JPH11222636A - 過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金鋳造部材及びその製造方法 - Google Patents
過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金鋳造部材及びその製造方法Info
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- JPH11222636A JPH11222636A JP2068198A JP2068198A JPH11222636A JP H11222636 A JPH11222636 A JP H11222636A JP 2068198 A JP2068198 A JP 2068198A JP 2068198 A JP2068198 A JP 2068198A JP H11222636 A JPH11222636 A JP H11222636A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 保持温度を過度に高くせず、適正粒径及び適
正分布密度で初晶Ｓｉが晶出した耐摩耗性，加工性に優
れた過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金鋳造部材を得る。 【構成】 Ｓｉ：１４〜２５％，Ｐ：０．００１〜０．
０２％を含む過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯を用意し、鋳造
時の手元炉に収容した過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯を（２
４．６×Ｓｉ％＋３２４）℃〜（２４．６×Ｓｉ％＋３
５４）℃の温度範囲に保持し、手元炉から鋳型に過共晶
Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯を注入し、平均粒径１８μｍ以下で
初晶Ｓｉが晶出した鋳造組織をもつ鋳造部材を得る。鋳
造に際しては、鋳型内に注入された過共晶Ａｌ−Ｓｉ合
金の冷却速度を１℃／秒以上に維持することが好まし
い。
正分布密度で初晶Ｓｉが晶出した耐摩耗性，加工性に優
れた過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金鋳造部材を得る。 【構成】 Ｓｉ：１４〜２５％，Ｐ：０．００１〜０．
０２％を含む過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯を用意し、鋳造
時の手元炉に収容した過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯を（２
４．６×Ｓｉ％＋３２４）℃〜（２４．６×Ｓｉ％＋３
５４）℃の温度範囲に保持し、手元炉から鋳型に過共晶
Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯を注入し、平均粒径１８μｍ以下で
初晶Ｓｉが晶出した鋳造組織をもつ鋳造部材を得る。鋳
造に際しては、鋳型内に注入された過共晶Ａｌ−Ｓｉ合
金の冷却速度を１℃／秒以上に維持することが好まし
い。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、加工性，耐摩耗性に優
れた過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金鋳造部材を製造する方法に関
する。
れた過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金鋳造部材を製造する方法に関
する。
【０００２】
【従来の技術】耐摩耗性に優れ減衰能が高いアルミニウ
ム合金鋳造部材として、過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金が従来か
ら使用されている。過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金鋳造部材で
は、マトリックスに晶出している初晶Ｓｉによって耐摩
耗性や減衰能が改善される。しかし、鋳造凝固時の冷却
速度が遅いと初晶Ｓｉが粗大化し、初晶シリコンが割れ
て耐摩耗性を劣化させるばかりでなく、切削加工等にあ
っては初晶Ｓｉを起点とする欠け等の欠陥が発生し易く
なる。鋳造部材の加工性を確保するためには、初晶Ｓｉ
