JPH01294838A - 高強度、且つ、鍛造性に優れたアルミニウム合金部材 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明は、高強度、且つ、鍛造性に優れたアルミニウ
ム合金部材に関するものである。

〔従来の技術〕

内燃機関に用いられるコネクティングロッド（以下コン
ロッドと称す）には、高温強度、高い信鎖性、低コスト
が要求され、従来は鉄鋼が使用されている。コンロッド
はピストンの上下運動に伴なう高速運動を行なうことか
ら、これを軽量化することによりエネルギー損失を著し
く軽減できるので、比重が鉄鋼に比べ約１７３であるア
ルミニウム合金の使用が検討されてきた。

しかし、従来の溶解鋳造法によるアルミニウム合金は高
温強度が不足しているため、一部の軽負荷エンジンに採
用されているに過ぎないのが現状である。

一方、急冷凝固および粉末冶金法による新種のアルミニ
ウム合金は、その強度、高温強度および耐摩耗性等が、
従来の溶解鋳造法による鋳物合金または展伸用合金と比
べ、飛躍的に優れていることが判明し、近年コンロッド
への適用が盛んに試みられている。

例えば、急冷凝固・粉末冶金法の利点を生かし、同法に
よって従来の溶解鋳造法によるアルミニウム合金よりも
はるかに多量にＦｅおよびＳｉを含有させた“ｊＶ−Ｆ
ｅ−その他遷移金属元素”からなる多元合金ｈ　ヨヒＡ
／　　Ｓ　＋系合金は、コンロッドの使用環境である約
２００　’Ｃ以下での高温強度に優れ、鉄鋼型のコンロ
ッドより負荷断面形状を幾分大きく設計することによっ
て強度上は十分なコンロッドを製造できる。

〔発明が解決しようとする課題〕

しかしながら、鉄鋼製コンロッドの大半は信軌性の高い
熱間鍛造材である。従って、アルミニウム合金製のコン
ロッドについても熱間鍛造材を用いることが望ましいの
であるが、ＳｉおよびＦｅ、または、その他の遷移金属
元素を多量に含む急冷凝固・粉末冶金法によるアルミニ
ウム合金は、鉄鋼または従来の溶解鋳造法によるアルミ
ニウム合金と比べても熱間鍛造性に劣るのが問題である
。

これは、一般に高温強度と熱間鍛造性とは、相反する特
性であることによる。このように、熱間鍛造性が低いと
鍛造工程が特殊、煩雑となって製造コストの増大を招き
、また微小な鍛造欠陥の存在により信頼性が低下するの
で、コンロッドとしては致命的問題である。

従って、この発明の目的は、特にコンロッド用として２
００°Ｃ以下での高温強度に優れ、且つ、熱間鍛造性に
優れたアルミニウム合金部材を提供することにある。

〔課題を解決するための手段〕

本発明者等は、急冷凝固・粉末冶金法による種々の組成
のアルミニウム合金の、室温から熱間鍛造温度までの、
強度および成形性について鋭意研究を重ねた。その結果
、限定された範囲のＡｌ−Ｍｎ合金においては、約２０
０°Ｃまでの高温強度に優れ、且つ、熱間鍛造温度であ
る約４００　’Ｃ以上での熱間鍛造性に優れており、そ
して、これに適量のＣｕを含有させたＡｌ−Ｍｎ−Ｃｕ
合金では、Ａｌ−Ｍｎ合金よりも約２００°Ｃまでの強
度がさらに増大し、ヤ また約４００　’Ｃ以上での熱間散性もより向上すると
の知見を得た。

この発明は、上述の知見に基づいてなされたものであっ
て、 Ｍｎ　：　１０．０〜１３．０ｉｓｔ、χ。

Ｃｕ　：　０．５〜３．Ｏｎｔ、χ。

残部ニアルミニウムおよび不可避的不純物。

からなるアルミニウム合金の象、冷凝固粉末を、粉末冶
金法により成形固化したことに特徴を有するものである
。

次に、この発明において、化学成分組成範囲を、上述の
ように限定した理由について以下に述べる。

マンガン（Ｍｎ）　　： マンガンは鉄等と共に遷移金属元素であり、急冷凝固法
によりアルミニウム中に過飽和固溶または微細に分散析
出させると、強度が著しく向上する。

また、Ｍｎは熱拡散が遅いので、Ｎ−Ｍｎ合金は従来の
溶解鋳造法によるアルミニウム合金よりも高温強度に優
れている。

ｊＶ−Ｍｎ合金とＡｌ−Ｆｅ合金とを比較すると、Ｍ−
Ｍｎ合金は約２００°Ｃ以上においてＡｌ−Ｆｅ合金よ
り強度低下がやや大きく、一方成形性は向上するので熱
間鍛造性が向上する。

