JP2002356755A - 耐摩耗性に優れたＣｕ含有過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳造部材の製造方法 - Google Patents
耐摩耗性に優れたＣｕ含有過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳造部材の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 初晶Ｓｉが均一微細に分散し、耐摩耗性およ
び切削性に優れたＣｕ含有過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金鋳造部
材を製造する方法を提供する。 【構成】 Ｓｉ：１４．０〜１８．０質量％、Ｐ：０．
００１〜０．０２質量％、Ｃｕ：２．０〜５．０質量％
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系アルミニウム合金溶
湯を、（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃〜（２３×Ｓｉ％＋
３８７）℃の温度範囲に保持し、手元炉から鋳型に、
（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃〜液相線温度の温度域を平
均冷却速度２℃／秒以上１０００℃／秒未満で冷却され
るように注入し、初晶Ｓｉの平均粒径が７〜３０μｍに
調整された鋳造組織を形成する。過共晶Ａｌ−Ｓｉ系ア
ルミニウム合金としては、上記Ｓｉ、Ｐ、Ｃｕの他にＭ
ｇ、Ｆｅ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂを含有するもの
でもよい。
び切削性に優れたＣｕ含有過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金鋳造部
材を製造する方法を提供する。 【構成】 Ｓｉ：１４．０〜１８．０質量％、Ｐ：０．
００１〜０．０２質量％、Ｃｕ：２．０〜５．０質量％
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系アルミニウム合金溶
湯を、（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃〜（２３×Ｓｉ％＋
３８７）℃の温度範囲に保持し、手元炉から鋳型に、
（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃〜液相線温度の温度域を平
均冷却速度２℃／秒以上１０００℃／秒未満で冷却され
るように注入し、初晶Ｓｉの平均粒径が７〜３０μｍに
調整された鋳造組織を形成する。過共晶Ａｌ−Ｓｉ系ア
ルミニウム合金としては、上記Ｓｉ、Ｐ、Ｃｕの他にＭ
ｇ、Ｆｅ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂを含有するもの
でもよい。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車用のシリンダー
ブロック等の摺動部材に使用される耐摩耗性に優れたＣ
ｕ含有の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳造部材
を製造する方法に関する。
ブロック等の摺動部材に使用される耐摩耗性に優れたＣ
ｕ含有の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳造部材
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系アルミニウ
ム合金が、従来から使用されている。過共晶Ａｌ−Ｓｉ
系アルミニウム合金鋳造部材では、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。また、初晶Ｓｉの
分散が、不均一であったり、微細すぎると耐摩耗性の効
果がない。
ム合金鋳造部材として、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウ
ム合金が、従来から使用されている。過共晶Ａｌ−Ｓｉ
系アルミニウム合金鋳造部材では、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。また、初晶Ｓｉの
分散が、不均一であったり、微細すぎると耐摩耗性の効
果がない。
【０００３】そのため、鋳造部材の耐摩耗性や切削性を
確保するためには、初晶Ｓｉを適切な大きさである７〜
３０μｍ、好ましくは１０〜２０μｍに制御し、均一に
分散させる必要がある。そこで、初晶Ｓｉを微細かつ均
一に分散させるため、鋳造の際に初晶Ｓｉが晶出する液
相線温度と固相線温度の間の温度域での冷却温度を速く
したり、逆に初晶Ｓｉの大きさをある程度以上の大きさ
に制御するために、鋳造時に溶湯を液相線温度と固相線
温度の間の温度に一時保持し、初晶Ｓｉを成長（特開平
１１−２２２６３６号公報参照）させたりしている。
確保するためには、初晶Ｓｉを適切な大きさである７〜
３０μｍ、好ましくは１０〜２０μｍに制御し、均一に
分散させる必要がある。そこで、初晶Ｓｉを微細かつ均
一に分散させるため、鋳造の際に初晶Ｓｉが晶出する液
相線温度と固相線温度の間の温度域での冷却温度を速く
したり、逆に初晶Ｓｉの大きさをある程度以上の大きさ
に制御するために、鋳造時に溶湯を液相線温度と固相線
温度の間の温度に一時保持し、初晶Ｓｉを成長（特開平
１１−２２２６３６号公報参照）させたりしている。
【０００４】また、初晶Ｓｉを微細化するために過共晶
Ａｌ−Ｓｉ合金の溶湯にＰを添加し、初晶Ｓｉの晶出時
に異質核ＡｌＰを生成させることも行われている。この
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て
いる。しかし、アルミニウム合金の溶解温度や保持温度
が低いと、ＡｌＰが溶湯中で成長・凝集してしまい初晶
Ｓｉを微細化するＰの作用が十分に発揮されない。そこ
で、過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金を鋳造する場合は、溶解温度
および保持温度をそれぞれ８５０〜９００℃および８０
０℃以上の高めに、例えばＳｉ含有量が１８質量％の過
共晶Ａｌ−Ｓｉ合金では保持温度を８５０℃に設定して
いる。
Ａｌ−Ｓｉ合金の溶湯にＰを添加し、初晶Ｓｉの晶出時
に異質核ＡｌＰを生成させることも行われている。この
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て
