JPS6210237A - 熱間鍛造用アルミニウム合金 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は高温鍛造性が優れ、耐摩耗性を有するアルミニ
ウム合金に関するものである。

（従来の技術） 従来耐摩耗性の良好なアルミニウム（Ａ１）合金として
は、例えばＪＩＳ　ＡＣ３Ａ、　ＡＣ４Ａ、　ＡＣ８Ａ
などの鋳物用Ａ１合金や、ＪＩＳ　ＡＤＣｌ、　ＡＤＣ
３、ＡＤＣＩＯ５ＡＤＣ１２等のダイカスト用Ａ１合金
が知られている。

しかしながらこれらの高ケイ素Ａｌ合金は通常の方法で
鋳塊にした場合は組織が粗大で内部欠陥が多く、また内
部欠陥のため割れが発生し易く、強度や加工性に難点が
あった。

また、耐摩耗性を有するＡ１合金としてケイ素（Ｓｉ）
以外の第３元素（例えばＣｕ、　Ｍｇ等）を添加したＡ
３８０合金等が知られているが、これらは鋳造合金であ
り、＃摩耗性はある程度満足できるが、耐熱性や加工性
の点で充分満足いくものは得られていない。

以上のような鋳造Ａ１合金の欠点を克服すべく、Ａ１合
金粉末の押出し成形法によってＡ１合金粉末成形体を得
る方法が提案されている（例えば、特開昭５２−１０９
４１５公報参照）、この方法によれば内燃機関用のシリ
ンダーライナーや、各種コンプレッサーのベーンに使用
すれば耐摩耗性と潤滑性に優れ、さらに高温強度にも優
れた材料が得られることから機関の寿命や効率を著しく
高め、軽量化に役立つことから最近とくに注目を集めて
いる。

これらの過共晶ＳｉＡ１合金粉末成形体にかかわる公知
技術としては特開昭５７−５４２０３　　、特開昭５７
−１１２９２２　、特開昭５７−１７７９５３　、特開
昭５９−１１０７０２等がある。

（発明が解決しようとする問題点） しかしながら従来公知のＡ１合金粉末成形体では、熱間
鍛造によってピストン、コンロッドなどの複雑な形状に
加工しようとすると、鍛造割れが発生し易く満足のゆく
形状に加工出来なかったり、あるいは鍛造がうまく出来
た場合でも製品の熱処理時にブリスターと呼ばれる気泡
が発生し充分な強度をもった製品が得られない欠点があ
った。

本発明者らは、これらの原因について調査研究を行った
ところ、押出素材が多量のガス成分を含有し、これが原
因となって鍛造性を悪化させていることを見出し本発明
に至った。

Ａ１合金粉末成形体の脱カス方法としては、いわゆるＣ
ａｎｎｉｎｇ法が知られている。（ＵＳＰ−３９５４４
５８、ＵＳＰ−４１０４０１３１）　Ｌかしながらこの
方法では操作が煩雑で生産工程には適していない。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明者らは、上記問題点を解決するためＡ１合金粉末
成形体の脱ガス方法を詳細に検討した結果、Ａ１合金粉
末のビレットを作成した後にこれを真空中又は不活性ガ
ス中で加熱し、含有ガス量を５ｃｃ／　１００　ｇ以下
と極めて少なくすれば鍛造に適した材料が生産出来るこ
とを見出し本発明に至ったものである。

本発明のＡ１合金は１重量比でＳｉｌ０．０〜３０．０
％、Ｆｅ、　ＮｉあるいはＭｎが１．０〜１５．０％（
ただし、２種以上使用の場合は合計で１．０〜１５．０
％）を含み、さらに必要に応じてＣｕ　０．５〜５．０
％、Ｍｇ０．２〜３．０％を含み、残部が不可避的不純
物を含むＡｌから成り、Ｓｉ結晶粒の大きさが１５ｇｍ
以下であり。

