JPH04183839A - 過共晶アルミニウム―ケイ素系粉末冶金合金 - Google Patents
過共晶アルミニウム―ケイ素系粉末冶金合金Info
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- JPH04183839A JPH04183839A JP31092890A JP31092890A JPH04183839A JP H04183839 A JPH04183839 A JP H04183839A JP 31092890 A JP31092890 A JP 31092890A JP 31092890 A JP31092890 A JP 31092890A JP H04183839 A JPH04183839 A JP H04183839A
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Landscapes
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (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、高強度で高靭性な過共晶アルミニウム−ケイ
素系粉末冶金合金（Ｐ／Ｍ ）に関する。
素系粉末冶金合金（Ｐ／Ｍ ）に関する。
アルミニウム（Ａ１）にケイ素（Ｓｌ）を添加すると、
熱膨張係数の低下や、剛性率の向上及び耐摩耗性の改善
などに顕著な効果があり、これを利用したＡｌ−３ｉ系
合金が既に広く使用されている。
熱膨張係数の低下や、剛性率の向上及び耐摩耗性の改善
などに顕著な効果があり、これを利用したＡｌ−３ｉ系
合金が既に広く使用されている。
かかるＡｌ−５ｉ系合金のうち、鋳造材はＪＩＳ規格で
ＡＣやＡＤＣ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Ａｌ−８ｉ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４
０３２等がある。
ＡＣやＡＤＣ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Ａｌ−８ｉ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４
０３２等がある。
しかし、上記した通常のＡｌ−５ｉ系合金はＳｉ含有量
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Ｓｉ初晶が犬きく
成長し、機械的特性や切削性を損なう等の欠点がある。
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Ｓｉ初晶が犬きく
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、Ｓｉ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、
Ｎａ、 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、
粒径１゜μｍ以下の微細なＳｉ初晶を有する過共晶Ａｌ
−８ｉ系合金を製造することは不可能であった。
晶の成長を抑えるために、溶湯にＰ、 Ｓｒ、 Ｓｂ、
Ｎａ、 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、
粒径１゜μｍ以下の微細なＳｉ初晶を有する過共晶Ａｌ
−８ｉ系合金を製造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
溶湯から粉末を作ることができるため、Ｓ１初晶が微細
化され且つ共晶組成以上のＳｌを含み、更には第３合金
成分としてＦｅ、Ｎｉ。
より、溶解鋳造法では不可能であった大きな冷却速度で
溶湯から粉末を作ることができるため、Ｓ１初晶が微細
化され且つ共晶組成以上のＳｌを含み、更には第３合金
成分としてＦｅ、Ｎｉ。
Ｏｒ、 Ｍｎ、 Ｃｕ、 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
らの合金粉末から押出法や鍛造法等の粉末冶金合金法を
用いて鋳造合金よりも遥かに優れた特性を有するＡｌ−
１７Ｓｉ−Ｘ、 Ａｌ−２０Ｓｉ−Ｘ、 Ａｌ−２５Ｓ
ｉ−Ｘ等の粉末冶金合金が実用化されている。
過共晶Ａｌ−８ｉ系合金粉末の製造が可能となり、これ
らの合金粉末から押出法や鍛造法等の粉末冶金合金法を
用いて鋳造合金よりも遥かに優れた特性を有するＡｌ−
１７Ｓｉ−Ｘ、 Ａｌ−２０Ｓｉ−Ｘ、 Ａｌ−２５Ｓ
ｉ−Ｘ等の粉末冶金合金が実用化されている。
現在、上記粉末冶金合金の機械的特性を更に向上させる
ことが試みられているが、そのためには８１晶を微細化
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
極めて重要とされている。しかも、粉末中の８１初晶は
鍛造や押出等の熱間固化により細かくなる可能性は殆ど
