JP3184367B2 - 高靭性Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法 - Google Patents
高靭性Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高靭性Ａｌ−Ｓｉ系合
金の製造方法、詳しくは、Ａｌ−Ｓｉ系合金溶湯を非酸
化性ガスで噴霧して急冷凝固させながら堆積させること
によって得たビレットを使用して、自動車工業、家電お
よび産業機械用材料として好適な押出材を製造する高靭
性Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法に関する。
金の製造方法、詳しくは、Ａｌ−Ｓｉ系合金溶湯を非酸
化性ガスで噴霧して急冷凝固させながら堆積させること
によって得たビレットを使用して、自動車工業、家電お
よび産業機械用材料として好適な押出材を製造する高靭
性Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】アルミニウム材料は、軽量な工業材料と
して広範囲に利用されているが、近年、自動車工業分
野、家電分野および産業機械分野において、各種機器の
高性能化、高速化が進んでおり、これら機器の部品とし
て使用されるアルミニウム材料にはさらに優れた特性が
要求されている。
して広範囲に利用されているが、近年、自動車工業分
野、家電分野および産業機械分野において、各種機器の
高性能化、高速化が進んでおり、これら機器の部品とし
て使用されるアルミニウム材料にはさらに優れた特性が
要求されている。
【０００３】アルミニウム材料に優れた特性を与える方
法として急冷凝固法を利用した粉末冶金法がある。粉末
冶金法は、アルミニウム合金材料を微粉末にして圧縮成
形し、押出、鍛造等の加工を行って成形体を得る方法で
あり、従来の溶解ー鋳造あるいは展伸加工により製造さ
れたアルミニウム材料と比べて高温特性、耐摩耗性に優
れているため、自動車部品や家電部品の一部に実用化さ
れている。しかし、高ＳｉのＡｌ−Ｓｉ系合金の場合に
は、とくに急冷凝固−予備成形の過程において酸化され
易く、ＳｉあるいはＳｉを含む金属間化合物が粗大に晶
出あるいは析出し易いため、材料の靭性を低下させるこ
とが少なくない。
法として急冷凝固法を利用した粉末冶金法がある。粉末
冶金法は、アルミニウム合金材料を微粉末にして圧縮成
形し、押出、鍛造等の加工を行って成形体を得る方法で
あり、従来の溶解ー鋳造あるいは展伸加工により製造さ
れたアルミニウム材料と比べて高温特性、耐摩耗性に優
れているため、自動車部品や家電部品の一部に実用化さ
れている。しかし、高ＳｉのＡｌ−Ｓｉ系合金の場合に
は、とくに急冷凝固−予備成形の過程において酸化され
易く、ＳｉあるいはＳｉを含む金属間化合物が粗大に晶
出あるいは析出し易いため、材料の靭性を低下させるこ
とが少なくない。
【０００４】上記の欠点を解消する技術として、非酸化
性雰囲気中において金属溶湯を非酸化性ガスで噴霧して
急冷凝固させながらコレクタ上に堆積させることにより
予備成形体を得る方法（以下、スプレイデポジション）
が英国のOSPREYMETALS社により開発されている( 特開昭
62-1849 号公報) 。スプレイデポジションによれば、非
酸化性ガスにより微粒化された金属は直ちにコレクタ上
で融着し合い急冷凝固されるから、酸化され難く、Ｓｉ
あるいはＳｉを含む金属間化合物の粗大化も生じ難いか
ら、材料の靭性向上が期待される。
性雰囲気中において金属溶湯を非酸化性ガスで噴霧して
急冷凝固させながらコレクタ上に堆積させることにより
予備成形体を得る方法（以下、スプレイデポジション）
が英国のOSPREYMETALS社により開発されている( 特開昭
62-1849 号公報) 。スプレイデポジションによれば、非
酸化性ガスにより微粒化された金属は直ちにコレクタ上
で融着し合い急冷凝固されるから、酸化され難く、Ｓｉ
あるいはＳｉを含む金属間化合物の粗大化も生じ難いか
ら、材料の靭性向上が期待される。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、スプレイデ
