける冷却速度は103〜
b 次いで得られた各合金粉末を用いてそれぞれ冷間予備成
形(真密度の80%まで圧縮、直径100mm、長さ2
00mm)→アルミニウム缶封入→高温真空脱ガス(3
00°Cにて)→熱間プレス成形(真密度まで)→外削
・脱臼の工程により、直径80mm、長さ150mmの
ビレットな作製し、これを350℃にて押出し、直径3
0mmの押出棒とした。また第1表のN0.18〜N0
.20の合金については冷却速度20℃/secの金型
鋳造を行い切削加工して直径80mm、長さ150mm
の押出ビレットを作製し、これを350°Cで押出し、
直径30mmの押出棒とした。
次に合金N0. 1−N0. 17については400°
Cの温度でピーク強度となる時間(1〜3)時間析出処
理を行った。
Cの温度でピーク強度となる時間(1〜3)時間析出処
理を行った。
これら押出材の組織観察、室温および250°C(保持
時間100hr)ての引張試験、大越式摩耗試験機によ
る摩耗試験(乾式、摩耗速度2.91m/sec、摩耗
距離200m)を行って、初晶Si粒子の平均粒径、F
eを含む金属間化合物の平均サイズ、室温および高温強
度、比摩耗量を測定した。その結果を第2表に示す。
時間100hr)ての引張試験、大越式摩耗試験機によ
る摩耗試験(乾式、摩耗速度2.91m/sec、摩耗
距離200m)を行って、初晶Si粒子の平均粒径、F
eを含む金属間化合物の平均サイズ、室温および高温強
度、比摩耗量を測定した。その結果を第2表に示す。
なお、初晶Si粒子の平均粒径は次のようにして求めた
。すなわち、各押出組織を光学顕微鏡を用いて観察し、
その組織写真から初晶Siの大きさを画像解析装置を用
いて測定する。多数(1000個以上)の初晶について
測定を行い、その大きさを平均して初晶Siの平均サイ
ズとする。
。すなわち、各押出組織を光学顕微鏡を用いて観察し、
その組織写真から初晶Siの大きさを画像解析装置を用
いて測定する。多数(1000個以上)の初晶について
測定を行い、その大きさを平均して初晶Siの平均サイ
ズとする。
また、Feを含む金属間化合物の平均サイズは次のよう
にして求めた。すなわち、各押出材組織を透過型電子顕
微鏡を用いて観察し、その組織写真から化合物の大きさ
を画像解析を用いて測定する。多数(1000個以上)
の化合物について測定を行い、その大きさを平均して化
合物の平均サイズとする。
にして求めた。すなわち、各押出材組織を透過型電子顕
微鏡を用いて観察し、その組織写真から化合物の大きさ
を画像解析を用いて測定する。多数(1000個以上)
の化合物について測定を行い、その大きさを平均して化
合物の平均サイズとする。
第2表の結果が示すように、本発明合金材は比摩耗量が
小さく、室温および高温で高い強度を示しており耐摩耗
性、耐熱性に優れている。
小さく、室温および高温で高い強度を示しており耐摩耗
性、耐熱性に優れている。
すなわち、第2表の結果を具体的に説明するとN0.
