KR100197324B1 - 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재 및 이의 제조방법 - Google Patents

소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재 및 이의 제조방법

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KR100197324B1
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Abstract

본 발명은 알루미늄 합금의 매트릭스(1)와 매트릭스의 구분말입계에 따라 분산된 질화알루미늄 막(2)으로 이루어진 소견 알루미늄 합금제 슬라이드 부재에 관한 것이다. 질화알루미늄 막(2)이 구분말입계의 주위를 안전히 연속적으로 둘러싼 상태를 분산율 100%로 할 때, 질화알루미늄 막(2)은 분산율 80% 이하로 불연속적으로 분산된다. 급냉 응고된 알루미늄 합금 분말로 이루어진 분말 성형체를 질소가스 분위기 속에서 가열 유지함으로써, 알루미늄 합금 속에 고용되어 있는 원소를 석출함에 따른 발열 현상을 이용하여 알루미늄과 원소와의 반응을 촉진시키고 알루미늄 합금 분말 표면에 질화 알루미늄 막을 생성시킨다.

Description

[발명의 명칭]
소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재 및 이의 제조방법
[기술분야]
본 발명은 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재 및 이의 제조방법에 관한 것이며, 특히 고강도 및 고경도 특성을 가지며, 또한 내마모성이 우수한 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재 및 제조 방법에 관한 것이다.
소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재로는, 전형적으로 벤(vane), 슈(shoe), 사이드 플레이트(side plate) 등의 콤플렛서용 부품이나, 오일 펌프 로터 등의 슬라이드 부품이 있다. 본 발명의 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재에서는 직접 질화법에 의해 생성된 질화알루미늄 막이 알루미늄 합금 매트릭스와 단단히 결합하여 분산되어 있기 때문에, 우수한 기계적 특성, 우수한 내마모성 및 우수한 마찰 슬라이드 특성을 발휘한다. 따라서, Ni-P 도금 또는 철계용사 등의 표면처리가 불필요해진다.
[배경 기술]
종래, 콤플랫서용 부품 또는 오일 펌프용 부품에는 철계 재료가 사용되어 왔다. 그러나, 철계 재료의 경우에는 이의 무게가 문제가 된다. 특히, 철계 재료를 벤 또는 로터와 같은 가변속·고속으로 슬라이드 하는 부재에 사용하면, 슬라이드 또는 회전에 수반되는 가속·감속시의 관성력·원심력이 질량에 비례하여 커진다. 또한, 이들 힘은 회전각 속도의 2제곱에 비례하여 커진다. 그 때문에, 철계 재료를 사용하여 고속화를 꾀하려고 하면, 기기 또는 장치 전체의 사이즈를 크게 하지 않으면 안되고, 또한, 매우 튼튼하게 만들지 않으면 안된다. 이에 덧붙여, 장치 자체의 효율을 저하시킬 염려가 있다.
따라서, 저비중 재료가 주목되고 있다. 가장 경량인 마그네슘은 열팽창 계수가 크기 때문에, 주변 부재와의 매칭(matching)이 이루어지지 않는다. 또한, 경도와 강도가 낮기 때문에 슬라이드 부재로서 사용될 수 없다.
이어서, 경량인 알루미늄 합금을 사용하는 것을 검토한다. 알루미늄 합금에서는, 열팽창을 적게 하고 내마모성을 개선하기 위해서 여러가지 제조방법에 의해 주로 Si를 다량으로 첨가하는 것이 시도되고 있다.
먼저, 용해 주조, 용해 압면, 연속 주조 등의 용제 기술에 의해 Si를 첨가하는 것이 검토 되었으나, Si 초정(初晶)의 분산만으로는 만족할 만한 슬라이드 부재가 수득되지 않는다. 즉, 고질 알루마이트 처리 또는 Ni-P도금 등의 표면 처리를 실시하지 않으면, 철계 재료로 치환시키려고 하는 슬라이드 부재는 수득되지 않는다. 특히, 콤프렛서용 벤과 같이 고속 및 고하중이 작용하고, 더욱이 대체 프론 분위기와 같은 극심한 슬라이드 조건하에서 사용하는 경우에는, 마모 손상 또는 연소가 발생한다. 결국, 용해 주조, 용해 압연, 연속 주조 등의 용해 기술에 비해 주로 Si를 다량으로 첨가해도 극심한 환경에 견딜 수 있는 내마모성 슬라이드 부재를 수득할 수는 없다.
따라서, 용해 주조법의 응고 속도를 개선시키기 위해, Fe, Ni, Cr 등의 천이 금속 원소의 합금 성분의 첨가량을 증가시키는 것이 시도되고 있다. 그러나, 알루미늄과 결합하여 미세한 금속간 화합물을 만들 수 있는 금속 원소의 양에는 한계가 있다. 즉, Fe계, Ni계, Fe-Ni계 등의 알루미나이드의 미세한 금속간 화합물을 분산시키는 경우, 강도·인성을 열화시키지 않고, 내마모성을 향상시키기 위해서는 천이 금속 원소의 합계 첨가량은 4중량% 정도가 한계이다. 이러한 양을 초과하면, 용해 주조법의 응고 속도에는 거칠고 큰 정출물(晶出物) 또는 석출물이 생성되어 강도가 열화한다.
Zr, Ti, Mo, V의 원소를 첨가하는 경우에는, 매트릭스를 미세석출물로 경화하기 때문에 내마모성을 한층 개선시킬 수 있다. 그러나, 용해 주조법을 사용하는 경우에는, 첨가량의 합계가 1중량%를 초과하면 강도의 저하를 초래한다. Fe, Ni, Mo, Ti, Zr, V등의 원소는 실제로 용탕 중의 편석등의 문제 때문에 첨가가 곤란하며, Si와 동시에 첨가해도 표면처리 없이는 철계 재료로 치환시키는 내마모성이 우수한 알루미늄 합금을 실현할 수 없다.
한편, 분말 야금법에서는 급냉 응고법을 사용함으로써 다량의 Si와 동시에 상술한 천이 금속 원소를 다량으로 첨가하여 미세하면서 균일한 조직을 가진 분산 강화 합금 분말을 수득할 수 있다. 분말 야금법에 의해, 급냉 응고된 알루미늄 합금 분말을 원료로 하여 이를 고화시키면, 용해법으로는 수득되지 않는 실리콘 함량이 높은 알루미늄 합금 또는 천이 원소 함유량이 높은 알루미늄 합금의 제조가 가능해 진다. 추가로, 이들의 미세한 정출물 및 석출물을 균일하게 매트릭스 중에 분산시키면, 내마모 특성이 개선된다. 이 경우, 원료 분말의 응고속도를 크게 함으로써 조직이 보다 미세해지고, 우수한 특성이 수득됨을 알 수 있다.
급냉 응고 알루미늄 합금 분말을 사용한 알루미늄 합금제 벤용 재료로서, 예를 들면, 일본국 특허원 제(소)62-59684호(일본국 공개 특허 공보 제(평)1-132734호)[벤재용 알루미늄 합금]이 알려져 있다. 그러나, 이러한 급냉 응고 알루미늄 합금 분말을 사용할 경우에도 만족한 성과는 수득되지 않는다. 현재 카 에어콘용 로터리 콤프렛서에서는 종래의 프론 매체로부터 R134a를 대표로 하는 대체 프론 매체로의 치환이 이루어지고 있다. 그 결과, 콤플렛서 내에서의 벤과 실린더 케이스 사이 벤과 로터 사이의 마찰 슬라이드 환경은 용매의 윤활 성능의 저하 때문에 보다 한층 엄격해 진다. 그 결과, 일본국 특허원 제(소)62-596845호에 개시되어 있는 바와 같은 분말 알루미늄 합금에서는 마모 손상 또는 연소 현상이 생기기 쉬워서 벤용 재료로서 추가의 개선이 필요해 진다.
알루미늄 합금의 내마모성 및 내연소성을 향상시키는 다른 방법으로서, 세라믹과 같은 경질 입자 또는 위스커 단섬유를 알루미늄 합금 중에 분산시킨 복합 재료의 개발이 검토되고 있다.
예를 들면, 일본국 실용신안출원 제(소)59-141396(일본국 공개 실용신안공보 제 (소)61-55188호)「로터리 콤플렛서용 벤」에서는, 하기의 방법이 제안되었다. 경질 입자로서 SiC, Al2O3, Si3N4를 선택하고, 이들 경질입자 3 내지 30용적%를 Al-Si-Fe계 합금 분말에 첨가·혼합하여 냉간 정수압 프레스(CIP)에 의해 압분체를 작제한다. 그후, 복합 재료가 마찰 슬라이드조건이 보다 엄격한 벤 선단부에 위치하도록, 열간 압출법에 의해 복합재료를 고화시킨다.
또한, 일본국 특허원 제(소)59-169016(일본국 특허공보 제(평)5-33298호)「벤」에는 Al-Si 합금 분말에 입경 5 내지 50㎛의 SiC, Si3N4의 세라믹을 2 내지 7중량%를 혼합하고 고화하여 벤에 적용하는 것이 개시되어 있다. 일본국 특허원 제(평)1-290696호(일본국 공개특허공보 제(평)3-151589호)「콤프렛서용 복합 벤 및 이의 제조 방법」에서는, Al-6 내지 17중량% Si계 합금 분말에 SiC, Al2O3, K2Pi4O2등의 위스커 또는 입자 형태의 세라믹을 1 내지 30용적% 혼합하고, 이를 고화하여 벤 선단부에 적용하는 것이 개시되어 있다.
또한, 일본국 특허원 제(소)60-8894(일본국 특허공보 제(평)6-96188호)「섬유강화 금속 복합 재료」에서는 과공정(過共晶)의 A1-13 내지 30중량% Si계 합금을 매트릭스로 하여, 이 매트릭스 중에 평균 직경 10㎛이하의 알루미나 섬유, 알루미나-실리카계 섬유를 5 내지 15용적% 함유시킨 알루미늄 합금이 개시되어 있다.
추가로, 일본국 특허원 제(평)4-280543호(일본국 특허공보 제(평)5-311302호)「고온강도 및 내마모성이 우수한 저마찰 알루미늄 합금」에서는, 매트릭스가 Al-10 내지 25중량% Si-5 내지 5%Cu계 합금이며, 여기에 질화물, 붕화물, 산화물, 탄화물 등의 분말 또는 위스커 섬유를 혼합·성형하여 내마모성 및 내연소성을 향상시킨 알루미늄 합금이 개시되어 있다.
그러나, 상술한 바와 같이 제안된 어떠한 세라믹 분산형 알루미늄 합금 또는 섬유 강화형 알루미늄 합금에 의해서도, 종래 없는 가혹한 대체 프론 환경하에서의 내마모성 평가에서 실린더 케이스 부재의 A390 용재 알루미늄 합금 또는 로터 재료의 Al-Si-Fe계 분말 합금과의 마모손상 및 연소가 생기기 쉬워서 추가의 개선이 요망된다. 이 원인은 하기와 같이 생각된다. 첨가하는 세라믹은 대단히 단단하여 알루미늄 합금과 복합화 함으로써 내열성 또는 경도를 현저하게 향상시키는 효과가 있다. 그러나, 단단한 세라믹은 매트릭스와 계면에서 밀착력이 약하기 때문에, 슬라이드시에 세라믹이 매트릭스로부터 탈락한다. 이러한 경우, 세라믹은 슬라이드면에서 연마제와 같은 작용을 하기 때문에 세라믹 분산형 알루미늄 합금제의 벤 자신이 마모하기 쉬워지거나 또는 새로운 슬라이드면에 의해 상수재와의 연소도 생기기 쉬워진다. 추가로, 상수재를 마모시켜 버린다.
또한, 상기 방법에서는, 고가인 세라믹을 사용하는 점이나, 선단부와 판상부분을 상이한 재료를 사용하여 소위 2층 구조화 한다는 점에서 경제성의 문제나 생산상의 문제 등이 있다.
따라서, 대체 프론 중에서 알루미늄 합금제 벤의 실용화가 검토되었다. 그 결과, 내마모성 및 내연소성을 향상시키는 관점에서, 벤의 외부구조에 경질 경질도금층이나 자기 윤활성분을 함유하는 도금층을 형성하는 방법 또는 금속화 질화물의 혼합상으로 이루어진 이온 도금막을 형성하는 방법이 현재 채용되고 있다. 예를 들면, 일본국 특허원 제(소)61-311256호(일본국 공개특허공보 제(소)63-167092호)「벤형 압축기」에서는, Al-Si계 합금을 소재로 하는 벤의 선단부에 티탄 니트라이드의 이온 도금막을 형성하고, 측면에 철을 주체로 하는 전기 도금층을 형성하는 것이 개시되어 있다. 일본국 특허원 제(소)63-288508호(일본국 공개특허공보 제(평)2-136586호)「벤형 압축기」에는 알루미늄 합금제 벤의 측면에 철 또는 니켈을 주체로 하는 도금층을 설치하는 것이 개시되어 있다.
추가로, 일본국 특허원 제(소)62-186826호(일본국 공개특허공보 제(소)64-32087호)「벤형 압축기」에는 Al-Si계 합금을 소재로 하는 벤의 외표면에 전해 또는 무전해 Ni-P도금층을 설치하는 것이 개시되어 있다. 일본국 특허원 제(평)3-82405호(일본국 공개특허공보 제(평)4-314868호)「슬라이드 부재」에는 합금제 벤의 표면에 Ni-P 도금 또는 Ni-P/BN, SiC 복합 도금층을 형성함으로써 내마모성 또는 내연소성을 향상시키는 것이 개시되어 있다.
그러나, 표면 피막처리를 실시하는 경우, 우선 벤소재 표면의 조가공(1차 가공)을 실시하고, 표면처리 피막을 부여하기 위한 치수 정확도를 확보할 필요가 있다. 이어서, 고가의 표면처리(경우에 따라서는 전처리)를 실시할 필요가 있다. 또한, 엄격한 치수 정확도가 요구되는 벤에서는, 연마 및 연삭 등에 의한 마무리 가공(2차 가공)이 최종적으로 필요해 진다. 따라서, 알루미늄 합금 소재로부터 최종 제품을 가공할 때까지는 1차 가공→전처리→표면처리→2차 가공이라는 다수의 공정이 필요해 지는 현재의 알루미늄 합금제 벤의 제법에서는, 경제성의 과점에서 표면 처리 생략이 가장 중요한 과제이다. 말할 것도 없이 사용중에 표면 처리층이 박리되면, 벤으로서는 즉시 신뢰성을 잃게 된다.
[발명의 개시]
본 발명의 목적은 고강도 및 고경도 특성을 가지면 내마모성이 우수한 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재를 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 Ni-P 도금이나 용사등의 표면 처리를 실시하지 않고, 고강도 및 고경도 특성을 가지면서 내마모성이 우수한 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재를 효율적이며 경제성이 높게 제조될 수 있는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명자들은 여러 가지 실험 및 검사를 수행함으로써 표면 처리를 실시하지 않고, 내마모성 및 내연소성이 우수한 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재를 경제성이 우수한 방법에 의해 제조할 수 있음을 밝혀내었다. 본 발명에 의해 수득되는 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재는 슬라이드 조건이 보다 엄격한, 예를 들면 대체 프론 환경하에서 사용되는 로터리 콤플렛서용 벤으로서 충분히 사용될 수 있는 것이다.
하나의 국면에서, 본 발명에 따른 소경 알루미늄 합금제 슬라이드 부재는, 알루미늄 합금분말을 성형하면서 소결함으로써 수득되는 것이며, 알루미늄 합금의 매트릭스와 이 매트릭스의 구 분말입계를 따라 분산하는 질화알루미륨 막을 포함한다. 질화알루미늄 막이 구 분말입계의 주위를 완전히 연속적으로 둘러 싼 상태를 분산율 100%로 할 때, 질화알루미륨 막은 분산율 80%이하에서 불연속으로 분산된다.
