JP2746390B2 - 引張および疲労強度にすぐれたアルミニウム合金の製造方法 - Google Patents
引張および疲労強度にすぐれたアルミニウム合金の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 [産業上の利用分野] 本発明は、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
ーナー、ロッカーアーム、シンクロナイザリング等に適
した、引張および疲労強度にすぐれたアルミニウム合金
の製造方法に関する。
ンロッド)その他バルブリフタ、バルブスプリングリテ
ーナー、ロッカーアーム、シンクロナイザリング等に適
した、引張および疲労強度にすぐれたアルミニウム合金
の製造方法に関する。
[従来の技術] 自動車やオートバイなどの省エネルギー対策としてそ
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。
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200℃で用いられ
る。このため、コンロッド材料には常温〜200℃におけ
る引張強度、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。
る。このため、コンロッド材料には常温〜200℃におけ
る引張強度、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。
従来、高温強度にすぐれたアルミニウム合金としては
A2218、A2618などが知られている。
A2218、A2618などが知られている。
又、急冷凝固粉末を成形したアルミニウム合金材が提
案されており、本出願人もさらに特願昭62−263657号、
特願昭62−263658号を提案した。
案されており、本出願人もさらに特願昭62−263657号、
特願昭62−263658号を提案した。
[発明が解決しようとする課題] 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。
れている合金であっても、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。
そこで本出願人は上記の発明をさきに出願したが引張
および疲労強度を重視すると靭性が劣り、靭性を重視す
ると強度が十分でないなど、未だ改良の余地がある。
および疲労強度を重視すると靭性が劣り、靭性を重視す
ると強度が十分でないなど、未だ改良の余地がある。
本発明は、高強度(例えば54kgf/mm2以上)を維持し
たままその靭性をも改良した合金を提供せんとするもの
である。
たままその靭性をも改良した合金を提供せんとするもの
である。
[課題を解決するための手段] 本発明は、重量%で、Si:15.5〜18.5%、Fe:4〜7
%、Cu:1〜6%、Mg 0.3〜3%、Ti:0.01〜2%あるい
はさらにMn:0.3〜3%[ただしFe+Mn≦8%]を含み、
残り不可避不純物とAlとからなる合金材料を、溶解後、
平均冷却速度103℃/sec以上で冷却する粉末製造工程、
粉末をアルミニウム缶に詰めて400〜520℃における脱ガ
ス工程、300〜500℃において押出比4以上に押出す押出
工程、400〜500℃における熱間鍛造工程および熱処理工
程に付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製造方法である。
%、Cu:1〜6%、Mg 0.3〜3%、Ti:0.01〜2%あるい
はさらにMn:0.3〜3%[ただしFe+Mn≦8%]を含み、
残り不可避不純物とAlとからなる合金材料を、溶解後、
平均冷却速度103℃/sec以上で冷却する粉末製造工程、
粉末をアルミニウム缶に詰めて400〜520℃における脱ガ
ス工程、300〜500℃において押出比4以上に押出す押出
工程、400〜500℃における熱間鍛造工程および熱処理工
程に付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製造方法である。
本発明における合金材料の組成の限定理由は下記のと
おりである。
おりである。
Si:Feと共存してAl−Si−Fe系化合物として分散し、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。その量が15.5%未満では疲労
強度、切欠疲労強度が低くなり、線膨脹係数が大きくな
