JPS61291941A - Ｓｉ含有量が高いＡｌ鋳造合金 - Google Patents
Ｓｉ含有量が高いＡｌ鋳造合金Info
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- JPS61291941A JPS61291941A JP60131656A JP13165685A JPS61291941A JP S61291941 A JPS61291941 A JP S61291941A JP 60131656 A JP60131656 A JP 60131656A JP 13165685 A JP13165685 A JP 13165685A JP S61291941 A JPS61291941 A JP S61291941A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/043—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with silicon as the next major constituent
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- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F04—POSITIVE - DISPLACEMENT MACHINES FOR LIQUIDS; PUMPS FOR LIQUIDS OR ELASTIC FLUIDS
- F04B—POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES FOR LIQUIDS; PUMPS
- F04B27/00—Multi-cylinder pumps specially adapted for elastic fluids and characterised by number or arrangement of cylinders
- F04B27/08—Multi-cylinder pumps specially adapted for elastic fluids and characterised by number or arrangement of cylinders having cylinders coaxial with, or parallel or inclined to, main shaft axis
- F04B27/10—Multi-cylinder pumps specially adapted for elastic fluids and characterised by number or arrangement of cylinders having cylinders coaxial with, or parallel or inclined to, main shaft axis having stationary cylinders
- F04B27/1036—Component parts, details, e.g. sealings, lubrication
- F04B27/1054—Actuating elements
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- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
- F05C—INDEXING SCHEME RELATING TO MATERIALS, MATERIAL PROPERTIES OR MATERIAL CHARACTERISTICS FOR MACHINES, ENGINES OR PUMPS OTHER THAN NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES
- F05C2253/00—Other material characteristics; Treatment of material
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- Sliding-Contact Bearings (AREA)
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、Ａ１２−３ｔ鋳造合金に関するものであり、
さらに詳しく述べるならば、高速および／または高面圧
下ですぐれた摺動特性を示すＳｉ含有量が高いＡ１合金
に関するものである。
さらに詳しく述べるならば、高速および／または高面圧
下ですぐれた摺動特性を示すＳｉ含有量が高いＡ１合金
に関するものである。
Ａｌ−５ｉ鋳造合金において、Ｓｉ含有量が約１２％以
上になると初晶Ｓｉ と共晶Ｓｉが現われる。初晶Ｓｉ
は一般に大きな粒子として成長するために、その微細化
を行なうためにＰ等をＡｌ−Ｓｉ合金溶湯に添加するこ
とが知られている。また、熱処理により初晶Ｓｉの形状
を調節する試みも公知であり、例えばｒＡｆ−Ｓｉ合金
鋳物の衝撃強さに関する検討第１報〜第４報（軽金属１
９６９年第１９巻、第９号、第１０号、第２０巻、第５
号、第８号）」は初晶Ｓｉは鋳造状態で板状であるが、
