JPH03146601A - 耐熱耐摩耗性高力アルミニウム合金粉末 - Google Patents
耐熱耐摩耗性高力アルミニウム合金粉末Info
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- JPH03146601A JPH03146601A JP24370890A JP24370890A JPH03146601A JP H03146601 A JPH03146601 A JP H03146601A JP 24370890 A JP24370890 A JP 24370890A JP 24370890 A JP24370890 A JP 24370890A JP H03146601 A JPH03146601 A JP H03146601A
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Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
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、常温から高温までの強度が優れた高Siアル
ミニウム合金粉末に関するもので、特に内燃機関のシリ
ンダーライナーのような熱負荷が高く、また耐摩耗性耐
焼付性が要求される部品に最適のものである。
ミニウム合金粉末に関するもので、特に内燃機関のシリ
ンダーライナーのような熱負荷が高く、また耐摩耗性耐
焼付性が要求される部品に最適のものである。
[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と
なっており、そのためシリンダーブロックは鋳鉄からA
l合金が使用されるように変わってきている。
ライブ(FF)方式のため、エンジンの軽量化が必要と
なっており、そのためシリンダーブロックは鋳鉄からA
l合金が使用されるように変わってきている。
その場合、鋳鉄性シリンダーライナーが鋳ぐるまれで使
用されている。このシリンダーライナーをA1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ーブ
ロックのA1合金に近いので昇温時でもライナーとブロ
ッ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、燃費の向上が可能になるとされている。又、熱膨
張係数がピストン材料のアルミニウム合金のそれと同程
度であるので、ピストンとの間のクリアランスを小さ(
設定できるために潤滑油の消費量を押え燃費の向上も期
待される。
用されている。このシリンダーライナーをA1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ーブ
ロックのA1合金に近いので昇温時でもライナーとブロ
ッ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、燃費の向上が可能になるとされている。又、熱膨
張係数がピストン材料のアルミニウム合金のそれと同程
度であるので、ピストンとの間のクリアランスを小さ(
設定できるために潤滑油の消費量を押え燃費の向上も期
待される。
又、高SiのA1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
リクションロスが低減することから、燃費の向上が期待
される。
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
リクショ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A1合金を使用するこ
とによる効果は多いが、従来の公知のA1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。
とによる効果は多いが、従来の公知のA1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%。
%、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
が広いため、健全な鋳物を得るためには、大きな押湯を
必要とするので歩留まりが悪(コストの高い物となり、
微細化処理や金型鋳造法によっても初晶Siはなお粗大
であるために被削性が悪い。さらに致命的欠点は、シリ
ンダーブロックに鋳ぐるむ時に熱によって材料が軟化す
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(、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、これを熱間押出して、中空
体とする技術が提案されている(特開昭52−1094
15)。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手段により急冷さ
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って、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。
が広いため、健全な鋳物を得るためには、大きな押湯を
必要とするので歩留まりが悪(コストの高い物となり、
微細化処理や金型鋳造法によっても初晶Siはなお粗大
であるために被削性が悪い。さらに致命的欠点は、シリ
ンダーブロックに鋳ぐるむ時に熱によって材料が軟化す
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(、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、これを熱間押出して、中空
体とする技術が提案されている(特開昭52−1094
15)。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手段により急冷さ
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って、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。
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。
0.5〜1.5%Mg、 0.5〜1.5%Ni、残部
