JP3837230B2 - 耐熱Ａｌ合金製構造部材の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は耐熱Ａｌ合金製構造部材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
一般的に、耐熱Ａｌ合金は高い変形抵抗を有するため、その合金よりなる素材に鍛造加工を施す場合には、素材の鍛造温度Ｔ1 を４５０℃≦Ｔ1 ≦６００℃といったように高めなければならない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、鍛造温度Ｔ1 を前記のように高く設定すると、Ａｌ合金の耐熱性等の特性が損われたり、素材が金型に焼付く等の不具合を生じ易くなるので、それらを回避するための条件管理が非常に複雑となり、その結果、生産性の低下を招来する、といった問題を生じた。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明は、特定の金属組織を備えた耐熱Ａｌ合金素材を選択することにより鍛造温度Ｔ1 の低下を実現すると共にその鍛造温度Ｔ1 に金型温度Ｔ2 を相関させることにより塑性加工を成就させ、これにより、優れた耐熱性を有する健全な構造部材を能率良く得ることが可能な前記製造方法を提供することを目的とする。
【０００５】
前記目的を達成するため請求項１の発明によれば、素材として、組成がＡｌ bal ＴＭ 4-7 Ｘ 0.5-3 （数値の単位は原子％、ＴＭはＦｅおよびＮｉから選択される少なくとも一種、ＸはＴｉ、Ｚｒ、Ｍｇおよび希土類元素から選択される少なくとも一種）であり、且つマトリックスを構成するＡｌ結晶の平均粒径ｄ1 がｄ1 ≦１０００ｎｍであり、且つまた前記マトリックスに分散する金属間化合物の平均粒径ｄ2 がｄ2 ≦５００ｎｍである耐熱Ａｌ合金より構成されたものを用意し、この素材に、鍛造温度Ｔ1 を２００℃≦Ｔ1 ＜４００℃に、また金型温度Ｔ2 を前記鍛造温度Ｔ1 との関係において、０．５Ｔ1 ≦Ｔ2 ≦０．９Ｔ1 にそれぞれ設定して鍛造加工を施す耐熱Ａｌ合金製構造部材の製造方法が提供され、また、請求項２の発明によれば、素材として、組成がＡｌ bal ＴＭ 4-7 Ｘ 0.5-3 Ｓｉ 1-3 （数値の単位は原子％、ＴＭはＦｅおよびＮｉから選択される少なくとも一種、ＸはＴｉ、Ｚｒ、Ｍｇおよび希土類元素から選択される少なくとも一種）であり、且つマトリックスを構成するＡｌ結晶の平均粒径ｄ 1 がｄ 1 ≦１０００ｎｍであり、且つまた前記マトリックスに分散する金属間化合物の平均粒径ｄ 2 がｄ 2 ≦５００ｎｍである耐熱Ａｌ合金より構成されたものを用意し、この素材に、鍛造温度Ｔ 1 を２００℃≦Ｔ 1 ＜４００℃に、また金型温度Ｔ 2 を前記鍛造温度Ｔ 1 との関係において、０．５Ｔ 1 ≦Ｔ 2 ≦０．９Ｔ 1 にそれぞれ設定して鍛造加工を施す耐熱Ａｌ合金製構造部材の製造方法が提供される。
【０００６】
前記のような微細金属組織を備えたＡｌ合金は、本出願人の一方が、先に提案した特開平８−１２０３７８号公報に記載した通り優れた耐熱性を有する。
【０００７】
このＡｌ合金より構成された素材に、前記鍛造温度Ｔ1 の範囲において鍛造加工を施すと、その素材は粒界すべりに起因した良好な塑性変形性を示す。その反面、加工硬化が発生しないことから部分的な変形が発生してそれが集中し易く、割れの原因となる。そこで、金型温度Ｔ2 を、鍛造温度Ｔ1 よりも低い前記範囲に設定するもので、これにより素材の金型接触部側の変形抵抗を内部のそれよりも高めて、前記のような部分的な変形の集中を回避することが可能である。このようにして健全な耐熱Ａｌ合金製構造部材を能率良く得ることができる。
【０００８】
ただし、鍛造温度Ｔ1 がＴ1 ＜２００℃では、素材が温度降下を起し易いため構造部材の品質が一定せず、一方、Ｔ1 ＞４００℃では前記従来法同様に、構造部材の生産性低下を招来する。また金型温度Ｔ2 がＴ2 ＜０．５Ｔ1 では素材の金型接触部側が、その温度降下に起因して割れを生じ易く、一方、Ｔ2 ＞０．９Ｔ1 では素材の金型への焼付きおよび割れが発生し易くなる。
【０００９】
構造部材の耐摩耗性向上のためには、素材にそれに分散するようにセラミック粒子を含有させる。この場合、セラミック粒子の平均粒径ｄ3 は１．５μｍ≦ｄ3 ≦１０μｍに、またその含有量ｃは０．５ｖｏｌ％≦ｃ≦２０ｖｏｌ％にそれぞれ設定される。セラミック粒子としては、アルミナ粒子、窒化ケイ素粒子、炭化ケイ素粒子、窒化アルミニウム粒子等が用いられる。ただし、セラミック粒子の平均粒径ｄ3 がｄ3 ＜１．５μｍでは部材の耐摩耗性向上効果が得られず、一方、ｄ3 ＞１０μｍでは素材の鍛造加工性が悪化する。また含有量ｃがｃ＜０．５ｖｏｌ％ではセラミック粒子を添加する意義が無く、一方、ｃ＞２０ｖｏｌ％では素材の鍛造加工性が悪化する。
