JPH06306521A - 鋳物用過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金及び鋳造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 機械的強度，耐摩耗性，切削加工性に優れた
過共晶Ａｌ−Ｓｉ系鋳造合金を得る。 【構成】 この鋳造用過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金は、Ｓ
ｉ：１３〜２１重量％，Ｃｕ：０．５〜５．０重量％，
Ｍｇ：０．３〜２．０重量％，Ｃａ：６〜１２０ｐｐｍ
及びＰ：４０〜１３０ｐｐｍを含み、Ｐ／Ｃａが重量比
で０．６〜６の範囲に調整されている。成分調整された
合金溶湯は、（液相線＋７０℃）以上の鋳造温度で、Ｄ
Ｃ鋳造では直径又は厚みが１５０ｍｍ以下の鋳塊に、金
型鋳造では直径又は厚みが３０ｍｍ以下の鋳塊に鋳造さ
れる。鋳造組織は、初晶Ｓｉが２０μｍ以下に微細化さ
れている。 【効果】 初晶Ｓｉが微細化されているため、切削加工
時における工具の摩耗が抑えられ、良好な切削仕上りの
製品が得られる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、強度，耐摩耗性，切削
加工性等に優れた鋳物用過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金及び鋳
造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】Ｓｉを１２．６重量％以上含有する過共
晶Ａｌ−Ｓｉ系合金は、熱膨張係数が小さく、耐熱性に
も優れている。また、溶湯が凝固する際に高硬度の初晶
シリコンが晶出するため、耐摩耗性が要求されるピスト
ン，クランクケース，ブレーキドラム，シリンダーライ
ナー等の内燃機関用部品として使用されている。過共晶
Ａｌ−Ｓｉ系合金は、硬質の初晶Ｓｉが晶出することに
起因して優れた耐摩耗性を呈するが、初晶Ｓｉが大きく
成長した鋳造組織になり易い。大きな初晶Ｓｉが晶出し
た鋳塊を切削加工すると、硬質の初晶Ｓｉによって切削
工具が短期間に摩耗し、工具寿命を短くする。その結
果、切削コストが上昇する。また、機械的性質も十分で
なく、切削加工による仕上り寸法も高精度にコントロー
ルできなくなる。

【０００３】初晶Ｓｉは、急冷凝固によって微細化され
る。たとえば、粉末法を採用したり、特開昭５２−１２
９６０７号公報にみられるように溶湯圧延法によってア
ルミニウム合金溶湯を急冷凝固し、鋳造組織の微細化を
図っている。また、アルミニウム合金溶湯にＡｌ−Ｃｕ
−Ｐ，Ｃｕ−Ｐ等を添加してＰ処理することによって
も、初晶Ｓｉを微細化することができる。更に、特開平
１−２９８１３１号公報，特公平４−３４６２１号公報
等では、Ｐ処理と共にＴｉ，Ｂ等のＢ添加によって初晶
Ｓｉ及び共晶Ｓｉ共に微細化し、機械的性質及び切削加
工性を改善した過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金が開示されてい
る。Ｐ処理によって初晶Ｓｉが微細化し、加工性及び機
械的性質の改善を図っている。添加されたＰは、金属間
化合物ＡｌＰを形成し、この金属間化合物ＡｌＰが初晶
Ｓｉの微細化に作用するものと考えられている。

【０００４】たとえば、特開昭５２−１５３８１７号公
報では、ヘキサメタリン酸ナトリウム及びアルミナの融
合物をアルミニウム合金溶湯に添加し、初晶Ｓｉの偏析
を抑制し鋳造組織の微細化を図っている。また、特開昭
６０−２０４８４３号公報では、Ｃｕ−Ｐ合金，赤燐，
リン酸ソーダ，リン酸カルシウム等の燐含有物質で１６
〜２５重量％のシリコンを含有する過共晶アルミ−Ｓｉ
合金を処理することが紹介されている。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかし、過共晶Ａｌ−
Ｓｉ系合金は、急冷凝固法等では特殊な設備や操業条件
を必要とすることから、金型鋳造，ＤＣ鋳造等によって
製造することが一般的である。インゴットを経る金型鋳
造，ＤＣ鋳造等の方法においては、Ｐ添加のみでは初晶
Ｓｉの微細化が不十分な場合が多く、特に後続工程で高
度の切削加工が施される用途に使用するとき、切削加工
時における初晶Ｓｉに起因する割れや切削工具の摩耗等
が問題となる。初晶Ｓｉを微細化するＰ添加の作用は、
過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金がＮａ又はＣａを含むとき失わ
れがちである。この点に関し、財団法人素形材編集「昭
和５９年度ハイシリコン・アルミニウム合金ダイカスト
の開発研究報告書（Ｉ）」第２４〜２５頁では、過共晶
Ａｌ−Ｓｉ系合金に含まれているＮａ及びＣａがＰと反
応してＮａ−Ｐ及びＣａ−Ｐを形成し、初晶Ｓｉの微細
化に作用するＡｌＰの生成が妨げられると説明されてい
る。

