(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ含有量が１３〜３０重量％のＡｌ−Ｓｉ合金粉２０〜８０重量部に対して２０〜８０重量部のＡｌ粉を配合した粉末に、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、ならびにＭｇ含有量が３５重量％以上のＡｌ−Ｍｇ合金粉またはＭｇ粉を添加することによって、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％、ならびに残部のＡｌおよび不可避不純物からなる混合粉、
または、前記混合粉に固体潤滑材を添加して、全体組成が重量比でＳｉ：１.３〜２３.３％、Ｃｕ：１.１〜５％、Ｍｇ：０.１〜１.５％、Ｎｉ：０.００５〜１％、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％、黒鉛、ＭｏＳ2、ＢＮおよびＷＳ2から選ばれる１種もしくは２種以上の固体潤滑材：１〜４５％、ならびに残部のＡｌおよび不可避不純物からなる混合粉、
のいずれかの混合粉を圧粉成形した後、焼結して最大粒径が５〜６０μｍの初晶Ｓｉが分散するＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相との斑組織を呈する焼結体を得る工程(１)と、該焼結体またはその塑性加工体を加熱後急冷して溶体化処理する工程(３)と、さらに人工時効処理を行う工程(４)とを有し、該時効処理を過時効領域で加熱処理を行い、かつ該時効処理後の引張り強さが、前記焼結体の引張り強さよりも高い値を示す温度および時間の範囲内で処理を行なうことを特徴とするアルミニウム系耐摩耗性焼結合金の製造方法。
【請求項２】
最大粒径５μｍ以下の初晶Ｓｉが分散するＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相との斑組織を呈する焼結体を得る前記工程(１)に、該焼結体の表面を加熱して、合金の表面部に存在するＡｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶Ｓｉの最大粒径を５〜６０μｍに成長させて冷却する工程(２)を付加してなることを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム系耐摩耗性焼結合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、軽量で、かつ強度および耐摩耗性が要求される歯車、プーリー、コンプレッサー用ベーン、コンロッド、ピストン等に好適なアルミニウム系焼結合金部材の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
アルミニウム系焼結合金は、鋳造合金に比べて、初晶Ｓｉを微細化し、Ｓｉ含有量を多くすることができることから、比強度と耐摩耗性に優れた材料として期待されている。
【０００３】
従来のアルミニウム系焼結合金としては、特開昭５３−１２８５１２号公報に開示されているように、組成が重量比でＣｕ：０.２〜４％、Ｍｇ：０.２〜２％、Ｓｉ：１０〜３５％、および残部が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粉およびＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ粉のうちから選ばれた粉末に、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。焼結合金には、通常の鋳造合金と同様に、溶体化処理および人工時効硬化処理（Ｔ６処理）が施される。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。