無く、むしろＯｓｔｗａｌｄ成長により粗大化する。従
って、粉末中の８１初晶の大きさが決定的に重要である
。
ことが試みられているが、そのためには８１晶を微細化
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
極めて重要とされている。しかも、粉末中の８１初晶は
鍛造や押出等の熱間固化により細かくなる可能性は殆ど
無く、むしろＯｓｔｗａｌｄ成長により粗大化する。従
って、粉末中の８１初晶の大きさが決定的に重要である
。
ところで、Ｓ１初晶を微細化するには粉末の冷却速度を
大きくすれば良いことは知られているが、冷却速度はア
トマイズの方法や装置によって概ね決定され、他の工業
的方法で冷却速度を大きくすることは経済性や生産性の
点で問題があり実現されていない。強いて冷却速度を高
めることによりＳ１初晶を微細化しようとすると、冷却
速度の上昇につれて状態図上の共晶点が見掛は上Ｓｌ濃
度の高い方に移行するため、Ｓｉ初晶の晶出が抑制され
熱的に不安定なネットワーク状の共晶が多量に分布した
粉末となる。このような粉末は加熱により粗大化が進行
しやすい傾向があり、実用的に望ましくない。又、冷却
速度が大きいと基地組織中に過飽和固溶しているＳｉ量
が多くなり、更に熱力学的に不安定なＳ１原子の存在が
増加したり、基地組織における時効析出合金元素の挙動
が不安定になる等の弊害がある。
大きくすれば良いことは知られているが、冷却速度はア
トマイズの方法や装置によって概ね決定され、他の工業
的方法で冷却速度を大きくすることは経済性や生産性の
点で問題があり実現されていない。強いて冷却速度を高
めることによりＳ１初晶を微細化しようとすると、冷却
速度の上昇につれて状態図上の共晶点が見掛は上Ｓｌ濃
度の高い方に移行するため、Ｓｉ初晶の晶出が抑制され
熱的に不安定なネットワーク状の共晶が多量に分布した
粉末となる。このような粉末は加熱により粗大化が進行
しやすい傾向があり、実用的に望ましくない。又、冷却
速度が大きいと基地組織中に過飽和固溶しているＳｉ量
が多くなり、更に熱力学的に不安定なＳ１原子の存在が
増加したり、基地組織における時効析出合金元素の挙動
が不安定になる等の弊害がある。
又、従来のアトマイズ法では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、全粉末中に存在するＳ１初晶の粒径に大きなバラ
ツキがあり、粗大なＳｉ初晶の存在は避けられなかった
。そこで現実的な対応として、粗大なＳ１初晶を除くた
めに冷却速度の低い粗粒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われていた。し
かし、粗粒の除去による材料歩留り低下により経済性が
悪化する上、微細粉末のみとすると粉末の流動性や成形
性、圧縮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等の問題があった。
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、全粉末中に存在するＳ１初晶の粒径に大きなバラ
ツキがあり、粗大なＳｉ初晶の存在は避けられなかった
。そこで現実的な対応として、粗大なＳ１初晶を除くた
めに冷却速度の低い粗粒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われていた。し
かし、粗粒の除去による材料歩留り低下により経済性が
悪化する上、微細粉末のみとすると粉末の流動性や成形
性、圧縮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等の問題があった。
本発明はかかる従来の事情に鑑み、粉末製造時の冷却速
度の増大又はそれによる８１晶の微細化によるのではな
く、アルミニウムマトリックスを強化することにより、
機械的特性を従来よりも向上させた過共晶アルミニウム
−ケイ素系粉末冶金合金を提供することを目的とする。
度の増大又はそれによる８１晶の微細化によるのではな
く、アルミニウムマトリックスを強化することにより、
機械的特性を従来よりも向上させた過共晶アルミニウム
−ケイ素系粉末冶金合金を提供することを目的とする。
上記目的を達成するため、本発明では、ケイ素含有量が
１２〜４５重量％である過共晶アルミニウム−ケイ素系
粉末冶金合金において、アルミニウム固溶体マトリック
スが５．５〜８０ ｐｐｍのリンで固溶強化され、この
アルミニウム固溶体マトリックス中に固溶したリンとケ
イ素晶中に含まれるリンを合計した全リン含有量が１０
〜１３０１）１）ｍであることを特徴とする。
１２〜４５重量％である過共晶アルミニウム−ケイ素系
粉末冶金合金において、アルミニウム固溶体マトリック
スが５．５〜８０ ｐｐｍのリンで固溶強化され、この
アルミニウム固溶体マトリックス中に固溶したリンとケ
イ素晶中に含まれるリンを合計した全リン含有量が１０
〜１３０１）１）ｍであることを特徴とする。
