JPH04182057A - 過共晶アルミニウム―ケイ素系ビレツトの製造方法 - Google Patents
過共晶アルミニウム―ケイ素系ビレツトの製造方法Info
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- JPH04182057A JPH04182057A JP31092990A JP31092990A JPH04182057A JP H04182057 A JPH04182057 A JP H04182057A JP 31092990 A JP31092990 A JP 31092990A JP 31092990 A JP31092990 A JP 31092990A JP H04182057 A JPH04182057 A JP H04182057A
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Landscapes
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
- 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。
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Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、微細なケイ素初晶を安定して有する過共晶ア
ルミニウム−ケイ素系ビレットの製造方法に関する。
ルミニウム−ケイ素系ビレットの製造方法に関する。
アルミニウム（Ａ１）−ケイ素（Ｓｌ）系合金のうち、
鋳造材はＪ工Ｓ規格でＡＣやＡＤＯとして分類され、エ
ンジンブロック等のアルミニウム合金鋳物として多量に
使用されている。又、展伸材としてのＡ１−３ｉ系合金
は４０００番代に分類され、鋳造ビレットから押出や鍛
造等により各種部品に加工され、代表的なものに鍛造用
ピストン材料である４０３２等がある。
鋳造材はＪ工Ｓ規格でＡＣやＡＤＯとして分類され、エ
ンジンブロック等のアルミニウム合金鋳物として多量に
使用されている。又、展伸材としてのＡ１−３ｉ系合金
は４０００番代に分類され、鋳造ビレットから押出や鍛
造等により各種部品に加工され、代表的なものに鍛造用
ピストン材料である４０３２等がある。
しかし、上記した通常のＡｌ−５ｉ系合金はＳｌが共晶
組成以下に限られるうえ、溶解鋳造法で製造されるため
冷却速−度が極めて遅く、従って８１初晶が大きく成長
し、機械的特性や切削性を損なう等の欠点がある。そこ
で、Ｓ１初晶の晶出のための核成長を促進しＳ１初晶の
成長を抑えるために、溶湯にＰ、 Ｓｒ、 Ｓｂ、 Ｎ
ａ、 Ｓ等を添加する接種法も知られているが、冷却速
度の極めて遅い溶解鋳造法では初晶の成長抑制に余り効
果がなく、接種できる核の量にも限界があるため、Ｓ１
初晶を１０μｍ以下の微細な粒径に抑制することは不可
能であった。
組成以下に限られるうえ、溶解鋳造法で製造されるため
冷却速−度が極めて遅く、従って８１初晶が大きく成長
し、機械的特性や切削性を損なう等の欠点がある。そこ
で、Ｓ１初晶の晶出のための核成長を促進しＳ１初晶の
成長を抑えるために、溶湯にＰ、 Ｓｒ、 Ｓｂ、 Ｎ
ａ、 Ｓ等を添加する接種法も知られているが、冷却速
度の極めて遅い溶解鋳造法では初晶の成長抑制に余り効
果がなく、接種できる核の量にも限界があるため、Ｓ１
初晶を１０μｍ以下の微細な粒径に抑制することは不可
能であった。
一方、近年ではアトマイズ法等の急冷凝固粉末製造法に
より、溶解鋳造法では不可能であった大きな冷却速度で