の粗大化を抑制し、所定の粒度範囲に初晶Ｓｉの大きさ
を揃える必要がある。ところで、初晶Ｓｉの晶出時に異
質核を生成するＰを合金溶湯に添加すると、異質核をシ
ードとして多量の初晶Ｓｉが晶出するため、初晶Ｓｉ粒
が微細化し、初晶Ｓｉの粗大化が抑制される。しかし、
溶湯の溶解温度や保持温度が低いと、初晶Ｓｉを微細化
するＰの作用が十分に発揮されない。そこで、Ｓｉ含有
量が１８重量％程度の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の鋳造に際
しても、溶解温度及び保持温度をそれぞれ８５０〜９０
０℃及び８００℃以上の高めに設定している。
ム合金鋳造部材として、過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金が従来か
ら使用されている。過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金鋳造部材で
は、マトリックスに晶出している初晶Ｓｉによって耐摩
耗性や減衰能が改善される。しかし、鋳造凝固時の冷却
速度が遅いと初晶Ｓｉが粗大化し、初晶シリコンが割れ
て耐摩耗性を劣化させるばかりでなく、切削加工等にあ
っては初晶Ｓｉを起点とする欠け等の欠陥が発生し易く
なる。鋳造部材の加工性を確保するためには、初晶Ｓｉ
の粗大化を抑制し、所定の粒度範囲に初晶Ｓｉの大きさ
を揃える必要がある。ところで、初晶Ｓｉの晶出時に異
質核を生成するＰを合金溶湯に添加すると、異質核をシ
ードとして多量の初晶Ｓｉが晶出するため、初晶Ｓｉ粒
が微細化し、初晶Ｓｉの粗大化が抑制される。しかし、
溶湯の溶解温度や保持温度が低いと、初晶Ｓｉを微細化
するＰの作用が十分に発揮されない。そこで、Ｓｉ含有
量が１８重量％程度の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の鋳造に際
しても、溶解温度及び保持温度をそれぞれ８５０〜９０
０℃及び８００℃以上の高めに設定している。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金
の溶解温度及び保持温度を高く設定すると、雰囲気から
比較的多量のガスが吸収され、また溶湯が酸化されるた
め、得られた鋳造部材にＨ，Ａｌ2 Ｏ3 等のガスや酸化
物に起因する鋳造欠陥が多くなり、機械的性質が劣化す
る。しかも、高い溶解温度や保持温度は、エネルギの消
費量を増加させ、炉や金型の寿命を短くするため、製造
コストを上昇させる原因にもなる。本発明は、このよう
な問題を解消すべく案出されたものであり、鋳造時の手
元炉における過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯の保持温度をＳ
ｉ含有量との関連で規制することにより、溶解温度及び
保持温度を過度に高く設定する必要なく、Ｐによる初晶
Ｓｉ微細化効果を十分に発現させ、加工性，耐摩耗性に
優れ高い減衰能を示す過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金鋳造部材を
得ることを目的とする。
の溶解温度及び保持温度を高く設定すると、雰囲気から
比較的多量のガスが吸収され、また溶湯が酸化されるた
め、得られた鋳造部材にＨ，Ａｌ2 Ｏ3 等のガスや酸化
物に起因する鋳造欠陥が多くなり、機械的性質が劣化す
る。しかも、高い溶解温度や保持温度は、エネルギの消
費量を増加させ、炉や金型の寿命を短くするため、製造
コストを上昇させる原因にもなる。本発明は、このよう
な問題を解消すべく案出されたものであり、鋳造時の手
元炉における過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯の保持温度をＳ
ｉ含有量との関連で規制することにより、溶解温度及び
保持温度を過度に高く設定する必要なく、Ｐによる初晶
Ｓｉ微細化効果を十分に発現させ、加工性，耐摩耗性に
優れ高い減衰能を示す過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金鋳造部材を
得ることを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の製造方法は、そ
の目的を達成するため、Ｓｉ：１４〜２５重量％，Ｐ：
０．００１〜０．０２重量％を含む過共晶Ａｌ−Ｓｉ合
金溶湯を用意し、鋳造時の手元炉に収容した過共晶Ａｌ
