JPH093563A

JPH093563A - アルミニウム系耐摩耗性焼結合金の製造方法

Info

Publication number: JPH093563A
Application number: JP17957495A
Authority: JP
Inventors: Zenzo Ishijima; 善三石島; Junichi Ichikawa; 淳一市川; Hideji Sasaki; 秀二佐々木; Hideo Yomo; 英雄四方; Hideo Urata; 秀夫浦田; Shoji Kawase; 祥司川瀬; Junichi Ueda; 順一上田
Original assignee: Honda Motor Co Ltd; Hitachi Powdered Metals Co Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd; Resonac Corp
Priority date: 1995-06-22
Filing date: 1995-06-22
Publication date: 1997-01-07
Anticipated expiration: 2021-06-14
Also published as: JP3784858B2

Abstract

(57)【要約】【目的】引張り強さ、伸びおよび耐摩耗性に優れ、機
械要素として好適なＡｌ−Ｓｉ系焼結合金の製造方法を
提供する。【構成】Ａｌ−Ｓｉ合金粉、Ａｌ粉、Ｃｕ−遷移金属
合金粉およびＡｌ−Ｍｇ合金粉またはＭｇ粉を圧粉成形
した後に焼結し、さらに溶体化処理および時効処理を施
すアルミニウム系焼結合金の製造方法において、過時効
領域において、時効処理後の引張り強さが焼結体の引張
り強さより高い値を示すような温度と時間の範囲内で時
効処理を行うことを特徴とするアルミニウム系耐摩耗性
焼結合金の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、軽量で、かつ強度およ
び耐摩耗性が要求される歯車、プーリー、コンプレッサ
ー用ベーン、コンロッド、ピストン等に好適なアルミニ
ウム系焼結合金部材の製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】アルミニウム系焼結合金は、鋳造合金に
比べて、初晶Ｓｉを微細化し、Ｓｉ含有量を多くするこ
とができることから、比強度と耐摩耗性に優れた材料と
して期待されている。

【０００３】従来のアルミニウム系焼結合金としては、
特開昭５３−１２８５１２号公報に開示されているよう
に、組成が重量比でＣｕ：０.２〜４％、Ｍｇ：０.２〜
２％、Ｓｉ：１０〜３５％、および残部がＡｌとなるよ
うに、Ａｌ−１０〜３５％Ｓｉ粉、銅粉、Ｍｇ粉、Ａｌ
−Ｃｕ粉、Ｃｕ−Ｍｇ粉、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ粉、Ｃｕ−
Ｍｇ−Ｓｉ粉およびＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ粉のうちか
ら選ばれた粉末に、必要に応じてＡｌ粉を混合し、圧粉
成形した後、焼結して所望の製品を製造する方法があ
る。焼結合金には、通常の鋳造合金と同様に、溶体化処
理および人工時効硬化処理（Ｔ６処理）が施される。こ
の方法は各種の粉末を混ぜ合わせるいわゆる混合法であ
る。このような混合法によれば、軟質金属粉末を混合す
ることができるので、粉末成形性がよいという特徴があ
り、通常の圧粉成形−焼結の工程のみでも液相焼結によ
ればある程度の強度のものが得られる。

【０００４】また、特開昭６２−１０２３７号公報に記
載されているように、組成が重量比でＳｉ：８〜３０
％、必要に応じてＣｕ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｍｎのうち
少なくとも１種の成分０.１〜１０％、および残部のＡ
ｌからなる急冷凝固アルミニウム合金粉の圧粉体を熱間
鍛造して作られ、Ａｌ−Ｓｉ系合金素地中に初晶Ｓｉが
均一に分散した組織の合金がある。合金法によれば、混
合法に比べて高い強度のものが得られる。しかし急冷凝
固粉末は硬く、金型成形によるニアネットシェープ化が
困難であること、粉末に強固な酸化皮膜があること、お
よび焼結時に液相を発生しないこと等のために、焼結の
みでは粉末粒子間を十分に結合させることができず、ビ
レット形状からの押出しや鍛造など数回の圧縮工程を必
要とする。

【０００５】さらに、混合法と合金法の組合せとして、
特開平５−１５６３３９号公報に記載されているよう
に、急冷凝固Ａｌ−Ｓｉ系合金粉に所定量の純Ａｌ粉を
混合した粉を熱間鍛造して製造され、組成が重量比でＳ
ｉ：２〜３０％、ＦｅおよびＮｉのうち１種または２種
の成分１〜１０％、必要に応じＣｕ：１〜５％およびＭ
ｇ：０.３〜２％のうち１種または２種の成分、および
残部のＡｌからなり、微細な初晶Ｓｉが分散した共晶Ａ
ｌ−Ｓｉ素地中に、熱間鍛造で変形したＡｌ固溶体粒が
５〜２０容量％分散した組織の合金がある。この合金
は、Ａｌ固溶体を接着剤として硬質な粒界相互の密着性
を向上させ、耐摩耗性と強度を向上させたものである。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】アルミニウム焼結合金
としては、粉末の圧粉成形性が良好であり、材料の強
度、伸びおよび靱性が高く、摩擦摺動耐摩耗性にも優れ
たものが要求されている。