【０００６】そのため、初晶Ｓｉの微細化を狙ったＰ添
加は、ＮａやＣａをなるべく含まない過共晶Ａｌ−Ｓｉ
系合金に適用対象が限られていた。Ｃａは、共晶Ｓｉを
改良する作用を呈し、亜共晶合金の引張り特性や衝撃値
等の性質を改善する有効な合金元素である。しかし、過
共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金においては、Ｃａが初晶Ｓｉ微細
化のため添加されるＰの作用を阻害することと、逆にＰ
がＣａによる共晶組織の改良作用を阻害することから、
Ｃａは過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金に添加されることがなか
った。そのため、この系の合金において、初晶Ｓｉの更
なる微細化によって切削加工性等を向上しようとすると
き、Ｐ処理のみでは不十分であり、特殊な設備を必要と
する溶湯圧延法等の急冷凝固法に頼らざるを得ない。

【０００７】本発明者等は、Ｃａ共存下におけるＰ処理
について調査・研究した結果、ある特定条件下で適当量
のＰ及びＣａを共存させることにより、Ｐのみの場合に
比較して初晶Ｓｉの微細化がより進行することを見い出
し、特願平４−２４４２５９号で提案した。すなわち、
Ｐ／Ｃａ重量比が０．６〜６の条件下でＰ：４０〜１３
０ｐｐｍ及びＣａ：６〜１２０ｐｐｍを過共晶Ａｌ−Ｓ
ｉ系合金溶湯に含有させ、図１のＡ−Ｂ−Ｃ−Ｄ−Ｅ−
Ａ領域に維持した溶湯を鋳造するとき、初晶Ｓｉが微細
化された鋳造組織をもつ製品が得られる。本発明は、初
晶Ｓｉの微細化に効果的なＰ／Ｃａ＝０．６〜６の条件
を更に発展させ、他の合金成分との間での成分調整を図
ることにより、急冷凝固を行わない金型鋳造においても
初晶Ｓｉが十分に微細化され、切削加工性，機械的性質
等に優れた鋳物用過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を提供するこ
とを目的とする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明の鋳物用過共晶Ａ
ｌ−Ｓｉ系合金は、その目的を達成するため、Ｓｉ：１
３〜２１重量％，Ｃｕ：０．５〜５．０重量％，Ｍｇ：
０．３〜２．０重量％，Ｃａ：６〜１２０ｐｐｍ及び
Ｐ：４０〜１３０ｐｐｍを含み、Ｐ／Ｃａが重量比で
０．６〜６の範囲にあることを特徴とする。この過共晶
Ａｌ−Ｓｉ系合金は、Ｎｉ：０．５〜３．０重量％及び
／又はＭｎ：０．５〜３．０重量％を含むこともでき
る。この組成をもつ過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金溶湯は、
（液相線＋７０℃）以上の鋳造温度で金型鋳造される。
金型鋳造によるとき、直径又は厚みが３０ｍｍ以下の鋳
塊に鋳造される。得られた鋳塊は、初晶Ｓｉの平均粒径
（以下、単に粒径という）が２０μｍ以下の鋳造組織を
もったピストン等の素材となる。

【０００９】

【作用】過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金にＰを添加すると、Ａ
ｌＰ化合物が形成される。ＡｌＰ化合物が初晶Ｓｉの核
として働き、鋳造組織の微細化が行われる。このとき、
Ｃａが共存すると、ＡｌＰの他に多数のＣａ−Ｐ化合物
が形成され、Ｃａ−Ｐ化合物が好ましい状態にあると
き、初晶Ｓｉの晶出により有効な核として働く。Ｃａ−
Ｐ化合物は、ＡｌＰに比較して、初晶Ｓｉが晶出すると
きに有効な結晶核として働き、初晶Ｓｉを一層微細化す
るものと推察される。Ｃａ−Ｐ化合物を初晶Ｓｉの核と
して働かせるためには、鋳造直前のアルミニウム合金溶
湯における重量比Ｐ／Ｃａを０．６〜６の範囲に調整す
ることが必要である。鋳造直前の重量比Ｐ／Ｃａを０．
６〜６に維持する限り、たとえば次に掲げる何れの方法
を採用しても、或いはこれらの方法を組合せて採用して
も、従来のＰ処理に比較して一層微細化した鋳造組織が
得られる。