【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：８〜３０％、必要に応じてＣｕ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｍｎのうち少なくとも１種の成分０.１〜１０％、および残部のＡｌ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作られ、Ａｌ−Ｓｉ系合金素地中に初晶Ｓｉ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のものが得られる。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等のために、焼結のみでは粉末粒子間を十分に結合させることができず、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５−１５６３３９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、組成が重量比でＳｉ：２〜３０％、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％およびＭｇ：０.３〜２％のうち１種または２種の成分、および残部のＡｌからなり、 微細な初晶Ｓｉが分散した共晶Ａｌ−Ｓｉ素地中に、熱間鍛造で変形した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固溶体を接着剤として硬質な粒界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】
【発明が解決しようとする課題】
アルミニウム焼結合金としては、粉末の圧粉成形性が良好であり、材料の強度、伸びおよび靱性が高く、摩擦摺動耐摩耗性にも優れたものが要求されている。
【０００７】
そこで、本出願人は、特願平６−３７６０６号、特願平６−３３５７１２号および特願平７−７２２５９号において、粉末混合法によって作られ、最大粒径が特定された初晶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有し、両相の面積割合が限定されている合金を提案した。
これらの合金は、斑組織とＡｌ−Ｓｉ合金相中の初晶Ｓｉの最大粒径を特定したことにより、引張り強さおよび伸びが大きく、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ので、特に耐摩耗性に優れた合金であり、製造方法においては成形性にも優れているものである。
【０００８】
上記合金の製造方法は、Ｓｉ含有量が１３〜３０重量％のＡｌ−Ｓｉ合金粉  ２０〜８０重量部に対して２０〜８０重量部のＡｌ粉を配合した粉末に、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、ならびにＭｇ含有量が３５重量％以上のＡｌ−Ｍｇ合金粉もしくはＭｇ粉を添加した混合粉、またはこの混合粉に更に、黒鉛、ＭｏＳ2、ＢＮおよびＷＳ2から選ばれる１種もしくは２種以上の固体潤滑材を添加した混合粉を用い、圧粉体を所定の条件で焼結し、最大粒径が５〜６０μｍの初晶Ｓｉが分散するＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相との斑組織を呈する焼結体を得た後、必要に応じて熱間鍛造または冷間鍛造等の塑性加工を施し、通常の溶体化処理および人工時効処理を施すことからなる。上記熱処理としては、例えば、温度４９０℃から急冷して溶体化処理を行い、温度２４０℃で加熱して人工時効処理を行う。
【０００９】
また、前記の方法で得られる特徴を有する合金組織を表面部に形成し、内部は材料強度を向上させた合金からなる製品を提供するために、まず、焼結体の組織を、最大粒径５μｍ以下の初晶Ｓｉが分散するＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相との斑組織になるように焼結し、次いでこの焼結体の表面を加熱して、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に成長させる工程を加え、同様に溶体化処理および人工時効処理を施したものも提案されている。
【００１０】
なお、前記焼結合金の全体組成は、前者の合金は、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％、ならびに残部のＡｌおよび不可避不純物であり、後者の合金は、前者の合金組成に固体潤滑材を１〜４５重量％加えたものである。
【００１１】
これらの合金は、引張り強さ、伸びおよび耐摩耗性などに優れているが、これらの特性値が最も高くなるような熱処理条件については、未だ検討の余地が残されている。
