JPH09209069A - 展伸用耐磨耗性Ａｌ合金及び展伸用耐磨耗性Ａｌ合金よりなるスクロール、並びにそれらの製造方法 - Google Patents
展伸用耐磨耗性Ａｌ合金及び展伸用耐磨耗性Ａｌ合金よりなるスクロール、並びにそれらの製造方法Info
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- JPH09209069A JPH09209069A JP27876396A JP27876396A JPH09209069A JP H09209069 A JPH09209069 A JP H09209069A JP 27876396 A JP27876396 A JP 27876396A JP 27876396 A JP27876396 A JP 27876396A JP H09209069 A JPH09209069 A JP H09209069A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高強度、高耐磨耗性、高温での疲労強度、優
れた靭性、高抗折値を有するＡｌ合金及びその製造方法
を提供する。 【解決手段】 Ｓｉ：８．０〜１３．０ｗｔ％、Ｆｅ：
０．１〜０．５ｗｔ％、Ｃｕ：１．０〜５．０ｗｔ％、
Ｍｇ：０．４〜１．５ｗｔ％、Ｃｒ：０．０５〜０．５
ｗｔ％、Ｎｉ：０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｓｒ：０．０
０５〜０．０５ｗｔ％、又はＳｂ：０．０５〜０．３ｗ
ｔ％、残部がＡｌ及び不可避不純物よりなり、前記不可
避不純物のＭｎを０．０４ｗｔ％以下に規制したＡｌ合
金でＳｉ粒子を微細分散させた金属組織を有し、Ｓｉ粒
子の円相当径の平均が５．００μｍ以下でかつ円形度の
平均が０．５０以上である展伸用耐磨耗性Ａｌ合金。
れた靭性、高抗折値を有するＡｌ合金及びその製造方法
を提供する。 【解決手段】 Ｓｉ：８．０〜１３．０ｗｔ％、Ｆｅ：
０．１〜０．５ｗｔ％、Ｃｕ：１．０〜５．０ｗｔ％、
Ｍｇ：０．４〜１．５ｗｔ％、Ｃｒ：０．０５〜０．５
ｗｔ％、Ｎｉ：０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｓｒ：０．０
０５〜０．０５ｗｔ％、又はＳｂ：０．０５〜０．３ｗ
ｔ％、残部がＡｌ及び不可避不純物よりなり、前記不可
避不純物のＭｎを０．０４ｗｔ％以下に規制したＡｌ合
金でＳｉ粒子を微細分散させた金属組織を有し、Ｓｉ粒
子の円相当径の平均が５．００μｍ以下でかつ円形度の
平均が０．５０以上である展伸用耐磨耗性Ａｌ合金。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、展伸用耐磨耗性Ａ
ｌ合金及びその製造方法、並びに鍛造加工により成形し
た展伸用耐磨耗性Ａｌ合金よりなるスクロール及びその
製造方法に関するものである。特に、エアコン用コンプ
レッサー、自動車部品であるエンジン用ピストン、バル
ブリフター、あるいはロッカーアーム等に使用される展
伸用耐磨耗性Ａｌ合金及びその製造方法に関するもの
で、材料に要求される高強度、高耐磨耗性の他に特に高
温での疲労強度に優れ、高靭性、高抗折値を有するＡｌ
合金及びその製造方法に関するものである。
ｌ合金及びその製造方法、並びに鍛造加工により成形し
た展伸用耐磨耗性Ａｌ合金よりなるスクロール及びその
製造方法に関するものである。特に、エアコン用コンプ
レッサー、自動車部品であるエンジン用ピストン、バル
ブリフター、あるいはロッカーアーム等に使用される展
伸用耐磨耗性Ａｌ合金及びその製造方法に関するもの
で、材料に要求される高強度、高耐磨耗性の他に特に高
温での疲労強度に優れ、高靭性、高抗折値を有するＡｌ
合金及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、高強度及び高耐磨耗性が要求され
る自動車部品、電機製品、機械部品等にはＡｌ−Ｓｉ系
の４０３２合金（Ａｌ−１２ｗｔ％Ｓｉ−１．０ｗｔ％
Ｍｇ−１．０ｗｔ％Ｎｉ合金）押出材、ＡＣ８Ａ合金
（Ａｌ−１２ｗｔ％Ｓｉ−１．０ｗｔ％Ｍｇ−１．０ｗ
ｔ％Ｃｕ−１．０ｗｔ％Ｎｉ合金）鋳物、ＡＤＣ１２合
金（Ａｌ−１１ｗｔ％Ｓｉ−２．５ｗｔ％Ｃｕ合金）ダ
イカストなどが用いられてきた。また、このような部品
は近年、寸法の高精度化、高強度化及び軽量化のために
アルミニウム合金の押出材又は鋳造棒材を鋳造（熱間、
冷間）加工して使われる比率が高くなってきている。一
方、アルミニウム合金の需要に伴い、その要求品質にお
いても変化し、且つより高くなりつつある。
る自動車部品、電機製品、機械部品等にはＡｌ−Ｓｉ系
の４０３２合金（Ａｌ−１２ｗｔ％Ｓｉ−１．０ｗｔ％
Ｍｇ−１．０ｗｔ％Ｎｉ合金）押出材、ＡＣ８Ａ合金
（Ａｌ−１２ｗｔ％Ｓｉ−１．０ｗｔ％Ｍｇ−１．０ｗ
ｔ％Ｃｕ−１．０ｗｔ％Ｎｉ合金）鋳物、ＡＤＣ１２合
金（Ａｌ−１１ｗｔ％Ｓｉ−２．５ｗｔ％Ｃｕ合金）ダ
イカストなどが用いられてきた。また、このような部品
は近年、寸法の高精度化、高強度化及び軽量化のために
アルミニウム合金の押出材又は鋳造棒材を鋳造（熱間、
冷間）加工して使われる比率が高くなってきている。一
方、アルミニウム合金の需要に伴い、その要求品質にお
いても変化し、且つより高くなりつつある。
【０００３】例えば、エアコンのコンプレッサーに用い
られるスクロール、ワッブルプレートの部品には高強度
及び高耐磨耗性と共に靭性や高温での疲労強度の改善が
望まれている。同様に自動車部品でもエンジン部のピス
トン、バルブリフター及びロッカーアームについては１
００〜２００℃の高温環境下で高強度及び高耐磨耗性が
要求されると共に高温での疲労強度や靭性の高い材料が
望まれている。しかし従来の前記組成のアルミニウム合
金押出材又は鋳造棒材では高強度、高耐磨耗性の他に、
高温での高疲労強度と高靭性を兼ね備えた材料は得られ
ていない。また、このような用途を目的として、Ａｌ−
６〜１５ｗｔ％Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｎｉ合金に少量のＦ
ｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｒ、Ｔｉを添加したＡｌ合金押出材
も提案されているが（例えば特開平７−１９７１６
４）、各種の特性を全て兼ね備えているとはいえず、特
に高温疲労強度、靭性の点で劣るという問題があった。
さらに、これらの摺動部材としての部品形状も複雑化
し、上記特性に加え新たにコンプレッサースクロールに
代表されるような抗折強度も要求されるようになってき
ており、これらの高温疲労強度、靭性、抗折強度の全て
に優れた材料はこれまで存在しなかった。
られるスクロール、ワッブルプレートの部品には高強度
及び高耐磨耗性と共に靭性や高温での疲労強度の改善が
望まれている。同様に自動車部品でもエンジン部のピス
トン、バルブリフター及びロッカーアームについては１
００〜２００℃の高温環境下で高強度及び高耐磨耗性が
要求されると共に高温での疲労強度や靭性の高い材料が
望まれている。しかし従来の前記組成のアルミニウム合
金押出材又は鋳造棒材では高強度、高耐磨耗性の他に、
高温での高疲労強度と高靭性を兼ね備えた材料は得られ
ていない。また、このような用途を目的として、Ａｌ−
６〜１５ｗｔ％Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｎｉ合金に少量のＦ
ｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｒ、Ｔｉを添加したＡｌ合金押出材
も提案されているが（例えば特開平７−１９７１６
４）、各種の特性を全て兼ね備えているとはいえず、特
に高温疲労強度、靭性の点で劣るという問題があった。
さらに、これらの摺動部材としての部品形状も複雑化
し、上記特性に加え新たにコンプレッサースクロールに
代表されるような抗折強度も要求されるようになってき
ており、これらの高温疲労強度、靭性、抗折強度の全て
に優れた材料はこれまで存在しなかった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明の課題は、上記
の問題を解決することであり、高強度、高耐磨耗性の他
に特に高温での疲労強度、優れた靭性、高抗折値を有す
るＡｌ合金及びその製造方法を提供するものであり、具
体的には自動車部品、電機部品、機械部品等に使用され
る高強度、高耐磨耗性を有する亜共晶、共晶組成のＡｌ
−Ｓｉ系合金において、高強度、高耐磨耗性の他に特に
高温での疲労強度と靭性、抗折値を改善すること、即ち
これらの特性をすべて兼ね備えたＡｌ−Ｓｉ系合金材、
Ａｌ合金よりなるスクロール及びそれらの製造方法を提
供することにある。
の問題を解決することであり、高強度、高耐磨耗性の他
に特に高温での疲労強度、優れた靭性、高抗折値を有す
るＡｌ合金及びその製造方法を提供するものであり、具
体的には自動車部品、電機部品、機械部品等に使用され
る高強度、高耐磨耗性を有する亜共晶、共晶組成のＡｌ