いる。しかし、アルミニウム合金の溶解温度や保持温度
が低いと、ＡｌＰが溶湯中で成長・凝集してしまい初晶
Ｓｉを微細化するＰの作用が十分に発揮されない。そこ
で、過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金を鋳造する場合は、溶解温度
および保持温度をそれぞれ８５０〜９００℃および８０
０℃以上の高めに、例えばＳｉ含有量が１８質量％の過
共晶Ａｌ−Ｓｉ合金では保持温度を８５０℃に設定して
いる。
【０００５】過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の溶解温度および保
持温度を高く設定すると、得られた鋳造部材に吸収ガス
や酸化物に起因する鋳造欠陥が多くなり、機械的性質が
劣化するばかりでなく、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。そこで本
発明等は、鋳造時の手元炉における過共晶Ａｌ−Ｓｉ系
アルミニウム合金溶湯の保持温度をＳｉ含有量との関連
で規制することにより、溶解温度および保持温度を過度
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、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ために、特開平１１
−２２２６３６号公報として、過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶
湯を（２４．６×Ｓｉ％＋３２４）℃〜（２４．６×Ｓ
ｉ％＋３５４）℃の温度範囲に保持し、その温度域にお
いて溶湯を保持・鋳造することを提案した。
持温度を高く設定すると、得られた鋳造部材に吸収ガス
や酸化物に起因する鋳造欠陥が多くなり、機械的性質が
劣化するばかりでなく、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。そこで本
発明等は、鋳造時の手元炉における過共晶Ａｌ−Ｓｉ系
アルミニウム合金溶湯の保持温度をＳｉ含有量との関連
で規制することにより、溶解温度および保持温度を過度
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、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ために、特開平１１
−２２２６３６号公報として、過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶
湯を（２４．６×Ｓｉ％＋３２４）℃〜（２４．６×Ｓ
ｉ％＋３５４）℃の温度範囲に保持し、その温度域にお
いて溶湯を保持・鋳造することを提案した。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】ところで、過共晶Ａｌ
−Ｓｉ系アルミニウム合金には、機械的強度を必要とさ
れる物に使用される場合、機械的強度を高めるために、
Ｃｕが数％添加されている。しかし、Ｃｕを含有する過
共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金を鋳造して機械部材
を製造する場合、手元炉での溶湯温度を（２４．６×Ｓ
ｉ％＋３２４）℃以上の温度に保持して鋳造を行って
も、十分な微細効果が得られず初晶Ｓｉが粗大化してし
まう場合があった。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、初晶Ｓｉが均一微細に分散
し、耐摩耗性および切削性に優れたＣｕ含有過共晶Ａｌ
−Ｓｉ合金鋳造部材を製造する方法を提供することを目
的とする。
−Ｓｉ系アルミニウム合金には、機械的強度を必要とさ
れる物に使用される場合、機械的強度を高めるために、
Ｃｕが数％添加されている。しかし、Ｃｕを含有する過
共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金を鋳造して機械部材
を製造する場合、手元炉での溶湯温度を（２４．６×Ｓ
ｉ％＋３２４）℃以上の温度に保持して鋳造を行って
も、十分な微細効果が得られず初晶Ｓｉが粗大化してし
まう場合があった。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、初晶Ｓｉが均一微細に分散
し、耐摩耗性および切削性に優れたＣｕ含有過共晶Ａｌ
−Ｓｉ合金鋳造部材を製造する方法を提供することを目
的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の耐摩耗性に優れ
たＣｕ含有過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳造部
材の製造方法は、その目的を達成するため、Ｓｉ：１
４．０〜１８．０質量％、Ｐ：０．００１〜０．０２質
量％、Ｃｕ：２．０〜５．０質量％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系アルミニウム合金溶湯を、（２３×Ｓｉ
％＋３５７）℃〜（２３×Ｓｉ％＋３８７）℃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、鋳造して初晶Ｓｉの平均粒径が７〜３０μ
ｍに調整された鋳造組織を形成することを特徴とする。
たＣｕ含有過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳造部
材の製造方法は、その目的を達成するため、Ｓｉ：１
４．０〜１８．０質量％、Ｐ：０．００１〜０．０２質
量％、Ｃｕ：２．０〜５．０質量％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系アルミニウム合金溶湯を、（２３×Ｓｉ
％＋３５７）℃〜（２３×Ｓｉ％＋３８７）℃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、鋳造して初晶Ｓｉの平均粒径が７〜３０μ
ｍに調整された鋳造組織を形成することを特徴とする。
【０００８】過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金とし
ては、上記Ｓｉ、Ｐ、Ｃｕの他にＭｇ：０．１〜１．０
質量％を含み、Ｆｅ含有量を１．５質量％以下、Ｃａ含
有量を０．００５質量％以下にするとともに、Ｍｎ：
０．３〜０．８質量％、Ｃｒ：０．０５〜０．３質量
％、Ｔｉ：０．０１〜０．３０質量％、Ｂ：０．０００
５〜０．０１質量％のいずれか１以上を含むものが好ま
