JPH06240399A - 切欠き疲労強度の優れた耐熱アルミニウム合金 - Google Patents
切欠き疲労強度の優れた耐熱アルミニウム合金Info
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- JPH06240399A JPH06240399A JP5050035A JP5003593A JPH06240399A JP H06240399 A JPH06240399 A JP H06240399A JP 5050035 A JP5050035 A JP 5050035A JP 5003593 A JP5003593 A JP 5003593A JP H06240399 A JPH06240399 A JP H06240399A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 Ｓｉ7.0 〜12.0％( 重量％、以下同じ）、Ｃ
ｕ3.0 〜6.0 ％、Ｍｇ0.20〜1.0 ％、Ｍｎ0.30〜1.5
％、Ｔｉ＋Ｖ0.40〜2.0 ％、Ｚｒ0.05〜0.5 ％を含み、
残部Ａｌと不可避不純物からなるＡｌ−Ｓｉ系合金であ
って、平均粒子径が0.5 μm 以下のＴｉ、Ｖ、Ｚｒを含
む金属間化合物が分散してなる。好ましくは急冷凝固粉
末冶金法、より好ましくはスプレイフォーミング法によ
り製造される。加工硬化係数を0.20以下とすることによ
り優れた転造加工性が与えられる。 【効果】 切欠き疲労強度が優れ、高剛性、低熱膨張性
を有し、コンロッドなど内燃機関の回転部材用として有
用である。
ｕ3.0 〜6.0 ％、Ｍｇ0.20〜1.0 ％、Ｍｎ0.30〜1.5
％、Ｔｉ＋Ｖ0.40〜2.0 ％、Ｚｒ0.05〜0.5 ％を含み、
残部Ａｌと不可避不純物からなるＡｌ−Ｓｉ系合金であ
って、平均粒子径が0.5 μm 以下のＴｉ、Ｖ、Ｚｒを含
む金属間化合物が分散してなる。好ましくは急冷凝固粉
末冶金法、より好ましくはスプレイフォーミング法によ
り製造される。加工硬化係数を0.20以下とすることによ
り優れた転造加工性が与えられる。 【効果】 切欠き疲労強度が優れ、高剛性、低熱膨張性
を有し、コンロッドなど内燃機関の回転部材用として有
用である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、切欠き疲労強度の優れ
た耐熱性アルミニウム合金、特に、コンロッド等内燃機
関の運動部材用として好適で、ネジ転造性にも優れた切
欠き疲労強度に優れた耐熱性アルミニウム合金に関す
る。
た耐熱性アルミニウム合金、特に、コンロッド等内燃機
関の運動部材用として好適で、ネジ転造性にも優れた切
欠き疲労強度に優れた耐熱性アルミニウム合金に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、地球環境問題を発端として、自動
車の燃費向上が重要視されてきている。燃費向上を達成
するには、車両を軽量化することが最も効果的な手法の
一つであり、軽量材料の開発が進んでいる。自動車用内
燃機関についても、出力性能の向上、省燃費の観点から
内燃機関運動部材の軽量化が強く要求されている。例え
ば、コンロッドは、高温、高負荷状態で使用されるた
め、高い耐熱疲労強度、剛性、低熱膨張性が要求されて
おり、これらの要求特性を軽量材料としてアルミニウム
材料の使用が試みられている。
車の燃費向上が重要視されてきている。燃費向上を達成
するには、車両を軽量化することが最も効果的な手法の
一つであり、軽量材料の開発が進んでいる。自動車用内
燃機関についても、出力性能の向上、省燃費の観点から
内燃機関運動部材の軽量化が強く要求されている。例え
ば、コンロッドは、高温、高負荷状態で使用されるた
め、高い耐熱疲労強度、剛性、低熱膨張性が要求されて
おり、これらの要求特性を軽量材料としてアルミニウム
材料の使用が試みられている。
【０００３】アルミニウム材料のうち急冷凝固粉末冶金
法により成形されるアルミニウム合金は、合金成分を高
濃度に添加することが可能であり、従来のインゴット冶
金法によるアルミニウム合金に比べ疲労強度、剛性、熱
膨張性が著しく改良されるため、コンロッド等自動車内
燃機関の運動部材用に耐熱性、耐クリープ性、耐摩耗性
に優れた種々の急冷凝固アルミニウム合金が開発されて
いる。
法により成形されるアルミニウム合金は、合金成分を高
濃度に添加することが可能であり、従来のインゴット冶
金法によるアルミニウム合金に比べ疲労強度、剛性、熱
膨張性が著しく改良されるため、コンロッド等自動車内
燃機関の運動部材用に耐熱性、耐クリープ性、耐摩耗性
に優れた種々の急冷凝固アルミニウム合金が開発されて
いる。
【０００４】これらの急冷凝固アルミニウム合金のう
ち、多くは5 〜30％程度のＳｉ、1 〜15％程度のＦｅを
含有するもので（例えば、特開平2-61021 号公報、特開
平3-177530公報) 、通常のインゴット冶金法により製造
されたアルミニウム合金に比べ、剛性、疲労強度等に優
れた特性を有するが、この急冷凝固Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合
金は、ネジ底のような切欠きを有しているときの疲労強
度が十分でないことに起因して、当該合金によりコンロ
ッドを製作した場合、図１に示すように、コンロッド１
の大端部においてロッド部２とキャップ部３を締結する
ボルト４を挿通するために、ロッド部２に切削タップに
より加工形成したネジ孔部５のネジ底やボルト頭座面部