바람직하게는, 알루미늄 합금 분말은 102℃/초 이상의 응고 속도로 급냉 응고한 분말이다. 또한, 슬라이드 부재는 전형적으로는 콤플렛서용 벤 재이다.
바람직하게는, 질화알미늄 막의 두께는 2㎛ 이하이다. 소결 알루미늄 합금 점체를 100중량%로 할 때, 질화알루미늄 막의 함유량은 5중량% 이상 25중량% 이하이다.
바람직한 실시예에서는, 질화알미늄 막을 제외한 알루미늄 합금 매트릭스 전체를 100중량%로 할 때, 매트릭스는 Si를 10중량% 이상 30중량% 이하, Fe를 2중량% 이상 6중량% 이하, Ni를 2중량% 이하, 6중량% 이하, Mg를 0.05중량% 이상 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피한 불순물이다.
바람직하게는, 소결 알루미늄 합중금의 Si의 함유량을 중량 기준으로 Wsi,질화알미늄의 함유량을 중량 기준으로 WAlN으로 할 때, 15%≤Wsi+WAlN≤50%의 관계식을 만족시킨다. 또한, 바람직하게는, 소결 알루미늄 합금중의 Si결정은 최대 입경이 15㎛이하, 평균 입경이 10㎛ 이하이다.
바람직한 실시예에서는, 알루미늄 합금의 매트릭스는 Fe 및 Ni를 함유한다. 매트릭스중의 Fe의 함유량을 중량기준으로 WFe,,Ni의 함유량을 중량기준으로 WNi로 할 때, 0.8≤WFe/WNi≤1.25의 관계식을 만족시킨다.
바람직하게는, 소결 알루미늄 합금중에, 평균입경 5㎛ 이하의 Al9FeNi의 구상 금속간 화합물이 분산되어 있다. 추가로 바람직하게는, 소결 알루미늄 합금은 진밀도가 97%이상, 경도(HR-A)가 55이상, 항절력이 600MPa 이상, 열팽창율이 12×1-6/℃이상이다.
다른 국면에서, 본 발명에 따른 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재는 하기의 것을 특징으로 한다. 즉, 102℃/초 이상의 응고속도로 급냉 응고된 알루미늄 합금 분말로 이루어진 분말 성형체를 질소 가스 분위기 중에서 가열 및 유지함으로써 표면 및 내부에 질화알루미늄이 분산되어 생성된 소결체를 형성하고, 이 소결체를 열간 단조 또는 열간 압출에 의해 고화한다. 분말 성형체의 질화에 의해 알루미늄 합금 입자 표면에는 질화알루미늄 막이 생성되기 때문에 소결체가 될 때, 질화알루미늄이 소결체의 표면 및 내부에 분산되어 존재한다.
바람직한 실시예에서는, 알루미늄 합금제 슬라이드 부재는 경도(HR-A)가 55 이상이고, 항절력이 600MPa 이상이다.
하나의 실시예에서는, 알루미늄 합금 분말은 3 내지 40중량%의 Si를 포함하고, 소결체중의 Si 결정은 최대입경이 15㎛ 이하이며, 평균 입경이 10㎛ 이하이다.
추가로 다른 실시예에서는, 알루미늄 합금 분말은 2 내지 7.5중량%의 Fe 및 2 내지 7.5중량%의 Ni를 포함한다. 소결체 중에는 평균 입경 5㎛ 이하의 Al9FeNi의 구상 금속간 화합물이 분산되어 존재한다.
하나의 국면에서, 본 발명에 따른 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재의 제조 방법은 급냉 응고된 알루미늄 합금 분말을 가압 형성하여 분말 성형제를 만드는 공정, 분말 성형제를 질소가스 분위기 중에서 가열·유지함으로써 알루미늄 합금중에 고용(固溶)되어 있는 원소의 석출에 수반하는 발열현상을 이용하여 알루미늄과 질소와의 반응을 촉진하고 알루미늄 합금 분말 표면에 질화알루미늄을 생성시키는 공정, 분말 성형제를 소결하여 질화알루미늄이 분산되어 존재하는 소결체를 만드는 공정 및 소결체를 열간 단조 열간 압축에 의해 고화되는 공정을 포함한다.
바람직하게는, 출발 재료로서 사용되는 알루미늄 합금 분말은 102℃/초 이상의 응고 속도로 급냉 응고된 분말이다. 또한, 바람직한 실시 예에서는, 알루미늄 합금 분말 표면에 질화알루미늄을 생성하는 공정 및 분말 성형체를 소결하는 공정을 동시에 진행시킨다.
하나의 실시 예에서는, 출발재료로서 사용되는 알루미늄 합금 분말의 성분은 일반식 Al-a·Fe-b·Ni로 표현되며, 이의 조성 중량비는 a:2 내지 7.5%, b:2 내지 7.5%, 잔부:Al 및 불가피한 불순물, 0.8≤a/b≤1.25를 만족시킨다.
다른 실시예에서는, 출발재료로서 사용되는 알루미늄 합금 분말의 성분은 일반식 Al-a·Si-b·Fe-c·Ni로 표현되며, 이의 조성 중량비는 a:3 내지 40%, b:2 내지 7.5%, 잔부:Al 및 불가피한 불순물, 0.8b/c1.25를 만족시킨다.
추가로 다른 실시예에서, Cr, Ti, Mo, Zr 및 V로 이루어진 그룹중에서 선택된 적어도 1종의 원소를 중량 기준으로 5% 이하의 범위로 알루미늄 합금 분말중에 첨가한다.
추가로 다른 실시에서는, C, BN, MoS2및 CaF2로 이루어진 그룹 중에서 선택된 적어도 1종의 성분을 중량 기준으로 5% 이하의 범위로 알루미늄 합금 분말중에 첨가한다.
추가로 다른 실시 예에서는, Cu를 중량 기준으로 0.4 내지 8.0%의 범위 및 또는 Mg을 중량기준으로 0.5 내지 1.5%의 범위로 소결 알루미늄 합금 분말 중에 첨가한다.
추가로 다른 실시 예에서는, 출발 재료로서 사용되는 알루미늄 합금 분말은 4㎜φ의 오리피스관에서 60초/50g 이하의 조건을 만족시키는 유동성을 갖는다.
추가로, 다른 실시 예에서는, 분말 성형제를 만드는 공정은 알루미늄 합금 분말을 냉간 형압 성형에 의해 진밀도비 50% 내지 80%가 되도록 고화하는 것을 포함한다. 질화알루미늄의 생성 공정 및 분말 성형체의 소결 공정은 500℃ 내지 570℃의 온도의 질소가스 분위기 중에서 분말 성형체를 30분 이상 가열 및 유지함을 포함한다. 열간 단조 또는 열간 압출에 의한 고화 공정은 소결체의 진밀도비 97% 이상으로 함을 포함한다.
추가로 다른 실시 예에서는, 열간 단조 또는 열간 압출에 의한 고화 공정에 앞서 소결체를 400℃ 내지 500℃로 가열하는 공정을 추가로 포함한다.
추가로 다른 실시 예에서는, 열간 단저 또는 열간 압출에 의한 고화 공정 후에, 소결체에 대해 300℃ 내지 500℃의 온도에서 0.5 내지 4시간의 용체화 처리를 실시하는 공정을 포함한다. 이 경우 바람직하게는, 용체화 처리공정 후에, 소결체에 대해 200℃ 이하에서 시효처리를 실시하는 공정을 포함한다.
추가로 다른 실시 예에서는, 소결체를 열간 단조에 의해 고화하는 경우에 소결체의 가압 표면에 홈을 형성하는 공정을 포함한다. 홈의 단면 형상은 바람직하게는 V자 형상이다. 추가로 바람직하게는, 고화된 상기 소결체의 가압 표면에 선단 하중 또는 굽힘 하중을 부여함으로써 소결체를 홈을 따라 파단하는 공정을 추가로 포함한다.
바람직하게는, 500 내지 570℃의 온도 범위로 제어된 질소 가스 분위기 중에서 알루미늄 합금 분말 표면에 질화알루미늄 막을 생성하는 공정 및 분말 성형체를 소결하는 공정을 동시에 실시하고, 알루미늄 합금 소결체 중의 구 분말 입계를 따라 중량 기준으로 5% 이상 25%이하의 질화알루미늄 막을 불연속으로 분사시킨다.
열간 단조 후 또는 열간 압출후의 소결체의 진밀도비는 97% 이상이다.
하나의 실시 예에서는, 츨발 재료로서 사용되는 알루미늄 합금 분말의 성분은 일반식 Al-a, Si-b, Fe-c, Ni-d·Mg로 표현되며, 이의 조성 중량비는 a:10 내지 30%, b:2 내지 6%, c:2 내지 6%, d:0.05% 이상, 잔부:Al 및 불가피한 불순물이고, 0.8≤b/c≤1.25를 만족시킨다.
[도면의 간단한 설명]
제1도는 질화알루미늄 막의 분산율이 100%인 상태를 나타내는 도면이다.
제2도는 질화알루미늄 막의 분산율이 80%인 상태를 나타내는 도면이다.
제3도는 본 발명에 따른 제조방법의 일례를 나타내는 도면이다.
제4도는 본 발명에 따른 제조방법의 다른 일례를 나타내는 도면이다.
제5도는 홈을 부여하는 열간 단조법을 도해적으로 나타내는 도면이다.
제6도는 V형상의 홈을 가진 분말 단조 알루미늄 합금의 파단 전후의 단면사진이다.
제7도는 V형상의 홈을 갖지 않은 분말 단조 알루미늄 합금의 파단 후의 단면 사진이다.
제8도는 광학 현미경에 의한 금속조직 사진이다.
제9도는 X선 회절 결과를 나타내는 도면이다.
제10도는 광학 현미경에 의한 금속조직 사진이다.
제11도는 X선 회절 결과를 나타내는 금속조직 사진이다.
제12도는 광학 현미경에 의한 금속조직 사진이다.
제13도는 X선 회절 결과를 나타내는 도면이다.
제14도는 마모시험 방법을 나타내는 도면이다.
제15도는 콤플렛서의 측면도이다.
제16도는 광학 현미경에 의한 금속조직 사진이다.
[발명을 실시하기 위한 최량의 형태]
(1) 발명에 이르기까지의 개설
본 발명에 의해 수득되는 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재는 우수한 내마모성을 가지고 있어서 마찰 슬라이드 부품에 적용될 수 있다. 마찰 슬라이드 부품의 하나로서, 엄격한 슬라이드 조건하에서 사용되는 로터리 콤플렛서용 벤을 예시적으로 들어 본 발명에 이르기까지에 대해 개설한다.
경질 도금 또는 용사 등의 표면처리를 실시하지 않는 종래의 세라믹 분산형 또는 섬유 강화형 알루미늄 합금에 의해, 예를 들면 벤재를 작재하고, 이를 실제로 콤플렛서에 사용하는 경우, 하기의 문제점이 생긴다. 즉, 첫째. 내마모성이나 내연소성을 향상시키기 위해 합금 매트릭스 중에 첨가하여 분산되어 있는 세라믹 입자 또는 위스커 섬유 등의 경질상이 슬라이드시에 탈락하여 벤재 자신 및 상수재를 마모시킨다.
둘째. 내마모성이나 내연소성을 향상시키기 위해 첨가하는 세라믹의 함유량이 많아지면, 하기의 문제점이 생긴다. 즉, 구 분말입계에 분산되는 세라믹과 알루미늄 매트릭스와의 계면의 결합성이 약하기 때문에, 알루미늄 합금의 기계적 특성이 저하한다. 또한, 알루미늄 합금의 열팽창율이 저하하고, 콤플렛서를 구성하는 로터재 또는 실린더케이스재와, 벤재와의 열팽창율의 차이가 커지며, 그 결과 150℃ 부근에서의 고온 운전시에 열팽창율의 차이에 기인하는 콤플렛서의 효율저하를 유발한다. 이와 같이, 종래의 경질 입자 분산형 내마모성 알루미늄 합금에서는 내마모성을 만족시킬 수 없고, 또한 밴재로서 요구되는 기계적 특성을 만족시킬 수 없으며, 추가로는 열팽창율의 차이에 개인하는 문제를 해소할 수 없다.
본 발명자들은 각종 마모시험을 수행하고, 알루미늄 합금의 내마모성, 내연소성 및 공격성을 평가한 결과, 합금 매트릭스 중에 분산된 경질상으로서 질화알루미늄(AlN)이 적절하다는 것을 밝혀 내었다. 그러나 이러한 AlN을 종래와 같이 입자 또는 위스커 천이로서 단순히 첨가하여 혼합하는 야금법에서는 상술한 바와 같이 매트릭스(Al)와 AlN과의 계면에서의 밀착력이 약하기 때문에, 슬라이드시에 AlN이 매트릭스로부터 탈락하는 문제가 생긴다.
따라서, 본 발명자들은 슬라이드시에 경질상의 탈락을 억제한다는 관점에서, AlN을 알루미늄 합금 분말 중에 첨가 및 혼합하지 않고 질소가스 분위기 중에서 알루미늄 합금 분말을 첨가함으로써 질소가스(N)와 알루미늄(Al)과의 직접반응에 의해 분말 표면에 AlN막을 생성시키는 것의 가능성을 추구하였다. 정력적으로 실험 및 연구를 실시한 결과, 본 발명자들은 Al과 질소가스와의 직접반응에 의해 알루미늄 합금 분말 입자의 표면에 AlN막을 생성시키고, 최종적으로 AlN을 알루미늄 합금 소결체 중에 균일하게 분산시키는 방법을 확립하였다.
본 발명의 특징은 급냉 응고된 알루미늄 합금 분말을 원료 분말로 사용하는 데 있다. 바람직하게는 알루미늄 합금 분말은 102℃/초 이상의 응고 속도로 급냉 응고된다.
급냉 응고법에 의해 각종 원소를 매트릭스 중에 다량으로 강제 고용시킨 알루미늄 합금 분말을 가열하는 경우, 고용되어 있는 원소가 석출될 때에 발열 현상이 생긴다. 본 발명자들은 이러한 발열현상에 착안하였다. 즉, 본 발명자들은 자기발열 현상을 이용하여 비교적 낮은 영역에서 알루미늄 합금 분말을 가열하면서 상기 직접 질화반응(Al+N+AlN)을 발현 및 촉진시킬 수 있음을 밝혀내었다.
상술한 방법에 의해 분말 중에 형성된 AlN막은 매트릭스의 Al과 단단히 말착되어 있어서, 슬라이드시에 매트릭스로부터 AlN이 탈락하는 문제는 완전히 해소된다. 또한, 급냉 응고 조직이 조대화(粗大化)되지 않은 비교적 낮은 온도영역(500 내지 570℃)에서 가열하는 점으로부터, 본래 원료 분말이 가진 미세조직을 유지할 수 있고, 고강도 및 점으로부터, 본래 원료 분말이 가진 미세조직을 유지할 수 있고, 고강도 및 고경도 특성을 겸비한 내마모성 소결 알루미늄 합금을 수득할 수 있다.
상기 직접 질화법에서는, 질소 가스 분위기 중에 함유되는 불순물 산소(O)또는 발열에 의해 파괴된 분말 표면의 산화알루미늄 막 중의 산소가 질화반응에 의한 AlN의 생성과정에서 AlN과 결합하여 산소를 함유하는 AlN(AION)을 형성한다. 이러한 불순물 산소를 함뉴하는 AlN이 소결체 중에 생성되면, 소결 알루미늄 합금의 열전도율이 저하되고, 그 결과, 운전시의 마찰열이 벤에 생기기 쉬워서, 재료를 연화시켜 강도 저하가 생기다. 또한, AlN막과 매트릭스와의 계면에서의 부정합이 생겨서, 그 결과, 슬라이드시에 AlN막이 매트릭스로부터 탈락한다는 문제가 생긴다.