【００１０】
前記Ａｌ合金の組成の第１例は、化学式Ａｌbal ＴＭ4-7 Ｘ0.5-3 で表わされる。これら数値の単位は原子％であり、これは以下の化学式において同じである。合金元素ＴＭはＦｅおよびＮｉから選択される少なくとも一種であり、また合金元素ＸはＴｉ、Ｚｒ、Ｍｇおよび希土類元素から選択される少なくとも一種である。
【００１１】
前記合金元素ＴＭはＡｌ合金の耐熱性を向上させる効果を有する。ただし、ＴＭ＜４原子％ではＴＭを添加する意義が無く、一方、ＴＭ＞７原子％では金属間化合物が増加して構造部材の靱性が低下する。また前記合金元素Ｘは金属間化合物の微細化を促進する効果を有する。ただし、Ｘ＜０．５原子％ではＸを添加する意義が無く、一方、Ｘ＞３原子％ではＡｌＸ系金属間化合物が生成されるため構造部材の靱性が低下する。
【００１２】
前記Ａｌ合金の組成の第２例は、化学式Ａｌbal ＴＭ4-7 Ｘ0.5-3 Ｓｉ1-3 で表わされる。前記合金元素ＴＭおよびＸの添加理由等は前記と同じである。前記合金元素Ｓｉは金属組織を微細化する効果を有する。ただし、Ｓｉ＜１原子％ではＳｉを添加する意義が無く、一方、Ｓｉ＞３原子％では初晶Ｓｉが晶出するため構造部材の靱性が低下する。
【００１３】
【発明の実施の形態】
〔Ｉ〕素材の製造
（１） 例１について
1) エアアトマイズ法の適用下でＡｌ91Ｆｅ6 Ｔｉ1 Ｓｉ2 の組成を有するＡｌ合金粉末を製造し、次いでそのＡｌ合金粉末に分級処理を施して、粒径９０μｍ以下のＡｌ合金粉末を得た。
【００１４】
2) Ａｌ合金粉末（粒径９０μｍ以下）を用い、圧力４００ＭＰａの条件でＣＩＰを行うことにより、直径５５mm、長さ５５mmのビレットを成形した。
【００１５】
3) ビレットを５３０℃のマッフル炉内に設置し、Ａｒガス雰囲気中に１５分間保持して脱ガス処理を行い、またそのビレットを押出し温度である５３０℃まで昇温した。
【００１６】
4) ビレットに間接押出し加工を施して、直径１６mmの素材の例１を得た。加工条件は、コンテナ温度４００℃、ダイス温度４５０℃、コンテナの内径５６mm、ダイス孔内径１６mm、押出し速度０．５〜１．０cm／sec に設定された。
【００１７】
この例１において、密度は略１００％であり、またＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）にて金属組織観察を行ったところ、マトリックスを構成するＡｌ結晶の平均粒径ｄ1 はｄ1 ＝５００ｎｍであり、またマトリックスに分散する金属間化合物の平均粒径ｄ2 はｄ2 ＝２００ｎｍであることが判明した。
【００１８】
（２） 例２について
例１の製造に用いたＡｌ合金粉末（粒径９０μｍ以下）と同様のＡｌ合金粉末に、平均粒径ｄ3 がｄ3 ＝３μｍのアルミナ粒子よりなる粉末を、その含有量ｃがｃ＝５ｖｏｌ％となるように加え、次いでそれらをミキサに投入して十分に混合した。
【００１９】
その後、混合粉末を用いて、例１の場合と同様に前記2)〜4)の各工程を順次経て素材の例２を得た。この例２における密度、マトリックスを構成するＡｌ結晶の平均粒径ｄ1 および金属間化合物の平均粒径ｄ2 は、例１のそれらと同じであった。
【００２０】
（３） 例３について
1) エアアトマイズ法の適用下でＡｌ78.5Ｓｉ17Ｆｅ2.5 Ｎｉ1 Ｃｕ0.5 Ｍｇ0.5 の組成を有するＡｌ合金粉末を製造し、次いでそのＡｌ合金粉末に分級処理を施して、粒径９０μｍ以下のＡｌ合金粉末を得た。
【００２１】
その後、Ａｌ合金粉末（粒径９０μｍ以下）を用いて、例１の場合と同様に、前記2)〜4)の各工程を順次経て素材の例３を得た。
【００２２】
この例３における密度は略１００％であり、またマトリックスを構成するＡｌ結晶の平均粒径ｄ1 はｄ1 ＝５μｍであり、さらに金属間化合物の平均粒径ｄ2 はｄ2 ＝１μｍであった。
【００２３】
（４） 例４について
例３の製造に用いたＡｌ合金粉末（粒径９０μｍ以下）と同様のＡｌ合金粉末に、平均粒径ｄ3 がｄ3 ＝３μｍのアルミナ粒子よりなる粉末を、その含有量ｃがｃ＝５ｖｏｌ％となるように加え、次いでそれらをミキサに投入して十分に混合した。
【００２４】
その後、混合粉末を用いて、例１の場合と同様に、前記2)〜4)の各工程を順次経て素材の例４を得た。この例４における密度、マトリックスを構成するＡｌ結晶の平均粒径ｄ1 および金属間化合物の平均粒径ｄ2 は、例３のそれらと同じであった。
〔II〕限界すえ込み率の測定