【０００７】そこで、本出願人は、特願平６−３７６０
６号、特願平６−３３５７１２号および特願平７−７２
２５９号において、粉末混合法によって作られ、最大粒
径が特定された初晶Ｓｉが分散するＡｌ−Ｓｉ系合金相
とＡｌ固溶体相との斑状組織を有し、両相の面積割合が
限定されている合金を提案した。これらの合金は、斑組
織とＡｌ−Ｓｉ合金相中の初晶Ｓｉの最大粒径を特定し
たことにより、引張り強さおよび伸びが大きく、また、
摩擦摺動中に脱落した初晶Ｓｉ粒子をＡｌ固溶体相が埋
め込む効果を有しているので、特に耐摩耗性に優れた合
金であり、製造方法においては成形性にも優れているも
のである。

【０００８】上記合金の製造方法は、Ｓｉ含有量が１３
〜３０重量％のＡｌ−Ｓｉ合金粉２０〜８０重量部に対
して２０〜８０重量部のＡｌ粉を配合した粉末に、Ｔ
ｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＺｒおよびＮ
ｂから選ばれる１種もしくは２種以上の遷移金属の含有
量が０.２〜３０重量％のＣｕ−遷移金属合金粉、なら
びにＭｇ含有量が３５重量％以上のＡｌ−Ｍｇ合金粉も
しくはＭｇ粉を添加した混合粉、またはこの混合粉に更
に、黒鉛、ＭｏＳ₂、ＢＮおよびＷＳ₂から選ばれる１種
もしくは２種以上の固体潤滑材を添加した混合粉を用
い、圧粉体を所定の条件で焼結し、最大粒径が５〜６０
μｍの初晶Ｓｉが分散するＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固
溶体相との斑組織を呈する焼結体を得た後、必要に応じ
て熱間鍛造または冷間鍛造等の塑性加工を施し、通常の
溶体化処理および人工時効処理を施すことからなる。上
記熱処理としては、例えば、温度４９０℃から急冷して
溶体化処理を行い、温度２４０℃で加熱して人工時効処
理を行う。

【０００９】また、前記の方法で得られる特徴を有する
合金組織を表面部に形成し、内部は材料強度を向上させ
た合金からなる製品を提供するために、まず、焼結体の
組織を、最大粒径５μｍ以下の初晶Ｓｉが分散するＡｌ
−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相との斑組織になるように
焼結し、次いでこの焼結体の表面を加熱して、合金表面
部に存在するＡｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶Ｓｉの最大粒
径を５〜６０μｍに成長させる工程を加え、同様に溶体
化処理および人工時効処理を施したものも提案されてい
る。

【００１０】なお、前記焼結合金の全体組成は、前者の
合金は、重量比でＳｉ：２.４〜２３.５％、Ｃｕ：２〜
５％、Ｍｇ：０.２〜１.５％、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＺｒおよびＮｂから選ばれる１種
もしくは２種以上の遷移金属：０.０１〜１％、ならび
に残部のＡｌおよび不可避不純物であり、後者の合金
は、前者の合金組成に固体潤滑材を１〜４５重量％加え
たものである。

【００１１】これらの合金は、引張り強さ、伸びおよび
耐摩耗性などに優れているが、これらの特性値が最も高
くなるような熱処理条件については、未だ検討の余地が
残されている。

【００１２】この発明は、前記焼結合金の延性が改善さ
れ、かつ強度および耐摩耗性を兼ね備えた機械要素の製
造に適するＡｌ−Ｓｉ系焼結合金の製造方法を提供する
ことを目的とする。

