JP3060022B2 - 耐摩耗性アルミニウム系焼結合金およびその製造方法 - Google Patents
耐摩耗性アルミニウム系焼結合金およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、軽量で強度が高く、か
つ耐摩耗性であることを要求される各種の歯車、プーリ
ー、コンプレッサー用ベーン、コンロッド、ピストンな
どを製造するために好適なアルミニウム系焼結合金およ
びその製造方法に関するものである。
つ耐摩耗性であることを要求される各種の歯車、プーリ
ー、コンプレッサー用ベーン、コンロッド、ピストンな
どを製造するために好適なアルミニウム系焼結合金およ
びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、機械要素は、機械効率の向上や省
エネルギーの要求により、軽量化材料への置換が進んで
いる。中でもアルミニウム系焼結合金は、軽量であるこ
とおよび鋳造合金に比べて、初晶Ｓｉを微細化でき、Ｓ
ｉ含有量を多くできることなどの理由から、比強度と耐
摩耗性に優れたアルミニウム系合金として期待が高まっ
ている。
エネルギーの要求により、軽量化材料への置換が進んで
いる。中でもアルミニウム系焼結合金は、軽量であるこ
とおよび鋳造合金に比べて、初晶Ｓｉを微細化でき、Ｓ
ｉ含有量を多くできることなどの理由から、比強度と耐
摩耗性に優れたアルミニウム系合金として期待が高まっ
ている。
【０００３】従来のアルミニウム系焼結合金としては、
例えば、特開昭５３−１２８５１２号公報に開示され
た、組成が重量比でＣｕ：０.２〜４％、Ｍｇ：０.２〜
２％、Ｓｉ：１０〜３５％、残部がＡｌとなるように、
Ａｌ−１０〜３５％Ｓｉ粉、銅粉、Ｍｇ粉、Ａｌ−Ｃｕ
粉、Ｃｕ−Ｍｇ粉、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ粉、Ｃｕ−Ｍｇ−
Ｓｉ粉、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ粉のうちより選ばれた
粉末、および必要に応じてＡｌ粉を混合し、圧粉成形し
た後焼結して所望の製品を製造する方法がある。この方
法は各種の粉末を混ぜ合わせるいわゆる混合法である。
このような混合法によれば、軟質金属粉末を混合するこ
とができるので、粉末成形性がよいという特徴があり、
通常の圧粉成形−焼結の工程のみでも、液相焼結によれ
ばある程度の強度のものが得られるので、強度があまり
要求されない部材には適用することができる。
例えば、特開昭５３−１２８５１２号公報に開示され
た、組成が重量比でＣｕ：０.２〜４％、Ｍｇ：０.２〜
２％、Ｓｉ：１０〜３５％、残部がＡｌとなるように、
Ａｌ−１０〜３５％Ｓｉ粉、銅粉、Ｍｇ粉、Ａｌ−Ｃｕ
粉、Ｃｕ−Ｍｇ粉、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ粉、Ｃｕ−Ｍｇ−
Ｓｉ粉、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ粉のうちより選ばれた
粉末、および必要に応じてＡｌ粉を混合し、圧粉成形し
た後焼結して所望の製品を製造する方法がある。この方
法は各種の粉末を混ぜ合わせるいわゆる混合法である。
このような混合法によれば、軟質金属粉末を混合するこ
とができるので、粉末成形性がよいという特徴があり、
通常の圧粉成形−焼結の工程のみでも、液相焼結によれ
ばある程度の強度のものが得られるので、強度があまり
要求されない部材には適用することができる。
【０００４】また、特開昭６２−１０２３７号公報に記
載されているように、組成が重量比で、Ｓｉ：１０〜３
０％、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｍｎの１種または２種以上を合計で
１〜１５％、必要に応じてＣｕ：０.５〜５およびＭ
ｇ：０.２〜３％、および残部のＡｌおよび不可避の不
純物からなる急冷凝固アルミニウム合金粉の圧粉体を熱
間鍛造して製造され、Ａｌ−Ｓｉ系合金素地中に初晶Ｓ
ｉが均一に分散した組織の合金がある。合金法によれ
ば、混合法に比べて高い強度が達成される。しかし、急
冷凝固粉末は硬く、金型成形によるニアネットシェープ
化が困難であること、粉末に強固な酸化皮膜があるこ
と、および焼結時に液相を発生しないことなどのため
に、焼結のみでは粉末相互の十分な結合を達成すること
ができず、ビレット形状からの押出しや鍛造など、数回
の圧縮工程を必要とする。
載されているように、組成が重量比で、Ｓｉ：１０〜３
０％、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｍｎの１種または２種以上を合計で
１〜１５％、必要に応じてＣｕ：０.５〜５およびＭ
ｇ：０.２〜３％、および残部のＡｌおよび不可避の不
純物からなる急冷凝固アルミニウム合金粉の圧粉体を熱
間鍛造して製造され、Ａｌ−Ｓｉ系合金素地中に初晶Ｓ
ｉが均一に分散した組織の合金がある。合金法によれ
ば、混合法に比べて高い強度が達成される。しかし、急
冷凝固粉末は硬く、金型成形によるニアネットシェープ
化が困難であること、粉末に強固な酸化皮膜があるこ
と、および焼結時に液相を発生しないことなどのため
に、焼結のみでは粉末相互の十分な結合を達成すること
ができず、ビレット形状からの押出しや鍛造など、数回
の圧縮工程を必要とする。
【０００５】さらに、混合法と合金法の組合せとして、
特開平５−１５６３９９号公報に記載されているよう
に、急冷凝固Ａｌ−Ｓｉ系合金粉に所定量の純Ａｌ粉を
混合した粉を熱間鍛造して製造され、その組成が重量比
で、Ｓｉ：１２〜３０％、ＦｅおよびＮｉのうち１種ま
たは２種の成分１〜１０％、必要に応じＣｕ：１〜５
％、Ｍｇ：０.３〜２％のうち１種または２種の成分お
よび残部がＡｌおよび不可避の不純物からなる組成で、
微細な初晶Ｓｉが分散した共晶Ａｌ−Ｓｉ素地中に、熱
間鍛造により変形したＡｌ固溶体粒が５〜２０容量％分
散した組織の合金がある。この合金はＡｌ固溶体が接着