−Ｓｉ系合金において、高強度、高耐磨耗性の他に特に
高温での疲労強度と靭性、抗折値を改善すること、即ち
これらの特性をすべて兼ね備えたＡｌ−Ｓｉ系合金材、
Ａｌ合金よりなるスクロール及びそれらの製造方法を提
供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、 Ｓｉ：８．０〜１３．０ｗｔ％ Ｆｅ：０．１〜０．５ｗｔ％ Ｃｕ：１．０〜５．０ｗｔ％ Ｍｇ：０．４〜１．５ｗｔ％ Ｃｒ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｎｉ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｓｒ：０．００５〜０．０５ｗｔ％、又はＳｂ：０．０
５〜０．３ｗｔ％、残部がＡｌ及び不可避不純物よりな
り、前記不可避不純物のＭｎを０．０４ｗｔ％以下に規
制したＡｌ合金で、Ｓｉ粒子を微細分散させた金属組織
を有し前記Ｓｉ粒子の円相当径の平均が５．００μｍ以
下でかつ円形度の平均が０．５０以上であり、焼入時効
硬化熱処理状態で優れた高温疲労強度、靭性、抗折強度
を有することを特徴とする展伸用耐磨耗性Ａｌ合金であ
る。
５〜０．３ｗｔ％、残部がＡｌ及び不可避不純物よりな
り、前記不可避不純物のＭｎを０．０４ｗｔ％以下に規
制したＡｌ合金で、Ｓｉ粒子を微細分散させた金属組織
を有し前記Ｓｉ粒子の円相当径の平均が５．００μｍ以
下でかつ円形度の平均が０．５０以上であり、焼入時効
硬化熱処理状態で優れた高温疲労強度、靭性、抗折強度
を有することを特徴とする展伸用耐磨耗性Ａｌ合金であ
る。
【０００６】また本発明は、 Ｓｉ：８．０〜１３．０ｗｔ％ Ｆｅ：０．１〜０．５ｗｔ％ Ｃｕ：１．０〜５．０ｗｔ％ Ｍｇ：０．４〜１．５ｗｔ％ Ｃｒ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｎｉ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｓｒ：０．００５〜０．０５ｗｔ％、又はＳｂ：０．０
５〜０．３ｗｔ％ Ｚｎ：０．２５ｗｔ％以下、残部がＡｌ及び不可避不純
物よりなり、前記不可避不純物のＭｎを０．０４ｗｔ％
以下に規制したＡｌ合金で、Ｓｉ粒子を微細分散させた
金属組織を有し前記Ｓｉ粒子の円相当径の平均が５．０
０μｍ以下でかつ円形度の平均が０．５０以上であり、
焼入時効硬化熱処理状態で優れた高温疲労強度、靭性、
抗折強度を有することを特徴とする展伸用耐磨耗性Ａｌ
合金である。
５〜０．３ｗｔ％ Ｚｎ：０．２５ｗｔ％以下、残部がＡｌ及び不可避不純
物よりなり、前記不可避不純物のＭｎを０．０４ｗｔ％
以下に規制したＡｌ合金で、Ｓｉ粒子を微細分散させた
金属組織を有し前記Ｓｉ粒子の円相当径の平均が５．０
０μｍ以下でかつ円形度の平均が０．５０以上であり、
焼入時効硬化熱処理状態で優れた高温疲労強度、靭性、
抗折強度を有することを特徴とする展伸用耐磨耗性Ａｌ
合金である。
【０００７】また本発明は、 Ｓｉ：８．０〜１３．０ｗｔ％ Ｆｅ：０．１〜０．５ｗｔ％ Ｃｕ：１．０〜５．０ｗｔ％ Ｍｇ：０．４〜１．５ｗｔ％ Ｃｒ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｎｉ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｓｒ：０．００５〜０．０５ｗｔ％、又はＳｂ：０．０
５〜０．３ｗｔ％ Ｔｉ：０．１ｗｔ％以下、及び／又はＢ：０．０５ｗｔ
％以下、残部がＡｌ及び不可避不純物よりなり、前記不
可避不純物のＭｎを０．０４ｗｔ％以下に規制したＡｌ
合金で、Ｓｉ粒子を微細分散させた金属組織を有し前記
Ｓｉ粒子の円相当径の平均が５．００μｍ以下でかつ円
形度の平均が０．５０以上であり、焼入時効硬化熱処理
状態で優れた高温疲労強度、靭性、抗折強度を有するこ
とを特徴とする展伸用耐磨耗性Ａｌ合金である。
５〜０．３ｗｔ％ Ｔｉ：０．１ｗｔ％以下、及び／又はＢ：０．０５ｗｔ
％以下、残部がＡｌ及び不可避不純物よりなり、前記不
可避不純物のＭｎを０．０４ｗｔ％以下に規制したＡｌ
合金で、Ｓｉ粒子を微細分散させた金属組織を有し前記
Ｓｉ粒子の円相当径の平均が５．００μｍ以下でかつ円
形度の平均が０．５０以上であり、焼入時効硬化熱処理
状態で優れた高温疲労強度、靭性、抗折強度を有するこ
とを特徴とする展伸用耐磨耗性Ａｌ合金である。
【０００８】また本発明は、 Ｓｉ：８．０〜１３．０ｗｔ％ Ｆｅ：０．１〜０．５ｗｔ％ Ｃｕ：１．０〜５．０ｗｔ％ Ｍｇ：０．４〜１．５ｗｔ％ Ｃｒ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｎｉ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｓｒ：０．００５〜０．０５ｗｔ％、又はＳｂ：０．０
５〜０．３ｗｔ％ Ｚｎ：０．２５ｗｔ％以下 Ｔｉ：０．１ｗｔ％以下、及び／又はＢ：０．０５ｗｔ
％以下、残部がＡｌ及び不可避不純物よりなり、前記不
可避不純物のＭｎを０．０４ｗｔ％以下に規制したＡｌ
合金で、Ｓｉ粒子を微細分散させた金属組織を有し前記
Ｓｉ粒子の円相当径の平均が５．００μｍ以下でかつ円
形度の平均が０．５０以上であり、焼入時効硬化熱処理
状態で優れた高温疲労強度、靭性、抗折強度を有するこ
とを特徴とする展伸用耐磨耗性Ａｌ合金である。
５〜０．３ｗｔ％ Ｚｎ：０．２５ｗｔ％以下 Ｔｉ：０．１ｗｔ％以下、及び／又はＢ：０．０５ｗｔ
％以下、残部がＡｌ及び不可避不純物よりなり、前記不
可避不純物のＭｎを０．０４ｗｔ％以下に規制したＡｌ
合金で、Ｓｉ粒子を微細分散させた金属組織を有し前記
Ｓｉ粒子の円相当径の平均が５．００μｍ以下でかつ円
形度の平均が０．５０以上であり、焼入時効硬化熱処理
状態で優れた高温疲労強度、靭性、抗折強度を有するこ
とを特徴とする展伸用耐磨耗性Ａｌ合金である。
【０００９】また本発明は、Ａｌ合金鋳塊を４８０〜５
４０℃で２時間以上均質化熱処理し、その後熱間押出又
は熱間圧延を行って、Ｓｉ粒子を微細分散させた金属組
織を有し前記Ｓｉ粒子の円相当径の平均が５．００μｍ
以下でかつ円形度の平均が０．５０以上とし、続いて鍛
造加工し、４９０℃〜５２０℃で３０分〜４時間保持後
水焼入れし、次いで人工時効処理を１７０℃〜１９０℃
で４〜１６時間施す焼入時効硬化熱処理を行うことを特
徴とする上述のいずれかに記載の展伸用耐磨耗性Ａｌ合
金の製造方法である。
４０℃で２時間以上均質化熱処理し、その後熱間押出又
は熱間圧延を行って、Ｓｉ粒子を微細分散させた金属組
織を有し前記Ｓｉ粒子の円相当径の平均が５．００μｍ
以下でかつ円形度の平均が０．５０以上とし、続いて鍛
造加工し、４９０℃〜５２０℃で３０分〜４時間保持後
水焼入れし、次いで人工時効処理を１７０℃〜１９０℃
で４〜１６時間施す焼入時効硬化熱処理を行うことを特
徴とする上述のいずれかに記載の展伸用耐磨耗性Ａｌ合
金の製造方法である。
【００１０】また本発明は、鍛造加工により成形した
後、焼入時効硬化熱処理をしたものであることを特徴と
する上述のいずれかに記載の展伸用耐磨耗性Ａｌ合金よ
りなるスクロールである。また本発明は、鍛造加工によ
る成形が、鍛造型温度１２０〜１７０℃、素材温度２２
０〜３７０℃、ラム降下速度２００〜８００ｍｍ／ｓｅ
ｃの条件で、ＭｏＳ２を含有させた冷間鍛造用潤滑剤を
用いて一回の鍛造加工により成形したものであることを
特徴とする上述の展伸用耐磨耗性Ａｌ合金よりなるスク
ロールである。
後、焼入時効硬化熱処理をしたものであることを特徴と
する上述のいずれかに記載の展伸用耐磨耗性Ａｌ合金よ
りなるスクロールである。また本発明は、鍛造加工によ
る成形が、鍛造型温度１２０〜１７０℃、素材温度２２
０〜３７０℃、ラム降下速度２００〜８００ｍｍ／ｓｅ
ｃの条件で、ＭｏＳ２を含有させた冷間鍛造用潤滑剤を
用いて一回の鍛造加工により成形したものであることを
特徴とする上述の展伸用耐磨耗性Ａｌ合金よりなるスク
ロールである。
【００１１】さらに、発明は、Ａｌ合金鋳塊を４８０〜
５４０℃で２時間以上均質化熱処理し、その後熱間押出
又は熱間圧延を行って、Ｓｉ粒子を微細分散させた金属
組織を有し前記Ｓｉ粒子を円相当径の平均が５．００μ
ｍ以下でかつ円形度の平均が０．５０以上とし、続いて
鍛造型温度１２０〜１７０℃、素材温度２２０〜３７０
℃、ラム降下速度２００〜８００ｍｍ／ｓｅｃの条件
で、ＭｏＳ２を含有させた冷間鍛造用潤滑剤を用いて一
回の鍛造加工により成形し、続いて、４９０℃〜５２０
℃で３０分〜４時間保持後水焼入れ、次いで人工時効処
理を１７０℃〜１９０℃で４〜１６時間施す焼入時効硬
化熱処理を行うことを特徴とする鍛造加工後の寸法精度
に優れた上記の展伸用耐磨耗性Ａｌ合金よりなるスクロ
ールの製造方法である。
５４０℃で２時間以上均質化熱処理し、その後熱間押出
又は熱間圧延を行って、Ｓｉ粒子を微細分散させた金属
組織を有し前記Ｓｉ粒子を円相当径の平均が５．００μ
ｍ以下でかつ円形度の平均が０．５０以上とし、続いて