また、ｋｌ−Ｍｎ合金はＡＮ−Ｆｅ合金と比較して高い
弾性率が得られるのでコンロッド用として適する。

適量のＣｕを含有するＡＩ　−Ｍｎ　−Ｃｕ合金におい
ては、Ｍｎによる強度向上に加えて約２００″Ｃまでは
Ｃｕによっても強度が増大する。しかしながら、Ｍｎの
含有量が１０．Ｏｗｔ、１未満では所望の効果が得られ
ず、コンロッドとして十分な強度が得られない。

一方、？Ｉｒ＋の含有量が１３．Ｏｗｔ、％を超えると
、ＡＮ　−ＭｎおよびＡＺ−Ｍｎ　　Ｃｕからなる金属
間化合物の形成量が増え、室温での延性が著しく低くな
り、また熱間鍛造性も大きく低下する。

従って、Ｍｎの含有量は１０．０〜１３．Ｏｗｔ、Ｘ（
７）範囲ニ限定すべきである。

銅（Ｃｕ）　　： ２、冷凝固・粉末冶金法によるｊＶ−Ｍｎ合金にＣｕを
含有させると、室温から約２００　”Ｃまでの強度が増
大する。

従来の溶解鋳造法によるアルミニウム合金においてもＣ
ｕの添加は強度向上に有効であることが知られていた。

この強度向上効果はＣｕの含有量が少ない場合は固溶硬
化、Ｃｕの含有量が多い場合は析出硬化のためと考えら
れている。

後者の析出硬化は顕著である。但し、これを最大限に利
用するには溶体化１時効等の適切な熱処理を付与する必
要がある。

急冷凝固・粉末冶金法によるＡｆ−Ｍｎ合金にＣｕを添
加すると、同じく固溶硬化および析出硬化が認められる
ものの、ＪＶ−Ｍｎ−Ｃｕの金属間化合物が形成されや
すいため、これらの機構による硬化は限定される。また
Ａ１Ｍｎ−Ｃｕ合金を約２００°Ｃ以上に長時間保持す
ると、析出相が粗大化して析出硬化は失なわれる。

これに対して、固溶硬化はｖ′Ｊ２００″Ｃ以上でも発
揮されるはずである。しかしながら、急冷凝固・粉末冶
金法により調製されたＡＪＭｎ−Ｃｕ合金においては、
同じ量のＭｎを含有するＡｌ−Ｍｎ合金と比べて、むし
ろ強度は低下し、延性は増大することが判明した。

Ａｌ−Ｍｎ合金は基本的に分散強化型の合金である。

すなわち、急冷凝固・粉末冶金法によりＭマトリックス
のなかに微細な／Ｖ−Ｍｎの金属間化合物が分散し、運
動転位の障害となって強化される。

しかし、このような分散強化型合金に固溶硬化が加味さ
れた場合、室温から一定温度までは前記両強化機構が加
算されるが、一定温度以上では固溶硬化を示す元素の存
在により、分散強化型合金はむしろ強度が低下し、延性
が増大するようである。

これらの知見を利用して、コンロッドの使用温度内で高
強度を示し、コンロッドを製造する際の熱間鍛造温度に
おいては高い成形性を示すように、適当な範囲のＡｊ　
−１１ｎ−Ｃｕ合金を選択することができる。

すなわち、Ｃｕの含有量がＱ、５　ｗｔ、１未満では室
温から約２００°Ｃまでの温度範囲で所望の強度向上が
得られず、さらに、高温での鍛造性の向上にも効果がな
い。

一力、Ｃｕの含有量が３．０ｗｔ、χを超えるとＡｌ−
Ｍｎ−Ｃｕ金属間化合物の形成量が多（なって、強度向
りに寄与しないばかりか、室温延性の低下も顕著となる
。

従って、／ｄ　−１０，０〜１３．Ｏｗｔ、χＭｎ合金
に対するＣｕの含有量は０．５〜３．Ｏｗｔ、χの範囲
内に限定すべきである。

本発明の合金の組成に関する構成は以上の通りであるが
、本構成の細部における変更は当業者によって容易にな
し得よう。

すなわち、既に急冷凝固・粉末冶金法によるアルミニウ
ム合金において、多数の遷移金属元素の添加が室温強度
、高温強度の向上にを効であることが知られている。

Ｆｅ、　Ｎｉ、　Ｃｏ、　Ｚｒ、　Ｔｉ、　Ｃｒ、　　
Ｖ、　Ｈｆ、　Ｎｂ、　Ｍｏ等の元素の比較的少量を１
種または２種以上Ａｌ−Ｍｎ−Ｃｕ合金に添加すると、
分散強化の増大による強度向上が得られることがある。