る。18.5%を越えると靭性が劣ってくる。
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。その量が15.5%未満では疲労
強度、切欠疲労強度が低くなり、線膨脹係数が大きくな
る。18.5%を越えると靭性が劣ってくる。
Fe:Siと共存してAl−Si−Fe系化合物として分散し、ま
たSi粒子を微細にする。これらにより引張強度、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。その量が4%未満では引張強度、疲
労強度、切欠疲労強度が不足する。7%を越えると靭性
が著しく低下する。また、鍛造性も劣ってくる。
たSi粒子を微細にする。これらにより引張強度、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。その量が4%未満では引張強度、疲
労強度、切欠疲労強度が不足する。7%を越えると靭性
が著しく低下する。また、鍛造性も劣ってくる。
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%を越えると靭
性が劣る。
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%を越えると靭
性が劣る。
Mg:Cuと共存し、時効効果を生じ、引張強度、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
効果が十分でなく、3%を越えると効果が飽和するばか
りでなく、靭性も低下する。
度、切欠疲労強度が向上する。その量が0.3%未満では
効果が十分でなく、3%を越えると効果が飽和するばか
りでなく、靭性も低下する。
Ti:Al−Ti、Al−Si−Ti系化合物として分散し、靭性の
向上に寄与する。その量が0.01%未満では効果が十分で
なく、2%を越えると逆に靭性が低下する。
向上に寄与する。その量が0.01%未満では効果が十分で
なく、2%を越えると逆に靭性が低下する。
Mn:Al−Si−Mn系化合物として分散し、靭性をほとんど
低下させることなく、引張強度、疲労強度、切欠疲労強
度を向上させる。その量が0.3%未満では効果が十分で
なく、3%を越えると靭性が低下する。また、Fe+Mn量
が8%を越えるとやはり靭性が低下し、鍛造性も劣って
くる。
低下させることなく、引張強度、疲労強度、切欠疲労強
度を向上させる。その量が0.3%未満では効果が十分で
なく、3%を越えると靭性が低下する。また、Fe+Mn量
が8%を越えるとやはり靭性が低下し、鍛造性も劣って
くる。
次に製造工程の限定理由について説明する。
粉末製造工程:ガスアトマイズ、単ロール法、双ロール
法、噴霧ロール法などの急冷凝固法をもいる。平均冷却
速度は103℃/sec以上とすることが、強度および靭性向
上のために必要である。
法、噴霧ロール法などの急冷凝固法をもいる。平均冷却
速度は103℃/sec以上とすることが、強度および靭性向
上のために必要である。
脱ガス工程:靭性の向上のために脱ガスは重要である。
脱ガス温度が400℃未満では脱ガス効果が不十分となっ
て靭性が低くなり、520℃を越えると化合物粒子の成長
が生じて強度が低下する。脱ガスは粉末を缶に詰めて行
う。脱ガス時の雰囲気は、真空、N2ガス、不活性ガスな
どとしたり、場合によっては空気中加熱後短時間真空引
きをしたりする。
脱ガス温度が400℃未満では脱ガス効果が不十分となっ
て靭性が低くなり、520℃を越えると化合物粒子の成長
が生じて強度が低下する。脱ガスは粉末を缶に詰めて行
う。脱ガス時の雰囲気は、真空、N2ガス、不活性ガスな
どとしたり、場合によっては空気中加熱後短時間真空引
きをしたりする。
押出工程:押出によりメタルフローを与えることは靭性
の向上に重要である。押出比4未満では粉末同士の結合
が不十分であり、靭性が不足する。押出温度が300℃未
満では変形抵抗が大きく押出が困難となり、又押出温度
が500℃を越えると、押出割れが生じる。
の向上に重要である。押出比4未満では粉末同士の結合
が不十分であり、靭性が不足する。押出温度が300℃未
満では変形抵抗が大きく押出が困難となり、又押出温度
が500℃を越えると、押出割れが生じる。
熱間鍛造:熱間鍛造によって所望形状とする。鍛造温度
が400℃未満では変形能が十分でなく割れを生じる。ま
た、500℃を越えても鍛造割れを生じる。
が400℃未満では変形能が十分でなく割れを生じる。ま
た、500℃を越えても鍛造割れを生じる。