本発明において、過共晶Ａｌ−８ｉ系粉末冶金合金中に
含有されるリン（Ｐ）は、溶解鋳造法において用いられ
ていた接種法を利用して溶湯に接種されるが、Ｓ１初晶
の晶出核となって８１晶中に含まれるだけでなく、Ａ１
マトリックス中にも固溶される。
含有されるリン（Ｐ）は、溶解鋳造法において用いられ
ていた接種法を利用して溶湯に接種されるが、Ｓ１初晶
の晶出核となって８１晶中に含まれるだけでなく、Ａ１
マトリックス中にも固溶される。
その結果、Ａ１７） ＩＪラックス固溶体強化され、従
来よりも強度並びに靭性に優れた過共晶Ａｌ−８ｉ系粉
末冶金合金が得られる。
来よりも強度並びに靭性に優れた過共晶Ａｌ−８ｉ系粉
末冶金合金が得られる。
Ｐの接種法自体は溶解鋳造法における場合と同様であり
、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、これを無くす必要がある。尚、接種
された溶湯は一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
種溶湯を空気アトマイズ法により噴霧して急冷凝固させ
ると、ＰがＳ１初晶の晶出核となるので８１初晶が従来
の空気アトマイズ法よりも微細となり同時にＰがＡ１マ
トリックス中に固溶してマトリックスを強化する。
、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、これを無くす必要がある。尚、接種
された溶湯は一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
種溶湯を空気アトマイズ法により噴霧して急冷凝固させ
ると、ＰがＳ１初晶の晶出核となるので８１初晶が従来
の空気アトマイズ法よりも微細となり同時にＰがＡ１マ
トリックス中に固溶してマトリックスを強化する。
Ａ１マトリックス中のＰ含有量と８１晶中のＰ含有量を
分析した結果、通常のアトマイズ条件においては、第２
図に示す如く両者は１．３〜１．８程度のほぼ一定の分
配率を有しており、Ｓｉ晶中よりもＡｌマトリックス中
に多少多くのＰが分配されることが判った。
分析した結果、通常のアトマイズ条件においては、第２
図に示す如く両者は１．３〜１．８程度のほぼ一定の分
配率を有しており、Ｓｉ晶中よりもＡｌマトリックス中
に多少多くのＰが分配されることが判った。
得られた過共晶Ａｌ−３ｉ系合金粉末は、通常の粉末冶
金法に従って熱間成形固化させる。例えば、４２メツシ
ユ以下に篩分けして４００μｍを超える極めて粗大な粉
末を除去し、予備成形した後加熱脱ガス処理により含ま
れる水分や気体を除去する。
金法に従って熱間成形固化させる。例えば、４２メツシ
ユ以下に篩分けして４００μｍを超える極めて粗大な粉
末を除去し、予備成形した後加熱脱ガス処理により含ま
れる水分や気体を除去する。
脱ガス処理は真空中又は不活性ガス中で行い、結晶水や
水酸化物を分解除去するため加熱温度は４３０Ｃ以上と
し且つ微細組織が失われないよう５００ Ｃ以下とする
。次に、予備成形体を鍛造又は押出等により熱間成形固
化させるが、粉末粒子が塑性変形に充分応え得る状態に
軟化すると同時に微細組織が必要以上に失われないこと
が重要であり、そのため温度は４３０〜５００Ｃの範囲
とする。
水酸化物を分解除去するため加熱温度は４３０Ｃ以上と
し且つ微細組織が失われないよう５００ Ｃ以下とする
。次に、予備成形体を鍛造又は押出等により熱間成形固
化させるが、粉末粒子が塑性変形に充分応え得る状態に
軟化すると同時に微細組織が必要以上に失われないこと
が重要であり、そのため温度は４３０〜５００Ｃの範囲
とする。
又、成形固化の圧力は４ ｔｏｎ／ｃｍ”以上が必要で
あり、これ未満では見掛上残留気孔が消滅しても充分な
強度と靭性を得ることができない。その後、溶体化時効
熱処理を行うが、３００Ｃまで冷却することなく直ちに
溶体化時効熱処理を施すことが好ましく、これにより熱
履歴を最短にしながら再焼結効果と熱処理効果を両立さ
せることが出来る。
あり、これ未満では見掛上残留気孔が消滅しても充分な
強度と靭性を得ることができない。その後、溶体化時効
熱処理を行うが、３００Ｃまで冷却することなく直ちに
溶体化時効熱処理を施すことが好ましく、これにより熱
履歴を最短にしながら再焼結効果と熱処理効果を両立さ
せることが出来る。
本発明の合金中に含有されるＰは接種元素として不可欠
であり、Ｐの含有量が増えるほど８１晶の粒径を微細に
することが出来るが、過剰なＰ添加は却って合金の強度
及び靭性を損なうことが判った。その結果、Ａ１７）
ＩＪフックス固溶体強化のために必要な最低限界値並び
に過剰添加による強度及び靭性低下の限界から、Ａ１７
） ＩＪソックス中Ｐ含有量を５．５〜８０ ｐｐｍの
範囲、Ｓｉ晶中に含まれるＰを加えた全Ｐ含有量を１０
〜１３０ ｐｐｍの範囲とする。
であり、Ｐの含有量が増えるほど８１晶の粒径を微細に
することが出来るが、過剰なＰ添加は却って合金の強度
及び靭性を損なうことが判った。その結果、Ａ１７）
