JPH0625782A - 高延性アルミニウム焼結合金とその製造法及びその用途 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】本発明の目的は高強度，高延性のＡｌ−Ｓｉ系
焼結合金とその製造法及び用途を提供するにある。 【構成】本発明は、Ｓｉ１〜４５％、IIIａ族元素０.１
〜２０％、IVａ族及びＶａ族元素の少なくとも１種０.
０１ 〜５％、残部が実質的にＡｌからなる焼結合金に
ある。更にＣｕ０.０１〜５％，Ｍｇ０.０１〜５％，Ｆ
ｅ２.０％以下、Ｍｎ１.５％以下及びＣｏ１.５％ 以下
の１種以上を含むことができ、真空中での焼結により酸
素量が０.１５％ 以下となる。本発明はピストン等の自
動車部品、スクロール圧縮機に使用される。 【効果】本発明によれば、１５０℃で約４０kg／mm² 以
上の引張強さ，伸び率１.５％以上のＡｌ−Ｓｉ系焼結
合金が得られる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、新規な高強度，耐摩耗
性Ａｌ焼結合金に係り、特に相手材の耐損摩耗性及び塑
性加工性向上あるいは被削加工性などに優れたアルミニ
ウム−シリコン系焼結合金とその製造法及びその合金を
用いた各種用途に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来から耐摩耗性のＡｌ合金としては溶
解鋳造法により、ＪＩＳ規格のAC8AやＡ３９０が製造さ
れている。しかし、溶解鋳造法では高Ｓｉ含有量のＡｌ
−Ｓｉ系合金の製造はむずかしい。すなわち共晶以上の
Ｓｉ量になると粗大な初晶Ｓｉが晶出し、強度が低下す
ると共に塑性加工性に難点があり、また硬くて粗大な初
晶Ｓｉにより相手材を損耗する欠点があった。特に小型
軽量化及び高性能化が望まれている現在、この低強度，
塑性加工性，切削加工性及び耐摩耗性の改善が必要であ
った。

【０００３】そこで近年では粉末冶金法によりＡｌ−Ｓ
ｉ−Ｆｅ系，Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ系，Ａｌ−Ｓｉ−Ｎｉ系
焼結合金が開発されている。これら合金粉末の製造法は
所定の合金組成を溶解し、ガスアトマイズ法等により急
冷凝固粉末を作製し、粉末を成形した後焼結又は熱間塑
性加工して合金を製造する。急冷凝固粉末は初晶Ｓｉが
微細化され且つ均一に分散されるため、従来の溶解鋳造
法に比べ高強度の高Ｓｉ材が得られる。

【０００４】しかし、急冷凝固粉末焼結法により製造し
た特開昭64−56806 号，特開昭63−183148号の焼結合金
では、高い強度が得られるが、靭性は極めて低く、シャ
ルピー衝撃値で０.２〜０.９８kg−ｍ／cm² 程度であ
る。また特開昭60−131944号は急冷凝固Ａｌ合金粉末と
炭素粉末を０.５ 〜１０容積％添加したものであり、高
強度が得られない。

【０００５】次に特開昭55−97447 号は特開昭60−1319
44号と同様、固体潤滑成分である黒鉛，硫化物，弗化物
を添加するため高強度は期待できない。

【０００６】更に、特開昭63−183148号公報，特開平1
−159345号公報，特開平2−61023 号公報，特開平2−61
024号公報，特開平2−70036号公報にはＳｉ５〜４０％
にＣｕ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｗ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｃ
ｅ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｖ，Ｍｏ等を含む合金粉を成形した
後、熱間塑性加工によって合金を製造することが開示さ
れているが、十分な強度と靭性を得ることができない。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】この様に、従来のＡｌ
−Ｓｉ−Ｆｅ系，Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ系，Ａｌ−Ｓｉ−Ｎ
ｉ系焼結合金は高い強度を有するものの、その靭性は低
い。またＡｌ焼結合金に固体潤滑剤を添加した場合も強
度、靭性が極めて低い。したがって、繰返し衝撃力の加
わる部材及び高負荷摺動摩耗部材としては使用範囲に限
界があるという問題があった。

【０００８】本発明の目的は、高強度で且つ高靭性を有
するＡｌ焼結合金とその製造法及びその合金を用いた各
種用途を提供するにある。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明は、重量で、Ｓｉ
１〜４５％，IIIａ族元素０.１〜２０％，IVａ族元素及
びＶａ族元素の少なくとも１種０.０１ 〜５％、及び残
部が実質的にＡｌからなることを特徴とする高延性Ａｌ
焼結合金にある。

【００１０】本発明は、上述の合金にＣｕ０.１〜５％
及びＭｇ０.１〜５％含むことができ、更に、Ｆｅ２.０
％以下，Ｍｎ１.５％以下，Ｃｏ１.５ ％以下の少なく
とも１種を含むことができる。

【００１１】更に、本発明は、重量で、IIIａ族元素０.
１〜２０％，IVａ族元素及びＶａ族元素の少なくとも１
種０.０１〜５％，酸素０.１５％以下、残部が実質的に
Ａｌからなることを特徴とする高延性Ａｌ焼結合金にあ
る。この合金を基本として、Ｓｉ１〜４５％含むことが
でき、更にこれにＭｇ５％以下，Ｃｕ１０％以下，Ｆｅ
２０％以下，Ｍｎ１０％以下，Ｃｏ８％以下，Ｗ５％以
下，Ｍｏ５％以下含むことができる。酸素量はより少な
い方が延性を向上させるが、強度の点からは５ppm 以上
含有する方がよい。強度，延性ともに高い５０〜５００
ppm がよい。本発明の重量で、Ｓｉの含有量が過共晶量
から４５％以下で、全Ｓｉ粒のうち粒径１μｍ以下の個
数が５０〜８０％，粒径１μｍを越え２.５μｍ 以下の
個数が１５〜３５％，粒径２.５μｍ を越え５μｍ以下
の個数が５〜２０％，粒径５μｍを越える個数が５％以
下、残部のＡｌを有することを特徴とする高延性Ａｌ焼
結合金にある。この合金を基本とし、IIIａ族元素０.１
〜２０％，IVａ族及びＶａ族元素の少なくとも１種を
０.０１ 〜２％含むことができ、更にＭｇ５％以下，Ｃ
ｕ１０％以下，Ｆｅ２０％以下，Ｍｎ１０％以下，Ｃｏ
８％以下，Ｗ５％以下，Ｍｏ５％以下の少なくとも１つ
を含むことができる。