본 발명가들은 이러한 문제에 대하여, 알루미늄 합금 분말 중에 극히 미량의 Mg을 함유시키는 것이 유효함을 밝혀 내었다. 즉, 본 발명에서는, 바람직하게 알루미늄 합금 분말중에 0.05중량% 정도의 극히 미량의 Mg을 함유시킨다. 그러면, Mg이 산소(O)와 우선적으로 반응하여, AlN의 생성 과정에서, 산소가 AlN과 결합하여 AION을 형성하는 반응을 저지시킨다. 본 발명의 바람직한 실시 예에서는 극히 미량의 Mg을 함유함으로써 산소를 함유하지 않은 AlN을 생성시킴을 특징으로 한다.
AlN분산 알루미늄 합금으로 이루어진 슬라이드 부재는 하기와 같이 제조한다. 급냉 응고 알루미늄 합금 분말과 필료에 따라 첨가하는 고형 윤활 성분을 균일하게 혼합하고, 이 혼합 분말을 형압 및 성형에 의해 20 내지 50%의 기공율을 갖는 압분체를 작제한다. 그 후, 이 압분체를 500 내지 570℃의 온도 영역에서 유지시킨 질소 가스 분위기 중에서 가열 및 유지시키면, 압분체가 소결함과 동시에 소결체 중의 구 분말입계에 따라 3 내지 40중량%의 AlN막이 불연속으로 분산하여 형성된다.
추가로, 벤재로서의 기계적 특성을 확보하는 데는 하기의 방법이 유효하다. 질화알루미늄 막이 구 분말입계에 따라 불연속적으로 분산되어 생성되어 있는 소결체를 400℃ 내지 500℃로 재가열한다. 그 후, 이 소결체를 열간 단조법에 의해 매트릭스 중의 알루미늄 합금의 영역을 소성변형 시킴으로써 소결체 중의 빈 구멍을 폐쇄시키고, 진밀도비로 97% 이상을 고화하여 소결 알루미늄 합금의 강도를 향상시킨다.
벤재의 제법에서 생산성 및 경제성을 추가로 개선하기 위해, 바람직하게는 압분체를 질소 가스 중에서 소결한 후, 즉시 열간 단조법에 의해 고화한다. 이러한 방법이라면, 상술한 재가열 공정을 생략할 수 있다. 또한, 질소 가스 분위기를 상압이 아니라 가압 분위기로 함으로써 질화 처리시간을 단축할 수 있고, 경제성의 개선이 가능해 진다.
열간 압출법에 의해 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재에 대해 목적하는 성능을 발휘시키는 것이 가능하지만, 장방형 형상을 가진 벤재를 보다 우수한 생산성하에 제조하기 위해서는 후술하는 바와 같은 열간 단조법이 보다 바람직하다.
또한, 본 발명의 소결 알루미늄 합금에서는 적정량의 Cu를 첨가함으로써 후술하는 열처리(예를 들면, T4처리 또는 T6처리 등)에 의해 상온 및 약 150℃ 정도의 온도영역에서의 기계적 특성을 개선시키는 것이 가능해진다.
(2) 질화알루미늄의 생성 방법
본 발명의 특징은 알루미늄과 질소가스를 반응시켜 질화알루미늄(AlN)을 소결 알루미늄 합금중에 생성시키면서 분산시키는 데에 있다. 직접 질화반응에 관해서는, 지금까지 몇가지의 실험 및 검토가 수행되었다. 종래의 방법에 개요를 이하에 기재하나, 이들 종래의 모든 방법에서는 생산성 및 경제성의 점에서 문제가 있거나 또는 그 방법에 의해 수득되는 것은 벤과 같은 슬라이드 부재로서의 성능상 부적절한 것이다. 문헌[참조:Synthesis of High Purity AlN by Nitridation of Li-Doped Al-Melt(J. of European Ceramic Society 6(1990)237-242)]에는, 열역학적 반응으로부터 이론상 580℃에서 Al(고체)+N(가스)→AlN(고체)라는 직접 질화 반응이 발현되는 것을 개시하고 있다. 그러나, 580℃ 미만의 온도에서는 이론적으로도 또는 실험적으로도 직접 질화 반응은 확인되지 않는다. 또한, 이러한 선행기술에서 사용된 알루미늄 분말은 이의 평균 입경이 18㎛이다. 이러한 작은 평균 입경을 가진 알루미늄 분말을 출발재료로 하면, 일반적인 분말 야금법을 기조로 하는 양산 공정에서 현저하게 생산성이 떨어진다.
문헌[참조:질화알루미늄 분말의 각종 합성법(일본 금속학회 회보 제29권 제7호(1990)]에는, Al분말을 질소 가스 중에서 1150℃ 내지 1550℃의 온도 영역에서 가열함으로써 AlN을 생성하는 직접 질화법이 개시되어 있다. 그러나, 이러한 방법에 의하면, 1150℃ 내지 1550℃라는 고온 소결이 필요해 진다. 그 때문에 급냉 응고 알루미늄 합금 분말을 사용하는 경우, 분말의 미세 조직이 파괴되어 거칠고 큰 조직이 되고, 합금의 특성이 현저하게 저하되는 것이 예상된다. 추가로, 원료의 알루미늄 합금 분말의 산화 피막이 분말 표면에서의 질화 반응을 억제한다는 점에서, 선행 기술에 기재되어 있는 Al 분말의 산소 함유량에 관해서는 0.05중량%로 대단히 작게 하는 것이 요구된다. 그 결과, 분말의 제조공정에서 특별한 산화 억제기구가 필요해 진다. 따라서, 결과적으로는 원료분말의 비용이 커지고, 경제성의 문제가 생긴다.
일본국 공개특허공보 제(평)6-57363호 「질소 화합 알루미늄 소결합금 및 이의 제조방법」 또는 제(평)6-33164호 「질화물 분산 Ai합금 부재의 제조방법」에 개시된 소결 알루미늄 합금의 제조방법에서는 0.2 내지 5중량% 정도의 Mg을 필수 함유 원소로 한 알루미늄 합금 분말을 질소가스 분위기 중에서 500 내지 600℃로 가열한다. 이러한 가열에 따라, 알루미늄과 질소가스와의 반응에 의해 분말 표면에는 AlN을 생성시키고 이를 고화함으로써 AlN아 분산된 소결 알루미늄 합금을 수득한다. 이러한 선행기술에 기재된 제조방법의 특징은, 알루미늄 분말 중에 Mg을 함유함으로써 소결시에 Mg이 분말 표면의 산화 피막을 환원 및 파괴하는 작용을 이용하여 AlN을 생성시키는데 있다. 이러한 제법은 본 발명의 제법에서 Mg 첨가의 작용 및 효과와는 전혀 다른 것이다.
일본국 공개특허공보 제(평)6-57363호에 개시된 원료 알루미늄 합금 분말에 관해, 102/초 이상의 응고 속도가 요구되지만, 이의 목적하는 바는 소결시에 준안정상을 액화하여 액상 소결하는 데 있다. 이를 위해서는 응고 속도를 102/초 이상으로 하는 것이 준안정상을 분말 중에 생성시키는 유효한 방법이다. 따라서, 본 발명의 효과와는 상위한 것이다.
본 발명자들은 상술한 바와 같은 문제점을 해결하기 위해, 각종 실험 및 해석을 수행하였다. 그 결과, 1000℃를 초과하는 고온 소결 과정을 필요로 하지 않고, 또한 저산소 함유 알루미늄 분말 및 미세한 분말의 사용을 필요로 하지 않고 질화 반응에 의해 AlN을 생성시키는 방법을 밝혀내었다. 이 방법은 Mg에 이한 분말 표면의 산화 피막의 환원 및 파괴 효과와는 전혀 다른 기구를 이용하는 것이다.
즉, 급냉 응고 알루미늄 분말을 가열하는 경우에 생기는 자기 발열 현상을 이용함으로써 비교적 낮은 소결 온도 영역에서 직접 질화 반응을 촉진시키고, AlN막을 매트릭스 중에 생성시킨다. 이러한 방법은 지금까지의 제조 방법과는 전혀 다른 것이다.
알루미늄 합금 분말의 표면에는 굳은 산화 피막이 존재하며, 이러한 산화 피막이 질화반응(알루미늄과 질소 가스가 반응하여 AlN을 생성하는 공정)을 저해하는 것이다. 본 발명에서는 500 내지 570℃라는 비교적 낮은 온도 범위에서 분말 성형체를 소결한다. 이때, 급냉 응고법에 의해 분말 매트릭스 중에 강제 고용된 각 원소가 석출할 때의 발열현상에 착안하여, 이를 이용함으로써 분말 표면의 산화 피막을 파괴할 수 있는 것이 밝혀졌다. 그 결과, 촉매를 필요로 하지 않고, 분말 매트릭스의 알루미늄과 이를 둘러싸는 질소가스와의 사이에 Al+N+AlN(이하, 직접 질화반응이라고 함)을 촉진시킨다. 이 방법에 의하면, 알루미늄 소결체의 구 분말입계를 따라 AlN 막을 생성시킨다.
소결체의 매트릭스 전체를 100중량%로 할 때, 0.05중량% 이상의 Mg을 함유하는 원료분말을 이용하면 Mg와 산소를 우선적으로 반응시켜 AlN의 생성 과정에서 산소가 AlN과 결합하여 AION을 형성하는 반응을 저지할 수 있다. 특히, Mg의 함유량으로서는 0.07 내지 0.15중량%의 범위가 바람직하다. Mg 함유량이 0.05중량% 미만인 경우에는, 불순물 산소를 함유하는 AlN(AION)이 생성될 가능성이 있다.
자기 발열 현상을 이용하여 직접 질화반응을 촉진시키기 위해서는 원료 분말인 급냉 응고 알루미늄 합금 분말의 급냉도(응고 속도)를 102℃/초 이상으로 하는 것이 필요해진다. 급냉도가 102℃/초 미만이면 매트릭스 중에 강제 고용되는 원소량이 적어지기 때문에, 가열에 의해 석출되는 경우 직접 질화 반응을 촉진하는데 충분한 발열량이 수득되지 않고, 분말 표면을 덮는 산화 알루미늄 막을 충분히 파괴할 수 없다. 그 결과, 580 내지 570℃라는 비교적 낮은 온도 영역에서는 직접 질화 반응이 충분히 진행되지 않고, 목적하는 AlN양을 생성할 수 없다.
예를 들면, AI-35중량% Si 급냉 응고 분말에 대해, 급냉도(응고속도)를 다르게 한 것을 여러 종류 만들고, 각 종류에 관해 진밀도비 65%로 성형한 후, 질소가스 분위기 중에서 540℃×1hr의 소결을 실시한다. 이러한 소결체 중의 AlN양을 분석한 결과를 표 1에 나타내었다.
표 1에서 명백한 바와 같이, 1×10 ℃/초를 밑도는 급냉도를 가진 분말을 사용하는 경우, 목적하는 AlN양을 생성할 수 없다.
바람직하게는, 급냉 응고 알루미늄 합금 분말은 Mg을 0.05중량% 이상 함유한다. Mg 함유량이 0.05중량% 미만인 경우에는, 합금중에 존재하는 산소를 Mg와의 반응에 의해 완전히 고착시킬 수 없기 때문에, 잔존하는 산소가 불순물로서 AlN중에 함유된다. 그 결과, 소결체의 열전도율의 저하에 의한 벤재 강도의 저하 및 AlN 피막과 매트릭스와의 부정합에 의한 마찰 슬라이드 특성의 저하라는 문제가 생긴다.
원료분말로서 사용되는 급냉 응고 알루미늄 합금 분말의 응고 속도와, 이에 함유된 극히 적은 Mg양을 제어함으로써 소결시에 생기는 자기발열 현상을 이용하여 500 내지 570℃라는 비교적 낮은 소결온도 영역에서 직접 질화 반응을 촉진시켜 소결체 중에 균일하게 산소를 함유하지 않은 AlN층을 생성시킬 수 있다.
미량의 Mg을 함유하는 급냉 응고 알루미늄 합금 분말의 응고 속도와 AlN 생성량과의 관계를 조사한다. 구체적으로는, Al-40중량% Si 합금 분말(Mg 함유량:0.05중량%)을 사용하여 응고 속도를 다르게 한 것을 여러 종류 만들고, 각 종류에 관해 진밀도비 70%로 성형한 후, 질소 가스 분위기 중에서 540℃×4hr의 소결을 수행한다. 소결체 중의 AlN 생성량을 분석한 결과를 표 2에 나타내었다. 표 2로부터 명백한 바와 같이, 1×10 ℃/초를 밑도는 급냉도를 가진 알루미늄 합금 분말을 사용한 경우, 목표로 하는 AlN양을 생성할 수 없다.
(3) 질화알루미늄 막의 형상, 분산성 및 생성량
본 발명의 직접 질화법에 의해 생성된 AlN막은 소결 알루미늄 합금 중의 구 분말입계를 따라 또는 구 분말 표면상에 불연속으로 생성되어 분산되어 있다. 제1도 및 제2도에서, 참조 번호(1)은 알루미늄 합금 분말을 나타내고, 참조 번호(2)는 질화알루미늄 막을 나타낸다. 제1도에서 나타낸 바와 같이, AlN 막(2)이 알루미늄 합금 분말(1)의 구 분말입계의 주위를 완전히 연속적으로 둘러싸는 상태를 분산율 100%로 할 때, 본 발명의 소결 알루미늄 합금에서는 제2도에 나타낸 바와 같이, AlN 막은 분산율 80% 이하이고, 알루미늄 합금 분말(1)의 구 분말입계를 따라 불연속으로 생성되어 분산되어 있다. AlN 막이 존재하지 않는 영역에서는 알루미늄 합금 분말 사이에서의 확산·소결 현상이 진행된다.
바람직하게는 AlN 막의 두께는 2㎛이하이다. 또한, 바람직하게는 소결 알루미늄 합금 전체를 100중량%로 할 때, AlN의 생성량은 5중량% 이상 25중량% 이하이다.
바람직한 범위로서, 상기와 같이 한정된 이유를 이하에 기재한다. AlN 막은 소결 알루미늄 합금의 내마모성 및 내연소성을 향상시키지만, 반대로 기계적 특성을 저하시킨다. 결국, AlN 막은 구 분말입계 또는 구 분말 표면상에 생성되기 때문에,AlN 막의 생성량, 형상 또는 분산율 등에 따라서는 알루미늄 합금 분말끼리의 결합성을 저해하고, 소결체의 기계적 특성을 저하시킬 가능성이 있다.
구체적으로는, AlN막의 두께가 2㎛를 초과하는 경우, 또는 분말표면을 덮는 AlN막의 분산율이 80%를 초과하는 경우에는, 원료분말끼리의 결합성을 저해하고, 그 결과 벤재로서의 강도(구체적으로는 600MPa 이상의 항철 강도)가 수득되지 않음을 확인하였다.
AlN의 생성량은 후술하는 매트릭스 중에 분산되는 Si와의 합계 함유량과 관련된다. 단, 벤재로서의 내마모성, 내연소성을 확보하기 위해서는, AlN을 5중량% 이상 필요로 한다. AlN생성량이 5중량% 미만이면, 벤재로서의 내마모성, 내연소성이 충분히 수득되지 않기 때문에, 벤재가 마모 손상되거나, 상수재와 연소를 일으켜 실제 사용에 견디지 못한다.
AlN 생성량의 상한치에 대해서는, 벤재의 기계적 특성 및 가공성의 제약으로부터 25중량%가 바람직하다. AlN 생성량이 25중량%를 초과하면, 원료 알루미늄 합금 분말끼리의 결합성이 저해되고, 그 결과, 벤재로서의 강도가 저하됨과 동시에 시료를 가공할 때 분말간의 결합성이 약한 영역에서 발생하는 문제가 생긴다.