ポジションの利点を生かしながら、さらにＡｌ−Ｓｉ系
合金材料の特性を向上させるための材料成分および組織
の組み合わせについて鋭意研究した結果としてなされた
ものであり、その目的は、スプレイデポジションを適用
して優れた靭性および高温強度を有するＡｌ−Ｓｉ系合
金を得る高靭性Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法を提供する
ことにある。
ポジションの利点を生かしながら、さらにＡｌ−Ｓｉ系
合金材料の特性を向上させるための材料成分および組織
の組み合わせについて鋭意研究した結果としてなされた
ものであり、その目的は、スプレイデポジションを適用
して優れた靭性および高温強度を有するＡｌ−Ｓｉ系合
金を得る高靭性Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法を提供する
ことにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めの本発明の請求項１による高靱性Ａｌ−Ｓｉ系合金の
製造方法は、Ｓｉ10〜30％と、ＴｉおよびＢのうちの１
種以上を合計0.005 〜0.5 ％含み、残部Ａｌと不可避的
不純物からなるＡｌ−Ｓｉ系合金の溶湯を、窒素雰囲気
において窒素ガスで噴霧して急冷凝固させながら堆積さ
せるスプレーデポジションを実施することによってビレ
ットとし、該ビレットを押出比３以上で押出加工して、
平均結晶粒径が0.1 〜5 μm 、Ｓｉの平均粒径が1 〜10
μm で、窒素を0.03〜0.2 ％含有する押出材とすること
を特徴とし、請求項２による高靱性Ａｌ−Ｓｉ系合金の
製造方法は、上記のＡｌ−Ｓｉ系合金が、Ｃｕ0.5 〜6
％、Ｍｇ0.2 〜3 ％を含有することを特徴とし、請求項
３による高靱性Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法は、上記の
Ａｌ−Ｓｉ系合金が、Ｆｅ、ＭｎおよびＮｉのうちの１
種以上を合計1 〜10％含み、押出材中におけるこれらの
合金元素とＡｌ、Ｓｉとの金属間化合物の平均粒径が10
μm 以下であることを特徴とする。また、請求項４によ
る高靱性Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法は、上記のＡｌ−
Ｓｉ系合金が、Ｚｒ0.2 〜2.0 ％を含み、押出材中にお
けるＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物の平均粒径が10μm 以下
であることを特徴とする。
めの本発明の請求項１による高靱性Ａｌ−Ｓｉ系合金の
製造方法は、Ｓｉ10〜30％と、ＴｉおよびＢのうちの１
種以上を合計0.005 〜0.5 ％含み、残部Ａｌと不可避的
不純物からなるＡｌ−Ｓｉ系合金の溶湯を、窒素雰囲気
において窒素ガスで噴霧して急冷凝固させながら堆積さ
せるスプレーデポジションを実施することによってビレ
ットとし、該ビレットを押出比３以上で押出加工して、
平均結晶粒径が0.1 〜5 μm 、Ｓｉの平均粒径が1 〜10
μm で、窒素を0.03〜0.2 ％含有する押出材とすること
を特徴とし、請求項２による高靱性Ａｌ−Ｓｉ系合金の
製造方法は、上記のＡｌ−Ｓｉ系合金が、Ｃｕ0.5 〜6
％、Ｍｇ0.2 〜3 ％を含有することを特徴とし、請求項
３による高靱性Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法は、上記の
Ａｌ−Ｓｉ系合金が、Ｆｅ、ＭｎおよびＮｉのうちの１
種以上を合計1 〜10％含み、押出材中におけるこれらの
合金元素とＡｌ、Ｓｉとの金属間化合物の平均粒径が10
μm 以下であることを特徴とする。また、請求項４によ
る高靱性Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法は、上記のＡｌ−
Ｓｉ系合金が、Ｚｒ0.2 〜2.0 ％を含み、押出材中にお
けるＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物の平均粒径が10μm 以下
であることを特徴とする。
【０００７】必須成分として含まれるＳｉは、合金の耐
摩耗性を向上させる。好ましい含有量は10〜30％の範囲
であり、10％未満ではその効果が小さく、30％を越える
とスプレイデポジションによってもＳｉ粒子の平均径が
20μm 以上となり、その後押出加工を行っても平均粒径
が10μm を越えてしまうため、破壊靭性が劣る。
摩耗性を向上させる。好ましい含有量は10〜30％の範囲
であり、10％未満ではその効果が小さく、30％を越える
とスプレイデポジションによってもＳｉ粒子の平均径が
20μm 以上となり、その後押出加工を行っても平均粒径
が10μm を越えてしまうため、破壊靭性が劣る。
【０００８】Ｔｉ，Ｂは、凝固過程において、ＴｉＢ2
などのホウ化物あるいはＡｌ3 Ｔｉを形成し、これらが
結晶粒核となるため、結晶粒を微細化することが可能と
なる。好ましくはＴｉあるいはＢを単独、またはＴｉお
よびＢの両者を合計0.005 〜0.5 ％の範囲で含有させ
る。含有量が0.005 ％では効果が小さく、0.5 ％を越え
ると合金の靭性が低下する。
などのホウ化物あるいはＡｌ3 Ｔｉを形成し、これらが
結晶粒核となるため、結晶粒を微細化することが可能と
なる。好ましくはＴｉあるいはＢを単独、またはＴｉお
よびＢの両者を合計0.005 〜0.5 ％の範囲で含有させ
る。含有量が0.005 ％では効果が小さく、0.5 ％を越え
ると合金の靭性が低下する。
【０００９】Ｃｕは、合金中に固体あるいは時効析出し
て、合金の強度を高める。好ましい含有範囲は0.5 〜6
％であり、0.5 ％未満ではその効果が小さく、6 ％を越
えると合金の耐食性を劣化させる。Ｍｇは、Ｃｕと同様
合金中に固溶あるいは時効析出して、合金の強度を高め
る。好ましい含有量は0.2 〜3 ％の範囲であり、0.2％
未満ではその効果が小さく、3 ％を越えると合金の靭性
を低下させる。
て、合金の強度を高める。好ましい含有範囲は0.5 〜6
％であり、0.5 ％未満ではその効果が小さく、6 ％を越
えると合金の耐食性を劣化させる。Ｍｇは、Ｃｕと同様
合金中に固溶あるいは時効析出して、合金の強度を高め
る。好ましい含有量は0.2 〜3 ％の範囲であり、0.2％
未満ではその効果が小さく、3 ％を越えると合金の靭性
を低下させる。
【００１０】Ｆｅ、Ｍｎ、ＮｉおよびＺｒは、Ａｌ−Ｓ
ｉ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｎｉ、Ａｌ
−Ｚｒ系等の金属間化合物を形成し、合金の高温強度を
向上させる。好ましい含有範囲は合計1 〜10％であり、
1 ％未満ではその効果が十分でなく、10％を越えて添加
されると、これらの金属間化合物の平均粒径が20μmを
越え合金の靭性を低下させる。
ｉ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｎｉ、Ａｌ
−Ｚｒ系等の金属間化合物を形成し、合金の高温強度を
向上させる。好ましい含有範囲は合計1 〜10％であり、
1 ％未満ではその効果が十分でなく、10％を越えて添加
されると、これらの金属間化合物の平均粒径が20μmを
越え合金の靭性を低下させる。
【００１１】スプレイデポジションを実施する場合の雰
囲気は非酸化性ガス雰囲気とし、溶湯を噴霧するガスも
非酸化性ガスとして合金の酸化を防止する。酸素は、合
金中において酸化物として存在し、靭性の低下をもたら
すが、含有量が0.1 ％以下の場合には実質上ほとんど問
題とならない。。非酸化性ガスとしては、ヘリウムガス
（He) 、アルゴンガス(Ar)あるいは窒素ガス(N2)を単独
または混合して使用するのが好ましい。とくに窒素ガス
を使用してＡｌ−Ｓｉ系合金溶湯を噴霧すると、合金中
に窒化物が形成され、押出材中に微細な窒化物が分散し
て材料の高温強度を向上させることができる。この場
合、押出材中における好ましい窒素含有量は0.03〜0.2
％である。0.03％未満では窒化物の形成が不十分で高温