【００１２】
この発明は、前記焼結合金の延性が改善され、かつ強度および耐摩耗性を兼ね備えた機械要素の製造に適するＡｌ−Ｓｉ系焼結合金の製造方法を提供することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するため、本発明の製造方法は、Ｓｉ含有量が１３〜３０重量％のＡｌ−Ｓｉ合金粉２０〜８０重量部に対して、２０〜８０重量部のＡｌ粉を配合した粉末に、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、ならびに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％、ならびに残部のＡｌおよび不可避不純物からなる混合粉、または、前記混合粉に固体潤滑材を添加して全体組成が重量比でＳｉ：１.３〜２３.３％、Ｃｕ：１.１〜５％、Ｍｇ：０.１〜１.５％、Ｎｉ：０.００５〜１％、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％、黒鉛、ＭｏＳ2、ＢＮおよびＷＳ2から選ばれる１種もしくは２種以上の固体潤滑材：１〜４５％、ならびに残部のＡｌおよび不可避不純物からなる混合粉、のいずれかの混合粉を圧粉成形した後、焼結して最大粒径が５〜６０μｍの初晶Ｓｉが分散するＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相との斑組織を呈する焼結体を得る工程(１)と、この焼結体または塑性加工体を加熱後急冷して溶体化処理する工程(３)と、さらに人工時効処理を行う工程(４)とからなり、前記時効処理を、過時効領域において、時効処理後の引張り強さが、前記焼結体の引張り強さよりも高い値を示すような温度および時間の範囲内の加熱処理により行なうことを特徴とするものである。
【００１４】
また、本発明は、最大粒径５μｍ以下の初晶Ｓｉが分散したＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相との斑組織を呈する焼結体を得る前記工程(１)に、焼結体の表面を加熱することによって、合金の表面部に存在するＡｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶Ｓｉの最大粒径を５〜６０μｍに成長させて冷却する工程(２)を付加する場合も包含する。
【００１５】
すなわち、先に本出願人が提案した前記斑組織の焼結合金における焼結体またはその塑性加工体を溶体化処理し、かつ人工時効処理を、過時効領域において、しかも引張り強さが焼結体（溶体化処理する前の焼結合金、以下同じ）の引張り強さより高い値を示すような温度と時間の範囲内の加熱処理により行なうことを骨子とするものである。
【００１６】
【作用】
次に、本発明の合金組成、合金組織、粉末の選定、熱処理条件等の各構成要件について説明する。
（１）合金中のＳｉおよび粉末の選定
全体組成としてのＳｉの量は、後述の初晶Ｓｉが分散したＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相とが斑状組織を呈するような範囲を選択し、２.４〜２３.５重量％である。全体組成の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固溶体相の占める割合が多くなり、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量が多過ぎると前記と反対の現象が生じ、同様に耐摩耗性が悪くなる。
ＳｉはＡｌ−Ｓｉ合金粉の形態で添加する。粉末混合法による製造の際に初晶Ｓｉが析出するためには、Ａｌ−Ｓｉ合金粉のＳｉ含有量を１３重量％以上にすることが必要である。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、Ｓｉ含有量は１３〜３０重量％が適当である。
焼結した後のＡｌ−Ｓｉ合金粉の部分には、後述のＭｇ、Ｃｕおよび遷移金属の一部が固溶しており、初晶Ｓｉが分散したＡｌ−Ｓｉ系合金となって焼結合金斑組織の一方の合金相を構成する。この相は比較的硬質であり、主に材料強度および耐摩耗性に寄与する。
【００１７】
（２）合金中のＭｇおよび粉末の選定
Ｍｇは焼結中に液相を生じて素地中に固溶し、焼結の促進と、時効析出する  Ｍｇ2Ｓｉによる素地強化および耐摩耗性向上の効果がある。