【００１３】

【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
め、本発明の製造方法は、Ｓｉ含有量が１３〜３０重量
％のＡｌ−Ｓｉ合金粉２０〜８０重量部に対して、２０
〜８０重量部のＡｌ粉を配合した粉末に、Ｔｉ、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＺｒおよびＮｂから選ば
れる１種もしくは２種以上の遷移金属の含有量が０.２
〜３０重量％のＣｕ−遷移金属合金粉、ならびにＭｇ含
有量が３５重量％以上のＡｌ−Ｍｇ合金粉またはＭｇ粉
を添加して、全体組成が、重量比で、Ｓｉ：２.４〜２
３.５％、Ｃｕ：２〜５％、Ｍｇ：０.２〜１.５％、Ｔ
ｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＺｒおよびＮ
ｂから選ばれる１種もしくは２種以上の遷移金属：０.
０１〜１％、ならびに残部のＡｌおよび不可避不純物か
らなる混合粉、または、前記混合粉に固体潤滑材を添加
して全体組成が重量比でＳｉ：１.３〜２３.３％、Ｃ
ｕ：１.１〜５％、Ｍｇ：０.１〜１.５％、Ｎｉ：０.０
０５〜１％、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎ
ｉ、ＺｒおよびＮｂから選ばれる１種もしくは２種以上
の遷移金属：０.０１〜１％、黒鉛、ＭｏＳ₂、ＢＮおよ
びＷＳ₂から選ばれる１種もしくは２種以上の固体潤滑
材：１〜４５％、ならびに残部のＡｌおよび不可避不純
物からなる混合粉、のいずれかの混合粉を圧粉成形した
後、焼結して最大粒径が５〜６０μｍの初晶Ｓｉが分散
するＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相との斑組織を呈
する焼結体を得る工程と、この焼結体または塑性加工
体を加熱後急冷して溶体化処理する工程と、さらに人
工時効処理を行う工程とからなり、前記時効処理を、
過時効領域において、時効処理後の引張り強さが、前記
焼結体の引張り強さよりも高い値を示すような温度およ
び時間の範囲内の加熱処理により行なうことを特徴とす
るものである。

【００１４】また、本発明は、最大粒径５μｍ以下の初
晶Ｓｉが分散したＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相と
の斑組織を呈する焼結体を得る前記工程に、焼結体の
表面を加熱することによって、合金の表面部に存在する
Ａｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶Ｓｉの最大粒径を５〜６０
μｍに成長させて冷却する工程を付加する場合も包含
する。

【００１５】すなわち、先に本出願人が提案した前記斑
組織の焼結合金における焼結体またはその塑性加工体を
溶体化処理し、かつ人工時効処理を、過時効領域におい
て、しかも引張り強さが焼結体（溶体化処理する前の焼
結合金、以下同じ）の引張り強さより高い値を示すよう
な温度と時間の範囲内の加熱処理により行なうことを骨
子とするものである。

【００１６】

【作用】次に、本発明の合金組成、合金組織、粉末の選
定、熱処理条件等の各構成要件について説明する。（１）合金中のＳｉおよび粉末の選定全体組成としてのＳｉの量は、後述の初晶Ｓｉが分散し
たＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相とが斑状組織を呈
するような範囲を選択し、２.４〜２３.５重量％であ
る。全体組成のＳｉ量が少な過ぎると、初晶Ｓｉが分散
したＡｌ−Ｓｉ系合金相中のＳｉ量が少ないか、あるい
はＡｌ固溶体相の占める割合が多くなり、耐摩耗性に寄
与する初晶Ｓｉの量が少ないために耐摩耗性が不十分と
なる。一方、Ｓｉ量が多過ぎると前記と反対の現象が生
じ、同様に耐摩耗性が悪くなる。ＳｉはＡｌ−Ｓｉ合金
粉の形態で添加する。粉末混合法による製造の際に初晶
Ｓｉが析出するためには、Ａｌ−Ｓｉ合金粉のＳｉ含有
量を１３重量％以上にすることが必要である。また、Ｓ
ｉ含有量が３０重量％を越えると粉末製造時の溶湯温度
が高くなるため、Ｓｉ含有量は１３〜３０重量％が適当
である。焼結した後のＡｌ−Ｓｉ合金粉の部分には、後
述のＭｇ、Ｃｕおよび遷移金属の一部が固溶しており、
初晶Ｓｉが分散したＡｌ−Ｓｉ系合金となって焼結合金
斑組織の一方の合金相を構成する。この相は比較的硬質
であり、主に材料強度および耐摩耗性に寄与する。

【００１７】（２）合金中のＭｇおよび粉末の選定Ｍｇは焼結中に液相を生じて素地中に固溶し、焼結の促
進と、時効析出するＭｇ₂Ｓｉによる素地強化および耐
摩耗性向上の効果がある。Ｍｇの量は、全体組成で０.
２重量％未満では効果が不十分であり、１.５重量％を
越えて添加してもそれ以上効果が増大しないため、０.
２〜１.５重量％とするが、更に好ましい範囲は０.３〜
０.７重量％である。Ｍｇの添加手段としては、Ｍｇ含
有量が３５重量％以上のＡｌ−Ｍｇ合金粉またはＭｇ粉
の形態が適している。これは、Ａｌ−Ｍｇ二元系合金の
融点がＭｇ含有量３３〜７０重量％の範囲で４６０℃程
度の低い値を示すために、Ｍｇ含有量３５重量％以上の
Ａｌ−Ｍｇ合金を用いると、焼結過程でＡｌ−Ｍｇ合金
とＡｌ素地との間に固相拡散が生じて、Ａｌ−Ｍｇ合金
中のＭｇ濃度が低下することにより、液相が発生するこ
とによる。