鍛造型温度１２０〜１７０℃、素材温度２２０〜３７０
℃、ラム降下速度２００〜８００ｍｍ／ｓｅｃの条件
で、ＭｏＳ２を含有させた冷間鍛造用潤滑剤を用いて一
回の鍛造加工により成形し、続いて、４９０℃〜５２０
℃で３０分〜４時間保持後水焼入れ、次いで人工時効処
理を１７０℃〜１９０℃で４〜１６時間施す焼入時効硬
化熱処理を行うことを特徴とする鍛造加工後の寸法精度
に優れた上記の展伸用耐磨耗性Ａｌ合金よりなるスクロ
ールの製造方法である。
【００１２】
【発明の実施の形態】本発明について詳細に説明する。
まず、合金組成の限定理由について説明する。Ｓｉは、
アルミニウム合金のマトリックスに硬い共晶Ｓｉとして
晶出し、主に耐磨耗性を改善すると共に熱膨張係数を低
下させる。その含有量を８．０〜１３．０ｗｔ％と限定
したのは、８．０ｗｔ％未満ではその効果に乏しく、ま
た１３．０ｗｔ％を越えると粗大な初晶Ｓｉが晶出し、
靭性及び高温での疲労強度が著しく低下するからであ
る。Ｓｉ含有量は、好ましくは１０．０〜１２．０ｗｔ
％である。
まず、合金組成の限定理由について説明する。Ｓｉは、
アルミニウム合金のマトリックスに硬い共晶Ｓｉとして
晶出し、主に耐磨耗性を改善すると共に熱膨張係数を低
下させる。その含有量を８．０〜１３．０ｗｔ％と限定
したのは、８．０ｗｔ％未満ではその効果に乏しく、ま
た１３．０ｗｔ％を越えると粗大な初晶Ｓｉが晶出し、
靭性及び高温での疲労強度が著しく低下するからであ
る。Ｓｉ含有量は、好ましくは１０．０〜１２．０ｗｔ
％である。
【００１３】Ｃｕは、アルミニウム合金に引張強度及び
耐磨耗性を付与する。その含有量を１．０〜５．０ｗｔ
％と限定したのは、１．０ｗｔ％未満ではその効果が不
十分であり、５．０ｗｔ％を越えると鍛造加工性を著し
く低下させ、さらに耐食性も低下し応力腐食割れが発生
し易くなるためである。Ｃｕ含有量は、好ましくは２．
０〜４．０ｗｔ％である。
耐磨耗性を付与する。その含有量を１．０〜５．０ｗｔ
％と限定したのは、１．０ｗｔ％未満ではその効果が不
十分であり、５．０ｗｔ％を越えると鍛造加工性を著し
く低下させ、さらに耐食性も低下し応力腐食割れが発生
し易くなるためである。Ｃｕ含有量は、好ましくは２．
０〜４．０ｗｔ％である。
【００１４】Ｍｇは、Ｍｇ２Ｓｉの析出物を生成して強
度を付与する。その含有量を０．４〜１．５ｗｔ％と限
定したのは、０．５ｗｔ％未満ではその効果が不十分で
あり、１．５ｗｔ％を越えると伸びが低下し、鍛造加工
性及び高温疲労強度が劣化するためである。Ｍｇ含有量
は、好ましくは０．５〜１．２ｗｔ％である。
度を付与する。その含有量を０．４〜１．５ｗｔ％と限
定したのは、０．５ｗｔ％未満ではその効果が不十分で
あり、１．５ｗｔ％を越えると伸びが低下し、鍛造加工
性及び高温疲労強度が劣化するためである。Ｍｇ含有量
は、好ましくは０．５〜１．２ｗｔ％である。
【００１５】Ｃｒは、耐磨耗性を改善する。その含有量
を０．０５〜０．５ｗｔ％と限定したのは、０．０５ｗ
ｔ％未満ではその効果が不十分で、０．５ｗｔ％を越え
ると粗大な化合物を生成し、高温での疲労強度を低下さ
せるためである。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５〜
０．３ｗｔ％である。
を０．０５〜０．５ｗｔ％と限定したのは、０．０５ｗ
ｔ％未満ではその効果が不十分で、０．５ｗｔ％を越え
ると粗大な化合物を生成し、高温での疲労強度を低下さ
せるためである。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５〜
０．３ｗｔ％である。
【００１６】Ｆｅは、アルミニウム合金の硬度を上昇さ
せる作用があり、Ｆｅを含有させることによりアルミニ
ウム合金の耐磨耗性が向上する。その含有量を０．１〜
０．５ｗｔ％と限定したのは、０．１ｗｔ％未満ではそ
の効果が不十分であり、０．５ｗｔ％を越えると巨大晶
出物が発生し、高温での疲労強度が低下するからであ
る。
せる作用があり、Ｆｅを含有させることによりアルミニ
ウム合金の耐磨耗性が向上する。その含有量を０．１〜
０．５ｗｔ％と限定したのは、０．１ｗｔ％未満ではそ
の効果が不十分であり、０．５ｗｔ％を越えると巨大晶
出物が発生し、高温での疲労強度が低下するからであ
る。
【００１７】Ｎｉは、耐熱性や高温疲労強度を向上させ
る。その含有量を０．０５〜０．５ｗｔ％と限定したの
は、０．０５ｗｔ％未満ではその効果が不十分であり、
０．５ｗｔ％を越えるとその効果が飽和するばかりでな
くＡｌ３Ｎｉ等の粗大化合物を生成して高温での疲労強
度を低下させるからである。Ｎｉ含有量は、好ましくは
０．２〜０．３ｗｔ％である。
る。その含有量を０．０５〜０．５ｗｔ％と限定したの
は、０．０５ｗｔ％未満ではその効果が不十分であり、
０．５ｗｔ％を越えるとその効果が飽和するばかりでな
くＡｌ３Ｎｉ等の粗大化合物を生成して高温での疲労強
度を低下させるからである。Ｎｉ含有量は、好ましくは
０．２〜０．３ｗｔ％である。
【００１８】Ｓｒは、鋳造時に添加され合金の凝固時に
初晶Ｓｉ、共晶Ｓｉを微細化し、耐磨耗性、強度、靭
性、鍛造加工性を改善するが、その添加量を０．００５
〜０．０５ｗｔ％と限定したのは、０．００５ｗｔ％未
満ではその効果が十分でなく、また０．０５ｗｔ％を越
えるとその効果が飽和してしまい、いたずらにコスト高
となるからである。Ｓｒ含有量は、好ましくは０．０１
〜０．０３ｗｔ％である。
初晶Ｓｉ、共晶Ｓｉを微細化し、耐磨耗性、強度、靭
性、鍛造加工性を改善するが、その添加量を０．００５
〜０．０５ｗｔ％と限定したのは、０．００５ｗｔ％未
満ではその効果が十分でなく、また０．０５ｗｔ％を越
えるとその効果が飽和してしまい、いたずらにコスト高
となるからである。Ｓｒ含有量は、好ましくは０．０１
〜０．０３ｗｔ％である。
【００１９】また、Ｓｂも、Ｓｒと同様に、鋳造時に添
加され合金の凝固時に初晶Ｓｉ、共晶Ｓｉを微細化し、
耐磨耗性、強度、靭性、鍛造加工性を改善するもので、
その添加量を０．０５〜０．３ｗｔ％と限定したのは、
０．０５ｗｔ％未満ではその効果が十分でなく、また
０．３ｗｔ％を越えるとその効果が飽和してしまい、い
たずらにコスト高となるからである。Ｓｂ含有量は、好
ましくは０．１〜０．２ｗｔ％である。ＳｒとＳｂは同
時添加しても良いが、その効果が単独添加と変わらない
ため、このように、Ｓｒ：０．００５〜０．０５ｗｔ％
を単独での添加含有、もしくはＳｂ：０．０５〜０．３
ｗｔ％を単独で添加含有させるものである。
加され合金の凝固時に初晶Ｓｉ、共晶Ｓｉを微細化し、
耐磨耗性、強度、靭性、鍛造加工性を改善するもので、
その添加量を０．０５〜０．３ｗｔ％と限定したのは、
０．０５ｗｔ％未満ではその効果が十分でなく、また
０．３ｗｔ％を越えるとその効果が飽和してしまい、い
たずらにコスト高となるからである。Ｓｂ含有量は、好
ましくは０．１〜０．２ｗｔ％である。ＳｒとＳｂは同
時添加しても良いが、その効果が単独添加と変わらない
ため、このように、Ｓｒ：０．００５〜０．０５ｗｔ％
を単独での添加含有、もしくはＳｂ：０．０５〜０．３
ｗｔ％を単独で添加含有させるものである。
【００２０】Ｚｎは、アルミニウム合金の硬度を上昇さ
せる作用があり、Ｚｎを含有させることにより耐磨耗性
を向上させるものである。その含有量を０．２５ｗｔ％
以下と限定したのは、０．２５ｗｔ％を越えると鍛造加
工性を低下させ、また耐食性も低下し応力腐食割れが発
生し易くなるためである。Ｚｎ含有量は、好ましくは
０．１５ｗｔ％以下である。
せる作用があり、Ｚｎを含有させることにより耐磨耗性
を向上させるものである。その含有量を０．２５ｗｔ％
以下と限定したのは、０．２５ｗｔ％を越えると鍛造加
工性を低下させ、また耐食性も低下し応力腐食割れが発
生し易くなるためである。Ｚｎ含有量は、好ましくは
０．１５ｗｔ％以下である。
【００２１】Ｔｉは、本発明のアルミニウム合金のマト
リックスの結晶粒を微細化させるもので、その含有量を
０．１ｗｔ％以下としのは、０．１ｗｔ％を越えるとそ
の効果が飽和するとともに、粗大金属間化合物を生成し
て高温疲労強度を低下させるからである。Ｔｉ含有量
は、好ましくは０．０８ｗｔ％以下である。Ｂは、Ｔｉ
と同様に結晶粒を微細化させるもので、その含有量を
０．０５ｗｔ％以下としのは、０．０５ｗｔ％を越える
とその効果が飽和するとともに、粗大金属間化合物であ
るＡｌＢ２が晶出し高温疲労強度を低下させるからであ
る。Ｂ含有量は、好ましくは０．０１ｗｔ％以下であ
る。そして、Ｔｉ：０．１ｗｔ％以下を単独での含有、
Ｂ：０．０５ｗｔ％以下を単独での含有、もしくはＴ
ｉ：０．１ｗｔ％以下とＢ：０．０５ｗｔ％以下の両者
を含有させるものである。
リックスの結晶粒を微細化させるもので、その含有量を
０．１ｗｔ％以下としのは、０．１ｗｔ％を越えるとそ
の効果が飽和するとともに、粗大金属間化合物を生成し
て高温疲労強度を低下させるからである。Ｔｉ含有量
は、好ましくは０．０８ｗｔ％以下である。Ｂは、Ｔｉ
と同様に結晶粒を微細化させるもので、その含有量を
０．０５ｗｔ％以下としのは、０．０５ｗｔ％を越える