熱処理工程:溶体化処理、焼入れ、焼戻しにより時効硬
化を生じさせ、強度を向上させる。通常焼入れは水冷に
よって行い、焼戻しは最高強度が得られる条件で行う。
ただし、焼入れ歪み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戻しも行われる。
化を生じさせ、強度を向上させる。通常焼入れは水冷に
よって行い、焼戻しは最高強度が得られる条件で行う。
ただし、焼入れ歪み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戻しも行われる。
本発明は上記各工程を必須の要件とするが、必要に応
じて工程を付加することができる。例えば、脱ガス工程
の前に粉末を予備圧縮しておいたり、脱ガス後真空を保
持したままホットプレスによって緻密化し、それから押
出を行うなどの工程を採用することができる。さらに
は、粉末やフレーク、リボンの粉砕、分級なども適宜実
施する。
じて工程を付加することができる。例えば、脱ガス工程
の前に粉末を予備圧縮しておいたり、脱ガス後真空を保
持したままホットプレスによって緻密化し、それから押
出を行うなどの工程を採用することができる。さらに
は、粉末やフレーク、リボンの粉砕、分級なども適宜実
施する。
[実施例] 実施例1 第1表に示す組成の各種合金を溶解後、エアアトマイ
ズにより粉末を製造した。そして149μm以下に分級し
た。こうして得た粉末の平均粒径は60μmであり、平均
冷却速度は6×103℃/secであった。
ズにより粉末を製造した。そして149μm以下に分級し
た。こうして得た粉末の平均粒径は60μmであり、平均
冷却速度は6×103℃/secであった。
この粉末をCIP(Cold Isostatic Pressing)により予
備圧縮し、アルミニウム缶の中に装入して真空脱ガスを
行った。脱ガス温度は490℃とした。その後、アルミニ
ウム缶を密封し、押出用ビレットとした。この後、400
℃において押出を行い、断面形状30×110mmの角棒を得
た。このとき押出比は15であった。この押出棒を鍛造素
材として、第1図に示すようなコンロッド形状に鍛造し
た。鍛造温度は450℃であった。この後、490℃×1hr→
水冷→175℃×6hrの熱処理を行った。
備圧縮し、アルミニウム缶の中に装入して真空脱ガスを
行った。脱ガス温度は490℃とした。その後、アルミニ
ウム缶を密封し、押出用ビレットとした。この後、400
℃において押出を行い、断面形状30×110mmの角棒を得
た。このとき押出比は15であった。この押出棒を鍛造素
材として、第1図に示すようなコンロッド形状に鍛造し
た。鍛造温度は450℃であった。この後、490℃×1hr→
水冷→175℃×6hrの熱処理を行った。
第1図中の中央部(棹部)1より丸棒試験片を切り出
し、各種試験を行った。すなわち、常温および150℃に
おける引張試験(150℃の場合は100hr保持後)、常温に
おける切欠引張試験(切欠の形状係数2.4)を行い、
又、常温において形状係数3.1の切欠を持つ試験片を用
いて応力振幅11kgf/mm2による疲労試験(小野式回転曲
げ試験)を行い、破断までの繰返し数(寿命)を測定し
た。靭性は切欠耐力比(切欠引張強さ/平滑試験での耐
力)の大きさにより評価した。
し、各種試験を行った。すなわち、常温および150℃に
おける引張試験(150℃の場合は100hr保持後)、常温に
おける切欠引張試験(切欠の形状係数2.4)を行い、
又、常温において形状係数3.1の切欠を持つ試験片を用
いて応力振幅11kgf/mm2による疲労試験(小野式回転曲
げ試験)を行い、破断までの繰返し数(寿命)を測定し
た。靭性は切欠耐力比(切欠引張強さ/平滑試験での耐
力)の大きさにより評価した。
結果は第2表に示す通りであった。本発明により得ら
れた合金No.1〜8の場合、常温および150℃における強
度が高く、切欠耐力比も0.91以上とかなり大きく、靭性
がかなり高いとみなされる。また、疲労試験における寿
命も長い。比較例合金No.9はSi量が少ないため強度が低
い。No.10合金はSi量が多いため切欠耐力比(靭性)が
低い。No.11合金はFe量が少ないため強度が低い。No.12
合金はFe量が多いため切欠耐力比(靭性)が小さい。N
o.13合金はCuが少ないため強度、寿命が小さい。No.14
合金はCuが多いため切欠耐力比(靭性)が小さい。No.1
5合金はMgが少ないため強度が低い。No.16合金はMgが多
いため強度向上効果がみられないばかりか、切欠耐力比
