JPH03199336A

JPH03199336A - 耐摩耗性アルミニウム合金

Info

Publication number: JPH03199336A
Application number: JP33877089A
Authority: JP
Inventors: Shigetaka Jin; 重傑神; Yosuke Takahashi; 高橋　庸輔; Naomi Nishi; 西　直美
Original assignee: Ryobi Ltd
Current assignee: Ryobi Ltd
Priority date: 1989-12-28
Filing date: 1989-12-28
Publication date: 1991-08-30

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。

Description

【発明の詳細な説明】〔産業上の利用分野〕本発明は耐摩耗性に優れたアルミニウム合金に関する。

〔従来の技術〕

従来、内燃機関の摺動部材にはへＣ８Ａ合金（ＪＩＳア
ルミニウム合金鋳物）や３９０合金（過共晶＾１−Ｓｉ
合金）等が使用されている。

＾Ｃ８Ａ合金は約１ｗＬ％のＣｕ及びＭｇ、１１−１３
ｗｔ％のＳｉ及び耐熱性を向上させるためにＮｉを０．
８〜１．５ｗｔ％の範囲で含有するアルミニウム合金で
あって、通常熱処理（Ｔｉ又はｒｔ）を行って使用して
いる。

このアル果ニウム合金は３９０合金に比べＳｉとＣｕＯ
量が少ないため室温における靭性が比較的高くまたＮｉ
を添加していることから高温強度も高いことが知られて
いる。しかし、合金の鋳放し状態ではＳｉ、　Ｃｕの添
加量が少ないことから耐摩耗性に問題がある。従ってこ
の合金は、−船釣に熱処理を行わないで使用するダイカ
スト品への応用は難しく、また、この合金の凝固＆１１
ｖａにはα相が多く晶出しているため同じＡｔ合金材同
志の摺動時に凝着を起し易い問題がある。

一方３９０合金は過共晶域までＳｉを添加していること
から凝固＆ｌｌ織には初晶Ｓ＋が多く分散しており耐摩
耗性はＡＣ８Ａ合金より優れている。更に熱膨張係数が
低い特長も併せもっことから鋳放し状態あるいは安定化
処理を行った状態でエンジンの摺動部やシフトフォーク
などの摩耗部品に使用されている。しかし、高度な耐摩
耗性が要求されるようなライナーレスのシリンダーブロ
ック材に対しては充分な摩耗特性を有しているとは言い
難い。これはＡＣ８Ａ合金同様凝固組織にα相が多いた
めで摺動時に焼付きを生じ易いことが一因である。

〔発明が解決しよ・）とする問題点〕

そのため３９０合金をライナーレスのシリンダブロック
材のようにライナー祠として使用する場合は特殊な腐食
処理によってマトリツクスを浸食し初晶Ｓｉを浮き出す
ことによって耐摩耗性を向上している。このように厳し
い摩耗条件にさらされるような部分に３９０合金を使用
するには特殊な処理を必要とし、生産における工数が増
える問題がある。その上、エンジン部品等高熱下で使用
される環境を想定した場合３９０合金はＡＣ８Ａ合金に
比べ高温強度が低い欠点がある。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明は前述の問題を解決するためになされたもので、
鋳放し状態で３９０合金以上の耐摩耗性と高温強度とを
有するアルミニウム合金を提供することを目的としてい
る。

上記目的は以下に示す本発明によって達成される。

すなわち、本発明は５ｉ１３〜ｌｈｔ％　Ｃｕ１〜７ｗ
ｔ％、Ｎｉ３〜７ｗｔ％、Ｍｎ０．２〜１．５ｗｔ％９
Ｍｇ１．（ｈｔ％ｔ％以下ｅ１．５％以下で、必要に応
じてＴｉ０．０１〜０．３ｗｔ％、Ｂ　０．００１〜０
．１ｗｔ％、Ｐ０．ＯＯ１〜０．２ｗｔ％、　Ｓｒ０．
００１〜０．１ｗｔ％、及びＳｂ０．０５〜０．３ｅｉ
Ｌ％の少くとも一種を含有し、残部が実質的にＡｌより
なるアルくニウム合金である。