溶湯から粉末を製造できるため、Ｓ１初晶を微細化でき
、共晶組成以上の８１を含み、更には第３合合成分とし
てＦｅ、 Ｎｉ、 Ｏｒ、 Ｍｎ、 Ｏｕ。
より、溶解鋳造法では不可能であった大きな冷却速度で
溶湯から粉末を製造できるため、Ｓ１初晶を微細化でき
、共晶組成以上の８１を含み、更には第３合合成分とし
てＦｅ、 Ｎｉ、 Ｏｒ、 Ｍｎ、 Ｏｕ。
Ｍｇ等の金属元素Ｘを含んだ過共晶Ａｌ−８ｉ系合金粉
末の製造が可能となり、これらの粉末を用いた粉末冶金
法によって鋳造合金よりも遥かに優れた特性を有するＡ
ｌ−１７Ｓｉ−Ｘ、 Ａｌ−２０３ｉ−Ｘ、 Ａｌ−２
５Ｓｉ−Ｘ等の粉末冶金合金が実用化されている。
末の製造が可能となり、これらの粉末を用いた粉末冶金
法によって鋳造合金よりも遥かに優れた特性を有するＡ
ｌ−１７Ｓｉ−Ｘ、 Ａｌ−２０３ｉ−Ｘ、 Ａｌ−２
５Ｓｉ−Ｘ等の粉末冶金合金が実用化されている。
上記Ａｌ−５ｉ系粉末冶金合金の機械的特性を更に向上
させるには、Ｓ１晶を一層微細化すると同時に８１晶の
粒径を均一化することが必要であり、加えて僅かな量で
も破壊の起点となり、材料強度のバラツキの原因となる
粗大な８１晶を減少させることが極めて重要である。
させるには、Ｓ１晶を一層微細化すると同時に８１晶の
粒径を均一化することが必要であり、加えて僅かな量で
も破壊の起点となり、材料強度のバラツキの原因となる
粗大な８１晶を減少させることが極めて重要である。
然るに、従来のアトマイズ法等では、Ｓ１初晶を微細化
するには粉末の冷却速度を大きくすれば良いが、冷却速
度が粉末の粒度に依存するため、得られる粉末が一定幅
の粒度分布を有する限り全粉末中では存在するＳ１初晶
の粒径に大きなバラツキがあり、例えば粒径４０μｍ程
度の粉末中には粒径２０ ｕｍはどの粗大なＳ１初晶の
存在が避けられなかった。そこで従来から、粗大なＳ１
初晶を除くために冷却速度の低い粗粒粉末を篩分けして
除去し、微細粉末のみを用いて固化体を製造することが
行なわれていたが、材料歩留り低下により経済性が悪化
するうえ、粉末の流動性や成形性等のハンドリング性が
著しく低下し、更には粉塵爆発の危険が増大するなどの
問題があった。
するには粉末の冷却速度を大きくすれば良いが、冷却速
度が粉末の粒度に依存するため、得られる粉末が一定幅
の粒度分布を有する限り全粉末中では存在するＳ１初晶
の粒径に大きなバラツキがあり、例えば粒径４０μｍ程
度の粉末中には粒径２０ ｕｍはどの粗大なＳ１初晶の
存在が避けられなかった。そこで従来から、粗大なＳ１
初晶を除くために冷却速度の低い粗粒粉末を篩分けして
除去し、微細粉末のみを用いて固化体を製造することが
行なわれていたが、材料歩留り低下により経済性が悪化
するうえ、粉末の流動性や成形性等のハンドリング性が
著しく低下し、更には粉塵爆発の危険が増大するなどの
問題があった。
最近、これら溶解鋳造法と急冷凝固粉末製造法の中間的
方法として、合金溶湯を不活性ガスで噴霧して急冷凝固
させながら堆積させる噴射成形法が英国の０３ＰＲＡＹ
ＭＲ：ＴＡＬＳ社によって開発されている。この方法
は、合金溶湯を窒素やアルゴン等の不活性ガスでアトマ
イズし、細かく噴霧された溶滴を急冷凝固させながら、
同時にフレフタ上に半溶融状態で次々に堆積させるもの
で、堆積物は板状や円柱状などのほか、フレフタをプロ
グラム制御することにより円筒状等の各種形状に形成で
きる（住友重機械技報ＶｏＬ３６ Ａ１０７１９８８年
）。
方法として、合金溶湯を不活性ガスで噴霧して急冷凝固
させながら堆積させる噴射成形法が英国の０３ＰＲＡＹ
ＭＲ：ＴＡＬＳ社によって開発されている。この方法