(靭性)もやや低い。No.17合金はTiを含まないため靭
性がやや低い。No.18合金はTi量が多いため靭性が低
い。No.19合金はMnが多く、また、No.20合金はFe+Mnが
多いため、靭性が低い。
れた合金No.1〜8の場合、常温および150℃における強
度が高く、切欠耐力比も0.91以上とかなり大きく、靭性
がかなり高いとみなされる。また、疲労試験における寿
命も長い。比較例合金No.9はSi量が少ないため強度が低
い。No.10合金はSi量が多いため切欠耐力比(靭性)が
低い。No.11合金はFe量が少ないため強度が低い。No.12
合金はFe量が多いため切欠耐力比(靭性)が小さい。N
o.13合金はCuが少ないため強度、寿命が小さい。No.14
合金はCuが多いため切欠耐力比(靭性)が小さい。No.1
5合金はMgが少ないため強度が低い。No.16合金はMgが多
いため強度向上効果がみられないばかりか、切欠耐力比
(靭性)もやや低い。No.17合金はTiを含まないため靭
性がやや低い。No.18合金はTi量が多いため靭性が低
い。No.19合金はMnが多く、また、No.20合金はFe+Mnが
多いため、靭性が低い。
実施例2 Al−17.0Si−5.5Fe−4.5Cu−0.6Mg−0.20Ti−0.5Mn合
金を用いて製造条件の影響について検討した。すなわ
ち、第3表に示す条件でコンロッドを製造した。この後
490℃×1hr→水冷→175℃×6hrの熱処理を行った。No.2
1、No.22は本発明による方法であり、No.23〜28は製造
条件のいずれかが本発明方法と異なる比較例である。な
お熱処理条件はいずれも同一とした。
金を用いて製造条件の影響について検討した。すなわ
ち、第3表に示す条件でコンロッドを製造した。この後
490℃×1hr→水冷→175℃×6hrの熱処理を行った。No.2
1、No.22は本発明による方法であり、No.23〜28は製造
条件のいずれかが本発明方法と異なる比較例である。な
お熱処理条件はいずれも同一とした。
試験結果は第4表に示す通りである。No.21、22は強
度および疲労寿命ともにすぐれ、靭性もかなり高い。N
o.23は冷却速度が小さいために、強度、靭性が低い。N
o.24は脱ガス温度が低いために靭性が低い。No.25は脱
ガス温度が高いために強度が低い。No.26は押出温度が
高いために押出割れを生じたものである。No.27は押出
比が低いために靭性が低い。No.28は鍛造温度が高いた
めに鍛造割れが生じたものである。
度および疲労寿命ともにすぐれ、靭性もかなり高い。N
o.23は冷却速度が小さいために、強度、靭性が低い。N
o.24は脱ガス温度が低いために靭性が低い。No.25は脱
ガス温度が高いために強度が低い。No.26は押出温度が
高いために押出割れを生じたものである。No.27は押出
比が低いために靭性が低い。No.28は鍛造温度が高いた
めに鍛造割れが生じたものである。
[発明の効果] 本発明によれば、引張および疲労強度にすぐれ、靭性
もかなり高いアルミニウム合金が得られる。このもの
は、特に内燃機関のコンロッドに適用して、その軽量化
とエンジンの出力増加、高効率化、騒音減少を可能にす
る。その他、ロッカーアーム、バルブリフタ、バルブス
プリングリテーナー、シンクロナイザーリング等にも適
用して、それらの軽量化を可能にする。
もかなり高いアルミニウム合金が得られる。このもの
は、特に内燃機関のコンロッドに適用して、その軽量化
とエンジンの出力増加、高効率化、騒音減少を可能にす
る。その他、ロッカーアーム、バルブリフタ、バルブス
プリングリテーナー、シンクロナイザーリング等にも適
用して、それらの軽量化を可能にする。
第1図は本発明によって得られるコンロッドの正面図で
ある。 1……中央部(棹部)
ある。 1……中央部(棹部)
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 西村 嘉彦 愛知県名古屋市港区千年3丁目1番12号 住友軽金属工業株式会社技術研究所内 (72)発明者 菊池 昭雄 愛知県名古屋市港区千年3丁目1番12号 住友軽金属工業株式会社技術研究所内 (72)発明者 福田 康廣 愛知県名古屋市港区千年3丁目1番12号 住友軽金属工業株式会社技術研究所内 (56)参考文献 特開 昭63−42344(JP,A) 特開 昭62−188739(JP,A) 特開 昭62−188738(JP,A)
Claims (2)
- 【請求項1】重量%で、Si:15.5〜18.5%、Fe:4〜7