【００１０】 溶解開始から鋳造までの過程における
Ｃａ及びＰの消耗を考慮し、所定量のＣａ及びＰを予め
溶解原料に配合する方法。 所定量のＰを含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を溶
解，鋳造して鋳塊を得る工程で、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合
金を溶解した後でＣａを添加する方法。 Ｃａ及びＰを含まない過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を溶
解した後で、所定量のＣａ及びＰを同時に又は相前後し
て添加する方法。 前掲〜の何れかでＣａ及びＰを含有させた過共
晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を鋳造直前に成分分析し、Ｃａ及び
Ｐが不足する場合には、不足分を追加添加する方法。 前掲〜の何れかでＣａ及びＰを含有させた過共
晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を鋳造直前に成分分析し、Ｃａ含有
量が過剰な場合には、溶湯温度を高くするか或いは保持
時間を長くすることによってＣａ含有量を低下させる方
法。

【００１１】これまで、Ｃａは、Ｐ処理による微細化効
果を阻害し、初晶Ｓｉの微細化に有害であるとされてい
た理由は、Ｐ／Ｃａ比，Ｓｉ含有量に対するＣａ及びＰ
の含有量（添加量と異なる），溶解から鋳造するまでの
時間，鋳造温度，初晶Ｓｉ晶出温度域での冷却速度等に
関する検討が不十分であったことに起因するものと考え
られる。すなわち、何れかの条件が適当でなく、Ｃａ−
Ｐ化合物が有効な核として働かない状態にあったことが
原因として掲げられる。そこで、本発明者等は、特願平
４−２４４２５９号でも紹介したように、これら条件に
関して詳細な検討を行った。以下の条件は、Ｃｕ及びＭ
ｇを含む過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金においても成立する。

【００１２】Ｃａの添加 Ｃａは、溶解原料に予め含ませておくこと、或いは溶解
した過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金に添加する方法の何れによ
っても、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金に含ませることができ
る。何れの場合においても、Ｃａは、溶解や保持過程に
おける損耗が激しいので、添加量ではなく含有量で把握
することが必要である。なお、Ｃａは、Ｃａを含有する
Ａｌ−Ｃａ系等の母合金，化合物，混合物等として塊
状，棒状，線状，粉末状，顆粒状，溶融状等の形態で添
加される。Ｃａ含有量を高精度にコントロールする上か
らは、溶解後の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金に所定量のＣａ
を添加することが好ましい。すなわち、溶解前にＣａを
配合すると、溶解，高温保持，脱ガス処理等の工程でＣ
ａが損耗し、鋳塊中のＣａ含有量を正確にコントロール
することが難しくなる。特に、連続鋳造のように大量の
メタルを取り扱う場合、目標とするＣａ含有量が得られ
ず、不良となる確率が高くなる。また、鋳塊に移行する
Ｃａの歩留りが低いため、損耗分を見込んだより多量の
Ｃａを添加することも必要になる。

【００１３】溶解後の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金にＣａを
添加するとき、鋳塊におけるＣａ含有量を比較的正確に
コントロールすることができ、初晶Ｓｉの微細化も目標
通り行われる。たとえば、溶解原料にＣａを冷材として
配合し、溶解直後に鋳造したとき、Ｃａの歩留りは４５
〜８５％の範囲で大きくばらついた。これに対し、溶解
後の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金にＣａを添加し、直ちに鋳
造したとき、Ｃａの歩留りが７６〜９４％に向上すると
共に、鋳塊のＣａ含有量に大きなバラツキがなくなっ
た。鋳造直前の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金における重量比
Ｐ／Ｃａが０．６〜６．０の範囲にあるとき、Ｃａ−Ｐ
化合物の微細化作用が効果的に発揮される。しかし、Ｃ
ａ含有量は、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を溶湯の状態で保
持すると次第に減少し、それに伴ってＰ／Ｃａが増加す
る。また、Ｃａ含有量の減少率は、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系
合金溶湯が高温になるほど大きくなる。そこで、鋳造に
先立ってＣａ含有量を所定範囲に調整した後、長い保持
時間をおかずに鋳造することが好ましい。

【００１４】なお、Ｃａ含有量が減少し、重量比Ｐ／Ｃ
ａが６．０を超えると、Ｃａ−Ｐ化合物の微細化作用が
不十分である。また、重量比Ｐ／Ｃａが０．６未満で
も、微細化効果が得られなくなる。Ｃａ含有量が更に増
加しＰ／Ｃａが低くなると、初晶Ｓｉは、Ｃａ無添加の
場合よりもむしろ粗くなる。重量比Ｐ／Ｃａが０．６未
満になると、Ｃａ−Ｐ化合物中のＣａ濃度も上がり、こ
れが初晶Ｓｉの結晶核として働かない好ましくない状態
になるものと考えられる。その結果、従来報告されてい
るようにＰ処理による微細化作用が阻害される。また、
Ｃａ含有量が１２０ｐｐｍを超えると、重量比Ｐ／Ｃａ
が０．６未満であれば初晶Ｓｉが微細化するが、溶湯の
流動性が著しく低下し、湯境い等の鋳造欠陥が発生し易
くなる。この点から、Ｃａ含有量の上限は、１２０ｐｐ
ｍに設定される。他方、Ｃａ含有量の下限は、Ｐ＝６Ｃ
ａとＰ＝４０の交点Ｂ（図１参照）における値から、６
ｐｐｍに設定した。

