JPH02247348A - 引張強度、延性および疲労強度にすぐれた耐熱性アルミニウム合金 - 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］ 本発明は、引張強度、延性及び疲労強度特に切欠疲労強
度にすぐれた耐熱性アルミニウム合金に関し、特に内燃
機関のコネクティングロッド（コンロッド）その他バル
ブリフタ、バルブスプリングリテーナ−ロッカーアーム
等の動弁部分、シンクロナイザ−リング等に適したアル
ミニウム合金である。

［従来の技術］ 自動車やオートバイなどの省エネルギ一対策としてその
軽量化の要望が高い。特に内燃機関の部品なかんづくコ
ンロッドを軽量化すれば、エンジンの性能が大幅に向上
するため、このコンロッドを中心に他の部品とともにア
ルミニウム化したいという要望が高い― ところで、コンロッドは常温から　１５０℃、高負荷の
内燃機関においては２００℃で用いられる。

このため、コンロッド用材料には常温〜２００”Ｃにお
ける引張強度、延性および疲労強度が必要とされ、また
縦弾性係数が高いこと、線膨脹係数が低いことも重要で
ある。これらの要求特性のうち、重視されるのは延性お
よび切欠疲労特性である。

上記従来の高温強度にすぐれたアルミニウム合金とされ
ている合金（ＪＩＳ−Ａ２２１８．Ａ２８１８）であっ
ても、その引張強度、疲労強度、切欠疲労強度は１５０
℃以上においては未だ十分ではない。

このためコンロッド等にはアルミニウム合金はほとんど
使われず、専ら鉄鋼材料が使われている。

しかし、前述のように、一方ではコンロッドを中心に軽
量化すれば、エンジンの性能が大幅に向上するため、コ
ンロッド等のアルミニウム合金化の要望が高い。

そこで本出願人はさきにその改善策としてＡｌ−Ｆｅ−
Ｖ−Ｍｏ−Ｚｒ合金成分を有し、化合物粒子を調整した
材料（特開昭８２−２３８３４６号）すなわち高温時に
おける引張強度、疲労強度にすぐれたアルミニウム合金
、Ａ　Ｉ　　Ｓ　１−Ｆｅ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金（特願昭
６２−２６３８５７号）および同成分で化合物粒子の大
きさを制御した材料（特願昭８２−２６３０５６号）を
提案した。

［発明が解決しようとする課題］ 本材料は粉末冶金法で作られ、通常鍛造肌のままか、型
合せ部の鍛造パリをハツリ加工等で仕上げ使用される。

このような表面状態では、表面粗さやミクロクラックが
切欠となって疲労強度を低下させることがある。また、
コンロッドなどは異常負荷がかかることがあり、延性が
低いと急峻な破壊が起り、信頼性に欠けることとなる。

しかし、従来提案された特開昭８２−２３８３４８は、
高い引張強度が得られたが、切欠疲労強度が低く、また
、特願昭６２−２６３６５６で提案したものは、使用温
度が１５０℃を超えると急に引張強度の低下がみられ、
また、２００℃までの延性が低く、いずれも高負荷がか
かる内燃機関のコンロッドには不十分である。

また、特願昭８２−２６３６５７で提案したものは、延
性が低（、そこで本発明はさらにこれらを改良して、２
００℃までの高温における強度、延性および切欠疲労強
度もすぐれたアルミニウム合金を提供しようとするもの
である。

［課題を解決するための手段］ 本発明は重′ｍ基準でＦｅ：４〜１２％、Ｓｉ：１〜４
．０未満％、Ｃｕ：１〜６％、Ｍｇ：０．３〜３％、Ａ
ｌ：残の組成を有することを特徴とする引張および疲労
強度にすぐれたアルミニウム合金の組成を有するもの、
および上記組成にさらにｖＴｏ、５〜５％、Ｍ　ｏ　：
　　０．５〜５％、Ｚ　ｒ　：　　０．４〜４％の１種
又は２ｆｔ１１以上で合計８％以下添加してなることを
特徴とする引張強度、延性および疲労強度にすぐれた耐
熱性アルミニウム合金である。