しい。さらに、初晶Ｓｉの粒径の所定範囲内に調整する
ためには、（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃〜液相線温度の
温度域を平均冷却速度２℃／秒以上１０００℃／秒未満
で鋳造することが好ましい。
ては、上記Ｓｉ、Ｐ、Ｃｕの他にＭｇ：０．１〜１．０
質量％を含み、Ｆｅ含有量を１．５質量％以下、Ｃａ含
有量を０．００５質量％以下にするとともに、Ｍｎ：
０．３〜０．８質量％、Ｃｒ：０．０５〜０．３質量
％、Ｔｉ：０．０１〜０．３０質量％、Ｂ：０．０００
５〜０．０１質量％のいずれか１以上を含むものが好ま
しい。さらに、初晶Ｓｉの粒径の所定範囲内に調整する
ためには、（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃〜液相線温度の
温度域を平均冷却速度２℃／秒以上１０００℃／秒未満
で鋳造することが好ましい。
【０００９】
【作用】まず、本発明が対象とする過共晶Ａｌ−Ｓｉ系
アルミニウム合金の組成について説明する。Ｓｉ：１４．０〜１８．０質量％ Ｓｉは、Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金において、初晶
Ｓｉを晶出させて耐摩耗性を発揮させるうえで重要な元
素ある。しかし、Ｓｉ含有量が１４．０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および量のＳｉ粒を晶
出させることができない。逆に１８．０重量％を超える
多量のＳｉが含まれると、合金の固相線が上昇し、溶解
性鋳造性が悪くなるとともに、初晶Ｓｉの分散が不均一
になりやすく、晶出したＳｉもサイズが大きくなって、
衝撃値や疲労強度が低下する。
アルミニウム合金の組成について説明する。Ｓｉ：１４．０〜１８．０質量％ Ｓｉは、Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金において、初晶
Ｓｉを晶出させて耐摩耗性を発揮させるうえで重要な元
素ある。しかし、Ｓｉ含有量が１４．０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および量のＳｉ粒を晶
出させることができない。逆に１８．０重量％を超える
多量のＳｉが含まれると、合金の固相線が上昇し、溶解
性鋳造性が悪くなるとともに、初晶Ｓｉの分散が不均一
になりやすく、晶出したＳｉもサイズが大きくなって、
衝撃値や疲労強度が低下する。
【００１０】Ｐ：０．００１〜０．０２質量％ この過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金において、初
晶Ｓｉを晶出させるシードとして有効な異質核ＡｌＰを
生成するため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ばかりでなく、湯
流れ等の鋳造性が悪化する。なお、Ｐの添加は、アルミ
ニウム合金を溶解後溶湯中に加えてもよいが、予めＰを
含有する母合金を溶解用の原料としてもよい。
晶Ｓｉを晶出させるシードとして有効な異質核ＡｌＰを
生成するため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ばかりでなく、湯
流れ等の鋳造性が悪化する。なお、Ｐの添加は、アルミ
ニウム合金を溶解後溶湯中に加えてもよいが、予めＰを
含有する母合金を溶解用の原料としてもよい。
【００１１】Ｃｕ：２．０〜５．０質量％ Ｃｕはアルミニウム合金のマトリックスを強化する作用
を有し、これによって強度および耐摩耗性を向上させ
る。そしてこのような作用を得るためには、２．０質量
％以上のＣｕを含有させる必要がある。しかし、Ｃｕ含
有量が５．０質量％を超えるとひけ巣の発生が多くな
り、また耐食性も悪くなる。
を有し、これによって強度および耐摩耗性を向上させ
る。そしてこのような作用を得るためには、２．０質量
％以上のＣｕを含有させる必要がある。しかし、Ｃｕ含
有量が５．０質量％を超えるとひけ巣の発生が多くな
り、また耐食性も悪くなる。
【００１２】本発明では、Ｓｉ、Ｐ、Ｃｕの３成分含有
量を調整することが必須であるが、必要とする鋳物の特
性に応じて他の成分を以下に示す範囲で含有させること
もできる。Ｍｇ：０．１〜１．０質量％ Ｍｇはアルミニウム合金の硬度、耐摩耗性、機械的強度
等を向上させるのに有効な元素であり、０．１質量％以
上のＭｇで、これらの作用を得ることができる。しか
し、１．０質量％を超えてＭｇを含有させると靭性を低
下させる傾向が出てくる。
量を調整することが必須であるが、必要とする鋳物の特
性に応じて他の成分を以下に示す範囲で含有させること
もできる。Ｍｇ：０．１〜１．０質量％ Ｍｇはアルミニウム合金の硬度、耐摩耗性、機械的強度
等を向上させるのに有効な元素であり、０．１質量％以
上のＭｇで、これらの作用を得ることができる。しか
し、１．０質量％を超えてＭｇを含有させると靭性を低
下させる傾向が出てくる。
【００１３】Ｆｅ：１．５質量％以下 Ｆｅは、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系金属間化合物およびＡｌ−
Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｃｒ系金属間化合物を微細な晶出物
として耐摩耗性を向上させるが、アルミニウム合金中に
多量のＦｅが混入すると、特に、徐冷部やホットスポッ
ト部にＡｌ−Ｆｅ系の粗大な化合物が生成し、ミクロポ
ロシティの発生原因となる。その結果、得られたアルミ
ニウム合金の靭性および強度を低下させることになるの
で、本発明においては、Ｆｅ含有量は１．５質量％以下
にすることが好ましい。
Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｃｒ系金属間化合物を微細な晶出物
として耐摩耗性を向上させるが、アルミニウム合金中に
多量のＦｅが混入すると、特に、徐冷部やホットスポッ
ト部にＡｌ−Ｆｅ系の粗大な化合物が生成し、ミクロポ
ロシティの発生原因となる。その結果、得られたアルミ
ニウム合金の靭性および強度を低下させることになるの
で、本発明においては、Ｆｅ含有量は１．５質量％以下
にすることが好ましい。
【００１４】Ｃａ：０．００５質量％以下 Ｃａ含有量が０．００５質量％を超えると、鋳造時に内
部の引けが大きくなり、鋳造性の低下を招く。また、Ｐ
による初晶Ｓｉの微細化作用を阻害する。したがってＣ
ａ含有量は０．００５質量％以下にすることが好まし