熱処理により角が若干丸味を帯びてくることを示してい
る。
上になると初晶Ｓｉ と共晶Ｓｉが現われる。初晶Ｓｉ
は一般に大きな粒子として成長するために、その微細化
を行なうためにＰ等をＡｌ−Ｓｉ合金溶湯に添加するこ
とが知られている。また、熱処理により初晶Ｓｉの形状
を調節する試みも公知であり、例えばｒＡｆ−Ｓｉ合金
鋳物の衝撃強さに関する検討第１報〜第４報（軽金属１
９６９年第１９巻、第９号、第１０号、第２０巻、第５
号、第８号）」は初晶Ｓｉは鋳造状態で板状であるが、
熱処理により角が若干丸味を帯びてくることを示してい
る。
また、ｒＡｌ−Ｓｉ共晶合金の共晶けい素形前と強度に
ついて（軽金属第２０巻、第２０号、第２４７頁−第２
５５頁）」ニは１３％Ｓｉ −Ａ１合金の晶出Ｓｉ形態
が５５０℃以下の熱処理によりどのように変化するかに
ついての研究が報告されている。この報告によると板状
の共晶ケイ素が熱処理により丸味を増してくることが述
べられている。
ついて（軽金属第２０巻、第２０号、第２４７頁−第２
５５頁）」ニは１３％Ｓｉ −Ａ１合金の晶出Ｓｉ形態
が５５０℃以下の熱処理によりどのように変化するかに
ついての研究が報告されている。この報告によると板状
の共晶ケイ素が熱処理により丸味を増してくることが述
べられている。
特公昭５３−２０２４３号公報は８〜１５％のＳｉを含
有するＡ／金合金おいて、液体冷却下の鋳造状態で、３
μｍ以下の共晶Ｓｉと５μｍ以下の微細初晶Ｓｉが得ら
れ、微細の共晶ＳｉがＴ６処理により粒状化することを
記載している。また、この公報にはかかる組織は鋳造時
の固体冷却速度を極めて高くして得られること、および
初晶Ｓｉの面積率（６％以下）を少なくしかつ粒径も小
さくすることによって、微細共晶Ｓｉが主体となる鋳塊
を得ることへの言及がある。
有するＡ／金合金おいて、液体冷却下の鋳造状態で、３
μｍ以下の共晶Ｓｉと５μｍ以下の微細初晶Ｓｉが得ら
れ、微細の共晶ＳｉがＴ６処理により粒状化することを
記載している。また、この公報にはかかる組織は鋳造時
の固体冷却速度を極めて高くして得られること、および
初晶Ｓｉの面積率（６％以下）を少なくしかつ粒径も小
さくすることによって、微細共晶Ｓｉが主体となる鋳塊
を得ることへの言及がある。
特開昭５２−３９５１４号には、８〜１５％Ｓｉ。
０、１〜０．７％Ｍｇ、０．５〜３．０％Ｃｕを含有す
る鋳造Ａ１合金を水冷式連鋳法にて得、これを熱間鍛造
Ｉ ７４処理を行なって、共晶Ｓｉが平均粒径５μｍ以
下、平均粒径２０μｍ以上の初晶Ｓｉが面積率で５％以
下の微細組織を有するようにした加工Ａｌ金合金、金型
としてすぐれた耐久性を有することが記載されている。
る鋳造Ａ１合金を水冷式連鋳法にて得、これを熱間鍛造
Ｉ ７４処理を行なって、共晶Ｓｉが平均粒径５μｍ以
下、平均粒径２０μｍ以上の初晶Ｓｉが面積率で５％以
下の微細組織を有するようにした加工Ａｌ金合金、金型
としてすぐれた耐久性を有することが記載されている。
アルミニウム合金ダイカストにおいては、巻込み空気の
ために鍛造欠陥が生じ耐圧部品としては密封処理が必要
であり、さらに、熱処理も困難であることはよく知られ
ている。
ために鍛造欠陥が生じ耐圧部品としては密封処理が必要
であり、さらに、熱処理も困難であることはよく知られ
ている。
特公昭３８−６０６１号公報は、ダイカスト部品の厚い
部分が比較的薄い部品と隣接する場合に、冷却が遅い厚
い部分が薄い部分より粗粒かつ多孔になることによって
機械的性質が劣化するのを防止するために、厚い断面部
分の溶融金属が融点以下の予定温度に固化した後に該部
分に圧力をかけるダイカスト法を示している。この方法
はダイカスト鋳造欠陥を防止せんとするひとつの方法で
ある。
部分が比較的薄い部品と隣接する場合に、冷却が遅い厚
い部分が薄い部分より粗粒かつ多孔になることによって
機械的性質が劣化するのを防止するために、厚い断面部
分の溶融金属が融点以下の予定温度に固化した後に該部
分に圧力をかけるダイカスト法を示している。この方法
はダイカスト鋳造欠陥を防止せんとするひとつの方法で
ある。
特公昭５６−５４３７７号公報によると、８〜１２％Ｓ
ｉ 、 ０．２〜０．５％Ｍｇ 、 ０．６５〜１
．２％Ｆｅ。
ｉ 、 ０．２〜０．５％Ｍｇ 、 ０．６５〜１
．２％Ｆｅ。
０．５５〜１．０％Ｍｎを含有するアルミニウム合金ダ
イカスト品を溶体化および時効処理することが述べられ
ている。この合金系では従来のＳｉ −Ｍｇ／Ｃｕ系ｍ
織に対してＭｎを添加することによって、強じん性を与
えているが、熱処理を可能にするために、活性ガス置換
無孔ダイカスト法が望ましいことへの言及がこの公報に
ある。
イカスト品を溶体化および時効処理することが述べられ
ている。この合金系では従来のＳｉ −Ｍｇ／Ｃｕ系ｍ
織に対してＭｎを添加することによって、強じん性を与
えているが、熱処理を可能にするために、活性ガス置換
無孔ダイカスト法が望ましいことへの言及がこの公報に
ある。
〔発明が解決しようとする問題点）
上述のように、Ａｌ−３ｉ鋳造合金の晶出Ｓｉを微細化
することが従来から種々試みられており、かかる試みに
よって、機械的性質等が改良されて来た。しかし、この
ような試みは、熱処理により共晶Ｓｉを丸くするか、あ
るいは塑性加工により晶出Ｓｉ全体を微細にするかを指
向したものであり、鋳造合金自体において晶出Ｓｉ全体