−Ｓｉ合金溶湯を（２４．６×Ｓｉ％＋３２４）℃〜
（２４．６×Ｓｉ％＋３５４）℃の温度範囲に保持し、
手元炉から鋳型に過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯を注入し、
初晶Ｓｉの平均粒径が１８μｍ以下に調整された鋳造組
織を形成することを特徴とする。鋳造に際しては、鋳型
内に注入された過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の冷却速度を１℃
／秒以上に維持することが好ましい。
の目的を達成するため、Ｓｉ：１４〜２５重量％，Ｐ：
０．００１〜０．０２重量％を含む過共晶Ａｌ−Ｓｉ合
金溶湯を用意し、鋳造時の手元炉に収容した過共晶Ａｌ
−Ｓｉ合金溶湯を（２４．６×Ｓｉ％＋３２４）℃〜
（２４．６×Ｓｉ％＋３５４）℃の温度範囲に保持し、
手元炉から鋳型に過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯を注入し、
初晶Ｓｉの平均粒径が１８μｍ以下に調整された鋳造組
織を形成することを特徴とする。鋳造に際しては、鋳型
内に注入された過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の冷却速度を１℃
／秒以上に維持することが好ましい。
【０００５】
【作用】本発明が対象とする過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金は、
最初に初晶Ｓｉを晶出させる系であることから、Ｓｉ含
有量が１４〜２５重量％に規制される。Ｓｉ含有量が１
４重量％に満たないと、初晶Ｓｉとして晶出できるＳｉ
量が少なく、耐摩耗性の確保に必要で十分なサイズ及び
量のＳｉ粒を晶出させることができない。逆に２５重量
％を超える多量のＳｉが含まれると、平均粒径が１８μ
ｍを超えるサイズのＳｉ粒が多量になり、加工性や疲労
強度が低下する。この過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金において、
初晶Ｓｉを晶出させるシードとして有効な異質核を生成
するため０．００１〜０．０２重量％のＰが添加され
る。０．００１重量％未満のＰ含有量では、十分な異質
核の生成が望めず、初晶Ｓｉの微細化作用が弱くなる。
Ｐの添加効果は、０．０２重量％で飽和し、０．０２重
量％を超える多量を添加しても添加量に見合った改善が
得られない。
最初に初晶Ｓｉを晶出させる系であることから、Ｓｉ含
有量が１４〜２５重量％に規制される。Ｓｉ含有量が１
４重量％に満たないと、初晶Ｓｉとして晶出できるＳｉ
量が少なく、耐摩耗性の確保に必要で十分なサイズ及び
量のＳｉ粒を晶出させることができない。逆に２５重量
％を超える多量のＳｉが含まれると、平均粒径が１８μ
ｍを超えるサイズのＳｉ粒が多量になり、加工性や疲労
強度が低下する。この過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金において、
初晶Ｓｉを晶出させるシードとして有効な異質核を生成
するため０．００１〜０．０２重量％のＰが添加され
る。０．００１重量％未満のＰ含有量では、十分な異質
核の生成が望めず、初晶Ｓｉの微細化作用が弱くなる。
Ｐの添加効果は、０．０２重量％で飽和し、０．０２重
量％を超える多量を添加しても添加量に見合った改善が
得られない。
【０００６】鋳造直前の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金は、レー
ドルに移送される前に手元炉で（２４．６×Ｓｉ％＋３
２４）℃〜（２４．６×Ｓｉ％＋３５４）℃の温度範囲
に保持される。この溶湯保持により、鋳型内で初晶Ｓｉ
が望ましいサイズに成長する。溶湯保持温度がこの範囲
に達しないと、添加されたＰがＡｌ−Ｐとして成長又は
凝集してしまい、初晶Ｓｉの核となるＡｌ−Ｐが減少又
は粗大化するため、初晶Ｓｉが粗大化し易くなる。しか
し、この温度範囲を超える溶湯保持温度では、Ａｌ−Ｐ
の成長・凝集による初晶Ｓｉ核生成に有効なＰ量を減少
させることはないが、生産性の低下，エネルギコストの
上昇，炉や金型の短命化等の問題が生じる。（２４．６
×Ｓｉ％＋３２４）℃は、後述する実施例でも説明して
いるように本発明者等が見い出した温度であり、鋳造組
織に晶出する初晶Ｓｉの平均粒径及び粒数の温度依存曲
線に表れる変曲点を示す。この変曲点以上の温度に過共