この測定に当っては、図１（ａ）に示すように金敷１上に、所定の鍛造温度Ｔ1 に加熱された円形断面の試験片Ｔｐを立て、次いで図１（ｂ）に示すように、すえ込みラム２により試験片Ｔｐを加圧して、変形した試験片Ｔｐに割れが発生したとき加圧を止めた。そして、試験片Ｔｐにおいて、すえ込み前の長さをＬ1 とし、また割れが発生したときの長さをＬ2 として、限界すえ込み率ε（％）を、ε＝｛（Ｌ1 −Ｌ2 ）／Ｌ1 ｝×１００の式より求めた。試験片Ｔｐは素材の例１〜４から作製され、その直径は８mmに、また長さは１０mmにそれぞれ設定された。
【００２５】
図２は測定結果を示す。図２から、実施例において用いられる例１，２は、例３，４に比べて各鍛造温度Ｔ1 における限界すえ込み率εが高く、良好な塑性変形性を有することが判る。特に、鍛造温度Ｔ1 が２００℃≦Ｔ1 ≦４００℃の範囲においては、例１，２の限界すえ込み率εは５０％以上と高く、しかもそれらの塑性変形性は略一定である。したがって、例１，２については、この温度Ｔ1 範囲での鍛造加工による構造部材の量産が期待される。
〔III 〕鍛造温度Ｔ1 と金型温度Ｔ2 の関係
図３において、密閉鍛造加工用金型３は上型４と下型５とよりなる。下型５は、上側の大径凹部６と、それと同軸上に在る下側の小径凹部７とを有し、小径凹部７底面に開口するピン孔８にノックアウトピン９が摺動自在に嵌合される。上型４は下型５の大径凹部６に摺動自在に嵌合するようになっている。
【００２６】
上、下型４，５には、それぞれ図示しない複数のカートリッジヒータが備えられており、それらカートリッジヒータによって上、下型４，５の温度、つまり金型温度Ｔ2 が精度良く調節される。下型５において、大径凹部６の内径Ｄ1 ＝２３mm、深さＨ1 ＝１５mm；小径凹部７の内径Ｄ2 ＝１５．６mm、深さＨ2 ＝５mmである。
【００２７】
この金型３を用い、次のような手順で密閉鍛造を行って鍛造温度Ｔ1 と金型温度Ｔ2 との関係を調べた。
【００２８】
（ａ） 素材の例１より、直径１５mm、長さ１１mmの複数の試験片Ｔｐを作製した。
【００２９】
（ｂ） 各試験片Ｔｐに、二硫化モリブデンを塗布する潤滑処理を施した。
【００３０】
（ｃ） 各試験片Ｔｐを電気炉内に設置して所定温度に加熱し、また金型３も所定温度に加熱した。
【００３１】
（ｄ） 図３に示すように、試験片Ｔｐを下型５に、その小径凹部７内に立てて設置した。この場合、試験片Ｔｐの略半分が大径凹部６内に突き出ている。
【００３２】
（ｅ） 予め上型４の下降位置を決める、つまりすえ込み率を所定値に設定し、上型４を下降させて密閉鍛造加工を行った。したがって大径凹部６内において成形された、各鍛造品１０の大径円盤部１１の外径は鎖線で示すように段階的に変化する。
【００３３】
（ｆ） 図４に示すように、鍛造品１０の大径円盤部１１の外周面について割れ１２の有無を調べ、割れ１２が発生している場合には、その時の大径円盤部１１の外径Ｄを求めた。したがって、この外径Ｄが大きい程、塑性変形性が良いことになる。
【００３４】
図５〜７は、金型温度Ｔ2 を常温（２５℃）、１３０℃、１７０℃にそれぞれ設定した場合における、鍛造温度（常温を含む）Ｔ1 と、割れ発生時の外径Ｄとの関係を示す。図中、「○」印は、前記外径Ｄ＝２３mmにおいて割れが発生しなかったことを、また「△」印は、前記外径Ｄ＝２２mmにおいて割れが発生したことを、さらに「×」印は前記外径Ｄ≦２１mmにおいて割れが発生したことをそれぞれ示す。
【００３５】
図５において、金型温度Ｔ2 が常温（２５℃）の場合には、鍛造温度Ｔ1 を２５〜５００℃の範囲で変化させても、全ての大径円盤部１１に割れ１２が発生した。
【００３６】
図６において、金型温度Ｔ2 を１３０℃に設定した場合には、鍛造温度Ｔ1 を２５〜５００℃の範囲で変化させると、鍛造温度Ｔ1 ＝２００℃において割れ１２の無い大径円盤部１１が成形され、それ以外の鍛造温度Ｔ1 では大径円盤部１１に割れ１２が発生した。
【００３７】
図７において、金型温度Ｔ2 を１７０℃に設定した場合には、鍛造温度Ｔ1 を２５〜５００℃の範囲で変化させると、鍛造温度Ｔ1 ＝２００，３００℃において割れ１２の無い大径円盤部１１が成形され、それ以外の鍛造温度Ｔ1 では大径円盤部１１に割れ１２が発生した。
【００３８】
前記同様に、鍛造温度Ｔ1 および金型温度Ｔ2 をそれぞれ変化させて密閉鍛造加工を行い、前記同様に大径円盤部１１の外周面について割れ１２の有無を調べ、また前記外径Ｄを求めたところ、図８の結果を得た。図中、「○」、「△」、「×」印の意味は前記と同じである。
【００３９】
図８から明らかなように、試験片Ｔｐ、したがって素材の例１に、鍛造温度Ｔ1 を２００℃≦Ｔ1 ≦４００℃に、また金型温度Ｔ2 をその鍛造温度Ｔ1 との関係において、０．５Ｔ1 ≦Ｔ2 ≦０．９Ｔ1 にそれぞれ設定して鍛造加工を施すと、割れ１２の無い鍛造品（構造部材）１０を得ることができる。
【００４０】