1〜N0. 15の実施例は、室温および250°Cて
の引張強さが良好な値を示しており、また比摩耗量も小
さい。
1〜N0. 15の実施例は、室温および250°Cて
の引張強さが良好な値を示しており、また比摩耗量も小
さい。
他方、N0.16〜N0.20の比較例において、N0
.16は室温および250’Cての引張強さが実施例に
比較して極端に低く、また比摩耗量もかなり大きくなっ
ている。N0.17は室温での引張強さは良好であるが
、250°Cでの引張強さが極端に低下しており、比摩
耗量もかなり大きくなっている。またN0.18、N0
.19は室温および250’Cでの引張強さが実施例に
比較して極端に低く、また比摩耗量も極端に大きくなっ
ている。
.16は室温および250’Cての引張強さが実施例に
比較して極端に低く、また比摩耗量もかなり大きくなっ
ている。N0.17は室温での引張強さは良好であるが
、250°Cでの引張強さが極端に低下しており、比摩
耗量もかなり大きくなっている。またN0.18、N0
.19は室温および250’Cでの引張強さが実施例に
比較して極端に低く、また比摩耗量も極端に大きくなっ
ている。
さらにN0.20においては250°Cての引張強さが
極端に低下しており、比摩耗量もかなり大きくなってい
る。
極端に低下しており、比摩耗量もかなり大きくなってい
る。
(発明の効果)
本発明のアルミニウム合金材は、内燃機関のシリンダー
ブロック、シリンダーライナー、ピストン、ロッカーア
ーム、およびコンプレッサーのベーン、VTR用シリン
ダー等に好適を、改善された強度、伸び、靭性等を有し
優れた耐熱、耐摩耗性を有する。またこのアルミニウム
合金材はアルミニウム合金溶湯を急冷凝固法により凝固
させたのち、これを圧縮成形加工して製造されるから、
元素の偏析や初晶の粗大化が抑制され強度。
ブロック、シリンダーライナー、ピストン、ロッカーア
ーム、およびコンプレッサーのベーン、VTR用シリン
ダー等に好適を、改善された強度、伸び、靭性等を有し
優れた耐熱、耐摩耗性を有する。またこのアルミニウム
合金材はアルミニウム合金溶湯を急冷凝固法により凝固
させたのち、これを圧縮成形加工して製造されるから、
元素の偏析や初晶の粗大化が抑制され強度。
伸び、靭性等の特性の低下がない。また本発明の製造方
法はアルミニウム合金溶湯な急冷凝固させたものを圧縮
成形するだけであるから、量産及びコスト低下に優れた
効果を奏する。
法はアルミニウム合金溶湯な急冷凝固させたものを圧縮
成形するだけであるから、量産及びコスト低下に優れた
効果を奏する。
Claims (4)
- (1) Si5〜35重量%、Cr0.7〜8%、Zr
0.3〜8%を含み、かつCo0.1〜5%、W0.1
〜5%、Mo0.1〜5%のうち1種または2種以上を
含み、Siを除いた添加元素の総量が25%を越えない
量(以上、%は重量%を示す。)であり残部がAlと不
可避的不純物を有してなり、初晶Si粒子の平均粒径が
20μm以下であり、金属間化合物の平均サイズが2μ
m以下であることを特徴とする耐熱、耐摩耗性アルミニ
ウム合金材。 - (2) Si5〜35重量%、Cr0.7〜8%、Zr
0.3〜8%を含み、かつCo0.1〜5%、W0.1
〜5%、Mo0.1〜5%のうち1種または2種以5%
のうち1種または2種以上を含み、Siを除いた添加元
素の総量が25%を越えない量(以上、%は重量%を示
す。)であり残部がAlと不可避的不純物を有してなり
、初晶Si粒子の平均粒径が20μm以下であり、金属
間化合物の平均サイズが2μm以下であることを特徴と
する耐熱、耐摩耗性アルミニウム合金材。 - (3) Si5〜35重量%、Cr0.7〜8%、Zr
0.3〜8%を含み、かつCo0.1〜5%、W0.1
〜5%、Mo0.1〜5%のうち1種または2種以上を
含み、Siを除いた添加元素の総量が25%を越えない
量(以上、%は重量%を示す。)であり残部がAlと不
可避的不純物を有してなるAl合金溶湯を、急冷凝固法
により凝固させて粉末状、リボン状薄帯、フレーク状ま
たは線状物を形成し、これを圧縮成形加工することを特
徴とする耐熱、耐摩耗性アルミニウム合金材の製造方法
。 - (4) Si5〜35重量%、Cr0.7〜8%、Zr
0.3〜8%を含み、かつCo0.1〜5%、W0.1
〜5%、Mo0.1〜5%のうち1種または2種以上を
含み、かつMn0.3〜8%、Ni0.5〜15%、V
0.3〜10%、Ce0.5〜5%、Ti0.1〜5%
のうち1種または2種以上を含み、Siを除いた添加元
素の総量が25%を越えない量(以上、%は重量%を示
す。)であり残部がAlと不可避的不純物を有してなる
Al合金溶湯を、急冷凝固法により凝固させて粉末状、
リボン状薄帯、フレーク状または線状物を形成し、これ
を圧縮成形加工することを特徴とする耐熱、耐摩耗性ア
ルミニウム合金材の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP21159088A JPH0261024A (ja) | 1988-08-27 | 1988-08-27 | 耐熱、耐摩耗材アルミニウム合金材及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP21159088A JPH0261024A (ja) | 1988-08-27 | 1988-08-27 | 耐熱、耐摩耗材アルミニウム合金材及びその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0261024A true JPH0261024A (ja) | 1990-03-01 |
Family
ID=16608285
