JPH07224340A - 切削性に優れた過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金及び製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 内燃機関用部品等として使用される過共晶Ａ
ｌ−Ｓｉ合金の切削性を改善する。 【構成】 この過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金は、Ｓｉ：１３〜
２１％，Ｃｕ：０．５〜５％，Ｍｇ：０．３〜２．０
％，Ｐｂ又はＢｉ：０．２〜１．５％，Ｃａ：６〜１２
０ｐｐｍ及びＰ：４０〜１３０ｐｐｍを含有し、Ｐ／Ｃ
ａが重量比で０．６〜６の範囲にある。合計量０．２〜
１．５％でＰｂ及びＢｉの両者を含むこともできる。
（液相線＋７０℃）以上の温度でＤＣ鋳造又は金型鋳造
される。ＤＣ鋳造材は鋳塊の直径又は厚みが１５０ｍｍ
以下、金型鋳造材は鋳塊の直径又は厚みが３０ｍｍ以下
であることが好ましい。得られた鋳塊は、初晶Ｓｉの平
均粒径が２０μｍ以下の鋳造組織を持ったピストン等の
素材となる。 【効果】 ＰｂやＢｉの添加によって切削性が改善され
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、切削性を改善した過共
晶Ａｌ−Ｓｉ合金及び製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】Ｓｉを１２．６重量％以上含有する過共
晶Ａｌ−Ｓｉ合金は、熱膨張係数が小さく、耐熱性にも
優れている。また、溶湯が凝固する際に高硬度の初晶シ
リコンが晶出するため、耐摩耗性が要求されるピスト
ン，クランクケース，ブレーキドラム，シリンダーライ
ナー等の内燃機関用部品として使用されている。過共晶
Ａｌ−Ｓｉ合金は、硬質の初晶Ｓｉが晶出することに起
因して優れた耐摩耗性を呈するが、初晶Ｓｉが大きく成
長した鋳造組織になり易い。大きな初晶Ｓｉが晶出した
鋳塊を切削加工すると、硬質の初晶Ｓｉによって切削工
具が短期間に摩耗し、工具寿命を短くする。その結果、
切削コストが上昇する。また、機械的性質も十分でな
く、切削加工による仕上り寸法も高精度にコントロール
できなくなる。

【０００３】初晶Ｓｉは、急冷凝固によって微細化され
る。たとえば、粉末法を採用したり、特開昭５２−１２
９６０７号公報にみられるように溶湯圧延法によってア
ルミニウム合金溶湯を急冷凝固し、鋳造組織の微細化を
図っている。また、アルミニウム合金溶湯をＡｌ−Ｃｕ
−Ｐ，Ｃｕ−Ｐ，Ｎｉ−Ｐ等でＰ処理することによって
も、初晶Ｓｉを微細化することができる。Ｐ添加によっ
て初晶Ｓｉを微細化し、加工性及び機械的性質が改善さ
れる。添加されたＰは、金属間化合物ＡｌＰを形成し、
この金属間化合物ＡｌＰが初晶Ｓｉの微細化に作用する
ものと考えられている。しかし、急冷凝固法等の特殊な
ものを除いた金型鋳造やＤＣ鋳造のようにインゴットを
経る方法では、Ｐ添加のみで初晶Ｓｉを十分に微細化で
きない場合が多い。