の隅角部６のような切欠き部に疲労亀裂が生じ易く、コ
ンロッドなど内燃機関の運動部材として実用化する場合
の問題点となっている。
ち、多くは5 〜30％程度のＳｉ、1 〜15％程度のＦｅを
含有するもので（例えば、特開平2-61021 号公報、特開
平3-177530公報) 、通常のインゴット冶金法により製造
されたアルミニウム合金に比べ、剛性、疲労強度等に優
れた特性を有するが、この急冷凝固Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合
金は、ネジ底のような切欠きを有しているときの疲労強
度が十分でないことに起因して、当該合金によりコンロ
ッドを製作した場合、図１に示すように、コンロッド１
の大端部においてロッド部２とキャップ部３を締結する
ボルト４を挿通するために、ロッド部２に切削タップに
より加工形成したネジ孔部５のネジ底やボルト頭座面部
の隅角部６のような切欠き部に疲労亀裂が生じ易く、コ
ンロッドなど内燃機関の運動部材として実用化する場合
の問題点となっている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、内燃機関の
運動部材として適用される急冷凝固アルミニウム合金に
おける上記従来の問題を解消するためになされたもので
あり、その目的は、コンロッド等内燃機関用運動部材の
使用条件下において十分な切欠き疲労強度を有するとと
もに、高剛性、低熱膨張性を備えた耐熱性アルミニウム
合金を提供することにある。
運動部材として適用される急冷凝固アルミニウム合金に
おける上記従来の問題を解消するためになされたもので
あり、その目的は、コンロッド等内燃機関用運動部材の
使用条件下において十分な切欠き疲労強度を有するとと
もに、高剛性、低熱膨張性を備えた耐熱性アルミニウム
合金を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めの本発明による耐熱性アルミニウム合金は、Ｓｉ7.0
〜12.0％（重量％、以下同じ）、Ｃｕ3.0 〜6.0 ％、Ｍ
ｇ0.20〜1.0 ％、Ｍｎ0.30〜1.5 ％、Ｚｒ0.05〜0.5 ％
を含み、ＴｉおよびＶのうちの１種以上を合計0.40〜2.
0 ％含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるＡｌ
−Ｓｉ系合金であって、平均粒子径が0.5 μm 以下のＴ
ｉ、Ｖ、Ｚｒを含む金属間化合物が分散していることを
構成上の基本的特徴とし、加工硬化係数Ｎ値が0.20以下
であることを構成上の第２の特徴とする。さらに、当該
合金が、溶湯を非酸化性ガスで噴霧して急冷凝固させな
がら堆積させることにより形成されるビレットの成形体
を押出加工して成形されることを発明構成上の第３の特
徴とする。
めの本発明による耐熱性アルミニウム合金は、Ｓｉ7.0
〜12.0％（重量％、以下同じ）、Ｃｕ3.0 〜6.0 ％、Ｍ
ｇ0.20〜1.0 ％、Ｍｎ0.30〜1.5 ％、Ｚｒ0.05〜0.5 ％
を含み、ＴｉおよびＶのうちの１種以上を合計0.40〜2.
0 ％含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるＡｌ
−Ｓｉ系合金であって、平均粒子径が0.5 μm 以下のＴ
ｉ、Ｖ、Ｚｒを含む金属間化合物が分散していることを
構成上の基本的特徴とし、加工硬化係数Ｎ値が0.20以下
であることを構成上の第２の特徴とする。さらに、当該
合金が、溶湯を非酸化性ガスで噴霧して急冷凝固させな
がら堆積させることにより形成されるビレットの成形体
を押出加工して成形されることを発明構成上の第３の特
徴とする。
【０００７】必須成分として含まれるＳｉは、Ｓｉ粒子
として分散し、切欠き疲労強度を高め、材料に高弾性係
数、低熱膨張係数を付与するのに寄与する。但し、Ｓｉ
粒子それ自体は脆く、マトリックスとの界面強度も高く
ないので、Ｓｉの含有量が多過ぎたり、Ｓｉ粒子が粗大
になった場合は、Ｓｉ粒子の破壊や界面の剥離などによ
り靭性が低下して疲労亀裂の発生、進行にたいする抵抗
が弱くなり、切欠き疲労強度は低下する。Ｓｉの好まし
い含有量は7.0 〜12.0％の範囲で、7.0 ％未満ではその
効果が小さく、12.0％を越えると、Ｓｉ粒子の量が過剰
になるとともにＳｉ粒子の微細晶出組織が得難くなり、
それ以上の切欠き疲労強度の向上が期待できなくなる。
加工硬化係数Ｎ値も増大して、転造加工性、鍛造加工
性、切削加工性が劣化する。
として分散し、切欠き疲労強度を高め、材料に高弾性係
数、低熱膨張係数を付与するのに寄与する。但し、Ｓｉ
粒子それ自体は脆く、マトリックスとの界面強度も高く
ないので、Ｓｉの含有量が多過ぎたり、Ｓｉ粒子が粗大
になった場合は、Ｓｉ粒子の破壊や界面の剥離などによ
り靭性が低下して疲労亀裂の発生、進行にたいする抵抗
が弱くなり、切欠き疲労強度は低下する。Ｓｉの好まし
い含有量は7.0 〜12.0％の範囲で、7.0 ％未満ではその
効果が小さく、12.0％を越えると、Ｓｉ粒子の量が過剰
になるとともにＳｉ粒子の微細晶出組織が得難くなり、
それ以上の切欠き疲労強度の向上が期待できなくなる。
加工硬化係数Ｎ値も増大して、転造加工性、鍛造加工
性、切削加工性が劣化する。
【０００８】Ｃｕは、Ｍｇと共存し、マトリックス中に
固溶して、材料に時効硬化性を付与し、高温強度、切欠
き疲労強度を高める。好ましい含有範囲は3.0 〜6.0 ％
であり、3.0 ％未満ではその効果が小さく、6.0 ％を越