【００１２】本発明は、重量で、Ｓｉ１〜４５％，III
ａ族元素０.１〜２０％、及び残部のＡｌを有する合金
粉の成形体を酸素分圧２×１０^-3mmＨｇ以下の非酸化性
雰囲気中にて焼結することを特徴とする高延性Ａｌ焼結
合金の製造法にある。この製法を基本とし、特に１０^-2
mmＨｇ以下の高真空下で焼結を行うのが好ましい。本発
明の焼結法は前述の合金に対していずれも適用でき、酸
素量の極めて少ない焼結体を得ることができる。

【００１３】本発明は、重量で、Ｓｉ１〜４５％，III
ａ族元素０.１〜２０％、及び残部のＡｌを有する合金
粉の成形体を１０^-2mmＨｇ以下の真空下３５０℃以上の
高温で真空脱ガス処理を施し、次いで非酸化性雰囲気中
での焼結又は／及び熱間塑性加工を施すことを特徴とす
る高延性Ａｌ焼結合金の製造法にある。この製法を基本
として前述の真空焼結を組合せて行うことができ、更に
各種合金の製造にも適用できる。

【００１４】本発明は、重量で、Ｓｉ１〜４５％，III
ａ族元素０.１〜２０％、Ｃｕ０.１〜５％，Ｍｇ０.１
〜５％，残部のＡｌを有する合金粉の成形体を真空下で
焼結を行った後、高温塑性加工を施し、次いで溶体化処
理及び時効処理を施すことを特徴とする高延性Ａｌ焼結
合金の製造法にある。

【００１５】本発明は、上述の合金組成に対して焼結し
たままでもよいし、その後熱間塑性加工されたまま、更
にこの加工後に溶体化処理及び時効処理が施された各段
階で使用することができ、Ｓｉ粒と金属間化合物粒子が
形成される。Ｓｉ粒は亜共晶では共晶Ｓｉ粒であり、過
共晶では初晶Ｓｉ粒と共晶Ｓｉ粒とが形成される。

【００１６】本発明は、重量で、Ｓｉ１〜４５％，III
ａ族元素０.１〜２０％、IVａ族元素及びＶａ族元素の
少なくとも１種０.０１ 〜２％、及び残部のＡｌを有す
るＡｌ合金粉において、Ｓｉ粒子の周囲に前記IIIａ IV
ａ,Ｖａ族元素が濃化した菊花模様組織及びネット状組
織を有することを特徴とするＡｌ合金粉にある。この合
金粉を基本とし、IVａ族及びＶａ族元素に対するIIIａ
族元素の含有量をそれより多くすることが必要である。
この組成を基本とし、これに前述のＣｕ，Ｍｇ，Ｆｅ，
Ｍｎ，Ｃｏ，Ｗ，Ｍｏを同様の含有量で含むことができ
る。

【００１７】本発明のＡｌ焼結合金は特に焼結後熱間加
工が施され、溶体化処理及び時効処理が施されてシリン
ダーブロック，シリンダライナー，ピストン，ロッカー
アーム，コンロッド，バルブリテーナ，シリンダーヘッ
ド，バケット，シフトフォーク，ブレーキドラム，バル
ブスプール，ブレーキマスターシリンダーの自動車部
品、圧縮機用ベーン，ロータ，オルダムリング，ＶＴＲ
テープ案内シリンダー等に適用される。

【００１８】特に、本発明は固定スクロール及び旋回ス
クロールとを備えた圧縮機において、前記固定スクロー
ル及び旋回スクロールの少なくとも一方又は両方が、重
量でＳｉ１〜４５％，IIIａ 族元素０.１ 〜２０％，IV
ａ族元素及びＶａ族元素の少なくとも１種０.０１ 〜５
％、及び残部のＡｌを有する焼結合金からなることを特
徴とする圧縮機にある。また、旋回スクロールをＡｌ合
金とし、固定スクロールを鋳鉄とすることができ、Ａｌ
合金化によって急速起動ができる。このスクロールは台
座に螺旋状の歯部が設けられる。特に、このスクロール
は１５０℃での引張強さが４０〜６０kg／mm² 、伸び率
１.５ 〜１０％、２０〜３００℃での平均熱膨張係数が
１４〜２２×１０^-6 /℃が好ましく、より１５〜１７×
１０^-6／℃が好ましい。これら部品への適用も焼結後熱
間塑性加工が施され、溶体化処理及び時効処理が施され
たものが用いられる。

【００１９】

【作用】本発明者等は、従来のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系，Ａ
ｌ−Ｓｉ−Ｍｎ系，Ａｌ−Ｓｉ−Ｎｉ系の急冷凝固粉末
焼結合金について強度の低下は粒子表面の酸化皮膜の残
存により粒子間の結合力が弱いことに起因することが判
った。

【００２０】そこで本発明は粒子間の結合力を強化する
成分として、IIIａ 族元素、特に、希土類元素のＣｅと
IVａ族及びＶａ族元素の少なくとも１つの特にＺｒとの
組合せが強度及び靭性の改善に最も有効であることを見
い出し本発明を達成したものである。

【００２１】本発明の高強度，耐摩耗性Ａｌ−Ｓｉ系焼
結合金において、Ｓｉは耐摩耗性を向上させるが、１重
量％未満まではこの効果が十分でなく高強度も得られな
い。また４５重量％以上では耐摩耗性は優れるが、成形
性及び塑性加工性が著しく低下する。