【０００４】Ｃａを含む過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯を鋳
造する際、初晶Ｓｉを微細化するＰの作用がＣａによっ
て阻害されることが数多く報告されている。本発明者等
は、Ｃａにより初晶Ｓｉの微細化が抑制されるメカニズ
ムを調査・研究する過程で、適性量のＰ及びＣａを含有
させるとき、Ｐのみの場合に比較して初晶Ｓｉがより微
細化されることを見い出し、特願平４−２４４２５９号
として出願した。すなわち、Ｐ／Ｃａ重量比：０．６〜
６の条件下でＰ：４０〜１３０ｐｐｍ及びＣａ：６〜１
２０ｐｐｍを含ませた過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯にあっ
ては、Ｐによる初晶Ｓｉ微細化作用が顕著となり、微細
な鋳造組織を持った製品が得られる。初晶Ｓｉの微細化
に伴って切削性も向上することを見い出し、特願平５−
７１８０４号及び特願平５−１００６２６号で提案し
た。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金
は、初晶Ｓｉの微細化によって加工性が改善されるもの
の、切削に際し工具の摩耗が依然として無視できない。
特に高度の切削加工を施すとき、硬質の初晶Ｓｉによっ
て切削工具が摩耗し易い。本発明は、このような問題を
解消すべく案出されたものであり、Ｐｂ及び／又はＢｉ
の添加により、初晶Ｓｉを微細化した過共晶Ａｌ−Ｓｉ
合金の切削性を改善することを目的とする。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明の過共晶Ａｌ−Ｓ
ｉ合金は、その目的を達成するため、Ｓｉ：１３〜２１
重量％，Ｃｕ：０．５〜５重量％，Ｍｇ：０．３〜２．
０重量％，Ｐｂ又はＢｉ：０．２〜１．５重量％，Ｃ
ａ：６〜１２０ｐｐｍ及びＰ：４０〜１３０ｐｐｍを含
有し、Ｐ／Ｃａが重量比で０．６〜６の範囲にあること
を特徴とする。この過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金は、合計量
０．２〜１．５重量％でＰｂ及びＢｉの両者を含むこと
もできる。この組成を持つ過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金は、
（液相線＋７０℃）以上の温度でＤＣ鋳造又は金型鋳造
される。ＤＣ鋳造材は、鋳塊の直径又は厚みが１５０ｍ
ｍ以下であることが好ましい。金型鋳造材は、鋳塊の直
径又は厚みが３０ｍｍ以下であることが好ましい。得ら
れた鋳塊は、初晶Ｓｉの平均粒径（以下、単に粒径とい
う）が２０μｍ以下の鋳造組織を持ったピストン等の素
材となる。

【０００７】

【作用】過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金にＰを添加すると、Ａ
ｌＰ化合物が形成される。ＡｌＰ化合物が初晶Ｓｉの核
として働き、鋳造組織の微細化が行われる。このとき、
Ｃａが共存すると、ＡｌＰの他に多数のＣａ−Ｐ化合物
が形成され、Ｃａ−Ｐ化合物が好ましい状態にあると
き、初晶Ｓｉの有効な核として働く。Ｃａ−Ｐ化合物
は、ＡｌＰに比較して、初晶Ｓｉが晶出するときにより
有効な結晶核として働き、初晶Ｓｉを一層微細化するも
のと推察される。Ｃａ−Ｐ化合物を初晶Ｓｉの核として
働かせるためには、鋳造直前のアルミニウム合金溶湯に
おける重量比Ｐ／Ｃａを０．６〜６の範囲に調整するこ
とが必要である。鋳造直前の重量比Ｐ／Ｃａを０．６〜
６に維持する限り、たとえば次に掲げる何れの方法を採
用しても、或いはこれらの方法を組合せて採用しても、
従来のＰ処理に比較して一層微細化した鋳造組織が得ら
れる。

【０００８】 溶解開始から鋳造までの過程における
Ｃａ及びＰの消耗を考慮し、所定量のＣａ及びＰを予め
溶解原料に配合する方法。 所定量のＰを含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を溶
解，鋳造して鋳塊を得る工程で、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合
金を溶解した後でＣａを添加する方法。 Ｃａ及びＰを含まない過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を溶
解した後で、所定量のＣａ及びＰを同時に又は相前後し
て添加する方法。 前掲〜の何れかでＣａ及びＰを含有させた過共
晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を鋳造直前に成分分析し、Ｃａ及び
Ｐが不足する場合には、不足分を追加添加する方法。 前掲〜の何れかでＣａ及びＰを含有させた過共
晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を鋳造直前に成分分析し、Ｃａ含有
量が過剰な場合には、溶湯温度を高くするか或いは保持
時間を長くすることによってＣａ含有量を低下させる方
法。