本発明のアルミニウム合金では、Ｓｉ＋　Ｃｕ、　Ｎｉ
。

Ｍｎ、　Ｍｇ及びＦｅの量を上記の特定範囲に規定する
ことにより優れた高温強度と耐摩耗性を有している。

以下、本発明の詳細な説明する。

まず、本発明のアルミニウム合金における成分組成の限
定理由を説明する。

（Ｓｉ）Ｓｉの添加は初晶Ｓｉ、共晶Ｓｉを晶出して強度、硬さ
、耐摩耗性が向上し、熱膨張係数が低下する。Ｓｉ粒子
の均一分散が得られる場合は特に耐摩耗性に与える効果
が大きい。１３−ｔ％以下では初晶Ｓｉの晶出量が少な
いため耐摩耗性が不充分で１８ｗｔ％を越えると液相線
温度が上昇し鋳造性が低下する。

（Ｎｉ）Ｎｉは＾１−Ｎｉ系化合物、及びＡｌ　−Ｎｉ　−Ｃｕ
系化合物を形威し、著しい靭性の低下を伴わずに強度、
硬さ、耐摩耗性が向上し、更に高温における強さの向上
に有効である。Ｎｉの高温強度に対する効果は３ｗｔ％
稈度で飽和するが、更にそれ以上添加すれば硬さと耐摩
耗性とが著しく向上し、その上熱膨張係数の低下にも有
益である０本発明合金ではこの点に着目し、従来合金で
は耐熱効果の飽和、合金コストからＮｉ量を３ｗｔ％以
下に抑えていたのに対し、３ｗｔ％以上のＮｉを添加す
ることによって硬さ、゛耐摩耗性が向上している。Ｎｉ
３％未満では耐摩耗性が充分でなく、７％を越えると、
針状の粗大化合物の晶出量が増え靭性が著しく低下する
。更に液相線温度の上昇から凝固温度範囲が広がり、ダ
イカスト鋳造の際に割れが生じ易くなる。

（Ｃｕ）Ｃｕは２相に固溶し耐力、硬さを向上する。その上Ａｌ
−Ｎｉ系化合物と＾ｌ　−Ｎｉ−Ｃｕ系化合物を形威し
高温強度、耐摩耗性を向上する＊１ｗｔ％未満では硬さ
、耐摩耗性が十分でなく、７ｗｔ％を越えると偏析が激
しくなり強度の向上を伴わずに靭性が低下する。更に鋳
造性に対しても悪影響を及ぼす。

（Ｍｎ）Ｍｎは、Ａｌ相中に良く固溶し、Ａｌ−Ｍｎ２元系平衡
状態図上でのＭｎの固溶限は共晶点（１，９Ｌ６５７°
Ｃ）で約１．８　ｗｔ％である。Ｍｎの添加により、硬
さ、強度が向上し、Ｓｉ＋　Ｆｅ、　Ｎｉ量　Ｃｕ等が
共存すると、Ａｌ−？１ｎ−５ｉ−Ｆｅ系化合物、八ｌ
　−８ｉ　−Ｃｕ−Ｍｎ−Ｆｅ系化合物等を形成し、硬
さ、強度に加えて耐摩耗性、高温強度も向上する。この
効果は、Ｍｎが０．２ｗｔ％未満では認められず、１．
５ｉｉｔ％を越えると鋳造性や靭性を害する。

（Ｍｇ）Ｍｇは一部はα相中に固溶し、残りは’ｇｚｓｉ又はＡ
ｌ　−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物として晶出し、これらの効果
から強度、耐Ｎ北性を向上する。しかし、！、ＯｗＬ％
以−Ｌ添加すると、ｑ［、ｓｉ等のぜい性の化合物の晶
出量が増え靭性が低下するため添加量は１．Ｏｗｔ％以
下に抑える必要がある。

（Ｆｏ）Ｆｅは１．５ｗｔ％以上になるとＡｌ−Ｆｅ−５ｉ系針
状化合物を作り、著しく延性を損ったり、ハードスボ。

トの原因となるので、添加量は１５ｗｔ％以下に抑える
必要がある。

（微細化元素および改良処理元素）Ｔｉ、　Ｂは結晶粒の微細化に効果がある公知の元素で
、鋳造性がｌ１ｊｌ　ｈ　Ｌ、Ｔｉはｏ、ｏｏｉ〜Ｑ、
３　ｗｔ％、Ｂは０．００１〜０．１ｗｔ％の範囲でＴ
Ｉ単独又はＴｉ、　　Ｂの組合せで添加する。