とその効果が飽和するとともに、粗大金属間化合物であ
るＡｌＢ２が晶出し高温疲労強度を低下させるからであ
る。Ｂ含有量は、好ましくは０．０１ｗｔ％以下であ
る。そして、Ｔｉ：０．１ｗｔ％以下を単独での含有、
Ｂ：０．０５ｗｔ％以下を単独での含有、もしくはＴ
ｉ：０．１ｗｔ％以下とＢ：０．０５ｗｔ％以下の両者
を含有させるものである。
【００２２】不純物のＭｎは、その含有量を０．０４ｗ
ｔ％以下に規制する必要がある。その理由は、初晶Ｓ
ｉ、共晶Ｓｉを球状化すると同時に粗大化を防止し、高
温での疲労強度、靭性を改善するためである。Ｍｎが
０．０４ｗｔ％を越えて含有すると初晶Ｓｉの晶出粗大
化及び共晶Ｓｉの粗大化を誘発すると共にＡｌ−Ｆｅ−
Ｓｉ−Ｍｎ系粗大金属間化合物を生成し、高温での疲労
強度、靭性を著しく低下させ、またそのバラツキを大き
くする。好ましくは、Ｍｎの含有量を０．０２ｗｔ％以
下に規制することが望ましい。
ｔ％以下に規制する必要がある。その理由は、初晶Ｓ
ｉ、共晶Ｓｉを球状化すると同時に粗大化を防止し、高
温での疲労強度、靭性を改善するためである。Ｍｎが
０．０４ｗｔ％を越えて含有すると初晶Ｓｉの晶出粗大
化及び共晶Ｓｉの粗大化を誘発すると共にＡｌ−Ｆｅ−
Ｓｉ−Ｍｎ系粗大金属間化合物を生成し、高温での疲労
強度、靭性を著しく低下させ、またそのバラツキを大き
くする。好ましくは、Ｍｎの含有量を０．０２ｗｔ％以
下に規制することが望ましい。
【００２３】次に、本発明におけるＳｉ粒子の分散状態
について説明する。Ｓｉ粒子の粒径だけでなく形状（円
形度）を制御していることが本発明の特徴である。ここ
で、Ｓｉ粒子の円形度とは、円形の程度を表し、真円を
１とした場合の粒子の平均的な円形の程度を表すパラメ
ータである。これらの測定は、金属組織写真の画像解析
により、例えば以下のようにして求めることが出来る。
について説明する。Ｓｉ粒子の粒径だけでなく形状（円
形度）を制御していることが本発明の特徴である。ここ
で、Ｓｉ粒子の円形度とは、円形の程度を表し、真円を
１とした場合の粒子の平均的な円形の程度を表すパラメ
ータである。これらの測定は、金属組織写真の画像解析
により、例えば以下のようにして求めることが出来る。
【００２４】試験材の組織について、金属顕微鏡により
４００倍で撮影したミクロ組織写真を画像解析装置によ
り画像解析を行いＳｉ粒子の大きさ、形状の測定する。
Ｓｉ粒子の大きさは、画像解析によりＳｉ粒子面積を面
積等価の円に置き換えて、その円を代表して平均Ｓｉ粒
子径とする平均円相当径を下記により求める。 またＳｉ粒子の形状は、画像解析により真円を１とした
場合の円形の程度である平均円形度を下記により求め
る。
４００倍で撮影したミクロ組織写真を画像解析装置によ
り画像解析を行いＳｉ粒子の大きさ、形状の測定する。
Ｓｉ粒子の大きさは、画像解析によりＳｉ粒子面積を面
積等価の円に置き換えて、その円を代表して平均Ｓｉ粒
子径とする平均円相当径を下記により求める。 またＳｉ粒子の形状は、画像解析により真円を１とした
場合の円形の程度である平均円形度を下記により求め
る。
【００２５】このＳｉ粒子の円形度について図１に示
す。これは本発明の展伸用耐磨耗性Ａｌ合金における金
属組織中に分散しているＳｉ粒子の中の形状を例示し
て、その円形度を示す。図１（ａ）の形状１はＳｉ粒子
がほぼ真円のもので、円形度は１．００である。図１
（ｂ）の形状２はＳｉ粒子の円形度は０．７８であり、
図１（ｃ）の形状３はＳｉ粒子の円形度は０．５０であ
る。図１（ｄ）の形状４はＳｉ粒子は針状をしており、
その円形度は０．３６である。そして、Ｓｉ粒子の円形
度の平均が０．５０以上とは、種々の形状のＳｉ粒子の
円形度を平均したものが０．５０以上ということであ
る。
す。これは本発明の展伸用耐磨耗性Ａｌ合金における金
属組織中に分散しているＳｉ粒子の中の形状を例示し
て、その円形度を示す。図１（ａ）の形状１はＳｉ粒子
がほぼ真円のもので、円形度は１．００である。図１
（ｂ）の形状２はＳｉ粒子の円形度は０．７８であり、
図１（ｃ）の形状３はＳｉ粒子の円形度は０．５０であ
る。図１（ｄ）の形状４はＳｉ粒子は針状をしており、
その円形度は０．３６である。そして、Ｓｉ粒子の円形
度の平均が０．５０以上とは、種々の形状のＳｉ粒子の
円形度を平均したものが０．５０以上ということであ
る。
【００２６】本発明における金属組織中に分散したＳｉ
粒子の大きさ及び形状が、円相当径で５．００μｍ以下
であり、かつ円形度で０．５０以上というようにＳｒ又
はＳｂの添加、Ｍｎ含有量の抑制、均熱、押出条件の選
定等により、Ｓｉ粒子の粒径（円相当径）と形状（円形
度）を同時に制御したのは、Ｓｉ粒子の大きさ（円相当
径）を５．００μｍ以下に制御しても形状が角張ってい
ると、Ｓｉ粒子とマトリックスの界面での亀裂が発生
し、高温での疲労強度、靭性が低下し、Ｓｉ粒子の大き
さ、形状がこの範囲外のものでは、疲労強度、靭性と抗
折強度が劣るようになるためである。なお、Ｓｉ粒子は
円相当径で３．００μｍ以下でかつ円形度で０．５０以
上とするのがより好ましい。
粒子の大きさ及び形状が、円相当径で５．００μｍ以下
であり、かつ円形度で０．５０以上というようにＳｒ又
はＳｂの添加、Ｍｎ含有量の抑制、均熱、押出条件の選
定等により、Ｓｉ粒子の粒径（円相当径）と形状（円形
度）を同時に制御したのは、Ｓｉ粒子の大きさ（円相当
径）を５．００μｍ以下に制御しても形状が角張ってい
ると、Ｓｉ粒子とマトリックスの界面での亀裂が発生
し、高温での疲労強度、靭性が低下し、Ｓｉ粒子の大き
さ、形状がこの範囲外のものでは、疲労強度、靭性と抗
折強度が劣るようになるためである。なお、Ｓｉ粒子は
円相当径で３．００μｍ以下でかつ円形度で０．５０以
上とするのがより好ましい。
【００２７】図２（ａ）（ｂ）は、Ａｌ−Ｓｉ系合金材
の金属組織におけるＳｉ粒子の分布（大きさ、形状）を
示す顕微鏡写真（×４００）である。図２（ａ）は本発
明に係わるもの（表１に示す本発明例Ｎｏ．１）で、Ｍ
ｎ０．０１ｗｔ％、円相当径２．８５μｍ、円形度０．
６２であり、Ｓｉ粒子は微細で丸みをおびていることが
わかる。また、図２（ｂ）は従来のもの（表３に示す比
較例Ｎｏ．２１）で、Ｍｎ０．０８ｗｔ％、円相当径
３．９１μｍ、円形度０．３５であり、円相当径は本発
明の５．００μｍ以下を満足するが円形度は本発明を満
足せず、Ｓｉ粒子はやや大きく角ばっていることがわか
る。本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金のＳｉ粒子の円相当径及
び円形度は、合金組成（ＳｒまたはＳｂの積極添加とＭ
ｎ量の添加を規制すること）、鋳塊ビレットの均質化熱
処理条件、熱間押出加工でほぼ決まり、その後の鍛造加
工、熱処理では殆ど変化はない。
の金属組織におけるＳｉ粒子の分布（大きさ、形状）を
示す顕微鏡写真（×４００）である。図２（ａ）は本発
明に係わるもの（表１に示す本発明例Ｎｏ．１）で、Ｍ
ｎ０．０１ｗｔ％、円相当径２．８５μｍ、円形度０．
６２であり、Ｓｉ粒子は微細で丸みをおびていることが
わかる。また、図２（ｂ）は従来のもの（表３に示す比
較例Ｎｏ．２１）で、Ｍｎ０．０８ｗｔ％、円相当径
３．９１μｍ、円形度０．３５であり、円相当径は本発
明の５．００μｍ以下を満足するが円形度は本発明を満
足せず、Ｓｉ粒子はやや大きく角ばっていることがわか
る。本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金のＳｉ粒子の円相当径及
び円形度は、合金組成（ＳｒまたはＳｂの積極添加とＭ
ｎ量の添加を規制すること）、鋳塊ビレットの均質化熱
処理条件、熱間押出加工でほぼ決まり、その後の鍛造加
工、熱処理では殆ど変化はない。
【００２８】また本発明は、前述のように合金組成、金
属組織中のＳｉ粒子の分散（円相当径、円形度）を制御
した材料を、熱間押出後、鍛造加工等で所定の形状に加
工した後、最終的に焼入時効硬化熱処理した材料（Ｔ６
材 溶体化処理後人工時効硬化処理したもの）である
が、このような熱処理を受けた材料は、高強度、高耐磨
耗性を有すると共に、高温での疲労強度、靭性、抗折値
が優れたものである。
属組織中のＳｉ粒子の分散（円相当径、円形度）を制御
した材料を、熱間押出後、鍛造加工等で所定の形状に加
工した後、最終的に焼入時効硬化熱処理した材料（Ｔ６
材 溶体化処理後人工時効硬化処理したもの）である
が、このような熱処理を受けた材料は、高強度、高耐磨
耗性を有すると共に、高温での疲労強度、靭性、抗折値
が優れたものである。
【００２９】次に、本発明の展伸用耐磨耗性Ａｌ合金の
製造方法について説明する。即ち、本発明は前述した組
成のＡｌ合金鋳塊ビレットを４８０〜５４０℃で２時間
以上均質化熱処理し、その後熱間押出を行って、その金
属組織におけるＳｉ粒の円相当径が５．００μｍ以下で
かつ円形度が０．５０以上とし、続いて鍛造加工後、焼
入時効硬化熱処理（Ｔ６処理 溶体化処理後人工時効硬
化処理）を行うものである。
製造方法について説明する。即ち、本発明は前述した組
成のＡｌ合金鋳塊ビレットを４８０〜５４０℃で２時間
