(57)【要約】      （修正有）【課題】ＡＤＣ１２合金に比較して耐摩耗性を向上させると共に、Ｋ１４合金に比較して伸び率及び耐衝撃性を向上させた過共晶合金を提供する。【解決手段】１．０乃至３．０ｗｔ％の銅（Ｃｕ）、０．１乃至０．３ｗｔ％のマグネシウム（Ｍｇ）、１３．５乃至１５．５ｗｔ％のケイ素（Ｓｉ）、０．１ｗｔ％以下のニッケル（Ｎｉ）、及び残部のアルミニウム（Ａｌ）からなる、伸び率及び衝撃強度が改善された過共晶合金を提供する。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
１．０乃至３．０ｗｔ％の銅（Ｃｕ）、０．１乃至０．３ｗｔ％のマグネシウム（Ｍｇ）、１３．５乃至１５．５ｗｔ％のケイ素（Ｓｉ）、０．１ｗｔ％以下のニッケル（Ｎｉ）、及び残部のアルミニウム（Ａｌ）からなることを特徴とする伸び率及び衝撃強度が改善された過共晶合金。
【請求項２】
０．５ｗｔ％以下の鉄（Ｆｅ）を更に含むことを特徴とする請求項１に記載の伸び率及び衝撃強度が改善された過共晶合金。
【請求項３】
０．１ｗｔ％以下のマンガン（Ｍｎ）を更に含むことを特徴とする請求項１に記載の伸び率及び衝撃強度が改善された過共晶合金。
【請求項４】
０．１ｗｔ％以下の亜鉛（Ｚｎ）を更に含むことを特徴とする請求項１に記載の伸び率及び衝撃強度が改善された過共晶合金。
【請求項５】
初晶Ｓｉ粒子の平均大きさは、３０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の伸び率及び衝撃強度が改善された過共晶合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、伸び率及び衝撃強度が改善された過共晶合金に係り、より詳しくは、金属間化合物及び初晶Ｓｉの生成と関連した伸び率及び衝撃強度が改善された過共晶合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
現在、商用アルミニウム合金であるＡＤＣ１２合金及びＫ１４合金は、耐摩耗性及び伸び率を要する薄肉の変速機部品に使用し難いという問題がある。これは、共晶合金であるＡＤＣ１２合金の場合は耐摩耗性が不足して、変速機の薄肉クラッチ部品に使用する時に対応するスチール部品による摩耗現象が著しく現れる反面、耐摩耗性に優れた過共晶合金であるＫ１４合金の場合は、耐摩耗粒子の役割をする初晶Ｓｉにより伸び率及び破断強度が低下するためである。更に、ＡＤＣ１２合金の耐摩耗特性を高めるための様々な試み、例えば、ショットピーニング又は熱処理がなされているが、耐摩耗特性の改善に効果的ではないという問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開平８−１７６７６８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明は、ＡＤＣ１２合金に対比して耐摩耗性を向上させると共に、Ｋ１４合金に対比して伸び率及び耐衝撃性を向上させることをその目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
前記目的を達成するための本発明は、過共晶合金であって、１．０〜３．０ｗｔ％の銅（Ｃｕ）、０．１〜０．３ｗｔ％のマグネシウム（Ｍｇ）、１３．５〜１５．５ｗｔ％のケイ素（Ｓｉ）、０．１ｗｔ％以下のニッケル（Ｎｉ）、及び残部のアルミニウム（Ａｌ）からなる。
【０００６】
好ましくは、０．５ｗｔ％以下の鉄（Ｆｅ）を更に含んでもよい。
好ましくは、０．１ｗｔ％以下のマンガン（Ｍｎ）を更に含んでもよい。
好ましくは、０．１ｗｔ％以下の亜鉛（Ｚｎ）を更に含んでもよい。
