JP5048996B2

JP5048996B2 - 加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金材およびその製造方法

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Publication number: JP5048996B2
Application number: JP2006305169A
Authority: JP
Inventors: 康夫岡本
Original assignee: Showa Denko KK
Current assignee: Resonac Holdings Corp
Priority date: 2006-11-10
Filing date: 2006-11-10
Publication date: 2012-10-17
Anticipated expiration: 2026-11-10
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Description

この発明は、耐摩耗性アルミニウム合金材、特に加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金材に関する。

例えば、自動車のエンジンシリンダーライナーとピストンリングとはその動作中に過酷な摺動摩擦を受けるとともに、圧縮応力と引張応力を繰り返して受ける。このため、これらの部材には優れた耐摩耗性および耐焼付性が要求される。

このような用途に使用されるアルミニウム合金としては、従来より約１７％のＳｉを含有するＡ３９０が使用され、さらにそれ以上のＳｉを含有するアルミニウム合金が提案されている（特許文献１、２参照）。

また、ローターの材料として、合金組成を規定するとともにＳｉ粒子の粒径を規定することにより、耐摩耗性の向上を図ることが提案されている（特許文献３参照）。
特開昭６２−１９６３５０号公報特開昭６２−４４５４８号公報特開平３−１１１５３１号公報

しかしながら、Ａ３９０や特許文献１、２に記載されたアルミニウム合金は、耐摩耗性に優れる反面、高濃度のＳｉにより切断等の加工性が悪く、工具寿命も短いという問題点があった。

また、特許文献３に記載されたアルミニウム合金材は、Ａ３９０等よりもＳｉ濃度が低く加工性が改善されているが、それでもなお耐摩耗性と加工性という相反する特性を共に向上させたアルミニウム合金が求められている。

本発明は上述した背景技術に鑑み、アルミニウム合金組成を規定するとともに、初晶Ｓｉ粒子および金属間化合物の粒径と分布状態を制御することにより、加工性と耐摩耗性を兼ね備えたアルミニウム合金材の提供を目的とする。

即ち、本発明の加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金材は、下記［１］［２］に記載の構成を有する。
［１］Ｓｉ：１３〜１５質量％、Ｃｕ：５．５〜９質量％、Ｍｇ：０．２〜１質量％、Ｎｉ：０．５〜１質量％およびＰ：０．００３〜０．０３質量％を含有し、残部がＡｌおよび不純物からなるアルミニウム合金で構成され、
初晶Ｓｉ粒子の平均粒径が１０〜３０μｍ、断面における初晶Ｓｉ粒子の面積占有率が３〜１２％、金属間化合物の平均粒径が１．５〜８μｍ、断面における金属間化合物の面積占有率が４〜１２％であることを特徴とする加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金材。

［２］前記アルミニウム合金において、Ｍｎ：０．１５〜０．５質量％、Ｆｅ：０．１〜０．５質量％のうちの少なくとも一方を含有する前項１に記載の加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金材。

また、本発明の加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金材の製造方法は、下記［３］〜［７］に記載の構成を有する。

［３］Ｓｉ：１３〜１５質量％、Ｃｕ：５．５〜９質量％、Ｍｇ：０．２〜１質量％、Ｎｉ：０．５〜１質量％およびＰ：０．００３〜０．０３質量％を含有し、残部がＡｌおよび不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に対し、４５０〜５００℃で３〜１２時間の均質化処理を施すことを特徴とする加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金材の製造方法。

［４］前記アルミニウム合金鋳塊において、Ｍｎ：０．１５〜０．５質量％、Ｆｅ：０．１〜０．５質量％のうちの少なくとも一方を含有する前項３に記載の加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金材の製造方法。

［５］前記均質化処理を施したアルミニウム合金鋳塊に対し、機械加工および塑性加工の少なくとも一方の加工を施す前項３または４のいずれかに記載の加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金材の製造方法。

［６］前記機械加工は切断である前項５に記載の加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金材の製造方法。

［７］前記塑性加工は鍛造である前項５または６に記載の加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金材の製造方法。