A1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52−10
9415 参照)。
A1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52−10
9415 参照)。
[発明が解決すべき課題]
本発明者らはこれらのトレース実験をした結果20、0
Si−4,0Cu−0,81g−0,5Ni−Al残の
組成とした粉末押出材をシリンダーライナー(外径73
mm、内径65mm、高さ105mm1として使用し、
ADC−12合金のシリンダーブロック(重量3.4k
g+に溶湯温度675℃でダイキャスト法で鋳ぐるもテ
ストをおこなった結果、鋳ぐるみ前にT6処理により硬
さがHRB=80であったものが、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。
Si−4,0Cu−0,81g−0,5Ni−Al残の
組成とした粉末押出材をシリンダーライナー(外径73
mm、内径65mm、高さ105mm1として使用し、
ADC−12合金のシリンダーブロック(重量3.4k
g+に溶湯温度675℃でダイキャスト法で鋳ぐるもテ
ストをおこなった結果、鋳ぐるみ前にT6処理により硬
さがHRB=80であったものが、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。
従ってこの中空体もアルミニウム合金製シリンダーブロ
ッ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の使用は不可能である。
ッ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の使用は不可能である。
また、鋳ぐるみはダイキャ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(なるために、高剛性C高硬度)であることが
必要である。
、ライナーはコスト面からもできるだけぐるみ時のライ
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(なるために、高剛性C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、更に使用時に負荷され
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。
に対しても軟化することがなく、更に使用時に負荷され
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。
[課題を解決するための手段1
本発明はAl−5%合金にFeまたはMnを添加するこ
とにより、粗大な初晶Siの晶出を抑制するとともに、
高温における強度と耐摩耗性を著しく改善し、Niを併
せて使用することによりFeまたはMnの添加によって
減少した初晶Siを回復させ、高(品強度や耐摩耗性を
向上させると同時に、耐焼付性を改善せんとするもので
ある。
とにより、粗大な初晶Siの晶出を抑制するとともに、
高温における強度と耐摩耗性を著しく改善し、Niを併
せて使用することによりFeまたはMnの添加によって
減少した初晶Siを回復させ、高(品強度や耐摩耗性を
向上させると同時に、耐焼付性を改善せんとするもので
ある。
本発明のアルミニウム合金粉末の一つのグループは、重
量比でSi 15.0〜25.0%と、FeまたばMn
のうち1種または2種とNiの重金属を含み、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。
量比でSi 15.0〜25.0%と、FeまたばMn
のうち1種または2種とNiの重金属を含み、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。
本発明のもう一つのグループのアルミニウム合金粉末は
、重量比でSi 15.0〜25.0%とFeまたはi
Jnのうち1種または2種とNiとを含み、さらにCu
O65〜5゜0%およびMg0.2〜3,0%を含み、
Si結晶粒の大きさが15μm以下に微細化したことを
要旨とする。
、重量比でSi 15.0〜25.0%とFeまたはi
Jnのうち1種または2種とNiとを含み、さらにCu
O65〜5゜0%およびMg0.2〜3,0%を含み、
Si結晶粒の大きさが15μm以下に微細化したことを
要旨とする。
Niを含むことにより、高温強度改善に有効なNlを含
む金属間化合物が析出していることを特徴としている。
む金属間化合物が析出していることを特徴としている。
以下にこの発明を更に詳細に説明する。
一般に過共晶Al−3i−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−5%合金鋳造材ではSlが
初晶或は共晶としてマトリックス中に分散することによ
り、高温強度や耐摩耗性、耐焼付き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。
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−5%合金鋳造材ではSlが
初晶或は共晶としてマトリックス中に分散することによ
り、高温強度や耐摩耗性、耐焼付き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−5%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
関してはなお十分ではない。
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
関してはなお十分ではない。
そこで本発明ではAl−5%合金にFeまたはMnを添
加することにより、粗大な初晶Siの晶出を抑制すると
ともに、高温における強度と耐摩耗性を著しく改善する
ようにした。
加することにより、粗大な初晶Siの晶出を抑制すると
ともに、高温における強度と耐摩耗性を著しく改善する
ようにした。
また、本発明ではAl−5%合金にNiを添加して初晶
Siの粗大化を阻止して微細に分散品出させ、同時に微
細な金属間化合物を析出させることにより、高温におけ
る強度と耐摩耗性を改善するようにした。
Siの粗大化を阻止して微細に分散品出させ、同時に微
細な金属間化合物を析出させることにより、高温におけ