を微細化するものではなかった。一部の試みとして鋳造
状態において、晶出Ｓｉ全体を微細化し、また共晶Ｓｉ
を粒状化するために鋳造時の冷却速度を高める試みはあ
ったが、これも過冷却によって初晶Ｓｉの晶出を抑制す
ることを意図しており、初晶Ｓｉの晶出を積極的に行な
って多量の初晶Ｓｉを晶出させるとともに、初晶Ｓｉを
粒状化しようとするものではなかった。
することが従来から種々試みられており、かかる試みに
よって、機械的性質等が改良されて来た。しかし、この
ような試みは、熱処理により共晶Ｓｉを丸くするか、あ
るいは塑性加工により晶出Ｓｉ全体を微細にするかを指
向したものであり、鋳造合金自体において晶出Ｓｉ全体
を微細化するものではなかった。一部の試みとして鋳造
状態において、晶出Ｓｉ全体を微細化し、また共晶Ｓｉ
を粒状化するために鋳造時の冷却速度を高める試みはあ
ったが、これも過冷却によって初晶Ｓｉの晶出を抑制す
ることを意図しており、初晶Ｓｉの晶出を積極的に行な
って多量の初晶Ｓｉを晶出させるとともに、初晶Ｓｉを
粒状化しようとするものではなかった。
このように従来技術は晶出Ｓｉの微細・粒状化を意図し
ていたが、未だ上述の点において不十分であることに着
目し、本発明者等は従来技術をさらに改良すべく実験を
行なった。特に、本発明者等は従来のＡＡ−３ｉ鋳造合
金の晶出Ｓｉの粒度および形状を改善することにより高
速および／または高面圧下での摺動特性を向上させるこ
とを目的として研究を行なった。
ていたが、未だ上述の点において不十分であることに着
目し、本発明者等は従来技術をさらに改良すべく実験を
行なった。特に、本発明者等は従来のＡＡ−３ｉ鋳造合
金の晶出Ｓｉの粒度および形状を改善することにより高
速および／または高面圧下での摺動特性を向上させるこ
とを目的として研究を行なった。
さらに、上述のように、ダイカスト品を熱処理する必要
性は当業界において認識されるところであり、そのため
にＡ１合金の組成の改良あるいはダイカスト時の鋳造雰
囲気の制御が試みられてきた。しかしながら、Ａｌ鋳造
時の組織の改良と熱処理による組織の改良に着目した研
究は従来ながった。
性は当業界において認識されるところであり、そのため
にＡ１合金の組成の改良あるいはダイカスト時の鋳造雰
囲気の制御が試みられてきた。しかしながら、Ａｌ鋳造
時の組織の改良と熱処理による組織の改良に着目した研
究は従来ながった。
以下、本発明に係る鋳造合金の特徴を個々に説明する。
旦−戊
本発明に係る鋳造合金は、１３〜２５％（百分率は特記
しない限り重量％である）のＳｉ、１．５〜６％のＣｕ
および／または０．２〜１．０％のＭｇを含有し、残部
が実質的にＡＮおよび不純物からなる。Ｓｉは主として
初晶および共晶Ｓｉ として晶出し、耐摩耗性を発揮す
る成分である。Ｓｉ含有量が１３％未満であると、共晶
Ｓｉの量が少なくなり、一方Ｓｉ含有量が２５％を越え
ると合金が脆くなるために１３〜２５％を本発明の範囲
とした。ＣｕおよびＭｇが主としてＡｌマトリックスに
固溶しまた析出物を生成して、マトリックスを強化する
成分である。Ｃｕ１．５％未満およびＭｇが０．２％未
満であるとマトリックスの強化効果が少なく、一方Ｃｕ
が６％および？ｆｇが１．０％より多いと合金が脆くな
る。上記Ｓｉ、 、 Ｍｇ 、 Ｃ。
しない限り重量％である）のＳｉ、１．５〜６％のＣｕ
および／または０．２〜１．０％のＭｇを含有し、残部
が実質的にＡＮおよび不純物からなる。Ｓｉは主として
初晶および共晶Ｓｉ として晶出し、耐摩耗性を発揮す
る成分である。Ｓｉ含有量が１３％未満であると、共晶
Ｓｉの量が少なくなり、一方Ｓｉ含有量が２５％を越え
ると合金が脆くなるために１３〜２５％を本発明の範囲
とした。ＣｕおよびＭｇが主としてＡｌマトリックスに
固溶しまた析出物を生成して、マトリックスを強化する
成分である。Ｃｕ１．５％未満およびＭｇが０．２％未
満であるとマトリックスの強化効果が少なく、一方Ｃｕ
が６％および？ｆｇが１．０％より多いと合金が脆くな
る。上記Ｓｉ、 、 Ｍｇ 、 Ｃ。
以外はＦｅ、Ｚｎ、Ｎｉなどの通常の不純物およびＡｌ
から本発明の鋳造合金はなるが、上記効果を損わない限
り、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｐ、Ｃｕなどの他の添加成分の
若干量を含有してもよい。好ましい範囲は、１４〜２０
％Ｓｉ、３．５〜５％Ｃｕ、０．４〜０．７％Ｍｇであ
る。さらに好ましい一範囲は１５．５〜１９％Ｓｉ、４
〜５％Ｃｕ、０．４〜０．５％Ｍｇである。
から本発明の鋳造合金はなるが、上記効果を損わない限
り、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｐ、Ｃｕなどの他の添加成分の
若干量を含有してもよい。好ましい範囲は、１４〜２０
％Ｓｉ、３．５〜５％Ｃｕ、０．４〜０．７％Ｍｇであ
る。さらに好ましい一範囲は１５．５〜１９％Ｓｉ、４
〜５％Ｃｕ、０．４〜０．５％Ｍｇである。
朗−」気
本発明に係る鋳造合金の組織は、共晶Ｓｉが球状であり
、初晶Ｓｉが平均粒径４０μｍ以下の不定形状であるこ
とを特徴とする。先ず係る組織の具体例を通常のダイカ
ストＡ１合金組織と対比して示す。
、初晶Ｓｉが平均粒径４０μｍ以下の不定形状であるこ
とを特徴とする。先ず係る組織の具体例を通常のダイカ