晶Ａｌ−Ｓｉ合金を保持するとき、初晶Ｓｉの粗大化が
抑えられ、適正粒径及び適正分布密度で初晶Ｓｉが分散
するため、耐摩耗性や加工性に優れた鋳造部材が得られ
る。
ドルに移送される前に手元炉で（２４．６×Ｓｉ％＋３
２４）℃〜（２４．６×Ｓｉ％＋３５４）℃の温度範囲
に保持される。この溶湯保持により、鋳型内で初晶Ｓｉ
が望ましいサイズに成長する。溶湯保持温度がこの範囲
に達しないと、添加されたＰがＡｌ−Ｐとして成長又は
凝集してしまい、初晶Ｓｉの核となるＡｌ−Ｐが減少又
は粗大化するため、初晶Ｓｉが粗大化し易くなる。しか
し、この温度範囲を超える溶湯保持温度では、Ａｌ−Ｐ
の成長・凝集による初晶Ｓｉ核生成に有効なＰ量を減少
させることはないが、生産性の低下，エネルギコストの
上昇，炉や金型の短命化等の問題が生じる。（２４．６
×Ｓｉ％＋３２４）℃は、後述する実施例でも説明して
いるように本発明者等が見い出した温度であり、鋳造組
織に晶出する初晶Ｓｉの平均粒径及び粒数の温度依存曲
線に表れる変曲点を示す。この変曲点以上の温度に過共
晶Ａｌ−Ｓｉ合金を保持するとき、初晶Ｓｉの粗大化が
抑えられ、適正粒径及び適正分布密度で初晶Ｓｉが分散
するため、耐摩耗性や加工性に優れた鋳造部材が得られ
る。
【０００７】しかし、過度に高い保持温度は、金型の劣
化やエネルギの多量消費等の問題を生じる。したがっ
て、本発明においては、鋳造される合金溶湯の保持温度
の上限を変曲点温度よりも３０℃高い（２４．６×Ｓｉ
％＋３５４）℃に設定した。手元炉では、溶湯温度のみ
を調節し、適宜の時間経過後に溶湯をそのまますぐに鋳
造する。保持処理・温度調節された過共晶Ａｌ−Ｓｉ合
金溶湯は、手元炉からレードルを経て鋳型に注入され、
好ましくは１℃／秒以上の冷却速度で冷却される。過共
晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯は、鋳型内で冷却されるに従って
初晶Ｓｉが適正分布密度で適正粒度に成長し、耐摩耗性
及び加工性に優れた鋳造部材となる。このとき、冷却速
度を１℃／秒以上に設定すると、初晶Ｓｉの粒径や分布
密度に及ぼすＣｕ，Ｍｇ等の合金成分の影響が抑制さ
れ、Ｓｉ，Ｐ以外の合金成分に関係なく一定した鋳造組
織をもつ鋳造部材が得られる。鋳造時の冷却速度１℃／
秒以上は、金型鋳造，ダイカスト鋳造等で達成される。
化やエネルギの多量消費等の問題を生じる。したがっ
て、本発明においては、鋳造される合金溶湯の保持温度
の上限を変曲点温度よりも３０℃高い（２４．６×Ｓｉ
％＋３５４）℃に設定した。手元炉では、溶湯温度のみ
を調節し、適宜の時間経過後に溶湯をそのまますぐに鋳
造する。保持処理・温度調節された過共晶Ａｌ−Ｓｉ合
金溶湯は、手元炉からレードルを経て鋳型に注入され、
好ましくは１℃／秒以上の冷却速度で冷却される。過共
晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯は、鋳型内で冷却されるに従って
初晶Ｓｉが適正分布密度で適正粒度に成長し、耐摩耗性
及び加工性に優れた鋳造部材となる。このとき、冷却速
度を１℃／秒以上に設定すると、初晶Ｓｉの粒径や分布
密度に及ぼすＣｕ，Ｍｇ等の合金成分の影響が抑制さ
れ、Ｓｉ，Ｐ以外の合金成分に関係なく一定した鋳造組
織をもつ鋳造部材が得られる。鋳造時の冷却速度１℃／
秒以上は、金型鋳造，ダイカスト鋳造等で達成される。
【０００８】このようにして得られた鋳造部材は、初晶
Ｓｉの平均粒径が１８μｍ以下に規制された鋳造組織を
もつ。初晶Ｓｉの平均粒径が１８μｍ以下となっている
ため、耐摩耗性を保持しつつ、切削加工等にあっては巨
大な初晶Ｓｉに由来する欠け等の欠陥が発生せず、良好
な加工性で目標形状に加工される。初晶Ｓｉの平均粒径
が１８μｍを超えると、耐摩耗性に悪影響を及ぼす粒径
３５μｍ以上の巨大初晶Ｓｉ粒が多くなる。巨大初晶Ｓ
ｉは、良好な耐摩耗性を発揮せず、摺動中の材料に割れ
や摩耗等を発生させる原因となる。
Ｓｉの平均粒径が１８μｍ以下に規制された鋳造組織を
もつ。初晶Ｓｉの平均粒径が１８μｍ以下となっている
ため、耐摩耗性を保持しつつ、切削加工等にあっては巨
大な初晶Ｓｉに由来する欠け等の欠陥が発生せず、良好
な加工性で目標形状に加工される。初晶Ｓｉの平均粒径
が１８μｍを超えると、耐摩耗性に悪影響を及ぼす粒径
３５μｍ以上の巨大初晶Ｓｉ粒が多くなる。巨大初晶Ｓ
ｉは、良好な耐摩耗性を発揮せず、摺動中の材料に割れ
や摩耗等を発生させる原因となる。