る強度と耐摩耗性を改善するようにした。
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。
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。Si 10%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初品が晶
出するようになり、耐熱性耐摩耗性も向上してくる。
に及ぼす効果が不十分である。Si 10%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初品が晶
出するようになり、耐熱性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
よって粉末としても粗大なSi初品が消失しなくなる。
よって粉末としても粗大なSi初品が消失しなくなる。
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に粉体の圧縮性を著しく悪化さ
せ、圧粉体をっ(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、大きな押し出し力を必要とし
、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るのでシリン
ダーライナー材としては不適当なものとなるから、粗大
な初晶Siは避けなければならない。
出成形加工して使用するに粉体の圧縮性を著しく悪化さ
せ、圧粉体をっ(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、大きな押し出し力を必要とし
、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るのでシリン
ダーライナー材としては不適当なものとなるから、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ック材に鋳ぐ
るまれで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ッ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。
るまれで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ッ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。
したがってSiの添加量は15.0〜25.0%とする
のが良い。
のが良い。
FeおよびMnは本発明においては重要な成分でありA
l中への溶解度が低くかつ拡散速度が遅いことを利用し
て微細な化合物として分散させ、高温強度を高める目的
で添加する。さらに固溶限度を越えてFeまたはMnを
添加するとAl−(Fe、Mn1−5i系の化合物とし
て析出し、その形状は添加量が多いほど、又冷却速度が
遅いほど粗大となる。
l中への溶解度が低くかつ拡散速度が遅いことを利用し
て微細な化合物として分散させ、高温強度を高める目的
で添加する。さらに固溶限度を越えてFeまたはMnを
添加するとAl−(Fe、Mn1−5i系の化合物とし
て析出し、その形状は添加量が多いほど、又冷却速度が
遅いほど粗大となる。
これらの金属間化合物は本発明の製造方法の骨子である
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、後の熱間押出工程によって分断され、基
地中に微細に分散する。これら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。従っ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後も硬度の低下はなく、
耐摩耗性を保持することが可能である。
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、後の熱間押出工程によって分断され、基
地中に微細に分散する。これら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。従っ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後も硬度の低下はなく、
耐摩耗性を保持することが可能である。
過共晶Al−Si合金中にFeまたはMnを添加してい
くと初晶Siは少なくなるが、代わって析出するAl−
(Fe、 Mn1−3i系金金属化合物によって耐熱性
、耐摩耗性を維持し改善するものである。このようにF
eとMnは同様の作用効果を有しているので、Feまた
はMnのうちいずれか1種または2種を使用することが
できる。FeまたはMnの添加量はFeを使用する場合
は7.1以上でFeとNiとの合計が15.0%以下、
Mnを使用する場合は7.1%以上でMnとNlとの合
計が1000%以上15.0%以下が適当である。Fe
とMnとではFeの方が少量から効果が発現するからで
ある。FeとMnとを併用する場合は(Fe+Mn)を
5〜15%とし、Fe、 Mn、 Niの3種合計が7
.5%〜15.0%の範囲とするのが適当である。これ
はFeとMnの耐熱効果が顕著に発揮される範囲を選ん
だためである。
くと初晶Siは少なくなるが、代わって析出するAl−
(Fe、 Mn1−3i系金金属化合物によって耐熱性
、耐摩耗性を維持し改善するものである。このようにF
eとMnは同様の作用効果を有しているので、Feまた
はMnのうちいずれか1種または2種を使用することが
できる。FeまたはMnの添加量はFeを使用する場合
は7.1以上でFeとNiとの合計が15.0%以下、
Mnを使用する場合は7.1%以上でMnとNlとの合
計が1000%以上15.0%以下が適当である。Fe
とMnとではFeの方が少量から効果が発現するからで
ある。FeとMnとを併用する場合は(Fe+Mn)を
5〜15%とし、Fe、 Mn、 Niの3種合計が7
.5%〜15.0%の範囲とするのが適当である。これ
はFeとMnの耐熱効果が顕著に発揮される範囲を選ん
だためである。
添加量が上記範囲より少ない場合は高温強度を維持向上
させるための金属間化合物の析出量が不足するので効果
が上がらない、また添加量が上記範囲を越えた場合は硬
さや耐摩耗性がかえうて低下するのでライナー材として
