物質工学科村上信義 　　　　〃　　　　小　　林　　俊　　雄

Al−SiおよびAl−Fe合金のスチールショット   によるエロージョン表面および組織観察

（平成1年5月31日 原稿受付）

物質工学科村上信義

    〃    小  林  俊  雄

  〃（大学院）北村彰浩

 Observation of surface．and micro−structure of Al．Si and Al−Fe alloys eroded by steel balls        by Nobuyoshi MURAKAMI        Toshio KOBAYASHI        Akihiro KITAMURA

Synopsis

  The surface eroded by 210μsteel balls was characterized by dimples at normal impingement angle or by lipple patern at shallow impingement angles about the size of 500μ． These dimples and lipples were accompanied with lips． By the observation of microstructure， it was found that the main process of erosion was formation and removal of these lips inspite of so called micro．

machining．

  Further， it seemed to suggest that the erosion mechanism of solid solution， hypoeutectric and hypereutectric alloys should be distinguished respectively， because the dependence of the erosion rate of each alloy on alloy content was different mutually．

      ＿      チールショットを高速で吹き付けるときのエロージョン   1．緒 盲

      試験を行い，エロージョン表面および断面の組織観察を  Al−SiおよびAl−Fe合金，特にその過共晶合金は，優  行って，合金組織や硬さとの関連性を調べた。

れた耐熱性や摩耗特性を示し，摺動摩耗を受ける部分で

の利用が多いようである．これは，両合金とも漱らか 2・試料および実験方法 いα相中に脆いが硬く，高温まで安定なSiまたは   2．1試料

FeAl3相が分散した組織を持つためであると考えられる。  試料は， Al−35％SiおよびAl−8％Fe母合金を，純Al  一方，これらの合金を集塵装置や空気輸送機などに使  （99．7％）で希釈し，Al−2，9，14，20％si合金，およ 用した場合，高速の空気中に浮遊する固体粒子の繰り返  びA1−1，1．9，2．3，2．6，3．5，4．5％Fe合金を溶製した。

し衝突による摩耗いわゆるエロージョンを生じる。   溶解は電気炉で行い，液相線より100℃高温で，軟鋼製  これからの合金のエロージョンに関して，いくつかの  金型およびイソライトレンガ製鋳型に注湯した。これか 報告1〜5）があるが，合金組織の影響や衝突角度の依存  ら，直径12mm，厚さ10mmの円盤を作製し，表面を 性など不明な点が多く，一致した見解が得られていない  1000番のエメリー紙で仕上げ，実験に供した。

ようである。このため，本実験では，エアーブラスト機   Al−Si合金の共晶組成は，平衡状態では11．7％Siであ

を利用して，Al−SiおよびAl−Fe合金試料表面に，ス  る。本実験では組織検査の結果，非平衡凝固のため14％

Siで共晶組織を示していた。また， Al−Fe合金では，  の範囲で変化させた。試験時間は60minとし，その間5 平衡状態では1．9％Feであるが，イソライト鋳型試料で  minごとに0．1mg単位で，試験片の重量測定を行った。

は2．3％Fe，金型試料では2．6％Feで共晶組織を示して   試験後の試料は， SEMおよび実体顕微鏡によってエ いた。したがって，本実験では上記組成をそれぞれの合  ロージョン表面の観察を行うとともに，断面の光学顕微 金の共晶組織として取り扱った。       鏡観察を行い，エロージョン面の形態や組織変化を調べ  2．2 実験装置および方法       た。なお，断面観察では，試料の研磨時の端面のだれを  エロージョン試験にはエアーブラスト機（厚地鉄工製  防ぐため，2〜5μの無電解Ni−Pメッキを施した。

B−0）を使用し，略図をFig．1に示す。これは，ホッ   また，スチールショットは，市販の鋳鋼ショットで，

パーに装入された一定量のスチールショットを，圧縮空  硬さHv448kg／mm2，球形率95．8％，平均粒径210μ 気で吸引しながら，ノズルから高速で噴出させる。噴出  （＃30）を使用した。