【０００９】
【実施例】実施例１：表１に組成を示すように、Ｓｉ含
有量が異なる各種Ａｌ合金を用意し、Ａｌ−Ｃｕ−Ｐと
してＰをＡｌ合金溶湯に添加した。
有量が異なる各種Ａｌ合金を用意し、Ａｌ−Ｃｕ−Ｐと
してＰをＡｌ合金溶湯に添加した。
【００１０】
【００１１】それぞれの組成に調整した各合金溶湯を種
々の保持温度まで冷却し、各保持温度に１分保持した
後、直径１８ｍｍの丸棒に金型鋳造した。そして、金型
に注入された合金溶湯を、冷却速度２０℃／秒で冷却し
た。得られた鋳造部材の鋳造組織を調査し、初晶Ｓｉの
平均粒径及び粒数を測定した。測定結果を保持温度で整
理したところ、各合金Ｎo.１〜７の合金溶湯についてそ
れぞれ図１〜７に示す関係が得られた。合金Ｎo.７を除
く何れの合金溶湯にあっても、初晶Ｓｉの平均粒径及び
粒数の温度依存性に変曲点があることが図１〜６に示さ
れている。しかし、Ｐを添加していない合金Ｎo.７の溶
湯では、図７に示すように初晶Ｓｉの平均粒径及び粒数
の温度依存性に変曲点がみられなかった。
々の保持温度まで冷却し、各保持温度に１分保持した
後、直径１８ｍｍの丸棒に金型鋳造した。そして、金型
に注入された合金溶湯を、冷却速度２０℃／秒で冷却し
た。得られた鋳造部材の鋳造組織を調査し、初晶Ｓｉの
平均粒径及び粒数を測定した。測定結果を保持温度で整
理したところ、各合金Ｎo.１〜７の合金溶湯についてそ
れぞれ図１〜７に示す関係が得られた。合金Ｎo.７を除
く何れの合金溶湯にあっても、初晶Ｓｉの平均粒径及び
粒数の温度依存性に変曲点があることが図１〜６に示さ
れている。しかし、Ｐを添加していない合金Ｎo.７の溶
湯では、図７に示すように初晶Ｓｉの平均粒径及び粒数
の温度依存性に変曲点がみられなかった。
【００１２】変曲点を超える保持温度では、各合金Ｎo.
１〜６の合金溶湯の何れも、保持温度上昇に応じて初晶
Ｓｉの平均粒径が小さくなる割合及び粒数が増加する割
合が大幅に低下していた。このことは、変曲点を超えて
過度に高い温度に保持温度を設定しても、温度上昇に見
合った初晶Ｓｉの粗大化防止及び粒数増加が得られない
ことを意味する。また、変曲点を超える温度に合金溶湯
を保持するとき、初晶Ｓｉの平均粒径及び粒数がある範
囲に収まった（換言すれば、コントロールされた）鋳造
組織が得られることを意味する。他方、変曲点に達しな
い保持温度に合金溶湯を保持したものでは、初晶Ｓｉを
微細化するＰの作用が損なわれ、保持温度の低下に応じ
て初晶Ｓｉが著しく粗大化し、また粒数も著しく減少し
た。
１〜６の合金溶湯の何れも、保持温度上昇に応じて初晶
Ｓｉの平均粒径が小さくなる割合及び粒数が増加する割
合が大幅に低下していた。このことは、変曲点を超えて
過度に高い温度に保持温度を設定しても、温度上昇に見
合った初晶Ｓｉの粗大化防止及び粒数増加が得られない
ことを意味する。また、変曲点を超える温度に合金溶湯
を保持するとき、初晶Ｓｉの平均粒径及び粒数がある範
囲に収まった（換言すれば、コントロールされた）鋳造
組織が得られることを意味する。他方、変曲点に達しな
い保持温度に合金溶湯を保持したものでは、初晶Ｓｉを
微細化するＰの作用が損なわれ、保持温度の低下に応じ
て初晶Ｓｉが著しく粗大化し、また粒数も著しく減少し
た。
【００１３】図１〜６で得られた変曲点を合金溶湯のＳ
ｉ含有量で整理したところ、図８に示すように変曲点と
Ｓｉ含有量との間に強い相関関係が成立していた。この
相関関係は、変曲点温度をＴ（℃）とするとき、Ｔ＝２
４．６×Ｓｉ％＋３２４の一次関数で表される。以上の
結果から、Ｐを含む過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金を鋳造すると
き、鋳造時の手元炉において合金溶湯の保持温度をＳｉ
含有量との関係で定まる変曲点温度Ｔ以上に設定するこ
とにより、初晶Ｓｉの粗大化を招くことなく、粒数増加
もある程度抑えられた初晶Ｓｉが晶出した鋳造組織が得
られることが判る。鋳造組織に晶出している初晶Ｓｉ
は、図１〜６にみられるように平均粒径が１８μｍ以
下，粒数が３００個／ｍｍ2 以上となっている。すなわ
ち、Ｔ＝２４．６×Ｓｉ％＋３２４で定まる変曲点温度
Ｔ以上の温度に鋳造直前の合金溶湯を保持するとき、初
晶Ｓｉが適正粒度及び適正分布密度で分散した鋳造組織
が形成され、耐摩耗性や加工性に優れた鋳造部材が得ら
れる。
ｉ含有量で整理したところ、図８に示すように変曲点と
Ｓｉ含有量との間に強い相関関係が成立していた。この