は好ましくない。又、アルミニウム合金の有する軽量性
も失わせ、粉末を押出加工する場合は圧縮性を悪くし、
押出変形抵抗を大きくし加工を困難にするので好ましく
ない。従ってNi、FeまたはMnの添加量の上限はこ
れら重金属の合計で15%とした。
させるための金属間化合物の析出量が不足するので効果
が上がらない、また添加量が上記範囲を越えた場合は硬
さや耐摩耗性がかえうて低下するのでライナー材として
は好ましくない。又、アルミニウム合金の有する軽量性
も失わせ、粉末を押出加工する場合は圧縮性を悪くし、
押出変形抵抗を大きくし加工を困難にするので好ましく
ない。従ってNi、FeまたはMnの添加量の上限はこ
れら重金属の合計で15%とした。
Niの添加効果はFeまたはMnの添加によって減少し
た初晶Siを回復させ、高温強度や耐摩耗性を向上させ
ると同時に、耐焼付性を改とできる点にある。即ち、過
共晶Al−Si合金中にNi、Fe、Mnを併せて添加
すると、微細な初晶Siと、Al−Ni系金属間化合物
、およびAl−(Fe、 Mn)−Si系金属間化合物
が同時に析出する。この結果合金の高温強度や耐摩耗性
を向上させ、さらに耐焼付性を著しく改善するという新
たな効果が表われる。 Niの添加量はSi初品と金属
間化合物相の析出を考慮すると3.0〜10.0%が目
安となる。Niの添加により^1合金中でのSi溶解度
が減少し、過剰のSiが初品として晶出する。これにF
eまたはMnのうち1種または2種を添加するのが良い
。ただしくNi+Fe+Mn1合がで7.5〜15.0
%の範囲にとどめるべきである。添加量が上記範囲より
少ない場合は高温強度を向上させるための金−居間化合
物の析出が不足するので効果が上がらない。また添加量
が上記範囲を越えた場合は、硬さや耐摩耗性がかえって
低下するのでライナー材としては好ましくない。さらに
は合金粉末を押出成形加工する場合は圧縮性を悪(し、
押出変形抵抗を大きくして加工を困難とするので好まし
くない。
た初晶Siを回復させ、高温強度や耐摩耗性を向上させ
ると同時に、耐焼付性を改とできる点にある。即ち、過
共晶Al−Si合金中にNi、Fe、Mnを併せて添加
すると、微細な初晶Siと、Al−Ni系金属間化合物
、およびAl−(Fe、 Mn)−Si系金属間化合物
が同時に析出する。この結果合金の高温強度や耐摩耗性
を向上させ、さらに耐焼付性を著しく改善するという新
たな効果が表われる。 Niの添加量はSi初品と金属
間化合物相の析出を考慮すると3.0〜10.0%が目
安となる。Niの添加により^1合金中でのSi溶解度
が減少し、過剰のSiが初品として晶出する。これにF
eまたはMnのうち1種または2種を添加するのが良い
。ただしくNi+Fe+Mn1合がで7.5〜15.0
%の範囲にとどめるべきである。添加量が上記範囲より
少ない場合は高温強度を向上させるための金−居間化合
物の析出が不足するので効果が上がらない。また添加量
が上記範囲を越えた場合は、硬さや耐摩耗性がかえって
低下するのでライナー材としては好ましくない。さらに
は合金粉末を押出成形加工する場合は圧縮性を悪(し、
押出変形抵抗を大きくして加工を困難とするので好まし
くない。
本発明のもう一つのグループの合金粉末は上記組成にさ
らに0.5〜5.0%のCuまたは0.2〜3.0%の
Mgを添加したものである。CuやMgはアルミニウム
合金に時効効果を付与して材質を強化する成分として知
られている0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。
らに0.5〜5.0%のCuまたは0.2〜3.0%の
Mgを添加したものである。CuやMgはアルミニウム
合金に時効効果を付与して材質を強化する成分として知
られている0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。
状態図からAl中へのCu、 Mgの溶解度はそれぞれ
5.7%、14.9%であるが、Mgff1が多くなり
すぎるとかえって仲が低下するのでMg量は3.0%に
押え、CuとMgを共用して強度の向上を図ることとし
た。したがって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%、l14g: 3.0%
とし、この範囲でマトリックスが強化される範囲を選択
することとした。本発明は高Siアルミニウム合金粉末
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。MnとNi
を使用する場合も0.5%以下のFeが不純物として混
入することがあり得るが、特性上何ら支障は無い。
5.7%、14.9%であるが、Mgff1が多くなり
すぎるとかえって仲が低下するのでMg量は3.0%に
押え、CuとMgを共用して強度の向上を図ることとし
た。したがって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%、l14g: 3.0%
とし、この範囲でマトリックスが強化される範囲を選択
することとした。本発明は高Siアルミニウム合金粉末
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。MnとNi
を使用する場合も0.5%以下のFeが不純物として混
入することがあり得るが、特性上何ら支障は無い。
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15LLm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Sl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。
て初晶Siの大きさが15LLm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Sl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10”℃/s
ec以上の冷却速度で急冷分散凝固させることによって
得ることができる。このようにして得られた合金粉末は
大きさが15μm以下のSi結晶粒と成長を抑えられた
Fe、Mn、Ni等を含む金属間化合物の棒状界を有し
ており、従来の高Si系A1合金粉末には見られなかっ
た新規な合金粉末である。またこのような組織を有する
合金を鋳造法で得ることは困難である。