い。Ｍｎ：０．３〜０．８質量％ Ｍｎは、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｃｒ系金属間化合物
を微細かつ均一に分散させ、耐摩耗性を向上させるとと
もに、アルミニウム合金のマトリックスを強化し、機械
的性質を改善する合金成分である。そして、Ｍｎ含有量
が０．３質量％に満たないと耐摩耗性が十分でなく、逆
に０．８質量％を超えると機械的性質の劣化を招く。し
たがってＭｎの含有量は０．３〜０．８質量％にするこ
とが好ましい。
部の引けが大きくなり、鋳造性の低下を招く。また、Ｐ
による初晶Ｓｉの微細化作用を阻害する。したがってＣ
ａ含有量は０．００５質量％以下にすることが好まし
い。Ｍｎ：０．３〜０．８質量％ Ｍｎは、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｃｒ系金属間化合物
を微細かつ均一に分散させ、耐摩耗性を向上させるとと
もに、アルミニウム合金のマトリックスを強化し、機械
的性質を改善する合金成分である。そして、Ｍｎ含有量
が０．３質量％に満たないと耐摩耗性が十分でなく、逆
に０．８質量％を超えると機械的性質の劣化を招く。し
たがってＭｎの含有量は０．３〜０．８質量％にするこ
とが好ましい。
【００１５】Ｃｒ：０．０５〜０．３質量％ Ｃｒは、アルミニウム合金のマトリックス中に初晶Ｓｉ
を均一に分散させるうえで、重要な元素であり、硬度、
機械的性質の向上にも有効に作用する。またＡｌ−Ｓｉ
−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｃｒ系金属間化合物を、微細な晶出物と
して、均一に分散させ、耐摩耗性を向上させるうえでも
重要な合金元素である。そして、このような作用は、
０．０５質量％以上の含有量で現れる。しかし、Ｃｒ含
有量が０．３０質量％を超えると鋳造性および機械的性
質が低下する。したがって、Ｃｒを含有させる場合は
０．０５〜０．３０質量％の範囲にすることが好まし
い。
を均一に分散させるうえで、重要な元素であり、硬度、
機械的性質の向上にも有効に作用する。またＡｌ−Ｓｉ
−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｃｒ系金属間化合物を、微細な晶出物と
して、均一に分散させ、耐摩耗性を向上させるうえでも
重要な合金元素である。そして、このような作用は、
０．０５質量％以上の含有量で現れる。しかし、Ｃｒ含
有量が０．３０質量％を超えると鋳造性および機械的性
質が低下する。したがって、Ｃｒを含有させる場合は
０．０５〜０．３０質量％の範囲にすることが好まし
い。
【００１６】Ｔｉ：０．０１〜０．３０質量％、Ｂ：
０．０００５〜０．０１質量％ ＴｉおよびＢは鋳造の際に微細化材として作用し、鋳造
性を向上させるとともに組織を均一化することにも有効
な元素である。これらの作用を得るためには、０．０５
質量％以上のＴｉ、０．０００５質量％以上のＢを含有
させることが必要である。しかし、０．３０質量％を超
えるＴｉ、０．０１質量％を超えるＢでは、逆に機械的
性質の低下を招く。したがって、Ｔｉ、Ｂを含有させる
場合は、上記範囲にすることが好ましい。上記以外の成
分は不純物とみなし、その含有量は極力少なくすること
が好ましい。
０．０００５〜０．０１質量％ ＴｉおよびＢは鋳造の際に微細化材として作用し、鋳造
性を向上させるとともに組織を均一化することにも有効
な元素である。これらの作用を得るためには、０．０５
質量％以上のＴｉ、０．０００５質量％以上のＢを含有
させることが必要である。しかし、０．３０質量％を超
えるＴｉ、０．０１質量％を超えるＢでは、逆に機械的
性質の低下を招く。したがって、Ｔｉ、Ｂを含有させる
場合は、上記範囲にすることが好ましい。上記以外の成
分は不純物とみなし、その含有量は極力少なくすること
が好ましい。
【００１７】次に、本発明の特徴である、溶湯の保持・
冷却条件について説明する。手元炉での溶湯保持温度：（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃
〜（２３×Ｓｉ％＋３８７）℃ 本発明者等は、先にＣｕ含有量が少ない過共晶Ａｌ−Ｓ
ｉ系アルミニウム合金の溶湯のＡｌＰが凝集を開始する
温度（２４．６×Ｓｉ％＋３２４）℃を発見し、特開平
１１−２２２６３６号公報において、ＡｌＰが凝集しな
いように溶湯を手元炉で（２４．６×Ｓｉ％＋３２４）
℃に保持して鋳造することを提案した。しかし本発明者
等がさらに研究を進めたところ、このＡｌＰが凝集を開
始する温度は、Ｃｕ含有量によって変わり、その量が多
くなると高くなることがわかった。これは、ＰとＣｕが
化合物を形成し、このＰとＣｕの化合物が、ＡｌＰを凝
集させ易くしているためではないかと推察される。な
お、Ｃｕが近似式に関与しない理由は、Ｐと比較してＣ
ｕ量が非常に多いため、Ｃｕを２質量％以上添加して
も、ＣｕとＰの化合物量は増加しないためと推測され
る。
冷却条件について説明する。手元炉での溶湯保持温度：（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃
〜（２３×Ｓｉ％＋３８７）℃ 本発明者等は、先にＣｕ含有量が少ない過共晶Ａｌ−Ｓ
ｉ系アルミニウム合金の溶湯のＡｌＰが凝集を開始する
温度（２４．６×Ｓｉ％＋３２４）℃を発見し、特開平
１１−２２２６３６号公報において、ＡｌＰが凝集しな
いように溶湯を手元炉で（２４．６×Ｓｉ％＋３２４）
℃に保持して鋳造することを提案した。しかし本発明者
等がさらに研究を進めたところ、このＡｌＰが凝集を開
始する温度は、Ｃｕ含有量によって変わり、その量が多
くなると高くなることがわかった。これは、ＰとＣｕが
化合物を形成し、このＰとＣｕの化合物が、ＡｌＰを凝
集させ易くしているためではないかと推察される。な
お、Ｃｕが近似式に関与しない理由は、Ｐと比較してＣ
ｕ量が非常に多いため、Ｃｕを２質量％以上添加して
も、ＣｕとＰの化合物量は増加しないためと推測され
る。
【００１８】そして、Ｓｉ：１４．０〜１８．０質量
％、Ｃｕ：２．０〜５．０質量％を含有する過共晶Ａｌ
−Ｓｉ合金の場合、（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃未満の
温度でＡｌＰの凝集が開始されることがわかった。そこ
で本発明では、Ｃｕを含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アル
ミニウム合金の溶湯を手元炉で（２３×Ｓｉ％＋３５
７）℃以上に保持することにより、ＡｌＰの凝集を防
ぎ、初晶Ｓｉが粗大化することを抑制した。溶湯保持温