相関関係は、変曲点温度をＴ（℃）とするとき、Ｔ＝２
４．６×Ｓｉ％＋３２４の一次関数で表される。以上の
結果から、Ｐを含む過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金を鋳造すると
き、鋳造時の手元炉において合金溶湯の保持温度をＳｉ
含有量との関係で定まる変曲点温度Ｔ以上に設定するこ
とにより、初晶Ｓｉの粗大化を招くことなく、粒数増加
もある程度抑えられた初晶Ｓｉが晶出した鋳造組織が得
られることが判る。鋳造組織に晶出している初晶Ｓｉ
は、図１〜６にみられるように平均粒径が１８μｍ以
下，粒数が３００個／ｍｍ2 以上となっている。すなわ
ち、Ｔ＝２４．６×Ｓｉ％＋３２４で定まる変曲点温度
Ｔ以上の温度に鋳造直前の合金溶湯を保持するとき、初
晶Ｓｉが適正粒度及び適正分布密度で分散した鋳造組織
が形成され、耐摩耗性や加工性に優れた鋳造部材が得ら
れる。
【００１４】実施例２：表１の合金１，７から製造され
た直径１８ｍｍの丸棒をサンプルとし、ダイヤモンドバ
イトを用いた旋盤により送り速度０．３４ｍｍ／秒，回
転数７３０ｒｐｍ，加工代０．１ｍｍの条件下で丸棒の
端面を加工した。加工後の端面を表面粗さ計で測定し、
十点平均粗さＲz 及び最大高さＲy を求めた。表２の調
査結果にみられるように、本発明に従って合金１から得
られた丸棒では、十点平均粗さＲz 及び最大高さＲy 共
に小さな値を示し、平滑な表面になっていることが判
る。これは、比較例と比べて、初晶Ｓｉの平均粒径が小
さいことに起因するものと考えられる。
た直径１８ｍｍの丸棒をサンプルとし、ダイヤモンドバ
イトを用いた旋盤により送り速度０．３４ｍｍ／秒，回
転数７３０ｒｐｍ，加工代０．１ｍｍの条件下で丸棒の
端面を加工した。加工後の端面を表面粗さ計で測定し、
十点平均粗さＲz 及び最大高さＲy を求めた。表２の調
査結果にみられるように、本発明に従って合金１から得
られた丸棒では、十点平均粗さＲz 及び最大高さＲy 共
に小さな値を示し、平滑な表面になっていることが判
る。これは、比較例と比べて、初晶Ｓｉの平均粒径が小
さいことに起因するものと考えられる。
【００１５】
【００１６】同じく直径１８ｍｍの丸棒から、１２ｍｍ
×５ｍｍ×５ｍｍの摩耗試験片を切り出し、鋳鉄を相手
材とする摩擦摩耗試験に供した。摩擦摩耗試験では、ピ
ン・オン・ディスクタイプの摩擦摩耗試験機を用い、摺
動速度１ｍ／秒，摺動距離４ｋｍ，面圧２７ＭＰａの条
件下を採用した。試験前後で摩耗試験片の重量を測定
し、摩耗試験による試験片の重量減の比率で耐摩耗性を
評価した。表３の調査結果にみられるように、比較例の
大きな摩耗量に対し、本発明例では６２％程度の摩耗を
示すに止まった。比較試験片の大きな摩耗量は、摩耗試
験中に大きなＳｉ粒が欠けて脱落することが原因である
と推察される。他方、本発明例の試験片では、このよう
なＳｉ粒の欠損や脱落がないため、低い摩耗量が示され
る。
×５ｍｍ×５ｍｍの摩耗試験片を切り出し、鋳鉄を相手
材とする摩擦摩耗試験に供した。摩擦摩耗試験では、ピ
ン・オン・ディスクタイプの摩擦摩耗試験機を用い、摺
動速度１ｍ／秒，摺動距離４ｋｍ，面圧２７ＭＰａの条
件下を採用した。試験前後で摩耗試験片の重量を測定
し、摩耗試験による試験片の重量減の比率で耐摩耗性を
評価した。表３の調査結果にみられるように、比較例の
大きな摩耗量に対し、本発明例では６２％程度の摩耗を
示すに止まった。比較試験片の大きな摩耗量は、摩耗試
験中に大きなＳｉ粒が欠けて脱落することが原因である
と推察される。他方、本発明例の試験片では、このよう
なＳｉ粒の欠損や脱落がないため、低い摩耗量が示され
る。
【００１７】
【００１８】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、Ｓｉ含有量との関係で定まる変曲点温度Ｔ以上でＴ
＋３０℃以下の温度域に鋳造直前の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合
金を保持した後、鋳型に鋳造している。この保持処理に
よって、鋳造組織に晶出する初晶Ｓｉの平均粒度及び分
布密度が適正化され、耐摩耗性，加工性に優れた鋳造部
材が得られる。また、鋳造時の冷却速度を１℃／秒以上
に設定することにより、Ｓｉ，Ｐ以外の合金成分に関係
なく、初晶Ｓｉの平均粒度及び分布密度が一定化し、鋳
造部材の耐摩耗性，加工性が向上する。
は、Ｓｉ含有量との関係で定まる変曲点温度Ｔ以上でＴ