素材の例２について、前記同様の考察を行ったところ、鍛造温度Ｔ1 と金型温度Ｔ2 との間に前記同様の関係が成立することが確認された。素材の例３，４は、金型温度に関係なく、鍛造温度Ｔ1 ≦４００℃において割れを生じた。
【００４１】
素材の例１，２に、それぞれＭｇを０．５原子％添加した二種の素材について、前記同様の考察を行ったところ、鍛造温度Ｔ1 と金型温度Ｔ2 との間に前記同様の関係が成立することが確認された。
〔IV〕エンジン用バルブスプリングリテーナ
素材として、前記例２と同一材質で、且つ直径２５mmの押出し材を製造し、その素材を用いて、図９に示すようにバルブスプリング当接部１３の外径Ｄ3 がＤ3 ＝２２mmのバルブスプリングリテーナ（構造部材）１４を鍛造加工により製造した。鍛造条件は、鍛造温度Ｔ1 ：３００℃、金型温度Ｔ2 ：２２０℃（約０．７３Ｔ1 ）に設定された。
【００４２】
この鍛造品１４を、前記素材から総削り加工により得られた切削品と比較したところ、鍛造品１４は、強度、耐摩耗性、耐衝撃性について切削品と同等、若しくはそれ以上に優れていることが判明した。また鍛造品１４はベンチ耐久テストおよび実走耐久テストにおいても十分な耐久性を示し、極めて高い実用性を有することが判明した。
【００４３】
さらに鍛造品１４は、その重量が鋼製のものの略半分であることから、鍛造品１４を鋼製のものと交換することによって、エンジンの回転限界が約５００rpm 向上し、またパワーおよび燃費に対する効果も大きいことが確認された。
【００４４】
前記鍛造加工は、その鍛造温度Ｔ1 が比較的低いことから、鋼の冷間鍛造加工に近いサイクルタイムで鍛造品、したがってバルブスプリングリテーナ１４を製造することができ、その上、実質歩留りも、約９２％から９９％以上といったように大幅に向上し得ることも確認された。これらは、バルブスプリングリテーナ１４の量産を図る上で極めて有効である。
【００４５】
前記例２と同一材質の素材を用い、鍛造加工を行うことによって、エンジン用バルブリフタおよびピストンを試作したところ、バルブスプリングリテーナ１４と同様の好結果が得られ、本発明が耐熱性・耐摩耗性Ａｌ合金よりなる構造部材の製造に有効であることが確認された。
【００４６】
【発明の効果】
本発明によれば、前記のように特定の金属組織を備えた耐熱Ａｌ合金素材を選択することにより、鍛造温度Ｔ1 の低下を実現すると共にその鍛造温度Ｔ1 に金型温度Ｔ2 を特定の関係（即ち０．５Ｔ 1 ≦Ｔ 2 ≦０．９Ｔ 1 ）で相関させることにより塑性加工を成就させ、これにより優れた耐熱性を有する健全な構造部材を能率良く得ることが可能な前記製造方法を提供することができる。
【００４７】
また本発明によれば、前記素材に特定量のセラミック粒子を含有させることによって、優れた耐熱性だけでなく良好な耐摩耗性を備えた健全な構造部材を能率良く得ることが可能な前記製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 限界すえ込み率の測定方法を示す説明図である。
【図２】 鍛造温度Ｔ1 と限界すえ込み率εとの関係を示すグラフである。
【図３】 密閉鍛造加工用金型と、試験片および鍛造品との関係を示す要部縦断面図である。
【図４】 鍛造品の正面図である。
【図５】 金型温度Ｔ2 ：常温において、鍛造温度Ｔ1 と、割れ発生時の外径Ｄとの関係を示すグラフである。
【図６】 金型温度Ｔ2 ：１３０℃において、鍛造温度Ｔ1 と、割れ発生時の外径Ｄとの関係を示すグラフである。
【図７】 金型温度Ｔ2 ：１７０℃において、鍛造温度Ｔ1 と、割れ発生時の外径Ｄとの関係を示すグラフである。
【図８】 鍛造温度Ｔ1 と金型温度Ｔ2 との関係を示すグラフである。
【図９】 エンジン用バルブスプリングリテーナの正面図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は耐熱Ａｌ合金製構造部材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
一般的に、耐熱Ａｌ合金は高い変形抵抗を有するため、その合金よりなる素材に鍛造加工を施す場合には、素材の鍛造温度Ｔ1 を４５０℃≦Ｔ1 ≦６００℃といったように高めなければならない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、鍛造温度Ｔ1 を前記のように高く設定すると、Ａｌ合金の耐熱性等の特性が損われたり、素材が金型に焼付く等の不具合を生じ易くなるので、それらを回避するための条件管理が非常に複雑となり、その結果、生産性の低下を招来する、といった問題を生じた。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明は、特定の金属組織を備えた耐熱Ａｌ合金素材を選択することにより鍛造温度Ｔ1 の低下を実現すると共にその鍛造温度Ｔ1 に金型温度Ｔ2 を相関させることにより塑性加工を成就させ、これにより、優れた耐熱性を有する健全な構造部材を能率良く得ることが可能な前記製造方法を提供することを目的とする。