えると効果が飽和するとともに、Ｎ値の増大、すなわち
延性の低下を招き、転造加工性、鍛造加工性、切削加工
性を低下させる。Ｍｇは、Ｃｕと共存して材料に時効硬
化性を付与し、高温強度、切欠き疲労強度を向上させ
る。好ましい含有量は0.20〜1.0 ％の範囲であり、0.20
％未満ではその効果が小さく、1.0 ％を越えると効果が
飽和する。
固溶して、材料に時効硬化性を付与し、高温強度、切欠
き疲労強度を高める。好ましい含有範囲は3.0 〜6.0 ％
であり、3.0 ％未満ではその効果が小さく、6.0 ％を越
えると効果が飽和するとともに、Ｎ値の増大、すなわち
延性の低下を招き、転造加工性、鍛造加工性、切削加工
性を低下させる。Ｍｇは、Ｃｕと共存して材料に時効硬
化性を付与し、高温強度、切欠き疲労強度を向上させ
る。好ましい含有量は0.20〜1.0 ％の範囲であり、0.20
％未満ではその効果が小さく、1.0 ％を越えると効果が
飽和する。
【０００９】Ｍｎは、マトリックス中に固溶して高温強
度を高める。好ましい含有量は0.30〜1.5 ％の範囲であ
り、0.30％未満ではその効果が十分でなく、1.5 ％を越
えると、未固溶ＭｎがＡｌ−Ｃｕ−Ｍｎ系化合物を形成
し、マトリックス中のＣｕ濃度を低下させるため、高温
強度、切欠き疲労強度が劣化する。
度を高める。好ましい含有量は0.30〜1.5 ％の範囲であ
り、0.30％未満ではその効果が十分でなく、1.5 ％を越
えると、未固溶ＭｎがＡｌ−Ｃｕ−Ｍｎ系化合物を形成
し、マトリックス中のＣｕ濃度を低下させるため、高温
強度、切欠き疲労強度が劣化する。
【００１０】Ｔｉ、Ｖは、初晶としてＡｌ−Ｔｉ系、Ａ
ｌ−Ｖ系化合物を晶出させ、晶出したこれらの金属間化
合物が凝固核として機能するため、凝固時の結晶粒を微
細にする。さらに、これらの化合物が微細に分散するこ
とによって材料の溶体化処理中に起こる再結晶を抑制し
て材料組織を繊維状組織や微細な再結晶組織とし、微細
分散化合物は分散強化粒子としても機能する。Ｔｉ、Ｖ
の上記の作用によって、コンロッド等内燃機関用材料に
必要な高温強度、切欠き強度の向上効果が得られる。Ｔ
ｉ、Ｖの好ましい含有範囲は、Ｔｉ、Ｖの合計量で0.40
〜2.0 ％であり、含有量が0.40％未満ではその効果が十
分でなく、2.0 ％を越えると効果が飽和するとともに、
凝固時に粗大に晶出し易く、転造加工性、鍛造加工性、
切削加工性が低下する。
ｌ−Ｖ系化合物を晶出させ、晶出したこれらの金属間化
合物が凝固核として機能するため、凝固時の結晶粒を微
細にする。さらに、これらの化合物が微細に分散するこ
とによって材料の溶体化処理中に起こる再結晶を抑制し
て材料組織を繊維状組織や微細な再結晶組織とし、微細
分散化合物は分散強化粒子としても機能する。Ｔｉ、Ｖ
の上記の作用によって、コンロッド等内燃機関用材料に
必要な高温強度、切欠き強度の向上効果が得られる。Ｔ
ｉ、Ｖの好ましい含有範囲は、Ｔｉ、Ｖの合計量で0.40
〜2.0 ％であり、含有量が0.40％未満ではその効果が十
分でなく、2.0 ％を越えると効果が飽和するとともに、
凝固時に粗大に晶出し易く、転造加工性、鍛造加工性、
切削加工性が低下する。
【００１１】Ｚｒは、初晶としてＡｌ−Ｚｒ系化合物を
晶出し、Ｔｉ、Ｖと同様、凝固時および再結晶時におい
て結晶組織を微細にし、晶出した化合物は分散強化粒子
としても機能する。Ｚｒは、さらに、わずかにマトリッ
クス中に固溶して、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系ＧＰゾ−ンおよ
びθ´中間相をより微細に形成するよう作用し、時効硬
化性を高める。好ましい含有量は0.05〜0.5 ％の範囲で
ある。0.05％未満ではその効果が小さく、0.5 ％を越え
ると効果が飽和するとともに、凝固時に粗大晶出物を生
じ易く、転造加工性、鍛造加工性、切削加工性が低下す
る。
晶出し、Ｔｉ、Ｖと同様、凝固時および再結晶時におい
て結晶組織を微細にし、晶出した化合物は分散強化粒子
としても機能する。Ｚｒは、さらに、わずかにマトリッ
クス中に固溶して、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系ＧＰゾ−ンおよ
びθ´中間相をより微細に形成するよう作用し、時効硬
化性を高める。好ましい含有量は0.05〜0.5 ％の範囲で
ある。0.05％未満ではその効果が小さく、0.5 ％を越え
ると効果が飽和するとともに、凝固時に粗大晶出物を生
じ易く、転造加工性、鍛造加工性、切削加工性が低下す
る。
【００１２】本発明の合金においては、前記のように、
Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒを含むＡｌ−Ｔｉ系、Ａｌ−Ｖ系、Ａｌ
−Ｚｒ系の金属間化合物が微細に分散することによっ
て、高温強度、切欠き疲労強度が向上するが、その効果
を確実に達成するためには、これらの金属間化合物が平
均径0.5 μm 以下のサイズで分散していることが重要で
あり、平均粒子径が0.5 μm を越えると、再結晶抑制効
果が小さくなり、分散強化粒子としての機能も低下す
る。
Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒを含むＡｌ−Ｔｉ系、Ａｌ−Ｖ系、Ａｌ
−Ｚｒ系の金属間化合物が微細に分散することによっ
て、高温強度、切欠き疲労強度が向上するが、その効果
を確実に達成するためには、これらの金属間化合物が平
