JP2018197366A - アルミニウム合金材 - Google Patents

Abstract

【課題】高温環境下でも高い強度および低い熱膨張率を備えたアルミニウム合金材を提供する。【解決手段】本発明のアルミニウム合金材は、Ｓｉ：１３質量％〜１５質量％、Ｃｕ：２．０質量％〜６．０質量％、Ｍｇ：０．２質量％〜１．５質量％、Ｆｅ：０．４質量％〜０．８質量％、Ｎｉ：０．２質量％〜０．８質量％、Ｐ：０．００５質量％〜０．０１５質量％含み、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有している。【選択図】図１

Description

この発明は、例えば自動車用エンジン部品に代表されるピストンおよびクランク間の連結棒であるコネクティングロッド（以下「コンロッド」とも称す）として好適に用いられるアルミニウム合金材およびその関連技術に関するものである。

近年の自動車業界においては燃費の向上が強く求められており、それに伴って自動車に使用される各種部材例えば、内燃機関のピストンや、コンロッド等の軽量化および高機能化の要求が益々高まってきている。

このような自動車用の各種部材については、従来の鉄鋼材料や鋳鉄材料に代えて、重量に対する強度の比である比強度が高いアルミニウム合金材を使用する傾向が高くなり、中でも特に上記自動車用の各種部材に代表されるような、高温雰囲気下等の過酷な環境でも耐え得る部材として、高温高強度を有するＡｌ−Ｓｉ系合金等のアルミニウム合金によって構成される鍛造材が注目されるようになっている。

この種のアルミニウム合金製鍛造材を製造するにあたっては、例えば特許文献１に記載されるように、所定の成分組成のアルミニウム合金溶湯をアトマイズ法等により急冷凝固した粉末に対し、熱間押出加工を行い、得られた押出材を型鍛造して所定の製品形状とすることが一般に行われている。

特開平２−２７７７５１号

ところで、上記特許文献１に示す従来のアルミニウム合金製鍛造材の製造方法にように、アルミニウム合金製のアトマイズ粉末の押出材を鍛造素材として熱間鍛造した場合、変形抵抗が高いため、金型寿命が低下するおそれがある。

そこで金型寿命の低下を避けるために、アルミニウム合金製のアトマイズ粉末の押出材を用いずに、従来の一般的な鋳造材を鍛造素材として型鍛造によりコンロッドを成形する方法を選択する場合がある。しかしながらこの方法を選択した場合、コンロッドの使用環境下である１５０℃の高温下における特性、特に疲労強度等の強度や低熱膨張率化がアトマイズ粉末の押出材を用いる場合よりも低いという課題があった。

この発明は、上記の課題に鑑みてなされたものであり、アトマイズ粉末の押出材を用いることなく、高温環境等の過酷な使用環境下であっても、高い強度および低い熱膨張率等の所望の特性を備えたアルミニウム合金材およびその関連技術を提供することを目的とする。

上記課題を解決するため、本発明は、以下の手段を備えるものである。

［１］Ｓｉ：１３質量％〜１５質量％、Ｃｕ：２．０質量％〜６．０質量％、Ｍｇ：０．２質量％〜１．５質量％、Ｆｅ：０．４質量％〜０．８質量％、Ｎｉ：０．２質量％〜０．８質量％、Ｐ：０．００５質量％〜０．０１５質量％含み、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有することを特徴とするアルミニウム合金材。

［２］Ｃｕ：４．２質量％〜４．８質量％、Ｍｇ：０．４質量％〜０．６質量％、Ｆｅ：０．４質量％〜０．６質量％含む前項１に記載のアルミニウム合金材。

［３］Ｍｎ：０．０１質量％〜０．５０質量％、Ｔｉ：０．０１質量％〜０．３０質量％、およびＺｒ：０．０１質量％〜０．３０質量％のうちいずれか１種以上の成分を含む前項１または２に記載のアルミニウム合金材。