Ｐは、初晶Ｓｉの微細化元素として公知であり、添加量
は０．００１〜０．２ｗｔ％の範囲で効果が見られる。

Ｓｒ、　Ｓｂは共晶Ｓｉの改良処理元素として必要に応
して添加する。これらの元素は共晶Ｓｉ相を微細化する
ための靭性の向上に有効７ある。添加量はＳｒ０．００
１〜０．１ｗｔ％、Ｓｂ０．０５へ０．３ｗ＋％がｊ舎
当である。

なお、特開昭６ｌ−３３９６３６号公報には５ｉ１４〜
１８何ｔ％、　Ｆｅ０．４〜２ｓｊ％、Ｃｕ４〜６ｉｎ
ｔ％、　Ｎｉ４．５〜１ｏ１１１ｔ％、　　り０．００
１〜Ｑ、１ｗｔ％残部Ｍよりなるアルミｒ〜ウム合金が
開示され、高温強度、特に耐力が優れているとの記載が
ある。しかしながら、実験条件は、本発明の実施例にお
ける条件と必ずしも同一ではないが、同公報に開示され
ている合金の例えば５００’Ｆ　（２２７℃）の時の引
張強度（Ｔ、Ｓ）がＳ−５０５３１８で２０．７Ｋｓｉ
（１４，６Ｋｇｆ／ｍ＋ｍ”）であり、本発明の合金に
比べて特に優れているとはいえず、また硬さは開示合金
の場合６６〜６７ＲＢ　（ＩＩＲＢ）で本発明の合金に
比べてかなり劣っている。また開本合金は耐摩耗性の点
でも必ずしも満足すべきものではなかった。

この原因としては、同公報に開示の合金にはＭｎが含ま
れていないためと思われ、本発明においては前記したよ
うに特定範囲のＭｎを添加しているために硬さ及び耐摩
耗性においてより優れたものとなっている。

〔実施例〕

以下に実施例を示し、本発明を更に具体的に説明する。

表１に示すｋｌ戒の合金溶湯を９０ｔｏｎダイカストマ
シンを用いて鋳込温度７３０〜７５０°Ｃ金型温度１１
０〜１３５’Ｃ１射出速度１．３〜１．４ｍ／ｓ、鋳込
圧カフ６０ｋｇｆ／　ｃｊ、チルタイム５秒の条件で第
１図に示す形状の試験片を鋳造し、試料Ｎｏ、ｌ＝ｌ］
とした。またＮｏ。

ｌの組成の合金を１０　Ｘ　３０　Ｘ　５００１１１寸
法の試験片形状に金型鋳造（グラビテイ）し試料Ｎ０．
ＩＧとした。

以上の試料Ｎ００１〜１１及びＮｏ、　ＩＧを用いて以
下の実験を行った。実験結果を表２〜４に、凝固組織を
金属組成の顕微鏡写真として第２図に示す。

（１）引張試験（室温）第１図に示す引張試験片（２）の試料Ｎ０．１〜１１を
鋳放し状態で引張試験を行った。その時の引張速度（ク
ロスヘツドスピード）は５ｍｌ１／ｓｉｎで、伸び測定
の標点間距離は５０ｍｍである。

（２）高温引張試験（２５０’Ｃ）第１図に示す引張試験片（２）の試料Ｎ０．ｌ、４，１
０．１１を用い鋳放し状態で２５０°Ｃの雰囲気中で引
張試験を行った。保持時間は６０分である。

（３）硬さ試験第１図に示す平板試験片（１）の試料Ｎ０１１〜１１を
用い、鋳放し状態でのロツクウ入ル硬さ（ＨＲＢ　）を
測定した。

（５）摩耗試験第１図に示す平板１大験片（１）を用い大越式摩耗試験
機により摩耗試験を行った。試験条件は最終荷重１８．
９ｋｇ、摩耗距離４００＋ｍ、摩耗速度２．８６ｍ／ｓ
　、相手材ＦＣ２５、潤滑剤には市販のモーターオイル
（１０３０Ｈ）を用い湿式雰囲気で使った。