【０００９】これまで、Ｃａは、Ｐ処理による微細化効
果を阻害し、初晶Ｓｉの微細化に有害であるとされてい
た理由は、Ｐ／Ｃａ比，Ｓｉ含有量に対するＣａ及びＰ
の含有量（添加量と異なる），溶解から鋳造するまでの
時間，鋳造温度，初晶Ｓｉ晶出温度域での冷却速度等に
関する検討が不十分であったことに起因するものと考え
られる。すなわち、何れかの条件が適当でなく、Ｃａ−
Ｐ化合物が有効な核として働かない状態にあったことが
原因として掲げられる。そこで、本発明者等は、特願平
４−２４４２５９号でも紹介したように、これら条件に
関して詳細な検討を行った。以下の条件は、Ｃｕ及びＭ
ｇを含む過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金においても成立する。

【００１０】Ｃａの添加 Ｃａは、溶解原料に予め含ませておくこと、或いは溶解
した過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金に添加する方法の何れによ
っても、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金に含ませることができ
る。何れの場合においても、Ｃａは、溶解や保持過程に
おける損耗が激しいので、添加量ではなく含有量で把握
することが必要である。なお、Ｃａは、Ｃａを含有する
Ａｌ−Ｃａ系等の母合金，化合物，混合物等として塊
状，棒状，線状，粉末状，顆粒状，溶融状等の形態で添
加される。Ｃａ含有量を高精度にコントロールする上か
らは、溶解後の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金に所定量のＣａ
を添加することが好ましい。すなわち、溶解前にＣａを
配合すると、溶解，高温保持，脱ガス処理等の工程でＣ
ａが損耗し、鋳塊中のＣａ含有量を正確にコントロール
することが難しくなる。特に、連続鋳造のように大量の
メタルを取り扱う場合、目標とするＣａ含有量が得られ
ず、不良となる確率が高くなる。また、鋳塊に移行する
Ｃａの歩留りが低いため、損耗分を見込んだより多量の
Ｃａを添加することも必要になる。

【００１１】溶解後の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金にＣａを
添加するとき、鋳塊におけるＣａ含有量を比較的正確に
コントロールすることができ、初晶Ｓｉの微細化も目標
通り行われる。たとえば、溶解原料にＣａを冷材として
配合し、溶解直後に鋳造したとき、Ｃａの歩留りは４５
〜８５％の範囲で大きくばらついた。これに対し、溶解
後の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金にＣａを添加し、直ちに鋳
造したとき、Ｃａの歩留りが７６〜９４％に向上すると
共に、鋳塊のＣａ含有量に大きなバラツキがなくなっ
た。Ｃａ含有量は、他の製造条件によっても変化する。
特に、脱ガス処理によってＣａ含有量は大きく低下す
る。このときのＣａ含有量の低下は、脱ガスに使用する
ガスの種類や脱ガス時間等によって異なった傾向を示
す。そこで、予め脱ガス条件に対応したＣａ含有量の変
化率を求めておき、この変化率に基づいてＣａ含有量を
コントロールすることが好ましい。

【００１２】鋳造直前の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金におけ
る重量比Ｐ／Ｃａが０．６〜６．０の範囲にあるとき、
Ｃａ−Ｐ化合物の微細化作用が効果的に発揮される。し
かし、Ｃａ含有量は、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を溶湯の
状態で保持すると次第に減少し、それに伴ってＰ／Ｃａ
が増加する。また、Ｃａ含有量の減少率は、過共晶Ａｌ
−Ｓｉ系合金溶湯が高温になるほど大きくなる。そこ
で、鋳造に先立ってＣａ含有量を所定範囲に調整した
後、長い保持時間をおかずに鋳造することが好ましい。
なお、Ｃａ含有量が減少し、重量比Ｐ／Ｃａが６．０を
超えると、Ｃａ−Ｐ化合物の微細化作用が不十分であ
る。また、重量比Ｐ／Ｃａが０．６未満でも、微細化効
果が得られなくなる。Ｃａ含有量が更に増加しＰ／Ｃａ
が低くなると、初晶Ｓｉは、Ｃａ無添加の場合よりもむ
しろ粗くなる。重量比Ｐ／Ｃａが０．６未満になると、
Ｃａ−Ｐ化合物中のＣａ濃度も上がり、これが初晶Ｓｉ
の結晶核として働かない好ましくない状態になるものと
考えられる。その結果、従来報告されているようにＰ処
理による微細化作用が阻害される。また、Ｃａ含有量が
１２０ｐｐｍを超えると、重量比Ｐ／Ｃａが０．６未満
であれば初晶Ｓｉが微細化するが、溶湯の流動性が著し
く低下し、湯境い等の鋳造欠陥が発生し易くなる。この
点から、Ｃａ含有量の上限は、１２０ｐｐｍに設定され
る。他方、Ｃａ含有量の下限は、Ｃａの作用を確保する
ため６ｐｐｍに設定する。