かつ金属間化合物の大きさが２０ル腸以下に微細化分散
しかつ全ガス量が５ｃｃ／１００　ｇ以下であるＡ１合
金粉末成形体を要旨とするものである。

以下この発明をさらに詳細に説明する。

まず、本発明の合金組成について説明する。

一般に過共晶ＳｉのＡｌ−Ｓｉ合金はＡｌよりも小さな
熱膨張係数を有し、耐熱性耐摩耗性に優れていることは
良く知られている。過共晶Ａｌ　−Ｓｉ合金鋳造材では
Ｓｉが初晶あるいは共晶としてマトリックス中に分散す
ることにより、高温強度や耐摩耗性、耐焼付性に優れた
効果を発揮する。しかし初晶Ｓｉはしばしば粗大結晶と
して晶出するため、延性や衝撃値を低下させ機械加工性
を悪化させる。また摺動材などに使用する場合は相手材
を傷付けるので粗大Ｓｉ晶は避けなければならない。

粗大Ｓｉ晶を防ぐ手段として過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金を急
冷凝固させて初晶Ｓｉを微細化分散させた合金粉末をつ
くり、押出成形により機械部材に加工する技術が知られ
ている。

本発明で使用する過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金粉末はＦｅ又は
ＭｎあるいはＮｉを添加したものを急冷凝固させたもの
であり、初晶Ｓｉの粗大晶出を抑制すると共にＦｅ又は
ＭｎあるいはＮｉを含む金属間化合物の晶出により耐摩
耗性と高温強度をかね備えたものである。

本発明における成分限定理由は次のとおりである。

Ｓｉは１０％以下では分散量が少なく、耐熱性や耐摩耗
性に及ぼす効果が不充分である。　ＳｉｌＯ％程度の亜
共晶領域では初晶Ｓｉは晶出せず、微細な共晶組織を呈
するものとなる。Ｓｉ量が増すと共にＳｉ初晶が晶出す
るようになり、耐熱性や耐摩耗性が向上するようになる
。しかしながらＳｉが３０％を越えるといかなる急冷凝
固法を採用して粉末化しても、粗大なＳｉ初晶が消失し
難くなる。急冷速度が１０３℃／ｓｅｅ程度では初晶Ｓ
ｉを微細化するにはＳｉ量を２５％以下にする必要があ
る。

粗大な初晶Ｓｉ組織を有するＡ１合金粉末は押出成形加
工して使用するに際しては、粉体の圧縮性を著しく悪化
させ圧粉体が作り難くなるほか、熱間押出においても変
形抵抗が大きくなり、大きな押出力を必要とするほか、
押出ダイスの寿命を著しく短縮する結果をもたらす。

従ってＳｉ含有量は１０．０〜３０．０％、゛好ましく
はＳｉ１５．０〜２５．０％とするのが良い。

Ｆｅ、　Ｍｎ、　Ｎｉは本発明においては重要な成分で
ある。ＦｅまたはＭｎあるいはＮｉはＡｌ中への溶解度
が低くかつ拡散速度が遅いことを利用して微細な化合物
として分散晶出させ高温強度を嵩める目的で添加する。

Ｆｅ、　Ｍｎ、　Ｎｉ等を固溶限界を越えて添加すると
、Ａｌ−Ｓｉ　−（Ｆｅ、　Ｍｎ、）系あるいはＡｌ　
−Ｎｔ系の金属間化合物として析出し、その形状は添加
量が多いほど、また冷却速度が遅いほど粗大化する。こ
の金属間化合物は分散急冷凝固法による合金粉末におい
ては棒状組織として存在し、後続の熱間押出工程におい
て分断され、マトリックス中に微細に分散する。この化
合物は高温においても安定でかつ粗大化成長することも
なく、長時間高温保持しても強度の低下はおこらない。

従ってシリンダーライナー、コンロッド、ロッカーアー
ム、コンプレッサー用ベーン等高温にさらされ、しかも
強度を要求される機械部品用材料として適したものとな
る。

Ｆｅ、　Ｍｎ、　Ｎｉの添加量は１．０〜１５．０％、
（ただし２種以−ヒの場合は合計で１．０〜１５．０％
）が適当である。ＦｅまたはＭｎ又は旧添加量が１．０
％以下では高温強度や耐摩耗性に及ぼす効果が認められ
ず、１５％を越えた場合は硬さや耐摩耗性がかえって低
くなり、成形体を作った場合には材質が脆くなる傾向が
ある。

本発明におけるＡ１合金では必要に応じてＣｕやＭｇを
添加しても良い、　ＣｕやＭｇはＡ１合金において時効
硬化性を付与して材質を強化する成分として広く使用さ
れており、適正な添加−量はＣｕは０．５〜５．０％、
Ｍｇは０．２〜３．０％の範囲である０本発明において
も溶体化処理温度での固溶限度内の範囲でＣｕやＭｇを
添加することは材質を強化するのに有効である。