【００２２】本発明合金は含有するＳｉ量別に強度及び
耐摩耗性の要求に応じていくつかの段階に分けることが
できる。各Ｓｉ量は次の段階に分けられ、強度と耐摩耗
性の要求に応じて使用される。(1）１〜６％，(2）６％
を越え１２％以下，(3）１２％を越え１８％以下，(4）
１８％を越え３０％以下，(5）３０％を越え４５％以
下。

【００２３】本発明の焼結合金は、これらのＳｉ量をベ
ースに後述するＣｕ，Ｍｇ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｗ，Ｍ
ｏを含有することが出来る。

【００２４】IIIａ 族元素は強度向上に有効であるが、
０.１ 〜２０重量％範囲外では強度の向上効果が不充分
である。また、Ｓｉとの合計は６５重量％以下が好まし
く、６５重量％を越えると合金の塑性加工性が著しく低
下する。特に、０.５ 〜１０％が好ましく、より１〜５
％が好ましい。

【００２５】IIIａ 族元素は、Ｓｃ，Ｙ，ランタニド族
（Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，
Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕ）及びアク
チニド族（Ａｃ，Ｔｈ，Ｐａ，Ｕ，Ｎｐ，Ｐｕ，Ａｍ，
Ｃｍ，Ｂｋ，Ｃｆ，Ｅｓ，Ｆｍ，Ｍｄ，Ｎｏ）からな
り、これらの少なくとも１種の元素が使用できる。これ
らの元素のうち特に、希土類元素が好ましく、これらの
元素は溶湯からの凝固における大半のＳｉ粒を粒径１μ
ｍ以下のきわめて小さい状態で形成させる作用を有す
る。希土類元素のうち合金としてミッシュメタル（約５
０％Ｌａと約５０％Ｃｅとの合金）を使用するのが特に
好ましい。

【００２６】尚、IIIａ 族に代る元素としてＰ，アルカ
リ金属（Ｌｉ，Ｎａ，Ｋ，Ｒｂ，Ｃｓ，Ｆｒ）が同程度
の含有量で有効と思われる。

【００２７】IVａ族元素（Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ）及びＶａ
族元素（Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ）はIIIａ族元素との組合せに
よってＳｉを含むＡｌ合金の溶湯からの凝固に際してＳ
ｉ粒を微細に形成させるために０.０１％ 以上含有させ
るものである。しかし、５％を越えてもそれ以上の効果
は見られず、延性を下げるので５％以下とする。特に、
０.１ 〜３％が好ましく、より０.５ 〜２％が好まし
い。IVａ族元素の方が好ましく、特に、Ｚｒが好まし
い。

【００２８】IIIａ 族元素とIVａ族及びＶａ族との組合
せはＳｉを含有するＡｌ合金の溶湯からの凝固に際して
Ｓｉ粒を微細に形成させるとともに、焼結過程でもＳｉ
粒の成長を抑制する効果が見られ、Ｓｉ粒の分布として
個数割合で粒径１μｍ以下のものを５０〜８０％、粒径
１〜２.５μｍのものを１５〜３０％，２.５〜５μｍの
ものを５〜２０％，５μｍ〜１０μｍのものを５％以下
にすることができる。そして、これらの元素は合金粉と
してＳｉ粒の囲りにこれらの元素が濃化して形成される
と思われる菊花模様組織として形成され、それが凝固，
焼結時でのＳｉ粒の成長を抑制するとともにＳｉ粒のへ
き開破壊をなくして延性を高めている原因と思われる。

【００２９】Ｓｉ粒として粒径１μｍ以下のものは特に
６０〜８０％、粒径１〜２.５μｍのものが２２〜３０
％，２.５ 〜５μｍのものが７〜１５％，５〜１０μｍ
のものが２％以下が好ましい。Ｓｉ粒をより微細にする
ことにより高い延性が得られ、成形性も向上する。ま
た、破断面においてもＳｉの破壊面が少なく、デンプル
な破面が得られる。

【００３０】Ａｌ合金粉のＳｉ粒の囲りの菊花模様は上
述の元素とＳｉ量との組合せによって得られ、IIIａ 族
元素量がIVａ族及びＶａ族元素量より多くすること、IV
ａ族及びＶａ族量をＳｉ量の０.２０ 以下とすること等
によって得られる。

【００３１】本発明の焼結合金は前述のIIIａ 族元素と
IVａ族及びＶａ族元素との組合せと、真空下又は酸素分
圧として２×１０^-3mmＨｇ以下の非酸化性雰囲気中での
350℃以上での脱ガス又は／及び焼結によって合金中の
酸素量のきわめて少ない0.15％以下にするものである。
それによって高い延性が得られる。酸素量として0.15％
以下とすることができる。特に、０.１０％以下、より
０.０５％以下とすることがよい。

【００３２】上記アルミニウム粉末合金は空気及び窒素
あるいはアルゴンガスアトマイズ法により製造する。こ
れは過飽和に添加される合金成分の場合、鋳造法ではＳ
ｉ粒子が粗大化し、強度及び耐摩耗性に悪影響を及ぼ
す。したがって、Ｓｉ粒子を細く分散するにはアトマイ
ズ法が適正な製造方法である。かかるアルミニウム粉末
合金を冷間静水圧法（ＣＩＰ）により圧縮成形されたビ
レットを真空，窒素あるいは、アルゴン等の不活性ガス
中で好ましくは４６０〜５００℃で固相焼結し緻密化を
図る。しかし、固相焼結しても内部に空孔が残存し内部
欠陥を有するため、さらに好ましくは２５０〜４５０℃
で４.５ton／cm²以上、特に５〜９ton／cm² で熱間型圧
縮により再圧縮して緻密化する。このような製造工程で
得られた焼結合金は過飽和に固溶された準安定な析出物
から安定な析出物あるいは金属間化合物となり、再圧縮
の加熱温度より低い温度の熱履歴を受けても析出物が再
固溶あるいは析出物の析出がないため歪変形も生じにく
くなる。しかし、さらに高強度を得るためには焼結合金
を好ましくは４００〜５２０℃で加熱後水冷する溶体化
処理を行い、１００〜２００℃特に、１５０〜２００℃
の時効硬化処理によって高強度化が図られる。特に、時
効処理はＣｕ及びＭｇを含有する合金において行うのが
好ましい。