は、合金溶湯を窒素やアルゴン等の不活性ガスでアトマ
イズし、細かく噴霧された溶滴を急冷凝固させながら、
同時にフレフタ上に半溶融状態で次々に堆積させるもの
で、堆積物は板状や円柱状などのほか、フレフタをプロ
グラム制御することにより円筒状等の各種形状に形成で
きる（住友重機械技報ＶｏＬ３６ Ａ１０７１９８８年
）。
従って、得られた堆積物をビレットとして鍛造、押出等
の手段で加工すれば所望形状の製品が得られ、粉末ハン
ドリングのない生産性の高さと酸素や水分等の混入を抑
制できる点などにおいて注目されている。
の手段で加工すれば所望形状の製品が得られ、粉末ハン
ドリングのない生産性の高さと酸素や水分等の混入を抑
制できる点などにおいて注目されている。
しかしながら、この噴射成形法は堆積凝固後の冷却速度
が遅いため、堆積物の組織が必ずしも微細にならず、過
共晶Ａｌ−５ｉ系合金の堆積物の場合もＳ１初晶の大き
さが従来のアトマイズ法等と同程度かそれ以上であり、
又噴霧され堆積する溶滴は一定幅の粒径分布を有するの
で堆積物中のＳｉ初晶の大きさのバラツキも避けられな
かった。その結果、この堆積物から鍛造等によって得ら
れるＡｍ−８ｉ系合金製品の機械的強度は、通常の粉末
冶金合金製品よりも劣る欠点があった。
が遅いため、堆積物の組織が必ずしも微細にならず、過
共晶Ａｌ−５ｉ系合金の堆積物の場合もＳ１初晶の大き
さが従来のアトマイズ法等と同程度かそれ以上であり、
又噴霧され堆積する溶滴は一定幅の粒径分布を有するの
で堆積物中のＳｉ初晶の大きさのバラツキも避けられな
かった。その結果、この堆積物から鍛造等によって得ら
れるＡｍ−８ｉ系合金製品の機械的強度は、通常の粉末
冶金合金製品よりも劣る欠点があった。
本発明はかかる従来の事情に鑑み、噴射成形法による堆
積物として、Ｓ１初晶が微細で且つ均一であり、特に粗
大なＳ１初晶の晶出を抑制できる過共晶アルミニウム−
ケイ素系ビレットを製造する方法を提供することを目的
とする。
積物として、Ｓ１初晶が微細で且つ均一であり、特に粗
大なＳ１初晶の晶出を抑制できる過共晶アルミニウム−
ケイ素系ビレットを製造する方法を提供することを目的
とする。
上記目的を達成するため、本発明の過共晶アルミニウム
−ケイ素系ビレットの製造方法においては、リンで接種
された過共晶アルミニウム−ケイ素系合金溶湯を、噴射
成形法により不活性ガスで噴霧して急冷凝固させながら
堆積させ、堆積物として得られたビレットのケイ素含有
量Ｗ （重量％）に対するケイ素初晶最大粒径Ｄ （μ
ｍ）の相量関係を ３５≦ｗｓｉ≦４５・・・・Ｄ＜１０ ８１ ５ｉ− ２５≦ｗｓｉ≦３５・・・・Ｄ＜７ ｓｉ ５ｉ− １７≦ｗｓｉ≦２５・・・・Ｄ＜５ ８ｉ ５ｉ− １２≦ｗｓｉ≦１７・・・・Ｄ＜３ ｓｉ Ｂｌ− に調整することを特徴とする。
−ケイ素系ビレットの製造方法においては、リンで接種
された過共晶アルミニウム−ケイ素系合金溶湯を、噴射
成形法により不活性ガスで噴霧して急冷凝固させながら
堆積させ、堆積物として得られたビレットのケイ素含有
量Ｗ （重量％）に対するケイ素初晶最大粒径Ｄ （μ
ｍ）の相量関係を ３５≦ｗｓｉ≦４５・・・・Ｄ＜１０ ８１ ５ｉ− ２５≦ｗｓｉ≦３５・・・・Ｄ＜７ ｓｉ ５ｉ− １７≦ｗｓｉ≦２５・・・・Ｄ＜５ ８ｉ ５ｉ− １２≦ｗｓｉ≦１７・・・・Ｄ＜３ ｓｉ Ｂｌ− に調整することを特徴とする。
本発明方法では、溶解鋳造法において用いられていた接
種法を応用し、まずアトマイズ用の過共晶Ａｌ−３ｉ系
合金溶湯にリン（Ｐ）を接種する。
種法を応用し、まずアトマイズ用の過共晶Ａｌ−３ｉ系
合金溶湯にリン（Ｐ）を接種する。