［４］前項１〜３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材によって構成されていることを特徴とする車両用コネクティングロッド。

［５］Ｓｉ：１３質量％〜１５質量％、Ｃｕ：２．０質量％〜６．０質量％、Ｍｇ：０．２質量％〜１．５質量％、Ｆｅ：０．４質量％〜０．８質量％、Ｎｉ：０．２質量％〜０．８質量％、Ｐ：０．００５質量％〜０．０１５質量％含み、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金溶湯を鋳造して鋳造材を作製し、
その鋳造材を基にアルミニウム合金材を製造するようにしたことを特徴とするアルミニウム合金材の製造方法。

［６］前記アルミニウム合金溶湯は、Ｃｕ：４．２質量％〜４．８質量％、Ｍｇ：０．４質量％〜０．６質量％、Ｆｅ：０．４質量％〜０．６質量％含む前項５に記載のアルミニウム合金材の製造方法。

［７］前記アルミニウム合金溶湯は、Ｍｎ：０．０１質量％〜０．５０質量％、Ｔｉ：０．０１質量％〜０．３０質量％、およびＺｒ：０．０１質量％〜０．３０質量％のうちいずれか１種以上の成分を含む前項５または６に記載のアルミニウム合金材の製造方法。

［８］前記鋳造材に対し、均質化処理を施した後、鍛造を行ってアルミニウム合金材を製造するようにした前項５〜７のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材の製造方法。

［９］前記鋳造材に対し、押出加工を行って押出材を作製し、
その押出材に対し、均質化処理を施した後、鍛造を行ってアルミニウム合金材を製造するようにした前項５〜７のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材の製造方法。

［１０］前記鋳造材に対し、均質化処理を施した後、鍛造を行って鍛造材を作製し、
その鍛造材に対し、溶体化処理、水焼き入れ処理および人工時効処理を施して、アルミニウム合金材を製造するようにした前項５〜７のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材の製造方法。

［１１］前記鋳造材に対し、均質化処理を施した後、鍛造を行って鍛造材を作製し、
その鍛造材に対し、溶体化処理、水焼き入れ処理および人工時効処理を施した後、ショットピーニング処理を施して、アルミニウム合金材を製造するようにした前項５〜７のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材の製造方法。

［１２］前項５〜１１のいずれか１項に記載の製造方法によって製造されたアルミニウム合金材を用いて車両用コネクティングロッドを製造するようにしたことを特徴とする車両用コネクティングロッドの製造方法。

発明［１］〜［３］のアルミニウム合金材によれば、特定の合金組成を有しているため、高温環境下であっても、十分な強度および低い熱膨張率を備えている。

発明［４］の車両用コネクティングロッドによれば、特定の合金組成を有しているため、高温環境下であっても、十分な強度および低い熱膨張率を備えている。

発明［５］〜［１１］のアルミニウム合金材の製造方法によれば、高温環境下であっても、十分な強度および低い熱膨張率を備えたアルミニウム合金材を製造することができる。

発明［１２］の車両用コネクティングロッドの製造方法によれば、高温環境下であっても、十分な強度および低い熱膨張率を備えた車両用コネクティングロッドを製造することができる。

図１はこの発明の実施形態である自動車用コネクティングロットの製造プロセスの一例を示すフローチャートである。 図２は実施例のアルミニウム合金材の製造方法に基づく鋳造材を示す斜視図である。 図３は実施例のアルミニウム合金材の製造方法に基づく鍛造材を示す斜視図である。

この発明の実施形態である自動車用コンロッドは、所定のアルミニウム合金材によって構成されている。なお本実施形態において、添加量（含有量）としての「％」は、「質量％」の意味で用いられている。

本実施形態におけるコンロッドとしてのアルミニウム合金材は、Ｓｉ：１３％〜１５％、Ｃｕ：４．２％〜４．８％、Ｍｇ：０．４％〜０．６％、Ｆｅ：０．４％〜０．６％、Ｎｉ：０．２％〜０．８％、Ｐ：０．００５％〜０．０１５％含み、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を備えている。