均径0.5 μm 以下のサイズで分散していることが重要で
あり、平均粒子径が0.5 μm を越えると、再結晶抑制効
果が小さくなり、分散強化粒子としての機能も低下す
る。
【００１３】本発明のアルミニウム合金を得るために、
種々の製造手法を採用することができるが、前記のよう
な金属間化合物の微細晶出を得るためには、急冷凝固粉
末冶金法、あるいは、例えば英国の OSPREY METALS社に
より開発された溶湯を急冷凝固させながらコレクタ上に
堆積させることにより予備成形体を得るスプレイフォー
ミング法( 特開昭62-1849 号公報) がより好ましい製造
方法として適用されることができる。
種々の製造手法を採用することができるが、前記のよう
な金属間化合物の微細晶出を得るためには、急冷凝固粉
末冶金法、あるいは、例えば英国の OSPREY METALS社に
より開発された溶湯を急冷凝固させながらコレクタ上に
堆積させることにより予備成形体を得るスプレイフォー
ミング法( 特開昭62-1849 号公報) がより好ましい製造
方法として適用されることができる。
【００１４】急冷凝固粉末冶金法は、合金溶湯をアトマ
イズ法、単ロール法、噴霧ロール法などを利用して、10
0 Ｋ／秒以上の冷却速度で凝固させるものであり、冷却
速度の調整によって0.5 μm 以下の微細な金属間化合物
を晶出させることが可能となる。スプレイフォーミング
は、溶湯流をアルゴン、窒素などの非酸化性ガスにより
微粒化し、直ちにコレクタ上に堆積させ１０2 〜１０4
℃／秒の冷却速度で急冷凝固させてビレットとするもの
であり、溶湯温度、ガス流速などを調整することにより
0.5 μm 以下の金属間化合物を晶出させることができ
る。
イズ法、単ロール法、噴霧ロール法などを利用して、10
0 Ｋ／秒以上の冷却速度で凝固させるものであり、冷却
速度の調整によって0.5 μm 以下の微細な金属間化合物
を晶出させることが可能となる。スプレイフォーミング
は、溶湯流をアルゴン、窒素などの非酸化性ガスにより
微粒化し、直ちにコレクタ上に堆積させ１０2 〜１０4
℃／秒の冷却速度で急冷凝固させてビレットとするもの
であり、溶湯温度、ガス流速などを調整することにより
0.5 μm 以下の金属間化合物を晶出させることができ
る。
【００１５】急冷凝固粉末冶金法により得られた粉末あ
るいはフレーク状凝固物は、容器封入−脱ガス−熱間押
出、容器封入−脱ガス−ホットプレス−熱間押出など公
知の方法によって固化、成形し、溶体化処理−高温時効
処理からなる熱処理を行う。スプレイフォーミングによ
り得られたビレットは、直接熱間で押出成形した後、熱
処理を行う。晶出した金属間化合物は、熱間押出加工に
よりさらに分断され、合金の強度および疲労特性を向上
させる。
るいはフレーク状凝固物は、容器封入−脱ガス−熱間押
出、容器封入−脱ガス−ホットプレス−熱間押出など公
知の方法によって固化、成形し、溶体化処理−高温時効
処理からなる熱処理を行う。スプレイフォーミングによ
り得られたビレットは、直接熱間で押出成形した後、熱
処理を行う。晶出した金属間化合物は、熱間押出加工に
よりさらに分断され、合金の強度および疲労特性を向上
させる。
【００１６】従来、内燃機関の運動部材、例えばコンロ
ッド用に開発された急冷凝固粉末成形アルミニウム合金
は加工性が劣るため、コンロッドのロッド部とキャップ
部とを締結するボルトを挿通するためのボルト孔を加工
する場合、切削加工によらざる得ず、従ってネジ底など
切欠き部の疲労強度に問題を残していたが、本発明の合
金においては、加工硬化係数Ｎ値を0.20以下とすること
によって、前記ボルト孔の転造加工が可能となり、切欠
き部の疲労強度をさらに増大させることができる。
ッド用に開発された急冷凝固粉末成形アルミニウム合金
は加工性が劣るため、コンロッドのロッド部とキャップ
部とを締結するボルトを挿通するためのボルト孔を加工
する場合、切削加工によらざる得ず、従ってネジ底など
切欠き部の疲労強度に問題を残していたが、本発明の合
金においては、加工硬化係数Ｎ値を0.20以下とすること
によって、前記ボルト孔の転造加工が可能となり、切欠
き部の疲労強度をさらに増大させることができる。
【００１７】加工硬化係数Ｎ値は、材料の真応力ー真歪
線図において、0.2 ％耐力を示す真応力をσ1 、そのと
きの真歪をε1 、破断時の真応力をσ2 、真歪をσ2 と
したとき、ｎ＝ｌｏｇ（σ1 ／σ2 ）／ｌｏｇ（ε1 ／
ε2 ）の式によって与えられる。この式より、同一の耐
力および引張強度を示す２つの合金においては、真歪が
大きい合金の方が小さいＮ値を示すことがわかる。すな
わち、Ｎ値が小さい合金は伸びが大きく、転造加工性が
優れている。ネジ孔部の転造加工のように、同一下孔径
の加工、すなわち同一歪が与えられる場合においては、
Ｎ値が大きいことは、σ1 とσ2 との差が大きいことを
意味し、転造加工中に変形抵抗が徐々に増加して加工性
がわるくなり、転造工具の寿命にも悪影響を与える。本
発明において、Ｎ値を0.20以下に低くする最大の理由
は、ネジ孔部の転造加工時に大きな残留圧縮応力を付与
できることである。ネジ孔部に残留する圧縮応力はネジ
底など切欠き部の疲労強度を向上させ、ネジ部に対する
強度特性をさらに信頼性の高いものとすることができ
る。Ｎ値が0.20を越えると、耐力、引張強度に対して歪
量、すなわち伸び量が小さいため、十分な転造加工性が
得られず、残留圧縮応力も小さくなる。さらに好ましく
はＮ値を0.12以下にするのがよく、この場合には、加工