【００１８】（３）Ｃｕおよび遷移金属とその粉末の選
定ＣｕはＡｌ合金素地を強化する元素であり、時効処理に
より一層大きな効果が得られる。Ｃｕの量は、全体組成
で２〜５重量％である。２重量％未満では所望の強度向
上が認められず、５重量％を越えると粉末粒界近傍にお
いてＣｕを主成分とする金属間化合物が多量に析出して
靱性が低下する。Ｃｕの更に好ましい量は３.５〜４.５
重量％である。ＣｕをＣｕ粉またはＣｕ合金粉の形態で
添加した場合に、Ｃｕを素地に固溶させるために必要な
加熱を行った焼結体は、初晶Ｓｉが溶製材料のように粗
大化し、反対に加熱の温度を下げ時間を短縮して焼結し
た場合は、粉末の粒界にＣｕの金属間化合物、例えばＡ
ｌ₂ＣｕＭｇ、Ａｌ₆ＣｕＭｇ₄等が残存して、強度や伸
びの低下を招く。溶体化処理および時効処理を施して
も、このような粒界の金属間化合物を消滅させることは
困難である。

【００１９】そこで、適量の遷移金属（Ｔｉ、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｎｂ）を共存させ
ると、溶体化および過時効領域における時効処理を行う
ことにより、粒界の金属間化合物を消滅させることがで
きる。遷移金属は、時効処理の際に、粒界部に析出した
Ｃｕが素地中へ拡散することを促進する作用がある。理
由は明らかではないが、溶体化処理によって形成される
原子空孔の消滅挙動が変化することや、析出過程が変化
することなどによって、時効処理中のＣｕの拡散を速め
ているものと考えられる。全体組成中の遷移金属の量
は、前記のＣｕ含有量（２〜５重量％）において、０.
０１重量％未満ではその効果がなく、一方、１重量％を
越えると遷移金属を主成分とする金属間化合物が析出し
て靱性が低下するため、０.０１から１重量％とする。
遷移金属は単体として添加すると拡散し難いため、Ｃｕ
−遷移金属合金粉の形態で添加することが好ましいが、
合金粉中の遷移金属量は、全体組成として必要なＣｕ量
および遷移金属量を考慮して、０.２重量％以上が必要
である。しかし、３０重量％を越えると合金粉末の融点
が高くなり、固相拡散によって融点が低下しても液相を
発生しなくなるので０.２〜３０重量％でなければなら
ない。また、好ましくは０.２〜１０重量％である。

【００２０】（４）Ａｌ固溶体相と粉末の選定Ａｌ固溶体相は、純アルミニウム粉の形態で添加された
Ａｌ中に、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕおよび遷移金属が拡散した
固溶体であって、比較的軟質であり、合金の靱性に寄与
すると共に、初期摩耗を受けてＡｌ−Ｓｉ系合金相間に
油だまりを形成し、潤滑性および摩擦中の相手材とのな
じみ性に寄与する。また、塑性変形し易いので、摺動面
近傍の硬質な初晶Ｓｉ粒子が摩耗粉として脱落しそうに
なったり、脱落した場合に、それらを埋没させ、Ｓｉ粒
子が研磨粒子として作用することを防ぐ効果がある。

【００２１】（５）斑状組織前述の初晶Ｓｉ粒子が分散したＡｌ−Ｓｉ系合金相と軟
質なＡｌ固溶体相の２相において、Ａｌ−Ｓｉ系合金相
が合金断面の面積比で２０％未満のときは初晶Ｓｉの量
が少ないため、また、８０％を越える場合は、摩擦摺動
により脱落したＳｉ粒子を埋没させるＡｌ固溶体相の量
が少ないために、耐摩耗性は著しく悪化する。したがっ
て、２相が合金断面の面積比で２０〜８０：８０〜２０
の割合で斑状に混在した複合組織であるときに、相互の
作用で強度および耐摩耗性が良好になる。

【００２２】（６）Ａｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶Ｓｉの
粒径初晶Ｓｉの断面形状は、粒径が小さいものは縦横の寸法
がほぼ同じで円形に近いが、大きい粒子は小さい粒子が
集合して凝集したり、粒成長したものと考えられ、不規
則な形状を呈する。最大粒径とは、このような不規則な
形状の粒子の両端距離のうち最も長い寸法を表したもの
である。初晶Ｓｉの粒径が大きくなると、硬質な初晶Ｓ
ｉ粒子が突起物の状態で相手材を引っかき、摩耗させ
る。一方、初晶Ｓｉの量が少ないか、または初晶Ｓｉの
粒径が小さいと、摩擦摺動時に素地から脱落し、脱落し
た初晶Ｓｉ粒子が研磨粒子として作用するため摩耗が進
行する。したがって耐摩耗性の観点から、初晶Ｓｉの粒
径は適度の大きさであることが必要であり、最大粒径が
５〜６０μｍのものが適当である。