（６）凝固Ｍｉ織の観察Ｎ０．１，Ｎｏ、１Ｇ、　ｌｉｏ、１０（３９０合金）
　、Ｎ０．１１（ＡＣ８Ａ合金）の凝固組織を光学顕微
鏡で観察した。観察位置は、第１図に示す平板試験片（
１）の鋳肌面から約０．５ｎｎｎで、腐食処理は１％弗
酸溶液を用いた。

表３摩耗試験結果表２引張試験、硬さ試験結果表２に示す様に本発明合金の引張強さ、耐力、伸びは３
９０合金と同程度であるが、硬さは７９〜８１（ＨＲＢ
）を示し、参考合金の３９０合金合金８Ａ合金より高い
。

比較合金のＮ００５、Ｎ０１７はそれぞれＳｔ又はＮｉ
の添加量が少ないため硬さが低い、それに対しＮ００６
、Ｎ００８はＳｉ、　Ｎｉの添加量が多過ぎるため伸び
値が極めて低く、このためダイカストの際に割れを発生
し易い。

本発明合金の耐摩耗性は表３に示す様に、いずれの合金
も３９０合金、ＡＣ８＾合金より優れている。

表３のＮ０．ＩＧはＮ０．ｌを金型（グラビテイ）鋳造
したものであるが、比摩耗量はダイカストしたＮｏ、　
１と大きな差はなく、本発明合金は、金型鋳造（グラビ
テイ）においてもダイカストと同様な耐摩耗性を得られ
ることがわかる。

比較合金のＮ０９５、Ｎ０１７はＳｉ、　Ｎｉの添加量
が不充分であるため耐摩耗性は本発明合金や３９０合金
より劣っている。

表４は２５０℃における引張強さと伸びを示す。

本発明合金（Ｎ０．１、Ｎ０．４）の高温引張強さは３
９０合金（Ｎｏ、　１０）より高く、ＡＣ８＾合金（Ｎ
０．１１）と同等の値を示している。

本発明合金及び参考合金の凝固組織を合金ｔ１１織の顕
微鏡写真として第２図に示す０本発明合金の凝固＆＋１
織は３９０合金、ＡＣ８Ａ合金に比べα相の晶出量が極
めて少なく、粒状の初晶Ｓｔと微細な共晶相が組織を理
めている。（そのため優れた耐摩耗性を有する）また金
型鋳造（グラビテイ）したＮ０．１ＧのｍｍもＮｏ、１
と同し微細な共晶相と初晶Ｓｉから成っている。

〔発明の効果〕

以上説明したように本発明合金は、何れもα相の晶出が
少いために摺動時焼付きの問題を生しさせることもない
。従って鋳放し状態で３９０合金と比べ優れた耐摩耗性
と高温強度とを有し、シリンダブロック、ピストン等エ
ンジン部品に用いて好適であり、更にその他の摺動部材
へも広い用途が期待できるため産業界に与える効果は大
きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の実施例及び比較例で用いた試験片を示
す平面図、第２図実施例で得られた本発明の合金及び参考合金の金
属組成を示す顕微鏡写真である。

Claims

【特許請求の範囲】

（１）Ｓｉ１３〜１８ｗｔ％、Ｃｕ１〜７ｗｔ％、Ｎｉ
３〜７ｗｔ％、Ｍｎ０．２〜１．５ｗｔ％、Ｍｇ１．０
ｗｔ％以下、Ｆｅ１．５ｗｔ％以下を含み残部が実質的
にＡｌよりなることを特徴とする耐摩耗性アルミニウム
合金。
（２）Ｓｉ１３〜１８ｗｔ％、Ｃｕ１〜７ｗｔ％、Ｎｉ
３〜７ｗｔ％、Ｍｎ０．２〜１．５ｗｔ％、Ｍｇ１．０
ｗｔ％以下、Ｆｅ１．５ｗｔ％以下と、Ｔｉ０．００１
〜０．３ｗｔ％、Ｂ０．００１〜０．１ｗｔ％、Ｐ０．
００１〜０．２ｗｔ％、Ｓｒ０．００１〜０．１ｗｔ％
、及びＳｂ０．０５〜０．３ｗｔ％の少くとも１種ヲ含
み残部が実質的にＡｌよりなることを特徴とする耐摩耗
性アルミニウム合金。