上記［１］に記載の加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金材は、合金組成において、Ｓｉ濃度を低くすることにより加工性が向上し、ＣｕおよびＮｉの添加により形成される金属間化合物によって耐摩耗性、耐焼付性が補完される。また、ＣｕおよびＮｉの添加により優れた耐軟化性を得ることができる。しかも、金属組織においては、初晶Ｓｉ粒子および金属間化合物の平均粒径、面積占有率は所定範囲内に規定されているために、優れた加工性、耐摩耗性、耐焼付性、耐軟化性を得ることができる。さらに、Ｐの添加により、鍛造性、延性、疲労強度の低下を抑制することができる。

上記［２］に記載の耐摩耗性アルミニウム合金材によれば、特に優れた耐摩耗性、耐焼付性を得ることができる。

上記［３］に記載の加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金の製造方法によれば、初晶Ｓｉ粒子および金属間化合物の平均粒径、面積占有率が上記［１］に記載した範囲となされ、優れた加工性、耐摩耗性、耐焼付性、耐軟化性を有し、かつ鍛造性、延性、疲労強度の低下が抑制されたアルミニウム合金材を製造することができる。

上記［４］に記載の耐摩耗性アルミニウム合金材の製造方法によれば、特に優れた耐摩耗性、耐焼付性を有する耐摩耗性アルミニウム合金材を製造することができる。

上記［５］［６］［７］に記載の各耐摩耗性アルミニウム合金材の製造方法によれば、優れた加工性、耐摩耗性、耐焼付性、耐軟化性を有し、かつ鍛造性、延性、疲労強度の低下が抑制された所望形状の耐摩耗性アルミニウム合金材を製造することができる。

本発明の加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金材（以下、アルミニウム合金材と略称する）は、合金組成を規定するとともに、金属組織において初晶Ｓｉ粒子および金属間化合物の粒径および分布状態を制御することにより、加工性と耐摩耗性の両方が優れた合金材である。

アルミニウム合金は、従来の耐摩耗性アルミニウム合金よりもＳｉ濃度を下げて加工性を向上させるとともに、Ｓｉ濃度の低下に伴って低下する耐摩耗性をＣｕおよびＮｉの添加によって形成される金属間化合物によって補完したものである。

前記アルミニウム合金組成において、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、ＮｉおよびＰを必須元素として含有し、さらに、Ｍｎ、Ｆｅを任意に含有する。以下に、アルミニウム合金材を構成するアルミニウム合金中の各元素の添加意義および濃度の限定理由について詳述する。

Ｓｉは、初晶Ｓｉや共晶Ｓｉの分布により耐摩耗性、耐焼付性を高めるとともに、Ｍｇと共存してＭｇ₂Ｓｉ粒子を析出して機械的強度を向上させる元素であり、その濃度を１３〜１５質量％とする。１３質量％未満では前記効果が小さく、１５質量％を超えると初晶Ｓｉの晶出が多くなり、延性、靱性が低下して加工性が悪くなり、また疲労強度を低下させるおそれがある。好ましいＳｉ濃度は１３．５〜１４．５質量％である。

Ｃｕは、Ａｌ−Ｃｕ系晶出物を形成し、またＮｉと共存してＡｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系晶出物を形成して耐摩耗性、耐焼付性、耐軟化性を高めるとともに、ＣｕＡｌ₂粒子を析出させて機械的強度を向上させる元素であり、その濃度を５．５〜９質量％とする。Ｃｕ濃度が５．５質量％未満では前記効果が小さく、９質量％を超えるとＡｌ−Ｃｕ系やＡｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系の粗大晶出物が増加し、鍛造性、延性、靱性が低下して加工性が悪くなり、また疲労強度を低下させるおそれがある。好ましいＣｕ濃度は７〜９質量％である。