【０００５】
前記目的を達成するため請求項１の発明によれば、素材として、組成がＡｌ bal ＴＭ 4-7 Ｘ 0.5-3 （数値の単位は原子％、ＴＭはＦｅおよびＮｉから選択される少なくとも一種、ＸはＴｉ、Ｚｒ、Ｍｇおよび希土類元素から選択される少なくとも一種）であり、且つマトリックスを構成するＡｌ結晶の平均粒径ｄ1 がｄ1 ≦１０００ｎｍであり、且つまた前記マトリックスに分散する金属間化合物の平均粒径ｄ2 がｄ2 ≦５００ｎｍである耐熱Ａｌ合金より構成されたものを用意し、この素材に、鍛造温度Ｔ1 を２００℃≦Ｔ1 ＜４００℃に、また金型温度Ｔ2 を前記鍛造温度Ｔ1 との関係において、０．５Ｔ1 ≦Ｔ2 ≦０．９Ｔ1 にそれぞれ設定して鍛造加工を施す耐熱Ａｌ合金製構造部材の製造方法が提供され、また、請求項２の発明によれば、素材として、組成がＡｌ bal ＴＭ 4-7 Ｘ 0.5-3 Ｓｉ 1-3 （数値の単位は原子％、ＴＭはＦｅおよびＮｉから選択される少なくとも一種、ＸはＴｉ、Ｚｒ、Ｍｇおよび希土類元素から選択される少なくとも一種）であり、且つマトリックスを構成するＡｌ結晶の平均粒径ｄ 1 がｄ 1 ≦１０００ｎｍであり、且つまた前記マトリックスに分散する金属間化合物の平均粒径ｄ 2 がｄ 2 ≦５００ｎｍである耐熱Ａｌ合金より構成されたものを用意し、この素材に、鍛造温度Ｔ 1 を２００℃≦Ｔ 1 ＜４００℃に、また金型温度Ｔ 2 を前記鍛造温度Ｔ 1 との関係において、０．５Ｔ 1 ≦Ｔ 2 ≦０．９Ｔ 1 にそれぞれ設定して鍛造加工を施す耐熱Ａｌ合金製構造部材の製造方法が提供される。
【０００６】
前記のような微細金属組織を備えたＡｌ合金は、本出願人の一方が、先に提案した特開平８−１２０３７８号公報に記載した通り優れた耐熱性を有する。
【０００７】
このＡｌ合金より構成された素材に、前記鍛造温度Ｔ1 の範囲において鍛造加工を施すと、その素材は粒界すべりに起因した良好な塑性変形性を示す。その反面、加工硬化が発生しないことから部分的な変形が発生してそれが集中し易く、割れの原因となる。そこで、金型温度Ｔ2 を、鍛造温度Ｔ1 よりも低い前記範囲に設定するもので、これにより素材の金型接触部側の変形抵抗を内部のそれよりも高めて、前記のような部分的な変形の集中を回避することが可能である。このようにして健全な耐熱Ａｌ合金製構造部材を能率良く得ることができる。
【０００８】
ただし、鍛造温度Ｔ1 がＴ1 ＜２００℃では、素材が温度降下を起し易いため構造部材の品質が一定せず、一方、Ｔ1 ＞４００℃では前記従来法同様に、構造部材の生産性低下を招来する。また金型温度Ｔ2 がＴ2 ＜０．５Ｔ1 では素材の金型接触部側が、その温度降下に起因して割れを生じ易く、一方、Ｔ2 ＞０．９Ｔ1 では素材の金型への焼付きおよび割れが発生し易くなる。
【０００９】
構造部材の耐摩耗性向上のためには、素材にそれに分散するようにセラミック粒子を含有させる。この場合、セラミック粒子の平均粒径ｄ3 は１．５μｍ≦ｄ3 ≦１０μｍに、またその含有量ｃは０．５ｖｏｌ％≦ｃ≦２０ｖｏｌ％にそれぞれ設定される。セラミック粒子としては、アルミナ粒子、窒化ケイ素粒子、炭化ケイ素粒子、窒化アルミニウム粒子等が用いられる。ただし、セラミック粒子の平均粒径ｄ3 がｄ3 ＜１．５μｍでは部材の耐摩耗性向上効果が得られず、一方、ｄ3 ＞１０μｍでは素材の鍛造加工性が悪化する。また含有量ｃがｃ＜０．５ｖｏｌ％ではセラミック粒子を添加する意義が無く、一方、ｃ＞２０ｖｏｌ％では素材の鍛造加工性が悪化する。
【００１０】
前記Ａｌ合金の組成の第１例は、化学式Ａｌbal ＴＭ4-7 Ｘ0.5-3 で表わされる。これら数値の単位は原子％であり、これは以下の化学式において同じである。合金元素ＴＭはＦｅおよびＮｉから選択される少なくとも一種であり、また合金元素ＸはＴｉ、Ｚｒ、Ｍｇおよび希土類元素から選択される少なくとも一種である。
【００１１】
前記合金元素ＴＭはＡｌ合金の耐熱性を向上させる効果を有する。ただし、ＴＭ＜４原子％ではＴＭを添加する意義が無く、一方、ＴＭ＞７原子％では金属間化合物が増加して構造部材の靱性が低下する。また前記合金元素Ｘは金属間化合物の微細化を促進する効果を有する。ただし、Ｘ＜０．５原子％ではＸを添加する意義が無く、一方、Ｘ＞３原子％ではＡｌＸ系金属間化合物が生成されるため構造部材の靱性が低下する。
【００１２】
前記Ａｌ合金の組成の第２例は、化学式Ａｌbal ＴＭ4-7 Ｘ0.5-3 Ｓｉ1-3 で表わされる。前記合金元素ＴＭおよびＸの添加理由等は前記と同じである。前記合金元素Ｓｉは金属組織を微細化する効果を有する。ただし、Ｓｉ＜１原子％ではＳｉを添加する意義が無く、一方、Ｓｉ＞３原子％では初晶Ｓｉが晶出するため構造部材の靱性が低下する。