【００２３】一方、強度の点から考察する、初晶Ｓｉの
粒径が大きいほど強度や延性が低く、逆に初晶Ｓｉの粒
径が小さいほどこれらの値は高くなるので好ましく、５
μｍ以下が好適である。そこで、摩擦部材の表面部分も
しくは少なくとも摺動する部位の表面部分の初晶Ｓｉ
は、耐摩耗性を維持するために最大粒径を５〜６０μｍ
にすると共に、内部の初晶Ｓｉは強度および延性を維持
するために粒径を５μｍ以下になるように構成すること
により、耐摩耗性と強度および延性とを共に向上させる
ことが可能となる。このように合金の内部と表面部の初
晶Ｓｉの粒径を変える方法としては、予め初晶Ｓｉの粒
径が５μｍ以下になるように焼結した焼結合金を製作
し、その合金の少なくとも摺動する部位の表面を、高周
波加熱、プラズマ加熱あるいはレーザー加熱等の加熱手
段によって加熱して、初晶Ｓｉの最大粒径を５〜６０μ
ｍになるように成長させる。このような表面改質を行う
部分の深さは０.５〜１ｍｍ程度が好適である。

【００２４】（７）時効処理溶体化されたアルミニウム合金を所定の温度で人工時効
処理を行うと、溶質原子は集合して析出する。この変化
は温度と時間によって支配され、物理的および機械的性
質が変化する。溶製アルミニウム合金の場合、一般的に
は加熱時間の経過と共に引張り強さは、先ず上昇しその
後低下する放物線状の変化を示す。伸びは引張り強さが
最大のときに最低値を示した後、僅かずつ上昇すること
が知られている。一般的には引張り強さおよび硬さが最
も高くなる領域で処理を行う。

【００２５】一方、混合法で製作されたＣｕを含むＡｌ
−Ｓｉ系焼結合金の場合は、焼結中に素地中へ拡散し得
なかったＣｕまたはその金属間化合物が粉末粒界部に偏
析する。溶製材の場合とは異なり、過時効領域の引張り
強さの低下は緩やかになる。合金の伸びは、遷移金属を
含有しない材料では、溶製材の場合と同様であるが、遷
移金属を含有する場合は、過時効領域で加熱時間と共に
著しく上昇する。すなわち、本発明の方法により製作さ
れた合金の場合は、焼結中に素地中へ拡散し得ずに残っ
たＣｕの金属間化合物が粉末粒界に存在しており、それ
は耐摩耗性には影響を及ぼさないが、靱性の点で不十分
な状態である。未拡散Ｃｕの金属間化合物の存在および
適量の遷移金属の共存により、過時効領域で素地中へＣ
ｕの拡散が進行する結果、合金の強度低下が少なくな
り、伸びが著しく改善される。このような時効処理条件
としては、温度が２４０℃の場合、処理時間を約２〜５
時間とすることが適当である。

【００２６】

【実施例】以下に本発明を実施例により説明する。＜実施例１＞Ａｌ固溶体相の量と摩耗特性原料粉として、Ｓｉ含有量が１５％、１７％、２０％、
２５％および３０％の５種類のＡｌ−Ｓｉ合金粉、純Ａ
ｌ粉、Ｃｕ−４％Ｎｉ合金粉およびＡｌ−５０％Ｍｇ合
金粉を用い、Ｃｕ−４％Ｎｉ合金粉を４.１７重量％お
よびＡｌ−５０％Ｍｇ合金粉を１重量％の一定量とし、
Ａｌ−Ｓｉ合金粉の種類と配合量、および純Ａｌ粉の配
合量を変えて各種の混合粉を作製し、それぞれ所定形状
に成形した。成形体は４００℃で脱ろうを行い、５４０
℃で６０分間の焼結を行った後、熱間鍛造で密度比１０
０％とし、４９０℃で加熱して溶体化および焼入れを行
った。さらに２４０℃で３時間加熱することによって時
効処理を行ない試料１〜１８を作製した。表１に、Ａｌ
−Ｓｉ合金粉の種類、全体組成におけるＳｉ含有量およ
び斑組織中に占める軟質のＡｌ固溶体相の面積比を示
す。各試料の組織は、Ａｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体
相の面積比がＡｌ−Ｓｉ合金粉と純Ａｌ粉の配合割合と
同一であり、Ａｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶Ｓｉの最大粒
径は２０〜２５μｍであった。各試料についてピンオン
ディスク摩擦摩耗試験による試料の摩耗量を測定し比較
した。ピンオンディスク摩擦摩耗試験は、試料をピンと
し、回転する相手のディスクとしてＳ４８Ｃ材（機械構
造用炭素鋼）の熱処理品を用い、鉱油潤滑下、面圧４９
ＭＰａ、摩擦速度５ｍ／秒の条件で行った。表１に摩耗
量を示す。Ａｌ−Ｓｉ合金粉中のＳｉ含有量が所定の範
囲であり、合金断面に占めるＡｌ固溶体の面積比が２０
〜８０％の間であると、摩耗量が少ないことが判る。