本実施形態においてアルミニウム合金材の各組成成分（添加元素）の添加量（含有量）とその効果は以下の通りである。

Ｓｉの添加量は１３％〜１５％である。Ｓｉは高温強度を向上させる効果および熱膨張を低下させる効果を有している。この効果はＳｉが１３％未満では表れ難く、１３％以上で特に顕著に表れる。Ｓｉが１５％を超えると鍛造加工性が低下し、さらに初晶Ｓｉの晶出が多く室温での伸びが低下して、またアルミよりも固い初晶Ｓｉの存在によって切削加工の切削刃が欠けるおそれがある。よってＳｉは１３％〜１５％とする必要があり、好ましくは１３．５％〜１４．５％とするのが望ましい。

Ｃｕの添加量は４．２％〜４．８％である。Ｃｕは高温強度、とりわけコンロッドの実用温度域である１５０℃における強度を向上させる効果を有している。この効果はＣｕの析出によるもので、人工時効を施すことで上記効果を得ることができる。またＮｉと同時添加することで、Ａｌ-Ｎｉ-Ｃｕ系化合物として晶出し分散強化を得て高温強度が一層向上する効果がある。この双方の効果は、Ｃｕが４．２％未満では表れ難く、４．２％以上で顕著に表れる。また４．８％を超えると、上記効果が顕著に表れ難くなり、また比重が増すことによって比強度が向上しなくなるおそれがある。よってＣｕは４．２％〜４．８％とする必要があり、より好ましくは４．４％〜４．６％とするのが望ましい。

Ｍｇの添加量は０．４％〜０．６％である。Ｍｇは高温強度を向上させる効果がある。Ｍｇは連続鋳造時に固溶し、人工時効時にＳｉやＣｕと化合物を形成し析出することで、コンロッドの実用温度域である１５０℃での強度を向上させる効果がある。この効果はＭｇが０．４％未満では表れ難く、０．４％以上で顕著に表れる。また０．６％を超えると上記効果が顕著に表れなくなる。よってＭｇは０．４％〜０．６％とする必要があり、より好ましくは０．４５％〜０．５５％にするのが望ましい。

Ｆｅの添加量は０．４％〜０．６％である。ＦｅはＳｉと同時添加することでＡｌ-Ｆｅ-Ｓｉ系化合物を晶出して分散強化に寄与し、コンロッドの実用温度域での強度を向上させる効果がある。この効果はＦｅが０．４％未満では表れ難く、０．４％以上で顕著に表れる。また０．６％を超えると粗大化した化合物が晶出し、延性の低下をもたらすおそれがある。よってＦｅは０．４％〜０．６％とする必要があり、より好ましくは０．４５％〜０．５５％とするのが望ましい。

Ｎｉの添加量は０．２％〜０．８％である。Ｎｉは高温強度を向上させる効果および熱伝導率を低下させる効果を有している。ＮｉはＣｕと同時添加することで、Ａｌ-Ｃｕ-Ｎｉ系化合物を晶出させ、分散強化にて目的温度域での強度を向上させる効果がある。この効果はＮｉが０．２％未満では表れ難く、０．２％以上で顕著に表れる。また０．８％を超えると粗大晶出物が晶出し、延性が低下するおそれがある。よってＮｉは０．２〜０．８％とする必要があり、より好ましくは０．３〜０．７％とするのが望ましい。

Ｐの添加量は０．００５％〜０．０１５％である。ＰはＡｌＰ化合物を形成して初晶Ｓｉの核となり、初晶Ｓｉの微細化および均一分散に寄与する効果がある。この効果はＰが０．００５％未満では表れ難く、０．００５％以上で顕著に表れる。また０．０１５％を超えると湯流れ性が低下し鋳造が難しくなるおそれがある。よってＰは０．００５％〜０．０１５％とする必要があり、より好ましくは、０．００７％〜０．０１３％とするのが望ましい。