剤として作用し、硬質な粒界の相互の密着性を向上さ
せ、耐摩耗性と強度を向上させたものである。
特開平５−１５６３９９号公報に記載されているよう
に、急冷凝固Ａｌ−Ｓｉ系合金粉に所定量の純Ａｌ粉を
混合した粉を熱間鍛造して製造され、その組成が重量比
で、Ｓｉ：１２〜３０％、ＦｅおよびＮｉのうち１種ま
たは２種の成分１〜１０％、必要に応じＣｕ：１〜５
％、Ｍｇ：０.３〜２％のうち１種または２種の成分お
よび残部がＡｌおよび不可避の不純物からなる組成で、
微細な初晶Ｓｉが分散した共晶Ａｌ−Ｓｉ素地中に、熱
間鍛造により変形したＡｌ固溶体粒が５〜２０容量％分
散した組織の合金がある。この合金はＡｌ固溶体が接着
剤として作用し、硬質な粒界の相互の密着性を向上さ
せ、耐摩耗性と強度を向上させたものである。
【０００６】ところで、本出願人は特願平６−３７６０
６号において、組成が重量％でＡｌ−１３〜３０％Ｓｉ
合金粉とＡｌ粉を２：８〜８：２の比率で配合した粉末
に、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｚｒお
よびＮｂより選ばれる１種もしくは２種以上の遷移金属
を０.２〜３０％含有するＣｕ−遷移金属合金粉、３５
％以上のＭｇを含有するＡｌ−Ｍｇ合金粉またはＭｇ粉
を添加して混合し、圧粉成形した後焼結して、全体組成
が重量比で、Ｓｉ：２.４〜２３.５％、Ｃｕ：２〜５
％、Ｍｇ：０.２〜１.５％、前記遷移金属０.０１〜１
％、および残部のＡｌおよび不可避不純物からなり、５
〜６０μｍの初晶Ｓｉが分散するＡｌ−Ｓｉ系合金相と
Ａｌ固溶体相との斑状組織を呈し、斑状組織面に占める
Ａｌ固溶体相の面積が２０〜８０％である合金を提案し
た。この合金の製造方法においては、成形性に優れ、合
金は粒界への金属間化合物の析出が防止され、斑状組織
であると共にＡｌ−Ｓｉ合金相中の初晶Ｓｉの最大粒径
を限定したことにより、引張り強さが３８０ＭＰａ程度
で伸びが大きく、また摩擦摺動中に脱落した初晶Ｓｉ粒
子をＡｌ固溶体相が埋め込む効果を有していることから
特に耐摩耗性に優れた合金を得ることができる。
６号において、組成が重量％でＡｌ−１３〜３０％Ｓｉ
合金粉とＡｌ粉を２：８〜８：２の比率で配合した粉末
に、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｚｒお
よびＮｂより選ばれる１種もしくは２種以上の遷移金属
を０.２〜３０％含有するＣｕ−遷移金属合金粉、３５
％以上のＭｇを含有するＡｌ−Ｍｇ合金粉またはＭｇ粉
を添加して混合し、圧粉成形した後焼結して、全体組成
が重量比で、Ｓｉ：２.４〜２３.５％、Ｃｕ：２〜５
％、Ｍｇ：０.２〜１.５％、前記遷移金属０.０１〜１
％、および残部のＡｌおよび不可避不純物からなり、５
〜６０μｍの初晶Ｓｉが分散するＡｌ−Ｓｉ系合金相と
Ａｌ固溶体相との斑状組織を呈し、斑状組織面に占める
Ａｌ固溶体相の面積が２０〜８０％である合金を提案し
た。この合金の製造方法においては、成形性に優れ、合
金は粒界への金属間化合物の析出が防止され、斑状組織
であると共にＡｌ−Ｓｉ合金相中の初晶Ｓｉの最大粒径
を限定したことにより、引張り強さが３８０ＭＰａ程度
で伸びが大きく、また摩擦摺動中に脱落した初晶Ｓｉ粒
子をＡｌ固溶体相が埋め込む効果を有していることから
特に耐摩耗性に優れた合金を得ることができる。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】このように、上記の焼
結合金は耐摩耗性に優れ機械強度も高いものであるが、
更に機械強度の高い合金であれば、その用途を拡大し、
また合金の信頼性を向上させることができる。本発明の
目的は、機械的強度がより高く、耐摩耗性に優れたアル
ミニウム系焼結合金を提供することにある。
結合金は耐摩耗性に優れ機械強度も高いものであるが、
更に機械強度の高い合金であれば、その用途を拡大し、
また合金の信頼性を向上させることができる。本発明の
目的は、機械的強度がより高く、耐摩耗性に優れたアル
ミニウム系焼結合金を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記のよ
うな課題を解決するために、鋭意検討を行なった結果本
発明に到達したものである。すなわち、本発明の焼結合
金は、全体組成が重量比でＳｉ：２.４〜２３.５％、Ｃ
ｕ：２〜５％、Ｍｇ：０.２〜１.５％、Ｔｉ、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＺｒおよびＮｂから選ば
れる１種もしくは２種以上の遷移金属：０.０１〜１
％、残部のＡｌおよび不可避不純物からなり、初晶Ｓｉ
が分散しているＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相とが
斑状組織を呈し、斑状組織の断面に占めるＡｌ固溶体相
の面積が２０〜８０％であるアルミニウム系焼結合金で
あって、合金表面部または少なくとも摺動予定面部のＡ
ｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶Ｓｉの最大粒径が５〜６０μ
ｍであり、その他の部分の初晶Ｓｉの粒径が５μｍ以下
であることを特徴とするものである。なお、焼結合金部
材の摺動する部位または部材全体の表面に分散する前記
５〜６０μｍの初晶Ｓｉの層は表面から深さ０.０５〜
１ｍｍの範囲にあることが好ましい。
うな課題を解決するために、鋭意検討を行なった結果本
発明に到達したものである。すなわち、本発明の焼結合
金は、全体組成が重量比でＳｉ：２.４〜２３.５％、Ｃ
ｕ：２〜５％、Ｍｇ：０.２〜１.５％、Ｔｉ、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＺｒおよびＮｂから選ば
れる１種もしくは２種以上の遷移金属：０.０１〜１
％、残部のＡｌおよび不可避不純物からなり、初晶Ｓｉ
が分散しているＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相とが