ストＡ１合金組織と対比して示す。
第１図は、１７％Ｓｉ、４．５％Ｃｕ、 ０．５％Ｍｇ
。
。
０．３％Ｆｅ、残部Ａｌからなる本発明に係る鋳造合金
の組織を、第２図は同じ組成の従来のダイカスト合金組
織を示す。第２図では初晶Ｓｉは角が丸くなっているが
、直線状辺を必ず有しており、直線が交わるコーナは鋭
いエツジになっている。
の組織を、第２図は同じ組成の従来のダイカスト合金組
織を示す。第２図では初晶Ｓｉは角が丸くなっているが
、直線状辺を必ず有しており、直線が交わるコーナは鋭
いエツジになっている。
一方、第１図では初晶Ｓｉ粒子は、全体に丸みをおびて
いるが、球状とは言えず、はとんどが凹部と凸部が入り
組んだ複雑な形状を呈し、極（一部の粒子に直線辺を有
するものがあるが、それらも残の辺は丸くなっている。
いるが、球状とは言えず、はとんどが凹部と凸部が入り
組んだ複雑な形状を呈し、極（一部の粒子に直線辺を有
するものがあるが、それらも残の辺は丸くなっている。
このような初晶Ｓｉは従来の塊状、板状もしくは角が円
くなった板状初晶Ｓｉ とは明らかに形状が異なってい
る。
くなった板状初晶Ｓｉ とは明らかに形状が異なってい
る。
よって、本発明において不定形状とは、第１図に示すよ
うに、従来の塊状、板状もしくは角が円くなった板状Ｓ
ｉの形状と球状Ｓｉ形状の中間的なものであり、前者の
形状の球状化が不完全なものと言うことができる。唸え
を言えば、鋳造高Ｓｉ −Ａ１合金において初晶Ｓｉ
と共晶Ｓｉの区別がつかない程度に球状ＳＬが均一に分
散していると、理想的機械的性質が得られるであろうが
、本発明は従来の同種合金より数少も理想に近付いたも
のであるとも言える。
うに、従来の塊状、板状もしくは角が円くなった板状Ｓ
ｉの形状と球状Ｓｉ形状の中間的なものであり、前者の
形状の球状化が不完全なものと言うことができる。唸え
を言えば、鋳造高Ｓｉ −Ａ１合金において初晶Ｓｉ
と共晶Ｓｉの区別がつかない程度に球状ＳＬが均一に分
散していると、理想的機械的性質が得られるであろうが
、本発明は従来の同種合金より数少も理想に近付いたも
のであるとも言える。
本発明において初晶Ｓｉの粒径はその最大径と最小径の
平均にて測定するものとする。平均初晶Ｓｉの粒径が４
０ｐｍを越えると、粒成長により初晶Ｓｉ自のエツジが
摺動面に出て、相手材を摩耗させ摺動特性を悪くするた
め、本発明ではその上限を４０μｍに限定した。
平均にて測定するものとする。平均初晶Ｓｉの粒径が４
０ｐｍを越えると、粒成長により初晶Ｓｉ自のエツジが
摺動面に出て、相手材を摩耗させ摺動特性を悪くするた
め、本発明ではその上限を４０μｍに限定した。
なお、第２図において黒い点は微小空孔すなわち鋳巣で
ある。第１図の供試材にはこのような微小空孔は認めら
れなかった。この事実から、本発明の組織と鋳造欠陥は
関連性を有していると認められる。
ある。第１図の供試材にはこのような微小空孔は認めら
れなかった。この事実から、本発明の組織と鋳造欠陥は
関連性を有していると認められる。
璽−直
本発明の鋳造合金はマトリックス（初晶・共晶Ｓｉ晶出
部以外）の硬さがＨｖ１２０から１８５であることを特
徴とする。硬さがＨｖ１２０未満であると摺動特性が低
下し、また硬さがＨｖ １８５を越えると靭性が低下す
るため、硬さをＨｖ１２０〜１８５に限定する。
部以外）の硬さがＨｖ１２０から１８５であることを特
徴とする。硬さがＨｖ１２０未満であると摺動特性が低
下し、また硬さがＨｖ １８５を越えると靭性が低下す
るため、硬さをＨｖ１２０〜１８５に限定する。
立−１
本発明に係る鋳造合金は、上記組成・組織および硬さの
総合的作用によって高速および／または高面圧下ですぐ
れた摺動特性を有し、摩耗量が少ない、相手材と焼付き
難い、耐荷重性が高いなどの種々の利点をもつ。
総合的作用によって高速および／または高面圧下ですぐ
れた摺動特性を有し、摩耗量が少ない、相手材と焼付き
難い、耐荷重性が高いなどの種々の利点をもつ。
本発明に係る鋳造合金の共晶Ｓｉ晶出状況を、従来のＡ
ｌ−Ｓｉ合金の研究および本発明に係る鋳造合金の製法
例から考案し、さらに本発明に係る鋳造合金がすぐれた
摺動特性を示す理由について考察する。
ｌ−Ｓｉ合金の研究および本発明に係る鋳造合金の製法
例から考案し、さらに本発明に係る鋳造合金がすぐれた
摺動特性を示す理由について考察する。
第２図に示す如きダイカスト合金の組織は通常の鋳造合
金の組織とは様相を異にするために、両者の主たる相異
要因は単に冷却速度のみならず圧力の影響もあると本発
明者は想定する。仮に、液体冷却法のような急冷法をダ
イカストにおいて採用できれば平均数ミクロンの初晶Ｓ
ｉを得ることもできようが、金型内で凝固が進行するダ
イカスト法では、冷却速度に制限があり、この制限内で
は初晶Ｓｉの形状をほとんど変えることができない。そ
こで本発明者等はダイカストにおける加圧法に着目した
。古くから特公昭３８−６０６１号公報に見られるよう
に、キャビティ内の一部で凝固した後、さらに加圧を行
なう二段階加圧法は公知であるが、単に鋳造欠陥のみに
着目して加圧を制御することでは初晶Ｓｉの形状を調節
することができない。初晶Ｓｉ晶出の機構は良く分かっ
てはいないが、少なくともその結晶成長中に圧力を変化
させることが重要であると考えられる。本発明者等は１