【００１３】Ｐの添加 Ｐは、Ｃａに比較して反応性が低い。そのため、溶解原
料に予めＰを配合させておいても、或いは溶解後にＰを
添加しても、Ｐ添加による効果は実質的に変わらない。
したがって、Ｐの添加時期は、次の〜の何れであっ
ても良い。また、予め所定量のＰを含有する過共晶Ａｌ
−Ｓｉ系合金又は溶解原料を溶解した後、Ｃａ添加に相
前後して残りのＰを添加することもできる。Ｐは、Ｐ含
有母合金，化合物，混合物等を塊状，棒状，線状，粉末
状，顆粒状，溶融状等の形態で添加される。

【００１４】 Ｐを含む過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金又は
溶解原料の調整 →溶解→ Ｃａ添加 → 鋳
造 Ｐを含まない過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金又は溶解原料
の調整 →溶解→ Ｃａ及びＰの同時添加 →
鋳造 Ｐを含まない過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金又は溶解原料
の調整 →溶解Ｐ添加 → Ｃａ添加 →
鋳造 Ｐを含まない過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金又は溶解原料
の調整 →溶解→ Ｃａ添加 → Ｐ添加
→ 鋳造

【００１５】Ｐ含有量は、Ｃａ−Ｐ化合物による初晶Ｓ
ｉの微細化を促進させる上で、４０〜１３０ｐｐｍの範
囲に維持することが必要である。Ｐ含有量は、Ｃａ含有
量と異なり、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を溶湯状態のまま
で保持しても、保持時間による大きな影響を受けること
なく、減少量は小さい。なお、Ｐ含有量が４０ｐｐｍ未
満では、初晶Ｓｉを微細化する作用が不十分である。し
かし、１３０ｐｐｍを超えるＰ含有量では、初晶Ｓｉを
微細化する効果があるものの、合金溶湯の流動性が低下
し、湯境い等の鋳造欠陥が発生し易くなる。また、Ｐの
濃度が高くなると溶解歩留りが極端に低下するので、１
３０ｐｐｍ以上のＰを含有させることは非常に困難であ
る。

【００１６】Ｐ／Ｃａ比 Ｐ／Ｃａ比は、微細化効果に大きな影響をもつ因子であ
る。Ｐ／Ｃａを重量比で０．６〜６の範囲に維持するこ
とにより、初晶Ｓｉの微細化に有効なＣａ−Ｐ化合物が
生成されるものと推察される。すなわち、生成したＣａ
−Ｐ化合物が微細な核として合金中に均一分散し、この
核を起点として初晶Ｓｉが晶出する。その結果、微細な
鋳造組織が得られる。Ｐ／Ｃａ重量比が０．６未満で
は、初晶Ｓｉの結晶核として働く作用をもたないＣａ濃
度の高いＣａ−Ｐが形成され、長時間溶湯保持等によっ
てＣａ−Ｐ化合物中のＣａが減少すると好ましい状態に
なり、結晶核としての作用を呈するものと考えられる。
逆に、Ｐ／Ｃａ重量比が６を超えると、Ｃａが不足し、
形成されるＣａ−Ｐ化合物の個数が不足する。

【００１７】Ｓｉ含有量 Ｃａ及びＰにより初晶Ｓｉが微細化する現象は、Ｓｉ含
有量が１３〜２１重量％の範囲にある過共晶Ａｌ−Ｓｉ
系合金にみられる。Ｓｉ含有量が大きくなるほど、より
多量のＣａ及びＰを含有させることが必要になることは
勿論、鋳造条件を厳格にコントロールすることが要求さ
れる。しかも、Ｓｉ含有量に応じて微細化効果が低くな
る。そこで、Ｓｉ含有量の上限を２１重量％に設定し
た。また、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の特性を得るため、
Ｓｉ含有量の下限を１３重量％に設定した。