벤재로서의 내마모성, 내연소성, 기계적 특성 및 가공성을 모두 만족시키기 위해서는, 바람직하게는 AlN 막의 두께가 2㎛이하이고, AlN 막의 분산율이 80% 이하이며, AlN 막의 생성량이 5중량% 이상 25중량% 이하이다.
(4) 합금 조성(불가피한 불순물을 포함)
① Si :
Si를 분말 소지(素地)중에 균일하게 분산시킴으로써 AlN 막과 동일하게 소결체의 내마모성 및 내연소성을 향상시킬 수 있다. 이러한 결과를 충분히 발휘하기 위해서는, 바람직하게는, Si결정의 크기를 최대 입경 15㎛ 이하로 하고, 평균 입경을 10㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. Si결정의 최대 입경이 15㎛를 초과하는 경우, 또는 평균 입경이 10㎛를 초과하는 경우에는, 슬라이드시에 Si결정이 상수재를 공격하거나 또는 Si결정의 파괴 및 탈락이 생겨서 상수재와의 연소를 발생시킨다는 문제가 생긴다. 추가로, 거칠고 큰 Si 결정이 분산되면, 부하가 작용할 때 절결(응력 집중)의 원인이 되어 합금의 강도 저하를 유발한다.
Si의 함유량(W)에 관해서는 소결체 중에 존재하는 Si는 AlN 막과 동일하게 소결체의 기계적 특성, 내마모성, 내연소성, 열팽창 특성에 영향을 준다. Si 함유량은 소결체 중의 AlN 생성량(W)과 밀접한 관계가 있다. 본 발명의 소결 알루미늄 합금을 벤재로서 실제로 사용하기 위해서는 Si와 AlN의 합계 함유량을 적성화함으로써 상기의 모든 특성을 만족시킬 필요가 있다.
본 발명자들은 여러 가지 실험 및 해석을 실시한 결과, 하기에 기재한 식(1)을 만족시키는 Si 결정 및 AlN을 소결체 중에 분산시키면, 소결 알루미늄 합금제 벤재로서 우수한 내마모성, 내연소성 및 기계적 특성을 발휘할 수 있다.
Si 함유량이 10중량% 미만 , 또는Si와 AlN의 합계 함유량이 15중량% 미만인 경우, 충분한 내마모성 및 내연소성이 수득되지 않는다. 추가로, 벤재로서 요구되는 경도, 구체적으로는 HR-A 경도에서 55 이상을 확보하는 것이 곤란해 진다. 한편, Si 함유량이 30중량%를 초과하는 경우, 또는 Si와 AlN과의 합계 함유량이 60중량%를 초과하는 경우, 소결체의 내마모성 및 내연소성은 추가로 향상되지 않고, 덧붙여서 소결체의 강도 및 인성이 현저하게 저하된다.
하기에, 열팽창 특성에 대해 검토한다. 로터 또는 실린더 케이스와 벤재와의 열팽창율의 차이가 커지면, 고온 운전시에 벤과 로터 사이, 또는 벤과 실린더 사이의 클리어렌스가 증가하고, 그 결과, 콤플렛서의 성능 저하라는 문제가 생긴다. 이러한 관점에서, 벤재의 열팽창율은 12×10-6/℃ 이상인 것이 바람직하다.
따라서, 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재에서, 열팽창율의 저하에 크게 기여하는 원소는 Si 및 AlN이라는 점에서, 양자의 합계 함유량의 상한치에 대해서는 열팽창율의 관점에서 제약이 생긴다. 구체적으로는, 벤재에 요구되는 12×10-6/℃ 이상의 열팽창율을 확보하기 위해서는 이하의 식(2)를 만족시킬 필요가 있다.
이상으로부터, 소결 알루미늄 합금을 벤재로 하여 실제 사용하기 위해서는,바람직하게는 식(1) 및 식(2)의 양자를 만족시킬 필요가 있다. 환언하면, 소결체 중의 Si 함유량 및 Si와 AlN과의 합계 함유량은 식(3)을 만족시킬 필요가 있다.
또한, 본 발명에서는 AlN 막은 알루미늄과 질소 가스의 반응에 의한 질소 화합물이라는 점에서 본 발명에 의한 벤재 중의 적정 AlN 양(5 내지 25중량%)을 질소 함유량으로 환산하면 약 1.5 내지 9중량%가 된다.
② Fe, Ni :
Fe 및 Ni는 알루미늄과 미세한 준안정상(비평형상)을 형성하여 소지 중에 분산함으로써, 소결 알루미늄 합금의 내열성 및 강성을 향상시키는 효과가 있다. 즉, 내열성을 개선시킴으로써 슬라이드시에 상수재와의 연소는 대폭 억제되기 때문에, Fe 및 Ni의 첨가는 유효하다. 또한, 이러한 열적으로 안정한 금속간 화합물을 미세하고 균일하게 분산시킴으로써 가열 및 소결시에 Si 결정의 성장을 억제할 수 있고, 그 결과 알루미늄 합금의 절삭성을 대폭 향상시킬 수 있다.
본 발명에서는 알루미늄 합금 분말로 이루어진 소결체의 매트릭스 전체를 100중량%로 할 때, 바람직하게는 매트릭스 중에 함유되는 Fe의 함유량은 2 내지 6중량%의 범위이고, Ni의 함유량은 2 내지 6중량%의 범위이다. 추가로, 매트릭스 중의 Fe의 함유량을 중량기준으로 WFe,, Ni의 함유량을 중량기준으로 할 때, 0.8≤WFe/WNi≤1.25의 관계식을 만족시키도록 하는 것이 바람직하다. 이러한 Fe 및 Ni의 함유량이면, 소결체의 내열성이 현저하게 향상된다.
상술한 바와 같은 조성을 가진 급냉 응고 알루미늄 힙금 분말을 애토마이즈법(분무법)에 의해 만들고, 이러한 압분 성형체를 소결하는 경우, 입자 직경 5㎛ 이하의 미세한 Al9FeNi로 이루어진 구상의 금속간 화합물이 소결체 중의 매트릭스에 균일하게 분산되고, 그 결과 소결체는 150 내지 200℃의 온도 범위에서 우수한 내열 강도를 갖는다.
Fe, Ni 중의 어느 하나 또는 양자의 첨가량이 2중량% 미만인 경우, 또는 이들의 함유 비율(WFe/WNi)가 0.8 미만 또는 1.25를 초과하는 경우에는 상술한 바와 같은 미세한 Al9FeNi의 금속간 화합물이 생성되지 않기 때문에, 우수한 내열 강도를 수득하는 것이 곤란해 진다. 상기 바람직한 범위에서는 Al-Ni계, Al-Fe계의 금속간 화합물도 형성되지만, 이들의 분산효과에 의한 내열성 향상의 효과 보다도 Al9FeNi의 금속간 화합물에 의한 효과 쪽이 우수한 것도 밝혀내었다.
한편, Fe, Ni 중의 어느 하나 또는 양자를 6중량% 초과하여 첨가해도 내열성에 관한 효과는 향상되지 않고, 더욱이 매트릭스 중에 분산되는 금속간 화합물이 조대화 또는 침상화되기 때문에, 고화된 소결 알루미늄 합금의 강도 및 인성이 저하되는 문제가 생긴다.
③ Cr, Ti, Mo, Zr, V :
이들 고융점 금속원소는 열적으로 안정하고, 게다가 경질이라는 점에서 소지 중에 입경 1㎛ 이하, 바람직하게는 0.5㎛ 이하로 균일하게 분산시키면 알루미늄 합금의 내열성 및 경도를 향상시킬 수 있다. 따라서, 필요에 따라 Cr, Ti, Mo, Zr, V 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 급냉 응고 알루미늄 합금 분말 중에 합계 5중량%를 초과하지 않는 범위로 함유하는 것이 바람직하다. 합계 첨가량이 5중량%를 초과하는 경우, 분말 고화체의 취화에 따른 강도 저하라는 문제가 생기고, 덧붙여 분말 제조 공정에서 분무 온도가 높아지며, 용해시의 전력소비량의 증가에 의해 분말의 증가라는 경제성의 문제도 생긴다.
④ C, BN, MdS2, CaF2:
벤 또는 펌프로터와 같은 슬라이드 부품으로서 알루미늄 합금을 사용하는 경우 기동 초기에 실린더부 또는 펌프 케이스부와의 슬라이드성(순염성)을 확보하는 것이 중요하다. 이를 위해서는, 필요에 따라 자기윤활 성분으로서의 효과를 가진 이들 고형 윤활제를 적어도 1종 또는 2종 이상으로 5중량%를 초과하지 않는 범위에서 첨가하는 것은 유효한 방법중의 하나이다. 5중량%를 초과하여 첨가해도 그 효과는 향상되지 않고, 더욱이 합금의 강도를 저하시키는 문제가 생긴다.
또한, MoS2를 첨가하는 경우, 소결 분위기 중에 산소 가스가 존재하면 300℃ 부근에서 윤활성분이 열분해되고 O2가스와 반응하여 SO2가스를 생성하기 때문에, 소결체 중에 윤활 성분으로서의 MoS2가 충분히 잔존하지 않게 된다. 그러면, 상술한 효과가 수득되지 않는다. 또한, SO2가스가 분말 표면을 차폐시키기 때문에, 상술한 직접 질화 반응을 억제하고, AlN 막의 생성을 막는다는 문제도 생긴다. 이러한 문제를 회피하기 위하여 MoS2를 첨가하는 경우에, 질소 가스 분위기 중의 산소 농도를 관리할 필요가 있다.
⑤ Cu :
필요에 따라 분말 알루미늄 합금의 기계적 특성 또는 내식성을 개선하는 경우, Cu를 0.4 내지 8중량%를 함유하는 것이 유효하다. 구체적으로는 300 내지 500℃에서 0.5 내지 4시간의 용체화 처리, 또는 추가로 200℃ 이하에서의 시효처리를 수행함으로써 기계적 특성을 개선시킬 수 있다. Cu의 첨가량이 0.4중량% 미만이면, 상기와 같은 작용 효과가 불충분해 진다. 역으로, Cu가 8중량%를 초과하면, 사용 환경에서의 온도의 영향을 받기 쉬워서 소지의 내열성 또는 경도가 저하한다.
(5) 원료 분말의 유동성
본 발명에서의 제법에서는 우선, 원료 분말을 금형에 급분하여 최종 제품 형상으로 표시된, 즉 최종 제품 형상과 같은 형상으로 설계한다. 이에 의해 원료 소비의 개선 또는 가공비의 삭감이라는 경제성의 효과를 기대할 수 있다. 그러나, 이를 실현시키기 위해서는 분말에 대한 유동성 또는 충전성이 요구된다. 분말의 입도가 미세한 경우, 특히 분말의 금형으로의 유동성이 문제가 되며, 분말 성형체 중의 밀도 분포가 불균일 해지기 때문에 질소 가스의 유입량이 성형체의 내부에서 달라진다. 그 결과, 직접 질화 반응에 의해 생성 및 분산되는 AlN의 양이 소결체의 내부에서 불균일해지기 때문에, 상술한 내마모성 및 내연소성이 확보될 수 없다. 또한, 금형 코너부에는 분말이 충전되기 어렵기 때문에 분말의 유동성이 나쁘고, 분말 성형체의 각진 부분이 결락하는 문제가 생긴다. 따라서, 분말의 유동성은 본 발명의 제법에 의한 알루미늄 합금제 슬라이드 부재에서 중요한 요구 특성이다.
구체적으로는, 양산 공정에서 경제적으로 문제가 없고 슬라이드 부재를 생산 가능하게 하기 위해서는, 분말의 유동성을 오리피스 4㎜φ에서의 분말의 유동도가 60초/50g 이하로 되도록 하는 것이 바람직하다. 단, 사용하는 급냉 응고 알루미늄 합금 분말이 이러한 조건을 만족시키지 않는 경우에는, 분말을 기계적으로 조립, 혼합 처리함으로써 분말의 급냉도 또는 물성을 충분히 유지한 상태로 유동성을 개선하는 것이 바람직하다.
(6) 제조방법
본 발명에 따른 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재의 제조방법의 일례를 제3도에 나타내었다.
① 형압·성형 :
원료 분말을 성형시킨 압분체(분말성형체)를 작제한다. 이러한 압분체를 질소가스 분위기 중에서 소결함으로써 소결체 중의 구 분말입계 또는 구 분말 표면상에 AlN 막을 불연속으로 분산시켜 생성시킨다. 소결 과정에서, 질소 가스가 압분체 내부까지 균일하게 유입하기 위해서는, 진밀도비로 80% 이하의 압분체인 것이 필요하다. 80%를 초과하면 압분체내로의 질소 가스의 유입이 곤란해지기 때문에 균일하게 단시간내에 AlN 막을 생성하는 것이 곤란해진다. 또한, 진밀도비로 50% 미만인 압분체에서는 질화 반응을 균일하게 단시간으로 진행되는 반면, 압분체의 강도가 작기 때문에 취급성이 떨어지고, 반송 과정에서 압분체에 결손이 생기는 등의 문제에 의해 생산성이 현저하게 저하된다. 따라서, 압분체는 진밀도비로 50% 내지 80%인 것이 바람직하다.
또한, 형압·성형은 분말의 온도가 상온의 온도 영역, 또는 300℃를 초과하지 않는 온도 영역에서 수행하는 것이 바람직하다. 300℃를 초과하면, 산화억제를 위해 분위기 관리가 필요해 지고, 추가로, 약 450℃를 초과하면, 가열처리 조건에 따라서는 분말의 급냉 응고 조직을 파괴하기 때문에 알루미늄 합금의 특성을 저하시킬 염려가 있다.
② 소결(직접 질화 반응) :
압분체를 500℃ 내지 570℃의 온도로 유지시킨 질소 가스 분위기 중에서 30분 이상 가열 및 소결함으로써 소결체 중에 AlN 막을 3 내지 40중량% 생성시키는 것이 가능하다. AlN 막의 생성 기구에 대해서는 상술한바와 같이, 500℃ 내지 570℃의 질소 가스 분위기 중에서 첨가함으로써 급냉 응고법에 의해 분말 소지중에 강제 고용시킨 각 원소가 석출될 때의 발열 반응을 이용하여 분말소지의 알루미늄과 이를 둘러싸는 질소 가스와의 직접 질화 반응을 촉진시키고, 그 결과 소결체 중의 구 분말입계에 따라 AlN 막을 불연속으로 분산시켜 형성시킨다.
소결 온도에 관해서, 500℃ 미만에서는 Al+N→AlN이라는 직접 질화 반응을 촉진시키는 데에 약 20시간을 초과하는 장시간 소결 과정이 필요해지기 때문에 경제성의 문제가 생긴다. 또한, 570℃를 초과하면, 질화 반응에 의한 AlN 막의 생성은 가능해지지만, Si결정 또는 석출물의 조대화에 의해 급냉 응고 조직이 손상되기 때문에, 소결체의 특성이 저하한다.
하기에, 소결 시간에 대해 검토한다. 이제까지의 실험에서 비교적 작은 압분체 샘플(예를 들면, 10×10×50㎜의 직방체)를 사용하여 500℃ 내지 570℃의 질소 가스 분위기 하에서 5분간 가열 및 소결을 실시하는 경우, 약 10중량%의 AIIN 막의 생성이 확인된다. 그러나, 압분체가 보다 커지면, 이의 내부와 표층부와의 온도 차이가 생긴다는 점에서, 소결체 중에 균일하게 AlN 막을 형성시키기 위해서는 30분 이상의 가열이 필요하다. 따라서, 직접 질화 반응에 의해 목표로 하는 AlN 양을 생성시키는 데에는 30분 이상의 소결이 바람직하다.