【００１５】Ｐの添加 Ｐは、Ｃａに比較して反応性が低い。そのため、溶解原
料に予めＰを配合させておいても、或いは溶解後にＰを
添加しても、Ｐ添加による効果は実質的に変わらない。
したがって、Ｐの添加時期は、次の〜の何れであっ
ても良い。また、予め所定量のＰを含有する過共晶Ａｌ
−Ｓｉ系合金又は溶解原料を溶解した後、Ｃａ添加に相
前後して残りのＰを添加することもできる。Ｐは、Ｐ含
有母合金，化合物，混合物等を塊状，棒状，線状，粉末
状，顆粒状，溶融状等の形態で添加される。

【００１６】 Ｐを含む過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金又は
溶解原料の調整 →溶解→ Ｃａ添加 → 鋳
造 Ｐを含まない過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金又は溶解原料
の調整 →溶解→ Ｃａ及びＰの同時添加 →
鋳造 Ｐを含まない過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金又は溶解原料
の調整 →溶解 Ｐ添加 → Ｃａ添加 → 鋳造 Ｐを含まない過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金又は溶解原料
の調整 →溶解→ Ｃａ添加 → Ｐ添加
→ 鋳造

【００１７】Ｐ含有量は、Ｃａ−Ｐ化合物による初晶Ｓ
ｉの微細化を促進させる上で、４０〜１３０ｐｐｍの範
囲に維持することが必要である。Ｐ含有量は、Ｃａ含有
量と異なり、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を溶湯状態のまま
で保持しても、保持時間による大きな影響を受けること
なく、減少量は小さい。なお、Ｐ含有量が４０ｐｐｍ未
満では、初晶Ｓｉを微細化する作用が不十分である。し
かし、１３０ｐｐｍを超えるＰ含有量では、初晶Ｓｉを
微細化する効果があるものの、合金溶湯の流動性が低下
し、湯境い等の鋳造欠陥が発生し易くなる。また、Ｐの
濃度が高くなると溶解歩留りが極端に低下するので、１
３０ｐｐｍ以上のＰを含有させることは非常に困難であ
る。

【００１８】Ｐ／Ｃａ比 Ｐ／Ｃａ比は、微細化効果に大きな影響をもつ因子であ
る。Ｐ／Ｃａを重量比で０．６〜６の範囲に維持するこ
とにより、初晶Ｓｉの微細化に有効なＣａ−Ｐ化合物が
生成されるものと推察される。すなわち、生成したＣａ
−Ｐ化合物が微細な核として合金中に均一分散し、この
核を起点として初晶Ｓｉが晶出する。その結果、微細な
鋳造組織が得られる。Ｐ／Ｃａ重量比が０．６未満で
は、初晶Ｓｉの結晶核として働く作用をもたないＣａ濃
度の高いＣａ−Ｐが形成され、長時間溶湯保持等によっ
てＣａ−Ｐ化合物中のＣａが減少すると好ましい状態に
なり、結晶核としての作用を呈するものと考えられる。
逆に、Ｐ／Ｃａ重量比が６を超えると、Ｃａが不足し、
形成されるＣａ−Ｐ化合物の個数が不足する。

【００１９】Ｓｉ含有量 Ｃａ及びＰにより初晶Ｓｉが微細化する現象は、Ｓｉ含
有量が１３〜２１重量％の範囲にある過共晶Ａｌ−Ｓｉ
系合金にみられる。Ｓｉ含有量が大きくなるほど、より
多量のＣａ及びＰを含有させることが必要になることは
勿論、鋳造条件を厳格にコントロールすることが要求さ
れる。しかも、Ｓｉ含有量に応じて微細化効果が低くな
る。そこで、Ｓｉ含有量の上限を２１重量％に設定し
た。また、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の特性を得るため、
Ｓｉ含有量の下限を１３重量％に設定した。

【００２０】Ｃｕ含有量 Ｃｕは、金属間化合物ＣｕＡｌ₂ を形成し、過共晶Ａｌ
−Ｓｉ系合金の強度及び高度を向上させる重要な合金元
素である。この作用を得るために、０．５重量％以上の
Ｃｕ含有が必要である。しかし、５重量％を超える多量
のＣｕを含有させても、Ｃｕの作用が飽和し、増量に見
合った強度の向上が図られない。したがって、本発明に
おいては、Ｃｕ含有量を０．５〜５重量％の範囲に設定
した。