【００２７】

【表１】

【００２８】＜実施例２＞初晶Ｓｉの最大粒径と引張
り強さおよび摩耗量の関係Ａｌ−２０％Ｓｉ合金粉と純Ａｌ粉を重量比で７５：２
５で混ぜ合わせた粉末に、Ｃｕ−４％Ｎｉ合金粉とＡｌ
−５０％Ｍｇ合金粉を混合し、全体組成を重量比でＳｉ
１５％、Ｃｕ４％、Ｍｇ０.５％、Ｎｉ０.１７％および
残部をＡｌとし、この混合粉を用いた圧粉体を４００℃
で脱ろうし、温度５４０℃で５〜１８０分間、各種温度
で焼結した試料を作製し、前記実施例の場合と同様に熱
間鍛造、溶体化処理および時効処理を行って、表２に示
す試料１９〜２３を作製した。焼結時間が短い試料は、
初晶Ｓｉの粒径が小さく、焼結時間の長い試料は大きく
なっている。これらの試料の引張り強さおよび前記実施
例と同様に測定した摩耗量の測定結果をやはり表２に示
す。初晶Ｓｉの最大粒径が小さいほど強度は高く、かつ
初晶Ｓｉの最大粒径が５μｍ〜６０μｍの範囲では摩耗
試験の結果は良好であるが、この範囲を外れると焼付き
が起こりあるいは摩耗量が増大することが判る。

【００２９】

【表２】

【００３０】＜実施例３＞固体潤滑剤の効果原料粉として、前記実施例２の場合と同じ混合粉を母材
とし、この母材に固体潤滑剤として黒鉛粉を量を変えて
添加して、表３に示す試料２４〜２９の混合粉を所定形
状に圧粉成形した。圧粉体は４００℃で脱ろうを行い、
５４０℃で６０分間の焼結を行った後、熱間鍛造で密度
比１００％とし、４９０℃で溶体化処理および２４０℃
で時効処理を行った。各試料について、引張り強さおよ
びピンオンディスク摩擦摩耗試験による試料の摩耗量お
よび摩擦係数を測定して比較した。表３に測定結果を示
す。固体潤滑材を含有するアルミニウム焼結合金試料
は、摩擦係数および摩耗量が小さい。一方、固体潤滑材
の含有量が多くなると引張り強さが低下している。強度
をあまり要求されない部材用としては、固体潤滑剤の含
有量が３０体積％のものも使用可能と考えられるが、２
０体積％を越えると引張り強さの低下が大きくなるの
で、１〜２０体積％の範囲が望ましいと考えられる。

【００３１】

【表３】

【００３２】＜実施例４＞表面加熱処理による改質前記実施例２と同様にして、Ａｌ−２０％Ｓｉ合金粉と
純Ａｌ粉を、重量比で７５：２５で混ぜ合わせた粉末に
Ｃｕ−４％Ｎｉ合金粉とＡｌ−５０％Ｍｇ合金粉を混合
し、全体組成を重量比でＳｉ１５％、Ｃｕ４％、Ｍｇ
０.５％、Ｎｉ０.１７％および残部をＡｌとし、所定の
形状に成形した。成形体は４００℃で脱ろうを行い、５
４０℃で１０分間の焼結を行い、熱間鍛造で密度比１０
０％とした後、高周波誘導炉によって表面を加熱処理し
た。次に、試料を４９０℃で加熱して溶体化および焼入
れを行ない、２４０℃で３時間加熱し時効処理を行っ
た。この試料の内部の初晶Ｓｉ最大粒径は４μｍであ
り、表面部は約０.１ｍｍの深さにわたって初晶Ｓｉ最
大粒径が２４μｍであり、また引張強さは４１６ＭＰａ
およびピンオンディスク摩擦摩耗試験による試料の摩耗
量は０.０３ｍｍであった。初晶Ｓｉの最大粒径が２５
μｍの前記試料番号２１の場合は、引張強さが３８０Ｍ
Ｐａ、摩耗量が０.０１ｍｍであるのと比較すると、内
部初晶Ｓｉ粒径が小さいため、引張強さが大きく、表面
部の初晶Ｓｉ粒径が同等であるため摩耗量は同様な結果
を示した。