또한, 사용하는 질소 가스에 관해서는 통상 공업용으로 사용되고 있는 질소 가스이어도 충분히 직접 질화 반응을 촉진시키는 것이 가능하다는 점에서 본 발명의 제조방법은 경제성에서 전혀 문제가 없다.
③ 열간 단조 :
열간 단조를 수행하는 목적은 첫째, 구 분말입계 또는 구 분말 표면상에 생성된 AlN 막을 미세하게 분쇄하는 것이며, 둘째, 소결체 중의 빈 구멍을 폐쇄시켜 계면에서 금속(Al)부끼리를 확산 진합시켜 진밀도비로 97% 이상 고화함으로써 소결체의 강도 및 경도의 향상을 꾀하는 것이며, 셋째, V형상의 홈을 분말 고화체의 가압 표면에 부여하는 것이다.
소결에 의해 가열된 질화 압분체를 즉시 열간 단조에 의해 고화하거나, 또는 일단 냉각된 소결체를 400℃ 내지 570℃로 재가열한 후 열간단조에 의해 고화해도 상기 목적을 달성할 수 있다. 단, 재가열 하는 경우 400℃ 미만의 가열에서는 소결체의 변형 저항이 크기 때문에, 소성 변형시키는 데에 대단히 큰 단조 압력이 필요해진다. 그 결과, 금형의 마모손상이라는 문제가 생기고, 대형 프레스의 도입 등이 필요해지며, 경제성이 저하된다. 500℃를 초과하는 재가열 온도에서는 가열 과정에서의 소결체의 산화방지 관점에서 가열 분위기를 제어할 필요가 생긴다. 추가로, 570℃를 초과하면, Si 또는 석출물이 조대화하기 때문에, 소결체의 특성이 저하된다. 이상으로부터 재가열 온도는 400℃ 내지 570℃가 바람직하고, 특히 450℃ 내지 500℃가 바람직하다.
하기에, 열간 단조조건에 관해 검토한다. 4ton/㎠ 이상의 단조 압력을 소결체에 부여함으로써 상술한 AlN 막의 미세화 분쇄 및 소결체의 고강도 및 고경도화가 달성된다. 벤재로서 실용화 될 수 있는 구체적인 특성은 항절 강도가 600MPa 이상이고, HR-A 경도가 55이상이다. 4ton/㎠ 미만의 단조 압력하에서는 소결 알루미늄 합금의 밀도가 진밀도비로 97% 미만이며, 그 결과, 벤재로서의 충분한 강도·경도가 수득되지 않는다는 점에 덧붙여, 연결 빈 구멍을 갖기 때문에 사용환경의 영향을 받기 쉬운 문제가 생긴다. 또한, AlN 막의 미세화 분쇄가 충분하지 않기 때문에 목표로 하는 마찰 슬라이드 특성이 실현될 수 없다.
제4도는 본 발명에 따른 제조방법의 다른 예를 나타낸다. 제3도에 나타낸 방법과 다른 점은 열간 단조에 의한 고화 공정후에 파단 공정을 실시한다는 것이다. 이러한 파단에 앞서, 열간 단조시에 소결체의 가압면에 V형상의 홈을 부여한다. 이러한 동작을 제5도를 사용하여 설명한다.
먼저, 형압 및 성형 공정에서, 급냉 응고된 알루미늄 합금 분말(11)은 상펀치(12) 및 하펀치(13)에 의해 가압 성형되어 분말 성형체(14)가 된다. 소결 질화 처리공정에서, 분말 성형체(14)는 소결된다. 이와 동시에, 소결체 중의 구 분말입계에 따라 질화 알미늄 막이 생성된다. 열간 단조 공정에서, 소결체(15)는 상펀치(16) 및 하펀치(17)에 의해 가압되어 고화된다. 고화시에, 소결체(15)의 가압 표면에 홈이 형성된다. 홈 형성을 위해 상펀치(16)는 설부(16a)를 갖는다. 그리하여 단조 고화체(18)의 표면에는 V홈(18a)이 형성된다. 제5도에는 도시되어 있지 않으나, 고화된 소결체의 가압 표면에 선단 하중 또는 굽힘 하중을 부여함으로써 단조 고화체(18)를 V홈(18a)를 따라 파단시킨다.
단조 고화된 소결 알루미늄 합금의 가압면에 형성된 홈은 절결되기 때문에, 고화된 소결체의 가압 표면에 선단 하중 또는 굽힘 하중을 부여하면, 분말 고화체를 홈을 따라 용이하게 파단할 수 있다. 그 경우, 파단의 균열은 판 두께방향으로 거의 수직으로 진전한다. 한편, 미소 균열은 발생하지 않음이 확인되었다.
제6도는 AlN이 분산된 단조 알루미늄 합금의 파단 전후의 단면사진을 나타낸다. 가압 표면에는 V형상의 홈이 있다. 제6도로부터 명백한 바와 같이, V홈을 가짐으로서 약 40kgf 정도의 저하중으로 소결체를 파단하는 것이 가능하며, 또한 균열은 알루미늄 합금의 가압면에 대해 거의 수직으로 진전하는 것이 확인되었다.
제7도는 V홈을 갖지 않은 분말 단조 알루미늄 합금의 파단 후의 단면 사진을 나타낸다. 제7도로부터 명백한 바와 같이, V홈을 갖지 않은 경우에는 균열은 시험편 속을 만곡하여 진전하고, 또한, 파단 하중도 약 260kg으로 대단히 큰 것이 확인되었다.
상술한 바와 같은 제법을 사용함으로써, 1회의 열간 단조 공정에서 큰 분말 고화체에 V형상의 홈을 부여할 수 있고, 1개의 소결체로부터 2개 이상의 벤재를 제조하는 것이 가능해진다.
일본국 공개특허공보 제(평)1-272705호「분말단조 부품의 작제방법」에는 하기와 같은 소결 부품의 제법이 개시되어 있다. 즉, 예비 분말 성형체에 긁힌 홈을 설치하고, 소결 후 단조 전에 대기 중에 노출시켜 긁힌 홈부에 산회피막을 형성한다. 이어서, 단조시에 이 홈을 폐쇄하지만, 산화 피막이 존재하기 위해 분말끼리는 완전히 결합하지 않고, 깨어진 틈으로서 잔존한다. 그리고, 이 부분에 하중을 부하함으로써 깨어진 틈을 경계로 하여 파단(절단)된다.
상기 선행 기술의 방법과 본 발명의 제법을 비교한다. 먼저, 본 발명의 목적은 파단 및 분할함으로써 1개의 고화체로부터 2개 이상의 최종 분말 고화체를 효율적으로 작제하는 것이다.
한편, 선행 기술의 방법에서는 분할 후, 파단면에서 감합시키는 제품을 작제하는 것이 목적이다. 또한 본 발명에서는 예비 분말 성형체에는 홈이 없는 직방체 형상의 것을 사용하고, 소결 후의 단조 공정에서 V형상의 홈을 부여하여, 절결 효과를 이용함으로써 저하중하에서 최종 성형체를 파단시킨다. 한편, 상기 선행기술의 방법에서는 예비 성형체에 홈을 형성시키고, 소결 후 단조 공정에서 일단 홈을 폐쇄하여, 이의 불충분한 결합성(깨어진 틈)을 균열의 전파 경로로서 사용함으로써 성형체를 파단시킨다.
이상과 같이, 본 발명의 방법과 일본국 공개특허공보 제(평)1-272705호에 개시된 방법은 목적이 상이함과 동시에, 최종 성형체를 파단 시키는데 필요한 홈을 부여하는 공정 및 이의 방법에도 큰 차이가 있다.
본 발명의 방법에 의해 분말 알루미늄 합금을 제조하는 경우, 분말 고화체의 가공면에 부여하는 홈이 형상 및 크기에는 특별한 제약은 없다. 홈의 각도에 관해서는 180°보다도 작으면 문제 없이 고화체를 수직으로 파단할 수 있다.
분말 고화체의 한쪽 가압면에만 홈을 형성해도 좋고, 양쪽 가압면에 홈을 형성해도 좋다. 양면에 홈을 부여하는 경우에는 양쪽 홈의 위치를 관리할 필요가 있다. 파단시에 균열을 판 두께 방향으로 수직으로 진전시키기 위해서는, 양면에 형성된 홈의 홈밑을 연결하는 직선이 고압체의 가압 표면에 대해 수직이 되는 것이 바람직하다.
홈을 부여하기 위한 펀치의 돌기부 선단의 각도가 작을수록, 열간 단조체의 절결 효과가 수득된다. 그러나, 한편으로는 돌기부 선단의 마모손상이 생기기 쉽다는 점에서 돌기부의 선단 각도는 45°이상인 것이 바람직하다.
이상으로 명백한 바와 같이 종래의 열간 압출법에 기초하여 알루미늄 합금제 부품을 제조하는 경우와 비교하면, 본 발명에서는 ① 압출재의 절단 가공시간에 비해 극히 단시간으로 파단할 수 있고, ② 소재의 절단 가공대가 현저하게 절감될 수 있다는 경제면에서의 효과도 수득된다.
본 발명의 방법에 의해 알루미늄 합금제 벤을 제조하는 경우, 홈을 가진 알루미늄 합금 소재를 파단하여 수득되는 것이기 때문에, 수득된 알루미늄 합금 부재는, 예를 들면, 제6도에 나타낸 바와 같이 각진 부분이 제거되어 있다 따라서, 곡률을 가진 벤재의 선단부(익근부) 또는 후미부를 가공할 때에는 가공대(절삭대)가 적기 때문에, 가공 시간이 단축될 수 있다는 경제성의 효과도 기대할 수 있다.
단, 질화 처리를 실시한 소결체를 종래의 열간 압출법에 의해 고화하여 벤재를 제작한 경우에도, 성능상 전혀 문제가 없는 양호한 벤재가 된다. 또한, 분말간의 결합성을 향상시켜 벤재로서 요구되는 강도를 수득하기 위해서는 6이상의 압출비를 부여하는 것이 바람직하다.
[실시예 1]
급냉도 7×102℃/초의 Al-40Si(중량 기준)의 조성을 가진 급냉 응고 알루미늄 합금 분말(평균 입경 43㎛)를 냉간 형압 성형에 의해 진밀도비 60%의 분말 성형체로 한다. 분말 성형체의 치수는 10×30×10㎜이다. 질소 가스를 유입 (20ℓ/min)한 분위기에서 분말 성형체를 540℃×30분간의 소결 조건하에서 가열 유지한 후, 즉시 열간 단조(면압 7ton/㎠)에 의해 진밀도비 100%의 분말 고화체로 한다. 분말 고화체의 치수는 11×31×5㎜이다. 이러한 본 발명의 제조 방법에 의해 수득되는 알루미늄 합금에 대해, 광학 현미경에 의한 금속조직 사진을 제8도에, X선 회절에 의한 원료 분말 및 이의 합금의 분석 결과를 제9도에 나타내었다.
제8도의 금속조직 사진의 비율은 1000배이다. 제8도로부터 명백한 바와 같이, AlN층은 평균 입경이 6㎛이고, Si 결정은 평균 입경이 8㎛이다. 이들 양자 모두 미세하고 균일하게 합금 중에 생성 및 분산되어 있는 것이 확인되었다. 또한, 제9도로부터, 원료 분말에는 AlN이 검출되지 않았으나, 소결 처리를 실시한 알루미늄 합금 중에는 AlN이 동정되며, 이러한 점으로부터도 상술한 소결 조건하에서 직접 반응이 진행되는 것이 확인된다.
[실시예 2]
급냉도 7×102℃/초의 Al-35Si-2Fe-2Ni(중량 기준)의 조성을 가진 급냉 응고 알루미늄 합금 분말(평균 입경 43㎛)를 냉간 형압 성형에 의해 진밀도비 60%의 분말 성형체로 한다. 분말 성형체의 치수는 10×30×10㎜이다. 이 분말 성형체를 질소 가스를 유입(20ℓ/min)한 분위기에서 540℃×30분간의 소결 조건하에서 가열 유지한 후, 즉시 열간 단조(면압 7ton/㎠)에 의해 진밀도비 100%의 분말 고화체로 한다. 분말 고화체의 치수는 11×31×5㎜이다. 이와 같이 수록된 알루미늄 합금에 대해, 광학 현미경에 의한 금속 조직 사진을 제10도에 나타내고, X선 회절에 의한 원료 분말 및 이의 합금의 분석 결과를 제11도에 나타내었다.
제10도의 금속조직 사진의 배율은 1000배이다. 제10도의 사진으로부터 명백한 바와 같이, AlN층은 평균 입경이 5㎛이고, Si 결정은 평균 입경이 7㎛이다. 이들 양자 모두 미세하고 균일하게 합금 중에 생성 및 분산되어 있음이 확인되었다. 또한, 제11도로부터, 원료분말에는 AlN이 검출되지 않으나, 소결 처리를 실시한 알루미늄 합금 중에는 AlN이 동정되며, 이러한 점으로부터도 상술한 소결 조건하에서 직접 질화 반응이 진행됨을 알 수 있다. 추가로, 제10도 및 제11도에서, Al9FeNi의 미세한 구상 금속간 화합물이 합금중에 균일하게 분산되어 있음이 확인되었다.
[실시예 3]
급냉도 8×102℃.초의 Al-4Fe-4Ni-1Mg(중량 기준)의 조성을 가진 급냉 응고 알루미늄 합금 분말(평균 입경 43㎛)를 냉간형압 성형에 의해 진밀도비 65%의 분말 성형체로 한다. 분말 성형체의 치수는 10×30×10㎜이다. 이 분말 성형체를 질소 가스를 유입(20ℓ/min)한 분위기에서 540℃×30분간의 소결 조건하에서 가열 유지한 후, 즉시 열간 단조(면압 7ton/㎠)에 의해 진밀도비 100%의 분말 고화체로 한다. 분말 고화체의 치수는 11×31×5㎜이다. 이와 같이 수득된 알루미늄 합금에 대해, 광학 형미경에 의한 금속조직 사진을 제12도에 나타내고, X선 회절에 의한 원료분말 및 이의 합금의 분석 결과를 제13도에 나타내었다.
제12도의 금속조직 사진의 배율은 1000배이다. 제12도의 사진으로부터 명백한 바와 같이, AlN층은 평균 입경이 8㎛이고, 미세하며 균일하게 합금 중에 생성 및 분산되어 있음이 확인되었다. 또한, 제13도로부터 원료 분말에는 AlN이 검출되지 않으나, 소결 처리를 실시한 알루미늄 합금 중에는 AlN이 동정되며, 이러한 점으로부터도 상술한 소결 조건하에서 직접 반응이 진행됨을 알 수 있다. 제12도 및 제13도에서, Al9FeNi의 미세한 구상 금속간 화합물이 합금중에 균일하게 분산되어 있음이 확인되었다.
[실시예 4]
먼저 표 3을나타내었다.
(1 내지 12번 : 본 발명 합금, 13 내지 23번 : 비교 합금)
HT(열처리)조건:490℃×2시간→수냉각→175℃×8시간→공냉
20번은 압출비=4에서 열간 압출을 실시하고, 21번은 단조면압 3ton/㎠에서 열간 단조를 실시한다.
평균 입경 20㎛의 원료 분말을 조립 처리를 실시하여 평균 입경 80㎛로 한다.
제3도에 나타낸 조성을 가진 급냉 응고 알루미늄 합금 분말을 냉간형압 성형에 의해 진밀도비 65%의 분말 성형체로 한다. 각 분말 성형체의 치수는 15×40×10㎜이다. 이들 분말 성형체를 질소 가스 유입(20ℓ/min)한 분위기에서 540℃×1시간의 소결 조건하에서 가열 유지한 후, 즉시 열간 단조(면압 6ton/㎠)에 의해 진밀도비 100%의 분말 고화체로 한다. 분말 고화체의 치수는 16×41×5㎜이다. 단 20번 및 21번 시료에 관해서는 표 3에 기재한 조건으로 열간 고화를 실시한다.