好ましくは、初晶Ｓｉ粒子の平均大きさは３０μｍ以下であってもよい。
【発明の効果】
【０００７】
本発明によれば、ＡＤＣ１２合金に対比して向上した耐摩耗性を有すると共に、Ｋ１４合金に対比して向上した伸び率及び耐衝撃性を有することができる。
【図面の簡単な説明】
【０００８】
【図１】本発明の実施例１及び２の金属間化合物相を示す。
【図２】本発明の比較例１及び２の金属間化合物相を示す。
【図３】本発明の比較例３の金属間化合物相を示す。
【図４】（ａ）は、本発明の一実施例に係る２．５ｗｔ％の銅（Ｃｕ）を含む過共晶合金の金属間化合物相の写真であり、（ｂ）は本発明の一比較例に係る３．５ｗｔ％の銅（Ｃｕ）を含む過共晶合金の金属間化合物相の写真である。
【図５】マグネシウム（Ｍｇ）含量に応じた初晶Ｓｉの大きさを示す写真であって、（ａ）〜（ｄ）は各々０．２ｗｔ％、０．３ｗｔ％、０．５ｗｔ％、及び０．８ｗｔ％のマグネシウム（Ｍｇ）を含む。
【図６】マグネシウム（Ｍｇ）含量に応じた初晶Ｓｉの平均粒子大きさを示す。
【図７】（ａ）はケイ素（Ｓｉ）含量が１５．５ｗｔ％を超過した場合の組織写真であり、（ｂ）はケイ素（Ｓｉ）含量が１３．５ｗｔ％未満の場合の組織写真である。
【図８】条件１〜条件５の破断強度を示す。
【発明を実施するための形態】
【０００９】
以下に、本発明について詳しく説明する。但し、本発明は、例示的な実施例によって制限又は限定されるものではなく、本発明の目的及び効果は、下記の説明により自然に理解されるか又はより明らかになり、下記の記載のみによって本発明の目的及び効果が制限されるものではない。また、本発明を説明するにおいて、本発明と関連した公知技術に関する具体的な説明が本発明の要旨を不明確にする恐れがあると判断される場合には、その詳細な説明は省略する。
【００１０】
【表１】
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【００１１】
表１に、本発明に係る過共晶合金（以下、「本過共晶合金」という）、共晶合金であるＡＤＣ１２合金、及び過共晶合金であるＫ１４合金の主な組成を示す。表１に示すように、本過共晶合金は、１．０〜３．０ｗｔ％の銅（Ｃｕ）、０．１〜０．３ｗｔ％のマグネシウム（Ｍｇ）、１３．５〜１５．５ｗｔ％のケイ素（Ｓｉ）、０．１ｗｔ％以下のニッケル（Ｎｉ）及び残部のアルミニウム（Ａｌ）からなる。更に、本過共晶合金は、０．５ｗｔ％以下の鉄（Ｆｅ）、０．１ｗｔ％以下のマンガン（Ｍｎ）、及び０．１ｗｔ％以下の亜鉛（Ｚｎ）を含むことができる。
【００１２】
本過共晶合金の特徴は、共晶合金（ＡＤＣ１２）及び過共晶合金（Ｋ１４）の銅（Ｃｕ）含量より少ない量の銅（Ｃｕ）、即ち、１．０〜３．０ｗｔ％の銅（Ｃｕ）を含むということと、共晶合金（ＡＤＣ１２）及び過共晶合金（Ｋ１４）とは異なり、マグネシウム（Ｍｇ）の含量を０．１〜０．３ｗｔ％に設定したということにある。
【００１３】
銅（Ｃｕ）は、アルミニウム溶湯の凝固時にＡｌ−Ｃｕ系金属間化合物を形成して合金の強度を高める役割をする。しかし、合金中の銅（Ｃｕ）含量が高い場合には、Ａｌ２Ｃｕ相が生成するだけでなく、マグネシウム（Ｍｇ）がＡｌ５Ｃｕ２Ｍｇ８Ｓｉ６相を形成するのに消費されてβ−Ａｌ５ＦｅＳｉ相を生成し、この針状のβ−Ａｌ５ＦｅＳｉ相が伸び率の大幅な低下をもたらす。その反対に、銅（Ｃｕ）含量が少ない場合には、少量の銅（Ｃｕ）により少量のＡｌ５Ｃｕ２Ｍｇ８Ｓｉ６相が形成され、残存するマグネシウム（Ｍｇ）によりβ−Ａｌ５ＦｅＳｉ相よりＡｌ８Ｍｇ３ＦｅＳｉ６相が晶出すると共に、針状のβ−Ａｌ５ＦｅＳｉ相の形成が相対的に少なくなることによって伸び率を改善することができる。