【００３３】本発明の合金粉は特に５０℃／秒以上の冷
却速度で凝固させたものがよい。粉末の粒径は３５０メ
ッシュ以下、特に粒径３０μｍ以下とするのがよい。

【００３４】焼結前の成形加工は２.５ton／cm²以上が
好まくしく、特に３〜５ton／cm² が好ましい。

【００３５】ＣｕとＭｇは時効処理により金属間化合物
を析出しマトリックスの強度を向上させるための時効硬
化性元素として各０.１％ 以上添加するものである。逆
に各々５％を越えると靭性を低めるので、５％以下とす
べきである。従って、Ｃｕが０.１ 〜５重量％及びＭｇ
が０.１ 〜５重量％の範囲が最もマトリックスの硬度を
上げ、強度が向上する。特に、Ｃｕ２〜５％、Ｍｇ０.
１ 〜１％が好ましい。合金中の酸素量を０.１５％ 以
下にするものについてはＣｕ１０％まで含有させること
ができる。

【００３６】更に、本発明は強度及び耐熱性を向上させ
るためにＣｕ及びＭｇを含有する合金に対しては２.０
％以下のＦｅ、１.５％以下のＭｎ、１.５％ 以下のＣ
ｏから選ばれた少なくとも１種または２種以上を含有す
ることができる。これらの元素はＡｌと金属間化合物を
生成して、合金強度及び耐熱性を向上させる。但し、こ
れらの各元素は０.０１％ 以上が好ましく、逆に各々の
量を越えると合金強度が低下し脆くなる。

【００３７】他に、本発明の合金は酸素量が０.１５％
以下のとき、Ｆｅ２０％以下、Ｍｎ１０％以下、Ｃｏ８
％以下、Ｗ５％以下、Ｍｏ５％以下含有することがで
き、これらの元素は合計でも２０％以下とするのが好ま
しい。特にＦｅ５〜１３％，Ｍｎ２〜５％，Ｃｏ０.５
〜３％、Ｗ１〜３％，Ｍｏ１〜３％とするのが好まし
い。

【００３８】本発明は、台座に螺旋状の歯部を備えた圧
縮機用スクロールにおいて、前記歯部は前記台座に対し
てほぼ直角に形成され、前記台座のつけ根部の曲率及び
歯部端部角部の曲率が０.１〜０.５mmであり、好ましく
は室温の伸び率が１％以上であることを特徴とする。特
に、伸び率が２％以上の過共晶ＳｉのＡｌ焼結合金を用
いることにより、歯部の肉厚を１〜５mmとすることがで
き、スクロール外径１mmに対して０.０１５〜０.０５mm
の厚さとすることができる。特に、１mmの外径に対して
０.０２〜０.０４mmの肉厚とするのがよい。歯部の高さ
はスクロール外径1mm当り０.１〜０.３mmとし、特に０.
１５〜０.２５mmとするのがよい。

【００３９】

【実施例】

実施例１

【００４０】

【表１】

【００４１】表１は実施例及びその比較例の化学組成
（重量％）を示したものである。粉末は空気を用いてガ
スアトマイズ法により金属溶湯を急速冷却して、夫々の
合金粉末を製造した。粉末粒径は３５０メッシュ以下の
粉末を用いた。本発明材のＮｏ．１〜１８及び比較材の
Ｎｏ． １９〜２３の製造法は各組成範囲の粉末を冷間
静水圧加圧法（ＣＩＰ）を用い３.６ton／cm² の圧力で
成形し、焼結温度は４８０℃とし、焼結時間は１２０分
で行った。焼結した後、３５０℃において７ton／cm²で
再生圧形後、溶体化処理は４９０℃で３０分間保持後水
冷した。その後１６０℃で２０時間の時効処理を行った
ものである。焼結は１０^-3mmＨｇの真空中で行った。

【００４２】

【表２】

【００４３】表２は得られた焼結合金を夫々引張試験
用、曲げ試験用（厚さ５mm，幅２０mm，長さ４０mm）及
び衝撃試験用のテストピースに加工し、引張試験、３点
支持曲げ試験及び５kgシャルピー衝撃試験を実施した。
結果から明らかなように本発明のＡｌ−Ｓｉ−Ｃｅ系焼
結合金は比較材に比べて同等またはそれ以上の引張強さ
を有し、特に衝撃値は２５％Ｓｉのもので比較すると
０.３９kg−ｍ／cm²に対して０.８２kg−ｍ／cm²以上で
あり、曲げ強さは７２kg／mm² に対して９０kg／mm² 以
上である。

【００４４】また、得られた焼結合金を用いて耐焼付き
限界面を求めた。摩擦条件は相手材として片状黒鉛鋳鉄
（ＦＣ２５）を用い、雰囲気を冷凍機油（潤滑油と冷媒
の混合油）中で行った。この結果から知られるように本
発明材のＮｏ. ２，５，８，１１，１４，１６及び１７
と比較材のＮｏ.１９，２０，２１及び２２の２５％Ｓ
ｉ量のもので比較した場合、本発明材の焼付き限界面圧
は２１８kg／cm² 以上で、比較材のものよりいずれも高
い。