本発明の合金においては高温強度を改善する目的で、さ
らにＴｉ、　Ｚｒ、ＭＯｌＶ、　Ｃｏ、　Ｚｎ、　Ｌｉ
等を少量添加することは何ら支障はない、しかし添加量
があまり多くなると成分管理、溶解温度の上昇など製造
上の問題が生じてくる。

次にＡ１合金中の全ガス量を５ｃｃ７１００　ｇ以下と
したのは、鍛造割れを防止するためである。全ガス量は
４１合金粉末を圧縮成形した段階で５ｃｃ／１００ｇ以
下となっていれば充分である。圧縮成形体の大きさにも
よるが、直径３００ｆｆ１層、長さ５００ｍｍ程度のビ
レットまではビレットの平均値が５ｃｃ／１００　ｇ以
下となっていれば、後続の熱間鍛造や熱処理においてふ
くれや割れが発生することはない。

Ａ１合金中のＳｉ結晶粒の大きさを１５ＪＪ、Ｉ以下と
したのは、主として初晶Ｓｉの大きさが１５ｐＬｆｆ１
以上になると後続の合金粉末の成形加工性が悪くなり、
材料特性が悪化するからである。

Ａ１合金中の金属間化合物の大きさを２０４　ｒａ以下
としたのは、高温強度とｍ摩耗性を改善するためである
。Ａｌ−Ｓｉ　−（Ｆｅ、　Ｎｉ）系あるいはＡｌ−Ｎ
ｉ系金属間化合物の大きさを実質的には５ＡＬｍ以下、
大きなものでも２０ｇｍ以下に微細かつ均一に分散させ
ることにより機械的特性を著しく改善することができる
。金属間化合物とＳｉの微細結晶が混ざり合って均一に
分布していると一段と潰れた効果を発揮する０本発明の
Ａ１合金は先で前記目標組成を有する合金溶湯をアトマ
イズ法、遠心力による微粉化法等の通常用いられている
金属溶湯からの微粉末製造手段を利用して０．５＋ａｍ
以下の粒子サイズに急速分散凝固させて４１合金粉末を
得る。冷却速度は１０３℃７ｓｅｃ程度以上あれば充分
であり、合金成分量が多くなるほど冷却速度を早くしな
いと微細組織は得られない、このようにして得られたＡ
１合金粉末は大きさが１５１Ｌｍ以下のＳ１結晶と成長
を抑制された金属化合物品を有しており、このような組
織の合金を鋳造法で得ることは困難である。

次に本発明のＡ１合金は前記４１合金粉末を成形加工し
、脱ガス処理して得られるものである。成形加工に際し
て高温強度、耐摩耗性、耐焼付性を良くするためには、
初晶Ｓｉの大きさ七金属間化合物の大きさが重要な因子
であり、この両者をできる限り微細にする必要がある。

このような組織を有するＡ１合金粉末成形体は、前記発
明によるＡ１合金粉末を予め圧粉成形し、脱ガスを行っ
た後熱間押出することにより得られる。

圧粉成形は熱間押出の為の準備作業としておこなうもの
であり冷間静水圧プレスあるいは油圧プレス等を用いる
通常の方法で何ら支障はない、油圧プレスを用いる一例
を示せば、合金粉末を２００〜３００℃程度に加熱して
おこなうのが好ましい。

３００℃を越えると酸化が著しくなるのでＮ　やＡｒ等
の雰囲気中で加工する必要が生じるが、低温では大気中
で可能である。

成形圧力は０．５ｗ　５　　ｔｏｎ／　ｃ　ｒｎ’程度
が適当で、圧粉体密度が真密度の７０％以上となるよう
にする。

脱ガス工程は１本発明において最も重要な工程である。

ガス成分はＡ１合金粉末を製造する工程において、たと
えばエアー７トマイズ法によった場合、膨大な表面積を
もった粉末は空気中の水蒸気により約５０ｃｃ／　（１
００ｇ　Ａ１合金）もの大量のガスを含有している。こ
のアトマイズ粉を加熱し、ついで圧粉成形を行い、ビレ
ットとし従来法の如く大気中で熱間押出を行ったＡ１合
金材料中のガス量は１０〜２０ｃｃ７１００　ｇと低下
はするが、この値は鍛造Ａｌ中のガス量が０．ｔ　〜０
．３　ｃｃ７１００　ｇとくらべると約１００倍にも達
する。