Ｍｎは０．０１〜０．５％の範囲で添加するのが好ましい。すなわちＭｎはＳｉと同時添加することでＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物を晶出して分散強化に寄与し、また溶体化処理時に一部がＡｌ母相に固溶し人工時効処理時に微細析出物として析出し、コンロッドの実用温度域での疲労強度向上に寄与する。この効果はＭｎが０．０１％未満では表れ難く、０．０１％以上で顕著に表れる。また０．５％を超えるとＡｌ母相より先に晶出され粗大晶出物がとなり、延性低下をもたらすおそれがある。よってＭｎを添加する場合、０．０１％〜０．５％とするのが良く、より好ましくは０．１〜０．３％とするのが望ましい。

Ｔｉは０．００１％〜０．３％の範囲で添加するのが好ましい。すなわちＴｉは微細添加することで鋳造時にＡｌ母相中に固溶し、人工時効処理時に濃化してマトリクス強化につながり、コンロッドの実用温度域での疲労強度向上に寄与する。この効果はＴｉが０．０１％未満では表れ難く、０．０１以上で顕著に表れる。また０．３％を超えると、Ｔｉを含む化合物が粗大に晶出し、延性低下をもたらすおそれがある。よってＴｉを添加する場合、０．００１％〜０．３％とするのが良く、より好ましくは０．０５％〜０．１０％とするのが望ましい。

Ｚｒは０．００１％〜０．３％の範囲で添加するのが好ましい。すなわちＺｒは微細添加することで鋳造時にＡｌ母相中に固溶し、人工時効処理時に濃化してマトリクス強化につながる。また、Ｔｉと同時添加することで、Ａｌ−（Ｔｉ、Ｚｒ）系として人工時効処理時にＬ１２構造を持つナノスケール析出物を生成し、コンロッドの実用温度域での疲労強度向上に寄与する。この効果はＺｒが０．０１％未満では表れ難く、０．０１％以上で顕著に表れる。また０．３％を超えると、Ｔｉを含む化合物が粗大に晶出し、延性低下をもたらすおそれがある。よってＴｉは０．００１％〜０．３％とするのが良く、より好ましくは０．０５〜０．１０％とするのが望ましい。

本実施形態においては例えば、周知の方法で溶製することによって、上記の合金組成を有するアルミニウム合金溶湯を作製し、その溶湯を用いて連続鋳造して連続鋳造材（ビレット）を作製する。さらにその連続鋳造材に対し、熱処理を行った後、鍛造加工等の塑性加工を行うことによって、本実施形態のコンロッド用の低熱膨張アルミニウム合金材が得られるものである。

次に本実施形態におけるコンロッド用アルミニウム合金材を製造するプロセスの一例について、図１を参照しながら詳細に説明する。

まず溶製することによって前述のように成分調整されたアルミニウム合金溶湯を作製する。この溶湯を用いて図１に示すように連続鋳造を行って連続鋳造材を製作する（ステップＳ１）。本実施形態において、この連続鋳造材は、鍛造素材用のビレットとして構成されるものであり、例えば直径φ３０ｍｍ〜４０ｍｍの寸法で丸棒状に形成される。

なお本発明においては、連続鋳造によって押出用のビレットを作製し、その押出用ビレットを押出加工して押出材を成形し、その押出材を鍛造素材として用いることも可能である。しかしながら、その場合には押出加工を行う分、製造コストが高くなるため、連続鋳造（鋳造工程）で鍛造素材用のビレットを製作する方が有利である。

得られた連続鋳造材は、鋳造時に晶出物の偏析等が起きる場合が有るため、その不均一な組織を除去するために、ステップＳ２に示すように均質化処理を施す。均質化処理においては加熱温度を４８０〜５０５℃とし、処理時間を０．５時間（ｈｒ）〜６ｈｒとするのが良い。