【００４５】図１〜図４は表１に示す本発明材Ｎｏ.１
６ についてその製造法と特性について示したものであ
る。粉末は前述と同じものである。図１は成形→焼結
（４８０℃×１２０分）→再圧成形（３５０℃，７ton
／cm²)→熱処理（４９０℃×３０分水冷→１６０℃×２
０時間時効）の製造工程において成形工程を１〜５ton
／cm² に変化させた場合の曲げ強さ及び密度を調べたも
のである。成形圧力２ton／cm² 以下ではその後の製造
工程において曲げ強さ及び密度が高くならない。また、
３.５ton／cm² 以上とすることにより曲げ強さ及び密度
は最も高くなり、それ以上の成形圧力とするのがよい。

【００４６】図２は成形（３.６ton／cm²）→焼結→再
圧成形（３５０℃，７ton／cm²）→熱処理（４９０℃×
３０分水冷→１６０℃×２０時間時効）の製造工程にお
いて焼結温度を３５０℃〜５２５℃に変化させた場合の
曲げ強さ及び密度を調べたものである。４００℃以下で
は強度，密度が低くく信頼性に乏しいので、それ以上の
焼結温度がよい。また５２５℃以上では強度及び密度が
わずかに低下する。

【００４７】図３は成形（３.６ton／cm²)→焼結（４８
０℃×１２０分）→再圧成形→熱処理（４９０℃×３０
分水冷→１６０℃×２０時間時効）の製造工程において
再圧成形圧力を４〜８ton／cm²に変化させた場合の曲げ
強さ及び密度を調べたものである。再圧成形圧力５ton
／cm²以下では曲げ強さ及び密度が低いので、それ以上
とするのがよい。また７ton／cm²以上では大きな向上は
ないが、曲げ強さ及び密度はほぼ一定の安定した強度が
得られるので、それ以上がよい。

【００４８】図４は成形（３.６ton／cm²)→焼結（４８
０℃×１２０分）→再圧成形（７ton／cm²)→熱処理
（４９０℃×３０分水冷→１６０℃×２０時間時効)の
製造工程において再圧成形温度を２００〜４００℃に変
化させた場合の曲げ強さと密度を調べたものである。再
圧成形温度２００℃から３５０℃まで曲げ強さ及び密度
が直線的に増加する。特に、３５０℃以上で曲げ強さ及
び密度は一定となり、安定した特性が得られるので、３
５０℃以上での再圧温度とするのがよい。

【００４９】実施例２

【００５０】

【表３】

【００５１】表３に示す合金粉末を実施例１と同様にガ
スアトマイズ法によって製造した。これらの合金粉末の
Ｓｉ粒はほぼ実施例１と同様であった。この合金粉末を
用いて実施例１の表２に得たものと同じ条件で合金を製
造した。Ａｌ合金粉の粒度分布は粒径４５μｍ以下が５
０％以上で、それより大きく１５０μｍのものが４５％
以下で、残り５％以下が２００μｍまでのものである。
粒径５０，６０，６０，１００及び１５０μｍの各粒径
のものはいずれも５〜１２％である。

【００５２】

【表４】

【００５３】表４はＮo.２７の合金のＳｉ粒の粒度分布
を示すものである。表に示すＳｉ粒の粒度はＳｉ粒とし
て全体で２００個計測し、その大きさと個数との関係を
調べたものである。粒径１μｍ以下が６０％あり、２.
５μｍ 以下で８７.５％ ときわめて微細なＳｉ粒とな
っている。

【００５４】Ｎo.２４〜２７の合金の酸素量を調べた結
果、０.０５〜０.１％であり、IIIａ 族元素とIVａの
族、Ｖａ族元素との組合わせ及び真空焼結との組合わせ
によりきわめて酸素量の少ないものが得られた。

【００５５】

【表５】

【００５６】表５に得られた合金の室温、１５０℃引張
強さ，伸び率，曲げ強さ及び室温〜２００℃における熱
膨張係数を示す。本発明の合金の引張強さは室温で４７
kg／mm² 以上、１５０℃で４０kg／mm² 以上であり、伸
び率が各々０.４〜０.５％，２.０〜３.０％で、従来の
ものよりいずれも高いものであった。

【００５７】図５はＮo.２６のアトマイズ粉の断面の８
５０倍の顕微鏡写真をトレースしたものである。図に示
すように本発明のアトマイズ粉はＳｉ粒のまわりにＣ
ｕ，Ｍｇ，Ｆｅ，Ｃｅ及びＺｒが濃化した菊花模様（斜
線部）の組織が形成される。ＣｅとＺｒとの含有により
Ｓｉ粒がきわめて微細に形成され、更に焼結及び高温で
の再圧成形においてもＳｉ粒が微細に保たれる。粉末に
おける全Ｓｉ粒のうち粒径が２.５μｍ 以下のものが８
０％以上であり、他粒径５μｍ以下のものが９５％以上
で、粒径１０μｍ以下である。個々のＳｉ粒が集まって
形成され、大きな粒子として見えるものもあるが、個々
のＳｉ粒は上述のように１０μｍ以下である。比較的大
きな粒子は初晶Ｓｉであり、細かい粒子と細長い粒子状
のものと線状のものは共晶Ｓｉである。これらの共晶Ｓ
ｉの囲りにも部分的にＣｕ，Ｍｇ，Ｆｅ，Ｃｅ及びＺｒ
が濃化した組織が細長い粒状に形成されている。共晶Ｓ
ｉとこの濃化した組織はネット状に形成されている。細
長い粒子状の合金濃化部は斜線で示した。

【００５８】図６はＮo.２６の真空焼結後、再圧成形
し、次いで熱処理を施したものの1200倍の顕微鏡写真を
トレースしたものである。粒子として見られるものはＳ
ｉ粒であり、時効処理によってＡｌ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｍ
ｇ，Ｆｅ，Ｃｅ及びＺｒの２種又は３種以上との金属間
化合物が形成されるが、光学組織では見られない。Ｓｉ
粒の分布は前述のＮo.２７とほぼ同等であるが、Ｓｉ粒
がやや大きめに形成されている。また、真空焼結したま
まの組織は金属間化合物がない点を除いてＳｉ粒の分布
と大きさがこの図６とほとんど変らないものであった。