斑状組織を呈し、斑状組織の断面に占めるＡｌ固溶体相
の面積が２０〜８０％であるアルミニウム系焼結合金で
あって、合金表面部または少なくとも摺動予定面部のＡ
ｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶Ｓｉの最大粒径が５〜６０μ
ｍであり、その他の部分の初晶Ｓｉの粒径が５μｍ以下
であることを特徴とするものである。なお、焼結合金部
材の摺動する部位または部材全体の表面に分散する前記
５〜６０μｍの初晶Ｓｉの層は表面から深さ０.０５〜
１ｍｍの範囲にあることが好ましい。
【０００９】また、本発明におけるアルミニウム系焼結
合金部材の製造方法としては、Ｓｉ含有量が１３〜３０
重量％のＡｌ−Ｓｉ合金粉とＡｌ粉を２：８〜８：２に
配合した粉末に、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、
Ｎｉ、ＺｒおよびＮｂから選ばれる１種もしくは２種以
上の遷移金属の含有量が０.２〜３０重量％のＣｕ−遷
移金属合金粉、Ｍｇ含有量が３５重量％以上のＡｌ−Ｍ
ｇ合金粉またはＭｇ粉を添加して、全体組成が重量比
で、Ｓｉ：２.４〜２３.５％、Ｃｕ：２〜５％、Ｍｇ：
０.２〜１.５％、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、
Ｎｉ、ＺｒおよびＮｂから選ばれる１種もしくは２種以
上の遷移金属：０.０１〜１％、残部のＡｌおよび不可
避不純物からなる混合粉とし、この混合粉末を圧粉成形
した後焼結して、最大粒径が５μｍ以下の初晶Ｓｉが分
散しているＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相との斑状
組織を呈する焼結合金とし、この焼結合金の表面を加熱
して、合金内部に存在するＡｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶
Ｓｉの粒径は５μｍ以下にとどめた状態で、合金表面部
に存在するＡｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶Ｓｉの最大粒径
を５〜６０μｍに成長させ、冷却することを特徴とす
る。
合金部材の製造方法としては、Ｓｉ含有量が１３〜３０
重量％のＡｌ−Ｓｉ合金粉とＡｌ粉を２：８〜８：２に
配合した粉末に、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、
Ｎｉ、ＺｒおよびＮｂから選ばれる１種もしくは２種以
上の遷移金属の含有量が０.２〜３０重量％のＣｕ−遷
移金属合金粉、Ｍｇ含有量が３５重量％以上のＡｌ−Ｍ
ｇ合金粉またはＭｇ粉を添加して、全体組成が重量比
で、Ｓｉ：２.４〜２３.５％、Ｃｕ：２〜５％、Ｍｇ：
０.２〜１.５％、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、
Ｎｉ、ＺｒおよびＮｂから選ばれる１種もしくは２種以
上の遷移金属：０.０１〜１％、残部のＡｌおよび不可
避不純物からなる混合粉とし、この混合粉末を圧粉成形
した後焼結して、最大粒径が５μｍ以下の初晶Ｓｉが分
散しているＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相との斑状
組織を呈する焼結合金とし、この焼結合金の表面を加熱
して、合金内部に存在するＡｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶
Ｓｉの粒径は５μｍ以下にとどめた状態で、合金表面部
に存在するＡｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶Ｓｉの最大粒径
を５〜６０μｍに成長させ、冷却することを特徴とす
る。
【００１０】上記の製造方法において、表面全体または
合金部材が用いられる際に摺動する部位の加熱は、高周
波加熱、プラズマ加熱、レーザー加熱などにより達成す
ることができる。
合金部材が用いられる際に摺動する部位の加熱は、高周
波加熱、プラズマ加熱、レーザー加熱などにより達成す
ることができる。
【００１１】
【作用】以下に本発明の各構成要件についてさらに説明
する。 （１）斑状組織 斑状組織は、初晶Ｓｉが分散したＡｌ−Ｓｉ系合金相と
Ａｌ固溶体相とで構成される。初晶Ｓｉが分散したＡｌ
−Ｓｉ系合金相は、Ａｌ−Ｓｉ合金中にＭｇ、Ｃｕおよ
び遷移金属元素が拡散した固溶体であって、この素地中
に初晶Ｓｉが分散している比較的硬質な相であり、主に
材料強度および耐摩耗性に寄与する。
する。 （１）斑状組織 斑状組織は、初晶Ｓｉが分散したＡｌ−Ｓｉ系合金相と
Ａｌ固溶体相とで構成される。初晶Ｓｉが分散したＡｌ
−Ｓｉ系合金相は、Ａｌ−Ｓｉ合金中にＭｇ、Ｃｕおよ
び遷移金属元素が拡散した固溶体であって、この素地中
に初晶Ｓｉが分散している比較的硬質な相であり、主に
材料強度および耐摩耗性に寄与する。
【００１２】Ａｌ固溶体相は、純アルミニウム粉の形で
添加されたＡｌ中に、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕおよび遷移金属
が拡散した固溶体であって、比較的軟質であり、合金の
靭性に寄与するとともに、初期摩耗を受けてＡｌ−Ｓｉ
系合金相間に油だまりを形成して潤滑性および摩擦中の
相手材とのなじみ性に寄与する。また、塑性変形し易い
ので、摺動面近傍の硬質な初晶Ｓｉ粒子が摩耗粉として
脱落しそうになったり、脱落した場合に、それらを埋没
させ、Ｓｉ粒子が研磨粒子として作用することを防ぐ効
果がある。
添加されたＡｌ中に、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕおよび遷移金属
が拡散した固溶体であって、比較的軟質であり、合金の
靭性に寄与するとともに、初期摩耗を受けてＡｌ−Ｓｉ
系合金相間に油だまりを形成して潤滑性および摩擦中の
相手材とのなじみ性に寄与する。また、塑性変形し易い