【００３３】＜実施例５＞遷移金属の添加と人工時効
処理の効果遷移金属としてＮｉを添加した試料３０と、遷移金属を
添加せずＳｎを添加した試料３１を作製した。試料３０
は、Ａｌ−２０％Ｓｉ合金粉６０重量％、純Ａｌ粉３
４.８重量％、Ｃｕ−４％Ｎｉ粉４.２重量％およびＡｌ
−５０％Ｍｇ粉１％を混合し、その成形体を４００℃で
脱ろうし、５４０℃で６０分間の焼結を行った後、熱間
鍛造で密度比１００％とし、４９０℃で加熱して溶体化
および焼入れを行った。そして温度２４０℃で加熱時間
を変えて時効処理を行った。また、試料３１は、Ａｌ−
２０％Ｓｉ合金粉６０重量％、純Ａｌ粉３５.７重量
％、Ｃｕ−１０％Ｓｎ粉３.３重量％およびＡｌ−５０
％Ｍｇ粉１％の混合粉を用い、以下同様にして作製し
た。

【００３４】図１に試料３０および３１における時効処
理時間と処理後の引張り強さおよび伸びとの関係をグラ
フで示す。引張り強さは、両試料共、加熱時間の経過と
共に上昇して１時間で最大値を示した後、緩やかに低下
する傾向を示し、約５時間で鍛造体とほぼ同じ値を示し
ている。これらの合金においては、処理温度を２４０℃
とした場合に、処理時間１時間までが亜時効領域であ
り、それ以上の処理時間では過時効領域になる。一方、
伸びは、加熱時間１時間において最低値を示した後、過
時効領域では上昇する傾向を示すが、過時効領域におけ
る伸びの上昇は、遷移金属を含まない試料３１の場合に
は緩やかで僅かであるのに対して、遷移金属Ｎｉを添加
した試料３０の場合には大きいことが判る。すなわち、
遷移金属を添加した焼結合金を過時効領域で処理する
と、延性の高い材料が得られる。また、時効処理を必要
以上に過剰に行うと引張り強さが低下するので、処理温
度を２４０℃とした場合には、処理時間は５時間未満と
することが好ましいことが判る。

【００３５】＜実施例６＞遷移金属の添加とＣｕの拡
散遷移金属を含まない試料３２と、遷移金属としてＮｉを
添加した試料３３とを作製し、時効処理後の偏析したＣ
ｕの分布を比較した。試料３２は、Ａｌ粉、Ａｌ−２０
％Ｓｉ合金粉、Ｃｕ粉およびＡｌ−５０％Ｍｇ合金粉と
を混合して、全体組成を１５％Ｓｉ−４％Ｃｕ−０.５
％Ｍｇ−残部Ａｌとした粉末を用いたものであり、試料
３３は、Ａｌ粉、Ａｌ−２０％Ｓｉ合金粉、Ｃｕ−４％
Ｎｉ合金粉およびＡｌ−５０％Ｍｇ合金粉とを混合し
て、全体組成が１５％Ｓｉ−４％Ｃｕ−０.５％Ｍｇ−
０.１７％Ｎｉ−残部Ａｌの粉末を用いたものである。
各粉末を圧粉成形し、温度５４０℃で６０分間の焼結を
行い、熱間鍛造を施した後、温度４９０℃で６０分間加
熱した後、温水中で急冷して溶体化処理し、温度２４０
℃で３時間の時効処理を行い試料とした。各試料は組織
観察の場合と同様に研磨した面をＨＦ−ＨＣｌ−ＨＮＯ
₃−Ｈ₂Ｏ混合液で腐蝕し、ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）写
真およびＣｕ面分析写真を撮り、その結果を比較した。
図２にＳＥＭ写真およびＣｕ面分析写真を示す。各写真
の横幅は１００μｍに相当する。ＳＥＭ写真の中央部分
の相は、純Ａｌの形態で添加した部分のＡｌ固溶体相で
あり、その周囲はＡｌ−Ｓｉ合金粉として添加した部分
のＡｌ−Ｓｉ系合金相である。Ａｌ−Ｓｉ系合金相には
粒状に観察される初晶Ｓｉがあり、著しく白い部分がＣ
ｕの金属間化合物である。Ｃｕ面分析写真から判るよう
に、Ｎｉを含まない試料３２においては、Ａｌ固溶体相
の周囲にＣｕ濃度の高い偏析部分が多く認められるが、
Ｎｉを含む試料３３では、その量が少なくなっている。