速度の速い機械加工ラインを使用したとき、転造工具の
交換回数を許容される範囲で満たすことができる。
線図において、0.2 ％耐力を示す真応力をσ1 、そのと
きの真歪をε1 、破断時の真応力をσ2 、真歪をσ2 と
したとき、ｎ＝ｌｏｇ（σ1 ／σ2 ）／ｌｏｇ（ε1 ／
ε2 ）の式によって与えられる。この式より、同一の耐
力および引張強度を示す２つの合金においては、真歪が
大きい合金の方が小さいＮ値を示すことがわかる。すな
わち、Ｎ値が小さい合金は伸びが大きく、転造加工性が
優れている。ネジ孔部の転造加工のように、同一下孔径
の加工、すなわち同一歪が与えられる場合においては、
Ｎ値が大きいことは、σ1 とσ2 との差が大きいことを
意味し、転造加工中に変形抵抗が徐々に増加して加工性
がわるくなり、転造工具の寿命にも悪影響を与える。本
発明において、Ｎ値を0.20以下に低くする最大の理由
は、ネジ孔部の転造加工時に大きな残留圧縮応力を付与
できることである。ネジ孔部に残留する圧縮応力はネジ
底など切欠き部の疲労強度を向上させ、ネジ部に対する
強度特性をさらに信頼性の高いものとすることができ
る。Ｎ値が0.20を越えると、耐力、引張強度に対して歪
量、すなわち伸び量が小さいため、十分な転造加工性が
得られず、残留圧縮応力も小さくなる。さらに好ましく
はＮ値を0.12以下にするのがよく、この場合には、加工
速度の速い機械加工ラインを使用したとき、転造工具の
交換回数を許容される範囲で満たすことができる。
【００１８】
【作用】本発明の切欠き疲労強度に優れた耐熱性アルミ
ニウム合金は上記の構成を具え、特定の合金組成と合金
組織の組み合わせにより、高剛性、低熱膨張性を与える
とともに、加工成形されるネジ孔部のネジ底など切欠き
部の疲労強度を高め、さらに、Ｎ値を0.20以下にするこ
とにより、ネジ孔部の転造加工を可能としてネジ底など
切欠き部の強度特性を一層向上させて、ボルト結合のた
めのネジ孔部の加工を必須とするコンロッドなど内燃機
関用運動部材の素材として好適なものとなる。
ニウム合金は上記の構成を具え、特定の合金組成と合金
組織の組み合わせにより、高剛性、低熱膨張性を与える
とともに、加工成形されるネジ孔部のネジ底など切欠き
部の疲労強度を高め、さらに、Ｎ値を0.20以下にするこ
とにより、ネジ孔部の転造加工を可能としてネジ底など
切欠き部の強度特性を一層向上させて、ボルト結合のた
めのネジ孔部の加工を必須とするコンロッドなど内燃機
関用運動部材の素材として好適なものとなる。
【００１９】
【実施例】以下、本発明の実施例を比較例と対比して説
明する。なお、本実施例においては、最も確実に微細金
属間化合物を得るために、急冷凝固粉末冶金法およびス
プレーフォーミング法を適用した。 実施例１ 表１のNo.1〜No.12 に示すＡｌ−Ｓｉ系合金を溶解し、
窒素ガス雰囲気中において溶湯流を窒素ガスで噴霧し
て、円柱状のコレクタ上に急冷凝固させながら堆積させ
るスプレイフォーミングを行い、直径が約260mm 、長さ
が600mm の円柱状ビレットを作製した。次にこのビレッ
トを450 ℃の温度で押出加工し、50mm径の棒材とした
後、溶体化処理(500℃×1h) −水冷−高温時効処理（18
0 ℃×5h- 空冷) のＴ６処理を行い、得られたＴ６材に
ついて、金属間化合物の平均粒径、熱膨張率( 線膨張係
数、室温〜200 ℃) を測定し、室温でのＮ値、150 ℃で
の引張特性の測定を行った。測定結果を表２に示す。
明する。なお、本実施例においては、最も確実に微細金
属間化合物を得るために、急冷凝固粉末冶金法およびス
プレーフォーミング法を適用した。 実施例１ 表１のNo.1〜No.12 に示すＡｌ−Ｓｉ系合金を溶解し、
窒素ガス雰囲気中において溶湯流を窒素ガスで噴霧し
て、円柱状のコレクタ上に急冷凝固させながら堆積させ
るスプレイフォーミングを行い、直径が約260mm 、長さ
が600mm の円柱状ビレットを作製した。次にこのビレッ
トを450 ℃の温度で押出加工し、50mm径の棒材とした
後、溶体化処理(500℃×1h) −水冷−高温時効処理（18
0 ℃×5h- 空冷) のＴ６処理を行い、得られたＴ６材に
ついて、金属間化合物の平均粒径、熱膨張率( 線膨張係
数、室温〜200 ℃) を測定し、室温でのＮ値、150 ℃で
の引張特性の測定を行った。測定結果を表２に示す。
【００２０】さらに、図２に示すように、コンロッド大
端部のボルト結合部に相当する試験片７を作製し、試験
温度150 ℃、応力比Ｒ＝0.1 、繰り返し速度30Ｈｚで荷
重を負荷し、疲労寿命が106 サイクルになる応力( 変動
の最大応力で、試験片に負荷した荷重を断面積- ネジ部
はネジ有効径を使用- で除したもの) を測定することに
より切欠き疲労強度を求めた。結果を表２に示す。な
お、試験片７は、ロッド部８、キャップ部９を鋼製ボル
ト１０およびナット１１で締結してなるもので、ロッド
部８に形成されたネジ孔１２は転造加工により成形し
た。転造加工条件は、引掛かり率70％以上を狙いとして
下孔径を設定した。引掛かり率はネジ面の陥没を防止す
る意味からも70％以上が望ましく、このような強加工に
耐えるためには材料のＮ値を0.20以下にすることが必須
となる。
端部のボルト結合部に相当する試験片７を作製し、試験
温度150 ℃、応力比Ｒ＝0.1 、繰り返し速度30Ｈｚで荷
重を負荷し、疲労寿命が106 サイクルになる応力( 変動
の最大応力で、試験片に負荷した荷重を断面積- ネジ部
はネジ有効径を使用- で除したもの) を測定することに