ので、摺動面近傍の硬質な初晶Ｓｉ粒子が摩耗粉として
脱落しそうになったり、脱落した場合に、それらを埋没
させ、Ｓｉ粒子が研磨粒子として作用することを防ぐ効
果がある。
【００１３】前述の初晶Ｓｉ粒子が分散したＡｌ−Ｓｉ
系合金相と軟質なＡｌ固溶体相の二つの相は、Ａｌ−Ｓ
ｉ系合金相が合金断面の面積比で２０％未満のときは、
初晶Ｓｉの量が少ないため、また、８０％を越える場合
についても、摩擦摺動により脱落したＳｉ粒子を埋没さ
せるＡｌ固溶体相の量が少ないために、耐摩耗性が著し
く低くなる。したがって、２つの相が、合金断面の面積
比で２０〜８０：８０〜２０の割合で斑状に混在した複
合組織であるときに、相互の作用によって強度および耐
摩耗性が良好になる。
系合金相と軟質なＡｌ固溶体相の二つの相は、Ａｌ−Ｓ
ｉ系合金相が合金断面の面積比で２０％未満のときは、
初晶Ｓｉの量が少ないため、また、８０％を越える場合
についても、摩擦摺動により脱落したＳｉ粒子を埋没さ
せるＡｌ固溶体相の量が少ないために、耐摩耗性が著し
く低くなる。したがって、２つの相が、合金断面の面積
比で２０〜８０：８０〜２０の割合で斑状に混在した複
合組織であるときに、相互の作用によって強度および耐
摩耗性が良好になる。
【００１４】（２）Ｓｉ アルミニウム合金のＳｉは、熱膨張係数の低下および耐
摩耗性の向上に寄与する。全体組成からみたＳｉの量
は、前述の初晶Ｓｉが分散したＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡ
ｌ固溶体相とが斑状組織を呈するような範囲を選択する
必要があり、２.４〜２３.５重量％の範囲が適当であ
る。全体組成中のＳｉ量が少な過ぎると、初晶Ｓｉが分
散したＡｌ−Ｓｉ系合金相中のＳｉ量が少ないか、ある
いはＡｌ−Ｓｉ系合金相の量が少なくなることになり、
耐摩耗性に寄与する初晶Ｓｉの量が少ないために耐摩耗
性が不十分となる。一方、Ｓｉ量が多過ぎると、Ａｌ−
Ｓｉ系合金相中のＳｉ量が多いか、あるいはＡｌ−Ｓｉ
系合金相の量が多くなるために、靭性が低下し、かつ摺
動時に脱落した初晶Ｓｉ粒子を埋め込むＡｌ固溶体相の
量が少なく、斑状組織の効果がなくなるため却って摩耗
が進行する。
摩耗性の向上に寄与する。全体組成からみたＳｉの量
は、前述の初晶Ｓｉが分散したＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡ
ｌ固溶体相とが斑状組織を呈するような範囲を選択する
必要があり、２.４〜２３.５重量％の範囲が適当であ
る。全体組成中のＳｉ量が少な過ぎると、初晶Ｓｉが分
散したＡｌ−Ｓｉ系合金相中のＳｉ量が少ないか、ある
いはＡｌ−Ｓｉ系合金相の量が少なくなることになり、
耐摩耗性に寄与する初晶Ｓｉの量が少ないために耐摩耗
性が不十分となる。一方、Ｓｉ量が多過ぎると、Ａｌ−
Ｓｉ系合金相中のＳｉ量が多いか、あるいはＡｌ−Ｓｉ
系合金相の量が多くなるために、靭性が低下し、かつ摺
動時に脱落した初晶Ｓｉ粒子を埋め込むＡｌ固溶体相の
量が少なく、斑状組織の効果がなくなるため却って摩耗
が進行する。
【００１５】ＳｉはＡｌ−Ｓｉ合金粉の形で添加される
が、初晶Ｓｉが析出するためには、合金粉末中のＳｉ含
有量は１３重量％以上必要であり、また、Ｓｉ含有量が
３０重量％を越えると粉末製造時の溶湯温度が高くなる
ため、Ａｌ−Ｓｉ合金粉中のＳｉ含有量は１３〜３０重
量％が適当である。
が、初晶Ｓｉが析出するためには、合金粉末中のＳｉ含
有量は１３重量％以上必要であり、また、Ｓｉ含有量が
３０重量％を越えると粉末製造時の溶湯温度が高くなる
ため、Ａｌ−Ｓｉ合金粉中のＳｉ含有量は１３〜３０重
量％が適当である。
【００１６】（３）Ｍｇ Ｍｇは焼結中に液相を生じて素地中に固溶し、焼結の促
進、および時効析出するＭｇ2Ｓｉによる素地の強化お
よび耐摩耗性の向上の効果を示す。Ｍｇの量は、全体組
成で０.２重量％未満では上記の効果が不十分であり、
一方１.５％より多く添加してもそれ以上の添加効果を
呈するわけではないので０.２〜１.５重量％の範囲が望
ましい。
進、および時効析出するＭｇ2Ｓｉによる素地の強化お
よび耐摩耗性の向上の効果を示す。Ｍｇの量は、全体組
成で０.２重量％未満では上記の効果が不十分であり、
一方１.５％より多く添加してもそれ以上の添加効果を
呈するわけではないので０.２〜１.５重量％の範囲が望
ましい。
【００１７】また、添加手段としては、Ｍｇ含有量が３
５重量％以上のＡｌ−Ｍｇ合金粉またはＭｇ粉の形態で
行う。これは、Ａｌ−Ｍｇ二元系合金の融点が、Ｍｇ含
有量３３〜７０重量％の間において４６０℃程度の低い
値を示すためである。すなわち純粋なＭｇ粉の場合に
は、焼結過程でＡｌ素地と固相拡散してＭｇ濃度が低下
することにより液相が発生する。一方Ａｌ−Ｍｇ合金粉
を用いる場合には、Ｍｇ含有量を３３重量％とすると、
前記と同様にＡｌ素地との拡散でＭｇ濃度が低下するこ
とにより融点が上昇して有効に液相を利用することがで
きないので、Ｍｇ含有量は３５重量％以上とすることが
望ましい。
５重量％以上のＡｌ−Ｍｇ合金粉またはＭｇ粉の形態で
行う。これは、Ａｌ−Ｍｇ二元系合金の融点が、Ｍｇ含
有量３３〜７０重量％の間において４６０℃程度の低い
値を示すためである。すなわち純粋なＭｇ粉の場合に
は、焼結過程でＡｌ素地と固相拡散してＭｇ濃度が低下
することにより液相が発生する。一方Ａｌ−Ｍｇ合金粉
を用いる場合には、Ｍｇ含有量を３３重量％とすると、
前記と同様にＡｌ素地との拡散でＭｇ濃度が低下するこ
とにより融点が上昇して有効に液相を利用することがで
きないので、Ｍｇ含有量は３５重量％以上とすることが
望ましい。
【００１８】（４）Ｃｕおよび遷移金属 ＣｕはＡｌ合金素地を強化する元素であり、時効処理に
より一層大きな効果を示すが、２重量％未満では所望の
強度向上が認められず、また５重量％を越えると粉末粒
界近傍においてＣｕを主成分とする金属間化合物が多量
に析出して靭性が低下するので好ましくない。ＣｕをＣ
ｕ粉の形態で添加した場合に、Ｃｕを素地に固溶させる