後のスチールショットは再びホッパーに集められ，循環

      3．結果および考察 使用される。

 本実験では，スチールショットの量を1500g，空気圧   3．1エロージョン表面の観察

5kg／cm2の一定条件で行った。また，ノズルと試料間の   Fig．2は純Alのエロージョン表面の実体顕微鏡写真で 距離は100mmとした。ここでは，直径12mmの試験面に  ある。衝突角度α＝90°の場合には，ショットの衝突に

ショットが，ほぼ均一な密度で衝突していることを予め  よる均一な凹凸模様すなわちdimpleとその周辺の盛り 確認している。なお，試料の側面は，ゴム板で保護し，  上がりが認められる。各dimpleの間隔は約500μである。

上表面のみがエロージョンを受けるようにした。     α＝75°，60°と小さくなるにしたがって，衝突方向と垂  スチールショットと試料の衝突角度（α）は20°〜90° 直に筋状の模様，すなわちlipple paternが認められる        ようになる。α＝60°でのlipple paternの間隔は約500μ        でdimpleの間隔と同程度であるが，α＝45°では少し大        きいようである。A1−SiおよびAl−Fe合金でも，同様の        Compressor      表面形態が観察された。

Pressure

  gauge

Solenoid

   va1＞e

Nozzle

＿』鍵ample

一 一

讃

      Fig．2 0bservation of eroded surface

Fig．1 Schematic drawing of apparatus．      of pure aluminum．（stereo microscope）

 Fig．3は，エロージョン表面のSEM写真である。（A）〜

（D）は衝突角度α＝90°の場合である。（A）に示すように，

エロージョン表面は全面を50〜100μの小さなdimpleで 覆われている。さらに，広い範囲でみると，500〜600μ の大きなdimpleを形成している。したがって， Fig．2で 観察されるdimpleは，ここでのおおきなdimpleである ことが分かる。

 （B）のように拡大して見ると，各dimpleの周辺部は盛 り上がり，その先端は片状のlipを形成している。1ipは 非常に薄く引き延ばされており，その後のショットの衝 撃によって，一部は再び下地に圧着され，一部は摩耗片 として脱落するように思われる。

 （C，D）のようにSi量が多くなると， dimpleの大

（C）Al−14Si   gO°

織隔、＿  ． ． 一

（A）Pure Al  90°       （D）Al−20Si  90°

（B）Pure Al  90°      （E）Al−20Si  45°

      Fig．3 0bservation of eroded surface．（SEM）

きさはあまり変化がないが，dimple周辺部に形成され   3．3 エロージョン速度に及ぼす合金組成の影響 るlipが小さくなるようである。これは， Si量の増加に   Fig・5はAl−Si， Fig・6はAl−Fe合金のエロージョン速 よって延性が低下するためと考えられる。        度および硬さを示している。

 （E）はα＝45°の場合である。大きなdimpleでは，変形   硬さは，両合金とも合金組成の増加とともに大きく がショットの下流方向に流れ，また，dimpleの下流側  なっている。また，金型試料の方がイソライト鋳型試料 にのみlipを形成している。      よりも硬い。これは，冷却速度が大きく，微細組織を示  このように，エロージョン表面がdimpleによって覆  すためである。

われており，かつ，ショットによる摩耗条痕が観察され   Al−Si合金では，0〜2％Siでの硬度増加が著しく，

ないことは，エロージョンの進行が，いわゆるmicro−  2％Si以上ではほぼ直線的な硬度増加を示している。

cuttingによるものではなく， dimpleの生成にともなう  0〜2％Siは固溶体組成範囲であるため，ここでの硬 lipの形成とその剥離によると考えられる。       度増加はα相中のSi固溶量の増加によるものである。

 3．2摩耗曲線とエロージョン速度      また，2％Si以上ではα相と硬いSi相の2相域である  Fig・4はAl−Si合金の摩耗曲線である。縦軸の摩耗量  ため，ここでの硬度増加は， Si相ρ晶出量に比例して

は，元の試験片重量と試験後の試験片重量との差である。 いる。

合金組成にかかわらず，試験開始後初期摩耗の曲線を示   一方，Al−Fe合金では，全組成にわたり直線的な硬度 した後，一定時間後には，摩耗量が直線的に増加する定  増加をしめしている。これは，α相の最大固溶限が0．