より切欠き疲労強度を求めた。結果を表２に示す。な
お、試験片７は、ロッド部８、キャップ部９を鋼製ボル
ト１０およびナット１１で締結してなるもので、ロッド
部８に形成されたネジ孔１２は転造加工により成形し
た。転造加工条件は、引掛かり率70％以上を狙いとして
下孔径を設定した。引掛かり率はネジ面の陥没を防止す
る意味からも70％以上が望ましく、このような強加工に
耐えるためには材料のＮ値を0.20以下にすることが必須
となる。
【００２１】実施例２ 表１のNo.13 、14に示す合金を溶解し、エアアトマイズ
法により急冷凝固粉末を作製して300 μm 以下に分級し
た。この粉末をアルミニウム缶に充填し、500℃×1h真
空引きの脱ガス処理を行った後、450 ℃で押出成形し50
mm径の押出棒材とした。得られた押出棒材を、実施例１
と同一の条件でＴ６処理し、実施例１と同様、金属間化
合物の平均粒径、熱膨張率、室温でのＮ値、150 ℃での
引張性能、150 ℃での切欠き疲労強度を測定した。なお
切欠き疲労試験片７は、実施例１と同様にロッド部８の
ネジ孔１２を転造加工により成形したものと、ネジ孔１
２を切削加工により成形したものの２種類とし、切削加
工により形成したネジ孔は転造加工により形成したネジ
孔と同一形状、寸法とした。測定結果を表２に示す。
法により急冷凝固粉末を作製して300 μm 以下に分級し
た。この粉末をアルミニウム缶に充填し、500℃×1h真
空引きの脱ガス処理を行った後、450 ℃で押出成形し50
mm径の押出棒材とした。得られた押出棒材を、実施例１
と同一の条件でＴ６処理し、実施例１と同様、金属間化
合物の平均粒径、熱膨張率、室温でのＮ値、150 ℃での
引張性能、150 ℃での切欠き疲労強度を測定した。なお
切欠き疲労試験片７は、実施例１と同様にロッド部８の
ネジ孔１２を転造加工により成形したものと、ネジ孔１
２を切削加工により成形したものの２種類とし、切削加
工により形成したネジ孔は転造加工により形成したネジ
孔と同一形状、寸法とした。測定結果を表２に示す。
【００２２】
【表１】
【００２３】表２に示されるように、本発明の実施例１
および実施例２に従って作製された合金は、いずれも熱
膨張係数が低く、高温において優れた引張特性および切
欠き疲労強度を示した。
および実施例２に従って作製された合金は、いずれも熱
膨張係数が低く、高温において優れた引張特性および切
欠き疲労強度を示した。
【００２４】
【表２】
【００２５】比較例１ 表３のNo.1〜No.11 に示すＡｌ−Ｓｉ系合金を溶解し、
実施例１と同様、スプレイフォーミングを行って実施例
１と同一寸法の円柱状ビレットを作製した。このビレッ
トを実施例１と同一の条件で押出加工−Ｔ６処理し、得
られたＴ６処理棒材について、実施例１と同様、諸特性
値を測定した。結果を表４に示す。なお切欠き疲労強度
試験片は、実施例１と同様にロッド部のネジ孔を転造加
工により成形し、転造不可の試料についてのみネジ孔を
切削加工により成形した。
実施例１と同様、スプレイフォーミングを行って実施例
１と同一寸法の円柱状ビレットを作製した。このビレッ
トを実施例１と同一の条件で押出加工−Ｔ６処理し、得
られたＴ６処理棒材について、実施例１と同様、諸特性
値を測定した。結果を表４に示す。なお切欠き疲労強度
試験片は、実施例１と同様にロッド部のネジ孔を転造加
工により成形し、転造不可の試料についてのみネジ孔を
切削加工により成形した。
【００２６】比較例２ 表３のNo.12 に示す合金を溶解し、金型鋳造法により直
径260mm 、長さ600mmのビレットを作製した。このビレ
ットを490 ℃×5hrsの均熱処理後空冷し、450℃で押出
加工して50mm径の棒材としたのち、実施例１と同様のＴ
６処理を行い、諸特性値を測定した。測定結果を表４に
示す。切欠き疲労試験片のネジ孔は転造加工により成形
した。
径260mm 、長さ600mmのビレットを作製した。このビレ
ットを490 ℃×5hrsの均熱処理後空冷し、450℃で押出
加工して50mm径の棒材としたのち、実施例１と同様のＴ
６処理を行い、諸特性値を測定した。測定結果を表４に
示す。切欠き疲労試験片のネジ孔は転造加工により成形
した。
【００２７】
【表３】
【００２８】
【表４】
【００２９】表４によれば、比較合金No1 は、Ｓｉ量が
低いため熱膨張率が高く、切欠き疲労強度も十分でな
い。No.2は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲を越えているた
め、Ｎ値が高くネジ部の転造加工ができず、切削加工に
よってネジ部を成形した試料も切欠き疲労強度が十分で
なかった。No.3は、Ｃｕ量が低いため引張強度、疲労強
度ともに劣っている。No.4は、Ｃｕ含有量が高いためＮ
値が大きく、ネジ部の転造加工ができず、切削加工によ
りネジ部を成形した試料も切欠き疲労強度が不十分であ
った。No.5は、本発明合金必須のＭｎを含まないため、
高温強度、疲労強度が低い。No.6はＭｇ量が低く、No.7
はＺｒを含有せず、No.8はＴｉ＋Ｖの合計量が少ないた
め、No.5と同様、引張強度、疲労強度ともに劣る。No.9
は、Ｔｉ＋Ｖの量が本発明の上限2.0 ％を越えているた
め、Ｎ値が増大して転造加工性が低下し、ネジ部の転造
ができなかった。ネジ部を切削加工により成形した試料
においても切欠き疲労強度は十分でなかった。No.10 お
よびNo.11 の合金は、それぞれＦｅおよびＮｉを含有す
るため、これらの元素がＣｕと化合物を形成してマトリ