本発明合金の組成の限定理由は下記のとおりである。

Ｆｅ：Ａｌ３Ｆｅ、Ａｌ５Ｆｅ、Ａ１〜Ｆｅ系準安定相
あるいはＡ１〜８ｉ−Ｆｅ系化合物として分散し、引張
強度、疲労強度、切欠疲労強度を高める。また、弾性係
数を高め、線膨脹係数を下げる効果もある。その二が４
％未満では引張強度、疲労強度、切欠疲労強度が不足す
る。又、１２％を越えると延性が不足し、また熱間鍛造
が困難となる。

Ｓｉ：Ｆｅと共存してＡ１〜３ｔ−Ｆｅ系化合物として
分散し、疲労強度、延性および切欠疲労強度を高める。

また、弾性係数を高め、線膨脹係数を下げる。その量が
１％未満ではＡ１〜３ｔ−Ｆｅ系化合物の量が不足して
延性、疲労強度、切欠疲労強度が低くなり、また、線膨
脹係数が大きくなる。

４．０％以上であるとＡ１〜３ｔ−Ｆｅ系化合物の瓜が
過剰となり、またＳｉ粒子として存在することもあり、
引張強さへの効果が飽和するのに加え、延性および切欠
疲労強度が低下する。

Ｃｕ：Ｍｇと共存し、時効硬化性を付与する。

時効硬化により引張強度、疲労強度、切欠疲労強度が向
上する。その量が１％未満では効果が十分でなく、６％
を越えると押出・鍛造等の熱間加工性を害し、耐食性を
低下させる。また、高温においてはマトリックスに固溶
することによって延性を高める。

Ｍ　ｇ　：　Ｃｕと共存し、時効硬化性を付与する。

時効硬化により、引張強度、延性および疲労強度、切欠
疲労強度が向上する。その量が０．３％未満では効果が
十分でな（，３％を越えると効果が飽和する。

Ｖ、Ｍｏ：Ｆｅと共存してＡｌ−Ｆｅ−Ｖ。

Ａ１〜Ｆｅ−ＭｏあるいはＡｔ−Ｆｅ−Ｖ−Ｍ　ｏ系の
化合物として分散し、引張強度および疲労強度特に高温
における強度を向上させる。その量が下限未満では効果
が十分でなく、上限を越えると効果が飽和し、コストが
上昇する。

Ｚｒ：Ａ１〜Ｚｒ系の化合物を形成し、引張強度および
疲労強度、特に高温における強度を向上させる。また、
Ａ１〜Ｆｅ％Ａｌ−Ｆｅ−ＶＳＡ　１−Ｆｅ−Ｍｏある
いはＡｔ−Ｆ　ｅ　−Ｖ　−Ｍ　ｏ系化合物の粗大化を
抑制する。その量が下限未満では効果が十分でなく、上
限を越えると効果が飽和し、コストが上昇する。

Ｖ＋Ｍｏ＋Ｚｒｒ８％を越えると効果が飽和するばかり
でなく、鍛造等の熱間加工性を害する。

その他の元素：Ｍｎ、Ｎｉ、Ｚｎ、、Ｃｒ、Ｔ　ｉ　５
ＣｏＳＹ１Ｃｅ％Ｎｂ等を添加してもかまわない。ただ
し、多量に添加すると延性や熱間加工性を害する。

かかる本発明の合金は各種の製造方法によって製造する
ことが可能であるが、一般に以下の方法で製造すること
が望ましい。

すなわち、まず前述の合金組成のアルミニウム合金を溶
解し、溶湯を急冷凝固する。この際の冷却速度は速いほ
ど化合物粒子が微細になって、疲労強度、切欠疲労強度
が向上する。通常は１００℃／秒以上の冷却速度で製造
される。具体的な方法としては、アトマイズ法、単ロー
ル法、双ロール法、噴霧ロール法などが用いられる。

このようにして得た粉末、フレークまたはリボンを冷間
圧縮し、脱ガス−熱間押出、脱ガス−ホットプレス−熱
間押出、脱ガス−ホットプレス等によって成形し、その
後熱間鍛造によってコンロッド、ロッカーアーム、シン
クロナイザ−リング等の形状を付与し、最後に熱処理を
行う。このようにして金属間化合物の大きさがｌθμ■
以下である材料が得られる。