以上均質化熱処理し、その後熱間押出を行って、その金
属組織におけるＳｉ粒の円相当径が５．００μｍ以下で
かつ円形度が０．５０以上とし、続いて鍛造加工後、焼
入時効硬化熱処理（Ｔ６処理 溶体化処理後人工時効硬
化処理）を行うものである。
【００３０】ここで、４８０〜５４０℃で２時間以上均
質化熱処理するのは、鋳塊のミクロ偏析を分散させたり
添加元素の析出物を固溶させることと、Ｓｉの板状、針
状晶出物を微細化、球状化するためである。温度が４８
０℃より低く時間が短い場合はその効果がなく前記の各
特性がえられない。また、温度が５４０℃より高い場合
は溶融のおそれがある。従って、鋳塊の均質化熱処理は
前記の範囲で行う。なお時間は長時間でもさしつかえな
いが不経済であり、１６時間以下が好ましい。
質化熱処理するのは、鋳塊のミクロ偏析を分散させたり
添加元素の析出物を固溶させることと、Ｓｉの板状、針
状晶出物を微細化、球状化するためである。温度が４８
０℃より低く時間が短い場合はその効果がなく前記の各
特性がえられない。また、温度が５４０℃より高い場合
は溶融のおそれがある。従って、鋳塊の均質化熱処理は
前記の範囲で行う。なお時間は長時間でもさしつかえな
いが不経済であり、１６時間以下が好ましい。
【００３１】その後熱間押出を行うのは、鋳塊の共晶Ｓ
ｉを分断、微細化し、マトリックス中に細かく分散させ
てその金属組織におけるＳｉ粒子を円相当径で５．００
μｍ以下、円形度で０．５０以上とするためである。熱
間押出に換えて熱間圧延を行って同様な金属組織とする
ことができる。
ｉを分断、微細化し、マトリックス中に細かく分散させ
てその金属組織におけるＳｉ粒子を円相当径で５．００
μｍ以下、円形度で０．５０以上とするためである。熱
間押出に換えて熱間圧延を行って同様な金属組織とする
ことができる。
【００３２】続いて鍛造加工、焼入時効硬化熱処理（Ｔ
６処理溶体化処理後人工時効硬化処理）を行うのは、鍛
造加工で所定の形状に成形した後、使用状態での各特性
を更に向上させるためのもので、本発明の合金組成のも
のでは、４９０℃〜５２０℃で３０分〜４時間保持後水
焼入れ、次いで人工時効処理を１７０℃〜１９０℃で４
〜１６時間施す焼入時効硬化熱処理を行うことにより高
温での疲労強度、靭性、抗折値、強度、耐磨耗性を向上
させるものである。
６処理溶体化処理後人工時効硬化処理）を行うのは、鍛
造加工で所定の形状に成形した後、使用状態での各特性
を更に向上させるためのもので、本発明の合金組成のも
のでは、４９０℃〜５２０℃で３０分〜４時間保持後水
焼入れ、次いで人工時効処理を１７０℃〜１９０℃で４
〜１６時間施す焼入時効硬化熱処理を行うことにより高
温での疲労強度、靭性、抗折値、強度、耐磨耗性を向上
させるものである。
【００３３】これは、Ｓｉ粒の円相当径及び円形度は、
本発明の合金組成（特にＳｒ、Ｓｂと不純物のＭｎを
０．０４ｗｔ％以下に規制すること）、合金鋳塊ビレッ
トの均質化熱処理条件、熱間押出加工又は熱間圧延でほ
ぼ決まり、その後の鍛造加工、熱処理ではＳｉ粒の円相
当径及び円形度は殆ど変化はなく、高温での疲労強度、
靭性、抗折値、強度、耐磨耗性等を向上させるものであ
る。
本発明の合金組成（特にＳｒ、Ｓｂと不純物のＭｎを
０．０４ｗｔ％以下に規制すること）、合金鋳塊ビレッ
トの均質化熱処理条件、熱間押出加工又は熱間圧延でほ
ぼ決まり、その後の鍛造加工、熱処理ではＳｉ粒の円相
当径及び円形度は殆ど変化はなく、高温での疲労強度、
靭性、抗折値、強度、耐磨耗性等を向上させるものであ
る。
【００３４】本発明は、特定の合金組成でその金属組織
のＳｉ粒子の分散を特定した展伸用耐磨耗性Ａｌ合金
で、鍛造加工により成形した後焼入時効硬化熱処理を行
ったものは高温での疲労強度、靭性、抗折値、強度、耐
磨耗性等に優れる特徴を有しており、スクロールに成形
して用いることが好ましいものである。その鍛造加工に
よる成形は、鍛造型温度１２０〜１７０℃、素材温度２
２０〜３７０℃、ラム降下速度２００〜８００ｍｍ／ｓ
ｅｃの条件で、ＭｏＳ２を含有させた冷間鍛造用潤滑剤
を用いて一回の鍛造加工により成形するものである。
のＳｉ粒子の分散を特定した展伸用耐磨耗性Ａｌ合金
で、鍛造加工により成形した後焼入時効硬化熱処理を行
ったものは高温での疲労強度、靭性、抗折値、強度、耐
磨耗性等に優れる特徴を有しており、スクロールに成形
して用いることが好ましいものである。その鍛造加工に
よる成形は、鍛造型温度１２０〜１７０℃、素材温度２
２０〜３７０℃、ラム降下速度２００〜８００ｍｍ／ｓ
ｅｃの条件で、ＭｏＳ２を含有させた冷間鍛造用潤滑剤
を用いて一回の鍛造加工により成形するものである。
【００３５】ここで、本発明の合金組成のＡｌ合金製ス
クロールの鍛造加工による成形について説明する。鍛造
型温度を１２０〜１７０℃と限定したのは、１２０℃未
満では素材に割れが生じ易くなり、鍛造型内での鍛造加
工による成形時に素材の流れが悪くなる。また、１７０
℃を越えると得られたものの成形品の寸法精度と表面品
質が悪くなるからである。鍛造加工時の素材温度を２２
０〜３７０℃と限定したのは、材料温度が２２０℃未満
では鍛造が困難であり、３７０℃を越えると鍛造後の組
織が変化すると共にＭｏＳ２の潤滑作用が不十分となる
からである。
クロールの鍛造加工による成形について説明する。鍛造
型温度を１２０〜１７０℃と限定したのは、１２０℃未
満では素材に割れが生じ易くなり、鍛造型内での鍛造加
工による成形時に素材の流れが悪くなる。また、１７０
℃を越えると得られたものの成形品の寸法精度と表面品
質が悪くなるからである。鍛造加工時の素材温度を２２
０〜３７０℃と限定したのは、材料温度が２２０℃未満
では鍛造が困難であり、３７０℃を越えると鍛造後の組
織が変化すると共にＭｏＳ２の潤滑作用が不十分となる
からである。
【００３６】ラム降下速度を２００〜８００ｍｍ／ｓｅ
ｃと限定したのは、２００ｍｍ／ｓｅｃ未満では、素材
の温度が低下し鍛造時に素材の割れが生じ易くなり、鍛
造金型内のメタルの流れが悪くなり、また８００ｍｍ／
ｓｅｃを越えると素材加工による発熱で温度が上昇して
鍛造後の組織が変化するからである。好ましくは、ラム
降下速度は４００〜６００ｍｍ／ｓｅｃである。なお、
ここでいうラム降下速度とは、鍛造型である金型の下型
に対する上型の加工速度の意味である。また、スクロー
ルは、渦巻き状のスクロール部を備えたものである。
ｃと限定したのは、２００ｍｍ／ｓｅｃ未満では、素材
の温度が低下し鍛造時に素材の割れが生じ易くなり、鍛
造金型内のメタルの流れが悪くなり、また８００ｍｍ／
ｓｅｃを越えると素材加工による発熱で温度が上昇して
鍛造後の組織が変化するからである。好ましくは、ラム
降下速度は４００〜６００ｍｍ／ｓｅｃである。なお、
ここでいうラム降下速度とは、鍛造型である金型の下型
に対する上型の加工速度の意味である。また、スクロー
ルは、渦巻き状のスクロール部を備えたものである。
【００３７】また、スクロールは渦巻き状で形状が複雑
であるにもかかわらず、一回の鍛造加工により成形でき
るのは、Ｓｉ粒子が微細分散した材料を使用し、上述し
たような条件、即ち鍛造型温度１２０〜１７０℃、素材
温度２２０〜３７０℃、ラム降下速度２００〜８００ｍ
ｍ／ｓｅｃの条件で、ＭｏＳ２を含有させた冷間鍛造用
潤滑剤を用いて成形することにより、鍛造型内で力が素
材の内部まで伝えられ、複雑な形状であるスクロールを
成形することができ、それにより内部に欠陥のないスク
ロールを得ることができる。また、ＭｏＳ２を含有させ
た冷間鍛造用潤滑材は、ＭｏＳ２を油脂や鉱油に分散さ
せたものが用いられる。
であるにもかかわらず、一回の鍛造加工により成形でき
るのは、Ｓｉ粒子が微細分散した材料を使用し、上述し
たような条件、即ち鍛造型温度１２０〜１７０℃、素材
温度２２０〜３７０℃、ラム降下速度２００〜８００ｍ
ｍ／ｓｅｃの条件で、ＭｏＳ２を含有させた冷間鍛造用
潤滑剤を用いて成形することにより、鍛造型内で力が素
材の内部まで伝えられ、複雑な形状であるスクロールを
成形することができ、それにより内部に欠陥のないスク
ロールを得ることができる。また、ＭｏＳ２を含有させ
た冷間鍛造用潤滑材は、ＭｏＳ２を油脂や鉱油に分散さ
せたものが用いられる。
【００３８】また、上述したような鍛造加工の条件で、
本発明における合金組成で金属組織中のＳｉ粒の分散を
特定した展伸用耐磨耗性Ａｌ合金のスクロールを成形す
ることにより、内部欠陥がなく、鍛造加工後の寸法精度
に優れ、かつ表面にも欠陥のないものが得られるので、
疲労強度に影響を与える要因が除かれた展伸用耐磨耗性
Ａｌ合金のスクロールを成形することができる。
本発明における合金組成で金属組織中のＳｉ粒の分散を
特定した展伸用耐磨耗性Ａｌ合金のスクロールを成形す
ることにより、内部欠陥がなく、鍛造加工後の寸法精度
に優れ、かつ表面にも欠陥のないものが得られるので、
疲労強度に影響を与える要因が除かれた展伸用耐磨耗性
Ａｌ合金のスクロールを成形することができる。
【００３９】なお、本発明の合金組成のＡｌ合金製スク
ロールの製造方法における、Ａｌ合金鋳塊を４８０〜５