【００５９】実施例３ 実施例２のＮo.２４のＺｒに代えて同じ含有量のＴｉ，
Ｈｆ，Ｎｂの１種と、Ｃｅに代えて同じ含有量のＹ，Ｓ
ｍの１種をＴｉ，Ｈｆ，Ｎｂの各々に含有させた合金粉
を前述と同様に製造し、実施例２と同じ条件で焼結及び
再圧成形後溶体化処理及び時効処理を施した。

【００６０】これらの合金について１５０℃での引張試
験を行った。その結果、引張強さは３７〜４３kg／m
m² 、伸び率は１.５〜３.０％であった。

【００６１】また、合金粉の顕微鏡組織を観察した結
果、前述と同様にＳｉ粒の囲りに菊花模様が形成され、
これらの元素の合金相が形成されていると思われる。Ｓ
ｉ粒は粒径２.５μｍ 以下のものが個数で全体の８０％
以上で、最大でも１０μｍ以下であった。

【００６２】得られた最終製品においても、Ｓｉ粒の分
布は前述と同程度であった。

【００６３】アクチニド元素についても希土元素と同様
の作用を有する。

【００６４】実施例４ 図７は密閉型スクロール圧縮機の部分断面圧縮機の斜視
図である。この圧縮機は主に旋回スクロール１，固定ス
クロール２，吸入管３，吐出室４，吐出通路５，中間圧
室６，旋回軸受７，主軸受８，モータ室９，モータ１
０，チャンバ１１，冷凍機油１２，フレーム１３，吐出
管１４，クランク軸１５によって構成される。この圧縮
機は家庭用又は業務用に用いられ、家庭用では８０〜１
３０mmφ、業務用では２００〜３００mmφのスクロール
が用いられる。

【００６５】図８に示す旋回スクロール１及び固定スク
ロール２を実施例２のＮo.２７の合金によって製造し
た。１６，１９は台座、１７，１８は歯部である。ま
ず、焼結を同様に行い、この焼結部材を３５０℃で金型
で成形を行った。歯の高さは１５mmとし、厚さを２.７m
m とした。旋回スクロールの直径を約８０mmとし、歯部
はテーパのないほぼストレートなものとした。歯のつけ
根部の曲率を０.５mm とした。次いで同様に溶体化処理
（４９０℃×３０分水冷）及び時効処理（１６０℃×２
０時間）を行った後、機械加工によって仕上げた。固定
スクロールは旋回スクロールより若干大きく、互いに回
転でわずかのギャップで接触して摺動する。固定スクロ
ールにおいても歯部のつけ根の曲率を０.５mm とした。
ギャップは１０〜２０μｍとなった。歯部の肉厚は外径
１mm当り０.０３４mm 有し、歯部の高さ１mm当り０.１
８mm である。歯部の高さはスクロール外径１mm当り０.
１９mmである。

【００６６】本発明の焼結合金を用いることにより高温
における成形性がきわめて良好で、スクロールの歯部に
おいてその中心部での盛り上がりが良く、歯部全体にわ
たって成形できた。Ｓｉ粒の粒度分布は前述と同様であ
った。また、本発明合金を用いることによりその延性が
高いので歯部の立ち上り部分の曲率を小さくとっても問
題なく、その結果効率の高い圧縮が得られることがわか
った。金属間化合物は顕微鏡では明確に区別はできなか
った。特に、ルームエアコンにおいてはインバータ使用
により急速起動ができ、３分以内で温風が出るようにす
ることができる。

【００６７】実施例５ 図９はカーエアコン用スクロール圧縮機の断面図であ
る。この圧縮機は主に旋回スクロール１，固定スクロー
ル２，吐出し弁２３，吐出し口２４，軸受ボール２５，
自転防止部材２６，吸い込み口２７，チップシール２
８，リング２９，従動クラッチ３０，電磁クラッチ３
１，バランスウェイト３２によって構成される。

【００６８】図１０に示す旋回スクロール１及び固定ス
クロール２を実施例２のＮo.の合金によって構成した。
製造条件は実施例４と同様である。スクロールの歯の高
さは１５mm，厚さは２.７mm 、歯の付根部分の曲線を
０.５mm とし、ストレートな歯とした。

【００６９】本発明合金を用いることにより金型による
成形性が高く、スクロール全体にわたって金型どおりの
製品が得られた。Ｓｉ粒の粒度分布及び金属間化合物は
前述と同様であった。

【００７０】実際に運転を行った結果、効率の高い圧縮
が得られることがわかった。

【００７１】

【発明の効果】本発明によれば、高強度、且つ高温延性
に優れたＡｌ−Ｓｉ系焼結合金を提供することができ
る。したがって、従来のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系焼結合金で
は得られなかった衝撃、高負荷が加わるような部材への
適用が可能となった。

【図面の簡単な説明】

【図１】成形圧力と曲げ強さ及び密度の関係を示す線
図。

【図２】焼結温度と曲げ強さ及び密度の関係を示す線
図。

【図３】再圧成形圧力と曲げ強さ及び密度の関係を示す
線図。

【図４】再圧温度と曲げ強さ及び密度の関係を示す線
図。

【図５】Ａｌ合金粉の組織を示す図。

【図６】Ａｌ焼結合金の組織を示す図。

【図７】密閉型スクロール圧縮機の一部断面斜視図。

【図８】密閉型スクロール圧縮機用スクロールの断面
図。

【図９】カーエアコン用スクロール圧縮機の断面図であ
る。

【図１０】カーエアコン用スクロール圧縮機用スクロー
ルの断面図。

【符号の説明】

１…旋回スクロール、２…固定スクロール、１６，１９
…台座、１７，１８…歯部。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 近崎 充夫 茨城県日立市久慈町4026番地 株式会社日 立製作所日立研究所内 (72)発明者 飯塚 董 栃木県下都賀郡大平町富田800番地 株式 会社日立製作所栃木工場内 (72)発明者 稲場 恒一 栃木県下都賀郡大平町富田800番地 株式 会社日立製作所栃木工場内 (72)発明者 中村 敬一 神奈川県横浜市戸塚区吉田町292番地 株 式会社日立製作所生産技術研究所内 (72)発明者 三辺 昌紀 千葉県松戸市稔台520番地 日立粉末冶金 株式会社内 (72)発明者 加賀谷 剛 千葉県松戸市稔台520番地 日立粉末冶金 株式会社内