度がこの範囲に達しないと、添加されたＰがＡｌＰとし
て凝集してしまい、初晶Ｓｉの核となるＡｌＰが減少ま
たは粗大化するため、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、ＡｌＰ
の凝集による初晶Ｓｉ核生成に有効なＰ量を減少させる
ことはない。
％、Ｃｕ：２．０〜５．０質量％を含有する過共晶Ａｌ
−Ｓｉ合金の場合、（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃未満の
温度でＡｌＰの凝集が開始されることがわかった。そこ
で本発明では、Ｃｕを含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アル
ミニウム合金の溶湯を手元炉で（２３×Ｓｉ％＋３５
７）℃以上に保持することにより、ＡｌＰの凝集を防
ぎ、初晶Ｓｉが粗大化することを抑制した。溶湯保持温
度がこの範囲に達しないと、添加されたＰがＡｌＰとし
て凝集してしまい、初晶Ｓｉの核となるＡｌＰが減少ま
たは粗大化するため、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、ＡｌＰ
の凝集による初晶Ｓｉ核生成に有効なＰ量を減少させる
ことはない。
【００１９】この（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃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、Ｓｉ含有量に応じて、鋳造組織に晶出
する初晶Ｓｉの平均粒径およ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系アルミニウム合金を保持するとき、初晶Ｓｉの
粗大化が抑えられ、適正粒径および適正分布密度で初晶
Ｓｉが分散するため、耐摩耗性や切削性に優れた鋳造部
材が得られる。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（２３×Ｓｉ％＋
３８７）℃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。
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、Ｓｉ含有量に応じて、鋳造組織に晶出
する初晶Ｓｉの平均粒径およ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系アルミニウム合金を保持するとき、初晶Ｓｉの
粗大化が抑えられ、適正粒径および適正分布密度で初晶
Ｓｉが分散するため、耐摩耗性や切削性に優れた鋳造部
材が得られる。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（２３×Ｓｉ％＋
３８７）℃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。
【００２０】（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃〜液相線温度
での冷却速度：２〜１０００℃／秒 Ｃｕを含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の
溶湯を手元炉で（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃以上にに保
持しても。初晶Ｓｉが粗大化してしまう場合もある。そ
の原因を調査したところ、手元炉で（２３×Ｓｉ％＋３
５７）℃以上に保持していても、手元炉と鋳型間にある
重力鋳造における「たまり」やダイカストにおける「射
出スリーブ」等で、鋳造前に一時保持されるときに溶湯
温度が（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃未満まで低下してし
まい、短時間であるがその温度で保持され、ＡｌＰが凝
集して核の数が少なくなり、その後晶出した初晶Ｓｉが
大きくなることが原因であることがわかった。
での冷却速度：２〜１０００℃／秒 Ｃｕを含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の
溶湯を手元炉で（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃以上にに保
持しても。初晶Ｓｉが粗大化してしまう場合もある。そ
の原因を調査したところ、手元炉で（２３×Ｓｉ％＋３
５７）℃以上に保持していても、手元炉と鋳型間にある
重力鋳造における「たまり」やダイカストにおける「射
出スリーブ」等で、鋳造前に一時保持されるときに溶湯
温度が（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃未満まで低下してし
まい、短時間であるがその温度で保持され、ＡｌＰが凝
集して核の数が少なくなり、その後晶出した初晶Ｓｉが
大きくなることが原因であることがわかった。
【００２１】さらに研究を行ったところ、初晶Ｓｉの粒
径は初晶Ｓｉの晶出する液相線温度と固相線温度の間の
冷却速度に影響されると従来考えられていたが、実際
は、初晶Ｓｉがまだ晶出していない（２３×Ｓｉ％＋３
５７）℃と液相線温度の間の冷却温度によって、初晶Ｓ
ｉ粒径が左右されることがわかった。図１は、Ａｌ−１
５．１質量％Ｓｉ−２．９質量％Ｃｕのアルミニウム合
金における１ｍｍ2当たりの初晶Ｓｉの個数と（２３×
Ｓｉ％＋３５７）℃〜液相線温度間の冷却速度の関係
（図中○印）および液相線温度〜固相線温度間の冷却速
度の関係（図中▲印）を示したものである。この図から
わかるように、初晶Ｓｉの個数と液相線温度〜固相線温
度間の冷却速度の関係（図中▲印）には、バラツキが見
られるが、初晶Ｓｉの個数と（２３×Ｓｉ％＋３５７）
℃〜液相線温度間の冷却速度は非常に高い相関性を示し
ている。
径は初晶Ｓｉの晶出する液相線温度と固相線温度の間の
冷却速度に影響されると従来考えられていたが、実際
は、初晶Ｓｉがまだ晶出していない（２３×Ｓｉ％＋３
５７）℃と液相線温度の間の冷却温度によって、初晶Ｓ
ｉ粒径が左右されることがわかった。図１は、Ａｌ−１
５．１質量％Ｓｉ−２．９質量％Ｃｕのアルミニウム合
金における１ｍｍ2当たりの初晶Ｓｉの個数と（２３×
Ｓｉ％＋３５７）℃〜液相線温度間の冷却速度の関係
（図中○印）および液相線温度〜固相線温度間の冷却速
度の関係（図中▲印）を示したものである。この図から
わかるように、初晶Ｓｉの個数と液相線温度〜固相線温
度間の冷却速度の関係（図中▲印）には、バラツキが見