【００２１】Ｍｇ含有量 Ｍｇは、Ｓｉとの共存下で強度を向上することに寄与す
る合金元素であり、０．３重量％以上の含有でＭｇの作
用が顕著に現れる。しかし、２．０重量％を超えて多量
のＭｇを含有させるとき、Ｍｇ含有量の増加に応じ伸び
率が低下する。また、多量のＭｇ含有量は、酸化を進行
させることから溶湯管理が難しくなり、鋳造欠陥を発生
させる原因となる。したがって、本発明においては、Ｍ
ｇ含有量を０．３〜２．０重量％の範囲に設定した。

【００２２】Ｎｉ含有量 本発明の鋳物用過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金は、必要に応じ
て０．５〜３重量％のＮｉを含有する。Ｎｉは、高温強
度を向上させる作用を呈し、０．５重量％以上でその作
用が顕著になる。また、Ｎｉの含有によって過共晶Ａｌ
−Ｓｉ系合金の熱膨張係数が小さくなるため、用途に応
じた熱膨張係数が得られるようにＮｉを添加することも
ある。しかし、３重量％を超えて多量のＮｉを含有させ
るとき、却って耐食性を悪化させる傾向を示す。そこ
で、本発明においてＮｉ含有量を含有させるとき、その
範囲を０．５〜３重量％に設定する。

【００２３】Ｍｎ含有量 Ｍｎも、本発明の鋳物用過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の任意
合金成分である。Ｍｎは、ＭｎＡｌ₆ 等の金属間化合物
として析出し、強度を向上させる。このような作用は、
０．５重量％以上のＭｎ含有量で顕著に現れる。しか
し、３重量％を超える多量のＭｎを含有させると、巨大
な金属間化合物が晶出し、靭性や機械的性質を低下させ
る。そこで、本発明においてＭｎ含有量を含有させると
き、その範囲を０．５〜３重量％に設定する。

【００２４】初晶Ｓｉの粒径 初晶Ｓｉは、Ｐ含有量，Ｃａ含有量及びＰ／Ｃａ比を調
整することによって、平均粒径２０μｍ以下に微細化さ
れる。初晶Ｓｉの粒径が２０μｍを超えると、切削加工
性が劣化する。また、大きな初晶Ｓｉが晶出している鋳
造組織は、靭性や機械的性質を低下させる。そこで、本
発明においては、切削加工性，機械的性質等を考慮して
初晶Ｓｉの粒径を２０μｍ以下に規制した。

【００２５】溶解温度 Ｃａ及びＰの微細化作用を有効に発揮させる上で、Ｓｉ
が十分に溶解するように過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金溶湯を
７６０〜８５０℃の温度範囲で溶解することが好まし
い。溶湯温度は、Ｓｉ含有量に比例して高く設定され
る。しかし、過度の高温で溶解することは、溶解のため
のエネルギー損失を招くばかりでなく、鋳造までの工程
における条件に変動を来し易い。そこで、溶解温度の上
限を、８５０℃に設定することが好ましい。

【００２６】溶湯保持時間 Ｃａによる微細化作用は、重量比Ｐ／Ｃａが０．６を超
えるＣａを含有させた過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金ではＣａ
添加直後に現れる。この微細化作用は、合金溶湯を長時
間保持すると消失する。Ｃａの作用が消失する時間は、
Ｃａ含有量や保持温度にもよるが、おおよそ６０〜６０
０分である。この点で、Ｃａ含有量を重量比Ｐ／Ｃａが
０．６〜６．０となる設定範囲に調整した後、長時間の
保持工程をおくことなく鋳造工程に入ることが好まし
い。他方、重量比Ｐ／Ｃａが０．６を下回るように過剰
のＣａを含有させた過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金では、Ｃａ
による微細化作用は、Ｃａの添加直後には現れず、合金
溶湯をある時間保持した後に現れる。いわゆる潜伏期間
が存在する。潜伏期間は、添加直後のＣａ含有量が大き
くなるほど長くなる。たとえば、６１ｐｐｍのＰ及び１
８０ｐｐｍのＣａを含有させた過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金
を７６０℃に保持したとき、約１００分後にＣａによる
微細化作用が発現する。

【００２７】多量のＣａを含有させた場合にみられる潜
伏期間は、合金溶湯を保持する間にＣａが減少し、その
結果重量比Ｐ／Ｃａが０．６以上に増加することに由来
するものと考えられる。すなわち、重量比Ｐ／Ｃａが
０．６以上になったとき、初めてＣａによる微細化作用
が発揮される。更に合金溶湯を長時間保持すると、Ｃａ
含有量の減少に伴って重量比Ｐ／Ｃａが６．０を超え、
微細化作用が消失する。このことは、Ｃａの減少に伴っ
て、初晶Ｓｉの晶出に有効な核として働くＣａ−Ｐ化合
物の個数が不足することを示唆している。