상술한 바와 같이 하여 수득된 알루미늄 합금 중의 Si 및 AlN의 특성과 합금의 재료 특성을 표 4에 나타내었다.
(1 내지 12번 : 본 발명 합금, 13 내지 23번 : 비교 합금)
또한, 제14도에 니타낸 마모시험 방법에 의해 본 발명의 합금 및 비교합금의 내마모성(상수재는 A390 용재 알루미늄 합금)을 평가한 결과를 표 5에 나타내었다.
제14도에서, 링재(20)는 본 발명 합금 또는 비교 합금으로 이루어지고, 상수재(21)는 A390 용제 알루미늄 합금으로 이루어진다. 링재(20)에 대해서는 가압력 P가 부여된다. 상수재(21)는 주변속도 V로 회전한다.
(1 내지 12번 : 본 발명 합금, 13 내지 23번 : 비교 합금)
링재에는 본 발명 합금 또는 비교 합금을 , 상수재에는 A390 용제 알루미늄 합금(T6 열처리재)을 사용한다.
추가로, 각 알루미늄 합금을 15×40×4㎜의 벤 형상으로 가공한 후, 제15도에 나타낸 바와 같은 로터리식 콤플렛서를 사용하여 내마모성 및 상수 공격성에 관한 내구 성능을 평가한다. 제15도에서 (30)은 실린더이고, A390 용제 알루미늄 합금으로 이루어진다. (31)은 로터이고, Al-17Si-5Fe-4Cu-1Mg이 분말 알루미늄 합금으로 이루어진다. (32)는 벤이고, 본 발명 합금 또는 비교 알루미늄 합금으로 이루어진다. 시험 조건은 R134a 대체 프론 분위기(15기압)하에서 회전수 5000rpm, 시험시간 100시간으로 한다. 이 평가 결과를 표 5에 나타내었다.
분말 조성 번호 1 내지 12는 본 발명에 따른 알루미늄 합금이고, 우수한 기계적 특성 및 내마모성을 가지고 있으며, 콤플렛서의 실기에서의 내구성 평가 시험에서도 마모 손상이나 연소 등을 일으키지 않고, 내마모성 및 상수 공격성에서 양호한 경과를 나타낸다.
한편, 비교예 13 내지 23에 관해서는 이하와 같은 이유에 의해 벤부재로서는 적합하지 않은 것을 알았다.
시료 번호13 :
순 알루미늄 분말을 질화처리하기 때문에, AlN이 생성되지 않고, 충분한 경도 및 내마모성을 확보할 수 없다. 그 결과, 콤플렛서 실기 평가에서 실린더 내벽과 슬라이드하는 벤 선단부에 연소가 발생한다.
시료 번호 14 :
분말의 급냉도가 2×10℃/초로 작기 때문에 직접 질화 반응이 충분하게 촉진되지 않고, 이 때문에 AlN이 생성되지 않고, 충분한 경도 및 내마모성을 확보할 수 있다. 그 결과, 콤플렛서 실기 평가에서 실린더 내벽과 슬라이드하는 벤 선단부에 연소가 발생한다.
시료 번호 15 :
분말의 급냉도가 7×10℃/초로 작기 때문에, 직접 질화 반응이 충분히 촉진되지 않고, 이 때문에 AlN이 생성되지 않고 충분한 경도 및 내마모성을 확보할 수 없다. 그 결과, 콤플렛서 실기 평가에서 실린더 내벽과 슬라이드하는 벤 선단부에 연소가 발생한다.
시료 번호 16 :
AlN 함유량 및 Fe와 Ni의 함유 비율(Fe/Ni)이 적정하지 않기 때문에 소지 중에 분산되는 금속간 화합물이 침상화 및 조대화된 결과, 합금의 강도가 저하되고, 추가로 콤플렛서 실기 평가에서 벤의 각 부분에 손상이 확인된다.
시료 번호 17 :
Fe와 Ni의 함유 비율(Fe/Ni)이 적정하지 않기 때문에, 소지 중에 분산되는 금속간 화합물이 침상화 및 조대화된 결과, 합금의 강도가 저하되고, 추가로 콤플렛서 실기 평가에서 벤의 각 부분에 손상이 확인되었다.
시료 번호 18 :
고융점 금속 원소의 합계 첨가량이 6중량%로 많기 때문에 합금의 강도 및 인성이 저하되고, 그 결과 콤플렛서 실기 평가에서 벤의 각 부분에 손상이 확인된다.
시료 번호 19 :
고형 윤활 성분(흑연)의 첨가량이 6중량%로 많기 때문에, 합금의 강도가 저하되고, 그결과 콤플렛서 실기 평가에서 벤의 각 부분에 손상이 확인된다.
시료 번호 20 :
열간 압출시의 압출비가 4로 충분하지 않기 때문에, AlN의 미세 분쇄화 및 빈 구멍의 폐쇄가 충분하지 않고, 그 결과 합금의 강도가 저하되고 마모 시험중에서의 시험편의 손상 및 콤플렛서 실기 평가에서 벤재 각 부분의 손상이 확인된다.
시료 번호 21 :
열간 단조시의 단조면압이 3ton/㎠으로 충분하지 않기 때문에, AlN의 미세 분쇄화 및 빈 구멍의 폐쇄가 충분하지 않고, 그 결과 합금의 강도가 저하되고 마모시험 중에서의 시험편의 손상 및 콤플렛서 실기 평가에서 벤재 각 부분의 손상이 확인된다.
시료 번호 22 :
분말의 유동성이 나쁘기 때문에 분말 성형시에 균일하게 분말이 충진되지 않고, 그결과 소결체 내부의 AlN 생성량이 각 부분에 따라 다르기 때문에, 열간 고화된 합금의 강도가 저하되고, 마모 시험 중에서의 시험편의 손상 및 콤플리러 실기 평가에서의 벤재 각 부분의 손상이 확인된다.
시료 번호 23 :
Si양과 AlN생성량의 합계가 70중량%로 많기 때문에, 합금의 강도·인성이 저하되고, 그 결과 합금의 강도·인성이 저하되고, 마모 시험중의 시험편의 손상 및 콤플렛서 실기 평가에서의 벤재 각 부분의 손상이 확인된다.
[실시예 5]
이하에 표 6을 나타낸다.
(1 내지 12번 : 본 발명의 제법, 13 내지 22번 : 비교 제법)
질소가스 유량은 20ℓ/분으로 설정
단조는 면압(ton/㎠)을 나타내고, 압출은 압출비를 나타낸다.
표 6에 나타낸 제조 조건을 기초로 하여 표 3중의 시료 번호 7의 급냉 응고 알루미늄 합금 분말로 이루어진 분말 성형체를 작제한다. 분말 성형체의 치수는 16×41×5㎜이다.
이와 같이 하여 수득된 알루미늄 합금중의 Si 및 AlN의 특성과 합금의 재료 특성을 표 7에 나타내었다.
(1 내지 12번 : 본 발명의 합금, 13 내지 22번 : 비교 합금)
또한, 제14도에 나타낸 마모 시험 방법에 의해, 본 발명 합금 및 이의 비교 합금의 내마모성(상수재는 A390 용제 알루미늄 합금)을 평가한 결과를 표 8에 나타낸다.
(1 내지 12번 : 본 발명의 합금, 13 내지 22번 : 비교 합금)
링재에는 본 발명 합금 또는 합금을 사용하고, 상수에재는 A390 용제 알루미늄 합금(T6 열처리재)을 사용한다.
추가로, 각 알루미늄 합금을 15×40×4㎜의 벤 형상으로 가공한 후, 제 15도에 나타낸 바와같은 로터리식 콤플렛서(실린더부는 A390 용제 알루미늄 합금, 로터부는Al-17Si-5Fe-4Cu-1Mg 조성의 분말 알루미늄 합금)을 사용하여 내마모성 및 상수 공격성에 관한 내구성능을 평가한다. 시험 조건은 R134a 대체 프론 분위기(15기압)하에서 회전수 5000rpm, 시험시간 100시간으로 한다. 이 평가 결과를 표 8에 나타내었다.
시료 번호 1 내지 12는 본 발명의 제법에 의한 합금이고, 우수한 기계적 특성 및 내마성을 가지며, 콤플렛서 실기에서의 내구성 평가 시험에서도 마모 손상 또는 연소 등을 일으키지 않고, 내마모성 및 상수 공격성에서 양호한 결과를 나타낸다.
한편, 비교예 번호 13 내지 22에서는, 이하의 이유에 의해 벤부재로서는 적합하지 않음을 알았다.
시료 번호 13 :
성형체의 진밀도가 40%로 작기 때문에, 충분한 성형체 강도를 갖지 않고, 취급중에 파손되며, 시료 작제가 불가능하다.
시료 번호 14 :
성형체의 전밀도비가 88%로 크고, 소결 과정에서 질소 가스가 성형체 내부에 까지 균일하게 유입되지 않기 때문에, 충분한 AlN이 생성되지 않고, 그 결과 합금의 내마모성이 저하되고, 실기 콤플렛서 벤 선단부에 소결이 발생한다.
시료 번호 15 :
소결 온도가 460℃로 낮기 때문에 직접 질화 반응에 의해 생성되는 AlN이 충분히 수득되지 않고, 그 결과 합금의 내마모성이 저하되고, 실기 콤플렛서 평가에서 벤 선단부에 연소가 발생한다.
시료 번호 16 :
소결 온도가 600℃로 높기 때문에 소지 중에 분산되는 Si결정 또는 금속간 화합물이 조대 성장하고, 그 결과 합급의 강도 및 인성이 저하되며, 마모시험에서의 시료의 분할 및 콤플렛서 평가에서의 벤의 파손 등이 생긴다.
시료 번호 17 :
소결시간이 0.2시간(12분)으로 짧기 때문에, 직접 질화 반응에 의해 생성되는 AlN이 충분히 수득되지 않고, 그 결과, 합금의 내마모성이 저하되며, 실기 콤플렛서 평가에서 벤 선단부에 소결이 발생한다.
시료 번호 18 :
대기 중에 소결을 실시하기 때문에 AlN이 전혀 생성되지 않고, 그 결과 합금의 내마모성이 저하되고, 마모 시험에서의 상수재와 연소 및 실기 콤플렛러 평가에서 벤 선단부 연소 등의 문제가 생긴다.
시료 번호 19 :
열간 단조 과정에서 단조면압이 2ton/㎠로 낮기 때문에 소결체 중에 생성되어 있는 AlN이 미세 분산되지 않고, 소결체중의 빈 구멍이 충분하게 폐쇄되지 않으며, 그 결과 합금의 강도 및 인성이 저하되고 마모 시험에서의 시료의 분할 및 실기 콤플렛서 평가에서의 벤의 파손 등이 생긴다.
시료 번호 20 :
열간 압출 과정에서 압출비가 4로 낮기 때문에 소결체 중에 생성되는 AlN이 미세 분산되지 않고, 소결체 중의 빈 구멍이 충분하게 폐쇄되지 않았으며, 그 결과 합금이 강도 및 인성이 저하되고, 마모 시험에서의 시료의 분할 및 실기 콤플렛서 평가에서의 벤의 파손 등이 생긴다.
시료 번호 21 :
소결체를 재가열할 때의 가열온도가 350℃로 낮기 때문에 소결체 중의 빈 구멍이 충분하게 폐쇄되지 않고, 그 결과 합금의 인성이 저하되고, 마모 시험에서의 시료의 분할 및 실기 콤플렛서 평가에서의 벤의 파손 등이 생긴다.
시료 번호 22 :
소결체를 재가열할 때의 가열온도가 560℃로 높기 때문에 소지 중에 분산되는 Si 결정 또는 금속간 화합물이 조대 성장하고, 그 결과 합금의 강도 및 인성이 저하되고, 마모 시험에서의 시료의 분할 및 실기 콤플렛서 평가에서의 벤의 파손 등이 생긴다.
본 발명에서는 급냉 응고 알루미늄 합금 분말을 출발 재료로 사용하고, 이를 형압 및 성형한 후에 질소 가스 분위기 중에서 가열할 때, 이의 발열현상을 이용하여 소지의 Al과 질소가스를 직접 반응시킴으로써 AlN을 분말 성형체 내에 균일하게 생성시킨다. 추가로, 분말 성형체를 열간 소성가공에 의해 고화함으로써 내마모성, 내소성 및 고온강도가 우수한 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재를 수득하는 것이 가능해진다. 또한, 본 발명의 알루미늄 합금제 슬라이드 부재는 마찰시험에서의 마찰계수 μ값이 0.03 내지 0.07로 종래의 슬라이드 재료에 비해 현저하게 낮다.
[실시예 6]
먼저, 표 9를 나타낸다.
(1 내지 12번 : 본 발명의 합금, 13 내지 22번 : 비교 합금)
HT(열처리)조건 : 490℃×2시간→수냉각→175℃×8시간→공냉
단조면압 3ton/㎠로 열간 단조를 실시한다.
평균 입경 20㎛의 원료 분말을 조립 처리하여 평균 입경 80㎛로 한다.
표 9에 나타낸 조성을 가진 급냉 응고 알루미늄 합금 분말을 냉간형압 성형에 의해 진밀도비 65%의 분말 성형체로 한다. 각 분말 성형체의 치수는 길이 95×폭 40×두께 10㎜이다. 이들 분말 성형체를 질소 가스를 유입(20ℓ/min)한 분위기에서 540℃×1시간의 소결 조건하에서 가열 유지한 후, 즉시 열간 단조(면압 7ton/㎠)에 의해 진밀도비 100%의 분말 고화체로 한다. 분말 고화체의 치수는 96×41×5㎜이다.
또한, 상 펀치 금형의 가압면에는 폭방향의 길이가 40㎜이고 높이가 2㎜이며, 선단 각도가 60°인 V형을 가진 돌기상의 쐐기가 복수개 설치되어 있다. 이들 쐐기는 길이 방향으로 15㎜ 간격으로 6군데 설치되어 있다. 그러나, 열간 단조시에 분말 고화체의 가압면에 폭 40㎜의 동일형상의 V홈이 형성된다. 이어서, 선단 하중을 가압면에 알루미늄 합금 분말 고화체를 파단하고, 소정의 형상(15×40×5㎜)을 가진 알루미늄 합금 분말을 1개의 소재로부터 연속적으로 6개 작제한다. 단, 20번의 시료에 관해서는 표 9중에 기재한 조건으로 열간 단조에 의해 작제한다.
상술한 바와 같이 하여 수록된 알루미늄 합금중의 Si 및 AlN의 특성과 합금의 재료 특성을 표 10에 나타내었다.
(1 내지 12번 : 본 발명의 합금, 13 내지 22번 : 비교 합금)
또한, 제14도에 나타낸 마모 시험 방법에 의해 본 발명의 합금 및 비교 합금의 내마모성(상수재는 A390 용제 알루미늄 합금)을 평가한 결과를 표 11에 나타낸다.
(1 내지 12번 : 본 발명의 합금, 13 내지 22번 : 비교 합금)
링재에는 본 발명 합금 또는 비교 합금을 , 상수재에는 A390 용제 알루미늄 합금(T6 열처리재)을 사용한다.
추가로, 각 알루미늄 합금을 15×40×4㎜의 벤 형상으로 가공한 후, 제15도에 나타낸 바와 같은 로터리식 콤플렛서(실린더부는 A390 용제 알루미늄 합금로터이고, Al-17Si-5Fe-4Cu-1Mg이 분말 알루미늄 합금)을 사용하여 내마모성 및 상수공격성에 관한 내구성능을 평가한다. 시험 조건은 R134a 대체 프론 분위기(15기압)하에서 회전수 5000rpm, 시험시간 100시간으로 한다. 이 평가 결과를 표 11에 나타내었다.