ックス中のＣｕ濃度を低下させる結果、Ｃｕの効果を弱
め、引張強度、疲労強度を低下させている。No.12 は、
通常の金型鋳造−均熱処理−熱間押出−Ｔ６処理により
作製されたものであるため、形成される金属間化合物の
粒径が大きくなり、引張強度、疲労強度が劣る。
低いため熱膨張率が高く、切欠き疲労強度も十分でな
い。No.2は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲を越えているた
め、Ｎ値が高くネジ部の転造加工ができず、切削加工に
よってネジ部を成形した試料も切欠き疲労強度が十分で
なかった。No.3は、Ｃｕ量が低いため引張強度、疲労強
度ともに劣っている。No.4は、Ｃｕ含有量が高いためＮ
値が大きく、ネジ部の転造加工ができず、切削加工によ
りネジ部を成形した試料も切欠き疲労強度が不十分であ
った。No.5は、本発明合金必須のＭｎを含まないため、
高温強度、疲労強度が低い。No.6はＭｇ量が低く、No.7
はＺｒを含有せず、No.8はＴｉ＋Ｖの合計量が少ないた
め、No.5と同様、引張強度、疲労強度ともに劣る。No.9
は、Ｔｉ＋Ｖの量が本発明の上限2.0 ％を越えているた
め、Ｎ値が増大して転造加工性が低下し、ネジ部の転造
ができなかった。ネジ部を切削加工により成形した試料
においても切欠き疲労強度は十分でなかった。No.10 お
よびNo.11 の合金は、それぞれＦｅおよびＮｉを含有す
るため、これらの元素がＣｕと化合物を形成してマトリ
ックス中のＣｕ濃度を低下させる結果、Ｃｕの効果を弱
め、引張強度、疲労強度を低下させている。No.12 は、
通常の金型鋳造−均熱処理−熱間押出−Ｔ６処理により
作製されたものであるため、形成される金属間化合物の
粒径が大きくなり、引張強度、疲労強度が劣る。
【００３０】
【発明の効果】以上のとおり、本発明によれば、切欠き
疲労強度に優れ、高剛性、低熱膨張性を有する耐熱性ア
ルミニウム合金が提供され、切欠き部の強度特性を向上
させることができるから、コンロッドなど内燃機関の運
動部材への適用が期待される。
疲労強度に優れ、高剛性、低熱膨張性を有する耐熱性ア
ルミニウム合金が提供され、切欠き部の強度特性を向上
させることができるから、コンロッドなど内燃機関の運
動部材への適用が期待される。
【図１】コンロッドの概略を示す斜視図である。
【図２】切欠き疲労試験片の一部切欠き正面図である。
１ コンロッド ２ ロッド部 ３ キャップ部 ４ ボルト ５ ネジ孔部 ６ ボルト頭座面部の隅角部 ７ 疲労試験片 ８ ロッド部 ９ キャップ部 10 ボルト 11 ナット 12 ネジ孔
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 大久保 喜正 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽金 属工業株式会社内 (72)発明者 谷 真一 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽金 属工業株式会社内
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｓｉ7.0 〜12.0％（重量％、以下同
じ）、Ｃｕ3.0 〜6.0 ％、Ｍｇ0.20〜1.0 ％、Ｍｎ0.30
〜1.5 ％、Ｚｒ0.05〜0.5 ％を含み、さらにＴｉ、Ｖの
うちの１種以上を合計0.40〜2.0 ％含有し、残部がＡｌ
および不可避不純物からなるＡｌ−Ｓｉ系合金であっ
て、平均粒子径が0.5 μm 以下のＴｉ、Ｖ、Ｚｒを含む
金属間化合物が分散していることを特徴とする切欠き疲
労強度の優れた耐熱性アルミニウム合金。 - 【請求項２】 加工硬化係数Ｎ値が0.20以下であること
を特徴とする請求項１記載の切欠き疲労強度の優れた耐
熱性アルミニウム合金。 - 【請求項３】 溶湯を非酸化性ガスで噴霧して急冷凝固
させながら堆積させることにより形成されるビレットの
成形体を押出加工して成形される請求項１〜２記載の切
欠き疲労強度の優れた耐熱性アルミニウム合金。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5050035A JPH06240399A (ja) | 1993-02-16 | 1993-02-16 | 切欠き疲労強度の優れた耐熱アルミニウム合金 |
| US08/196,643 US5415710A (en) | 1993-02-16 | 1994-02-15 | Heat-resistant aluminum alloy having high fatigue strength |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5050035A JPH06240399A (ja) | 1993-02-16 | 1993-02-16 | 切欠き疲労強度の優れた耐熱アルミニウム合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06240399A true JPH06240399A (ja) | 1994-08-30 |
Family
ID=12847750
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5050035A Pending JPH06240399A (ja) | 1993-02-16 | 1993-02-16 | 切欠き疲労強度の優れた耐熱アルミニウム合金 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5415710A (ja) |