１０〜２０ｃｃ／　１００　ｇのガス量をもつＡ１合金
は、４５０℃以上に加熱すると合金表面にガス成分によ
るフクレ（ブリスター）が発生したり１合金内部に数周
〜数１００ＩＬの空孔を発生する。このためこの合金を
鍛造する場合、約４５０℃−以上に加熱するとこのブリ
スターのため製品表面に割れが発生したり、あるいは形
が壊れたりして製品を得ることが出来ない６本発明は、
この鍛造割れの原因となるガス成分を除去することによ
る鍛造用Ａ１合金に関するものである。

本発明に使用する脱ガス法は、カンの中に粉末を入れて
真空とし脱ガスするキャニング法が良く知られている。

その他の方法としては真空中又はＡｒ、　　Ｎ２中のよ
うな不活性雰囲気中にて圧粉成形ビレットを４００〜５
２０℃に加熱する方法も利用できる。４００℃以下では
付着したガス成分（主としてＮ２０とＮ２）は、温度が
低過ぎて脱ガスは期待出来ない、又５２０℃以上では合
金組成によっては溶融する場合もあり溶融しない場合で
も急冷凝固により微細化したＳｉ晶、金属間化合物粒子
の粗大化が起り好ましくはない。

真空の場合、真空度は０．１気圧以下、好ましくは０．
Ｏ１気圧以下にする必要がある。

固な成形体に加工するための工程である。

熱間押出は合金粉末中に晶出している初晶Ｓｉ相、共晶
相、金属間化合物相の結晶相を微細化し、材料としての
機械的特性を改善すると同時に、強固な成形体に加工す
るための工程である。

熱間押出は３５０℃以上の温度領域でおこなう。

これは圧粉体の加工が容易な範囲で粒子間結合を促進さ
せて強固な成形体にするためである。さらに過飽和固溶
分の元素を微細析出させるとともに、初晶Ｓｉや金属間
化合物の棒状組織を分断して微細化し、成形体の強度と
耐摩耗性を改善するためである。

本発明により得られた合金粉末成形体に各種の熱処理を
施し、材料特性をさらに改善することは何ら支障はない
、また１本発明により得られた成形体はシリンダーライ
ナーやスリーブのごとき部材としてそのまま使用しても
良いし、この成形体を素材として更に機械加工や熱間鍛
造あるいは冷間鍛造を施こして機械部品としても良い。

本発明による脱ガス処理を行って生産されたＡ１合金粉
末成形体のガス量は１〜５　ｃｃ／　１００　ｇであり
、未処理のものにくらべ１／２〜ｌ／２０に減少してい
る。ＷＩ造Ａｌにくらべると依然として１０倍から５０
倍程度となっているが５００℃に加熱してもブリスター
の発生もなく何ら実用上問題もない、脱ガス押出材は従
来の未脱ガス材にくらべると特に高温での伸びが改善さ
れており、このため熱間鍛造時の材料流れを容易とし割
れの発生を防止する。また本発明によるＡ１合金粉末成
形体は従来のＡｌ合金粉末成形体品に比較して高温強度
も若干ではあるが改善されており、耐摩耗性、耐焼付性
、耐応力腐食割性にも優れたものである。ざらに庁擦係
数が小さいので高温で使用され、かつ耐摩耗性が要求さ
れる摺動部材として最適なものである。用途としてはシ
リンダーライナーやコンロッド、ピストン、ロッカーア
ーム等の自動車部品、コンプレッサー用ベーン、ライナ
ー、バルブプレート等の油・空圧機器部品、ＶＴＲ用ド
ラム、軸受等の家電用部品、事務機器用のギヤー、スイ
ッチ、カム、クラッチハブ等の精密部品などのほか、航
空機や宇宙産業用の広範囲の用途が期待される。