均一に溶けた合金溶湯にＰを接種して分散させることに
より、凝固の際の核を予め準備し、過冷却による不均一
な核生成を抑制出来る。接種されたＰは噴霧温度におい
て固体微粒子として溶湯中に均一分散していることが必
要であるが、同時に溶湯中にはＰ以外の未溶解成分が存
在すると容易に粗大な晶出物となるので、これをなくす
必要がある。尚、接種された溶湯は、−旦冷却凝固させ
た後、再度溶解して元の接種溶湯の状態に復帰すること
が可能である。
より、凝固の際の核を予め準備し、過冷却による不均一
な核生成を抑制出来る。接種されたＰは噴霧温度におい
て固体微粒子として溶湯中に均一分散していることが必
要であるが、同時に溶湯中にはＰ以外の未溶解成分が存
在すると容易に粗大な晶出物となるので、これをなくす
必要がある。尚、接種された溶湯は、−旦冷却凝固させ
た後、再度溶解して元の接種溶湯の状態に復帰すること
が可能である。
次に、接種溶湯を噴射成形法により不活性ガスで噴霧し
、急冷凝固させる。噴霧ガスとして窒素やアルゴン等の
不活性ガスを採用するのは、酸化量を抑制できるためで
ある。噴霧飛散中の冷却速度が大きいほど組織が微細化
することは知られているが、本発明方法ではＳ１初晶の
晶出核を予め多数溶湯中に存在させることによって、過
冷却現象が発生しにくくなり、且つ又直接的管理が困難
な噴霧飛散中の冷却速度に強く依存することなく即ち急
冷凝固条件下であれば比較的遅い冷却速度（溶滴粒が比
較的大きい）場合であってもＳ１初晶を微細化できる。
、急冷凝固させる。噴霧ガスとして窒素やアルゴン等の
不活性ガスを採用するのは、酸化量を抑制できるためで
ある。噴霧飛散中の冷却速度が大きいほど組織が微細化
することは知られているが、本発明方法ではＳ１初晶の
晶出核を予め多数溶湯中に存在させることによって、過
冷却現象が発生しにくくなり、且つ又直接的管理が困難
な噴霧飛散中の冷却速度に強く依存することなく即ち急
冷凝固条件下であれば比較的遅い冷却速度（溶滴粒が比
較的大きい）場合であってもＳ１初晶を微細化できる。
又、含有されるＳ１量の増大に伴う液相線温度の上昇と
Ｓ１初晶量の増大に対応してＳ１初晶微細化の効果が変
化するので、Ｓ１含有量が多くなるほどＳ１初晶が大き
くなるが、それでも従来のアトマイズ法等に比べ小さな
Ｓ１初晶が得られる。
Ｓ１初晶量の増大に対応してＳ１初晶微細化の効果が変
化するので、Ｓ１含有量が多くなるほどＳ１初晶が大き
くなるが、それでも従来のアトマイズ法等に比べ小さな
Ｓ１初晶が得られる。
噴霧された溶滴粒は半溶融状態で堆積し、完全に凝固し
てビレットになる。通常は堆積後の冷却速度が遅いため
、組織が微細化せずＳ１初晶が粗大化しやすかったが、
本発明方法では噴霧時に極めて微細且つ均一なＳ１初晶
が得られるため、堆積物中の８１初晶も小さく且つ均一
になる。又、Ｓ１含有量Ｗ、に対するＳ１初晶の最大粒
径Ｄ の８１
ｆｉ１前記相関
関係から解るように、Ｓ１含有量Ｗ８□の変化に対して
最大粒径Ｄ を通常の噴射成形法に比較して遥かに微細
で且つ狭い範囲に制御することが可能となる。
てビレットになる。通常は堆積後の冷却速度が遅いため
、組織が微細化せずＳ１初晶が粗大化しやすかったが、
本発明方法では噴霧時に極めて微細且つ均一なＳ１初晶
が得られるため、堆積物中の８１初晶も小さく且つ均一
になる。又、Ｓ１含有量Ｗ、に対するＳ１初晶の最大粒
径Ｄ の８１
ｆｉ１前記相関
関係から解るように、Ｓ１含有量Ｗ８□の変化に対して
最大粒径Ｄ を通常の噴射成形法に比較して遥かに微細
で且つ狭い範囲に制御することが可能となる。
尚、かかる作用効果を安定して得るためには、接種する
Ｐの濃度を２０〜２００ ｐｐｍの範囲とすることが好