【００１３】
【発明の実施の形態】
〔Ｉ〕素材の製造
（１） 例１について
1) エアアトマイズ法の適用下でＡｌ91Ｆｅ6 Ｔｉ1 Ｓｉ2 の組成を有するＡｌ合金粉末を製造し、次いでそのＡｌ合金粉末に分級処理を施して、粒径９０μｍ以下のＡｌ合金粉末を得た。
【００１４】
2) Ａｌ合金粉末（粒径９０μｍ以下）を用い、圧力４００ＭＰａの条件でＣＩＰを行うことにより、直径５５mm、長さ５５mmのビレットを成形した。
【００１５】
3) ビレットを５３０℃のマッフル炉内に設置し、Ａｒガス雰囲気中に１５分間保持して脱ガス処理を行い、またそのビレットを押出し温度である５３０℃まで昇温した。
【００１６】
4) ビレットに間接押出し加工を施して、直径１６mmの素材の例１を得た。加工条件は、コンテナ温度４００℃、ダイス温度４５０℃、コンテナの内径５６mm、ダイス孔内径１６mm、押出し速度０．５〜１．０cm／sec に設定された。
【００１７】
この例１において、密度は略１００％であり、またＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）にて金属組織観察を行ったところ、マトリックスを構成するＡｌ結晶の平均粒径ｄ1 はｄ1 ＝５００ｎｍであり、またマトリックスに分散する金属間化合物の平均粒径ｄ2 はｄ2 ＝２００ｎｍであることが判明した。
【００１８】
（２） 例２について
例１の製造に用いたＡｌ合金粉末（粒径９０μｍ以下）と同様のＡｌ合金粉末に、平均粒径ｄ3 がｄ3 ＝３μｍのアルミナ粒子よりなる粉末を、その含有量ｃがｃ＝５ｖｏｌ％となるように加え、次いでそれらをミキサに投入して十分に混合した。
【００１９】
その後、混合粉末を用いて、例１の場合と同様に前記2)〜4)の各工程を順次経て素材の例２を得た。この例２における密度、マトリックスを構成するＡｌ結晶の平均粒径ｄ1 および金属間化合物の平均粒径ｄ2 は、例１のそれらと同じであった。
【００２０】
（３） 例３について
1) エアアトマイズ法の適用下でＡｌ78.5Ｓｉ17Ｆｅ2.5 Ｎｉ1 Ｃｕ0.5 Ｍｇ0.5 の組成を有するＡｌ合金粉末を製造し、次いでそのＡｌ合金粉末に分級処理を施して、粒径９０μｍ以下のＡｌ合金粉末を得た。
【００２１】
その後、Ａｌ合金粉末（粒径９０μｍ以下）を用いて、例１の場合と同様に、前記2)〜4)の各工程を順次経て素材の例３を得た。
【００２２】
この例３における密度は略１００％であり、またマトリックスを構成するＡｌ結晶の平均粒径ｄ1 はｄ1 ＝５μｍであり、さらに金属間化合物の平均粒径ｄ2 はｄ2 ＝１μｍであった。
【００２３】
（４） 例４について
例３の製造に用いたＡｌ合金粉末（粒径９０μｍ以下）と同様のＡｌ合金粉末に、平均粒径ｄ3 がｄ3 ＝３μｍのアルミナ粒子よりなる粉末を、その含有量ｃがｃ＝５ｖｏｌ％となるように加え、次いでそれらをミキサに投入して十分に混合した。
【００２４】
その後、混合粉末を用いて、例１の場合と同様に、前記2)〜4)の各工程を順次経て素材の例４を得た。この例４における密度、マトリックスを構成するＡｌ結晶の平均粒径ｄ1 および金属間化合物の平均粒径ｄ2 は、例３のそれらと同じであった。
〔II〕限界すえ込み率の測定
この測定に当っては、図１（ａ）に示すように金敷１上に、所定の鍛造温度Ｔ1 に加熱された円形断面の試験片Ｔｐを立て、次いで図１（ｂ）に示すように、すえ込みラム２により試験片Ｔｐを加圧して、変形した試験片Ｔｐに割れが発生したとき加圧を止めた。そして、試験片Ｔｐにおいて、すえ込み前の長さをＬ1 とし、また割れが発生したときの長さをＬ2 として、限界すえ込み率ε（％）を、ε＝｛（Ｌ1 −Ｌ2 ）／Ｌ1 ｝×１００の式より求めた。試験片Ｔｐは素材の例１〜４から作製され、その直径は８mmに、また長さは１０mmにそれぞれ設定された。
【００２５】
図２は測定結果を示す。図２から、実施例において用いられる例１，２は、例３，４に比べて各鍛造温度Ｔ1 における限界すえ込み率εが高く、良好な塑性変形性を有することが判る。特に、鍛造温度Ｔ1 が２００℃≦Ｔ1 ≦４００℃の範囲においては、例１，２の限界すえ込み率εは５０％以上と高く、しかもそれらの塑性変形性は略一定である。したがって、例１，２については、この温度Ｔ1 範囲での鍛造加工による構造部材の量産が期待される。
〔III 〕鍛造温度Ｔ1 と金型温度Ｔ2 の関係
図３において、密閉鍛造加工用金型３は上型４と下型５とよりなる。下型５は、上側の大径凹部６と、それと同軸上に在る下側の小径凹部７とを有し、小径凹部７底面に開口するピン孔８にノックアウトピン９が摺動自在に嵌合される。上型４は下型５の大径凹部６に摺動自在に嵌合するようになっている。