強度の向上効果が得られないことがあり、0.2 ％を越え
ると合金の靭性が低下する傾向がある。
囲気は非酸化性ガス雰囲気とし、溶湯を噴霧するガスも
非酸化性ガスとして合金の酸化を防止する。酸素は、合
金中において酸化物として存在し、靭性の低下をもたら
すが、含有量が0.1 ％以下の場合には実質上ほとんど問
題とならない。。非酸化性ガスとしては、ヘリウムガス
（He) 、アルゴンガス(Ar)あるいは窒素ガス(N2)を単独
または混合して使用するのが好ましい。とくに窒素ガス
を使用してＡｌ−Ｓｉ系合金溶湯を噴霧すると、合金中
に窒化物が形成され、押出材中に微細な窒化物が分散し
て材料の高温強度を向上させることができる。この場
合、押出材中における好ましい窒素含有量は0.03〜0.2
％である。0.03％未満では窒化物の形成が不十分で高温
強度の向上効果が得られないことがあり、0.2 ％を越え
ると合金の靭性が低下する傾向がある。
【００１２】スプレイデポジションによれば、前記のよ
うに非酸化性ガスにより微粒化された合金は直ちにコレ
クタ上で融着し合い、平均１０2 〜１０4 ℃／秒の冷却
速度で急冷凝固され、Ｓｉ粒子およびＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ
系その他の金属間化合物を微細化するとともに結晶粒を
微細化する。Ｓｉ粒子および金属間化合物は、ビレット
の押出加工によりさらに分断され、合金の強度特性を向
上させる。最終的に得られる押出材中のＳｉ粒子の平均
径は1 〜10μm 、金属間化合物の平均粒径は10μm 以
下、結晶粒の平均径は0.1 〜5 μm の範囲にするのが好
ましい。これらの値が下限値より小さいと合金の強度が
十分でなく、上限値を越えると合金の靭性が低下する。
スプレイデポジションとの組合わせで上記の合金組織を
形成するためには、押出比３以上で押出加工を行うのが
好ましく、押出比が３未満では、Ｓｉ粒子および金属間
化合物の分断が不十分となり易く、これらの粒径が20μ
m を越えることもあり、合金の破壊靭性を劣化させる傾
向がある。
うに非酸化性ガスにより微粒化された合金は直ちにコレ
クタ上で融着し合い、平均１０2 〜１０4 ℃／秒の冷却
速度で急冷凝固され、Ｓｉ粒子およびＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ
系その他の金属間化合物を微細化するとともに結晶粒を
微細化する。Ｓｉ粒子および金属間化合物は、ビレット
の押出加工によりさらに分断され、合金の強度特性を向
上させる。最終的に得られる押出材中のＳｉ粒子の平均
径は1 〜10μm 、金属間化合物の平均粒径は10μm 以
下、結晶粒の平均径は0.1 〜5 μm の範囲にするのが好
ましい。これらの値が下限値より小さいと合金の強度が
十分でなく、上限値を越えると合金の靭性が低下する。
スプレイデポジションとの組合わせで上記の合金組織を
形成するためには、押出比３以上で押出加工を行うのが
好ましく、押出比が３未満では、Ｓｉ粒子および金属間
化合物の分断が不十分となり易く、これらの粒径が20μ
m を越えることもあり、合金の破壊靭性を劣化させる傾
向がある。
【００１３】
【作用】本発明の高靭性Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法
は、上記の構成を具え、特定の合金組成とスプレイデポ
ジション−押出比３以上の押出加工からなる工程の組合
わせにより、特定範囲のＳｉ粒子径、金属間化合物粒子
径および結晶粒径を有する金属組織を形成するものであ
り、得られた合金材料は靭性の優れたものとなる。
は、上記の構成を具え、特定の合金組成とスプレイデポ
ジション−押出比３以上の押出加工からなる工程の組合
わせにより、特定範囲のＳｉ粒子径、金属間化合物粒子
径および結晶粒径を有する金属組織を形成するものであ
り、得られた合金材料は靭性の優れたものとなる。
【００１４】
【実施例】以下、本発明の実施例を比較例と対比して説
明する。 実施例１ 表１に示すＡｌ−Ｓｉ系合金を溶解し、アルゴンガス雰
囲気または窒素ガス雰囲気中において溶湯流をアルゴン