분말 조성 번호 1 내지 12는 본 발명의 제법에 의해 수득된 알루미늄 합금이고, 파단공정에서의 단부의 결손도 없고, 미소 균열도 존재하지 않는 소정의 벤형상(40×15×5㎜)을 가지며, 또한 우수한 기계적 특성 및 내마모성을 가지고 있으며, 콤플렛서의 실기에서의 내구성 평가 시험에서도 마모 손상 또는 연소 등이 생기지 않고, 내마모성 및 상수 공격성에서 양호한 결과를 나타낸다.
한편, 비교예 번호 13 내지 22에 관해서는 이하의 이유에 의해 벤부재로서는 적합하지 않은 것을 알 수 있다.
시료 번호 13 :
순 알루미늄 분말을 질화 처리하기 때문에, AlN이 생성되지 않고, 충분한 경도 및 내마모성을 확보할 수 있으며, 그 결과, 콤플렛서 실기 평가에서 실린더 내벽과 슬라이드하는 벤 선단부에 연소가 발생한다.
시료 번호 14 :
분말의 급냉도가 2×10℃/초로 작기 때문에 직접 질화 반응이 충분히 촉진되지 않고, 이 때문에 AlN이 생성되지 않아서 충분한 경도 및 내마모성을 확보할 수 없다. 그 결과 콤플렛서 실기 평가에서 실린더 내벽과 슬라이드 하는 벤 선단부에 연소가 발생한다.
시료 번호 15 :
분말의 급냉도가 7×10℃/초로 작기 때문에, 직접 질화 반응이 충분히 촉진되지 않고, 이 때문에 AlN이 생성되지 않아서 충분한 경도 및 내마모성을 확보할 수 없다.그 결과 콤플렛서 실기 평가에서 실린더 내벽과 슬라이드 하는 벤 선단부에 연소가 발생한다.
시료 번호 16 :
Ni의 함유량 및 Fe와 Ni의 함유 비율(Fe/Ni)이 적정하지 않기 때문에 소지중에 분산되는 금속간 화합물이 침상화·조대화된 결과, 합금의 강도가 저하되고, 추가로 콤플렛서 실기 평가에서 벤의 각 부분이 확인된다.
시료 번호 17 :
Fe와 Ni의 함유 비율(Fe/Ni)이 적정하지 않기 때문에, 소지중에 분산되는 금속간 침상화·조대화 되는 결과, 합금의 강도가 저하되고, 추가로 콤플렛서 실기 평가에서 벤의 각 부분 결손이 확인된다.
시료 번호 18 :
고융점 금속 원소의 합계 첨가량이 6중량%로 많기 때문에, 합금의 강도·인성을 저하시키고, 그 결과 콤플렛서 실기 평가에서 벤의 각 부분에 결손이 확인된다.
시료 번호 19 :
고형 윤활 성분(흑연)의 첨가량이 6중량%로 많기 때문에, 합금의 강도가 저하되고, 그 결과 콤플렛서 실기 평가에서 벤의 각 부분에 결손이 확인된다.
시료 번호 20 :
열간 단조시의 단조면압이 3ton/㎠로 충분하지 않기 때문에, AlN의 미세 분쇄화 및 빈 구멍의 폐쇄가 충분하지 않고, 그 결과 합금의 강도가 저하되며, 마모 시험중에서의 시험편의 파손 및 콤플렛서 실기 평가에서의 벤재 각 부분의 결손이 확인된다.
시료 번호 21 :
분말의 유동성이 나쁘기 때문에 분말 성형시에 균일하게 분말이 충진되지 않고, 그 결과 소결체 내부의 AlN 생성량이 각 부분에 따라 다르기 때문에, 열간 고화된 합금의 강도를 저하시켜 미모 시험 중에서의 시험편의 파손 및 콤플렛서 실기 평가에서의 각 부분 결손이 확인된다.
시료 번호 22 :
Si양과 AlN의 생성량 합계가 70중량%로 많기 때문에 합금의 강도·인성이 저하되고, 마모 시험 중에서의 파손 및 콤플렛서 실기 평가에서의 벤재 각 부분의 결손이 확인된다.
[실시예 7]
이하에, 표 12를 나타낸다.
(1 내지 9번 : 본 발명의 제법, 10 내지 19번 : 비교 제법)
질소 가스 유량은 20ℓ/분으로 설정한다.
단조시의 면압 단위는 ton/㎠이다. 열간 단조 공정에서 분말 고화체의 가압 표면에 부여하는 홈에 대해서, 「편측」: 한면에만 홈을 부여하는 경우. 「양측」: 양면에 홈을 부여하는 경우를 각각 의미한다. 단,양측의 경우는 홈 선단을 연결하는 직선이 가압면에 수직이 되도록 부여한다. V형 및 경사진 V형 홈 형상은 각각 이하의 그림과 같고, 그림 중에서는 각각 (a),(b)로 기재한다.
표 9중의 시료 번호 7의 조성을 가진 급냉 응고 알루미늄 분말을 냉간형압 성형하고, 진밀도비 65%의 분말 성형체(치수는 길이95×폭40×두께10㎜)를 작제한다. 이 분말 성형체를 표 12에 나타낸 제조 조건을 기초로 하여 열간 단조법에 의해 분말 고화체를 작제하고, 연속해서 선단하중을 가압면에 부가함으로써 분말 고화체를 파단하고, 1개의 소재로부터 연속적으로 소정의 형상(15×40×5㎜)을 가진 알루미늄 합금 분말을 6개 작제한다.
이와 같이 하여 수득된 알루미늄 합금중의 Si 및 AlN의 특성과 합금의 재료 특성을 표 13에 나타낸다.
(1 내지 9번 : 본 발명의 합금, 10 내지 19번 : 비교 합금)
또한, 제14도에 나타낸 마모 시험 방법에 의해 본 발명의 합금 및 비교 합금의 내마모성(상수재는 A390 용제 알루미늄 합금)을 평가한 결과를 표 14에 나타낸다.
(1 내지 19번 : 본 발명의 합금, 10 내지 19번 : 비교 합금)
링재에는 본 발명 합금 또는 비교 합금을 사용하고, 상수재에는 A390 용제 알루미늄 합금(T6 열처리재)을 사용한다.
추가로, 각 알루미늄 합금을 15×40×4㎜의 벤 형상으로 가공한 후, 제15도에 나타낸 바와 같은 로터리식 콤플렛서(실린더부는 A390 용제 알루미늄 합금, 호터부는 Al-17Si-5Fe-4Cu-1Mg이 분말 알루미늄 합금)을 사용하여 내마모성 및 상수공격성에 관한 내구 성능을 평가한다. 시험 조건은 R134a 대체 프론 분위기(15기압)하에서 회전수 5000rpm, 시험시간 100시간으로 한다. 이 평가 결과를 표 14에 나타내었다.
또한, 열간 단조시에 분말 고화체의 가압 표면에 부여하는 홈에 대해 표12에 기재한 바와 같이, 「편측」: 한면에만 홈을 부여, 「양측」: 양면에 홈을 부여함을 의미한다. 단, 「양측」의 경우는 홈의 저부 선단을 연결하는 직선이 분말 고화체의 가압 표면에 수직이다. 또한, 분말 고화체의 가압 표면에 부여된 홈 형상에 대해「V홈」은 깊이 2㎜, 선단 각도 60°의 V형상 홈이고, 「경사진 V홈」은 깊이 1.5㎜, 선단 각도 45°의 경사진 V형상 홈이다.
시료 번호 1 내지 시료 번호 9는 본 발명의 제법에 의해 수득된 알루미늄 화금이고, 파단 공정에서 단부의 결손도 없으며, 미소 균열도 존재하지 않는 소정의 벤형상(40×15×5㎜)을 가지며, 또한, 우수한 기계적 특성 및 내마모성을 갖고, 콤플렛서 실기에서의 내구성 평가 시험에서도 마모 손상 또는 연소 등을 일으키지 않으며, 내마모성 및 상수 공격성에서 양호한 결과를 나타낸다.
한편, 비교 예 번호 10 내지 19에서는 이하의 이유에 벤부재로서는 적합하지 않음을 알 수 있다.
시료 번호 10 :
성형체의 진밀도비가 40%로 작기 때문에, 충분한 성형체 강도를 갖지 않고, 취급중에 파손되며, 시료작제가 되지 않는다. 이 때문에 실기 시험 평가에는 미치지 못한다.
시료 번호 11 :
성형체의 진밀도가 88%로 크고, 소결 과정에서 질소 가스가 성형체 내부에까지 균일하게 유입되지 않기 때문에, 충분한 AlN이 생성될 수 없고, 그 결과 합금의 내마모성이 저하되고, 실기 콤플렛서 평가에서 벤 선단부에 연소가 발생한다.
시료 번호 12 :
소결 온도가 460℃로 낮기 때문에 직접 질화 반응에 의해 생성되는 AlN이 충분히 수득되지 않고, 그 결과, 합금의 내마모성이 저하되고, 실기 콤플렛서 평가에서 벤 선단부에 연소가 발생한다.
시료 번호 13 :
소결 온도가 600℃로 높기 때문에 소지중의 분산되는 Si 결정 또는 금속간 화합물이 조대 성장하고, 그 결과, 합금의 강도·인성이 저하되며, 내마모 시험에서의 시료의 분할 및 실기 콤플렛서 평가에서의 벤의 파손 등이 생긴다.
시료 번호 14 :
소결 시간이 0.2시간(12분)으로 짧기 때문에, 직접 질화 반응에 의해 생성되는 AlN이 충분히 수득되지 않고, 그 결과, 합금의 내마모성이 저하되고, 실기 콤플렛서 평가에서 벤 선단부에 연소가 발생한다.
시료 번호 15 :
대기중에서 소결을 실시하기 때문에, AlN이 전혀 생성되지 않고, 그 결과, 합금의 내마모성이 저하되고, 마모 시험에서의 상수재와의 연소 및 실기 콤플렛서 평가에서 벤 선단부의 연소 등의 문제가 생긴다.
시료 번호 16 :
열간 단조 과정에서 단조면압이 2ton/㎠로 낮기 때문에 소결체 중에 생성되어 있는 AlN이 미세 분산되지 않고, 소결체중의 빈 구멍이 충분하게 폐쇄되지 않으며, 그 결과 합금의 강도· 인성이 저하되고, 마모 시험에서의 시료의 분할 및 실기 콤플렛서 평가에서의 벤의 파손 등이 생긴다.
시료 번호 17 :
열간 단조시에 분말 고화체의 가압면에 V홈 또는 경사지 V홈을 부여하지 않고, 이어서 파단 공정에서 선단 하중을 부가하기 때문에, 균열이 두께 방향으로 진전되지 않고, 분말 고화체는 가늘게 분쇄된다. 그 결과, 소정의 벤 형상을 가진 알루미늄 합금을 작제할 수 없어서 실기 평가에는 미치지 못한다.
시료 번호 18 :
소결체를 재가열할 때의 가열 온도가 350℃로 낮기 때문에 소결체 중의 빈 구멍이 충분하게 폐쇄되지 않고, 그 결과 합금의 강도 및 인성이 저하되고, 마모 시험에서의 시료의 분할 및 실기 콤플렛서 평가에서의 벤의 파손 등이 생긴다.
시료 번호 19 :
소결체를 재가열할 때의 가열온도가 560℃로 높기 때문에 소지 중에 분산되는 Si결정 또는 금속간 화합물이 조대 성장하고, 그 결과 합금의 강도 및 인성이 저하되며, 마모 시험에서의 시료의 분할 및 실기 콤프렛서 평가에서의 벤의 파손등이 생긴다.
[실시예 8]
응고 속도 8×10 ℃/초의 Ai-25Si-3.5Fe-3.5Ni-0.1Mg(중량% 표시)의 조성을 가진 급냉 응고 알루미늄 합금 분말(평균 입경 43㎛)을 형압 성형하고, 진밀도비 75%의 분말 성형체(치수는 10×30×10㎜)를 작제한다. 이 분말 성형체에 질소 가스를 유입(10ℓ/min)한 분위기에서 550℃×60분간의 소결 조건하에서 가열·유지한 후, 즉시 열간 단조(면압 8ton/㎠)에 의해 진밀도비 97% 이상의 소결 알루미늄 분말 합금을 작제한다. 이러한 본 발명의 방법에 의해 수득된 알루미늄 합금에 대해, 광학 현미경에 의한 금속 조직을 제16도에 나타낸다.
제16도의 사진 배율은 1000배이다. 제16도로부터 명백한 바와 같이, AlN 막은 평균 두께가 약 1.1㎛이고, 소결 알루미늄 합금의 구 분말입계 또는 구 분말 표면상에 불연속으로 생성 및 분산되어 있음이 확인되었다. 또한 이 경우의 질화알루미늄 막의 생성량은 13중량%이고, 이의 분산율은 약 55%이다.
제16도에서, 알루미늄 합금의 매트릭스 중에 분산되는 Si 결정의 최대 입경은 약 12㎛, 평균 입경은 약 7㎛이고, 평균 입경 약 2㎛의 AlFeNi의 미세한 구상 금속간 화합물이 합금 중에 균일하게 분산되어 있음이 확인되었다.
[실시예 9]
표 15를 이하에 나타낸다.
(1 내지 12번 : 본 발명의 합금, 13 내지 23번 : 비교 합금)
HT(열처리)조건:490℃×2시간→수냉각→175℃×8시간→공냉
평균 입경 25㎛의 원료 분말을 조립 처리하여 평균 입경 90㎛으로 한다.
표 15에 나타낸 조성을 가진 급냉 응고 알루미늄 합금 분말을 형압 성형시켜 진밀도비 70%의 분말 성형체를 작제한다. 이 분말 성형체를 질소 가스를 유입(15ℓ/min)한 분위기에서 550℃×1시간의 소결 조건하에서 가열 및 유지한 후, 즉시 열간 단조(면압 8ton/㎠)에 의해 진밀도비 97% 이상의 소결 알루미늄 합금 분말을 작제한다.
각 소결 알루미늄 합금에서, 합금 중의 Si 입경, AlN 막의 생성량 및 두께, 재료 특성(HR-A 경도·항절 강도·열팽창율)에 관한 조사 결과를 표 16에 나타낸다.
(1 내지 12번 : 본 발명의 합금, 13 내지 22번 : 비교 합금)
이어서, 각 소재를 기계 가공에 의해 소정의 벤 형상(폭15×길이40×두께4㎜)으로 가공한다. 이와 같이 하여 수득된 벤재를 제15도에 나타낸 바와 같이 로터리식 콤플렛서(실린더부는 A390 용제 알루미늄 합금, 로터부는 Al-17Si-5Fe-4Cu-1Mg) 조성의 분말 단조 알루미늄 합금)를 사용하여 재료의 내마모성 및 상수 공격성에 대한 내구 시험 및 콤플렛서 성능 시험을 실시한다. 그 시험 결과를 표 17에 나타낸다.
(1 내지 12번 : 본 발명의 합금, 13 내지 23번 : 비교 합금)
또한, 실기 시험은 R134a 대체 프론(15기압)과 분무 윤활 오일이 혼합된 부위기하에서 회전수 5000rpm으로 로터가 회전하는 상황에서 연속 100시간 운전을 실시한다. 또한, 운전시의 분위기 온도는 약 160℃이다.
분말 조성 번호 1 내지 12는 본 발명의 알루미늄 합금이고, 벤재로서 요구되는 기계적 특성 및 열팽창 특성을 갖는다. 또한, 콤플렛서 실기에서의 내구 성능 평가시험에서도 마모 손상 또는 연소 등이 생기지 않고, 내마모성 및 상수 공격성에서 양호한 결과를 나타내며, 또한, 고온 운전시에도 콤플렛서의 성능 저하는 확인되지 않는다. 본 발명의 알루미늄 합금에서는 Cr, Ti, Mo, Zr, V 등의 고융점 금속 원소를 함유함으로써 소결 알루미늄 합금의 경도가 향상되는 것을 확인되었다.