%、Cu:1〜6%、Mg0.3〜3%、Ti:0.01〜2%を含み、
残り不可避不純物とAlとからなる合金材料を、溶解後、
平均冷却速度103℃/sec以上で冷却する粉末製造工程、
粉末をアルミニウム缶に詰めて400〜520℃における脱ガ
ス工程、300〜500℃において押出比4以上に押出す押出
工程、400〜500℃における熱間鍛造工程および熱処理工
程に付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製造方法。 - 【請求項2】重量%で、Si:15.5〜18.5%、Fe:4〜7
%、Cu:1〜6%、Mg0.3〜3%、Ti:0.01〜2%さらにM
n:0.3〜3%[ただしFe+Mn≦8%]を含み、残り不可
避不純物とAlとからなる合金材料を、溶解後、平均冷却
速度103/sec以上で冷却する粉末製造工程、粉末をアル
ミニウム缶に詰めて400〜520℃における脱ガス工程、30
0〜500℃において押出比4以上に押出す押出工程、400
〜500℃における熱間鍛造工程および熱処理工程に付す
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
ミニウム合金の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63251940A JP2746390B2 (ja) | 1988-10-07 | 1988-10-07 | 引張および疲労強度にすぐれたアルミニウム合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63251940A JP2746390B2 (ja) | 1988-10-07 | 1988-10-07 | 引張および疲労強度にすぐれたアルミニウム合金の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02101125A JPH02101125A (ja) | 1990-04-12 |
JP2746390B2 true JP2746390B2 (ja) | 1998-05-06 |
Family
ID=17230240
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP63251940A Expired - Lifetime JP2746390B2 (ja) | 1988-10-07 | 1988-10-07 | 引張および疲労強度にすぐれたアルミニウム合金の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2746390B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2787466B2 (ja) * | 1988-05-12 | 1998-08-20 | 住友電気工業株式会社 | 大径の製品用アルミニウム合金の成形方法 |
JPH02277731A (ja) * | 1989-04-20 | 1990-11-14 | Honda Motor Co Ltd | アルミニウム急冷凝固粉を用いた製品の製造方法 |
JP3240182B2 (ja) * | 1992-04-28 | 2001-12-17 | マツダ株式会社 | マグネシウム合金製部材の製造方法 |
Family Cites Families (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS62188739A (ja) * | 1986-02-14 | 1987-08-18 | Honda Motor Co Ltd | ヤング率、強度及び靭性を改善したa1合金の製造方法 |
JPS62188738A (ja) * | 1986-02-15 | 1987-08-18 | Honda Motor Co Ltd | 燃結al合金製構造物用部材 |
JPS6342344A (ja) * | 1986-08-06 | 1988-02-23 | Honda Motor Co Ltd | 高温強度特性に優れた粉末冶金用Al合金 |
-
1988
- 1988-10-07 JP JP63251940A patent/JP2746390B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH02101125A (ja) | 1990-04-12 |
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