ために必要な加熱を行うと、溶製材料のように初晶Ｓｉ
が粗大化し、反対に加熱の温度を下げ時間を短縮する
と、素地の粒界にＣｕの金属間化合物が残存して強度の
低下を招く。そこで、適量の遷移金属（Ｔｉ、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｎｂ）を共存させ
ると、溶体化および時効処理により、素地中に過飽和に
固溶したＣｕが時効析出する際に、遷移金属とＣｕおよ
びＳｉが結合し、素地中のＣｕおよびＳｉの量を減少さ
せ、その分だけ粉末粒界に析出した金属間化合物のＣｕ
が素地中に拡散するため、粒界に析出する金属間化合物
を消失させることが可能となる。
より一層大きな効果を示すが、２重量％未満では所望の
強度向上が認められず、また５重量％を越えると粉末粒
界近傍においてＣｕを主成分とする金属間化合物が多量
に析出して靭性が低下するので好ましくない。ＣｕをＣ
ｕ粉の形態で添加した場合に、Ｃｕを素地に固溶させる
ために必要な加熱を行うと、溶製材料のように初晶Ｓｉ
が粗大化し、反対に加熱の温度を下げ時間を短縮する
と、素地の粒界にＣｕの金属間化合物が残存して強度の
低下を招く。そこで、適量の遷移金属（Ｔｉ、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｎｂ）を共存させ
ると、溶体化および時効処理により、素地中に過飽和に
固溶したＣｕが時効析出する際に、遷移金属とＣｕおよ
びＳｉが結合し、素地中のＣｕおよびＳｉの量を減少さ
せ、その分だけ粉末粒界に析出した金属間化合物のＣｕ
が素地中に拡散するため、粒界に析出する金属間化合物
を消失させることが可能となる。
【００１９】全体組成中の遷移金属の量は、前記のＣｕ
含有量の範囲において０.０１重量％未満ではその効果
が認められず、一方、１重量％を越えると遷移金属を主
成分とする金属間化合物が析出して靭性が低下するため
０.０１から１重量％が好適である。遷移金属は単体で
添加すると拡散し難いため、Ｃｕ−遷移金属合金粉の形
態で添加することが好ましいが、合金粉中の遷移金属量
は全体組成として必要なＣｕ量および遷移金属量を考慮
して、０.２重量％以上が必要であるが、３０重量％を
越えると合金粉末の融点が高くなり、固相拡散によって
融点が低下しても液相を発生しなくなるため０.２〜１
０重量％の範囲が好適である。
含有量の範囲において０.０１重量％未満ではその効果
が認められず、一方、１重量％を越えると遷移金属を主
成分とする金属間化合物が析出して靭性が低下するため
０.０１から１重量％が好適である。遷移金属は単体で
添加すると拡散し難いため、Ｃｕ−遷移金属合金粉の形
態で添加することが好ましいが、合金粉中の遷移金属量
は全体組成として必要なＣｕ量および遷移金属量を考慮
して、０.２重量％以上が必要であるが、３０重量％を
越えると合金粉末の融点が高くなり、固相拡散によって
融点が低下しても液相を発生しなくなるため０.２〜１
０重量％の範囲が好適である。
【００２０】（５）Ａｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶Ｓｉの
粒径 初晶Ｓｉ粒子の断面形状は、粒径が小さいものは縦横の
寸法がほぼ同じで円形に近いが、大きい粒子は小さい粒
子が集合して凝集したり、粒成長したものと考えられ、
不規則な形状を示す。最大粒径とは、このような不規則
な形状をした粒子の両端距離の最長寸法を表したもので
ある。
粒径 初晶Ｓｉ粒子の断面形状は、粒径が小さいものは縦横の
寸法がほぼ同じで円形に近いが、大きい粒子は小さい粒
子が集合して凝集したり、粒成長したものと考えられ、
不規則な形状を示す。最大粒径とは、このような不規則
な形状をした粒子の両端距離の最長寸法を表したもので
ある。
【００２１】初晶Ｓｉの粒径が大きくなると、硬質の初
晶Ｓｉ粒子が突起物の状態で相手材を引っかき、相手材
を摩耗させる。一方、初晶Ｓｉの量が少ないか、または
初晶Ｓｉの粒径が小さいと、摩擦摺動時に素地より脱落
し、脱落した初晶Ｓｉ粒子が研磨粒子として作用するた
め摩耗が進行する。したがって、耐摩耗性の観点から初
晶Ｓｉ粒径は適度の値であることが必要であり、最大粒
径は５〜６０μｍの範囲が好ましい。
晶Ｓｉ粒子が突起物の状態で相手材を引っかき、相手材
を摩耗させる。一方、初晶Ｓｉの量が少ないか、または
初晶Ｓｉの粒径が小さいと、摩擦摺動時に素地より脱落
し、脱落した初晶Ｓｉ粒子が研磨粒子として作用するた
め摩耗が進行する。したがって、耐摩耗性の観点から初
晶Ｓｉ粒径は適度の値であることが必要であり、最大粒
径は５〜６０μｍの範囲が好ましい。
【００２２】一方、強度の点から考えると、初晶Ｓｉが
大きいほど強度や延性が低くなり、初晶Ｓｉの粒径が小
さいほど強度や延性が高くなるので好ましく、５μｍ以
下が好適である。そこで、摩擦部材の表面もしくは少な
くとも摺動する部位の初晶Ｓｉは、耐摩耗性を考慮して
最大粒径を５〜６０μｍにすると共に、内部の初晶Ｓｉ
は、強度や延性を考慮して粒径を５μｍ以下に構成する
ことによって、耐摩耗性と強度、延性を共に向上させる
ことが可能となる。
大きいほど強度や延性が低くなり、初晶Ｓｉの粒径が小
さいほど強度や延性が高くなるので好ましく、５μｍ以
下が好適である。そこで、摩擦部材の表面もしくは少な
くとも摺動する部位の初晶Ｓｉは、耐摩耗性を考慮して
最大粒径を５〜６０μｍにすると共に、内部の初晶Ｓｉ
は、強度や延性を考慮して粒径を５μｍ以下に構成する
ことによって、耐摩耗性と強度、延性を共に向上させる
ことが可能となる。
【００２３】また、最大粒径が５〜６０μｍの初晶Ｓｉ
が分散しているＡｌ−Ｓｉ系合金相の表層の厚さは、部
材が使用される摩擦環境により異なるが、０.０５ｍｍ
以下では初期摩耗時に耐摩耗性に寄与する５〜６０μｍ
の初晶Ｓｉ粒子が脱落して耐摩耗性向上の効果がなくな
るおそれがあり、一方、表層厚さが１ｍｍを越えても、
それに応じて耐摩耗性がさらに向上するわけではなく、
内部の強度および靭性に寄与する部分が減少するので、
５〜６０μｍの初晶Ｓｉが分散している層の厚さは０.