〜３ ｋｇのダイカスト品を４５０〜５００ｋｇ／ａａ
の圧力で溶湯を金型に充填した後、２〜１０秒後に８０
〜１５０ｋｇ／ｃｎ！の圧力をアルミニウム合金に加え
ることによって、無定形初晶Ｓｉを得ることに成功した
。なお、ダイカスト法は上記二段加圧以外は通常の条件
で行なった。このように、ダイカスト中に圧力を変化さ
せることは明らかに初晶Ｓｉの形状を変える要因になっ
ていることが分かったＯしたがって為ダイカストに限ら
ず、溶湯鍛造法などでも圧力を調節することによりダイ
カストと同様の組織が得られるであろう。
金の組織とは様相を異にするために、両者の主たる相異
要因は単に冷却速度のみならず圧力の影響もあると本発
明者は想定する。仮に、液体冷却法のような急冷法をダ
イカストにおいて採用できれば平均数ミクロンの初晶Ｓ
ｉを得ることもできようが、金型内で凝固が進行するダ
イカスト法では、冷却速度に制限があり、この制限内で
は初晶Ｓｉの形状をほとんど変えることができない。そ
こで本発明者等はダイカストにおける加圧法に着目した
。古くから特公昭３８−６０６１号公報に見られるよう
に、キャビティ内の一部で凝固した後、さらに加圧を行
なう二段階加圧法は公知であるが、単に鋳造欠陥のみに
着目して加圧を制御することでは初晶Ｓｉの形状を調節
することができない。初晶Ｓｉ晶出の機構は良く分かっ
てはいないが、少なくともその結晶成長中に圧力を変化
させることが重要であると考えられる。本発明者等は１
〜３ ｋｇのダイカスト品を４５０〜５００ｋｇ／ａａ
の圧力で溶湯を金型に充填した後、２〜１０秒後に８０
〜１５０ｋｇ／ｃｎ！の圧力をアルミニウム合金に加え
ることによって、無定形初晶Ｓｉを得ることに成功した
。なお、ダイカスト法は上記二段加圧以外は通常の条件
で行なった。このように、ダイカスト中に圧力を変化さ
せることは明らかに初晶Ｓｉの形状を変える要因になっ
ていることが分かったＯしたがって為ダイカストに限ら
ず、溶湯鍛造法などでも圧力を調節することによりダイ
カストと同様の組織が得られるであろう。
また、従来のダイカスト法では空孔（第２図参照）が生
じるが、本発明では微細空孔はほとんど生じない。この
原因も初晶Ｓｉの成長に伴なってＳｉが溶融ＡβからＳ
ｉ核に移動する際に何らかの組織変化が生じているので
あろう。例えば移動により生じたＳｉ −Ｐｏｏｒ ５
ｉｔｅを、溶融Ａ！が迅速に埋めることも考えられる。
じるが、本発明では微細空孔はほとんど生じない。この
原因も初晶Ｓｉの成長に伴なってＳｉが溶融ＡβからＳ
ｉ核に移動する際に何らかの組織変化が生じているので
あろう。例えば移動により生じたＳｉ −Ｐｏｏｒ ５
ｉｔｅを、溶融Ａ！が迅速に埋めることも考えられる。
本発明の鋳造合金は熱処理可能である。したがってＴ６
処理として、４６０〜５２０℃Ｘ ２〜１０Ｈｒｓ後水
冷の溶体化処理に続いて１４０〜ｂ〜１０Ｈｒｓ後空冷
の熱処理を行ない、所望の硬さを得ることができる。
処理として、４６０〜５２０℃Ｘ ２〜１０Ｈｒｓ後水
冷の溶体化処理に続いて１４０〜ｂ〜１０Ｈｒｓ後空冷
の熱処理を行ない、所望の硬さを得ることができる。
上述のようにして得られた摺動材料では一般に面積率で
３〜１９％の多量の初晶Ｓｉが存在する。
３〜１９％の多量の初晶Ｓｉが存在する。
一般に本発明のダイカスト合金において初晶Ｓｉ部面積
共晶Ｓｉ面積の１０〜１５倍であり、一般のダイカスト
材では同様の倍率が２０〜２５倍であり、また鍛造材で
は２００〜４００倍である。したがって、本発明のダイ
カスト合金では晶出Ｓｉが均一に分散しておりまた均等
に荷重を受ける傾向を有する。これに対して一般のダイ
カスト材および鍛造材では初晶Ｓｉ粒がそのエツジで荷
重を受ける傾向が大である。本発明の初晶Ｓｉは前述の
ように概して丸い形状を有するから、板状Ｓｉの場合の
ように鋭いエツジに相手材の荷重がかかることはなくな
る。この結果、初晶Ｓｉが欠けて、欠けの部分から摩耗
が進行することもなくなり、また欠けたＳｉ粉が相手材
と鋳造合金の間で砥粒のような作用をしてこれらを削り
取ることもなくなる。また初品と共晶Ｓｉの上記倍率は
水冷鋳造合金と比較するとおおきいが一般のダイカスト
合金と比較すると小さいために、２次相均一微細分散に
よる分散強化も期待されるので、相手材からの荷重によ
って変形・破壊され難く、高面圧下でのすぐれた摺動特
性を有するとともに、相手材が高速摺動する際の耐疲労
性にすぐれたダイカスト合金が提供可能である。また、
マトリックスの硬さも一般のダイカスト材よりはるかに
高いために、耐疲労性が高められている。
共晶Ｓｉ面積の１０〜１５倍であり、一般のダイカスト
材では同様の倍率が２０〜２５倍であり、また鍛造材で
は２００〜４００倍である。したがって、本発明のダイ
カスト合金では晶出Ｓｉが均一に分散しておりまた均等
に荷重を受ける傾向を有する。これに対して一般のダイ
カスト材および鍛造材では初晶Ｓｉ粒がそのエツジで荷
重を受ける傾向が大である。本発明の初晶Ｓｉは前述の
ように概して丸い形状を有するから、板状Ｓｉの場合の
ように鋭いエツジに相手材の荷重がかかることはなくな
る。この結果、初晶Ｓｉが欠けて、欠けの部分から摩耗
が進行することもなくなり、また欠けたＳｉ粉が相手材
と鋳造合金の間で砥粒のような作用をしてこれらを削り
取ることもなくなる。また初品と共晶Ｓｉの上記倍率は