Ｍｇは、Ｓｉとの共存によりＭｇ₂Ｓｉ粒子を析出して機械的強度を向上させる元素であり、その濃度を０．２〜１質量％とする。Ｍｇ濃度が０．２質量％未満では前記効果が小さく、１質量％を超えるとＭｇ₂Ｓｉの粗大晶出物が増加し、鍛造性、延性、靱性が低下して加工性が悪くなり、また疲労強度を低下させるおそれがある。好ましいＭｇ濃度は０．３〜０．７質量％である。

Ｎｉは、Ａｌ−Ｎｉ系晶出物を形成し、またＣｕと共存してＡｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系晶出物を形成して耐摩耗性、耐焼付性、耐軟化性を高める元素であり、その濃度を０．５〜１質量％とする。Ｎｉ濃度が０．５質量％未満では前記効果が小さく、１質量％を超えると粗大な晶出物が増加し、鍛造性、延性、靱性が低下して加工性が悪くなり、また疲労強度を低下させるおそれがある。好ましいＮｉ濃度は０．６５〜０．８５質量％である。

Ｐは、初晶Ｓｉを微細化させ、耐摩耗性、耐焼付性を高めるとともに、鍛造性、延性、疲労強度の低下を抑制する働きをする元素であり、その濃度を０．００３〜０．０３質量％とする。Ｐ濃度が０．００３質量％未満では初晶Ｓｉの微細化効果が少なく、０．０３％質量を超えると、ＡｌＰ粒子が増加して、鍛造性、延性、靱性が低下して加工性が悪くなるおそれがある。好ましいＰ濃度は０．００３〜０．０２質量％である。

ＭｎおよびＦｅは、Ａｌ−Ｍｎ系粒子、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系粒子、Ａｌ−Ｆｅ系粒子、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系粒子、Ａｌ−Ｎｉ−Ｆｅ系粒子を晶出させることにより、耐摩耗性、耐焼付性を高める元素であり、少なくとも一方の元素を添加することにより前記効果を得ることができ、Ｍｎ濃度を０．１５〜０．５質量％、Ｆｅ濃度を０．１〜０．５質量％とする。Ｍｎ濃度が０．１５質量％未満またはＦｅ濃度が０．１質量％未満では前記効果が小さく、Ｍｎ濃度またはＦｅ濃度が０．５質量％を超えると、粗大な晶出物が増加し、鍛造性、延性、靱性が低下して加工性が悪くなり、また疲労強度を低下させるおそれがある。好ましいＭｎ濃度は０．１５〜０．３質量％であり、好ましいＦｅ濃度は０．１〜０．３質量％である。

さらに、ＣｕおよびＮｉの添加により、アルミニウム合金材を高温状態に置いても硬度の低下を抑制することができる。また、高温時の耐軟化性が向上されたことで、高温表面処理を施してもアルミニウム合金部材の硬度低下を抑制できる。

前記アルミニウム合金組成において、前記元素の残部はＡｌおよび不純物である。

本発明のアルミニウム合金材の金属組織において、初晶Ｓｉ粒子および金属間化合物は加工性、耐摩耗性、耐焼付性に影響を及ぼす。以下に、アルミニウム合金材の任意の断面において観察される初晶Ｓｉ粒子および金属間化合物の粒径および金属間化合物の粒径および面積占有率について詳述する。

初晶Ｓｉ粒子は、その平均粒径を１０〜３０μｍとする。平均粒径が１０μｍ未満では耐摩耗性、耐焼付性が低下し、３０μｍを超えると鍛造性や切断性が低下して加工性が悪くなる。好ましい初晶Ｓｉ粒子の平均粒径は１０〜２０μｍである。また、初晶Ｓｉ粒子の面積占有率は３〜１２％とする。面積占有率が３％未満では耐摩耗性、耐焼付性が低下し、１２％を超えると、鍛造性や切断性が低下して加工性が悪くなる。好ましい初晶Ｓｉ粒子の面積占有率５〜８％である。