０５〜１ｍｍの範囲であることが好ましい。
が分散しているＡｌ−Ｓｉ系合金相の表層の厚さは、部
材が使用される摩擦環境により異なるが、０.０５ｍｍ
以下では初期摩耗時に耐摩耗性に寄与する５〜６０μｍ
の初晶Ｓｉ粒子が脱落して耐摩耗性向上の効果がなくな
るおそれがあり、一方、表層厚さが１ｍｍを越えても、
それに応じて耐摩耗性がさらに向上するわけではなく、
内部の強度および靭性に寄与する部分が減少するので、
５〜６０μｍの初晶Ｓｉが分散している層の厚さは０.
０５〜１ｍｍの範囲であることが好ましい。
【００２４】図１は本発明の焼結合金組織の断面の顕微
鏡視野を模式的に表したものである。白い領域はＡｌ固
溶体相２であり、黒点を有する領域はＡｌ−Ｓｉ合金相
２であり、黒点は初晶Ｓｉである。合金表面４付近の初
晶Ｓｉ３ａの平均粒径は大きく、一方、内部の初晶Ｓｉ
３ｂの平均粒径は比較的微細である。このような初晶Ｓ
ｉ３ａ、３ｂの構成は、あらかじめ合金全体を初晶Ｓｉ
の粒径が５μｍ以下になるように焼結した焼結合金の表
面を、高周波加熱、プラズマ加熱あるいはレーザー加熱
などの加熱手段により、０.０５〜１ｍｍの深さにわた
って初晶Ｓｉが成長して最大粒径が５〜６０μｍになる
まで加熱することによって得ることができる。また、必
要な部分だけを加熱して特定の表面部位のみを改質する
ことも可能である。
鏡視野を模式的に表したものである。白い領域はＡｌ固
溶体相２であり、黒点を有する領域はＡｌ−Ｓｉ合金相
２であり、黒点は初晶Ｓｉである。合金表面４付近の初
晶Ｓｉ３ａの平均粒径は大きく、一方、内部の初晶Ｓｉ
３ｂの平均粒径は比較的微細である。このような初晶Ｓ
ｉ３ａ、３ｂの構成は、あらかじめ合金全体を初晶Ｓｉ
の粒径が５μｍ以下になるように焼結した焼結合金の表
面を、高周波加熱、プラズマ加熱あるいはレーザー加熱
などの加熱手段により、０.０５〜１ｍｍの深さにわた
って初晶Ｓｉが成長して最大粒径が５〜６０μｍになる
まで加熱することによって得ることができる。また、必
要な部分だけを加熱して特定の表面部位のみを改質する
ことも可能である。
【００２５】
【実施例】以下に実施例により本発明をさらに説明す
る。なお、成分量は特に付言しない限り重量基準であ
る。 ［実施例１］原料粉として、Ｓｉ含有量が１５％、１７
％、２０％、２５％および３０％の５種類のＡｌ−Ｓｉ
合金粉、純Ａｌ粉、Ｃｕ−４％Ｎｉ合金粉およびＡｌ−
５０％Ｍｇ合金粉を、表１から表３に示す割合で混合
し、所定の形状に成形を行ない、４００℃で脱ろうし、
５４０℃で１０分間の焼結を行った。その後、熱間鍛造
によって密度比を１００％とし、４９０℃で溶体化処理
および２４０℃で時効処理行った。各試料の組織は、Ａ
ｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相の断面面積比について
はＡｌ−Ｓｉ合金粉と純Ａｌ粉の配合割合と同様になっ
ており、Ａｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶Ｓｉの最大粒径は
３〜４μｍであった。
る。なお、成分量は特に付言しない限り重量基準であ
る。 ［実施例１］原料粉として、Ｓｉ含有量が１５％、１７
％、２０％、２５％および３０％の５種類のＡｌ−Ｓｉ
合金粉、純Ａｌ粉、Ｃｕ−４％Ｎｉ合金粉およびＡｌ−
５０％Ｍｇ合金粉を、表１から表３に示す割合で混合
し、所定の形状に成形を行ない、４００℃で脱ろうし、
５４０℃で１０分間の焼結を行った。その後、熱間鍛造
によって密度比を１００％とし、４９０℃で溶体化処理
および２４０℃で時効処理行った。各試料の組織は、Ａ
ｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相の断面面積比について
はＡｌ−Ｓｉ合金粉と純Ａｌ粉の配合割合と同様になっ
ており、Ａｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶Ｓｉの最大粒径は
３〜４μｍであった。
【００２６】次に、これらの試料を高周波誘導炉によっ
て加熱し、試料１〜１９を得た。得られた各試料につい
て、成分組成、斑状組織の断面に占めるＡｌ−Ｓｉ系合
金相とＡｌ固溶体相の面積比、高周波加熱によって成長
させた試料表面部の初晶Ｓｉの最大粒径、成長させた初
晶Ｓｉが分散する部分の表面からの層の厚さおよび試料
内部の初晶Ｓｉの最大粒径を表１から表３に示す。ま
た、各試料についてピンオンディスク摩擦摩耗試験によ
る試料の摩耗量を測定した。その結果を表１から表３に
併せて示す。ピンオンディスク摩擦摩耗試験は、試料を
ピンとし、相手のディスクとしてＳ４８Ｃ材（機械構造
用炭素鋼）の熱処理品を用い、鉱油潤滑下に、面圧４９
ＭＰａ、摩擦速度５ｍ／秒の条件で行った。
て加熱し、試料１〜１９を得た。得られた各試料につい
て、成分組成、斑状組織の断面に占めるＡｌ−Ｓｉ系合
金相とＡｌ固溶体相の面積比、高周波加熱によって成長
させた試料表面部の初晶Ｓｉの最大粒径、成長させた初
晶Ｓｉが分散する部分の表面からの層の厚さおよび試料
内部の初晶Ｓｉの最大粒径を表１から表３に示す。ま
た、各試料についてピンオンディスク摩擦摩耗試験によ
る試料の摩耗量を測定した。その結果を表１から表３に
併せて示す。ピンオンディスク摩擦摩耗試験は、試料を
ピンとし、相手のディスクとしてＳ４８Ｃ材（機械構造
用炭素鋼）の熱処理品を用い、鉱油潤滑下に、面圧４９
ＭＰａ、摩擦速度５ｍ／秒の条件で行った。
【００２７】表１から表３に示す結果によれば、表面部
の初晶Ｓｉの最大粒径は２４〜２５μｍである。Ａｌ−
Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相の面積比が８：２から２：
８の範囲を満たしていない試料１、３、１０、１３、１
５、１８および１９は、焼付きを生じるか摩耗量が多く
なっている。その他の試料は、全体組成中のＳｉ量が所
定の範囲内であり、斑状組織に占めるＡｌ−Ｓｉ系合金
相とＡｌ固溶体相の断面面積比が所定の範囲内であり、
その場合は摩耗量が少ない。
の初晶Ｓｉの最大粒径は２４〜２５μｍである。Ａｌ−
Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相の面積比が８：２から２：
８の範囲を満たしていない試料１、３、１０、１３、１
５、１８および１９は、焼付きを生じるか摩耗量が多く
なっている。その他の試料は、全体組成中のＳｉ量が所
定の範囲内であり、斑状組織に占めるＡｌ−Ｓｉ系合金
相とＡｌ固溶体相の断面面積比が所定の範囲内であり、
その場合は摩耗量が少ない。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】
【表３】
【００３１】［実施例２］Ａｌ−２０Ｓｉ合金粉、純Ａ
ｌ粉、Ｃｕ−４％Ｎｉ合金粉、Ａｌ−５０％Ｍｇ合金粉
を表４および表５に示す割合で混合し、前記実施例と同
様の条件で、成形、焼結、熱間鍛造、溶体化処理および