水冷鋳造合金と比較するとおおきいが一般のダイカスト
合金と比較すると小さいために、２次相均一微細分散に
よる分散強化も期待されるので、相手材からの荷重によ
って変形・破壊され難く、高面圧下でのすぐれた摺動特
性を有するとともに、相手材が高速摺動する際の耐疲労
性にすぐれたダイカスト合金が提供可能である。また、
マトリックスの硬さも一般のダイカスト材よりはるかに
高いために、耐疲労性が高められている。
以下、本発明の詳細な説明する。
本発明に係る鋳造合金は上述のようにすぐれた摺動特性
を有するために、従来の一般的Ａｌダイカストの用途（
ＪＩＳ Ｈ５３０２）のみならず、従来Ａｌダイカスト
が使用されていなかった用途、例えば自動車のシリンダ
ーライナー、シリンダー。
を有するために、従来の一般的Ａｌダイカストの用途（
ＪＩＳ Ｈ５３０２）のみならず、従来Ａｌダイカスト
が使用されていなかった用途、例えば自動車のシリンダ
ーライナー、シリンダー。
ガイドレール、ロッカーアーム、ピストン、ピストンリ
ング、軸を支えるエンジンブロックなどに使用すること
が可能であろう。
ング、軸を支えるエンジンブロックなどに使用すること
が可能であろう。
以下、さらに特性データを用いて本発明の鋳造合金の試
験結果を説明する。
験結果を説明する。
以下の試験において供試材は次のとうりである。
比較材（１）−鍛造材（第３図に組織を示す）。
比較材（２）−第２図に組織を示したもの本発明 −第
１図に組織を示したもの Ｓ ｔｅｅ １ ＝圧延鋼材（ＳＵＪ２）Ｐｏｗｄｅ
ｒ −焼結鉄合金（硬さＨｖ ８３２ ）−団焚仕箪
拭腋一 試験条件 試験機：スラストテスター 荷 重：３０ｋｇづつ漸増 周速：２ｍ／Ｓ 潤 滑：ミスト潤滑 第１表 焼付荷重（ｋｇ） ］傳究− 試験条件 試験機：スラストテスター 荷 重：３０ｋｇづつ漸増 周速：２ｍ／Ｓ 潤 滑：ミスト潤滑 第２表 ディスク側試片摩耗量（ＩＩｌｌｌｌり以下余
日 −ｌ二焼−住」１− 試験条件 試験機：スラストテスター 荷 重：３０ｋｇづつ漸増 周速：２ｍ／Ｓ 潤 滑：ミスト潤滑 第３表 焼付荷重（ｋｇ） 一一ニ■ 本発明に係る供試材は概して従来のダイカスト材よりは
るかに諸性能にすぐれ、鍛造材とほぼ同等以上の性能を
示すことが分かる。各供試材の組織と個々の性能の関係
を以下に考察する。
１図に組織を示したもの Ｓ ｔｅｅ １ ＝圧延鋼材（ＳＵＪ２）Ｐｏｗｄｅ
ｒ −焼結鉄合金（硬さＨｖ ８３２ ）−団焚仕箪
拭腋一 試験条件 試験機：スラストテスター 荷 重：３０ｋｇづつ漸増 周速：２ｍ／Ｓ 潤 滑：ミスト潤滑 第１表 焼付荷重（ｋｇ） ］傳究− 試験条件 試験機：スラストテスター 荷 重：３０ｋｇづつ漸増 周速：２ｍ／Ｓ 潤 滑：ミスト潤滑 第２表 ディスク側試片摩耗量（ＩＩｌｌｌｌり以下余
日 −ｌ二焼−住」１− 試験条件 試験機：スラストテスター 荷 重：３０ｋｇづつ漸増 周速：２ｍ／Ｓ 潤 滑：ミスト潤滑 第３表 焼付荷重（ｋｇ） 一一ニ■ 本発明に係る供試材は概して従来のダイカスト材よりは
るかに諸性能にすぐれ、鍛造材とほぼ同等以上の性能を
示すことが分かる。各供試材の組織と個々の性能の関係
を以下に考察する。
（イ）上述のように本発明に係るＡｊｉ！−Ｓｉ合金は
ダイカスト後Ｔ、処理を行なって使用されるところにそ
の一つの特徴がある。第１図にみられる初晶および共晶
Ｓｉ以外の相はＣｕ −Ａｌの金属間化合物であるが、
これらは結晶粒界に析出した形態を有するものが少なく
、粒内に均一微細に分散した形態をとっているものが多
い。Ｔ６処理はこのようなマトリックス組織の特長を生
ぜしめ、マトリックスの硬さ向上に寄与しているものと
考えられる。したがって、本発明材は通常のダイカスト
材（比較材（２））より全般的に高性能を有する。
ダイカスト後Ｔ、処理を行なって使用されるところにそ
の一つの特徴がある。第１図にみられる初晶および共晶
Ｓｉ以外の相はＣｕ −Ａｌの金属間化合物であるが、
これらは結晶粒界に析出した形態を有するものが少なく
、粒内に均一微細に分散した形態をとっているものが多
い。Ｔ６処理はこのようなマトリックス組織の特長を生
ぜしめ、マトリックスの硬さ向上に寄与しているものと
考えられる。したがって、本発明材は通常のダイカスト
材（比較材（２））より全般的に高性能を有する。
（ロ）本発明の供試材、比較材＋１！および（２）の空
孔の生成有無をそれぞれ第４図、第５図および第６図に
示す。本発明の供試材および比較材＜１７は供試面がそ
れぞれ第４図および第５図の如くであり、空孔をほとん
ど有していない。これに対して比較材（２）は空孔を有
している。このような差異があるために、本発明の供試
材は通常のダイカスト材よりすぐれ鍛造材と同等以上の
高性能を有すると考えられる。
孔の生成有無をそれぞれ第４図、第５図および第６図に
示す。本発明の供試材および比較材＜１７は供試面がそ
れぞれ第４図および第５図の如くであり、空孔をほとん
ど有していない。これに対して比較材（２）は空孔を有
している。このような差異があるために、本発明の供試
材は通常のダイカスト材よりすぐれ鍛造材と同等以上の
高性能を有すると考えられる。
上述のように本発明に係るＡｌ−Ｓｉ合金の組織は無定
形初晶Ｓｉ、球状共晶Ｓ１、および微細金属間化合物に
特長があるが、その特長を最大限に発揮させるためには
、摺動面のミクロ構造を以下のデータを参考として定め