均質化処理した後、ステップＳ３に示すように連続鋳造材を所定の長さに切断し、鍛造素材とする。

こうして得られた鍛造素材に対しステップＳ４に示すように鍛造加工を行って、鍛造材を成形する。この鍛造工程においては、金型温度を１００℃〜２５０℃とし、素材温度を３７０℃〜４５０℃とするのが良い。

次にこの鍛造材に対しステップＳ５に示すように溶体化処理を行う。この溶体化処理においては加熱温度を４８５℃〜５１０℃とし、処理時間を１．０ｈｒ〜５．０ｈｒとするのが良い。

溶体化処理を行った鍛造材に対しステップＳ６に示すように水焼き入れ処理を行って急冷する。この水焼き入れ処理において水温は１０℃〜８０℃に設定するのが良い。

水焼き入れ処理を行った鍛造材に対しステップＳ７に示すように人工時効処理を行う。この人工時効処理においては加熱処理温度を１６０℃〜２２０℃とし、処理時間を１ｈｒ〜１８ｈｒとするのが良い。

人工時効処理を行った後、人工時効処理済みの鍛造材（鍛造Ｔ６処理品）に対し機械加工により表面を切削する。その切削後にステップＳ８に示すように鍛造材に対しショットブラスト処理（ショットピーニング処理）を行う。このショットブラスト処理は、ショットをピーニングすることによって鍛造材の表面近傍に塑性変形を加えて表面に圧縮応力を与えることで疲労強度を向上させるものである。このショットブラスト処理において、ショットメディアのサイズ（砥粒サイズ）は直径１ｍｍ以下程度とし、砥粒種はＳＵＳ３０４、アルミナ等、ピーニングガスの圧力は１ＭＰａ以下とするのが良い。

こうして本実施形態のコンロッド用アルミニウム合金材（鍛造材）が製造される。こうして得られたアルミニウム合金材を用いて製作されたコンロッドにおいては、常温強度、高温強度に優れ、とりわけ鉄部品との接合による低熱膨張性および繰返し荷重が負荷されることに対しての高温下での高い疲労強度を備えており、コンロッドとして高い性能を得ることができる。

以下、本発明に関連した実施例および実施例と対比する比較例について詳細に説明する。

表１は実施例１〜７および比較例８〜２０のアルミニウム合金材（供試材）の組成成分を示す表である。実施例７以外においては、表１に示す組成を有するアルミニウム合金溶湯をそれぞれ溶製し、各アルミニウム合金溶湯を用いて、鋳造径３８ｍｍで連続鋳造を行ってφ３８ｍｍの実施例７以外の実施例および比較例の連続鋳造材を得た。得られた連続鋳造材を４７０℃×７ｈｒにて均質化処理を施し、空冷した。

また実施例７においては、表１の実施例７に示す組成を有するアルミニウム合金溶湯を溶製し、そのアルミニウム合金溶湯を用いて、鋳造径２１０ｍｍで連続鋳造を行ってφ２１０ｍｍの実施例７の押出用ビレットを得た。そのビレット２を３５０℃に加熱して押出加工して、φ３８ｍｍの実施例７の押出材を得た。得られた押出材を４７０℃×７ｈｒにて均質化処理を施し、空冷した。

空冷した上記連続鋳造材および押出材を長さ（Ｌ）＝８０ｍｍに切断して、図２に示すように実施例および比較例の鍛造素材Ｗ１を得た。続いてその鍛造素材Ｗ１に対し素材温度４２０℃、金型温度１８０℃で熱間鍛造を行った。この鍛造においては、連続鋳造材の軸方向と垂直な方向（ＬＴ方向）に５０％の据込を行い、図３に示すように実施例および比較例の材料特性調査用の鍛造材（据込材）Ｗ２とした。