【００１４】
整理すると、従来の過共晶合金には初晶Ｓｉ粒子及び金属間化合物が多数存在し、それにより伸び率が低下するのを考慮して、本過共晶合金は、銅（Ｃｕ）含量を１．０〜３．０ｗｔ％に制限することによって、伸び率特性が低いという従来の過共晶合金を改善しようとするものである。
【００１５】
マグネシウム（Ｍｇ）は、伸び率に影響を与える初晶Ｓｉ粒子の大きさを制御する役割をする。マグネシウム（Ｍｇ）含量が０．１ｗｔ％未満であるか、又は０．３ｗｔ％を超える場合には、初晶Ｓｉ粒子の平均大きさが３０μｍを超過し、それにより伸び率が低下し得る。従って、初晶Ｓｉ粒子の平均大きさを３０μｍ以下に制御するために、０．１〜０．３ｗｔ％のマグネシウム（Ｍｇ）を添加することが好ましい。
【００１６】
ケイ素（Ｓｉ）は、共晶点以上の範囲で初晶Ｓｉを析出し、この初晶Ｓｉが耐摩耗粒子として耐摩耗性を高める役割をする。合金内のケイ素（Ｓｉ）含量が１３．５ｗｔ％未満の場合には、初晶Ｓｉが析出せず、１５．５ｗｔ％を超過する場合には、板状の初晶Ｓｉが多量に晶出することによって脆性が増加する。従って、１３．５〜１５．５ｗｔ％のケイ素（Ｓｉ）を添加することが好ましい。
【００１７】
鉄（Ｆｅ）は、鋳造時に金型の焼着を防止する役割をする。鉄（Ｆｅ）を０．５ｗｔ％を超過して添加した場合には、β−Ａｌ５ＦｅＳｉ相が多数生成して伸び率が低下するため、０．５ｗｔ％以下の鉄（Ｆｅ）を添加することが好ましい。
【００１８】
マンガン（Ｍｎ）は、Ａｌ１５（Ｍｎ、Ｆｅ）Ｓｉ２相の形成により鉄（Ｆｅ）が針状のβ−Ａｌ５ＦｅＳｉ相を生成するのを抑制して伸び率を高める役割をする。マンガン（Ｍｎ）を０．１ｗｔ％を超過して添加した場合には、Ａｌ２０Ｍｎ３Ｃｕ２のような金属間化合物が生成して伸び率が低下し得るため、０．１ｗｔ％以下のマンガン（Ｍｎ）を添加することが好ましい。
【００１９】
亜鉛（Ｚｎ）は、アルミニウム（Ａｌ）と固溶性が高く、固溶強化を通じて機械的性質を向上させる役割をする。亜鉛（Ｚｎ）を０．１ｗｔ％を超過して添加した場合には、伸び率が低下し得るため、０．１ｗｔ％以下の亜鉛（Ｚｎ）を添加することが好ましい。
ニッケル（Ｎｉ）は、耐熱性及び耐摩耗性を高める役割をする。ニッケル（Ｎｉ）を０．１ｗｔ％を超過して添加した場合には、Ａｌ３Ｎｉ２、Ａｌ７Ｃｕ４Ｎｉ相が生成することによって伸び率が低下し得るため、０．１ｗｔ％以下のニッケル（Ｎｉ）を添加することが好ましい。
【００２０】
【表２】
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【００２１】
表２は、本発明の実施例１、２及び比較例１〜７の組成を示す。表２に示すように、比較例１及び２は、本発明の銅（Ｃｕ）の最大含量を超過する３．２３ｗｔ％及び４．１６ｗｔ％の銅（Ｃｕ）を含み、比較例３は本発明のニッケル（Ｎｉ）の最大含量を超過する０．３１ｗｔ％のニッケルを含み、比較例４は鉄（Ｆｅ）、比較例５はマグネシウム（Ｍｇ）、比較例６はケイ素（Ｓｉ）が同様である。比較例７の組成は、表１の共晶合金ＡＤＣ１２合金の組成に含まれる。
【００２２】
【表３】
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【００２３】
表３は、本発明の実施例１、２及び比較例１〜７の引張強度、降伏強度、伸び率、衝撃強度及び摩耗量を示す。引張強度、降伏強度及び伸び率は、ＡＳＴＭ  Ｅ８Ｍに従って１ｍｍ／ｍｉｎの条件で測定し、耐摩耗性の評価は、往復動摩擦摩耗試験を、対応材（ＳＣｒ４２０ＨＢ、浸炭）を選定して条件荷重５００Ｎ、温度１５０℃、振動数２．５Ｈｚ、及び時間２０００ｓの条件下で測定し、ＩＺＯＤ衝撃強度は、ＡＳＴＭ  Ｅ２３に従って測定した。