常摩耗に達している。これは，ショットの衝撃によって， 05％Feと非常に小さく，α相の硬度増加が無視出来る 表面形状，表面の加工硬化の程度，塑性変形能などが安  程度であるため，硬いFeAl3相の晶出量に比例した硬度 定することによって定常状態が実現されると考えられる。 増加を示すためと考えられる。

 本報では，定常摩耗での直線の勾配，すなわち単位時   エロージョン速度を見ると，Al−SiおよびAl−Fe両合 間，単位面積当りの摩耗量をエロージョン速度ERとし  金とも，共晶組成で最小値を示している。

た。      Al−Si合金では，0〜2％Siでの減少が著しく，

      2％Siから共晶組成まで直線的に減少している。また，

      Al−Fe合金では，0％Feから共晶組成まで，ほぼ直線   80

ご60

ω 口 む

パ 40 5

；

2

山20

0

Al−si alloys

（Hetallic mold）

α＝90°

0     20    40    60

的に減少している。したがって，亜共晶合金のエロー ジョン速度の減少傾向は，硬さの増加傾向と非常に良い 一致を示すことが分かる。

 一方，過共晶合金では，合金組織が増加するほど硬度 が大きくなるにもかかわらず，エロージョン速度も増加 し，亜共晶合金とは異なった傾向を示している。初晶の SiやFeAl3は脆く，また，共晶中のSiやFeAl3に比べ て大きいため，ショットの衝撃によって容易に破砕し，

脱落する。また，脱落後の凹部はその後の引っかき摩耗 の起点として作用するため，エロージョン速度の増加を 助長すると考えられる。

 従来から，摩耗におよぼす因子として硬さに着目され ることが多い。Fig．5およびFig．6に示すように，金型試 料は，イソライト鋳型試料に比べ，エロージョン速度が 小さい。これは，金型試料の方が組織が小さく，硬いた めと考えられ，硬さの影響は大きい。しかし，過共晶合

Time・・i・   金のように，硬いほどエ。一ジ。ン搬が大きい場合も

Fig・4 Erosion loss vs time curves of AI−Si alloy．   あり，材料の硬さのみに影響されるのではなく，組織や

7 6 N 5 _E O

lsolite

    mold

      Hv ， b α＝45°   9トノ

＼      ，

c 4      ρ／

．r4       ，

E        

＼ 3   

M 三2i翼＼

 ロ 山1L9 ▲

       ＼

0

MetalliC  O

Hv，◇

，d

α＝45

90 80 70 60

    ＞

50    工

・ 30      40  6

     5         30   9

      20

0     10    20 0     10    20

    si ， wt，駕      si ， wt、駕

Fig．5  Erosion rate and hardness vs content in     Al−Si alloys at various umpingement     angle．

7

  6 N o 5

＼

・ロー4

c E

＼

㎏

へ

塚

4

lsolite

    mold α＝45◆

Metallic

      mold

      Hv 9

α＝45・  o／

      o ！

30  9

△ 〆o   〜＜

   75

90 80 70 60

    ＞

50    工

40 30

      20

0

Fe ， wt．駕        Fe ， wt、駕

Fig．6  Erosion rate and hardness vs content in

    Al−Fe alloys at various lmpingement

    angle．

塑性変形能などの影響を受けていることは明白である。      7  一方，イソライト鋳型試料と金型試料のエロージョン

速度の傾向は全く同じである。両試料とも，固溶体，亜       6 共晶，過共晶組織それぞれの組成範囲で直線的な変化傾    N 向を示している。これは，各組成範囲で摩耗機構が異な    0 5 るためと考えられる。      ＼  エロージョン速度と組織の関係が（1）式または（2）の混    C 4

合則で表されている：）         二

  E・＝f・ E・・＋f・ E・・      （1） ＼3

  1／ER＝f1／ER1十f2／ER2      （2）     ⑲o ただし，ERは合金のエロージョン速度で， ER1， ER2お    E       へ よびf1， f2は合金中の各相のエロージョン速度および体       サ 積分率である。      山  Shinら1）は， Al−Si合金では，構成相をAiと純Siと