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10”℃/s
ec以上の冷却速度で急冷分散凝固させることによって
得ることができる。このようにして得られた合金粉末は
大きさが15μm以下のSi結晶粒と成長を抑えられた
Fe、Mn、Ni等を含む金属間化合物の棒状界を有し
ており、従来の高Si系A1合金粉末には見られなかっ
た新規な合金粉末である。またこのような組織を有する
合金を鋳造法で得ることは困難である。
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A1合金成形体用とし
て、シリンダーライナーやコンプレッサー用ベーンに有
用である。
、特に耐熱耐摩耗性を有する高力A1合金成形体用とし
て、シリンダーライナーやコンプレッサー用ベーンに有
用である。
次に実施例を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な媒体
に空気を用いてガスでアトマイズし、 103’C/s
ec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
.5 ton/cm ”の圧力で圧縮成形して直径10
0mm、長さ 2001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10
4mm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、 l= No、 28の成形体を得た。
に空気を用いてガスでアトマイズし、 103’C/s
ec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
.5 ton/cm ”の圧力で圧縮成形して直径10
0mm、長さ 2001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10
4mm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、 l= No、 28の成形体を得た。
押出のまま(F)またはT6処理や300℃X 10
0Hr(0)処理を施こしたのち、標点間距離50mm
、平行部面径6闘引っ張り試験片に加工して常温から2
50℃迄の間で引張試験を行った。なお、引張試験は各
試験温度で、100 +Ir保持後におこなった。
0Hr(0)処理を施こしたのち、標点間距離50mm
、平行部面径6闘引っ張り試験片に加工して常温から2
50℃迄の間で引張試験を行った。なお、引張試験は各
試験温度で、100 +Ir保持後におこなった。
また、硬さを各温度での引張試験の試験片のチャキング
部の端部について測定した。
部の端部について測定した。
さらに鋳造との比較のためA390.0合金の金型鋳造
材を比較材(鋳造)として500℃x1011r 保
持後水冷し、 175℃X l0Hrの時効処理を行っ
たものについて同様の試験を行った。これらの結果を表
−■に示す。表−1中熱処理区分の記号Fは押出のまま
、記号T6は480℃×2H「保持後水冷し 175’
CX l0Hr(7)時効処理、記号Oは300’CX
10011r保持の処理を示す。
材を比較材(鋳造)として500℃x1011r 保
持後水冷し、 175℃X l0Hrの時効処理を行っ
たものについて同様の試験を行った。これらの結果を表
−■に示す。表−1中熱処理区分の記号Fは押出のまま
、記号T6は480℃×2H「保持後水冷し 175’
CX l0Hr(7)時効処理、記号Oは300’CX
10011r保持の処理を示す。
表−1から明らかなとおり比較材(鋳造)やNo、 1
〜6までのものと比べて、本発明によるNo、 12〜
28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、熱間鍛造によ
り直径7G+ua、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。
〜6までのものと比べて、本発明によるNo、 12〜
28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、熱間鍛造によ
り直径7G+ua、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った。
○対焼付性試験
試験装置は第9図及び第1O図に概要を図解的にに取付
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)によって右方に向けて
所定圧力Pが作用するようにしである0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
って所定速度で回転するようにしである。ロータ(4)
の円板(2)に対する端面に取付けられた試料支持具(
4a)には、5mmX 5mwX 10vw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
取付けである。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。
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)によって右方に向けて
所定圧力Pが作用するようにしである0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
って所定速度で回転するようにしである。ロータ(4)
の円板(2)に対する端面に取付けられた試料支持具(
4a)には、5mmX 5mwX 10vw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
取付けである。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)の回転によって相手の試
験片(5)と円板B(2)との摩擦によって、ステータ
(1)に生ずるトルク(摩擦力によって生ずるトルク)
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が急激に上界するときに焼付が
生じたものとして、その時の接触面圧をもって焼付面圧
としこの大小をもって耐焼付性の良否を判断する。
に増加してゆき、ロータ(4)の回転によって相手の試
験片(5)と円板B(2)との摩擦によって、ステータ