【００２４】
表３に示すように、実施例１及び２の伸び率及び衝撃強度は、比較例１〜６の伸び率及び衝撃強度より優れ、共晶合金の組成を有する比較例７の伸び率及び衝撃強度に比較しても同等以上のレベルであり、耐摩耗性は遥かに優れていることが分かる。
【００２５】
図１は、本発明の実施例１及び２の金属間化合物相を示す。図１に示すように、実施例１及び２に初晶Ｓｉ（１）、共晶Ｓｉ（２）、Ａｌ８Ｍｇ３ＦｅＳｉ６（３）、Ｍｇ２Ｓｉ（４）及びＡｌ５Ｃｕ２Ｍｇ８Ｓｉ６（５）が観察されたが、β−Ａｌ５ＦｅＳｉ（４´）は観察されなかった。これより、銅（Ｃｕ）含量が３ｗｔ％以下の場合には、β−Ａｌ５ＦｅＳｉ相の晶出が顕著に減少して伸び率及び衝撃強度が増加することが分かる。
【００２６】
これとは異なり、比較例１、２の伸び率及び衝撃強度は、実施例１、２の伸び率及び衝撃強度に達しないことが分かる。
図２は、本発明の比較例１、２の金属間化合物相を示す。図２に示すように、初晶Ｓｉ（１）、共晶Ｓｉ（２）、Ａｌ２Ｃｕ（３´）、及びＡｌ５Ｃｕ２Ｍｇ８Ｓｉ６（５）と共に、β−Ａｌ５ＦｅＳｉ（４´）が観察された。これより、銅（Ｃｕ）含量が３ｗｔ％を超過する場合には、β−Ａｌ５ＦｅＳｉ相の晶出により伸び率及び衝撃強度が減少することが分かる。
【００２７】
比較例３は、商用の過共晶合金に添加されるニッケル（Ｎｉ）含量の有効性を評価するための比較例である。図３は、本発明の比較例３の金属間化合物相を示す。図３、及び表３の比較例３の伸び率を参照すれば、Ａｌ３Ｎｉ２（６）及びＡｌ７Ｃｕ４Ｎｉ（７）が観察され、それにより伸び率が大幅に低下したことが分かる。
【００２８】
比較例４は、鉄（Ｆｅ）含量に応じた伸び率低下特性を評価するための比較例であって、鉄（Ｆｅ）含量が０．５ｗｔ％を超過する場合には、β−Ａｌ５ＦｅＳｉが多数生成することによって実施例２に対比して伸び率が低下することが分かる。
【００２９】
比較例５は、マグネシウム（Ｍｇ）含量に応じた伸び率低下特性を評価するための比較例であって、マグネシウム（Ｍｇ）含量が０．３ｗｔ％を超過する場合には、初晶Ｓｉの粒子の大きさが３０μｍより増大して伸び率が低下することが分かる。
【００３０】
比較例６の場合、ケイ素（Ｓｉ）含量の増加に応じて初晶Ｓｉ量が増加して伸び率が低下することが分かる。比較例７の場合、耐摩耗粒子の役割をする初晶Ｓｉが晶出しないことによって耐摩耗性が大幅に低下することが分かる。
【００３１】
図４（ａ）は、本発明の一実施例に係る２．５ｗｔ％の銅（Ｃｕ）を含む合金の金属間化合物相の写真であり、図４（ｂ）は、本発明の一比較例に係る３．５ｗｔ％の銅（Ｃｕ）を含む合金の金属間化合物相の写真である。図４（ａ）及び図４（ｂ）に示すように、銅（Ｃｕ）含量が３ｗｔ％を超過するか否かに応じてβ−Ａｌ５ＦｅＳｉ（４´）相の晶出の有無が決定されることを再確認することができる。
【００３２】
図５は、マグネシウム（Ｍｇ）含量に応じた初晶Ｓｉの大きさを示す写真であって、図５（ａ）〜図５（ｄ）は、各々０．２ｗｔ％、０．３ｗｔ％、０．５ｗｔ％、及び０．８ｗｔ％のマグネシウム（Ｍｇ）を含む。
図６は、マグネシウム（Ｍｇ）含量に応じた初晶Ｓｉの平均粒子大きさを示す。
【００３３】
図５及び図６に示すように、マグネシウム（Ｍｇ）含量が増加するのに伴い、初晶Ｓｉの粒子大きさも増加するのを確認することができる。即ち、マグネシウム（Ｍｇ）の含量が０．３ｗｔ％を超過する場合には、初晶Ｓｉ粒子の平均大きさが３０μｍを超過することが分かる。その反対に、マグネシウム含量（Ｍｇ）が０．１ｗｔ％未満に減少する場合は、初晶Ｓｉ粒子の平均大きさが増加し、平均大きさが３０μｍを超過することが分かる。