られるが、初晶Ｓｉの個数と（２３×Ｓｉ％＋３５７）
℃〜液相線温度間の冷却速度は非常に高い相関性を示し
ている。
【００２２】そこで、本発明では、初晶Ｓｉを微細化さ
せるためには、従来考えられていた液相線温度と固相線
温度間の冷却速度より、液相線より上の初晶Ｓｉが未だ
晶出していない温度域での冷却速度が重要であることに
着目し、液相線温度とＡｌＰが凝集を開始する温度（２
３×Ｓｉ％＋３５７）℃間の温度域で、アルミニウム合
金溶湯の冷却速度を制御することとした。すなわち、Ｃ
ｕ含有過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金溶湯を鋳造
する際に、（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃〜液相線温度間
を２℃／秒以上〜１０００℃／秒未満の速度で冷却する
こととした。この冷却速度範囲内で鋳造すると、確実に
初晶Ｓｉを７〜３０μｍの大きさで均一に分散させるこ
とができる。２℃／秒より遅いと、ＡｌＰの凝集が進
み、初晶Ｓｉ晶出の核となるＡｌＰの個数が少なくなっ
て、結果的に初晶Ｓｉの粒径が３０μｍを超えるように
なる。逆に１０００℃／秒以上の速さで冷却するとＡｌ
Ｐの凝集が進まずその個数が多くなって、晶出した初晶
Ｓｉは耐摩耗性の向上に寄与しない７μｍ未満のものと
なってしまう。
せるためには、従来考えられていた液相線温度と固相線
温度間の冷却速度より、液相線より上の初晶Ｓｉが未だ
晶出していない温度域での冷却速度が重要であることに
着目し、液相線温度とＡｌＰが凝集を開始する温度（２
３×Ｓｉ％＋３５７）℃間の温度域で、アルミニウム合
金溶湯の冷却速度を制御することとした。すなわち、Ｃ
ｕ含有過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金溶湯を鋳造
する際に、（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃〜液相線温度間
を２℃／秒以上〜１０００℃／秒未満の速度で冷却する
こととした。この冷却速度範囲内で鋳造すると、確実に
初晶Ｓｉを７〜３０μｍの大きさで均一に分散させるこ
とができる。２℃／秒より遅いと、ＡｌＰの凝集が進
み、初晶Ｓｉ晶出の核となるＡｌＰの個数が少なくなっ
て、結果的に初晶Ｓｉの粒径が３０μｍを超えるように
なる。逆に１０００℃／秒以上の速さで冷却するとＡｌ
Ｐの凝集が進まずその個数が多くなって、晶出した初晶
Ｓｉは耐摩耗性の向上に寄与しない７μｍ未満のものと
なってしまう。
【００２３】
【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アル
ミニウム合金を用意し、溶解後、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。そして鋳造の際に、保
持温度から液相線温度間の温度域を、平均冷却速度が１
３５℃／秒になるように鋳造した。得られた鋳造部材の
鋳造組織を調査し、カールツアイスＫＳ４００画像解析
装置を用いて、初晶Ｓｉの平均粒径および粒数を測定し
た。その結果例を図２〜図５に示す。
ミニウム合金を用意し、溶解後、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。そして鋳造の際に、保
持温度から液相線温度間の温度域を、平均冷却速度が１
３５℃／秒になるように鋳造した。得られた鋳造部材の
鋳造組織を調査し、カールツアイスＫＳ４００画像解析
装置を用いて、初晶Ｓｉの平均粒径および粒数を測定し
た。その結果例を図２〜図５に示す。
【００２４】
【００２５】この４つの図より、それぞれ、特定の温度
より低い温度で保持すると急激に初晶Ｓｉの数が減少
し、平均粒径が増加することがわかる。この急激に変化
する温度より低い温度域では保持温度の低下に伴って初
晶Ｓｉの平均粒径が大きくなる割合および粒数が大きく
なる割合が大きくなるのに対し、上記急激に変化する温
度より高い温度域では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および粒数が増加する割合の
変化がほとんどなくなっている。したがって、上記急激
に変化する温度より高い温度域ではＡｌＰが未だ凝集し
ておらず、この温度からＡｌＰが凝集を始めたものと判
断した。
より低い温度で保持すると急激に初晶Ｓｉの数が減少
し、平均粒径が増加することがわかる。この急激に変化
する温度より低い温度域では保持温度の低下に伴って初
晶Ｓｉの平均粒径が大きくなる割合および粒数が大きく
なる割合が大きくなるのに対し、上記急激に変化する温
度より高い温度域では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および粒数が増加する割合の
変化がほとんどなくなっている。したがって、上記急激
に変化する温度より高い温度域ではＡｌＰが未だ凝集し
ておらず、この温度からＡｌＰが凝集を始めたものと判
断した。
【００２６】この変曲点はＳｉ含有量によって変わって
くることが図２〜図５の違いから明らかである。図２〜
図５から得られた変曲点温度をＳｉ含有量との関係で整
理すると図６に示すように強い相関関係が見られる。そ
こで変曲点温度をＴ（℃）として近似計算すると、Ｔ＝
（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃の関係が導き出される。
くることが図２〜図５の違いから明らかである。図２〜
図５から得られた変曲点温度をＳｉ含有量との関係で整
理すると図６に示すように強い相関関係が見られる。そ
こで変曲点温度をＴ（℃）として近似計算すると、Ｔ＝
（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃の関係が導き出される。
【００２７】実施例２ 表２に示す組成の各種アルミニウム合金を溶解し、各溶
湯をそれぞれ（２３×Ｓｉ％＋３８７）℃となるように
１時間保持した後、平板状に重力鋳造で鋳造した。たま
り部分での溶湯温度を（２３×Ｓｉ％＋３７７）℃にな
るようにして、鋳型内で（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃〜
液相線温度間を１．６℃／秒、３．４℃／秒、１０℃／
秒、２２℃／秒、１２２℃／秒、１０００℃／秒で冷却
されるように鋳造を行った。そして得られた鋳物を、４
９０℃で６時間保持し、溶体化処理を行った後、水焼入
れし、その後１８０℃で、６時間保持し、時効処理を行
った後、画像解析により初晶Ｓｉの平均粒径を測定し