(1)に生ずるトルク(摩擦力によって生ずるトルク)
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が急激に上界するときに焼付が
生じたものとして、その時の接触面圧をもって焼付面圧
としこの大小をもって耐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℃×10h
「の熱処理後研磨仕上げをしたものを使用し、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、平均粒径口、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、研磨仕上げを行なった。 比較材としては、シ
リンダーライナー用として使用されている片状黒鉛鋳鉄
についてもおこなった。試験条件は、速度8 m/se
c、潤滑油はエンジンオイル(SAE 20.ペースオ
イル)で温度 90℃、油量300m1/min と
し、接触圧力は20kg/cm2で20分間の馴らし運
転後、30 kg/cm2で3分間、その後3分経過毎
に10kg/cmZずつ上昇させていく。結果を表−2
に示す。
「の熱処理後研磨仕上げをしたものを使用し、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、平均粒径口、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、研磨仕上げを行なった。 比較材としては、シ
リンダーライナー用として使用されている片状黒鉛鋳鉄
についてもおこなった。試験条件は、速度8 m/se
c、潤滑油はエンジンオイル(SAE 20.ペースオ
イル)で温度 90℃、油量300m1/min と
し、接触圧力は20kg/cm2で20分間の馴らし運
転後、30 kg/cm2で3分間、その後3分経過毎
に10kg/cmZずつ上昇させていく。結果を表−2
に示す。
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、本発明によるものは優れた耐焼付性を示して
いる。
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、本発明によるものは優れた耐焼付性を示して
いる。
(Ull全全白
表−2
また、比較材(iff造)や、No、 l 、 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、焼付発生面圧が大
幅に低くなっているが、本発明による場合は、相手表面
処理の違いによる差が小さくなる結果となっている点が
注目される。
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、焼付発生面圧が大
幅に低くなっているが、本発明による場合は、相手表面
処理の違いによる差が小さくなる結果となっている点が
注目される。
さらに比較材(鋳造)やNo、 1. No、 2に比
べ本発明の実施例の成形体の焼付発生面圧が高いが、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
となって油膜の保持作用として動くほかに、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って相手材
に凝着しようとするのを防ぐためと考えられる。
べ本発明の実施例の成形体の焼付発生面圧が高いが、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
となって油膜の保持作用として動くほかに、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って相手材
に凝着しようとするのを防ぐためと考えられる。
0摩耗試験及び摩擦係数の測定
耐焼付試験に使用したのと同じ試験機により研磨仕上げ
を行なった円板状の試験片(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0.8
μm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。
を行なった円板状の試験片(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0.8
μm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。
結果を表−3に示す。
(条 件)
速度は 3 m/sec、 5 m7sec、 8 m
/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500m1/min。
/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500m1/min。
面圧100kg/cm2で、摺動距離は500kmとし
た。
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となるように指針を走
らせ、摩耗痕の状況をチャート上に記録する。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
。表−3では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。
れた位置で4カ所摺動方向と直角となるように指針を走
らせ、摩耗痕の状況をチャート上に記録する。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
。表−3では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
によった。
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
によった。
摩擦係数の測定は、200km走行後にトルクを記録計
(9)より読取り算出した。表3に示した結果から、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、著しく摩擦係数の低いことが明
らかである。さらに、比較例1のように鋳ぐるみ時の熱
負荷に相当する300℃X 100Hrの熱処理を行っ
たものは円板の摩耗量が著しく多いが、本発明の特許請
求の範囲である例No、12〜No、28の摩耗量は、