時効処理行い、さらに高周波加熱を行って試料２０〜２
８を得た。また、同様の条件で製作し、高周波加熱を行
わない時効処理試料２９〜３２を得た。
ｌ粉、Ｃｕ−４％Ｎｉ合金粉、Ａｌ−５０％Ｍｇ合金粉
を表４および表５に示す割合で混合し、前記実施例と同
様の条件で、成形、焼結、熱間鍛造、溶体化処理および
時効処理行い、さらに高周波加熱を行って試料２０〜２
８を得た。また、同様の条件で製作し、高周波加熱を行
わない時効処理試料２９〜３２を得た。
【００３２】得られた試料２０〜３２について、成分組
成、斑状組織の断面に占めるＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ
固溶体相の面積比、高周波加熱により成長させた摺動部
位の初晶Ｓｉの最大粒径、成長させた初晶Ｓｉが分散す
る部分の表面からの層の厚さおよび試料内部の初晶Ｓｉ
の最大粒径を表４および表５に示す。また、各試料の引
張り強さとピンオンディスク摩擦摩耗試験による試料の
摩耗量を測定した結果を同表に併せて示す。
成、斑状組織の断面に占めるＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ
固溶体相の面積比、高周波加熱により成長させた摺動部
位の初晶Ｓｉの最大粒径、成長させた初晶Ｓｉが分散す
る部分の表面からの層の厚さおよび試料内部の初晶Ｓｉ
の最大粒径を表４および表５に示す。また、各試料の引
張り強さとピンオンディスク摩擦摩耗試験による試料の
摩耗量を測定した結果を同表に併せて示す。
【００３３】これらの表に示す結果によれば、摩耗量は
摺動部位の初晶Ｓｉの最大粒径が５μｍ未満の試料２９
および初晶Ｓｉの最大粒径が６０μｍを越える試料２８
は摩耗量が著しく多いことが判る。また、表面の初晶Ｓ
ｉの最大粒径が５〜６０μｍの範囲内であっても、その
層の厚さが０.０５ｍｍより小さい試料２１も著しく摩
耗している。一方、表面の初晶Ｓｉの最大粒径が大きく
なると引張り強さが低くなるが、内部の初晶Ｓｉの最大
粒径が小さい試料は、内部まで粒径が大きい試料３０〜
３２に比べて高い引張り強さを示し、表面に分散する成
長した初晶Ｓｉの層の厚さが小さいほど高い引張り強さ
を示すことが判る。以上より、初晶Ｓｉが分散している
Ａｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相との斑状組織を示す
アルミニウム系焼結合金において、斑状組織の断面に占
めるＡｌ固溶体相の面積が２０〜８０％であり、表面に
分散している初晶Ｓｉの最大粒径が５〜６０μｍで、そ
の他の部分に分散しているＡｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶
Ｓｉの粒径が５μｍ以下であり、最大粒径が５〜６０μ
ｍの初晶Ｓｉが分散した層の厚さが０.０５〜１ｍｍで
あるアルミニウム系焼結合金からなる部材は、耐摩耗性
に優れ、引張り強さが大きいことが判る。
摺動部位の初晶Ｓｉの最大粒径が５μｍ未満の試料２９
および初晶Ｓｉの最大粒径が６０μｍを越える試料２８
は摩耗量が著しく多いことが判る。また、表面の初晶Ｓ
ｉの最大粒径が５〜６０μｍの範囲内であっても、その
層の厚さが０.０５ｍｍより小さい試料２１も著しく摩
耗している。一方、表面の初晶Ｓｉの最大粒径が大きく
なると引張り強さが低くなるが、内部の初晶Ｓｉの最大
粒径が小さい試料は、内部まで粒径が大きい試料３０〜
３２に比べて高い引張り強さを示し、表面に分散する成
長した初晶Ｓｉの層の厚さが小さいほど高い引張り強さ
を示すことが判る。以上より、初晶Ｓｉが分散している
Ａｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相との斑状組織を示す
アルミニウム系焼結合金において、斑状組織の断面に占
めるＡｌ固溶体相の面積が２０〜８０％であり、表面に
分散している初晶Ｓｉの最大粒径が５〜６０μｍで、そ
の他の部分に分散しているＡｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶
Ｓｉの粒径が５μｍ以下であり、最大粒径が５〜６０μ
ｍの初晶Ｓｉが分散した層の厚さが０.０５〜１ｍｍで
あるアルミニウム系焼結合金からなる部材は、耐摩耗性
に優れ、引張り強さが大きいことが判る。
【００３４】
【表４】
【００３５】
【表５】
【００３６】
【発明の効果】以上説明したように、本発明のアルミニ
ウム系焼結合金は、初晶Ｓｉが分散しているＡｌ−Ｓｉ
系合金相とＡｌ固溶体相との斑状組織を呈し、斑状組織
の断面に占めるＡｌ固溶体相の面積が２０〜８０％であ
り、表面から０.０５〜１ｍｍの深さのＡｌ−Ｓｉ系合
金相中の初晶Ｓｉの最大粒径が５〜６０μｍで、その他
の部分に分散している初晶Ｓｉの粒径が５μｍ以下に構
成したものであり、機械強度が高く、特に耐摩耗性に優
れたものである。したがって、軽量化が要求されている
各種軸受、歯車、プーリー、コンロッド、ピストンなど
の機械要素への適用が期待され、焼結部品の利用を拡大
することができる。
ウム系焼結合金は、初晶Ｓｉが分散しているＡｌ−Ｓｉ
系合金相とＡｌ固溶体相との斑状組織を呈し、斑状組織
の断面に占めるＡｌ固溶体相の面積が２０〜８０％であ
り、表面から０.０５〜１ｍｍの深さのＡｌ−Ｓｉ系合
金相中の初晶Ｓｉの最大粒径が５〜６０μｍで、その他
の部分に分散している初晶Ｓｉの粒径が５μｍ以下に構
成したものであり、機械強度が高く、特に耐摩耗性に優
れたものである。したがって、軽量化が要求されている
各種軸受、歯車、プーリー、コンロッド、ピストンなど
の機械要素への適用が期待され、焼結部品の利用を拡大
することができる。
【図１】本発明の焼結合金の組織を説明する拡大模式図
である。
である。
１ Ａｌ−Ｓｉ系合金相 ２ Ａｌ固溶体相 ３ａ 初晶Ｓｉ（最大粒径５〜６０μｍ） ３ｂ 初晶Ｓｉ（粒径５μｍ以下） ４ 焼結合金表面
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０４ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６２８ ６２８ ６３０Ａ ６３０ ６３０Ｄ ６３１Ａ ６３１ ６３１Ｚ ６５１Ｂ ６５１ ６８２ ６８２ ６８７ ６８７ ６９１Ｂ ６９１ ６９１Ｚ Ｂ２２Ｆ 3/10 Ｆ (72)発明者 四方 英雄 千葉県松戸市大金平１−48−１ (72)発明者 浦田 秀夫 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式 会社 本田技術研究所内 (72)発明者 川瀬 祥司 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式 会社 本田技術研究所内 (72)発明者 上田 順一 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式 会社 本田技術研究所内 (56)参考文献 特開 平７−197168（ＪＰ，Ａ) 特開 昭53−128512（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−183839（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−224341（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−170245（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 21/00 - 21/18 B22F 1/00 - 7/08 C22C 1/04 - 1/057