Ｍｇの量は、全体組成で０.２重量％未満では効果が不十分であり、１.５重量％を越えて添加してもそれ以上効果が増大しないため、０.２〜１.５重量％とするが、更に好ましい範囲は０.３〜０.７重量％である。
Ｍｇの添加手段としては、Ｍｇ含有量が３５重量％以上のＡｌ−Ｍｇ合金粉またはＭｇ粉の形態が適している。これは、Ａｌ−Ｍｇ二元系合金の融点がＭｇ含有量３３〜７０重量％の範囲で４６０℃程度の低い値を示すために、Ｍｇ含有量３５重量％以上のＡｌ−Ｍｇ合金を用いると、焼結過程でＡｌ−Ｍｇ合金とＡｌ素地との間に固相拡散が生じて、Ａｌ−Ｍｇ合金中のＭｇ濃度が低下することにより、液相が発生することによる。
【００１８】
（３）Ｃｕおよび遷移金属とその粉末の選定
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が得られる。Ｃｕの量は、全体組成で２〜５重量％である。２重量％未満では所望の強度向上が認められず、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靱性が低下する。Ｃｕの更に好ましい量は３.５〜４.５重量％である。
ＣｕをＣｕ粉またはＣｕ合金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った焼結体は、初晶Ｓｉが溶製材料のように粗大化し、反対に加熱の温度を下げ時間を短縮して焼結した場合は、粉末の粒界にＣｕの金属間化合物、例えばＡｌ2ＣｕＭｇ、Ａｌ6ＣｕＭｇ4等が残存して、強度や伸びの低下を招く。溶体化処理および時効処理を施しても、このような粒界の金属間化合物を消滅させることは困難である。
【００１９】
そこで、適量の遷移金属（Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｎｂ）を共存させると、溶体化および過時効領域における時効処理を行うことにより、粒界の金属間化合物を消滅させることができる。遷移金属は、時効処理の際に、粒界部に析出したＣｕが素地中へ拡散することを促進する作用がある。理由は明らかではないが、溶体化処理によって形成される原子空孔の消滅挙動が変化することや、析出過程が変化することなどによって、時効処理中のＣｕの拡散を速めているものと考えられる。
全体組成中の遷移金属の量は、前記のＣｕ含有量（２〜５重量％）において、０.０１重量％未満ではその効果がなく、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靱性が低下するため、０.０１から１重量％とする。
遷移金属は単体として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。しかし、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ので０.２〜３０重量％でなければならない。また、好ましくは０.２〜１０重量％である。
【００２０】
（４）Ａｌ固溶体相と粉末の選定
Ａｌ固溶体相は、純アルミニウム粉の形態で添加された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、合金の靱性に寄与すると共に、初期摩耗を受けてＡｌ−Ｓｉ系合金相間に油だまりを形成し、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。
【００２１】
（５）斑状組織
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２相において、Ａｌ−Ｓｉ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％を越える場合は、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、耐摩耗性は著しく悪化する。したがって、２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、相互の作用で強度および耐摩耗性が良好になる。
【００２２】
（６）Ａｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶Ｓｉの粒径
初晶Ｓｉ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、不規則な形状を呈する。最大粒径とは、このような不規則な形状の粒子の両端距離のうち最も長い寸法を表したものである。
初晶Ｓｉの粒径が大きくなると、硬質な初晶Ｓｉ粒子が突起物の状態で相手材を引っかき、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、摩擦摺動時に素地から脱落し、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の粒径は適度の大きさであることが必要であり、最大粒径が５〜６０μｍのものが適当である。
【００２３】
一方、強度の点から考察する、初晶Ｓｉの粒径が大きいほど強度や延性が低く、逆に初晶Ｓｉの粒径が小さいほどこれらの値は高くなるので好ましく、５μｍ以下が好適である。
そこで、摩擦部材の表面部分もしくは少なくとも摺動する部位の表面部分の初晶Ｓｉは、耐摩耗性を維持するために最大粒径を５〜６０μｍにすると共に、内部の初晶Ｓｉは強度および延性を維持するために粒径を５μｍ以下になるように構成することにより、耐摩耗性と強度および延性とを共に向上させることが可能となる。
このように合金の内部と表面部の初晶Ｓｉの粒径を変える方法としては、予め初晶Ｓｉの粒径が５μｍ以下になるように焼結した焼結合金を製作し、その合金の少なくとも摺動する部位の表面を、高周波加熱、プラズマ加熱あるいはレーザー加熱等の加熱手段によって加熱して、初晶Ｓｉの最大粒径を５〜６０μｍになるように成長させる。このような表面改質を行う部分の深さは０.５〜１ｍｍ程度が好適である。
【００２４】
（７）時効処理
溶体化されたアルミニウム合金を所定の温度で人工時効処理を行うと、溶質原子は集合して析出する。この変化は温度と時間によって支配され、物理的および機械的性質が変化する。溶製アルミニウム合金の場合、一般的には加熱時間の経過と共に引張り強さは、先ず上昇しその後低下する放物線状の変化を示す。伸びは引張り強さが最大のときに最低値を示した後、僅かずつ上昇することが知られている。一般的には引張り強さおよび硬さが最も高くなる領域で処理を行う。
【００２５】
一方、混合法で製作されたＣｕを含むＡｌ−Ｓｉ系焼結合金の場合は、焼結中に素地中へ拡散し得なかったＣｕまたはその金属間化合物が粉末粒界部に偏析する。溶製材の場合とは異なり、過時効領域の引張り強さの低下は緩やかになる。合金の伸びは、遷移金属を含有しない材料では、溶製材の場合と同様であるが、遷移金属を含有する場合は、過時効領域で加熱時間と共に著しく上昇する。
すなわち、本発明の方法により製作された合金の場合は、焼結中に素地中へ拡散し得ずに残ったＣｕの金属間化合物が粉末粒界に存在しており、それは耐摩耗性には影響を及ぼさないが、靱性の点で不十分な状態である。未拡散Ｃｕの金属間化合物の存在および適量の遷移金属の共存により、過時効領域で素地中へＣｕの拡散が進行する結果、合金の強度低下が少なくなり、伸びが著しく改善される。このような時効処理条件としては、温度が２４０℃の場合、処理時間を約２〜５時間とすることが適当である。
【００２６】
【実施例】
以下に本発明を実施例により説明する。
＜実施例１＞  Ａｌ固溶体相の量と摩耗特性
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合金粉を用い、Ｃｕ−４％Ｎｉ合金粉を４.１７重量％およびＡｌ−５０％Ｍｇ合金粉を１重量％の一定量とし、Ａｌ−Ｓｉ合金粉の種類と配合量、および純Ａｌ粉の配合量を変えて各種の混合粉を作製し、それぞれ所定形状に成形した。成形体は４００℃で脱ろうを行い、５４０℃で６０分間の焼結を行った後、熱間鍛造で密度比１００％とし、４９０℃で加熱して溶体化および焼入れを行った。さらに２４０℃で３時間加熱することによって時効処理を行ない試料１〜１８を作製した。表１に、Ａｌ−Ｓｉ合金粉の種類、全体組成におけるＳｉ含有量および斑組織中に占める軟質のＡｌ固溶体相の面積比を示す。
各試料の組織は、Ａｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相の面積比がＡｌ−Ｓｉ合金粉と純Ａｌ粉の配合割合と同一であり、Ａｌ−Ｓｉ系合金相中の初晶Ｓｉの最大粒径は２０〜２５μｍであった。