アルミニウム合金材において、加工性、耐摩耗性、耐焼付性に影響を及ぼす金属間化合物は、Ａｌ−Ｎｉ系化合物、Ａｌ−Ｃｕ−Ｎｉ系化合物、Ａｌ−Ｎｉ−Ｆｅ系化合物、ＣｕＡｌ₂、Ａｌ−（Ｆｅ，Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物であり、これらの金属間化合物の平均粒径および面積占有率を規定する。

前記金属間化合物の平均粒径は１．５〜８μｍとする。平均粒径が１．５μｍ未満では耐摩耗性、耐焼付性が低下し、８μｍを超えると、鍛造性や切断性が低下して加工性が悪くなる。好ましい金属間化合物の平均粒径は２〜５μｍである。また、前記金属間化合物の面積占有率は４〜１２％とする。面積占有率が４％未満では耐摩耗性、耐焼付性が低下し、１２％を超えると、鍛造性や切断性が低下して加工性が悪くなる。好ましい金属間化合物の面積占有率は５〜８％である。

なお、本発明のアルミニウム合金材においてはＭｇ₂Ｓｉも形成されるが、上記濃度範囲のＭｇでは晶出量が少なく、上述した金属間化合物よりも加工性、耐摩耗性、耐焼付性に及ぼす影響は少ない。

上述した本発明のアルミニウム合金材は、上述した化学組成のアルミニウム合金鋳塊に施す均質化処理を所定条件で行うことにより製造することができる。換言すると、初晶Ｓｉ粒子および金属間化合物の粒径および面積占有率は、均質化処理によって制御される。

鋳塊の製造方法は限定されず、ホットトップ連続鋳造法、水平連続鋳造等の連続鋳造の他、鋳型内で凝固させた鋳塊も本発明に含まれる。

鋳造において、鋳型から鋳塊を引抜く速度である鋳造速度が８０〜１０００ｍｍ／分（より好ましくは２００〜１０００ｍｍ／分）であるのが好ましい。初晶Ｓｉ粒子が微細均一となり、鍛造性や切断性や耐摩耗性、耐焼付性が向上するためである。無論、本発明の作用効果は鋳造速度で限定されないが、鋳造速度を速くしたときにその効果は顕著になる。また、鋳型へ流入する溶湯の平均温度が液相線よりも６０〜２３０℃（より好ましくは８０〜２００℃）高くなるように設定することが好ましい。溶湯温度が低すぎると粗大な初晶Ｓｉ粒子が形成され、鍛造性や切断性が低下するおそれがある。溶湯温度が高すぎると、溶湯中に大量の水素ガスが取込まれ、鋳塊中にポロシティーとして取込まれ、鍛造性や切断性が低下するおそれがある。

均質化処理は、アルミニウム合金鋳塊を４５０〜５００℃の温度で３〜１２時間保持することにより行う。処理温度が４５０℃未満では金属間化合物の平均粒径が小さく、耐摩耗性、耐焼付性が低下し、５００℃を超えると共晶融解のおそれがある。また処理時間が３時間未満では、金属間化合物の平均粒径が小さく、耐摩耗性、耐焼付性が低下し、１２時間を超えると製造費用が増加する。好ましい均質化処理条件は４７０℃以上５００℃未満で４〜８時間である。

前記均質化処理を施した鋳塊は、機械加工および／または塑性加工により所望形状に成形される。これらの加工方法は限定されず、機械加工として切断や切削を例示でき、塑性加工として鍛造、押出、圧延等を例示でき、これらの加工を単独で行い、あるいは任意に組み合わせることにより、所望形状に成形する。鋳塊の金属組織は、初晶Ｓｉ粒子および金属間化合物の粒径および面積占有率が上述した範囲に形成されているために加工性が良好であるから、加工に要するエネルギーを低減できるとともに成形品の寸法精度も良好となる。また、機械加工においては工具寿命を延ばすことができる。

所望形状に成形された成形品は、要すれば溶体化処理、焼入、時効処理等の熱処理を施してアルミニウム合金材の特性を向上させる。好ましい溶体化処理条件は４８０〜５００℃で１〜３時間保持であり、好ましい焼入条件は水温６０℃以下の水による水冷である。好ましい時効条件は１５０〜２３０℃で１〜１６時間保持する。