従って、これらの元素の添加がＡｌ−Ｍｎ−Ｃｕ合金の
熱間鍛造性を著しく阻害しない限りにおいて、本発明の
合金と同様の効果が得られる。

また、Ｍｇは固溶硬化に寄与する元素であり、この少量
をＡｆ　　Ｍｎ　　Ｃｕ合金に添加することによっても
室温から約２００℃までの強度向上および熱間鍛造性の
向上が期待できる。

さらに、Ｓｉは固溶硬化および分散強化の双方に寄与す
る可能性を有する元素であり、この少量をＪＶ　　Ｍｎ
−Ｃｕ合金に添加することによっても一定の強度向上が
可能である。

次に、本発明のアルミニウム合金部材をアルミニウム合
金から成形固化する方法、即ち、急冷凝固粉末の製法お
よび粉末冶金法による粉末固化方法について述べる。

前述したように、本発明のアルミニウム合金部材は、ア
ルミニウム合金の急冷凝固粉末を粉末冶金法によって成
形固化してなるものである。

急冷凝固粉末の製法： 現在、溶解鋳造法によるアルミニウム合金であって工業
的に広く利用されているものの凝固速度は約ｌＯ°（／
ｓｅｃ以下である。

一方、本発明においてアルミニウム合金の凝固速度は少
なくとも１０２°（／ｓｅｃ以上、好ましくは１０’℃
／ｓｅｃ以上を必要とする。このためには、公知の空気
アトマイズ法が、現在のところ最も量産性および経済性
にかなう急冷凝固粉末の製法であり、本発明にも適して
いる。この空気アトマイズ法によるアルミニウム合金粉
末において、粗大粉末をふるい分けすれば、約１０”Ｃ
／ｓｅｅ以上の凝固速度が得られる。

この他にも、種々の急、冷凝固粉末、薄片およびリボン
の製法が知られており、この中には１０’’Ｃ／ｓｅｃ
以上の凝固速度が得られる方法もある。

しかし後述するように、アルミニウム合金粉末の固化に
は熱開成形が不可決であり、このときに急冷凝固組繊の
熱分解が生ずる。従って、必ずしも前述のような高い凝
固速度の利点を生かせず、かえって量産性および経済性
の問題が残ることが多い。

粉末冶金法による粉末固化方法： 急冷凝固によって得られた粉末、薄片またはリボンを粉
砕した粉末を固化するには、少なくとも一度は熱間成形
を行なう必要がある。アルミニウム合金粉末の表面は薄
い強固な酸化皮膜で覆われており、通常の焼結法によっ
ては固化できない。

また信頬性の高い強度部材としては空隙の無い、相対密
度が１００％の固化を行なう必要がある。

さらに、酸化皮膜を破壊して粉末間の全屈結合を得るに
は、熱間での一定量以上の塑性変形を与える必要がある
。

これらの条件を満足するアルミニウム合金粉末の固化成
形工程として、圧縮成形によるビレットの成形・脱ガス
、熱間押出および熱間鍛造を記述の順序で順次行なうの
が最も一般的である。

コンロッド用のアルミニウム合金部材への成形加工法と
して熱間押出を省き、予備成形体の圧縮成形、熱間鍛造
からなる短縮工程で、強度および信軌性共に十分なもの
が得られれば、生産性および経済性の両面において有利
である。しかし、現状では熱間押出工程を省いたものは
、同工程を含むものと同等の特性を得るには至っていな
い。

これらの固化、成形および鍛造工程における熱および加
工履歴はコンロッドの特性に影響を与える。最も重要な
点は、合金中の分散強化粒子の粗大化による強度低下を
最小限とすることである。

本発明においては、これらの熱間工程の温度を５００　
’Ｃ以下とすること、好ましくは４６０°Ｃ以下とする
ことにより所望の特性が保持される。

〔発明の実施例〕

次に、この発明を実施例により説明する。

第１表に示す本発明の範囲内の成分組成を有する合金Ｎ
１１ｌ〜ｌ！１５、および、本発明の範囲外の成分組成
を有する比較合金阻１〜Ｎα５を各々溶製した。これら
の合金の各々を再溶解し、空気アトマイズ法により急冷
凝固粉末とした。アトマイズ条件の設定、および、アト
マイズ粉末のふるい分けにより、−１００メツシユ（ふ
るいの目開き１４９ｎ以下）、平均粒径約４５−の粉末
を得た。