| JP (1) | JPH06240399A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009016890A1 (ja) * | 2007-07-31 | 2009-02-05 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 高疲労強度Ａｌ合金およびその製造方法 |
| JP2011027241A (ja) * | 2009-07-29 | 2011-02-10 | Daido Metal Co Ltd | すべり軸受 |
| KR20110050652A (ko) * | 2008-07-30 | 2011-05-16 | 리오 틴토 알칸 인터내셔널 리미티드 | 고온 내크리프성 및 내피로성이 높은 알루미늄 합금 주조 부품 |
| JP2013011356A (ja) * | 2012-09-10 | 2013-01-17 | Daido Metal Co Ltd | すべり軸受 |
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| US6134779A (en) * | 1998-11-16 | 2000-10-24 | Walker; Bruce K. | High performance forged aluminum connecting rod and method of making the same |
| US6719859B2 (en) | 2002-02-15 | 2004-04-13 | Northwest Aluminum Company | High strength aluminum base alloy |
| EP2450462B1 (en) * | 2009-06-29 | 2017-03-22 | Aisin Keikinzoku Co., Ltd. | Wear-resistant aluminum alloy extruded material having excellent fatigue strength and cutting properties |
| US8313590B2 (en) * | 2009-12-03 | 2012-11-20 | Rio Tinto Alcan International Limited | High strength aluminium alloy extrusion |
| CN104132055A (zh) * | 2014-07-24 | 2014-11-05 | 浙江昌利锻造有限公司 | 一种发动机连杆 |
| US20190032175A1 (en) * | 2017-02-01 | 2019-01-31 | Hrl Laboratories, Llc | Aluminum alloys with grain refiners, and methods for making and using the same |
| CN117888010B (zh) * | 2024-03-15 | 2024-06-04 | 中铝材料应用研究院有限公司 | 一种高硅铝合金及其制备方法与应用 |
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| JPH05179387A (ja) * | 1991-12-27 | 1993-07-20 | Honda Motor Co Ltd | 噴霧堆積法により製造された高強度高靭性アルミニウム合金 |
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| SU519486A1 (ru) * | 1975-04-29 | 1976-06-30 | Ордена Ленина,Ордена Октябрьской Революции,Ордена Боевого Красного Знамени И Ордена Трудового Красного Знамени Предприятие П/Я А-3686 | Литейный сплав на основе алюмини |
| JPS57149445A (en) * | 1981-03-09 | 1982-09-16 | Showa Alum Ind Kk | Aluminum alloy for parts in contact with vtr tape |
| JPS60197838A (ja) * | 1984-03-19 | 1985-10-07 | Kobe Steel Ltd | 耐摩耗性押出鍛造用アルミニウム合金 |
-
1993
- 1993-02-16 JP JP5050035A patent/JPH06240399A/ja active Pending
-
1994
- 1994-02-15 US US08/196,643 patent/US5415710A/en not_active Expired - Lifetime
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US5415710A (en) | 1995-05-16 |
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