Claims (23)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量で、Ｓｉ１〜４５％，IIIａ族元素０.
   １〜２０％，IVａ族元素及びＶａ族元素の少なくとも１
   種０.０１ 〜５％、及び残部が実質的にＡｌからなるこ
   とを特徴とする高延性Ａｌ焼結合金。
2. 【請求項２】重量で、Ｓｉ１〜４５％，IIIａ族元素０.
   １〜２０％，IVａ族元素及びＶａ族元素の少なくとも１
   種０.０１ 〜５％，Ｃｕ０.１ 〜５％，Ｍｇ０.１ 〜５
   ％、及び残部が実質的にＡｌからなることを特徴とする
   高延性Ａｌ焼結合金。
3. 【請求項３】重量で、Ｓｉ１〜４５％，IIIａ族元素０.
   １〜２０％，IVａ族元素及びＶａ族元素の少なくとも１
   種０.０１ 〜５％，Ｆｅ２.０％以下，Ｍｎ１.５％以
   下，Ｃｏ１.５ ％以下の少なくとも１種、及び残部が実
   質的にＡｌからなることを特徴とする高延性Ａｌ焼結合
   金。
4. 【請求項４】重量で、Ｓｉ１〜４５％，IIIａ族元素０.
   １〜２０％，IVａ族元素及びＶａ族元素の少なくとも１
   種０.０１ 〜５％，Ｃｕ０.１ 〜５％，Ｍｇ０.１ 〜５
   ％，Ｆｅ２.０ ％以下，Ｍｎ１.５％以下及びＣｏ１.５
   ％以下の少なくとも１種、及び残部が実質的にＡｌから
   なることを特徴とする高延性Ａｌ焼結合金。
5. 【請求項５】重量で、IIIａ族元素０.１〜２０％，IVａ
   族元素及びＶａ族元素の少なくとも１種０.０１〜５
   ％，酸素０.１５％以下、残部が実質的にＡｌからなる
   ことを特徴とする高延性Ａｌ焼結合金。
6. 【請求項６】重量で、IIIａ族元素０.１〜２０％，IVａ
   族元素及びＶａ族元素の少なくとも１種０.０１〜５
   ％，Ｓｉ１〜４５％,酸素０.１５ ％以下,Ｍｇ０〜５
   ％，Ｃｕ０〜１０％，Ｆｅ０〜２０％,Ｍｎ０〜１０％,
   Ｃｏ０〜８％，Ｗ０〜５％，Ｍｏ０〜５％、及び残部が
   実質的にＡｌからなることを特徴とする高延性Ａｌ焼結
   合金。
7. 【請求項７】重量で、IIIａ族元素０.１〜２０％，IVａ
   族元素及びＶａ族元素の少なくとも１種０.０１〜５％,
   Ｓｉ１〜４５％，酸素０.１５ ％以下，Ｍｇ０〜５％，
   Ｃｕ０〜１０％，Ｆｅ０〜２０％，Ｍｎ０〜１０％,Ｃ
   ｏ０〜８％，Ｗ０〜５％,Ｍｏ０〜５％、及び残部が実
   質的にＡｌであり、焼結されたままであることを特徴と
   する高延性Ａｌ焼結体。
8. 【請求項８】重量で、Ｓｉ１〜４５％，IIIａ族元素０.
   １〜２０％，IVａ族元素及びＶａ族元素の少なくとも１
   種０.０１〜５％，Ｍｇ０〜５％，Ｃｕ０〜１０％，Ｆ
   ｅ０〜２０％，Ｍｎ０〜１０％，Ｃｏ０〜８％，Ｗ０〜
   ５％，Ｍｏ０〜５％、及び残部が実質的にＡｌからな
   り、焼結後熱間塑性加工が施されていることを特徴とす
   る高延性Ａｌ加工部材。
9. 【請求項９】重量で、Ｓｉ１〜４５％，IIIａ族元素０.
   １〜２０％，IVａ族元素及びＶａ族元素の少なくとも１
   種０.０１〜５％，Ｍｇ０〜５％，Ｃｕ０〜１０％，Ｆ
   ｅ０〜１０％，Ｍｎ０〜１０％，Ｃｏ０〜８％，Ｗ０〜
   ５％，Ｍｏ０〜５％、及び残部が実質的にＡｌからな
   り、焼結後熱間加工が施され、粒径１０μｍ以下のＳｉ
   粒及び金属間化合物粒子を有することを特徴とする高延
   性Ａｌ合金部材。
10. 【請求項１０】重量で、Ｓｉの含有量が過共晶から４５
    ％以下で、全Ｓｉ粒のうち粒径１μｍ以下の個数が５０
    〜８０％，粒径１μｍを越え２.５μｍ 以下の個数が１
    ５〜３５％，粒径２.５μｍ を越え５μｍ以下の個数が
    ５〜２０％，粒径５μｍを越える個数が５％以下，III
    ａ族元素０.１〜２０％，IVａ族元素及びＶａ族元素０.
    ０１ 〜２％，Ｍｇ０〜５％，Ｃｕ０〜１０％，Ｆｅ０
    〜２０％，Ｍｎ０〜１０％，Ｃｏ０〜８％，Ｗ０〜５
    ％，Ｍｏ０〜５％、及び残部が実質的にＡｌであること
    を特徴とする高延性Ａｌ焼結合金。
11. 【請求項１１】重量で、Ｓｉ１〜４５％，IIIａ族元素
    ０.１〜２０％、及び残部のＡｌを有する合金粉の成形
    体を酸素分圧２×１０^-3mmＨｇ以下の非酸化性雰囲気中
    にて焼結することを特徴とする高延性Ａｌ焼結合金の製
    造法。
12. 【請求項１２】重量で、Ｓｉ１〜４５％，IIIａ族元素
    ０.１〜２０％、IVａ族元素及びＶａ族元素０.０１ 〜