한편, 비교예 번호 13 내지 23에서는 이하와 같은 이유에 의해 벤부재로서는 적합하지 않음을 알 수 있다.
시료 번호 13 :
소결체 중의 Si 함유량이 4중량%로 작기 때문에, 충분한 내마모성 및 내연소성이 수득되지 않고, 그 결과 콤플렛서에서의 실기 평가에서 벤 선단부에 연소가 발생하고, 운전 개시 후, 12시간 내에 록킹이 되어 정제된다.
시료 번호 14 :
소결체 중의 Si 함유량이 35중량%로 많기 때문에, 충분한 기계적 특성이 수득되지 않고, 그 결과 콤플렛서에서의 실기 평가에서 벤이 파손된다.
시료 번호 15 :
소결체 중의 Fe 및 Ni가 함유되어 있지 않기 때문에, 충분한 내마모성·내연소성이 수득되지 않고, 그 결과 콤플렛서에서의 실기 평가에서 벤 선단부에 연소가 발생하고, 운전 개시 후, 22시간 내에 록킹이 되어 정제된다.
시료 번호 16 :
소결체 중에 Fe 및 Ni의 함유량이 8중량%로 많기 때문에, 충분한 기계적 특성이 수득되지 않고, 그 결과 콤플렛서에서의 실기 평가에서 벤이 파손된다.
시료 번호 17 :
소결체 중에 Fe와 Ni의 함유량 비율이 0.5로 적정 범위외이기 때문에, 충분한 기계적 특성이 수득되지 않고, 그 결과 콤플렛서에서의 실기 평가에서 벤이 파손된다.
시료 번호 18:
소결체 중에 Fe와 Ni의 함유량 비율이 2.5로 적정 범위외이기 때문에, 충분한 기계적 특성이 수득되지 않고, 그 결과 콤플렛서에서의 실기 평가에서 벤이 파손된다.
시료 번호 19 :
소결체 중의 고융점 금속원(Cr, Zr)의 합계 함유량이 6중량%로 많기 때문에, 상수재를 현저하게 공격하고, 그 결과 콤플렛서에서의 실기 평가에서 벤 선단부에 연소가 발생하고, 운전 개시 후, 15시간 내에 록킹이 되어 정제된다.
시료 번호 20 :
소결체 중에 흑연(C)의 함유량이 6중량%로 많기 때문에, 충분한 기계적 특성이 수득되지 않고, 그 결과 콤플렛서에서의 실기 평가에서 벤이 파손된다.
시료 번호 21 :
원료 분말 중에 Mg이 함유되어 있지 않기 때문에, 적정량의 AlN 피막이 생성되지 않고, 충분한 내마모성 및 내연소성이 수득되지 않는 결과, 콤플렛서에서의 실기 평가에서 벤 선단부에 연소가 발생하고, 5시간 내에 록킹되어 정지된다.
시료 번호 22 :
원료 분말 중의 응고 속도가 80℃/초로 작기 때문에, 적정량의 AlN 피막이 생성되지 않고, 충분한 내마모성 및 내연소성이 수득되지 않는 결과, 콤플렛서에서의 실기 평가에서 벤 선단부에 연소가 발생하고, 3시간 내에 록킹되어 정지된다.
시료 번호 23 :
원료 분말의 유동성을 개선하기 위해 조립 처리를 실시한 결과, 유동성은 현저하게 향상되고, 소결체의 기계적 특성 및 마찰 슬라이드 특성의 저하도 없으며 콤플렛서의 실기 평가에서 양호한 결과가 수득된다.
[실시예 10]
표 15중의 번호 3에 나타낸 조성을 가진 급냉 응고 알루미늄 합금 분말의 형압·성형에 의해 진밀도비 65%의 분말 성형체를 작제한다. 이 분말 성형체를 질소 분위기(가스 유량:15ℓ/min)에서 표 18에 나타낸 조건하에서 성형체를 가열 및 유지시킨 후, 즉시 열간 단조를 실시하여 진밀도비 97% 이상의 소결 알루미늄 합금을 작제한다.
(1 내지 8번 : 본 발명의 합금, 9 내지 13번 : 비교 합금)
먼저, 각 소결 알루미늄 합금에서 AlN막의 생성량, 막 두께 및 분산율, 재료 특성(HR-A 경도·항절 강도·열팽창율)에 관한 조사 결과를 표 18에 나타낸다.
이어서 각 소재를 기계 가공에 의해 소정의 벤 형상(폭15×길이40×두께4㎜)으로 가공한다. 수득된 벤재를 [실시예 9]와 동일한 조건하에서 로터리식 콤플렛서를 사용하여 재료의 내마모성 및 상수 공격성에 관해 연속 100시간 내구시험 및 성능시험을 실시한다. 시험 결과를 표 19에 나타낸다.
(1 내지 8번 : 본 발명의 합금, 9 내지 13번 : 비교 합금)
분말 조성 번호 1 내지 8은 본 발명의 알루미늄 합금이고, 벤재로서 요구되는 기계적 특성 및 열팽창 특성을 갖는다. 또한, 콤플렛서 실기에서의 내구 성능 평가시험에서도 마모 손상 또는 연소 등을 일으키지 않고, 내마모성 및 상수 공격성에서 양호한 결과를 나타내며, 또한 고온 운전시에도 콤플렛서의 성능 저하는 확인되지 않고, 목표로 하는 성능(효율)이 수득된다.
한편, 비교예 번호 9 내지 13에서는 이하와 같은 이유에 의해 벤부재로서는 적합하지 않음을 알 수 있다.
시료 번호 9 :
소결 온도가 480℃로 낮기 때문에, 적정량의 AlN 피막이 생성되지 않고, 충분한 내마모성· 내연소성이 수득되지 않는다. 그 결과, 콤플렛서에서의 실기 평가에서 벤 선단부에 연소가 발생하고, 2시간 내에 록킹되어 정지된다.
시료 번호 10 :
소결 조건이 590℃×1시간으로 부적절하기 때문에 소결체 중의 Si 결정이 조대화 되고, 벤재로서의 충분한 항절 강도가 수득되지 않으며, 그 결과 콤프렛서에서의 실기 평가에서 벤이 손상된다.
시료 번호 11 :
소결 조건이 600℃×0.5시간으로 부적절하기 때문에, AlN 피막의 생성량 및 막 두께가 적정 범위를 초과하여 증대되고, 벤재로서의 충분한 항절 강도가 수득되지 않으며, 그 결과 콤프렛서에서의 실기 평가에서 벤이 손상된다. 또한, 소결체 중의 AlN 피막과 Si 결정의 합계 함유량이 50중량%를 초과하기 때문에 열팽창율이 12×10 /℃를 밑도는 벤재로서의 성능상의 문제도 생긴다.
시료 번호 12 :
소결 조건이 600℃×2시간으로 부적절하기 때문에, 소결체 중의 Si 결정이 조대화됨과 동시에 AlN 막의 생성량 및 막 두께가 적정 범위를 초과하여 증대되고, 벤재로서의 충분한 항절 강도가 수득되지 않으며, 그 결과 콤프렛서에서의 실기 평가에서 벤이 파손된다. 또한, 소결체 중의 AlN 피막과 Si 결정의 합계 함유량이 50중량%를 초과하기 때문에 열팽창율이 12×10 /℃를 밑도는 벤재로서의 성능상의 문제도 생긴다.
시료 번호 13 :
장기간의 질화 처리에 의해 AlN 피막의 분산율을 92%로 크게 한 결과,분말간의 결합성이 저해되고, 벤재로서의 충분한 항절 강도가 수득되지 않으며, 그 결과 콤프렛서에서의 실기 평가에서 벤재가 파손된다. 또한, 소결체 중의 AlN 피막과 Si 결정의 합계 함유량이 50중량%를 초과하기 때문에, 열팽창율이 12×10 /℃를 밑도는 벤재로서의 성능상의 문제도 생긴다.
[실시예 11]
표 15중의 번호 4에 나타낸 조성을 가진 급냉 응고 알루미늄 합금 분말의 형압성형에 의해 진밀도비 70%의 분말 성형체를 작제한다. 이 분말 성형체를 질소 분위기(가스 유량:15ℓ/min)에서 표 20에 나타낸 조건하에서 성형체를 가열 및 유지시킨 후, 즉시 열간 단조를 실시하여 소결 알루미늄 합금을 작제한다. 각 소결 알루미늄 합금에서 AlN막의 생성량, 막 두께 및 분산율, 재료 특성(HR-A 경도, 항절 강도, 열팽창율, 진밀도비)에 관한 조사 결과를 표 20에 나타낸다.
(1, 2번 : 본 발명의 합금, 3, 4번 : 비교 합금)
이어서 각 소재를 기계 가공에 의해 소정의 벤 형상(폭15×길이40×두께4㎜)으로 가공한다. 수득된 벤재를 [실시예 9]와 동일한 조건하에서 로터리식 콤플렛서를 사용하여 재료의 내마모성 및 상수 공격성에 관해 연속 100시간 내구시험 및 성능시험을 실시한다. 시험 결과를 표 21에 나타낸다.
(1, 2번 : 본 발명의 합금, 3, 4번 : 비교 합금)
시료 번호 1 및 2는 본 발명의 알루미늄 합금이고, 벤재로서 요구되는 기계적 특성 및 열팽창 특성을 갖는다. 또한, 콤플렛서 실기에서의 내구성 및 성능 평가시험에서도 마모 손상 또는 연소 등을 일으키지 않고, 내마모성 및 상수 공격성에서 양호한 결과를 나타낸다. 고온 운전시에도 콤플렛서의 성능 저하는 확인되지 않고, 목표로 하는 성능(효율)이 수득된다.
한편, 비교예 번호 3 내지 4에서는 이하와 같은 이유에 의해 벤부재로서는 적합하지 않음을 알 수 있다.
시료 번호 3 :
소결체 중의 AlN 피막과 Si 결정의 합계 함유량이 50중량%를 초과하기 때문에, 열팽창율이 12×10 /℃를 밑돌고, 콤플렛서의 효율이 목표치의 80%까지밖에 달성되지 않는다.
시료 번호 4 :
열간 전도시의 면압을 3ton/㎠로 작게 하기 때문에, 소결체의 진밀도비가 90%로 되며, 벤재로서의 충분한 경도 및 항절 속도가 수득되지 않고, 그 결과 콤플렛서의 실기 평가에서 벤이 파손된다.
[산업상의 이용 가능성]
본 발명에 의해 수득되는 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재는 고강도이고, 고경도이며, 추가로 내마모성이 우수하다. 이러한 슬라이드 부재의 전형적인 용도는 벤, 슈, 사이드 플레이트 등의 콤플렛서용 슬라이드 부품 또는 오일 펌프용 로터이다. 그 외의 용도로서는 피스톤, 실린더, 콘로드 등의 엔진용 부품 등 내마모 슬라이드 성능이나 내열성이 요구되는 자동차 부품 및 가전 부품에의 적용이 가능하다.

Claims (10)

  1. 알루미늄 합금 분말을 성형하는 동시에 소결함으로써 수득되며, 알루미늄 합금의 매트릭스와 당해 매트릭스의 구 분말 입자 경계에 따라 분산하는 질화알루미늄 막을 함유하는 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재에 있어서, 알루미늄 합금 분말이 102℃/초 이상의 응고 속도로 급냉 응고시킨 분말이며, 알루미늄 합금 매트릭스는 Mg 및 Si를 함유하고, 알루미늄 합금 매트릭스에 대한 Mg 함유량은 0.05중량% 내지 0.15중량%이며, 질화알루미늄 막이 구분말 입자 경계의 주위를 완전하게 연속적으로 둘러싼 상태를 분산율 100%로 할 때, 질화알루미늄 막은 분산율 80% 이하에서 불연속으로 분산하고, 질화알루미늄 막의 두께는 2㎛ 이하이며, 소결 알루미늄 합금의 전체를 100중량%로 할 때, 질화알루미늄 막의 함유량은 5중량% 내지 25중량%이며, 소결 알루미늄 속의 Si의 함유량을 중량기준으로 Wsi, 질화알루미늄의 함유량을 중량기준으로 WAlN으로 할 때 15%≤Wsi+WAlN≤50%의 관계식을 만족시킴을 특징으로 하는 소결 알루미늄 합금 슬라이드 부재.
  2. 제1항에 있어서, 질화알루미늄 막을 제외한 합금 매트릭스 전체를 100중량%로 할 때, 매트릭스가 Si를 10중량% 이상 30중량% 이하, Fe를 2중량% 이상 6중량% 이하, Ni를 2중량% 이상 6중량% 이하, Mg를 0.05중량% 이상 0.15중량% 이하 함유하고, 잔여부가 Al 및 불가피한 불순물인 알루미늄 합금제 슬라이드 부재.
  3. 제1항에 있어서, 소결 알루미늄 합금 속의 Si 결정의 최대 입자 직경이 15㎛ 이하이고, 평균 입자 직경이 10㎛ 이하인 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재.
  4. 제1항에 있어서, 알루미늄 합금의 매트릭스가 Fe 및 Ni를 함유하고, 매트릭스 속의 Fe 함유량을 중량 기준으로 WFe로 하고, Ni의 함유량을 중량기준으로 WNi로 할 때, 0.8≤WFe/WNi≤1.25의 관계식을 만족시키는 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재.
  5. 제1항에 있어서, 평균 입자 직경이 5㎛ 이하인 Al9FeNi의 구상 금속간 화합물이 소결 알루미늄 합금 속에 분산되어 있는 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재.
  6. 제1항에 있어서, 소결 알루미늄 합금의 진마도가 97% 이상, 경도(HR-A)가 55이상, 항절력이 600MPa 이상, 열팽창율이 12×10-6/℃ 이상인 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재.
  7. 102℃/초 이상의 응고 속도로 급냉 응고된 알루미늄 합금 분말을 냉간 주형 압출 성형함으로써 진밀도비 50 내지 80%로 되도록 고화하여 분말 성형체를 만드는 공정, 분말 성형체를 500 내지 570℃온도의 질소 가스 분위기 속에서 30분 이상 가열 및 유지시킴으로써 알루미늄 합금 속에 고용되어 있는 원소의 석출을 수반하는 발열현상을 이용하여 알루미늄과 질소와의 반응을 촉진하고, 알루미늄 합금이 분말 표면에 막을 생성시키는 공정, 질화알루미늄 막의 생성과 동시에 분말 성형체를 소결하여 질화알루미늄이 분산되어 존재하는 소결체를 만드는 공정 및 소결체를 열간 단조 또는 열간 압출에 의해 고화하는 공정을 포함하는 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재의 제조방법.
  8. 제7항에 있어서, 출발재료로서 사용되는 알루미늄 합금 분말의 유동성이 직경이 4㎜φ인 오리피스관에서 60초/50g 이하의 조건을 만족시키는 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재의 제조 방법.
  9. 제7항에 있어서, 500 내지 570℃의 온도 범위로 제어된 질소 가스 분위기 속에서 알루미늄 합금 분말 표면에 질화 알루미늄 막을 생성하는 공정과 분말 성형체를 소결하는 공정을 동시에 실시하고, 알루미늄 합금 소결체 속의 구 분말 입자 경계를 따라 중량 기준으로 5% 이상 25% 이하의 질화알루미늄 막을 불연속으로 분산시키는 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재의 제조방법.
  10. 제7항에 있어서, 열간 단조 후, 또는 열간 압출 후의 소결체의 진밀도가 97% 이상인 소결 알루미늄 합금제 슬라이드 부재의 제조방법.
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