た。各冷却速度で得られた鋳物の断面組織を図７に示
す。また、鋳鉄を相手材とする摩擦摩耗試験も行った。
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０．２ｍ／秒、摺動距離４
ｋｍ、面圧１８ＭＰａ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。その結果を表３に示
す。
湯をそれぞれ（２３×Ｓｉ％＋３８７）℃となるように
１時間保持した後、平板状に重力鋳造で鋳造した。たま
り部分での溶湯温度を（２３×Ｓｉ％＋３７７）℃にな
るようにして、鋳型内で（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃〜
液相線温度間を１．６℃／秒、３．４℃／秒、１０℃／
秒、２２℃／秒、１２２℃／秒、１０００℃／秒で冷却
されるように鋳造を行った。そして得られた鋳物を、４
９０℃で６時間保持し、溶体化処理を行った後、水焼入
れし、その後１８０℃で、６時間保持し、時効処理を行
った後、画像解析により初晶Ｓｉの平均粒径を測定し
た。各冷却速度で得られた鋳物の断面組織を図７に示
す。また、鋳鉄を相手材とする摩擦摩耗試験も行った。
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０．２ｍ／秒、摺動距離４
ｋｍ、面圧１８ＭＰａ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。その結果を表３に示
す。
【００２８】
【００２９】
【００３０】表３に示す結果からわかるように、本発明
に規定する、（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃〜液相線温度
間を２℃／秒以上１０００℃／秒未満で冷却した鋳物
は、初晶Ｓｉの平均粒径が７〜３０μｍの範囲内にあ
り、耐摩耗性も優れている。これに対して、２℃／秒未
満で冷却した比較例の鋳物は、初晶Ｓｉが５０μｍ前後
にもなり、摩擦摩耗試験中に巨大初晶Ｓｉが欠けて脱落
したためか、耐摩耗性が低下していた。また、１０００
℃／秒という速い速度で冷却した比較例の鋳物では、初
晶Ｓｉの平均粒径が７μｍに達せず、耐摩耗性の向上に
寄与できなかったことがわかった。
に規定する、（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃〜液相線温度
間を２℃／秒以上１０００℃／秒未満で冷却した鋳物
は、初晶Ｓｉの平均粒径が７〜３０μｍの範囲内にあ
り、耐摩耗性も優れている。これに対して、２℃／秒未
満で冷却した比較例の鋳物は、初晶Ｓｉが５０μｍ前後
にもなり、摩擦摩耗試験中に巨大初晶Ｓｉが欠けて脱落
したためか、耐摩耗性が低下していた。また、１０００
℃／秒という速い速度で冷却した比較例の鋳物では、初
晶Ｓｉの平均粒径が７μｍに達せず、耐摩耗性の向上に
寄与できなかったことがわかった。
【００３１】
【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（２３×Ｓｉ％＋３５
７）℃〜（２３×Ｓｉ％＋３８７）℃の温度域に鋳造直
前のＣｕ含有過共晶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、晶出する初晶
Ｓｉのシードとなる異質核ＡｌＰの数を制御し、鋳造組
織に晶出する初晶Ｓｉの平均粒度および分布密度を適正
化することができ、耐摩耗性、切削性に優れた鋳造部材
が得られる。また、鋳造時、（２３×Ｓｉ％＋３５７）
℃〜液相線温度間の冷却速度を所定範囲内に設定するこ
とにより、Ｓｉ、Ｐ、Ｃｕ以外の合金成分に関係なく、
初晶Ｓｉの平均粒度を７〜３０μｍに制御することがで
き、分布密度が一定化して、鋳造部材の耐摩耗性をさら
に向上させることができる。
は、Ｓｉ含有量との関係で定まる（２３×Ｓｉ％＋３５
７）℃〜（２３×Ｓｉ％＋３８７）℃の温度域に鋳造直
前のＣｕ含有過共晶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、晶出する初晶
Ｓｉのシードとなる異質核ＡｌＰの数を制御し、鋳造組
織に晶出する初晶Ｓｉの平均粒度および分布密度を適正
化することができ、耐摩耗性、切削性に優れた鋳造部材
が得られる。また、鋳造時、（２３×Ｓｉ％＋３５７）
℃〜液相線温度間の冷却速度を所定範囲内に設定するこ
とにより、Ｓｉ、Ｐ、Ｃｕ以外の合金成分に関係なく、
初晶Ｓｉの平均粒度を７〜３０μｍに制御することがで
き、分布密度が一定化して、鋳造部材の耐摩耗性をさら
に向上させることができる。
【図１】 Ａｌ−１５．１質量％Ｓｉ−２．９質量％Ｃ
ｕのアルミニウム合金における１ｍｍ2当たりの初晶Ｓ
ｉの個数と（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃〜液相線温度間
の冷却速度の関係（図中○印）および液相線温度〜固相
線温度間の冷却速度の関係（図中▲印）を示したグラフ
ｕのアルミニウム合金における１ｍｍ2当たりの初晶Ｓ
ｉの個数と（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃〜液相線温度間
の冷却速度の関係（図中○印）および液相線温度〜固相
線温度間の冷却速度の関係（図中▲印）を示したグラフ
【図２】 合金番号Ｎｏ．１（Ｓｉ含有量１３．７重量
％）のＣｕ含有過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、初
晶Ｓｉの平均粒径および粒数に及ぼす保持温度の影響を
表したグラフ
％）のＣｕ含有過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、初
晶Ｓｉの平均粒径およ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．２（Ｓｉ含有量１５．４重量
％）のＣｕ含有過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、初
晶Ｓｉの平均粒径および粒数に及ぼす保持温度の影響を
表したグラフ
％）のＣｕ含有過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、初
晶Ｓｉの平均粒径およ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．３（Ｓｉ含有量１６．４重量
％）のＣｕ含有過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、初