    ２％、及び残部のＡｌを有する合金粉の成形体を酸素分
    圧２×１０^-3mmＨｇ以下の非酸化性雰囲気中にて焼結す
    ることを特徴とする高延性Ａｌ焼結合金の製造法。
13. 【請求項１３】重量で、Ｓｉ１〜４５％，IIIａ族元素
    ０.１〜２０％、及び残部のＡｌを有する合金粉の成形
    体を１０^-2mmＨｇ以下の真空下３５０℃以上の高温で真
    空脱ガス処理を施し、次いで非酸化性雰囲気中での焼結
    又は／及び熱間塑性加工を施すことを特徴とする高延性
    Ａｌ焼結合金の製造法。
14. 【請求項１４】重量で、Ｓｉ１〜４５％，IIIａ族元素
    ０.１〜２０％、IVａ族元素及びＶａ族元素０.０１ 〜
    ２％、及び残部のＡｌを有する合金粉の成形体を１０^-2
    mmＨｇ以下の真空下３５０℃以上の高温で真空脱ガス処
    理を施し、次いで非酸化性雰囲気中での焼結又は／及び
    熱間塑性加工を施すことを特徴とする高延性Ａｌ焼結合
    金の製造法。
15. 【請求項１５】重量で、Ｓｉ１〜４５％,IIIａ族元素
    ０.１〜２０％、Ｃｕ０.１〜５％,Ｍｇ０.１ 〜５％，
    残部のＡｌを有する合金粉の成形体を真空下で焼結を行
    った後、高温塑性加工を施し、次いで溶体化処理及び時
    効処理を施すことを特徴とする高延性Ａｌ焼結合金の製
    造法。
16. 【請求項１６】重量で、Ｓｉ１〜４５％，IIIａ族元素
    ０.１〜２０％、IVａ族元素及びＶａ族元素の少なくと
    も１種０.０１ 〜２％、及び残部のＡｌを有するＡｌ合
    金粉において、Ｓｉ粒子の周囲に前記IIIａ 族元素が濃
    化した菊花模様組織を有することを特徴とするＡｌ合金
    粉。
17. 【請求項１７】重量で、Ｓｉ１〜４５％，IIIａ族元素
    ０.１〜２０％、IVａ族元素及びＶａ族元素の少なくと
    も１種０.０１ 〜２％、及び残部のＡｌを有するＡｌ合
    金粉において、前記IVａ族元素及びＶａ族元素の少なく
    とも１種の含有量に対するIIIａ族元素の含有量が１を
    越えることを特徴とするＡｌ合金粉。
18. 【請求項１８】請求項１〜１５のいずれかに記載のＡｌ
    焼結合金によってシリンダーブロック，シリンダライナ
    ー，ピストン，ロッカーアーム，コンロッド，バルブリ
    テーナ，シリンダーヘッド，バケット，シフトフォー
    ク，ブレーキドラム，バルブスプール，ブレーキマスタ
    ーシリンダーの自動車部品，圧縮機用ベーン，ロータ，
    オルダムリング，ＶＴＲテープ案内シリンダーの少なく
    とも１つが構成されていることを特徴とする部材。
19. 【請求項１９】固定スクロール及び旋回スクロールとを
    備えた圧縮機において、前記固定スクロール及び旋回ス
    クロールの少なくとも一方が、重量でＳｉ１〜４５％,I
    IIａ族元素０.１ 〜２０％，IVａ族元素及びＶａ族元素
    の少なくとも１種０.０１ 〜５％、及び残部のＡｌを有
    する焼結合金からなることを特徴とする圧縮機。
20. 【請求項２０】台座に螺旋状の歯部を備えた圧縮機用ス
    クロールにおいて、該スクロールは重量で、Ｓｉ１〜４
    ５％，IIIａ 族元素０.１ 〜２０％，IVａ族元素及びＶ
    ａ族元素の少なくとも１種０.０１ 〜５％、及び残部の
    Ａｌを有する焼結合金からなることを特徴とする圧縮機
    用スクロール。
21. 【請求項２１】台座に螺旋状の歯部を備えた圧縮機用ス
    クロールにおいて、該スクロールは１５０℃での引張強
    さが４０〜６０Kg／mm²、伸び率が１.５〜１０％で、２
    ０〜３００℃での平均熱膨張係数が１６〜２２×１０^-6
    ／℃であるＡｌ焼結合金よりなることを特徴とする圧縮
    機用スクロール。
22. 【請求項２２】台座に螺旋状の歯部を備えた圧縮機用ス
    クロールにおいて、前記歯部は前記台座に対してほぼ直
    角に形成され、前記台座のつけ根部の曲率及び歯部端部
    角部の曲率が０.１〜０.５mmである過共晶Ｓｉ含有Ａｌ
    焼結合金からなることを特徴とする圧縮機用スクロー
    ル。
23. 【請求項２３】台座に螺旋状の歯部を備えた圧縮機用ス
    クロールにおいて、前記歯部は前記台座に対してほぼ直
    角に形成され、該歯部の肉厚が歯部高さ１mm当り０.１
    〜0.25mmである過共晶Ｓｉ含有Ａｌ焼結合金よりなるこ
    とを特徴とする圧縮機用スクロール。