ガスまたは窒素ガスで噴霧して、円柱状のコレクタ上に
急冷凝固させながら堆積させるスプレイデポジションを
行い、外径が約260mm 、長さが900mm の円柱状ビレット
を作製した。このビレットを、押出温度400 ℃、押出比
3 〜12で押出加工し、ＣｕおよびＭｇを含む合金につい
ては、押出加工後、溶体化処理( 処理温度485 ℃) −水
冷−人工時効(175℃×6hrs) の条件で熱処理を施した。
このようにして得られた押出材および熱処理材につい
て、ガス分析を行って酸素含有量および窒素含有量を測
定し、結晶粒径の測定、Ｓｉ粒子および金属間化合物粒
子の粒径の測定、および破壊靭性の測定を行った。これ
らの測定結果を表２に示す。なお、破壊靭性はASTM E39
9 に基づいて評価した。
明する。 実施例１ 表１に示すＡｌ−Ｓｉ系合金を溶解し、アルゴンガス雰
囲気または窒素ガス雰囲気中において溶湯流をアルゴン
ガスまたは窒素ガスで噴霧して、円柱状のコレクタ上に
急冷凝固させながら堆積させるスプレイデポジションを
行い、外径が約260mm 、長さが900mm の円柱状ビレット
を作製した。このビレットを、押出温度400 ℃、押出比
3 〜12で押出加工し、ＣｕおよびＭｇを含む合金につい
ては、押出加工後、溶体化処理( 処理温度485 ℃) −水
冷−人工時効(175℃×6hrs) の条件で熱処理を施した。
このようにして得られた押出材および熱処理材につい
て、ガス分析を行って酸素含有量および窒素含有量を測
定し、結晶粒径の測定、Ｓｉ粒子および金属間化合物粒
子の粒径の測定、および破壊靭性の測定を行った。これ
らの測定結果を表２に示す。なお、破壊靭性はASTM E39
9 に基づいて評価した。
【００１５】表２にみられるように、実施例１に従って
作製された合金材は、いずれもＳｉ粒子およびＡｌ−Ｓ
ｉ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｎｉ
系、Ａｌ−Ｚｒ系などの金属間化合物の平均粒径が10μ
m 以下の微細な分布組織を有し、結晶粒も微細で、例え
ば内燃機関用ピストンとして使用するに十分な常温破壊
靭値を示した。
作製された合金材は、いずれもＳｉ粒子およびＡｌ−Ｓ
ｉ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｎｉ
系、Ａｌ−Ｚｒ系などの金属間化合物の平均粒径が10μ
m 以下の微細な分布組織を有し、結晶粒も微細で、例え
ば内燃機関用ピストンとして使用するに十分な常温破壊
靭値を示した。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】比較例１ 表３に示すＡｌ−Ｓｉ系合金を溶解し、実施例１と同様
のスプレイデポジションを行って外径が約260mm 、長さ
が900mm の円柱状ビレットを作製した。このビレット
を、押出温度400 ℃、押出比2 〜12で押出加工し、つい
で実施例１と同一の条件で熱処理を施した。得られた熱
処理材について、実施例１と同様、酸素含有量、窒素含
有量、結晶粒径、Ｓｉ粒子および金属間化合物粒子の平
均粒径、および常温破壊靭性を測定した。測定結果を表
４に示す。
のスプレイデポジションを行って外径が約260mm 、長さ
が900mm の円柱状ビレットを作製した。このビレット
を、押出温度400 ℃、押出比2 〜12で押出加工し、つい
で実施例１と同一の条件で熱処理を施した。得られた熱
処理材について、実施例１と同様、酸素含有量、窒素含
有量、結晶粒径、Ｓｉ粒子および金属間化合物粒子の平
均粒径、および常温破壊靭性を測定した。測定結果を表
４に示す。
【００１９】
【表３】
【００２０】
【表４】
【００２１】表３および表４において、本発明の条件を
外れているものには下線を付した。表４にみられるよう
に、試料No.1は、Ｔｉが0.003 ％と少ないため、常温破
壊靭性が低く、例えば内燃機関用ピストンとしての使用
が困難である。No.2は、Ｔｉの含有量が多いためＡｌ−
Ｔｉ系金属間化合物が粗大に晶出し、常温破壊靭性を劣
化させる。No.3は、Ｂの含有量が多いため、Ａｌ−Ｂ系