次に実施例をあげて本発明を説明する。

実施例 表−１に示す組成の高Ｓｉアルミニウム合金溶湯をエア
ーアトマイズして一４８ｓｅｇｈの粉末とした。

次にこれらのＡ１合金粉末を加熱して１．５ｔｏｎ　／
ｃｒｎ’の圧力で圧縮成形して直径２０４謬■、長さ２
００Ｉ！ｍのビレットとした。

（以下余白） 次にこれらのビレット１０本を脱ガス炉に入れ、アルゴ
ンガス流量２（ＩｆＬ／ａ＋ｉｎ中で４８０℃、８０分
加熱して脱ガスを行った。

次にこれらのビレットを４００℃にし、同温度に予熱保
持された内径２０６ＩＩｌ１１のコンテナー中に挿入し
、直径５０ａ＋ｍのダイスで間接押出法により押出（押
出比＝１７）して成形体を得た。これらの成形体をＴ　
処理あるいは３００℃Ｘ１００Ｈｒの熱処理（０）を施
こした後、標点間距離５０ｍｍ、平行部直径６ＩＩｍの
引張試験片に加工して室温から２５０℃までの温度で引
張試験を実施した。引張試験は各試験温度で試料を１０
０Ｈｒ保持した後に実施した。さらに各温度での引張試
験終了後の試験片のチャック部の端部を使用して硬さ測
定を行った。また室温試験の試片を切断し顕微値組−観
察をして結晶組織の大きさを測定した。これらの結果を
表−１にまとめて示す。

また同じ試験片を真空溶融抽出法（ステンレスパイプ使
用）にてガス分析を行ったところ表−２の結果となった
。

表−２ 次に前記熱間押出成形体を切断し、熱間鍛造により直径
７０ｍｍ、長さ１０ＩＩＩ１１の素−材を作り、機械加
工により各種試験片を作って耐摩耗性試験、耐焼付性試
験、摩擦係数測定を実施した。

耐摩耗性試験は直径７０ｍｍの円板状試片に５×５Ｘ１
０ｍｍのＣｒメッキを施こした球状黒鉛鋳鉄を相手材と
して使用し、速度５ｍ／ｓｅｃ　、押圧１００Ｋｇ／ｃ
　ｒｎ’　、摺動圧ｇｉ　５００Ｋｍとして摩耗量を測
定した。

なお、潤滑油として摺動面に５ＡＥ２０エンジンオイル
（温度９０℃）を５００ｍ１／ｍｉｎ滴下した。

耐焼付性テストは前記耐摩耗性試験と同様にして抑圧を
　１００Ｋｇ／　ｃ　ｍ”から５Ｋｇ／　ｃ　ｍ”　＊
　ｌ１ｉｎの割合で増加させ焼付が発生する時の面押圧
を測定した。

摩擦係数は耐摩耗性試験において２００Ｋｍ走行時点で
のトルクを測定し算出した。

これらの結果を表−３に示す。

（以下余白） 表　　　　　　　　　３ また供試材Ｎｏ１〜５について熱間鍛造を行った。直径
５０ｍｍの押出材を長さ１００ｍｍに切断し、４８０℃
に加熱した。これを３５０°Ｃ加熱した金型により　１
００ｍｍ／ｓｅｃの速度にて直径８０ｍｍの自動車用ピ
ストンを作成した。押出素材中のガス成分が少ないため
４８０℃に加熱してもブリスターの発生がなく、かつサ
ンプルが高温状態で良好な伸びを持つため、Ｎｏｔ〜Ｎ
Ｏ５の５コのピストンは割れの発生のない良好なものが
得られた。

以上の結果から本発明のＡ１合金粉末成形体は高温強度
、耐摩耗性、耐焼付性に優れ、しかも熱間鍛造性が良好
な材料であることは明らかである。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 　重量比でＳｉ１０．０〜３０．０％、Ｆｅ１．０〜１
   ５．０％またはＭｎ１．０〜１５．０％またはＮｉ１．
   ０〜１５．０％のうち１種または２種以上（２種以上の
   場合は合計で１．０〜１５．０％）と、さらに必要に応
   じてＣｕ０．５〜５．０％およびＭｇ０．２〜３．０％
   残部が不可避的不純物を含むＡｌとからなる合金溶湯の
   分散急冷凝固粉末押出材であり、Ｓｉ結晶粒の大きさが
   １５μｍ以下であり、かつ金属間化合物の大きさが２０
   μｍ以下に微細化分散した組織を有し、全ガス量が５ｃ
   ｃ／１００ｇ以下であることを特徴とする熱間鍛造用ア
   ルミニウム合金。