上記鍛造材を、５００℃×３ｈｒで加熱して溶体化処理を行った後、２５℃の水にて水焼き入れを行い、１７０℃×８ｈｒにて人工時効処理を施して、実施例および比較例の溶体化処理済みの鍛造材（鍛造Ｔ６処理品）を得た。

次に常温引張試験を行うために、実施例および比較例の上記鍛造Ｔ６処理品の一部を切り出して、実施例および比較例の常温引張試験片（供試材）を得た。この試験片の形状はＪＩＳ４号試験片を採用し、各試験片に対し、ＪＩＳＺ２２４１の規定に準拠し引張試験を行い、引張強度を測定した。

また高温引張試験を行うために、実施例および比較例の上記鍛造Ｔ６処理品を１５０℃×１００ｈｒで予備加熱した後、切削加工により一部を切り出して実施例および比較例の高温引張試験片（供試材）を得た。この試験片形状はＪＩＳ４号試験片を採用し、各試験片に対しＪＩＳＺ２２４１の規定に準拠し引張試験を行い、引張強度を測定した。

また高温疲労試験を行うために、実施例および比較例の上記鍛造Ｔ６処理品を１５０℃×１００ｈｒで予備加熱した後、切削加工により一部を切り出して実施例および比較例の所定の形状の試験片（供試材）を得た。そして各試験片に対し疲労試験を行った。疲労試験は小野式回転曲げ試験機を用いて、各試験片（合金）毎に８回ずつ測定しＳ-Ｎ曲線を得た。得られたＳ-Ｎ曲線より繰返し数１０^７回における強度を求め、疲労強度とした。
また熱膨張試験を行うために、実施例および比較例の上記鍛造Ｔ６処理品から切削加工により一部を切り出して実施例および比較例の所定の形状の試験片（供試材）を得た。そして各試験片に対し熱膨張測定を行った。熱膨張測定は、各試験片に対しリガク製線膨張測定装置（Ｔｈｅｒｍｏ ｐｌｕｓ ＥＶＯ）を用いて、３０℃〜１５０℃の範囲で測定した。

以上のように測定された常温引張強度、１５０℃引張強度、１５０℃疲労強度および熱膨張率の結果を表２に示す。また表２においては、各試験による測定結果を基に、常温引張強度、１５０℃引張強度、１５０℃疲労強度および熱膨張率を「◎（優）」「○（良）」「×（不可）」の３段階で評価した。この評価にあたって、常温引張強度においては４３１ＭＰａ以上を「◎」、４００ＭＰａ〜４３０ＭＰａを「○」、３９９ＭＰａ以下を「×」とし、１５０℃引張強度においては３８１ＭＰａ以上を「◎」、３５０ＭＰａ〜３８０ＭＰａを「○」、３４９ＭＰａ以下を「×」とし、１５０℃疲労強度においては１５６ＭＰａ以上を「◎」、１５０ＭＰａ〜１５５ＭＰａを「○」、１４９ＭＰａ以下を「×」とし、熱膨張率においては１９．４×１０^−６／Ｋ以下を「◎」、１９．４×１０^−６／Ｋ超から１９．９×１０^−６／Ｋ以下を「○」、２０×１０^−６／Ｋ以上を「×」とした。

表２に示す結果から明らかなように、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｎの添加量が本発明の特定範囲や好適範囲内に適切に調整した実施例１〜７の供試材（試験片）では、常温引張強度、１５０℃引張強度、１５０℃疲労強度、低熱膨張率の全てにおいて優れた評価を得ることができた。

これに対し比較例８、１４、１６に示すように、低熱膨張化に寄与するＳｉ、Ｆｅ、Ｎｉの添加量が本発明の特定範囲内よりも少ない供試材では、熱膨張率が高くなっているのが分かる。
また比較例１３のように、高熱膨張化に寄与するＭｇの添加量が本発明の特定範囲内よりも多い供試材では、熱膨張率が高くなっているのが分かる。