【００１８】Ｃｕ含有量 Ｃｕは、金属間化合物ＣｕＡｌ₂ を形成し、過共晶Ａｌ
−Ｓｉ系合金の強度及び高度を向上させる重要な合金元
素である。この作用を得るために、０．５重量％以上の
Ｃｕ含有が必要である。しかし、５重量％を超える多量
のＣｕを含有させても、Ｃｕの作用が飽和し、増量に見
合った強度の向上が図られない。したがって、本発明に
おいては、Ｃｕ含有量を０．５〜５重量％の範囲に設定
した。Ｍｇ含有量 Ｍｇは、Ｓｉとの共存下で強度を向上することに寄与す
る合金元素であり、０．３重量％以上の含有でＭｇの作
用が顕著に現れる。しかし、２．０重量％を超えて多量
のＭｇを含有させるとき、Ｍｇ含有量の増加に応じ伸び
率が低下する。また、多量のＭｇ含有量は、酸化を進行
させることから溶湯管理が難しくなり、鋳造欠陥を発生
させる原因となる。したがって、本発明においては、Ｍ
ｇ含有量を０．３〜２．０重量％の範囲に設定した。

【００１９】Ｐｂ及びＢｉ Ｐｂ及びＢｉは、単独添加又は複合添加の何れでも切削
性の向上に有効である。単独添加量又は複合添加量が
０．２重量％未満では、Ｐｂ及び／又はＢｉの添加効果
が十分でない。しかし、１．５重量％を超える多量のＰ
ｂ及び／又はＢｉを含有させると、増量に見合った切削
性の向上はみられるが、ＰｂやＢｉの重力偏析が顕著に
なる。その結果、得られた合金鋳物の特性が不均一にな
る。溶解温度 Ｃａ及びＰの微細化作用を有効に発揮させる上で、Ｓｉ
が十分に溶解するように過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯を７
６０〜８５０℃の温度範囲で溶解することが好ましい。
溶湯温度は、Ｓｉ含有量に比例して高く設定される。し
かし、過度の高温で溶解することは、溶解のためのエネ
ルギー損失を招くばかりでなく、鋳造までの工程におけ
る条件に変動を来し易い。そこで、溶解温度の上限を、
８５０℃に設定する。

【００２０】溶湯保持時間 Ｃａによる微細化作用は、重量比Ｐ／Ｃａが０．６を超
えるＣａを含有させた過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金ではＣａ添
加直後に現れる。この微細化作用は、合金溶湯を長時間
保持すると消失する。Ｃａの作用が消失する時間は、Ｃ
ａ含有量や保持温度にもよるが、おおよそ６０〜６００
分である。この点で、Ｃａ含有量を重量比Ｐ／Ｃａが
０．６〜６．０となる設定範囲に調整した後、長時間の
保持工程をおくことなく鋳造工程に入ることが好まし
い。他方、重量比Ｐ／Ｃａが０．６を下回るように過剰
のＣａを含有させた過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金では、Ｃａに
よる微細化作用は、Ｃａの添加直後には現れず、合金溶
湯をある時間保持した後に現れる。いわゆる潜伏期間が
存在する。潜伏期間は、添加直後のＣａ含有量が大きく
なるほど長くなる。たとえば、６１ｐｐｍのＰ及び１８
０ｐｐｍのＣａを含有させた過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金を７
６０℃に保持したとき、約１００分後にＣａによる微細
化作用が発現する。