【００２６】
上、下型４，５には、それぞれ図示しない複数のカートリッジヒータが備えられており、それらカートリッジヒータによって上、下型４，５の温度、つまり金型温度Ｔ2 が精度良く調節される。下型５において、大径凹部６の内径Ｄ1 ＝２３mm、深さＨ1 ＝１５mm；小径凹部７の内径Ｄ2 ＝１５．６mm、深さＨ2 ＝５mmである。
【００２７】
この金型３を用い、次のような手順で密閉鍛造を行って鍛造温度Ｔ1 と金型温度Ｔ2 との関係を調べた。
【００２８】
（ａ） 素材の例１より、直径１５mm、長さ１１mmの複数の試験片Ｔｐを作製した。
【００２９】
（ｂ） 各試験片Ｔｐに、二硫化モリブデンを塗布する潤滑処理を施した。
【００３０】
（ｃ） 各試験片Ｔｐを電気炉内に設置して所定温度に加熱し、また金型３も所定温度に加熱した。
【００３１】
（ｄ） 図３に示すように、試験片Ｔｐを下型５に、その小径凹部７内に立てて設置した。この場合、試験片Ｔｐの略半分が大径凹部６内に突き出ている。
【００３２】
（ｅ） 予め上型４の下降位置を決める、つまりすえ込み率を所定値に設定し、上型４を下降させて密閉鍛造加工を行った。したがって大径凹部６内において成形された、各鍛造品１０の大径円盤部１１の外径は鎖線で示すように段階的に変化する。
【００３３】
（ｆ） 図４に示すように、鍛造品１０の大径円盤部１１の外周面について割れ１２の有無を調べ、割れ１２が発生している場合には、その時の大径円盤部１１の外径Ｄを求めた。したがって、この外径Ｄが大きい程、塑性変形性が良いことになる。
【００３４】
図５〜７は、金型温度Ｔ2 を常温（２５℃）、１３０℃、１７０℃にそれぞれ設定した場合における、鍛造温度（常温を含む）Ｔ1 と、割れ発生時の外径Ｄとの関係を示す。図中、「○」印は、前記外径Ｄ＝２３mmにおいて割れが発生しなかったことを、また「△」印は、前記外径Ｄ＝２２mmにおいて割れが発生したことを、さらに「×」印は前記外径Ｄ≦２１mmにおいて割れが発生したことをそれぞれ示す。
【００３５】
図５において、金型温度Ｔ2 が常温（２５℃）の場合には、鍛造温度Ｔ1 を２５〜５００℃の範囲で変化させても、全ての大径円盤部１１に割れ１２が発生した。
【００３６】
図６において、金型温度Ｔ2 を１３０℃に設定した場合には、鍛造温度Ｔ1 を２５〜５００℃の範囲で変化させると、鍛造温度Ｔ1 ＝２００℃において割れ１２の無い大径円盤部１１が成形され、それ以外の鍛造温度Ｔ1 では大径円盤部１１に割れ１２が発生した。
【００３７】
図７において、金型温度Ｔ2 を１７０℃に設定した場合には、鍛造温度Ｔ1 を２５〜５００℃の範囲で変化させると、鍛造温度Ｔ1 ＝２００，３００℃において割れ１２の無い大径円盤部１１が成形され、それ以外の鍛造温度Ｔ1 では大径円盤部１１に割れ１２が発生した。
【００３８】
前記同様に、鍛造温度Ｔ1 および金型温度Ｔ2 をそれぞれ変化させて密閉鍛造加工を行い、前記同様に大径円盤部１１の外周面について割れ１２の有無を調べ、また前記外径Ｄを求めたところ、図８の結果を得た。図中、「○」、「△」、「×」印の意味は前記と同じである。
【００３９】
図８から明らかなように、試験片Ｔｐ、したがって素材の例１に、鍛造温度Ｔ1 を２００℃≦Ｔ1 ≦４００℃に、また金型温度Ｔ2 をその鍛造温度Ｔ1 との関係において、０．５Ｔ1 ≦Ｔ2 ≦０．９Ｔ1 にそれぞれ設定して鍛造加工を施すと、割れ１２の無い鍛造品（構造部材）１０を得ることができる。
【００４０】
素材の例２について、前記同様の考察を行ったところ、鍛造温度Ｔ1 と金型温度Ｔ2 との間に前記同様の関係が成立することが確認された。素材の例３，４は、金型温度に関係なく、鍛造温度Ｔ1 ≦４００℃において割れを生じた。
【００４１】
素材の例１，２に、それぞれＭｇを０．５原子％添加した二種の素材について、前記同様の考察を行ったところ、鍛造温度Ｔ1 と金型温度Ｔ2 との間に前記同様の関係が成立することが確認された。
〔IV〕エンジン用バルブスプリングリテーナ
素材として、前記例２と同一材質で、且つ直径２５mmの押出し材を製造し、その素材を用いて、図９に示すようにバルブスプリング当接部１３の外径Ｄ3 がＤ3 ＝２２mmのバルブスプリングリテーナ（構造部材）１４を鍛造加工により製造した。鍛造条件は、鍛造温度Ｔ1 ：３００℃、金型温度Ｔ2 ：２２０℃（約０．７３Ｔ1 ）に設定された。
【００４２】
この鍛造品１４を、前記素材から総削り加工により得られた切削品と比較したところ、鍛造品１４は、強度、耐摩耗性、耐衝撃性について切削品と同等、若しくはそれ以上に優れていることが判明した。また鍛造品１４はベンチ耐久テストおよび実走耐久テストにおいても十分な耐久性を示し、極めて高い実用性を有することが判明した。