2

1

②  8

して混合則を適用するよりも，純Alと共晶とで計算し      0

た方が良いと報告している。これは，脆性的な初晶Si       O    5   10    15 を多く含む過共晶合金と延性的な亜共晶合金とで，エ      si ， wt、駕

゜一ジョンの灘が異なるためと考えられる・   Flg．7 C。1、、1。，。d。，。、、。，，a，。、，d。， th。 m、．，、，e

 Fig．7は本実験の計算結果で，曲線①②は構成相を純       rule．

Alと共晶とし，（1）式を適用した場合であり，曲線③④

は（2）式を適用した場合である。いずれの場合も，実測値   一般に脆性材料ではα＝90°のときに最大のエロー との差が大きいことが分かる。これは，固溶体合金での  ジョン速度を示し，延性材料ではこれより低角度で最大 硬度の増加が大きく，エロージョン速度の減少が急激で  になると言われている。Fig．8に示す結果は，延性材料 あることに起因している。すなわち，固溶体合金と二相  としての特性を表している。

合金とで，エロージョン機構が異なると考えられる。    脆性材料のエロージョンでは，破砕による摩耗片の脱  このため，曲線⑤⑥⑦⑧は構成相をα固溶体（約2％  落が主因であるため，ショットの押し込み力の最も大き Si）および共晶として亜共晶合金組成範囲でのエロー  いα＝90°で最大エロージョン速度を示す。延性材料で

ジョン速度を計算したものである。曲線⑤⑥は（1）式，曲  は，Fig．2， Fig．3に示したように， lipの形成と剥離が主 線⑦⑧は（2）式によっている。とくに，曲線⑤⑥は実測値  因である。衝突角度が大きく，押し込み力が大きい場合

と非常に良い一致を示している。       には，形成されるlipも大きいが，再圧着される割合が  したがって，合金のエロージョン速度は，固溶体合金， 多く，摩耗片として剥離する量は少なくなる。一方，衝 亜共晶合金・過共晶合金とで区別して取り扱い，各組成  突角度が小さい場合には，形成されたlipは再圧着され 範囲について（1）式の混合則を個別に適用することによっ  ることなく逐次剥離するが，押し込み力が小さいため形 て・実測値との良い一致が得られるようである。     成される個々のlipの大きさが小さく，摩耗量の増加に  なお・衝突角度α＝30°では，過共晶合金であっても， つながらない。したがって，lipの形成と剥離が最も大 合金組成が増加するほど摩耗速度が減少し，衝突角度の  きくなる衝突角度で最大エロージョン速度を示すと考え 大きい場合と異なっている。      られる。

 3．4 エロージョン速度に及ぼす衝突角度の影響     中川ら6）は，球形のガラスビーズによるAlのエロー  Fig．8は，エロージョン速度に及ぼすショットの衝突  ジョンでは，α＝60°で最大値を示すと報告している。

角度（α）の影響を示している。Al−Si， Al−Fe合金と  また，アルミナグリットによる鋼のエロージョンでは，

も同様の傾向を示し，衝突角度α＝45°で最もエロー  α＝15°〜30で最大値を示すとの報告1）がある。このよ

ジョン速度が大きい。      うに，エロージョン速度に及ぼす衝突角度の影響は，衝

7 6 N 55

＼

．三4

巨

  60 3

∈

＾ 2

■

ω 1

0

15 30 45 60 75 90 15 30 45 60 75 90 α，deg．      α，deg．

Fig．8 Erosion rate vs impingement angle of Al−

   Si and Al−Fe alloys solidified in isolite    brick mold．

突粒子の材質や形状の影響がかなり大きいと考えられる。 生成原因についても明らかではないが，次のように考え  3．5断面の組織      ることができる。すなわち，小さなdimpleの生成にと  前記のように，エロージョン表面はショットの衝撃に  もなって生成したlipがその後のショットの衝撃によっ

より塑性変形し，100μ以下の小さなdimpleで覆われ，  て再び圧着される。 lipは非常に薄い片状で，極度に加 さらに500μ以上の大きなdimpleやlipPle paternを形成  工されているため，含まれる化合物は微細に破砕されて している。Fig．9は，これらの断面組織で，αニgo°の場  いる。このように， lipの生成，圧着を繰り返すことに 合である。Al−SiおよびAl−Fe合金とも，同様の塑性変  よって化合物が微細粒状化したと考えられる。なお，半 形の様子を示し，二つの特徴が観察される。       円状の部分の中に多数の黒い線が観察されたが，これは  一つは，変形が母相と連続した部分で，山脈状に見え  lipの積層化にともなう酸化物層であると考えられる。