【００２１】多量のＣａを含有させた場合にみられる潜
伏期間は、合金溶湯を保持する間にＣａが減少し、その
結果重量比Ｐ／Ｃａが０．６以上に増加することに由来
するものと考えられる。すなわち、重量比Ｐ／Ｃａが
０．６以上になったとき、初めてＣａによる微細化作用
が発揮される。更に合金溶湯を長時間保持すると、Ｃａ
含有量の減少に伴って重量比Ｐ／Ｃａが０．６を超える
とき、微細化作用が消失する。このことは、Ｃａの減少
に伴って、初晶Ｓｉの晶出に有効な核として働くＣａ−
Ｐ化合物の個数が不足することを示唆している。Ｃａ含
有量が多い場合、重量比Ｐ／Ｃａが０．６以上になるま
での溶湯保持時間が長くなるので、一般に設定範囲にＣ
ａ含有量をコントロールすることが難しくなる。しか
し、大型の溶解炉を使用して多量の合金を生産する場
合、準備や鋳造に長時間を要する。このような場合に
は、この潜伏期間及び潜伏期間後にＣａが減少して重量
比Ｐ／Ｃａが６．０を超えるまでの長い微細化に有効な
期間を利用することもできる。すなわち、鋳造を行うま
での時間が長い場合、Ｃａを過剰に添加しておき、鋳造
時点で重量比Ｐ／Ｃａが０．６〜６．０の範囲に入るよ
うに調整する。

【００２２】鋳造温度 高い冷却速度によって初晶Ｓｉを微細化する点では、鋳
造温度をなるべく高く設定することが好ましい。しか
し、合金溶湯が高温になるほどＣａの損耗が激しくな
り、鋳造時にＣａ含有量を制御することが難しくなる。
そこで、鋳造温度は、高い冷却速度による微細化効果が
得られる範囲で、可能な限り低くすることが好ましい。
具体的には、Ｓｉ含有量等の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の
成分及び含有量にもよるが、Ａｌ−Ｓｉ二元系状態図の
（液相線＋７０℃）以上，好ましくは（液相線＋７０〜
１７０）℃の温度範囲に鋳造温度を設定する。たとえ
ば、Ｓｉを１５重量％含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金
では鋳造温度を６８０℃以上に、Ｓｉを１７重量％含有
する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金では鋳造温度を７１０℃以
上に、Ｓｉを２０重量％含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合
金では鋳造温度を７６０℃以上に設定する。

【００２３】鋳塊のサイズ 初晶Ｓｉを粒径２０μｍ以下に微細化するため、ＤＣ鋳
造では鋳塊の直径又は厚みを１５０ｍｍ以下に規制し、
金型鋳造では鋳塊の直径又は厚みを３０ｍｍ以下に規制
し、鋳塊中央部の冷却速度を確保することが必要であ
る。これにより、初晶Ｓｉの微細化が進行する。初晶Ｓｉの粒径 初晶Ｓｉは、Ｐ含有量，Ｃａ含有量及びＰ／Ｃａ比を調
整することによって、平均粒径２０μｍ以下に微細化さ
れる。初晶Ｓｉの粒径が２０μｍを超えると、切削加工
性が劣化する。また、大きな初晶Ｓｉが晶出している鋳
造組織は、靭性や機械的性質を低下させる。そこで、本
発明においては、切削加工性，機械的性質等を考慮して
初晶Ｓｉの粒径を２０μｍ以下に規制した。

【００２４】

【実施例】過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金を５０ｋｇのルツボに
溶解し、Ｐ及びＣａをそれぞれ１００ｐｐｍ及び５０ｐ
ｐｍを目標に添加した。使用した過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金
は、Ｓｉ：１７重量％，Ｃｕ：４．５重量％及びＭｇ：
０．５重量％を含むＡ３９０合金であり、それ以外の成
分を表１に示す。

【００２５】

【表１】

【００２６】各合金溶湯を、鋳造温度７８０℃，鋳造速
度１５０ｍｍ／分，冷却水量１１０リットル／分，１本
注ぎの条件下で、ホットトップ鋳造により直径８４ｍｍ
及び長さ１５００ｍｍの鋳塊にＤＣ鋳造した。Ｐ源とし
てＡｌ−１９％Ｃｕ−１．４％Ｐ母合金を炉中添加し、
Ｃａ源としてＡｌ−５％Ｃａ母合金を鋳造時に樋に連続
投入した。Ｐｂ源及びＢｉ源としては、金属Ｐｂ及び金
属Ｂｉを炉中添加した。得られた鋳塊を直径７９ｍｍま
で面削して表皮を除去した後、切削試験に供した。切削
工具にはダイアモンド焼結体を使用し、切れ刃傾き角０
度，垂直掬い角５度，横切り角１５度，切削速度６００
ｍ／分，送り速度０．１ｍｍ／ｒｅｖ，切込み深さ０．
５ｍｍ，切削距離３６０００ｍまで，潤滑剤使用せずの
条件下で切削試験した。そして、工具逃げ面の摩耗量を
測定することによって、切削性を評価した。切削時間６
０分経過（切削距離３６０００ｍ）後の試験結果を、初
晶Ｓｉの粒径と共に表２に示す。切削工具の摩耗量が
０．１７ｍｍ以上になるとき、切削性不良と判定した。
また、合金番号１，５，１０，１４については、切削工
具の摩耗量を定期的に測定し、その経時変化を調査し
た。図１は、このときの摩耗量変化を示す。