金属間化合物が粗大に晶出して、常温破壊靭性を低下さ
せる。No.4は、スプレイデポジションの雰囲気ガスとし
て空気を使用したために酸性雰囲気となり、得られた合
金材料中の酸素量が0.3 ％と多く、常温破壊靭性が低下
した。No.5は、押出加工における押出比が低く熱間加工
をほとんど受けていないため、Ｓｉ粒子等が分断されず
に粗大のまま残留し、破壊靭性を劣化させている。No.6
は、Ｓｉ含有量が多いためＳｉ粒径が粗大となり、常温
破壊靭性が劣る。No.7は、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｎｉの合計含有
量が10％を越えるため、これら元素とＡｌ，Ｓｉとの金
属間化合物の粒径が大きく、破壊靭性を低下させてい
る。
外れているものには下線を付した。表４にみられるよう
に、試料No.1は、Ｔｉが0.003 ％と少ないため、常温破
壊靭性が低く、例えば内燃機関用ピストンとしての使用
が困難である。No.2は、Ｔｉの含有量が多いためＡｌ−
Ｔｉ系金属間化合物が粗大に晶出し、常温破壊靭性を劣
化させる。No.3は、Ｂの含有量が多いため、Ａｌ−Ｂ系
金属間化合物が粗大に晶出して、常温破壊靭性を低下さ
せる。No.4は、スプレイデポジションの雰囲気ガスとし
て空気を使用したために酸性雰囲気となり、得られた合
金材料中の酸素量が0.3 ％と多く、常温破壊靭性が低下
した。No.5は、押出加工における押出比が低く熱間加工
をほとんど受けていないため、Ｓｉ粒子等が分断されず
に粗大のまま残留し、破壊靭性を劣化させている。No.6
は、Ｓｉ含有量が多いためＳｉ粒径が粗大となり、常温
破壊靭性が劣る。No.7は、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｎｉの合計含有
量が10％を越えるため、これら元素とＡｌ，Ｓｉとの金
属間化合物の粒径が大きく、破壊靭性を低下させてい
る。
【００２２】実施例２ Ｓｉ20％、Ｃｕ2 ％、Ｍｇ1 ％、Ｆｅ5 ％、Ｔｉ0.03％
およびＢ0.01％を含み、残部Ａｌと不可避不純物からな
るＡｌ−Ｓｉ系合金を溶解温度を変えて溶製し、得られ
た溶湯を、窒素ガス雰囲気中で流下させ、窒素ガスで噴
霧するスプレイデポジションを行い、外径約260mm,長さ
800mm の円柱状ビレットを作製した。このビレットを、
押出比7 、押出温度400 ℃で押出加工した後、溶体化処
理( 処理温度485 ℃−水冷−人工時効(175℃×6hrs) の
条件で熱処理した。得られた熱処理材について、ガス分
析を行って酸素および窒素含有量を測定するとともに、
結晶粒径、Ｓｉおよび金属間化合物の粒径を測定し、破
壊靭性試験および200 ℃での引張試験を行った。測定結
果および試験結果を表５に示す。
およびＢ0.01％を含み、残部Ａｌと不可避不純物からな
るＡｌ−Ｓｉ系合金を溶解温度を変えて溶製し、得られ
た溶湯を、窒素ガス雰囲気中で流下させ、窒素ガスで噴
霧するスプレイデポジションを行い、外径約260mm,長さ
800mm の円柱状ビレットを作製した。このビレットを、
押出比7 、押出温度400 ℃で押出加工した後、溶体化処
理( 処理温度485 ℃−水冷−人工時効(175℃×6hrs) の
条件で熱処理した。得られた熱処理材について、ガス分
析を行って酸素および窒素含有量を測定するとともに、
結晶粒径、Ｓｉおよび金属間化合物の粒径を測定し、破
壊靭性試験および200 ℃での引張試験を行った。測定結
果および試験結果を表５に示す。
【００２３】比較例２ 実施例２と同じ組成のＡｌ−Ｓｉ系合金を850 ℃で溶解
し、得られた溶湯をアルゴンガス雰囲気中でアルゴンガ
スによりスプレイデポジションを行い外径が約260mm,長
さが800mm の円柱状ビレットを作製した。さらに、実施
例２と同じ組成のＡｌ−Ｓｉ系合金を1250℃で溶解し、
得られた溶湯を窒素ガス雰囲気中で窒素ガスによりスプ
レイデポジションを行い上記寸法のビレットを作製し
た。これらのビレットを、実施例２と同一条件で熱間押
出−熱処理した。得られた熱処理材について、ガス分析