＋３０℃以下の温度域に鋳造直前の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合
金を保持した後、鋳型に鋳造している。この保持処理に
よって、鋳造組織に晶出する初晶Ｓｉの平均粒度及び分
布密度が適正化され、耐摩耗性，加工性に優れた鋳造部
材が得られる。また、鋳造時の冷却速度を１℃／秒以上
に設定することにより、Ｓｉ，Ｐ以外の合金成分に関係
なく、初晶Ｓｉの平均粒度及び分布密度が一定化し、鋳
造部材の耐摩耗性，加工性が向上する。
【図１】 合金番号Ｎo.１（Ｓｉ含有量１４．８重量
％）の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、初晶Ｓｉの
平均粒径及び粒数に及ぼす保持温度の影響を表したグラ
フ
％）の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、初晶Ｓｉの
平均粒径及び粒数に及ぼす保持温度の影響を表したグラ
フ
【図２】 合金番号Ｎo.２（Ｓｉ含有量１６．３重量
％）の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、初晶Ｓｉの
平均粒径及び粒数に及ぼす保持温度の影響を表したグラ
フ
％）の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、初晶Ｓｉの
平均粒径及び粒数に及ぼす保持温度の影響を表したグラ
フ
【図３】 合金番号Ｎo.３（Ｓｉ含有量１６．６重量
％）の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、初晶Ｓｉの
平均粒径及び粒数に及ぼす保持温度の影響を表したグラ
フ
％）の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、初晶Ｓｉの
平均粒径及び粒数に及ぼす保持温度の影響を表したグラ
フ
【図４】 合金番号Ｎo.４（Ｓｉ含有量１７．７重量
％）の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、初晶Ｓｉの
平均粒径及び粒数に及ぼす保持温度の影響を表したグラ
フ
％）の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、初晶Ｓｉの
平均粒径及び粒数に及ぼす保持温度の影響を表したグラ
フ
【図５】 合金番号Ｎo.５（Ｓｉ含有量１８．５重量
％）の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、初晶Ｓｉの
平均粒径及び粒数に及ぼす保持温度の影響を表したグラ
フ
％）の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、初晶Ｓｉの
平均粒径及び粒数に及ぼす保持温度の影響を表したグラ
フ
【図６】 合金番号Ｎo.６（Ｓｉ含有量２１．３重量
％）の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、初晶Ｓｉの
平均粒径及び粒数に及ぼす保持温度の影響を表したグラ
フ
％）の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、初晶Ｓｉの
平均粒径及び粒数に及ぼす保持温度の影響を表したグラ
フ
【図７】 合金番号Ｎo.７（Ｓｉ含有量１５．２重量
％，Ｐ無添加）の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、
初晶Ｓｉの平均粒径及び粒数に及ぼす保持温度の影響を
表したグラフ
％，Ｐ無添加）の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、
初晶Ｓｉの平均粒径及び粒数に及ぼす保持温度の影響を
表したグラフ
【図８】 合金番号１〜６の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯
おける変曲点温度ＴとＳｉ含有量との関係を表したグラ
フ
おける変曲点温度ＴとＳｉ含有量との関係を表したグラ
フ
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 堀川 宏 静岡県庵原郡蒲原町蒲原１丁目34番１号 日本軽金属株式会社グループ技術センター 内 (72)発明者 橋本 暁生 静岡県庵原郡蒲原町蒲原１丁目34番１号 日本軽金属株式会社グループ技術センター 内 (72)発明者 志賀 英俊 神奈川県横浜市神奈川区宝町２番地 日産 自動車株式会社内