４０℃で２時間以上均質化熱処理し、その後熱間押出又
は熱間圧延を行って、Ｓｉ粒子を微細分散させた金属組
織を有し、Ｓｉ粒子を円相当径の平均が５．００μｍ以
下でかつ円形度の平均が０．５０以上とすること、及び
人工時効処理を１７０℃〜１９０℃で４〜１６時間施す
焼入時効硬化熱処理を行うことについては上述したとこ
ろである。
ロールの製造方法における、Ａｌ合金鋳塊を４８０〜５
４０℃で２時間以上均質化熱処理し、その後熱間押出又
は熱間圧延を行って、Ｓｉ粒子を微細分散させた金属組
織を有し、Ｓｉ粒子を円相当径の平均が５．００μｍ以
下でかつ円形度の平均が０．５０以上とすること、及び
人工時効処理を１７０℃〜１９０℃で４〜１６時間施す
焼入時効硬化熱処理を行うことについては上述したとこ
ろである。
【００４０】
【実施例１】本発明の第１の実施例について、表１〜表
４で説明する。表１及び表２は本発明例で、その焼入時
効硬化材（Ｔ６）での機械的特性評価結果であり、表３
及び表４は比較例で、その焼入時効硬化材（Ｔ６）での
機械的特性評価結果である。表１〜表４において、それ
ぞれの合金組成のＡｌ合金鋳塊（直径２２０ｍｍ）を半
連続鋳造法によって製造した。この鋳塊ビレットを表
１、表３に示す４８０〜５２０℃×４〜１２ｈｒの条件
で均質化熱処理した後、押出温度４２０℃で熱間押出加
工し、直径８０ｍｍの押出棒とした。
４で説明する。表１及び表２は本発明例で、その焼入時
効硬化材（Ｔ６）での機械的特性評価結果であり、表３
及び表４は比較例で、その焼入時効硬化材（Ｔ６）での
機械的特性評価結果である。表１〜表４において、それ
ぞれの合金組成のＡｌ合金鋳塊（直径２２０ｍｍ）を半
連続鋳造法によって製造した。この鋳塊ビレットを表
１、表３に示す４８０〜５２０℃×４〜１２ｈｒの条件
で均質化熱処理した後、押出温度４２０℃で熱間押出加
工し、直径８０ｍｍの押出棒とした。
【００４１】この押出棒を機械的性質、高温疲労強度及
び靭性、耐磨耗性の評価のために、焼き入れと人工時効
硬化処理を施した焼入時効硬化熱処理した材料（Ｔ６
材、溶体化処理後人工時効硬化処理したもの）を作製し
た。このようにして得られた素材について下記により試
験材を作製し、機械的性質、高温疲労強度、靭性、耐磨
耗性、抗折強度を試験により求めた。
び靭性、耐磨耗性の評価のために、焼き入れと人工時効
硬化処理を施した焼入時効硬化熱処理した材料（Ｔ６
材、溶体化処理後人工時効硬化処理したもの）を作製し
た。このようにして得られた素材について下記により試
験材を作製し、機械的性質、高温疲労強度、靭性、耐磨
耗性、抗折強度を試験により求めた。
【００４２】これらの試験方法は、以下のとおりであ
る。 （１）機械的性質 試験片はＪＩＳ４号丸棒試験片を使用した。測定項目
は、引張強さ、耐力及び伸びである。 （２）靭性（破壊強度特性） 試験片は、シャルピー衝撃試験法によるシャルピー衝撃
値の計測を行った。
る。 （１）機械的性質 試験片はＪＩＳ４号丸棒試験片を使用した。測定項目
は、引張強さ、耐力及び伸びである。 （２）靭性（破壊強度特性） 試験片は、シャルピー衝撃試験法によるシャルピー衝撃
値の計測を行った。
【００４３】（３）耐磨耗性試験 大越式耐磨耗試験機を用いて、下記の条件により供試材
の比磨耗量を測定し、耐磨耗性を評価した。 潤滑条件：ギヤ油（ＧＬ−５） 磨耗距離：湿式２００ｍｍ 荷重 ：１９．７ｋｇ 相手材 ：ＳＣＭ２１ 磨耗速度：３．６２ｍ／ｓｅｃ
の比磨耗量を測定し、耐磨耗性を評価した。 潤滑条件：ギヤ油（ＧＬ−５） 磨耗距離：湿式２００ｍｍ 荷重 ：１９．７ｋｇ 相手材 ：ＳＣＭ２１ 磨耗速度：３．６２ｍ／ｓｅｃ
【００４４】（４）高温疲労強度 小野式高温回転曲げ疲労試験機を用いて、下記の条件に
より供試材の高温疲労強度を評価した。 試験温度：１５０℃ 繰り返し速度：３６００ｐｐｍ 繰り返し数：１×１０７回
より供試材の高温疲労強度を評価した。 試験温度：１５０℃ 繰り返し速度：３６００ｐｐｍ 繰り返し数：１×１０７回
【００４５】（５）抗折試験 図３に示すように、試験片（１）を２個の支え具（２）
に載せ、押え具（３）で矢印の方向に荷重をかけ、試験
片（１）が破壊するまでの抗折強度と、試験片（１）が
破壊するまでの押え具（３）の矢印の方向ストロークを
測定した。試験片（１）は、長さ３５０ｍｍ、直径２０
ｍｍであり、支え具（２）の距離ｌは３００ｍｍであ
る。この抗折試験は、ＪＩＳＺ２２０３に準拠して行っ
たもので、抗折試験片はＢ号に準拠したものである。
に載せ、押え具（３）で矢印の方向に荷重をかけ、試験
片（１）が破壊するまでの抗折強度と、試験片（１）が
破壊するまでの押え具（３）の矢印の方向ストロークを
測定した。試験片（１）は、長さ３５０ｍｍ、直径２０
ｍｍであり、支え具（２）の距離ｌは３００ｍｍであ
る。この抗折試験は、ＪＩＳＺ２２０３に準拠して行っ
たもので、抗折試験片はＢ号に準拠したものである。
【００４６】また、Ｓｉ粒子を微細分散させた金属組織
のＳｉ粒子の大きさ（平均円相当径）、形状（平均円形
度）の測定は前記押出材について押出方向と平行な断面
組織について見たもので、具体的には図１、図２につい
て前述したごとく、金属顕微鏡により４００倍で撮影し
たミクロ組織写真を画像解析装置により画像解析を行い
Ｓｉ粒子の大きさ、形状の測定し、この結果を示したも
のである。
のＳｉ粒子の大きさ（平均円相当径）、形状（平均円形
度）の測定は前記押出材について押出方向と平行な断面
組織について見たもので、具体的には図１、図２につい
て前述したごとく、金属顕微鏡により４００倍で撮影し
たミクロ組織写真を画像解析装置により画像解析を行い
Ｓｉ粒子の大きさ、形状の測定し、この結果を示したも
のである。
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【００４７】表１、表２に示す本発明例（Ｎｏ．１〜１
２）は、いずれも、機械的特性を表す、引張強さ（Ｎ／
ｍｍ２）≧４００、耐力（Ｎ／ｍｍ２）≧３６０、伸び
値（％）≧６．０、高温疲労特性（Ｋｇｆ／ｍｍ２）≧
１８、靭性（Ｋｇ・ｍ／ｃｍ２）≧０．４０、耐磨耗性
（ｍｍ２／Ｋｇ）≧４．０、抗折強度（Ｋｇｆ）≧８０
０、抗折ストローク（ｍｍ）≧２５であり、総合評価に
「優」と示すように、機械的特性がバランスよく兼ね備
えられたもので、焼入時効硬化熱処理状態Ｔ６で優れた
疲労強度、靭性、抗折強度を有する展伸用耐磨耗性Ａｌ
合金であることが明らかである。
２）は、いずれも、機械的特性を表す、引張強さ（Ｎ／
ｍｍ２）≧４００、耐力（Ｎ／ｍｍ２）≧３６０、伸び
値（％）≧６．０、高温疲労特性（Ｋｇｆ／ｍｍ２）≧
１８、靭性（Ｋｇ・ｍ／ｃｍ２）≧０．４０、耐磨耗性
（ｍｍ２／Ｋｇ）≧４．０、抗折強度（Ｋｇｆ）≧８０
０、抗折ストローク（ｍｍ）≧２５であり、総合評価に
「優」と示すように、機械的特性がバランスよく兼ね備
えられたもので、焼入時効硬化熱処理状態Ｔ６で優れた
疲労強度、靭性、抗折強度を有する展伸用耐磨耗性Ａｌ
合金であることが明らかである。
【００４８】これに対して、本発明との比較を示す表３
及び表４の比較例（Ｎｏ．１３〜２４）は、機械的特性
の引張強さ、耐力、伸び値、高温疲労特性、靭性、耐磨
耗性、抗折強度、抗折ストロークのいずれかで所望の特
性が得られないもので、総合評価に「劣」と示すように
機械的特性がバランスよく兼ね備えられたものではな
い。具体的には、比較例Ｎｏ．１３では、引張強さ、耐
力と高温疲労強度が低く所望の特性が得られない。比較
例Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１５では高温疲労特性と靭性、抗
折強度が低い。比較例Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１７では高温
疲労特性、抗折強度が低い。比較例Ｎｏ．１８では伸び
が低い、比較例Ｎｏ．１９、Ｎｏ．２０では高温疲労特
性、抗折強度が低い。また比較例Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２
２では、Ｍｎを多く含み、かつ円形度が低いもので所望
の特性が得られず、比較例Ｎｏ．２３、Ｎｏ．２４では
高温疲労特性と靭性、抗折値が低いというように所望の
特性が得られない。
及び表４の比較例（Ｎｏ．１３〜２４）は、機械的特性
の引張強さ、耐力、伸び値、高温疲労特性、靭性、耐磨
耗性、抗折強度、抗折ストロークのいずれかで所望の特
性が得られないもので、総合評価に「劣」と示すように
機械的特性がバランスよく兼ね備えられたものではな
い。具体的には、比較例Ｎｏ．１３では、引張強さ、耐
力と高温疲労強度が低く所望の特性が得られない。比較
例Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１５では高温疲労特性と靭性、抗
折強度が低い。比較例Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１７では高温
疲労特性、抗折強度が低い。比較例Ｎｏ．１８では伸び