を行って酸素および窒素含有量を測定するとともに、結
晶粒径、Ｓｉおよび金属間化合物の粒径を測定し、破壊
靭性試験および200 ℃での引張試験を行った。結果を表
５に示す。
し、得られた溶湯をアルゴンガス雰囲気中でアルゴンガ
スによりスプレイデポジションを行い外径が約260mm,長
さが800mm の円柱状ビレットを作製した。さらに、実施
例２と同じ組成のＡｌ−Ｓｉ系合金を1250℃で溶解し、
得られた溶湯を窒素ガス雰囲気中で窒素ガスによりスプ
レイデポジションを行い上記寸法のビレットを作製し
た。これらのビレットを、実施例２と同一条件で熱間押
出−熱処理した。得られた熱処理材について、ガス分析
を行って酸素および窒素含有量を測定するとともに、結
晶粒径、Ｓｉおよび金属間化合物の粒径を測定し、破壊
靭性試験および200 ℃での引張試験を行った。結果を表
５に示す。
【００２４】
【表５】
【００２５】表５にみられるように、実施例２に従って
作製された試料No.16 〜No.18 および比較例２に従って
作製された試料No.8,No.9 を比較すると、例えば雰囲気
ガスおよび溶湯噴霧ガスとして窒素を使用した試料No.1
6 の高温引張強度は320MPaであるのに対し、アルゴンを
使用した試料No.8の高温引張強度は280MPaであり、窒素
ガスで溶湯を噴霧した場合、高温強度の向上がみられ
る。また、溶解温度を高くして窒化物を多く含有させた
試料No.9では、窒化物が粗大となり常温破壊靭性の低下
が認められる。
作製された試料No.16 〜No.18 および比較例２に従って
作製された試料No.8,No.9 を比較すると、例えば雰囲気
ガスおよび溶湯噴霧ガスとして窒素を使用した試料No.1
6 の高温引張強度は320MPaであるのに対し、アルゴンを
使用した試料No.8の高温引張強度は280MPaであり、窒素
ガスで溶湯を噴霧した場合、高温強度の向上がみられ
る。また、溶解温度を高くして窒化物を多く含有させた
試料No.9では、窒化物が粗大となり常温破壊靭性の低下
が認められる。
【００２６】
【発明の効果】以上のとおり、本発明によれば、破壊靭
性に優れたＡｌ−Ｓｉ系合金が提供され、自動車部品、
家電および産業機械用部品としての適用が期待できる。
性に優れたＡｌ−Ｓｉ系合金が提供され、自動車部品、
家電および産業機械用部品としての適用が期待できる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ // Ｃ２２Ｃ 21/02 Ｃ２２Ｃ 21/02 (72)発明者 時実 直樹 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽 金属工業株式会社内 (56)参考文献 特開 平４−182057（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−57965（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 1/04 - 1/05 C22C 1/10 C22C 21/00 - 21/18 B22D 23/00 B22F 3/115
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｓｉ10〜30％（重量％、以下同じ）と、
ＴｉおよびＢのうちの１種以上を合計0.005 〜0.5 ％含
み、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ−Ｓｉ系合
金の溶湯を、窒素雰囲気において窒素ガスで噴霧して急
冷凝固させながら堆積させることによってビレットと
し、該ビレットを押出比３以上で押出加工して、平均結
晶粒径が0.1 〜5 μm 、Ｓｉの平均粒径が1 〜10μm
で、窒素を0.03〜0.2 ％含有する押出材とすることを特
徴とする高靱性Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法。 - 【請求項２】 Ａｌ−Ｓｉ系合金が、Ｃｕ0.5 〜6 ％、
Ｍｇ0.2 〜3 ％を含有することを特徴とする請求項１記