【００２７】

【表２】

【００２８】合金番号６，１１，１５の比較例では、逃
げ面の摩耗量が少なくなっている。これは、多量のＰｂ
及びＢｉが含まれることにより、切削性が改善されてい
ることを示す。しかし、鋳塊のミクロ組織を観察する
と、鋳塊の中心部でＰｂやＢｉが１０μｍ以上、大きい
もので数十μｍもの粒子となって偏析していた。また、
Ｐｂ及びＢｉを含まない合金番号１，Ｐｂ又はＢｉの含
有量が少ない合金番号２，７，１２の比較例では、逃げ
面の摩耗量が大きく、切削工具の寿命が短くなってい
た。これに対し、本発明に従った合金番号３〜５，８〜
１０，１３，１４の実施例では、結晶粒界やデンドライ
トのセル境界にＰｂやＢｉが１〜５μｍの大きさで微細
に分散しており、良好な切削性を呈した。しかも、切削
チップの長さが約１０ｍｍで、チップ分断性にも優れて
いた。

【００２９】

【発明の効果】以上に説明したように、本発明の過共晶
Ａｌ−Ｓｉ合金は、Ｐ及びＣａの量的制御により初晶Ｓ
ｉを微細に分散させた系にＰｂ及び／又はＢｉを添加す
ることにより切削性を改良している。所定量で添加され
たＰｂ及び／又はＢｉは、大きな偏析粒子となることな
く、結晶粒界やデンドライトのセル境界に微細に分散す
る。そのため、切削性及び加工性の双方に優れた過共晶
Ａｌ−Ｓｉ合金鋳物が得られ、各種内燃機関用部品等と
して優れた特性を発揮する。

【図面の簡単な説明】

【図１】 各種過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の切削性を工具逃
げ面の経時的な摩耗量として表したグラフ

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 鷺坂 栄吉 静岡県庵原郡蒲原町蒲原１丁目34番１号 株式会社日軽技研内 (72)発明者 北岡 山治 東京都港区三田３丁目13番12号 日本軽金 属株式会社内

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｓｉ：１３〜２１重量％，Ｃｕ：０．５
   〜５重量％，Ｍｇ：０．３〜２．０重量％，Ｐｂ又はＢ
   ｉ：０．２〜１．５重量％，Ｃａ：６〜１２０ｐｐｍ及
   びＰ：４０〜１３０ｐｐｍを含有し、Ｐ／Ｃａが重量比
   で０．６〜６の範囲にあることを特徴とする切削性に優
   れた過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金。
2. 【請求項２】 Ｐｂ及びＢｉの両者を含み、その合計量
   が０．２〜１．５重量％である請求項１記載の切削性に
   優れた過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金。
3. 【請求項３】 初晶Ｓｉの粒径が２０μｍ以下である請
   求項１又は２記載の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金。
4. 【請求項４】 請求項１又は２記載の合金を（液相線＋
   ７０℃）以上の温度で鋳造することを特徴とする鋳造材
   の製造方法。
5. 【請求項５】 請求項１又は２記載の過共晶Ａｌ−Ｓｉ
   合金からなり、鋳塊の直径又は厚みが１５０ｍｍ以下の
   ＤＣ鋳造材。
6. 【請求項６】 請求項１又は２記載の過共晶Ａｌ−Ｓｉ
   合金からなり、鋳塊の直径又は厚みが３０ｍｍ以下の金
   型鋳造材。