【００３４】
図７（ａ）は、ケイ素（Ｓｉ）含量が１５．５ｗｔ％を超過する場合の組織の写真であり、図７（ｂ）は、ケイ素（Ｓｉ）含量が１３．５ｗｔ％未満の場合の組織の写真である。図７（ａ）及び図７（ｂ）を参照すれば、初晶Ｓｉ量の多量晶出および未晶出それぞれに対する、表３の比較例６および比較例７の伸び率及び衝撃強度それぞれの相関性を確認することができる。
【００３５】
【表４】
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【００３６】
【表５】
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【００３７】
表４は、過共晶合金であるＡＤＣ１４合金及びＫ１４合金、共晶合金であるＡＤＣ１２−Ｔ５合金及び本過共晶合金の延伸率、衝撃強度、ねじり破断強度及び摩耗量を比較整理した表である。表５は、既存の商用過共晶合金の厚さを変化させた条件−１〜条件−５の平均破断強度及び最小破断強度を整理した表である。
図８は、条件１〜条件５の破断強度を示す。
【００３８】
既存の商用共晶合金であるＡＤＣ１２合金は耐摩耗性が不足しており、耐摩耗性が必要な部品に使用する場合には、耐摩耗性を確保するための表面処理工程を更に要するが、それによってもまだ耐摩耗性の確保が不充分であるため、更に耐摩耗性を備えた既存の商用過共晶合金を使用したりもする。
【００３９】
しかし、既存の商用過共晶合金を使用して部品の製作及び評価をした時には、延伸率と衝撃強度とがＡＤＣ１２合金に比較して不足してねじり破断強度が顕著に落ちるのを確認することができ、既存の仕様（３１０ｋｇｆ．ｍ）を満たすことができなかった。このような短所を補うためには、製品の厚さを増やすことにより解決することができるが、この場合には、従来の厚さを少なくとも４０％以上を増大させることによってのみ、破断強度の低下を補完できるのを実験的に確認することができた。この場合、部品の厚さの増加に応じた重量の増加により、アルミニウム材料を使用する軽量化効果が落ちる。
【００４０】
しかし、本過共晶合金を使用した場合には、ＡＤＣ１２合金に比較して同等以上の伸び率と衝撃強度の確保が可能であるために、製品のねじり破断強度を同等レベルに確保することができ、従来の商用過共晶合金レベルの耐摩耗性を確保することができる。従って、従来の商用過共晶合金のような追加の厚さの増大及び形状変更の問題なしに既存の部品に直ちに使用することができ、部品のねじり疲労強度の評価を通じて部品の疲労寿命も満たすことが分かる。
【００４１】
以上、代表的な実施例を通じて本発明について詳しく説明したが、本発明が属する技術分野で通常の知識を有する者であれば、上述した実施例に対して本発明の範疇から脱しない限度内で様々な変形が可能であることを理解するであろう。従って、本発明の権利範囲は、説明した実施例に限定して定められてはならず、後述する特許請求の範囲だけでなく、特許請求の範囲と均等概念から導き出される全ての変更又は変形された形態によって定められなければならない。
【符号の説明】
【００４２】
１      初晶Ｓｉ
２      共晶Ｓｉ
３      Ａｌ８Ｍｇ３ＦｅＳｉ６
３‘    Ａｌ２Ｃｕ
４      Ｍｇ２Ｓｉ
４‘    β−Ａｌ５ＦｅＳｉ
５      Ａｌ５Ｃｕ２Ｍｇ８Ｓｉ６
６      Ａｌ３Ｎｉ２
７      Ａｌ７Ｃｕ４Ｎｉ
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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