脱ガス１４３００〜５２０℃で行う。３００℃未満では
水分の除去が十分に行われず、強度低下特に疲労強度の
低下、フクレや孔の原因となる。５２０℃を越えると化
合物粒子が成長・粗大化し、疲労強度、切欠疲労強度の
低下を招く。脱ガス時の雰囲気は真空が最も望ましいが
、Ｎ２ガス、Ａｒガスあるいは空気でもよい。

ホットプレス、熱間押出はビレットを３００〜５００℃
に加熱して行う。３００℃未満では材料の変形抵抗が大
きいため加工が困難であり、５００℃を越えると割れが
生じる。

なお、本合金組成では粉末製造時にＡ１〜３ｉ−Ｆｅ系
化合物が粗大に成長せず、１０μ−以下に調整できるの
で、押出等の強加工によって金属間化合物を破砕・分散
する必要はない。

すなわち、押出工程を省略して、ホットプレス後、直ち
に熱間鍛造に供することもできる。

熱間鍛造は４００〜５００℃で行う。４００℃未満ある
いは５００℃を越えると鍛造割れが生じやすい。

熱処理は引張強度、疲労強度、切欠疲労強度を高めるた
めに必要である。溶体化処理−焼入れ一焼もどしくＴ６
またはＴ７処理）あるいは溶体化処理−焼入れ（Ｔ４処
理）によって行われる。通常焼入れは水冷によって行わ
れ、焼もどしは最高強度が得られる条件で行われる。た
だし、焼入れ歪や残留応力を緩和するために温水焼入れ
や比較的高温での過時効焼もどしも行われる。

［実施例］ 第１表の組成を有する合金を溶解し、エアガスアトマイ
ズによって急冷凝固粉末を得た。このときの冷却速度は
１０２〜ｂ 得られた粉末を１４９μｍ以下に分級し、冷間金型圧縮
により、直径８３ｍｍ、長さ　１５０ｍ■の圧縮物を作
成した。このときの密度は理論密度の６５〜７３％であ
った。この圧縮物をアルミニウム缶に入れ、真空（Ｊ！
４空度ｌＯ°’〜１０″２Ｔｏｒｒ）に引きながら４５
０℃に加熱して脱ガスした。この後アルミニウム缶を封
じ、金型中で圧縮（ホットプレス）し、１００％密度の
ビレットを得た。冷却後、切削によりアルミニウム缶を
除去した。その後４３０℃に加熱し、間接押出により直
径１８ｍ−の押出棒を得た（押出比１５）。この後４８
０℃で１時間の溶体化処理、水焼入、１７５℃で５時間
の時効処理（Ｔ６処理）を行った。

以上のようにして得られた材料について常温および２０
０℃における引張試験（２００℃の場合は保持時間１０
０時間）を行い、常温において形状係数α−３，１の切
欠を持つ試験片を用いて応力振幅１１ｋｇｆ’／ａｓ’
により疲労試験を行った。（小野式回転曲げ試験） 結果は第１表に示すとおりである。

本発明合金Ｎｏ、１−１５は、常温および２００℃１．
：　オｉｔ　ル引張強度は、４５ｋｇｆ／ａｓ２以上、
２２．５ｋｇｆ／−１’以上と高く、常温および２００
℃における伸びもそれぞれ２％以上、１２％以上と高い
。また、切欠疲労試験における寿命（破断までの繰返数
）も　ｔｘ　１０６以上を越えている。これに対して比
較合金のＮｏ、１ＢはＦｅ含有量が１４．５％と多いた
めに、常温および２００℃における伸び（延性）が０．
９％および１．３％と低い。

Ｎｏ、２２は選択成分としてＭｏを１．９％含有するも
のであるが、Ｆｅ含有量が３．３％と低いために、２０
０℃における強度が１９．１ｋｇｆ／−麿２と低く、疲
労強度も　４．２Ｘ　１０５と低い。