ＩＪフックス固溶体強化のために必要な最低限界値並び
に過剰添加による強度及び靭性低下の限界から、Ａ１７
） ＩＪソックス中Ｐ含有量を５．５〜８０ ｐｐｍの
範囲、Ｓｉ晶中に含まれるＰを加えた全Ｐ含有量を１０
〜１３０ ｐｐｍの範囲とする。
尚、本発明のＰ添加によりＡ１マトリックスを固溶体強
化しうる過共晶Ａｌ−８ｉ系合金の組成自体は公知のも
のであって良く、１２〜４５重量％のＳｉと残部のＡ１
からなる合金の能吏に第３合合成分としてＦｅ、 Ｎｉ
、 Ｏｒ、 Ｍｎ、 Ｏｕ、 Ｍｇ等の金属元素を含む
合金であっても良い。
化しうる過共晶Ａｌ−８ｉ系合金の組成自体は公知のも
のであって良く、１２〜４５重量％のＳｉと残部のＡ１
からなる合金の能吏に第３合合成分としてＦｅ、 Ｎｉ
、 Ｏｒ、 Ｍｎ、 Ｏｕ、 Ｍｇ等の金属元素を含む
合金であっても良い。
組成がＡｌ＋２５ｗｔ％Ｓｉ ＋２．５ ｗｔ％Ｃ！ｕ
−１−１，Ｏｗｔ％Ｍｇ＋ ０．５ ｗｔ％Ｍｎ ＋
０．５ ｗｔ％Ｆｅの溶湯に種々の添加量でＰを接種し
、空気アトマイズ法により空気圧５〜１０ ｋｇ／ａｍ
’の条件で噴霧して急冷凝固させた。得られた粉末を一
４２メツシュで篩分けし、冷間にて成形した予備成形体
を４５０ Ｃで３０分間加熱して脱ガスし、更に同じ温
度で９０分間予備加熱した後、面圧６ ｔｏｎ／ｃｍ”
で直径８關の棒状に押出成形し、Ｔ６熱処理を施した。
−１−１，Ｏｗｔ％Ｍｇ＋ ０．５ ｗｔ％Ｍｎ ＋
０．５ ｗｔ％Ｆｅの溶湯に種々の添加量でＰを接種し
、空気アトマイズ法により空気圧５〜１０ ｋｇ／ａｍ
’の条件で噴霧して急冷凝固させた。得られた粉末を一
４２メツシュで篩分けし、冷間にて成形した予備成形体
を４５０ Ｃで３０分間加熱して脱ガスし、更に同じ温
度で９０分間予備加熱した後、面圧６ ｔｏｎ／ｃｍ”
で直径８關の棒状に押出成形し、Ｔ６熱処理を施した。
得られた棒状の合金から試験片を削り出し、室温での抗
折力を測定し、結果を第１図に示した。
折力を測定し、結果を第１図に示した。
第１図から、全Ｐ含有量が１０〜１３０ ｐｌ）ｍの範
囲で特に高い抗折力を示すことが解る。
囲で特に高い抗折力を示すことが解る。
本発明方法によれば、Ａｌマ） ＩＪラックスＰで固溶
体強化することによって、８１晶の粒径を厳密に制御す
ることなく、強度及び靭性に優れた過共晶Ａｌ−３ｉ系
粉末冶金合金を提供することができる。
体強化することによって、８１晶の粒径を厳密に制御す
ることなく、強度及び靭性に優れた過共晶Ａｌ−３ｉ系
粉末冶金合金を提供することができる。
第１図は本発明による過共晶Ａｌ−８ｉ系粉末冶金合金
の一具体例について測定した全Ｐ含有量と抗折力との関
係を示すグラフであり、第２図は同じ（Ａｌマトリック
ス中のＰ含有量とＳｉＡ中のＰ含有量の関係を示すグラ
フである。
の一具体例について測定した全Ｐ含有量と抗折力との関
係を示すグラフであり、第２図は同じ（Ａｌマトリック
ス中のＰ含有量とＳｉＡ中のＰ含有量の関係を示すグラ
フである。
Claims (1)
- （１） ケイ素含有量が１２〜４５重量％である過共晶
アルミニウム−ケイ素系粉末冶金合金において、アルミ
ニウム固溶体マトリツクスが５．５〜８０ｐｐｍのリン
で固溶強化され、このアルミニウム固溶体マトリツクス
中に固溶したリンとケイ素晶中に含まれるリンを合計し
た全リン含有量が１０〜１３０ｐｐｍであることを特徴
とする高強度高靭性な過共晶アルミニウム−ケイ素系粉
末冶金合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31092890A JPH04183839A (ja) | 1990-11-16 | 1990-11-16 | 過共晶アルミニウム―ケイ素系粉末冶金合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31092890A JPH04183839A (ja) | 1990-11-16 | 1990-11-16 | 過共晶アルミニウム―ケイ素系粉末冶金合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04183839A true JPH04183839A (ja) | 1992-06-30 |
Family
ID=18011074
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31092890A Pending JPH04183839A (ja) | 1990-11-16 | 1990-11-16 | 過共晶アルミニウム―ケイ素系粉末冶金合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04183839A (ja) |
-
1990
- 1990-11-16 JP JP31092890A patent/JPH04183839A/ja active Pending
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