が低い、比較例Ｎｏ．１９、Ｎｏ．２０では高温疲労特
性、抗折強度が低い。また比較例Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２
２では、Ｍｎを多く含み、かつ円形度が低いもので所望
の特性が得られず、比較例Ｎｏ．２３、Ｎｏ．２４では
高温疲労特性と靭性、抗折値が低いというように所望の
特性が得られない。
【００４９】次ぎに、表５に本発明の製造方法の熱処理
条件についての実施例を示す。表５は、本発明の鍛造加
工後、４９０℃〜５２０℃で３０分〜４時間保持後水焼
入れ、次いで人工時効処理を１７０℃〜１９０℃で４〜
１６時間施す、焼入時効硬化熱処理について示すもので
ある。表５の発明例（Ｎｏ．２５〜Ｎｏ．２８）に示す
ように、本発明の条件で溶体化焼入れ時効硬化処理を行
ったものは、総合評価に「優」と表示したように、機械
的特性がバランスよく兼ね備えられたもので、疲労強
度、靭性、抗折強度を有する展伸用耐磨耗性Ａｌ合金を
製造することができるものである。
条件についての実施例を示す。表５は、本発明の鍛造加
工後、４９０℃〜５２０℃で３０分〜４時間保持後水焼
入れ、次いで人工時効処理を１７０℃〜１９０℃で４〜
１６時間施す、焼入時効硬化熱処理について示すもので
ある。表５の発明例（Ｎｏ．２５〜Ｎｏ．２８）に示す
ように、本発明の条件で溶体化焼入れ時効硬化処理を行
ったものは、総合評価に「優」と表示したように、機械
的特性がバランスよく兼ね備えられたもので、疲労強
度、靭性、抗折強度を有する展伸用耐磨耗性Ａｌ合金を
製造することができるものである。
【００５０】表５との比較のために、本発明の条件の範
囲外で溶体化後、焼入時効硬化処理Ｔ６の熱処理を行っ
た。４８０℃×１０時間保持後水焼入れし、１８０℃×
８時間時効処理したものでは、引張強さ、耐力、抗折強
度、抗折ストロークで所望の特性が得られなかった。５
４０℃で２時間の熱処理を行ったものは結晶粒が粗大化
し、結晶粒界が共晶溶融する。また５０５℃×２時間保
持後水焼入れ、１７０℃×２時間時効処理、或るいは５
０５℃×２時間保持後水焼入れ、１９０℃×２０時間時
効処理したものでも所望の特性は得られなかった。
囲外で溶体化後、焼入時効硬化処理Ｔ６の熱処理を行っ
た。４８０℃×１０時間保持後水焼入れし、１８０℃×
８時間時効処理したものでは、引張強さ、耐力、抗折強
度、抗折ストロークで所望の特性が得られなかった。５
４０℃で２時間の熱処理を行ったものは結晶粒が粗大化
し、結晶粒界が共晶溶融する。また５０５℃×２時間保
持後水焼入れ、１７０℃×２時間時効処理、或るいは５
０５℃×２時間保持後水焼入れ、１９０℃×２０時間時
効処理したものでも所望の特性は得られなかった。
【表５】
【００５１】
【実施例２】本発明の第２の実施例によりスクロールに
ついて説明する。合金組成が、Ｓｉ １１．５１ｗｔ
％、Ｆｅ ０．１５ｗｔ％、Ｃｕ３．４３ｗｔ％、Ｍｇ
０．６０ｗｔ％、Ｃｒ ０．０８ｗｔ％、Ｔｉ ０．
０１ｗｔ％、Ｎｉ ０．２６ｗｔ％、Ｓｒ ０．０２ｗ
ｔ％、Ｍｎ ０．０１ｗｔ％、残部Ａｌの合金を直径が
２２０ｍｍのＡｌ合金鋳塊を半連続鍛造法により製造
し、４９５±５℃×８時間の均質化処理を施した後、押
出温度４２０℃で直径８０ｍｍの押出棒とした。押出棒
の金属組織はＳｉ粒が分散されたもので、Ｓｉ粒の円相
当径の平均が５．００μｍ以下でかつ円形度の平均が
０．５０以上であった。
ついて説明する。合金組成が、Ｓｉ １１．５１ｗｔ
％、Ｆｅ ０．１５ｗｔ％、Ｃｕ３．４３ｗｔ％、Ｍｇ
０．６０ｗｔ％、Ｃｒ ０．０８ｗｔ％、Ｔｉ ０．
０１ｗｔ％、Ｎｉ ０．２６ｗｔ％、Ｓｒ ０．０２ｗ
ｔ％、Ｍｎ ０．０１ｗｔ％、残部Ａｌの合金を直径が
２２０ｍｍのＡｌ合金鋳塊を半連続鍛造法により製造
し、４９５±５℃×８時間の均質化処理を施した後、押
出温度４２０℃で直径８０ｍｍの押出棒とした。押出棒
の金属組織はＳｉ粒が分散されたもので、Ｓｉ粒の円相
当径の平均が５．００μｍ以下でかつ円形度の平均が
０．５０以上であった。
【００５２】この押出棒に３７０℃×２時間の焼鈍処理
を施した後、切断して単重３００ｇの円板状の鍛造用素
材とした。この鍛造用素材に一般的な冷間鍛造用油にＭ
ｏＳ２を含有させた潤滑剤を塗布して、２８０℃に加熱
した。一方、直径８０ｍｍのスクロール形状の金型にも
ＭｏＳ２系潤滑剤を塗布し、１４５℃に加熱した。この
金型は下型と上型とからなるが、この１４５℃に加熱さ
れた下型に、前記潤滑剤を塗布して２８０℃に加熱した
鍛造用素材を装入し、同じく１２０℃に加熱した上型を
降下させ、１回の鍛造加工でスクロールに形成した。こ
の際、上型の降下速度（ラム降下速度）を２５０ｍｍ／
ｓｅｃとした。
を施した後、切断して単重３００ｇの円板状の鍛造用素
材とした。この鍛造用素材に一般的な冷間鍛造用油にＭ
ｏＳ２を含有させた潤滑剤を塗布して、２８０℃に加熱
した。一方、直径８０ｍｍのスクロール形状の金型にも
ＭｏＳ２系潤滑剤を塗布し、１４５℃に加熱した。この
金型は下型と上型とからなるが、この１４５℃に加熱さ
れた下型に、前記潤滑剤を塗布して２８０℃に加熱した
鍛造用素材を装入し、同じく１２０℃に加熱した上型を
降下させ、１回の鍛造加工でスクロールに形成した。こ
の際、上型の降下速度（ラム降下速度）を２５０ｍｍ／
ｓｅｃとした。
【００５３】この製品であるスクロールの形状は、図４
に示すように直径８０ｍｍ、厚さ１０ｍｍのフランジ
（１２）の片面に高さ１３ｍｍ、巾２ｍｍの３重の渦巻
状のスクロール部（１１）有し、他の片面にボス部（図
示せず）を有するものである。このような鍛造条件でス
クロールを製造した場合、寸法精度の良い製品が得られ
た。鍛造後のスクロールを、４９５±５℃×２時間保持
後水焼入れし、１８０±５℃×８時間人工時効処理を施
すＴ６の焼入時効硬化熱処理を行った。
に示すように直径８０ｍｍ、厚さ１０ｍｍのフランジ
（１２）の片面に高さ１３ｍｍ、巾２ｍｍの３重の渦巻
状のスクロール部（１１）有し、他の片面にボス部（図
示せず）を有するものである。このような鍛造条件でス
クロールを製造した場合、寸法精度の良い製品が得られ
た。鍛造後のスクロールを、４９５±５℃×２時間保持
後水焼入れし、１８０±５℃×８時間人工時効処理を施
すＴ６の焼入時効硬化熱処理を行った。
【００５４】スクロールの渦巻き状部の 引張強さ ４３４ Ｎ／ｍｍ２ 耐力 ３８５ Ｎ／ｍｍ２ 伸び ６．０ ％ シャルピー値 ０．３６７ Ｋｇ・ｍ／ｃｍ２ 抗折強度 １９１８ Ｋｇｆ 抗折ストローク １．５４ｍｍ 高温疲労強度 （試験温度１５０℃、繰り返し速度３６００ｒｐｍ、応
力１５．０Ｋｇｆ／ｍｍ２ 繰り返し回数 ２．５８×１０７ であり、高強度、高耐磨耗性、高温での疲労強度、靭
性、高抗折値を有するスクロールを得ることができ、長
期間、安定して使用することができるものであった。
力１５．０Ｋｇｆ／ｍｍ２ 繰り返し回数 ２．５８×１０７ であり、高強度、高耐磨耗性、高温での疲労強度、靭
性、高抗折値を有するスクロールを得ることができ、長
期間、安定して使用することができるものであった。
【００５５】
【発明の効果】以上説明したように、本発明の展伸用耐
磨耗性Ａｌ合金によれば、高強度、高耐磨耗性で、かつ
高温での疲労強度、優れた靭性、高抗折値を有するもの
であり、また高強度、高耐磨耗性、高温での疲労強度、
靭性、高抗折値を有するスクロールを得ることがでると
いう工業上顕著な効果を奏するものである。
磨耗性Ａｌ合金によれば、高強度、高耐磨耗性で、かつ
高温での疲労強度、優れた靭性、高抗折値を有するもの
であり、また高強度、高耐磨耗性、高温での疲労強度、
靭性、高抗折値を有するスクロールを得ることがでると
いう工業上顕著な効果を奏するものである。
【図１】Ａｌ合金の金属組織におけるＳｉ粒の形状を説
明する図である。
明する図である。
【図２】Ａｌ合金の金属組織におけるＳｉ粒の分布（大
きさ、形状）状況を示す顕微鏡写真（×４００）であ
り、（ａ）は本発明に係わるもの、（ｂ）は従来のもの
である。
きさ、形状）状況を示す顕微鏡写真（×４００）であ
り、（ａ）は本発明に係わるもの、（ｂ）は従来のもの
である。
【図３】抗折試験を示す図
【図４】スクロールの形状を示す図
１ 試験片 ２ 支え ３ 押え具 １１ 渦巻状のスクロール部 １２ スクロールのフランジ
Claims (8)
- 【請求項１】Ｓｉ：８．０〜１３．０ｗｔ％ Ｆｅ：０．１〜０．５ｗｔ％ Ｃｕ：１．０〜５．０ｗｔ％ Ｍｇ：０．４〜１．５ｗｔ％ Ｃｒ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｎｉ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｓｒ：０．００５〜０．０５ｗｔ％、又はＳｂ：０．０
５〜０．３ｗｔ％ 残部がＡｌ及び不可避不純物よりなり、前記不可避不純
物のＭｎを０．０４ｗｔ％以下に規制したＡｌ合金で、
Ｓｉ粒子を微細分散させた金属組織を有し前記Ｓｉ粒子
の円相当径の平均が５．００μｍ以下でかつ円形度の平
均が０．５０以上であり、焼入時効硬化熱処理状態で優