【００３６】

【発明の効果】以上説明したように、本発明のアルミニ
ウム系焼結合金の製造方法は、混合法によるものである
から粉末成形性がよく、焼結合金の組織において、初晶
Ｓｉが分散しているＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相
とが面積比２０〜８０％で斑状組織を示していると共
に、合金の少なくとも表面部のＡｌ−Ｓｉ系合金相の初
晶Ｓｉの最大粒径を５〜６０μｍとすることにより、材
料強度が高く耐摩耗性のよい合金が得られるほか、時効
処理を過時効領域で行うことにより、未拡散のＣｕが素
地中に拡散して消失し、延性の優れた合金を製作するこ
とができるため、アルミニウム系焼結合金の各種の摺動
を伴う機械要素への適用範囲を拡大することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】アルミニウム系焼結合金の時効処理時間との引
張り強さおよび伸びとの関係を示すグラフである。

【図２】アルミニウム系焼結合金のＳＥＭ写真およびＣ
ｕ面分析写真である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者四方英雄千葉県松戸市大金平１−48−１ (72)発明者浦田秀夫埼玉県和光市中央１丁目４番１号株式会社本田技術研究所内 (72)発明者川瀬祥司埼玉県和光市中央１丁目４番１号株式会社本田技術研究所内 (72)発明者上田順一埼玉県和光市中央１丁目４番１号株式会社本田技術研究所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ａｌ−Ｓｉ合金粉、Ａｌ粉、Ｃｕ−遷移
金属合金粉、Ａｌ−Ｍｇ合金粉もしくはＭｇ粉、または
必要に応じてそれらの金属粉に固体潤滑材粉末を混合し
てなる混合粉を圧粉成形した後、焼結し、または焼結お
よび塑性加工を行い、更に溶体化処理および時効処理を
行うアルミニウム系焼結合金の製造方法において、該時
効処理を、過時効領域において、時効処理後の引張り強
さが、前記焼結体または塑性加工体の引張り強さよりも
高い値を示すような温度および時間の範囲内の加熱処理
により行なうことを特徴とするアルミニウム系耐摩耗性
焼結合金の製造方法。
【請求項２】Ｓｉ含有量が１３〜３０重量％のＡｌ−
Ｓｉ合金粉２０〜８０重量部に対して２０〜８０重量部
のＡｌ粉を配合した粉末に、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＺｒおよびＮｂから選ばれる１種もし
くは２種以上の遷移金属の含有量が０.２〜３０重量％
のＣｕ−遷移金属合金粉、ならびにＭｇ含有量が３５重
量％以上のＡｌ−Ｍｇ合金粉またはＭｇ粉を添加するこ
とによって、全体組成が重量比で、Ｓｉ：２.４〜２３.
５％、Ｃｕ：２〜５％、Ｍｇ：０.２〜１.５％、Ｔｉ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＺｒおよびＮｂか
ら選ばれる１種もしくは２種以上の遷移金属：０.０１
〜１％、ならびに残部のＡｌおよび不可避不純物からな
る混合粉、または、前記混合粉に固体潤滑材を添加し
て、全体組成が重量比でＳｉ：１.３〜２３.３％、Ｃ
ｕ：１.１〜５％、Ｍｇ：０.１〜１.５％、Ｎｉ：０.０
０５〜１％、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎ
ｉ、ＺｒおよびＮｂから選ばれる１種もしくは２種以上
の遷移金属：０.０１〜１％、黒鉛、ＭｏＳ₂、ＢＮおよ
びＷＳ₂から選ばれる１種もしくは２種以上の固体潤滑
材：１〜４５％、ならびに残部のＡｌおよび不可避不純
物からなる混合粉、のいずれかの混合粉を圧粉成形した
後、焼結して最大粒径が５〜６０μｍの初晶Ｓｉが分散
するＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相との斑組織を呈
する焼結体を得る工程と、該焼結体またはその塑性加
工体を加熱後急冷して溶体化処理する工程と、さらに
人工時効処理を行う工程とを有し、該時効処理を、過
時効領域において、時効処理後の引張り強さが、前記焼
結体の引張り強さよりも高い値を示すような温度および
時間の範囲内の加熱処理により行なうことを特徴とする
アルミニウム系耐摩耗性焼結合金の製造方法。
【請求項３】最大粒径５μｍ以下の初晶Ｓｉが分散す
るＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相との斑組織を呈す
る焼結体を得る前記工程に、該焼結体の表面を加熱し
て、合金の表面部に存在するＡｌ−Ｓｉ系合金相中の初
晶Ｓｉの最大粒径を５〜６０μｍに成長させて冷却する
工程を付加してなることを特徴とする請求項２に記載
のアルミニウム系耐摩耗性焼結合金の製造方法。