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP21159088A Pending JPH0261024A (ja) | 1988-08-27 | 1988-08-27 | 耐熱、耐摩耗材アルミニウム合金材及びその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0261024A (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH03177530A (ja) * | 1988-10-27 | 1991-08-01 | Toyo Alum Kk | 耐熱耐クリープ性アルミニウム合金 |
US5344507A (en) * | 1991-03-14 | 1994-09-06 | Tsuyoshi Masumoto | Wear-resistant aluminum alloy and method for working thereof |
WO1998031849A1 (fr) * | 1997-01-20 | 1998-07-23 | Taiho Kogyo Co., Ltd. | Organe a glissement, procede de traitement de la surface de l'organe a glissement et palette de compresseur rotatif |
EP1371740A1 (en) * | 2001-03-23 | 2003-12-17 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Heat-resistant and creep-resistant aluminum alloy and billet thereof, and method for their production |
EP3739073A1 (en) * | 2013-07-10 | 2020-11-18 | United Technologies Corporation | Aluminum alloys and manufacture methods |
-
1988
- 1988-08-27 JP JP21159088A patent/JPH0261024A/ja active Pending
Cited By (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH03177530A (ja) * | 1988-10-27 | 1991-08-01 | Toyo Alum Kk | 耐熱耐クリープ性アルミニウム合金 |
US5344507A (en) * | 1991-03-14 | 1994-09-06 | Tsuyoshi Masumoto | Wear-resistant aluminum alloy and method for working thereof |
EP0503951B1 (en) * | 1991-03-14 | 1997-05-07 | Tsuyoshi Masumoto | Wear-resistant aluminium alloy and method for working thereof |
WO1998031849A1 (fr) * | 1997-01-20 | 1998-07-23 | Taiho Kogyo Co., Ltd. | Organe a glissement, procede de traitement de la surface de l'organe a glissement et palette de compresseur rotatif |
US6146774A (en) * | 1997-01-20 | 2000-11-14 | Taiho Kogyo Co., Ltd. | Sliding member, method for treating surface of the sliding member and rotary compressor vane |
EP1371740A1 (en) * | 2001-03-23 | 2003-12-17 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Heat-resistant and creep-resistant aluminum alloy and billet thereof, and method for their production |
EP1371740A4 (en) * | 2001-03-23 | 2004-07-21 | Sumitomo Electric Industries | HEAT AND CRACKING RESISTANT ALUMINUM ALLOY, BLOCK MADE THEREOF AND PRODUCTION METHOD THEREFOR |
US6962673B2 (en) | 2001-03-23 | 2005-11-08 | Sumitomo Electric Sintered Alloy, Ltd. | Heat-resistant, creep-resistant aluminum alloy and billet thereof as well as methods of preparing the same |
EP3739073A1 (en) * | 2013-07-10 | 2020-11-18 | United Technologies Corporation | Aluminum alloys and manufacture methods |
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