Claims (4)
- 【請求項１】 全体組成が重量比でＳｉ：２.４〜２３.
５％、Ｃｕ：２〜５％、Ｍｇ：０.２〜１.５％、Ｔｉ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＺｒおよびＮｂか
ら選ばれる１種もしくは２種以上の遷移金属：０.０１
〜１％、残部のＡｌおよび不可避不純物からなり、初晶
Ｓｉが分散しているＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相
とが斑状組織を呈し、斑状組織の断面に占めるＡｌ固溶
体相の面積が２０〜８０％であるアルミニウム系焼結合
金であって、合金表面部または少なくとも摺動予定面部
のＡｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶Ｓｉの最大粒径が５〜６
０μｍであり、その他の部分の初晶Ｓｉの粒径が５μｍ
以下であることを特徴とする耐摩耗性アルミニウム系焼
結合金。 - 【請求項２】 Ａｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶Ｓｉの最大
粒径が５〜６０μｍである部分の厚さが、合金表面より
０.０５〜１ｍｍであることを特徴とする請求項１記載
の耐摩耗性アルミニウム系焼結合金。 - 【請求項３】 Ｓｉ含有量が１３〜３０重量％のＡｌ−
Ｓｉ合金粉とＡｌ粉を２：８〜８：２に配合した粉末
に、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｚｒお
よびＮｂから選ばれる１種もしくは２種以上の遷移金属
の含有量が０.２〜３０重量％のＣｕ−遷移金属合金
粉、Ｍｇ含有量が３５重量％以上のＡｌ−Ｍｇ合金粉ま
たはＭｇ粉を添加して、全体組成が重量比でＳｉ：２.
４〜２３.５％、Ｃｕ：２〜５％、Ｍｇ：０.２〜１.５
％、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｚｒお
よびＮｂから選ばれる１種もしくは２種以上の遷移金
属：０.０１〜１％、残部のＡｌおよび不可避不純物か
らなる混合粉末とし、この混合粉末を圧粉成形した後焼
結して、最大粒径が５μｍ以下の初晶Ｓｉが分散してい
るＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相との斑組織を呈す
る焼結合金とし、この焼結合金の表面を加熱して、合金
表面部に存在するＡｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶Ｓｉの最
大粒径を５〜６０μｍに成長させた後、冷却することを
特徴とする耐摩耗性アルミニウム系焼結合金の製造方
法。 - 【請求項４】 前記焼結合金の表面を加熱する方法が、
高周波加熱、プラズマ加熱、レーザー加熱の何れかの方
法であることを特徴とする請求項３記載の耐摩耗性アル
ミニウム系焼結合金の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6335712A JP3060022B2 (ja) | 1994-12-21 | 1994-12-21 | 耐摩耗性アルミニウム系焼結合金およびその製造方法 |
| US08/385,988 US5545487A (en) | 1994-02-12 | 1995-02-09 | Wear-resistant sintered aluminum alloy and method for producing the same |
| EP95101854A EP0669404B1 (en) | 1994-02-12 | 1995-02-10 | Wear-resistant sintered aluminum alloy and method for producing the same |
| DE69503077T DE69503077T2 (de) | 1994-02-12 | 1995-02-10 | Verschleissfeste gesinterte Aluminiumlegierung und Verfahren zu ihrer Herstellung |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6335712A JP3060022B2 (ja) | 1994-12-21 | 1994-12-21 | 耐摩耗性アルミニウム系焼結合金およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08176716A JPH08176716A (ja) | 1996-07-09 |
| JP3060022B2 true JP3060022B2 (ja) | 2000-07-04 |
Family
ID=18291639
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6335712A Expired - Lifetime JP3060022B2 (ja) | 1994-02-12 | 1994-12-21 | 耐摩耗性アルミニウム系焼結合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3060022B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6312189B2 (ja) * | 2012-03-30 | 2018-04-18 | 住友電工焼結合金株式会社 | 摺動部材、及び摺動部材の製造方法 |
| JP6990527B2 (ja) * | 2017-05-23 | 2022-02-03 | 昭和電工株式会社 | アルミニウム合金材 |
-
1994
- 1994-12-21 JP JP6335712A patent/JP3060022B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08176716A (ja) | 1996-07-09 |
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