これらの粉末の各々の粉末断面の合金組織を解析した結
果、これらの粉末の凝固速度は１０３〜１０４’（：／
ｓｅｃ程度であった。

これらの粉末の各々を４００°Ｃで真空脱ガスした後に
熱間プレスし、直径１５０閣のビレットを成形した。そ
してこれらのビレットの各々を４２０°Ｃに加熱して熱
間押出を行ない、押出比１１で直径４５ＩＩＩ１１の押
出丸棒に調製し、本発明の合金部材の供試体（以下本発
明の供試体と称す）恵１〜Ｎα５、および、比較用合金
部材の供試体（以下比較用供試体と称す）Ｎａｌ〜随５
とした。

これらの押出丸棒の供試体の各々より引張試験片を採取
し、室温および２００°Ｃでの引張性質を測定し併せて
第１表に示した。

また、押出丸棒の供試体の各々を高さ８０胴の円柱試片
にカントし、４５０°Ｃに加熱保持し、油圧プレスにセ
ットし、３００°Ｃに加熱し、次いで黒鉛系潤滑剤を塗
布した上下一対の平盤金型により、これらの円柱試片の
据込み圧縮を行ない、割れの発生する限界据込み率を求
めて熱間鍛造性を評価し、その結果を第１表に併せて示
した。

第１表に示すように、Ｍｎの含有量が本発明の範囲に満
たず過少な比較用供試体Ｎα１、および、Ｃｕの含有量
が本発明の範囲に満たず過少な比較用供試体随２は、い
ずれも所望の室温強度を有していなかった。

Ｃｕの含有量が本発明の範囲を超えて過多な比較用供試
体Ｎα３は、室温での引張伸びが小さかった。

Ｃｕを含有しない比較用供試体顯４は、Ｎ−Ｍｎ二元合
金であり強度特性はコンロッドに適するが、限界据込み
率が多少劣っていた。

Ｍｎの含有量が本発明の範囲を超えて過多な比較用供試
体Ｎα５は、室温での引張伸びが極めて低く、限界据込
み率も小さかった。

このように、本発明の合金組成範囲を外れた合金部材は
、コンロッド用として不適当である。

これに対して、本発明の供試体阻１〜Ｎα５は、いずれ
も室温での引張強さが４８ｋｇｆ／ａｍ”以上、２００
°Ｃでの引張強さが３５　ｋｇｆ／ｒｍ”以上であり、
コンロッドにｉΔする強度を有していた。さらに、限界
据込み率はいずれも７５％以上であり、優れた熱間鍛造
性を有していた。

なお、溶解鋳造法による展伸合金で鍛造用に広く用いら
れるＡ２０１４合金およびＡ６０６１合金の限界据込み
率は８５％以上であり、本発明の合金部材はこれらの常
用の合金に比べやや限界据込み率が低下している。

しかしながら、溶解鋳造法による展伸合金中最も高温強
度に優れている合金の一つであるＡ　５０８３合金の押
出材の２００“Ｃでの引張強さは約２４ｋｇｆ／ｎｍ＋
”である、また、同じく溶解鋳造法による熱処理型の展
伸合金である２２１８合金（国際規格）は、２００°Ｃ
に短時間保持された場合には約３３　ｋｇ　ｆ　／　ｆ
ｆｌ１ｍ”の引張強さを示すが、長時間（例えば１００
０時間）保持後には、引張強さで約１８ｋｇｆ／侑２に
低下する。

これらの溶解鋳造法による従来合金に対して、急冷凝固
・粉末冶金法による本発明のアルミニウム合金部材は、
２００°Ｃで約１．５倍の引張強さを示し、コンロッド
の使用温度範囲内で優れた強度を有する。

また、コンロッドに成形するための熱間鍛造においては
、従来合金に比べて若干鍛造性に劣るものの、他の成分
組成を有する急冷凝固・粉末冶金法からなる合金部材と
比較すれば実用上十分良好な鍛造性を有する。

〔発明の効果］ 以上詳述したように、この発明のアルミニウム合金部材
は、コンロッドの使用温度範囲内で従来の溶解鋳造法に
よる合金に比して著しく高い強度を有し、また、コンロ
ッドに成形するための熱間鍛造における鍛造性が良好で
あることから、従来の鉄鋼製コンロッドに替わる軽量ア
ルミニウム合金製コンロッド用合金部材として適してい
る。従って、この発明の合金部材によれば、高速運転性
能に優れ、且つ、効率の高い内燃機関の製造が可能であ
り、産業上価れた効果がもたらされる。

出願人　　三菱アルミニウム株式会社 代理人　　潮　　谷　　京　津　夫

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　Ｍｎ：１０．０〜１３．０ｗｔ．％、 Ｃｕ：０．５〜３．０ｗｔ．％、 残部：アルミニウムおよび不可避的不純物、からなるア
   ルミニウム合金の急冷凝固粉末を、粉末冶金法により成
   形固化したことを特徴とする、高強度、且つ、鍛造性に
   優れたアルミニウム合金部材。