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｓｉ：１４〜２５重量％，Ｐ：０．００
１〜０．０２重量％を含む過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯を
用意し、鋳造時の手元炉に収容した過共晶Ａｌ−Ｓｉ合
金溶湯を（２４．６×Ｓｉ％＋３２４）℃〜（２４．６
×Ｓｉ％＋３５４）℃の温度範囲に保持し、手元炉から
鋳型に過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯を注入し、初晶Ｓｉの
平均粒径が１８μｍ以下に調整された鋳造組織を形成す
ることを特徴とする過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金鋳造部材の製
造方法。 - 【請求項２】 鋳造時の冷却速度を１℃／秒以上に維持
する請求項１記載の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金鋳造部材の製
造方法。 - 【請求項３】 請求項１又は２の方法で製造された過共
晶Ａｌ−Ｓｉ合金鋳造部材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2068198A JPH11222636A (ja) | 1998-02-02 | 1998-02-02 | 過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金鋳造部材及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2068198A JPH11222636A (ja) | 1998-02-02 | 1998-02-02 | 過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金鋳造部材及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11222636A true JPH11222636A (ja) | 1999-08-17 |
Family
ID=12033931
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2068198A Pending JPH11222636A (ja) | 1998-02-02 | 1998-02-02 | 過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金鋳造部材及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11222636A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2825376A1 (fr) * | 2001-05-29 | 2002-12-06 | Nippon Light Metal Co | PROCEDE DE FABRICATION D'UN ARTICLE MOULE RESISTANT A L'USURE EN ALLIAGE A1-Si |
| CN104480356A (zh) * | 2014-12-30 | 2015-04-01 | 辽宁石化职业技术学院 | 一种含Bi过共晶Al-Si合金及其制备方法 |
-
1998
- 1998-02-02 JP JP2068198A patent/JPH11222636A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2825376A1 (fr) * | 2001-05-29 | 2002-12-06 | Nippon Light Metal Co | PROCEDE DE FABRICATION D'UN ARTICLE MOULE RESISTANT A L'USURE EN ALLIAGE A1-Si |
| CN104480356A (zh) * | 2014-12-30 | 2015-04-01 | 辽宁石化职业技术学院 | 一种含Bi过共晶Al-Si合金及其制备方法 |
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