また比較例９の供試材では、Ｓｉの添加量が本発明の特定範囲内よりも多いため、初晶Ｓｉが多量に晶出し、延性が低く疲労強度が低いことが分かる。
さらに比較例１０、１２のように、１５０℃域での強度向上に寄与するＣｕ、Ｍｇの添加量が本発明の特定範囲内よりも少ない供試材では、時効析出による強度向上が少なく、疲労強度が低いことが分かる。
さらに比較例１１の供試材では、Ｃｕの添加量が本発明の特定範囲内よりも多いため、Ａｌ-Ｃｕ系化合物の晶出により延性が低く疲労強度が低いことが分かる。
また比較例１５の供試材では、Ｆｅの添加量が本発明の特定範囲内よりも多いため、粗大なＡｌ-Ｆｅ-Ｓｉ系化合物が晶出し、機械的特性が低いことが分かる。
また比較例１６の供試材では、Ｎｉの添加量が本発明の特定範囲内よりも少ないため、Ａｌ-Ｎｉ-Ｃｕ系化合物の晶出による分散強化が弱く、疲労強度が低いことが分かる。
さらに比較例１７の供試材では、Ｎｉの添加量が本発明の特定範囲内よりも多いため、粗大なＡｌ-Ｎｉ-Ｃｕ系化合物が晶出し、機械的特性が低いことが分かる。

また比較例１８の供試材では、Ｍｎの添加量が本発明の所定範囲内よりも多いため、粗大なＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物が晶出し、機械的特性を低下させていることが分かる。

さらに比較例１９の供試材では、Ｔｉを添加量が本発明の所定範囲内よりも多いため、粗大なＴｉ系化合物が晶出し、機械的特性を低下させていることが分かる。

さらに比較例２０の供試材では、Ｚｒの添加量が本発明の所定範囲内よりも多いため、粗大なＺｒ系化合物が晶出し、機械的特性を低下させていることが分かる。

以上のように、本発明の要旨を含む実施例１〜７の供試材（アルミニウム合金材）においては、常温引張強度、１５０℃引張強度、１５０℃疲労強度および熱膨張率に優れており、高温環境等の過酷な使用環境下であっても、十分な疲労強度および低熱膨張率を備えているため、特に車両用コンロッドとして好適に用いることができる。

これに対し比較例８〜２０の供試材のように本発明の要旨を逸脱するアルミニウム合金材は、１５０℃引張強度、１５０℃疲労強度および熱膨張率のいずれかの結果が本発明よりも劣り、本発明のアルミニウム合金材は高温環境下での使用に好適であると考えられる。

この発明のアルミニウム合金材は、例えば自動車の内燃機関におけるピストンおよびクランク間の連結棒であるコネクティングロッドとして好適に用いることができる。

Ｗ１：鋳造材（鍛造素材）
Ｗ２：鍛造材（据込材）

Ｔｉは０．０１％〜０．３％の範囲で添加するのが好ましい。すなわちＴｉは微細添加することで鋳造時にＡｌ母相中に固溶し、人工時効処理時に濃化してマトリクス強化につながり、コンロッドの実用温度域での疲労強度向上に寄与する。この効果はＴｉが０．０１％未満では表れ難く、０．０１％以上で顕著に表れる。また０．３％を超えると、Ｔｉを含む化合物が粗大に晶出し、延性低下をもたらすおそれがある。よってＴｉを添加する場合、０．０１％〜０．３％とするのが良く、より好ましくは０．０５％〜０．１０％とするのが望ましい。