晶Ｓｉの平均粒径および粒数に及ぼす保持温度の影響を
表したグラフ
％）のＣｕ含有過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、初
晶Ｓｉの平均粒径およ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．４（Ｓｉ含有量１７．０重量
％）のＣｕ含有過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、初
晶Ｓｉの平均粒径および粒数に及ぼす保持温度の影響を
表したグラフ
％）のＣｕ含有過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯について、初
晶Ｓｉの平均粒径およ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１〜４の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯
における変曲点温度ＴとＳｉ含有量との関係を表したグ
ラフ
における変曲点温度ＴとＳｉ含有量との関係を表したグ
ラフ
【図７】 Ｓｉ：１５．０質量％、Ｐ：０．０１質量
％、Ｃｕ：３．０質量％含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金
溶湯を、（ａ）１．６℃／秒、（ｂ）３．４℃／秒、
（ｃ）１２２℃／秒、（ｄ）１０００℃／秒で冷却鋳造
した材料の表面顕微鏡観察模写図
％、Ｃｕ：３．０質量％含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金
溶湯を、（ａ）１．６℃／秒、（ｂ）３．４℃／秒、
（ｃ）１２２℃／秒、（ｄ）１０００℃／秒で冷却鋳造
した材料の表面顕微鏡観察模写図
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６１１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６１１ (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 鈴木 聡 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
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｓｉ：１４．０〜１８．０質量％、Ｐ：
０．００１〜０．０２質量％、Ｃｕ：２．０〜５．０質
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系アルミニウム合
金溶湯を、（２３×Ｓｉ％＋３５７）℃〜（２３×Ｓｉ
％＋３８７）℃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７〜３０μｍに調整された鋳造組織を形成すること
を特徴とする耐摩耗性に優れたＣｕ含有過共晶Ａｌ−Ｓ
ｉ系アルミニウム合金鋳造部材の製造方法。 - 【請求項２】 （２３×Ｓｉ％＋３５７）℃〜液相線温
度の温度域を平均冷却速度２℃／秒以上１０００℃／秒
未満で鋳造する請求項１に記載の耐摩耗性に優れたＣｕ
含有過Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳造部材の製造方
法。 - 【請求項３】 過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯が、Ｓｉ：１
４．０〜１８．０質量％、Ｐ：０．００１〜０．０２質
量％、Ｃｕ：２．０〜５．０質量％、Ｍｇ：０．１〜
１．０質量％を含み、さらにＦｅ含有量を１．５質量％
以下、Ｃａ含有量を０．００５質量％以下にするととも
に、Ｍｎ：０．３〜０．８質量％、Ｃｒ：０．０５〜
０．３質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．３０質量％、Ｂ：
０．０００５〜０．０１質量％のいずれか１以上を含み
残部が実質的にＡｌである請求項１または２に記載の耐
摩耗性に優れたＣｕ含有過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウ
ム合金鋳造部材の製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001160273A JP2002356755A (ja) | 2001-05-29 | 2001-05-29 | 耐摩耗性に優れたＣｕ含有過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳造部材の製造方法 |
| MYPI20015875A MY153928A (en) | 2001-05-29 | 2001-12-24 | A method of manufacturing a wear-resistant cast article of a cu-containing hyper-eutectic al-si alloy |
| FR0203168A FR2825376B1 (fr) | 2001-05-29 | 2002-03-14 | PROCEDE DE FABRICATION D'UN ARTICLE MOULE RESISTANT A L'USURE EN ALLIAGE A1-Si |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001160273A JP2002356755A (ja) | 2001-05-29 | 2001-05-29 | 耐摩耗性に優れたＣｕ含有過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳造部材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002356755A true JP2002356755A (ja) | 2002-12-13 |
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001160273A Pending JP2002356755A (ja) | 2001-05-29 | 2001-05-29 | 耐摩耗性に優れたＣｕ含有過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳造部材の製造方法 |
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