ましい。又、噴射成形条件は噴射成形装置の能力やサイ
ズ等により大幅に変動するが、−射的にはＰ接種なしに
過共晶Ａｌ−３ｉ系合金の良好な堆積物（空孔率３％以
下）が得られる条件とほぼ同一である。
Ｐの濃度を２０〜２００ ｐｐｍの範囲とすることが好
ましい。又、噴射成形条件は噴射成形装置の能力やサイ
ズ等により大幅に変動するが、−射的にはＰ接種なしに
過共晶Ａｌ−３ｉ系合金の良好な堆積物（空孔率３％以
下）が得られる条件とほぼ同一である。
２０２４地金に１５〜４Ｑ ｗｔ％のＳｌを添加した溶
湯に、１００ ｐｐｆｆｉのＰを接種し又は接種せず、
噴射成形法により開放型ノズルで溶湯量２．５鴎に対し
て窒素ガス８．５気圧で３．５輪のガス／メタル比で噴
霧して急冷凝固させながら半溶融状態で順次堆積させ、
直径約１２０１１１１１及び高さ約２００闘の堆積物を
得た。
湯に、１００ ｐｐｆｆｉのＰを接種し又は接種せず、
噴射成形法により開放型ノズルで溶湯量２．５鴎に対し
て窒素ガス８．５気圧で３．５輪のガス／メタル比で噴
霧して急冷凝固させながら半溶融状態で順次堆積させ、
直径約１２０１１１１１及び高さ約２００闘の堆積物を
得た。
各８１含有量ごとに得られた堆積物を切断して、中央部
から採取した試験片の組織を観察し、８１晶の中でも最
も大きいものの切辺長をもって８１初晶の最大粒径Ｄ８
□とし、得られたＳ１含有量と３１初晶最大粒径Ｄ と
の関係を表に示した。
から採取した試験片の組織を観察し、８１晶の中でも最
も大きいものの切辺長をもって８１初晶の最大粒径Ｄ８
□とし、得られたＳ１含有量と３１初晶最大粒径Ｄ と
の関係を表に示した。
次に、上記Ｓ１含有量が２０ ｗｔ％でＰ接種の有無に
よる２種類の堆積物（ビレット）を、５０％据込み鍛造
した後、Ｔ６熱処理を施して得られた各Ａｌ−５ｉ系合
金素材の機械的特性を測定した。
よる２種類の堆積物（ビレット）を、５０％据込み鍛造
した後、Ｔ６熱処理を施して得られた各Ａｌ−５ｉ系合
金素材の機械的特性を測定した。
Ｐ接種無し 引張強さ３６０ ＭＰａ
Ｐ接種有り 引張強さ４５０ ＭＰａ
以上の結果から、本発明によれば、堆積物として得られ
るビレット中のＳ１初晶の大きさが小さく且つ極めて狭
い範囲内に制御できるため、鍛造や押出等を経て得られ
た素材において粗大な８１晶を起点としておこる破壊が
大幅に減少して機械的強度が向上することが判る。又、
切削時においても切削工具のチッピングや摩耗が安定し
且つ制御されうる等の効果が得られた。
るビレット中のＳ１初晶の大きさが小さく且つ極めて狭
い範囲内に制御できるため、鍛造や押出等を経て得られ
た素材において粗大な８１晶を起点としておこる破壊が
大幅に減少して機械的強度が向上することが判る。又、
切削時においても切削工具のチッピングや摩耗が安定し
且つ制御されうる等の効果が得られた。
本発明によれば、噴射成形法により初晶Ｓ１を微細化並
びに均一化させ、Ｓ１含有量に対する初晶Ｓ１粒径の依
存性を従来よりも著しく低下させた過共晶Ａｌ−３ｉ系
ビレツトを得ることができる。
びに均一化させ、Ｓ１含有量に対する初晶Ｓ１粒径の依
存性を従来よりも著しく低下させた過共晶Ａｌ−３ｉ系
ビレツトを得ることができる。
その結果、この過共晶Ａｌ−３ｉ系ビレツトを用いて、
従来よりも機械的特性が改善されたＡｌ−５ｉ系合金素
材を低コストで製造できる。
従来よりも機械的特性が改善されたＡｌ−５ｉ系合金素
材を低コストで製造できる。
Claims (1)
- （１）リンで接種された過共晶アルミニウム−ケイ素系
合金溶湯を、噴射成形法により不活性ガスで噴霧して急
冷凝固させながら堆積させ、堆積物として得られたビレ