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比較した。ピンオンディスク摩擦摩耗試験は、試料をピンとし、回転する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、面圧４９ＭＰａ、摩擦速度５ｍ／秒の条件で行った。
表１に摩耗量を示す。Ａｌ−Ｓｉ合金粉中のＳｉ含有量が所定の範囲であり、合金断面に占めるＡｌ固溶体の面積比が２０〜８０％の間であると、摩耗量が少ないことが判る。
【００２７】
【表１】
0003784858.tif 000002
【００２８】
＜実施例２＞  初晶Ｓｉの最大粒径と引張り強さおよび摩耗量の関係
Ａｌ−２０％Ｓｉ合金粉と純Ａｌ粉を重量比で７５：２５で混ぜ合わせた粉末に、Ｃｕ−４％Ｎｉ合金粉とＡｌ−５０％Ｍｇ合金粉を混合し、全体組成を重量比でＳｉ１５％、Ｃｕ４％、Ｍｇ０.５％、Ｎｉ０.１７％および残部をＡｌとし、この混合粉を用いた圧粉体を４００℃で脱ろうし、温度５４０℃で５〜１８０分間、各種温度で焼結した試料を作製し、前記実施例の場合と同様に熱間鍛造、溶体化処理および時効処理を行って、表２に示す試料１９〜２３を作製した。
焼結時間が短い試料は、初晶Ｓｉの粒径が小さく、焼結時間の長い試料は大きくなっている。これらの試料の引張り強さおよび前記実施例と同様に測定した摩耗量の測定結果をやはり表２に示す。初晶Ｓｉの最大粒径が小さいほど強度は高く、かつ初晶Ｓｉの最大粒径が５μｍ〜６０μｍの範囲では摩耗試験の結果は良好であるが、この範囲を外れると焼付きが起こりあるいは摩耗量が増大することが判る。
【００２９】
【表２】
0003784858.tif 000003
【００３０】
＜実施例３＞  固体潤滑剤の効果
原料粉として、前記実施例２の場合と同じ混合粉を母材とし、この母材に固体潤滑剤として黒鉛粉を量を変えて添加して、表３に示す試料２４〜２９の混合粉を所定形状に圧粉成形した。圧粉体は４００℃で脱ろうを行い、５４０℃で６０分間の焼結を行った後、熱間鍛造で密度比１００％とし、４９０℃で溶体化処理および２４０℃で時効処理を行った。
各試料について、引張り強さおよびピンオンディスク摩擦摩耗試験による試料の摩耗量および摩擦係数を測定して比較した。表３に測定結果を示す。
固体潤滑材を含有するアルミニウム焼結合金試料は、摩擦係数および摩耗量が小さい。一方、固体潤滑材の含有量が多くなると引張り強さが低下している。強度をあまり要求されない部材用としては、固体潤滑剤の含有量が３０体積％のものも使用可能と考えられるが、２０体積％を越えると引張り強さの低下が大きくなるので、１〜２０体積％の範囲が望ましいと考えられる。
【００３１】
【表３】
0003784858.tif 000004
【００３２】
＜実施例４＞  表面加熱処理による改質
前記実施例２と同様にして、Ａｌ−２０％Ｓｉ合金粉と純Ａｌ粉を、重量比で７５：２５で混ぜ合わせた粉末にＣｕ−４％Ｎｉ合金粉とＡｌ−５０％Ｍｇ合金粉を混合し、全体組成を重量比でＳｉ１５％、Ｃｕ４％、Ｍｇ０.５％、Ｎｉ  ０.１７％および残部をＡｌとし、所定の形状に成形した。成形体は４００℃で脱ろうを行い、５４０℃で１０分間の焼結を行い、熱間鍛造で密度比１００％とした後、高周波誘導炉によって表面を加熱処理した。
次に、試料を４９０℃で加熱して溶体化および焼入れを行ない、２４０℃で３時間加熱し時効処理を行った。
この試料の内部の初晶Ｓｉ最大粒径は４μｍであり、表面部は約０.１ｍｍの深さにわたって初晶Ｓｉ最大粒径が２４μｍであり、また引張強さは４１６ＭＰａおよびピンオンディスク摩擦摩耗試験による試料の摩耗量は０.０３ｍｍであった。初晶Ｓｉの最大粒径が２５μｍの前記試料番号２１の場合は、引張強さが３８０ＭＰａ、摩耗量が０.０１ｍｍであるのと比較すると、内部初晶Ｓｉ粒径が小さいため、引張強さが大きく、表面部の初晶Ｓｉ粒径が同等であるため摩耗量は同様な結果を示した。
【００３３】
＜実施例５＞  遷移金属の添加と人工時効処理の効果
遷移金属としてＮｉを添加した試料３０と、遷移金属を添加せずＳｎを添加した試料３１を作製した。
試料３０は、Ａｌ−２０％Ｓｉ合金粉６０重量％、純Ａｌ粉３４.８重量％、 Ｃｕ−４％Ｎｉ粉４.２重量％およびＡｌ−５０％Ｍｇ粉１％を混合し、その成形体を４００℃で脱ろうし、５４０℃で６０分間の焼結を行った後、熱間鍛造で密度比１００％とし、４９０℃で加熱して溶体化および焼入れを行った。そして温度２４０℃で加熱時間を変えて時効処理を行った。