【００２８】Ｃａ含有量が多い場合、重量比Ｐ／Ｃａが
０．６以上になるまでの溶湯保持時間が長くなるので、
一般に設定範囲にＣａ含有量をコントロールすることが
難しくなる。しかし、大型の溶解炉を使用して多量の合
金を生産する場合、準備や鋳造に長時間を要する。この
ような場合には、この潜伏期間及び潜伏期間後にＣａが
減少して重量比Ｐ／Ｃａが６．０を超えるまでの長い微
細化に有効な期間を利用することもできる。すなわち、
鋳造を行うまでの時間が長い場合、Ｃａを過剰に添加し
ておき、鋳造時点で重量比Ｐ／Ｃａが０．６〜６．０の
範囲に入るように調整する。

【００２９】鋳造温度 高い冷却速度によって初晶Ｓｉを微細化する点では、鋳
造温度をなるべく高く設定することが好ましい。しか
し、合金溶湯が高温になるほどＣａの損耗が激しくな
り、鋳造時にＣａ含有量を制御することが難しくなる。
そこで、鋳造温度は、高い冷却速度による微細化効果が
得られる範囲で、可能な限り低くすることが好ましい。
具体的には、Ｓｉ含有量等の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の
成分及び含有量にもよるが、Ａｌ−Ｓｉ二元系状態図の
（液相線＋７０℃）以上，好ましくは（液相線＋７０℃
〜１７０）℃の温度範囲に鋳造温度を設定する。たとえ
ば、Ｓｉを１５重量％含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金
では鋳造温度を６８０℃以上に、Ｓｉを１７重量％含有
する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金では鋳造温度を７１０℃以
上に、Ｓｉを２０重量％含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合
金では鋳造温度を７６０℃以上に設定する。

【００３０】Ｃａ含有量は、他の製造条件によっても変
化する。特に、脱ガス処理によってＣａ含有量は大きく
低下する。このときのＣａ含有量の低下は、脱ガスに使
用するガスの種類や脱ガス時間等によって異なった傾向
を示す。そこで、予め脱ガス条件に対応したＣａ含有量
の変化率を求めておき、この変化率に基づいてＣａ含有
量をコントロールすることが好ましい。鋳塊のサイズ 初晶Ｓｉを粒径２０μｍ以下に微細化するため、鋳塊の
直径又は厚みを３０ｍｍ以下に規制し、鋳塊中央部の冷
却速度を確保することが必要である。

【００３１】

【実施例】

実施例１：Ｓｉ，Ｍｎ及びＮｉの含有量を種々変化させ
た過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金３ｋｇをルツボに溶解し、Ａ
ｌ−５％Ｃａを用いてＣａを添加した。Ｃａを添加した
後、溶湯を７６０℃に３０分保持し、金型鋳造で直径１
８ｍｍ及び高さ９０ｍｍの鋳塊を得た。鋳塊の断面を光
学顕微鏡で観察し、初晶Ｓｉの粒径を測定した。測定結
果を、成分・組成と共に表１に示す。

【表１】

【００３２】表１から明らかなように、Ｓｉ：１３〜２
１重量％，Ｐ：４０〜１４０ｐｐｍ，Ｃａ：６〜１２０
ｐｐｍ及びＰ／Ｃａ：０．６〜６の条件を満足する試験
番号２，４，５及び７〜９では、Ｓｉ，Ｃｕ及びＭｇの
含有量が多少変化しても、初晶Ｓｉが２０μｍ以下に微
細化されている。これに対し、Ｃａを添加していない試
験番号１，３及び６，Ｓｉ含有量が２１重量％を超える
試験番号１０では、初晶Ｓｉが２０μｍより大きく、微
細化されていないことが判る。

【００３３】実施例２：Ｓｉ：１５重量％，Ｃｕ：３．
５重量％，Ｍｇ：０．５重量％，Ｎｉ：１．５重量％，
Ｍｎ：０．５重量％，Ｐ：６０ｐｐｍ及び残部Ａｌの組
成をもつ合金と、Ｓｉ：１７重量％，Ｃｕ：４．５重量
％，Ｍｇ：０．６重量％，Ｎｉ：１．５重量％，Ｍｎ：
０．５重量％，Ｐ：６０ｐｐｍ及び残部Ａｌの組成をも
つ合金とを、それぞれルツボに７６０℃で溶解し、金型
鋳造によって直径８８ｍｍ，高さ７７ｍｍ及び最大肉厚
部６ｍｍのピストン部材を製造した。また、それぞれの
合金溶湯に対し、Ａｌ−５％Ｃａ合金を使用して目標値
５０ｐｐｍのＣａを鋳造前に添加し、同一の鋳造条件下
で同じサイズのピストン部材を鋳造した。各ピストン部
材について、組成分析すると共に、断面の光学顕微鏡観
により初晶Ｓｉの粒径を測定した。測定結果を示す表２
から明らかなように、Ｃａを添加していない試験番号１
１，１３に比較し、Ｃａを添加した試験番号１２，１４
では、初晶Ｓｉの微細化が進行していることが判る。ま
た、Ｃａ添加によって偏析することなく初晶Ｓｉが均一
に分散さていることが観察された。