載の高靱性Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法。 - 【請求項３】 Ａｌ−Ｓｉ系合金が、Ｆｅ、Ｍｎおよび
Ｎｉのうちの１種以上を合計1 〜10％含み、押出材中に
おけるこれらの合金元素とＡｌ、Ｓｉとの金属間化合物
の平均粒径が10μm 以下であることを特徴とする請求項
１または２記載の高靱性Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法。 - 【請求項４】 Ａｌ−Ｓｉ系合金が、Ｚｒ0.2 〜2.0 ％
を含み、押出材中におけるＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物の
平均粒径が10μm 以下であることを特徴とする請求項１
〜３のいずれかに記載の高靱性Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造
方法。
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|---|---|---|---|
| JP14430993A JP3184367B2 (ja) | 1993-05-24 | 1993-05-24 | 高靭性Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14430993A JP3184367B2 (ja) | 1993-05-24 | 1993-05-24 | 高靭性Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06330263A JPH06330263A (ja) | 1994-11-29 |
| JP3184367B2 true JP3184367B2 (ja) | 2001-07-09 |
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ID=15359092
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|---|---|---|---|
| JP14430993A Expired - Fee Related JP3184367B2 (ja) | 1993-05-24 | 1993-05-24 | 高靭性Ａｌ−Ｓｉ系合金の製造方法 |
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| JP (1) | JP3184367B2 (ja) |
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| DE19532252C2 (de) * | 1995-09-01 | 1999-12-02 | Erbsloeh Ag | Verfahren zur Herstellung von Laufbuchsen |
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| JP6500136B2 (ja) * | 2018-02-09 | 2019-04-10 | 吉川工業株式会社 | 耐食性溶射皮膜、その形成方法およびその形成用溶射装置 |
| DE102019003187A1 (de) * | 2019-05-06 | 2020-11-12 | Daimler Ag | Bauteil, insbesondere für ein Fahrzeug, sowie Verfahren zum Herstellen eines solchen Bauteils |
-
1993
- 1993-05-24 JP JP14430993A patent/JP3184367B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPH06330263A (ja) | 1994-11-29 |
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