Ｎｏ、１７は選択成分としてｖを２．１％、２「を１．
０％含有するものであるが、Ｓｉ含有量が６．０％と多
いために、常温における伸び（延性）が０．９％と低い
。

Ｎ　ｏ、２０はＳｉ含有量が８．０％と多いために、常
温における伸びが１．２％と低い。

Ｎｏ、２４は、選択成分としてＺ「を１．７％含有する
ものであるが、Ｓｔ含Ｈｊｌが８．７％と多いために、
強度および疲労強度は満足する性能をもっているが、常
温および２００℃における伸びが０．３％、８．５％と
低い。

Ｎｏ、Ｉ９はＳｉ含有量が０．３％と少ないために、常
温における強度が３９．７ｋｇｆ／ｓｍ２と低く、また
疲労強度が２．４Ｘ　１０５と低い。

Ｎｏ、２３は選択成分としてＶを２．１％、Ｚｒを１．
１％含有するものであるが、Ｓｉ含有量を０．２％と少
なくしたものであり、強度および疲労強度は満足する性
能をもっているが、常温における伸びが０．６％と低い
。

Ｎｏ、１８はＣｕ含有量が８．１％と多いため、常温お
よび２００℃における伸びが、１．４％および４．８％
と低い。

Ｎ　ｏ、２１はＭｇ含有量が４．２％と多いが、含有量
が多くなった割合に比して強度・伸び（延性）および疲
労強度の向上が期待できないので、発明の範囲から外し
た。

Ｎｏ、２５は選択成分としてＶを２．１％含有するもの
であるが、ＣｕおよびＭｇ含有量が発明の範囲以下とし
たものであり、２００’Ｃにおける伸びが７．４％と低
く、また疲労強度が１．３Ｘ　１０４と低い。

Ｎ　ｏ、２６は選択成分として■を１．８％、Ｍｏを２
．１％、Ｚｒを０６８％含有するものであるが、Ｓｌ　
％　ＣｕおよびＭｇの含ａｍを発明の範囲以下としたも
のであり、常温および２００℃における伸びが１．２％
、４゜９％と低く、また疲労強度が４．７Ｘ　１０４と
低い。

Ｎ　ｏ、２７は選択成分としてＶ、Ｍｏ、Ｚｒ含有二の
合計が８．５％と多く、常温および２００”Ｃにおける
伸びが０％および０．９％と低い。

本実施例においてはＴ６処理を行った場合について示し
たが、Ｔ４処理（４８０℃Ｘ　１ｈｒ−水焼入）、亜時
効処理（４８０℃Ｘ　１ｈｒ−水焼入→１５５”ＣＸ　
２ｈｒ）あるいは過時効処理（４８０℃Ｘ１ｈｒ−＋水
焼入＝１８５℃Ｘ　１５ｈｒ）でもほぼ同様な結果が得
られた。

［発明の効果］ 本発明によれば、引張強度、延性および疲労強度の高い
合金が得られる。そして、コンロッド等に適用して軽量
化し、内燃機関の出力増加、高効率化を可能にする。そ
の他ロッカーアーム、バルブリフタ、バルブスプリング
テーナー　シンクロナイザ−リング等にも適用して軽量
化を可能にする。また、常温における延性が約２倍以上
となったため、切削時の表面割れなども少くなった。

特許出願人　住友軽金属工業株式会社 代理人　弁理士　小　松　秀　岳 代理人　弁理士　旭　　　　　宏

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量基準で Ｆｅ：４〜１２％ Ｓｉ：１〜４．０未満％ Ｃｕ：１〜６％ Ｍｇ：０．３〜３％ 残部Ａｌおよび不可避的不純物を含有することを特徴と
   する引張強度、延性および疲労強度にすぐれた耐熱性ア
   ルミニウム合金。
2. （２）Ｆｅ：４〜１２％ Ｓｉ：１〜４．０未満％ Ｃｕ：１〜６％ Ｍｇ：０．３〜３％ さらに Ｖ：０．５〜５％ Ｍｏ：０．５〜５％ Ｚｒ：０．４〜４％ の１種又は２種以上で合計８％以下 残部Ａｌおよび不可避的不純物を含有することを特徴と
   する引張強度、延性および疲労強度にすぐれた耐熱性ア
   ルミニウム合金。