ることが望ましい。
形初晶Ｓｉ、球状共晶Ｓ１、および微細金属間化合物に
特長があるが、その特長を最大限に発揮させるためには
、摺動面のミクロ構造を以下のデータを参考として定め
ることが望ましい。
第７図は下記試験条件で測定した焼付荷重と表面アラサ
の関係を示すグラフである。
の関係を示すグラフである。
試験条件
試験機ニスラストテスター
荷 重：４０ｋｇづつ漸増
滑り速度：１５ｍ／Ｓ
潤 滑：バッド給油
相手材： ５ＵＪ−２焼入れ
第８図および第９図は同様の条件で測定したＳｉのとび
出し量および露出量と焼付荷重の関係を示すグラフであ
る。第８図におけるＳｉのとび出し量は、供試材の平面
から突出しているＳｉ粒子の平均高さを測定することに
より求めた。また、第９図における初晶Ｓｉの露出量は
、研磨により初晶Ｓｉが欠けていない場合を１００％、
欠けている場合は顕微鏡観察で欠は面積を計算し、その
面積をＲ４引いた面積百分率で計算して求めた。
出し量および露出量と焼付荷重の関係を示すグラフであ
る。第８図におけるＳｉのとび出し量は、供試材の平面
から突出しているＳｉ粒子の平均高さを測定することに
より求めた。また、第９図における初晶Ｓｉの露出量は
、研磨により初晶Ｓｉが欠けていない場合を１００％、
欠けている場合は顕微鏡観察で欠は面積を計算し、その
面積をＲ４引いた面積百分率で計算して求めた。
第７図〜第９図の結果を考察する。
（イ）摺動面においてはＳｉ粒子が突出しており、この
突出Ｓｉ粒子が機械加工の精度とともに表面アラサ（Ｒ
２）およびＲ２で表わされない表面アラサを定める。
突出Ｓｉ粒子が機械加工の精度とともに表面アラサ（Ｒ
２）およびＲ２で表わされない表面アラサを定める。
（ロ）表面アラサ（Ｒ２）をできるだけ小さくして、Ｓ
ｉ粒子が摺動面のミクロ構造を定めるようにすることに
よりすぐれた耐荷重性が得られる。
ｉ粒子が摺動面のミクロ構造を定めるようにすることに
よりすぐれた耐荷重性が得られる。
（ハ）但し、（ロ）のようにする場合でも、Ｓｉ粒子が
とび出しすぎると耐荷重性が低くなるから、とび出し量
は第８図を参照として適宜なる範囲に定めることが必要
である。
とび出しすぎると耐荷重性が低くなるから、とび出し量
は第８図を参照として適宜なる範囲に定めることが必要
である。
（ニ）（イ）〜（ハ）を総合しかつ比較材（１）相当の
鍛造材が用いられて来た斜板式コンプレッサーの一従来
の斜板の代りに本発明材を用いることを念頭におくと、
摺動面アラサ（ＲＺ）０．８以下、初晶Ｓｉ露出量８０
％以上、とび出し量０．８μｍ以下が好ましい。
鍛造材が用いられて来た斜板式コンプレッサーの一従来
の斜板の代りに本発明材を用いることを念頭におくと、
摺動面アラサ（ＲＺ）０．８以下、初晶Ｓｉ露出量８０
％以上、とび出し量０．８μｍ以下が好ましい。
上記ミクロ構造は、鋳造合金の表面を１ｆｉ〜２鶴機械
切削し、砥石およびハフで研磨することにより得られる
。とび出し量を多くする場合は砥石とノ（）研磨の中間
でエツチングすることが好ましい。上述の記載から理解
されるように、本発明の特長とする初晶Ｓｉ、共晶Ｓｉ
および金属間化合物の組織は摺動材料の摺動面およびそ
の近傍で得られていることが必須である。本発明に係る
鋳造合金では、内部にゆくに従い初晶・共晶組織が粗粒
化する傾向が認められたが、鋳造合金を軽度の加工によ
り表面層を除去した後に、かかる表面を摺動面として使
用するのに十分な内部まで本発明の特長とする組織が得
られていることが認められた。また、内部組織は、表面
組織と比較して球状共晶Ｓｉ粒子の数が少なくなりまた
個々の粒子の寸法が大きく、しかも初晶Ｓｉが粗粒かつ
塊状になるが、空孔はなくしかも初晶Ｓｉが従来のダイ
カスト材のものより丸味を帯びている点では、本発明の
組織は従来の組織とは明らかに区別されている。したが
って、このような内部組織も本発明材料にすぐれた機械
的性質、特に耐荷重性、を付与するうえで十分な寄与を
しているものと考えられる。但し、上述のように初晶Ｓ
ｉの寸法は、摺動面からの深さにより変化するために、
本発明では摺動面から３鰭までの摺動特性上特に重要な
表面部について初晶Ｓｉの大きさを定める。
切削し、砥石およびハフで研磨することにより得られる
。とび出し量を多くする場合は砥石とノ（）研磨の中間
でエツチングすることが好ましい。上述の記載から理解
されるように、本発明の特長とする初晶Ｓｉ、共晶Ｓｉ
および金属間化合物の組織は摺動材料の摺動面およびそ
の近傍で得られていることが必須である。本発明に係る
鋳造合金では、内部にゆくに従い初晶・共晶組織が粗粒
化する傾向が認められたが、鋳造合金を軽度の加工によ
り表面層を除去した後に、かかる表面を摺動面として使
用するのに十分な内部まで本発明の特長とする組織が得
られていることが認められた。また、内部組織は、表面
組織と比較して球状共晶Ｓｉ粒子の数が少なくなりまた
個々の粒子の寸法が大きく、しかも初晶Ｓｉが粗粒かつ
塊状になるが、空孔はなくしかも初晶Ｓｉが従来のダイ
カスト材のものより丸味を帯びている点では、本発明の
組織は従来の組織とは明らかに区別されている。したが
って、このような内部組織も本発明材料にすぐれた機械
的性質、特に耐荷重性、を付与するうえで十分な寄与を
しているものと考えられる。但し、上述のように初晶Ｓ