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メツキであっても、またSiC分
散メツキであっても、その差はない。
(9)より読取り算出した。表3に示した結果から、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、著しく摩擦係数の低いことが明
らかである。さらに、比較例1のように鋳ぐるみ時の熱
負荷に相当する300℃X 100Hrの熱処理を行っ
たものは円板の摩耗量が著しく多いが、本発明の特許請
求の範囲である例No、12〜No、28の摩耗量は、
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メツキであっても、またSiC分
散メツキであっても、その差はない。
[発明の効果]
以上のように本発明合金粉末は、アルミニウム合金製シ
リンダーブロックに鋳ぐるまれで、かつ使用時に比較的
高い温度域で使用されるシリンダーライナーのような用
途に適するものである。
リンダーブロックに鋳ぐるまれで、かつ使用時に比較的
高い温度域で使用されるシリンダーライナーのような用
途に適するものである。
従って、本発明合金は従来鋳造用または展伸用合金とし
ては、脆い化合物をつくるために使用できなかったよう
なFeやNi、Mnを多量に含む低級スクラップの使用
も可能となるため、経済的効果も大である。
ては、脆い化合物をつくるために使用できなかったよう
なFeやNi、Mnを多量に含む低級スクラップの使用
も可能となるため、経済的効果も大である。
第1図、第2図は対焼付性試験装置のa要を示す図で、
第2図は第1図のIV −IV矢視側面図である。
第2図は第1図のIV −IV矢視側面図である。
Claims (6)
- (1)重量比でSi15.0〜25.0%と、Niと7
.1%以上のFeとをNiとFeの合計が15.0%以
下となる範囲で含み、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、Niと7
.1%以上のFeとをNiとFeの合計が15.0%以
下となる範囲で含み、さらにCu0.5〜5.0%およ
びMg0.2〜3.0%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。 - (3)重量比でSi15.0〜25.0%と、Niと7
.1%以上のMnとをNiとMnの合計が10.0〜1
5.0%となる範囲で含み、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、NiとM
nとをNiとMnの合計が10.0〜15.0%となる
範囲で含み、さらにCu0.5〜5.0%およびMg0
.2〜3.0%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。 - (5)重量比でSi15.0〜25.0%と、Fe、M
n、Niを(Fe+Mn)が5%以上でかつFeとMn
とNiとの合計が7.5〜15.0%となる範囲で含み
、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。 - (6)重量比でSi15.0〜25.0%と、Fe、M
n、Niを(Fe+Mn)が5%以上でかつFeとMn
とNiとの合計が7.5〜15.0%となる範囲で含み
、さらにCu0.5〜5.0%およびMg0.2〜3.
0%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。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2243708A JPH072961B2 (ja) | 1990-09-17 | 1990-09-17 | 耐熱耐摩耗性高力アルミニウム合金粉末 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2243708A JPH072961B2 (ja) | 1990-09-17 | 1990-09-17 | 耐熱耐摩耗性高力アルミニウム合金粉末 |
Related Parent Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP28226487A Division JPS63266005A (ja) | 1987-11-10 | 1987-11-10 | 耐熱耐摩耗性高力アルミニウム合金粉末 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03146601A true JPH03146601A (ja) | 1991-06-21 |
JPH072961B2 JPH072961B2 (ja) | 1995-01-18 |
Family
ID=17107806
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2243708A Expired - Lifetime JPH072961B2 (ja) | 1990-09-17 | 1990-09-17 | 耐熱耐摩耗性高力アルミニウム合金粉末 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH072961B2 (ja) |
Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5913041A (ja) * | 1982-07-12 | 1984-01-23 | Showa Denko Kk | 耐熱耐摩耗性高力アルミニウム合金粉末成形体およびその製造方法 |
-
1990
- 1990-09-17 JP JP2243708A patent/JPH072961B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5913041A (ja) * | 1982-07-12 | 1984-01-23 | Showa Denko Kk | 耐熱耐摩耗性高力アルミニウム合金粉末成形体およびその製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH072961B2 (ja) | 1995-01-18 |
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