Ｚｒは０．０１％〜０．３％の範囲で添加するのが好ましい。すなわちＺｒは微細添加することで鋳造時にＡｌ母相中に固溶し、人工時効処理時に濃化してマトリクス強化につながる。また、Ｔｉと同時添加することで、Ａｌ−（Ｔｉ、Ｚｒ）系として人工時効処理時にＬ１２構造を持つナノスケール析出物を生成し、コンロッドの実用温度域での疲労強度向上に寄与する。この効果はＺｒが０．０１％未満では表れ難く、０．０１％以上で顕著に表れる。また０．３％を超えると、Ｚｒを含む化合物が粗大に晶出し、延性低下をもたらすおそれがある。よってＺｒは０．０１％〜０．３％とするのが良く、より好ましくは０．０５〜０．１０％とするのが望ましい。

Claims (12)

1. Ｓｉ：１３質量％〜１５質量％、Ｃｕ：２．０質量％〜６．０質量％、Ｍｇ：０．２質量％〜１．５質量％、Ｆｅ：０．４質量％〜０．８質量％、Ｎｉ：０．２質量％〜０．８質量％、Ｐ：０．００５質量％〜０．０１５質量％含み、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有することを特徴とするアルミニウム合金材。
2. Ｃｕ：４．２質量％〜４．８質量％、Ｍｇ：０．４質量％〜０．６質量％、Ｆｅ：０．４質量％〜０．６質量％含む請求項１に記載のアルミニウム合金材。
3. Ｍｎ：０．０１質量％〜０．５０質量％、Ｔｉ：０．０１質量％〜０．３０質量％、およびＺｒ：０．０１質量％〜０．３０質量％のうちいずれか１種以上の成分を含む請求項１または２に記載のアルミニウム合金材。
4. 請求項１〜３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材によって構成されていることを特徴とする車両用コネクティングロッド。
5. Ｓｉ：１３質量％〜１５質量％、Ｃｕ：２．０質量％〜６．０質量％、Ｍｇ：０．２質量％〜１．５質量％、Ｆｅ：０．４質量％〜０．８質量％、Ｎｉ：０．２質量％〜０．８質量％、Ｐ：０．００５質量％〜０．０１５質量％含み、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金溶湯を鋳造して鋳造材を作製し、
   その鋳造材を基にアルミニウム合金材を製造するようにしたことを特徴とするアルミニウム合金材の製造方法。
6. 前記アルミニウム合金溶湯は、Ｃｕ：４．２質量％〜４．８質量％、Ｍｇ：０．４質量％〜０．６質量％、Ｆｅ：０．４質量％〜０．６質量％含む請求項５に記載のアルミニウム合金材の製造方法。
7. 前記アルミニウム合金溶湯は、Ｍｎ：０．０１質量％〜０．５０質量％、Ｔｉ：０．０１質量％〜０．３０質量％、およびＺｒ：０．０１質量％〜０．３０質量％のうちいずれか１種以上の成分を含む請求項５または６に記載のアルミニウム合金材の製造方法。
8. 前記鋳造材に対し、均質化処理を施した後、鍛造を行ってアルミニウム合金材を製造するようにした請求項５〜７のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材の製造方法。
9. 前記鋳造材に対し、押出加工を行って押出材を作製し、
   その押出材に対し、均質化処理を施した後、鍛造を行ってアルミニウム合金材を製造するようにした請求項５〜７のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材の製造方法。
10. 前記鋳造材に対し、均質化処理を施した後、鍛造を行って鍛造材を作製し、
    その鍛造材に対し、溶体化処理、水焼き入れ処理および人工時効処理を施して、アルミニウム合金材を製造するようにした請求項５〜７のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材の製造方法。
11. 前記鋳造材に対し、均質化処理を施した後、鍛造を行って鍛造材を作製し、
    その鍛造材に対し、溶体化処理、水焼き入れ処理および人工時効処理を施した後、ショットピーニング処理を施して、アルミニウム合金材を製造するようにした請求項５〜７のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材の製造方法。
12. 請求項５〜１１のいずれか１項に記載の製造方法によって製造されたアルミニウム合金材を用いて車両用コネクティングロッドを製造するようにしたことを特徴とする車両用コネクティングロッドの製造方法。
    

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