ツトのケイ素含有量ｗ＿ｓ＿ｉ（重量％に対するケイ素
初晶最大粒径Ｄ＿ｓ＿ｉ（μｍ）の相関関係を ３５≦ｗ＿ｓ＿ｉ≦４５・・・・Ｄ＿ｓ＿ｉ≦１０２５
≦ｗ＿ｓ＿ｉ≦３５・・・・Ｄ＿ｓ＿ｉ≦７１７≦ｗ＿
ｓ＿ｉ≦２５・・・・Ｄ＿ｓ＿ｉ≦５１２≦ｗ＿ｓ＿ｉ
≦１７・・・・Ｄ＿ｓ＿ｉ≦３に調整することを特徴と
する過共晶アルミニウム−ケイ素系ビレツトの製造方法
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31092990A JP2926976B2 (ja) | 1990-11-16 | 1990-11-16 | 過共晶アルミニウム―ケイ素系ビレツトの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31092990A JP2926976B2 (ja) | 1990-11-16 | 1990-11-16 | 過共晶アルミニウム―ケイ素系ビレツトの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04182057A true JPH04182057A (ja) | 1992-06-29 |
| JP2926976B2 JP2926976B2 (ja) | 1999-07-28 |
Family
ID=18011086
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31092990A Expired - Lifetime JP2926976B2 (ja) | 1990-11-16 | 1990-11-16 | 過共晶アルミニウム―ケイ素系ビレツトの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2926976B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018180441A1 (ja) * | 2017-03-27 | 2018-10-04 | 東洋アルミニウム株式会社 | 太陽電池用ペースト組成物 |
| CN114378281A (zh) * | 2021-12-30 | 2022-04-22 | 江苏华能节能科技有限公司 | 一种高强度高硅铝合金材料的制备工艺 |
-
1990
- 1990-11-16 JP JP31092990A patent/JP2926976B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018180441A1 (ja) * | 2017-03-27 | 2018-10-04 | 東洋アルミニウム株式会社 | 太陽電池用ペースト組成物 |
| JPWO2018180441A1 (ja) * | 2017-03-27 | 2020-02-06 | 東洋アルミニウム株式会社 | 太陽電池用ペースト組成物 |
| CN114378281A (zh) * | 2021-12-30 | 2022-04-22 | 江苏华能节能科技有限公司 | 一种高强度高硅铝合金材料的制备工艺 |
| CN114378281B (zh) * | 2021-12-30 | 2023-11-03 | 江苏华能节能科技有限公司 | 一种高强度高硅铝合金材料的制备工艺 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2926976B2 (ja) | 1999-07-28 |
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