【表２】

【００３４】表２の合金をＪＩＳ４号舟型に鋳造し、Ｔ
６処理（５００℃×６時間→Ｗ．Ｑ．→１７０℃×１０
時間）を施した後、ＪＩＳ４号試験片に加工し、常温及
び２５０℃で引張り試験に供した。試験温度２５０℃で
は、試験片を２５０℃に１００時間保持した後、引張り
試験を行った。試験結果を示す表３から明らかなよう
に、Ｃａを添加した試験番号１２及び１４は、それぞれ
試験番号１１及び１３に比較して引張り強さ及び伸び共
に上昇していることが判る。また、試験温度２５０℃で
も、同様な傾向がみられる。

【表３】

【００３５】実施例３：切削試験には、ある程度の大き
さをもった試験片が必要であるが、大きな鋳塊を金型で
鋳造すると冷却速度が不足し、Ｃａ添加によっても初晶
Ｓｉを十分に微細化できない。そこで、ＤＣ鋳塊を使用
して切削性を評価した。表４に示した組成をもつ過共晶
Ａｌ−Ｓｉ系合金を５０ｋｇのルツボに溶解し、直径９
７ｍｍの鋳塊にＤＣ鋳造した。ＤＣ鋳造としては、温度
７８０℃及び速度１５０ｍｍ／分の鋳造条件下でホット
トップ鋳造法を行った。Ｃａ源にはＡｌ−５％Ｃａを使
用し、鋳造時に樋に連続的に添加した。得られた鋳塊の
Ｃａ分析値及び初晶Ｓｉの粒径を、表４に併せ示す。表
４から明らかなように、ＤＣ鋳塊中の初晶Ｓｉは、表１
に示した金型鋳塊の初晶Ｓｉとほぼ同じ粒径になってい
る。

【表４】

【００３６】鋳塊の直径が９４ｍｍになるまで面削する
ことにより鋳塊の表皮を除去した後、切削試験に供し
た。なお、一部の鋳塊は、更にＴ７処理（５００℃×６
時間→水冷→２２０℃×５時間）を施した後、切削試験
に供した。切削試験には、ダイヤモンド焼結体（ＧＥア
グレイシブ社製 ＯＭＰＡ×１５００，ＳＰＧＮ１２０
３０８）を切削工具として使用し、切れ刃傾き角０度，
垂直掬い角５度，横切り刃角１５度，切削速度６００ｍ
／分，送り速度０．１ｍｍ／ｒｅｖ，切込み深さ０．５
ｍｍ，切削距離６０００ｍ，１２０００ｍ及び２４００
０ｍ，潤滑剤なしの条件を採用した。そして、各切削距
離ごとに工具逃げ面の摩耗量を測定することによって、
切削加工性を評価した。評価結果を表５に示す。

【表５】

【００３７】表５に示されているように、工具逃げ面の
摩耗量は、初晶Ｓｉの粒径に大きく影響されている。す
なわち、６〜１２０ｐｐｍのＣａ含有量及び０．６〜６
のＰ／Ｃａ重量比が満足されているとき、初晶Ｓｉが２
０μｍ以下に微細化され、工具逃げ面の摩耗量が著しく
減少している。切削工具の摩耗に対する抑制作用は、切
削距離が長くなるほど顕著に現れる。たとえば、初晶Ｓ
ｉの粒径が３５μｍの試験番号１５（As cast)では切削
距離が２４０００ｍになったときの摩耗量が１７０μｍ
であるのに対し、初晶Ｓｉの粒径が１８μｍの試験番号
２０（Ａｓ ｃａｓｔ）では同じ切削距離で２７μｍの
摩耗量に過ぎない。しかも、切削加工性の改善は、専ら
初晶Ｓｉの微細化によるものであり、Ｍｇ，Ｃｕ，Ｎ
ｉ，Ｍｎ等の合金元素の添加量及び調質状態にほとんど
影響されていない。したがって、切削加工性に悪影響を
与えることなく、合金元素の添加によって機械的強度や
耐熱性を向上することができる。Ｔ７処理等の調質によ
っても、切削加工性を損ねることはない。