【００４３】
さらに鍛造品１４は、その重量が鋼製のものの略半分であることから、鍛造品１４を鋼製のものと交換することによって、エンジンの回転限界が約５００rpm 向上し、またパワーおよび燃費に対する効果も大きいことが確認された。
【００４４】
前記鍛造加工は、その鍛造温度Ｔ1 が比較的低いことから、鋼の冷間鍛造加工に近いサイクルタイムで鍛造品、したがってバルブスプリングリテーナ１４を製造することができ、その上、実質歩留りも、約９２％から９９％以上といったように大幅に向上し得ることも確認された。これらは、バルブスプリングリテーナ１４の量産を図る上で極めて有効である。
【００４５】
前記例２と同一材質の素材を用い、鍛造加工を行うことによって、エンジン用バルブリフタおよびピストンを試作したところ、バルブスプリングリテーナ１４と同様の好結果が得られ、本発明が耐熱性・耐摩耗性Ａｌ合金よりなる構造部材の製造に有効であることが確認された。
【００４６】
【発明の効果】
本発明によれば、前記のように特定の金属組織を備えた耐熱Ａｌ合金素材を選択することにより、鍛造温度Ｔ1 の低下を実現すると共にその鍛造温度Ｔ1 に金型温度Ｔ2 を特定の関係（即ち０．５Ｔ 1 ≦Ｔ 2 ≦０．９Ｔ 1 ）で相関させることにより塑性加工を成就させ、これにより優れた耐熱性を有する健全な構造部材を能率良く得ることが可能な前記製造方法を提供することができる。
【００４７】
また本発明によれば、前記素材に特定量のセラミック粒子を含有させることによって、優れた耐熱性だけでなく良好な耐摩耗性を備えた健全な構造部材を能率良く得ることが可能な前記製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 限界すえ込み率の測定方法を示す説明図である。
【図２】 鍛造温度Ｔ1 と限界すえ込み率εとの関係を示すグラフである。
【図３】 密閉鍛造加工用金型と、試験片および鍛造品との関係を示す要部縦断面図である。
【図４】 鍛造品の正面図である。
【図５】 金型温度Ｔ2 ：常温において、鍛造温度Ｔ1 と、割れ発生時の外径Ｄとの関係を示すグラフである。
【図６】 金型温度Ｔ2 ：１３０℃において、鍛造温度Ｔ1 と、割れ発生時の外径Ｄとの関係を示すグラフである。
【図７】 金型温度Ｔ2 ：１７０℃において、鍛造温度Ｔ1 と、割れ発生時の外径Ｄとの関係を示すグラフである。
【図８】 鍛造温度Ｔ1 と金型温度Ｔ2 との関係を示すグラフである。
【図９】 エンジン用バルブスプリングリテーナの正面図である。
Claims (5)
- 素材として、組成がＡｌ bal ＴＭ 4-7 Ｘ 0.5-3 （数値の単位は原子％、ＴＭはＦｅおよびＮｉから選択される少なくとも一種、ＸはＴｉ、Ｚｒ、Ｍｇおよび希土類元素から選択される少なくとも一種）であり、且つマトリックスを構成するＡｌ結晶の平均粒径ｄ1 がｄ1 ≦１０００ｎｍであり、且つまた前記マトリックスに分散する金属間化合物の平均粒径ｄ2 がｄ2 ≦５００ｎｍである耐熱Ａｌ合金より構成されたものを用意し、
この素材に、鍛造温度Ｔ1 を２００℃≦Ｔ1 ＜４００℃に、また金型温度Ｔ2 を前記鍛造温度Ｔ1 との関係において、０．５Ｔ1 ≦Ｔ2 ≦０．９Ｔ1 にそれぞれ設定して鍛造加工を施すことを特徴とする、耐熱Ａｌ合金製構造部材の製造方法。 - 素材として、組成がＡｌ bal ＴＭ 4-7 Ｘ 0.5-3 Ｓｉ 1-3 （数値の単位は原子％、ＴＭはＦｅおよびＮｉから選択される少なくとも一種、ＸはＴｉ、Ｚｒ、Ｍｇおよび希土類元素から選択される少なくとも一種）であり、且つマトリックスを構成するＡｌ結晶の平均粒径ｄ 1 がｄ 1 ≦１０００ｎｍであり、且つまた前記マトリックスに分散する金属間化合物の平均粒径ｄ 2 がｄ 2 ≦５００ｎｍである耐熱Ａｌ合金より構成されたものを用意し、
この素材に、鍛造温度Ｔ 1 を２００℃≦Ｔ 1 ＜４００℃に、また金型温度Ｔ 2 を前記鍛造温度Ｔ 1 との関係において、０．５Ｔ 1 ≦Ｔ 2 ≦０．９Ｔ 1 にそれぞれ設定して鍛造加工を施すことを特徴とする、耐熱Ａｌ合金製構造部材の製造方法。 - 前記素材は、それに分散するセラミック粒子を含有し、そのセラミック粒子の平均粒径ｄ3 は１．５μｍ≦ｄ3 ≦１０μｍであり、また含有量ｃは０．５ｖｏｌ％≦ｃ≦２０ｖｏｌ％である、請求項１又は２記載の耐熱Ａｌ合金製構造部材の製造方法。
- 前記構造部材は、エンジンのバルブスプリングリテーナ、バルブリフタおよびピストンの少なくとも一種である、請求項１，２又は３記載の耐熱Ａｌ合金製構造部材の製造方法。
- 前記鍛造温度Ｔ 1 が３００℃である、請求項１，２，３又は４記載の耐熱Ａｌ合金製構造部材の製造方法。
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