ｉの寸法は、摺動面からの深さにより変化するために、
本発明では摺動面から３鰭までの摺動特性上特に重要な
表面部について初晶Ｓｉの大きさを定める。
以下、本発明の実験例についてさらに説明する。
（実験例）
下記試験条件にて、上記５ｔｅｅｌ、 Ｐｏｗｄｅｒの
他にボロンを拡散させた鋼材を相手材として焼付荷重を
測定した。
他にボロンを拡散させた鋼材を相手材として焼付荷重を
測定した。
試験条件
試験機ニスラストテスター
荷 重：３０ｋｇづつ漸増
周速：２ｍ／Ｓ
潤 滑：ミスト潤滑
相手材形状：直径１０１嘗の半球
以下余白
第４表より明らかなとうり、同等組成および同種相手材
で比較すると本発明の供試材は比較例のものより焼付荷
重が高い。
で比較すると本発明の供試材は比較例のものより焼付荷
重が高い。
上述のように、本発明はＡｌ−３ｉ鋳造合金の摺動特性
を一層向上せしめるものである。特に耐焼付性は鍛造合
金と同等以上に向上されているために、コストが嵩む鍛
造を省略し、鋳造によって耐焼付性が重要な部品を提供
できるために、本発明の効果は著大である。とりわけ、
近年自動車部品においては高速回転および高面圧下です
ぐれた性能が要求されているから、かかる性能の目標基
準としての耐焼付性が高いということは、高速回転まで
部品が耐え、かつ高荷重がかかる部品の設計が許容され
ることを意味しており、自動車部品に課せられる苛酷な
要求に即応できる点でも本発明の効果は著大である。
を一層向上せしめるものである。特に耐焼付性は鍛造合
金と同等以上に向上されているために、コストが嵩む鍛
造を省略し、鋳造によって耐焼付性が重要な部品を提供
できるために、本発明の効果は著大である。とりわけ、
近年自動車部品においては高速回転および高面圧下です
ぐれた性能が要求されているから、かかる性能の目標基
準としての耐焼付性が高いということは、高速回転まで
部品が耐え、かつ高荷重がかかる部品の設計が許容され
ることを意味しており、自動車部品に課せられる苛酷な
要求に即応できる点でも本発明の効果は著大である。
第１図は本発明に係るＡＡ−３ｉ鋳造合金の金属組織写
真、 第２図は従来のＡｆ−３ｔ鋳造合金の金属組織写真、 第３図は従来のＡ＃−３ｔ鍛造合金の金属組織写真、 第７図は表面あらさくＲ２）と焼付荷重の関係を示すグ
ラフ、 第８図は初晶Ｓｉの飛び出し量と焼付荷重の関係を示す
グラフ、 第９図は初晶Ｓｉの露出量と焼付荷重の関係を示すグラ
フである。
真、 第２図は従来のＡｆ−３ｔ鋳造合金の金属組織写真、 第３図は従来のＡ＃−３ｔ鍛造合金の金属組織写真、 第７図は表面あらさくＲ２）と焼付荷重の関係を示すグ
ラフ、 第８図は初晶Ｓｉの飛び出し量と焼付荷重の関係を示す
グラフ、 第９図は初晶Ｓｉの露出量と焼付荷重の関係を示すグラ
フである。
Claims (1)
- １、Ｓｉ１３〜２５％と、１．５〜６％のＣｕおよび０
．２〜１．０％Ｍｇの少なくとも一方を含有し、残部が
実質的にＡｌおよび不純物からなるＡｌ合金であって、
球状共晶Ｓｉおよび平均粒径が４０μｍ以下の不定形状
の初晶Ｓｉを含んでなるとともにマトリックスの硬さが
Ｈｖ１２０〜１８５であり、高速および／または高面圧
での摺動特性にすぐれたアルミニウム鋳造合金。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60131656A JPS61291941A (ja) | 1985-06-19 | 1985-06-19 | Ｓｉ含有量が高いＡｌ鋳造合金 |
| US07/355,892 US4934442A (en) | 1985-06-19 | 1989-05-24 | Die cast heat treated aluminum silicon based alloys and method for producing the same |
| US07/485,919 US5057274A (en) | 1985-06-19 | 1990-02-27 | Die cast heat treated aluminum silicon based alloys and method for producing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60131656A JPS61291941A (ja) | 1985-06-19 | 1985-06-19 | Ｓｉ含有量が高いＡｌ鋳造合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61291941A true JPS61291941A (ja) | 1986-12-22 |
Family
ID=15063150
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60131656A Pending JPS61291941A (ja) | 1985-06-19 | 1985-06-19 | Ｓｉ含有量が高いＡｌ鋳造合金 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US4934442A (ja) |
| JP (1) | JPS61291941A (ja) |
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