【００３８】実施例４：表６に示す組成をもつ過共晶Ａ
ｌ−Ｓｉ系合金を５０ｋｇのルツボに溶解し、温度７８
０℃及び速度１５０ｍｍ／分の鋳造条件でホットトップ
鋳造により直径９７ｍｍの鋳塊を製造した。Ｃａ源とし
てＡｌ−５％Ｃａを使用し、鋳造時に樋に連続的に添加
した。得られた鋳塊のＣａ分析値及び初晶Ｓｉの粒径を
表６に併せ示す。表６から明らかなように、初晶Ｓｉ
は、Ｃａ添加及び無添加に応じて表１の合金金型鋳塊の
初晶Ｓｉとほぼ同じ粒径になっている。

【表６】

【００３９】鋳塊の直径が９４ｍｍになるまで面削する
ことにより鋳塊の表皮を除去した後、切削試験に供し
た。切削試験は、実施例３と同じ条件を採用した。そし
て、各切削距離ごとに工具逃げ面の摩耗量を測定するこ
とによって、切削加工性を評価した。評価結果を示す表
７から明らかなように、この場合にも初晶Ｓｉの微細化
によって工具の摩耗が減少していることが判る。特に、
１７重量％のＳｉを含む合金で、顕著な効果が得られて
いる。

【表７】

【００４０】

【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系鋳造合金にＰ／Ｃａ重量
比０．６〜６の条件下で６〜１２０ｐｐｍのＣａ及び４
０〜１３０ｐｐｍのＰを含有させることにより、初晶Ｓ
ｉを微細化し、切削加工性に優れた過共晶Ａｌ−Ｓｉ系
合金を得ている。この過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金は、初晶
Ｓｉが２０μｍ以下に微細化されていることから、切削
加工によって高精度の製品形状に仕上げることができ、
しかも工具の摩耗が抑制される。また、Ｓｉ，Ｃｕ，Ｍ
ｇ等の合金元素と相俟つて、優れた機械的性質，耐熱性
等を呈する。そのため、内燃機関用部品を始めとして、
強度，耐摩耗性，成形性等が要求される種々の部品とし
て使用することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 Ｃａ含有量，Ｐ含有量及びＰ／Ｃａ重量比と
初晶Ｓｉの粒径との関係

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 北岡 山治 東京都港区三田３丁目13番12号 日本軽金 属株式会社内 (72)発明者 青木 一男 東京都港区三田３丁目13番12号 日本軽金 属株式会社内

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｓｉ：１３〜２１重量％，Ｃｕ：０．５
   〜５．０重量％，Ｍｇ：０．３〜２．０重量％，Ｃａ：
   ６〜１２０ｐｐｍ及びＰ：４０〜１３０ｐｐｍを含み、
   Ｐ／Ｃａが重量比で０．６〜６の範囲にあることを特徴
   とする鋳物用過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金。
2. 【請求項２】 Ｓｉ：１３〜２１重量％，Ｃｕ：０．５
   〜５．０重量％，Ｍｇ：０．３〜２．０重量％，Ｃａ：
   ６〜１２０ｐｐｍ，Ｐ：４０〜１３０ｐｐｍ及びＮｉ：
   ０．５〜３．０重量％とＭｎ：０．５〜３．０重量％の
   １種又は２種を含み、Ｐ／Ｃａが重量比で０．６〜６の
   範囲にあることを特徴とする鋳物用過共晶Ａｌ−Ｓｉ系
   合金。
3. 【請求項３】 初晶Ｓｉの粒径が２０μｍ以下である請
   求項１又は２記載の鋳物用過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金。
4. 【請求項４】 請求項１〜３記載の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系
   合金からなり、最大肉厚部が３０ｍｍ以下の金型鋳造
   材。
5. 【請求項５】 請求項１〜３記載の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系
   合金からなるピストン部材。
6. 【請求項６】 Ｓｉ：１３〜２１重量％，Ｃｕ：０．５
   〜５．０重量％，Ｍｇ：０．３〜２．０重量％，Ｃａ：
   ６〜１２０ｐｐｍ及びＰ：４０〜１３０ｐｐｍを含み、
   Ｐ／Ｃａが重量比で０．６〜６の範囲にある過共晶Ａｌ
   −Ｓｉ系合金を（液相線＋７０℃）以上の温度で鋳造す
   ることを特徴とする鋳造方法。
7. 【請求項７】 Ｓｉ：１３〜２１重量％，Ｃｕ：０．５
   〜５．０重量％，Ｍｇ：０．３〜２．０重量％，Ｃａ：
   ６〜１２０ｐｐｍ，Ｐ：４０〜１３０ｐｐｍ及びＮｉ：
   ０．５〜３．０重量％とＭｎ：０．５〜３．０重量％の
   １種又は２種を含み、Ｐ／Ｃａが重量比で０．６〜６の
   範囲にある過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を（液相線＋７０
   ℃）以上の温度で鋳造することを特徴とする鋳造方法。