上述した熱処理によって、初晶Ｓｉ粒子の平均粒径および面積占有率は殆ど変化しない。また、金属間化合物の平均粒径および面積占有率の変化は僅かであり、上述した金属組織により優れた耐摩耗性、耐焼付性、耐軟化性が得られる。従って、本発明にかかるアルミニウム合金材は、均質化処理後成形加工前のアルミニウム合金材、所要形状に成形加工したアルミニウム合金材、さらに熱処理を施したアルミニウム合金材の全てを含んでいる。アルミニウム合金材の形状も限定されない。

なお、鋳塊製造から最終形状への成形までの間には、周知の工程を任意に挿入することができる。例えば、連続鋳造材の真直度や真円度を矯正する工程、外周部の不均一層や内部欠陥を除去する工程、鋳塊の表面および内部を検査する工程を任意に実施することができる。

本発明のアルミニウム合金材は、耐摩耗性および耐焼付性に優れているため、焼付き現象の起こりやすい摺動部品、特に潤滑剤が充分に回っていない始動時に焼付き現象が起こりやすい摺動部材として好適である。具体的には、オートマチックトランシュミッションのバルブスプールおよびバルブスリーブ、ブレーキキャリパーピストン、ブレーキキャリパー、パワーステアリング用ポンプカバー、エンジンシリンダーライナー、カーエアコン用コンプレッサーの斜板を例示できる。

表１に示す組成のアルミニウム合金について、ホットトップ連続鋳造機を用いて直径８０ｍｍの丸棒を連続鋳造して定尺に切断し、表１に示す条件で均質化処理を施した。そして、均質化処理後の連続鋳造丸棒を超硬チップソーで厚さ３０ｍｍに切断した。次に、この厚さ３０ｍｍの素材を４２０℃に予備加熱した後、厚さ１５ｍｍに据え込んだ。その後、据込品に４９５℃で３時間溶体化処理を施し、水冷し、さらに１９０℃で６時間時効処理を施した。

上記工程において、均質化処理後の連続鋳造丸棒および時効処理後の据込品について、下記の方法により初晶Ｓｉ粒子および金属間化合物の平均粒径、面積占有率を測定した。また、均質化処理後の連続鋳造丸棒について、下記の方法により切断性および鍛造性を評価した。さらに、時効処理後の据込品に対して、下記の方法により、耐焼付性、耐摩耗性、耐軟化性について評価した。これらの評価結果を表２、３に示す。

［初晶Ｓｉ粒子および金属間化合物の平均粒径、面積占有率］
均質化処理後の連続鋳造丸棒からは縦断面外周部と中央部の中間部から組織観察用サンプルを切り出した。また、据込品からは厚さ方向の断面外周部と中央部の中間部から組織観察用サンプルを切り出した。これらのサンプルをミクロ研磨し、金属顕微鏡にて観察されたミクロ組織を画像処理装置によって初晶Ｓｉ粒子および金属間化合物の平均粒径および面積占有率を測定した。

［切断性］
均質化処理後の連続鋳造丸棒を超硬チップソーで厚さ３０ｍｍに切断する際に、切断中の最大負荷電力値（Ｗ）をモーターセンサーにて測定した。

［鍛造性］
均質化処理後、連続鋳造丸棒から直径１５ｍｍ、高さ２ｍｍの試験片を切出し、試験片を３５０℃に加熱し、６３０ｔメカニカルプレスにて、試験片を各厚さに据込んだ。この試験では、試験片に割れが発生しない限界据込率（％）を調査した。

［耐焼付性］
図１Ａに示すブロック・オン・リング試験により評価した。

試験片（１）は、据込品の外周部と、径方向および高さ方向の中間部から、長さ１５．７６ｍｍ×幅６．３６ｍｍ×高さ１０ｍｍのブロックを切り出し、これを試験片とした。リング（２）は、高クロム鋼（ＪＩＳＧ４８０５ＳＵＪ２）からなり、外径３５ｍｍ、幅８．７ｍｍであり、内周部はテーパーが付けられ、一端側の内径が３１．２ｍｍ、他端側の内径が２５．９ｍｍとさなれている。