れた高温疲労強度、靭性、抗折強度を有することを特徴
とする展伸用耐磨耗性Ａｌ合金。 - 【請求項２】Ｓｉ：８．０〜１３．０ｗｔ％ Ｆｅ：０．１〜０．５ｗｔ％ Ｃｕ：１．０〜５．０ｗｔ％ Ｍｇ：０．４〜１．５ｗｔ％ Ｃｒ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｎｉ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｓｒ：０．００５〜０．０５ｗｔ％、又はＳｂ：０．０
５〜０．３ｗｔ％ Ｚｎ：０．２５ｗｔ％以下 残部がＡｌ及び不可避不純物よりなり、前記不可避不純
物のＭｎを０．０４ｗｔ％以下に規制したＡｌ合金で、
Ｓｉ粒子を微細分散させた金属組織を有し前記Ｓｉ粒子
の円相当径の平均が５．００μｍ以下でかつ円形度の平
均が０．５０以上であり、焼入時効硬化熱処理状態で優
れた高温疲労強度、靭性、抗折強度を有することを特徴
とする展伸用耐磨耗性Ａｌ合金。 - 【請求項３】Ｓｉ：８．０〜１３．０ｗｔ％ Ｆｅ：０．１〜０．５ｗｔ％ Ｃｕ：１．０〜５．０ｗｔ％ Ｍｇ：０．４〜１．５ｗｔ％ Ｃｒ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｎｉ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｓｒ：０．００５〜０．０５ｗｔ％、又はＳｂ：０．０
５〜０．３ｗｔ％ Ｔｉ：０．１ｗｔ％以下、及び／又はＢ：０．０５ｗｔ
％以下、残部がＡｌ及び不可避不純物よりなり、前記不
可避不純物のＭｎを０．０４ｗｔ％以下に規制したＡｌ
合金で、Ｓｉ粒子を微細分散させた金属組織を有し前記
Ｓｉ粒子の円相当径の平均が５．００μｍ以下でかつ円
形度の平均が０．５０以上であり、焼入時効硬化熱処理
状態で優れた高温疲労強度、靭性、抗折強度を有するこ
とを特徴とする展伸用耐磨耗性Ａｌ合金。 - 【請求項４】Ｓｉ：８．０〜１３．０ｗｔ％ Ｆｅ：０．１〜０．５ｗｔ％ Ｃｕ：１．０〜５．０ｗｔ％ Ｍｇ：０．４〜１．５ｗｔ％ Ｃｒ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｎｉ：０．０５〜０．５ｗｔ％ Ｓｒ：０．００５〜０．０５ｗｔ％、又はＳｂ：０．０
５〜０．３ｗｔ％ Ｚｎ：０．２５ｗｔ％以下 Ｔｉ：０．１ｗｔ％以下、及び／又はＢ：０．０５ｗｔ
％以下、残部がＡｌ及び不可避不純物よりなり、前記不
可避不純物のＭｎを０．０４ｗｔ％以下に規制したＡｌ
合金で、Ｓｉ粒子を微細分散させた金属組織を有し前記
Ｓｉ粒子の円相当径の平均が５．００μｍ以下でかつ円
形度の平均が０．５０以上であり、焼入時効硬化熱処理
状態で優れた高温疲労強度、靭性、抗折強度を有するこ
とを特徴とする展伸用耐磨耗性Ａｌ合金。 - 【請求項５】Ａｌ合金鋳塊を４８０〜５４０℃で２時間
以上均質化熱処理し、その後熱間押出又は熱間圧延を行
って、Ｓｉ粒子を微細分散させた金属組織を有し前記Ｓ
ｉ粒子を円相当径の平均が５．００μｍ以下でかつ円形
度の平均が０．５０以上とし、続いて鍛造加工し、４９
０℃〜５２０℃で３０分〜４時間保持後水焼入れし、次
いで人工時効処理を１７０℃〜１９０℃で４〜１６時間
施す焼入時効硬化熱処理を行うことを特徴とする請求項
１〜４のいずれかに記載の展伸用耐磨耗性Ａｌ合金の製
造方法。 - 【請求項６】鍛造加工により成形した後、焼入時効硬化
熱処理をしたものであることを特徴とする請求項１〜４
のいずれかに記載の展伸用耐磨耗性Ａｌ合金よりなるス
クロール。 - 【請求項７】鍛造加工による成形が、鍛造型温度１２０
〜１７０℃、素材温度２２０〜３７０℃、ラム降下速度
２００〜８００ｍｍ／ｓｅｃの条件で、ＭｏＳ２を含有
させた冷間鍛造用潤滑剤を用いて一回の鍛造加工により
成形したものであることを特徴とする請求項６に記載の
展伸用耐磨耗性Ａｌ合金よりなるスクロール。 - 【請求項８】Ａｌ合金鋳塊を４８０〜５４０℃で２時間
以上均質化熱処理し、その後熱間押出又は熱間圧延を行
って、Ｓｉ粒子を微細分散させた金属組織を有し前記Ｓ
ｉ粒子を円相当径の平均が５．００μｍ以下でかつ円形
度の平均が０．５０以上とし、続いて鍛造型温度１２０
〜１７０℃、素材温度２２０〜３７０℃、ラム降下速度
２００〜８００ｍｍ／ｓｅｃの条件で、ＭｏＳ２を含有
させた冷間鍛造用潤滑剤を用いて一回の鍛造加工により
成形し、続いて、４９０℃〜５２０℃で３０分〜４時間
保持後水焼入れ、次いで人工時効処理を１７０℃〜１９
０℃で４〜１６時間施す焼入時効硬化熱処理を行うこと
を特徴とする鍛造加工後の寸法精度に優れた請求項６に
記載の展伸用耐磨耗性Ａｌ合金よりなるスクロールの製
造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27876396A JPH09209069A (ja) | 1995-11-29 | 1996-09-30 | 展伸用耐磨耗性Ａｌ合金及び展伸用耐磨耗性Ａｌ合金よりなるスクロール、並びにそれらの製造方法 |
| US08/790,949 US5993576A (en) | 1995-11-29 | 1997-01-29 | Wear resistant wrought aluminum alloy and scroll of wear-resistant wrought aluminum alloy |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31042995 | 1995-11-29 | ||
| JP7-310429 | 1995-11-29 | ||
| JP27876396A JPH09209069A (ja) | 1995-11-29 | 1996-09-30 | 展伸用耐磨耗性Ａｌ合金及び展伸用耐磨耗性Ａｌ合金よりなるスクロール、並びにそれらの製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09209069A true JPH09209069A (ja) | 1997-08-12 |
Family
ID=26553032
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27876396A Pending JPH09209069A (ja) | 1995-11-29 | 1996-09-30 | 展伸用耐磨耗性Ａｌ合金及び展伸用耐磨耗性Ａｌ合金よりなるスクロール、並びにそれらの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09209069A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001200326A (ja) * | 2000-01-18 | 2001-07-24 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 耐摩耗性アルミニウム合金長尺体およびその製造方法 |
| JP2002371302A (ja) * | 2001-06-18 | 2002-12-26 | Aisin Seiki Co Ltd | 摺動部材および弁開閉時期制御装置 |
| JP2004060571A (ja) * | 2002-07-30 | 2004-02-26 | Aisin Seiki Co Ltd | 弁開閉時期制御装置 |
| KR100461282B1 (ko) * | 2001-10-16 | 2004-12-14 | 한국기계연구원 | Ａｌ합금 스크롤 로터의 열간단조용 배압 성형장치 및성형방법 |
| JP4744766B2 (ja) * | 2000-04-10 | 2011-08-10 | 昭和電工株式会社 | 鍛造スクロール部品の製造方法 |
| WO2022058166A1 (de) * | 2020-09-17 | 2022-03-24 | Federal-Mogul Nürnberg GmbH | Aluminiumlegierung, verfahren zur herstellung eines motorbauteils und motorbauteil |
| CN114231865A (zh) * | 2021-12-22 | 2022-03-25 | 合肥工业大学 | 一种Al-Si合金双级球化退火方法 |
| EP3950985A4 (en) * | 2019-03-27 | 2022-12-07 | Showa Denko K.K. | SCROLL ELEMENT AND METHOD OF PRODUCING A SCROLL FORGED ARTICLE |
-
1996
- 1996-09-30 JP JP27876396A patent/JPH09209069A/ja active Pending
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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