る部分である。ここでのSiやFeAl3などの化合物相は   過共晶合金の場合，表面部の初晶SiやFeAl3は容易 逐次破砕，微細化されながら変形方向に沿って列をなし  に破砕される。これらが表面に露出していれば，容易に て並んでいる。山脈状に見える部分の頂上部は，約500 脱落し凹部を作るため，その後のエロージョンを助長す

〜600μの間隔で均一に分布しており，Fig．2， Fig．3に示  る。表面直下の化合物は，破砕されながらα相の変形と した大きなdimpleの周縁部に一致することが確認され  ともにSiやFeAl3の連続した層を形成する。この部分 た。dimpleの周縁部がこのように母相と連続した変形  は脆弱であるため，その上部は剥離し易く，大きな塊状 帯に一致するとの報告はない様であり，この生成原因に  の摩耗片として脱落するに至る。したがって，過共晶合 ついては今後検討する予定である。      金では，Fig．5， Fig．6に示したように，合金成分量の増  他は，化合物が微細粒状に均一に分布した半円状の部  加と共に摩耗量が増加したと考えられる。

分で，前記の頂上部に囲まれた部分である。したがって，  Fig．10はα＝45°の場合で，α＝go°の場合とかなり異

この部分は大きなdimpleの凹部に一致している。この  なった組織と成っている。すなわち，半円状の微細粒状

      嚢鶏纒、

 Al−9％Si       Al−1％Fe

Al−14％SI       AI−2．3％Fe

      ヂ 攣三

㌦ U躍くバ  ㊦wくべ  三  ，・〆ザが・挙      ♪  イ    、・

Al−20％SI      AI−4．5％Fe

Fig．9  0ptical cross section of erosion surface    （α＝90 ）

組織の部分が観察されないことや，ショソトの下流方向  る様子が明瞭に観察される。

へ沿っての塑性変形の様子がより明瞭に観察されること   αニ45°のエロージョン表面は・500μ以上におよぶ大

などである。過共晶Al−Fe合金の表面層では，初晶  きなlipを形成している。これは，個々の小さなlipを

FeAl3が破砕されながらマトリックス中に微細均一に分  下流方向へ押しやりながら圧着を繰り返し・大きな11P

散し，表面層直下では破砕されたFeAl3が層状に連続す  を形成すると考えられる。このようなllpはショソトの

      押し込み力が小さいためマトリックスとの圧着が不十分       なものが多く，その後のショソトの衝撃で脱落し，新た

、   繊㌦、       なllpの形成を繰り返すと考えられる。したがって，α

轍 磯騨1灘籔謎ξ：㌶蕊灘≧∵：㌶∴

メ・ 〉 …  ㌦  ∴パ∵＜」一一一J  llpple paternが認められるエロージョン表面は，マト

Al−9％S1

リソクスとの圧着不十分な大きなllpで覆われているこ とが分かる。このことは，lipple paternの形成機構を明 確にするために有用であると考えられる。

 なお，α＝30°の場合には，過共晶合金でも合金組成 が大きいほど摩耗速度が小さく，他の衝突角度の場合と 異なった傾向を示している。これは，衝撃力の垂直成分 が小さいために，初晶SlやFeAl3破砕が少ないことと，

ショットの押し込み量が少ないために，形成される11p や摩耗片が小さくなるためと考えられる。

4．結 論

 Al−14％S1

       以上の結果を要約すると，次のようになる。

       （1）エロージョン表面は，全面を50μぐらいの小さな

・ ㎡  ・、．鎌．      dlmmpleで覆われており，さらに，500〜600μの大きな

Al−2・3％Fe @         ジ。ンの機構が異なると考えられる．したがって，エ

      ロージョン速度の定量化はそれぞれの組成範囲で個別に       行う必要がある。

Al−4．5％Fe

 Fig．10  0ptical cross section of erosion surface

     （α＝45°）