試験雰囲気は大気中の室温とし、前記試験片（１）およびリング（２）に潤滑剤としてブレーキフルードを塗布し、試験片（１）をリング（２）に当てて荷重をかけるとともに、リング（２）を回転させ、試験片（１）とリング（２）を摺動させた。前記リング（２）の回転数は３４０ｒｐｍで一定とし、２００Ｎの荷重で試験を開始し、５分毎に荷重を２００Ｎずつ１４００Ｎまで増加させ、トルクが急激に立ち上がる焼付荷重を調査した。

［耐摩耗性］
上述した耐焼付性試験と同様に据込品から試験片（１）を作製し、同じリング（２）を用い、リング（２）の２／３の高さまでブレーキフルード中に浸漬させてブロックオンリング試験を行った。この試験において、前記リング（２）の回転に伴い、ブレーキフルードが試験片（１）の高さまでまき上げられる。リング（２）の回転速度：３４０ｒｐｍ、試験荷重１３００Ｎで１０分間摩耗試験を行い、試験片（１）に形成される摩耗痕（３）の幅（Ｗ）を測定した（図１Ｂ参照）。

［耐軟化性］
実施例２、３および比較例１の据込品を２４０℃および２８０℃で６０分間または１２０分間加熱した後に硬度（Ｈ_RB）を測定し、加熱前（表中の加熱０分）の硬度と比較した。

表２および表３が示す結果より、合金組成、初晶Ｓｉ粒子の平均粒径および面積占有率、金属間化合物の平均粒径および面積占有率を規定することにより、優れた加工性、耐摩耗性、耐焼付性、耐軟化性が得られることを確認した。

本発明の耐摩耗性アルミニウム合金材は加工性が良好であるから、所要形状に加工して種々の摺動部品として好適に用いることができる。

ブロック・オン・リング試験方法を示す斜視図である。ブロック・オン・リング試験方法による耐摩耗性の評価方法を示す斜視図である。

符号の説明

１…試験片
２…リング
３…摩耗痕

Claims

Ｓｉ：１３〜１５質量％、Ｃｕ：５．５〜９質量％、Ｍｇ：０．２〜１質量％、Ｎｉ：０．５〜１質量％およびＰ：０．００３〜０．０３質量％を含有し、残部がＡｌおよび不純物からなるアルミニウム合金で構成され、
初晶Ｓｉ粒子の平均粒径が１０〜３０μｍ、断面における初晶Ｓｉ粒子の面積占有率が３〜１２％、金属間化合物の平均粒径が１．５〜８μｍ、断面における金属間化合物の面積占有率が４〜１２％であることを特徴とする加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金材。
前記アルミニウム合金において、Ｍｎ：０．１５〜０．５質量％、Ｆｅ：０．１〜０．５質量％のうちの少なくとも一方を含有する請求項１に記載の加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金材。
Ｓｉ：１３〜１５質量％、Ｃｕ：５．５〜９質量％、Ｍｇ：０．２〜１質量％、Ｎｉ：０．５〜１質量％およびＰ：０．００３〜０．０３質量％を含有し、残部がＡｌおよび不純物からなるアルミニウム合金鋳塊に対し、４５０〜５００℃で３〜１２時間の均質化処理を施すことを特徴とする加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金材の製造方法。
前記アルミニウム合金鋳塊において、Ｍｎ：０．１５〜０．５質量％、Ｆｅ：０．１〜０．５質量％のうちの少なくとも一方を含有する請求項３に記載の加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金材の製造方法。
前記均質化処理を施したアルミニウム合金鋳塊に対し、機械加工および塑性加工の少なくとも一方の加工を施す請求項３または４に記載の加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金材の製造方法。
前記機械加工は切断である請求項５に記載の加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金材の製造方法。
前記塑性加工は鍛造である請求項５または６に記載の加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金材の製造方法。