また、試料３１は、Ａｌ−２０％Ｓｉ合金粉６０重量％、純Ａｌ粉３５.７重量％、Ｃｕ−１０％Ｓｎ粉３.３重量％およびＡｌ−５０％Ｍｇ粉１％の混合粉を用い、以下同様にして作製した。
【００３４】
図１に試料３０および３１における時効処理時間と処理後の引張り強さおよび伸びとの関係をグラフで示す。引張り強さは、両試料共、加熱時間の経過と共に上昇して１時間で最大値を示した後、緩やかに低下する傾向を示し、約５時間で鍛造体とほぼ同じ値を示している。これらの合金においては、処理温度を２４０℃とした場合に、処理時間１時間までが亜時効領域であり、それ以上の処理時間では過時効領域になる。
一方、伸びは、加熱時間１時間において最低値を示した後、過時効領域では上昇する傾向を示すが、過時効領域における伸びの上昇は、遷移金属を含まない試料３１の場合には緩やかで僅かであるのに対して、遷移金属Ｎｉを添加した試料３０の場合には大きいことが判る。すなわち、遷移金属を添加した焼結合金を過時効領域で処理すると、延性の高い材料が得られる。
また、時効処理を必要以上に過剰に行うと引張り強さが低下するので、処理温度を２４０℃とした場合には、処理時間は５時間未満とすることが好ましいことが判る。
【００３５】
＜実施例６＞  遷移金属の添加とＣｕの拡散
遷移金属を含まない試料３２と、遷移金属としてＮｉを添加した試料３３とを作製し、時効処理後の偏析したＣｕの分布を比較した。
試料３２は、Ａｌ粉、Ａｌ−２０％Ｓｉ合金粉、Ｃｕ粉およびＡｌ−５０％  Ｍｇ合金粉とを混合して、全体組成を１５％Ｓｉ−４％Ｃｕ−０.５％Ｍｇ−残部Ａｌとした粉末を用いたものであり、試料３３は、Ａｌ粉、Ａｌ−２０％Ｓｉ合金粉、Ｃｕ−４％Ｎｉ合金粉およびＡｌ−５０％Ｍｇ合金粉とを混合して、全体組成が１５％Ｓｉ−４％Ｃｕ−０.５％Ｍｇ−０.１７％Ｎｉ−残部Ａｌの粉末を用いたものである。
各粉末を圧粉成形し、温度５４０℃で６０分間の焼結を行い、熱間鍛造を施した後、温度４９０℃で６０分間加熱した後、温水中で急冷して溶体化処理し、温度２４０℃で３時間の時効処理を行い試料とした。
各試料は組織観察の場合と同様に研磨した面をＨＦ−ＨＣｌ−ＨＮＯ3−Ｈ2Ｏ混合液で腐蝕し、ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）写真およびＣｕ面分析写真を撮り、その結果を比較した。
図２にＳＥＭ写真およびＣｕ面分析写真を示す。各写真の横幅は１００μｍに相当する。ＳＥＭ写真の中央部分の相は、純Ａｌの形態で添加した部分のＡｌ固溶体相であり、その周囲はＡｌ−Ｓｉ合金粉として添加した部分のＡｌ−Ｓｉ系合金相である。Ａｌ−Ｓｉ系合金相には粒状に観察される初晶Ｓｉがあり、著しく白い部分がＣｕの金属間化合物である。Ｃｕ面分析写真から判るように、Ｎｉを含まない試料３２においては、Ａｌ固溶体相の周囲にＣｕ濃度の高い偏析部分が多く認められるが、Ｎｉを含む試料３３では、その量が少なくなっている。
【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の製造方法は、混合法によるものであるから粉末成形性がよく、焼結合金の組織において、初晶Ｓｉが分散しているＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相とが面積比２０〜８０％で斑状組織を示していると共に、合金の少なくとも表面部のＡｌ−Ｓｉ系合金相の初晶Ｓｉの最大粒径を５〜６０μｍとすることにより、材料強度が高く耐摩耗性のよい合金が得られるほか、時効処理を過時効領域で行うことにより、未拡散のＣｕが素地中に拡散して消失し、延性の優れた合金を製作することができるため、アルミニウム系焼結合金の各種の摺動を伴う機械要素への適用範囲を拡大することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】アルミニウム系焼結合金の時効処理時間との引張り強さおよび伸びとの関係を示すグラフである。
【図２】アルミニウム系焼結合金のＳＥＭ写真およびＣｕ面分析写真である。
【図１】
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【図２】
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