JPH01108337A - 引張および疲労強度にすぐれたアルミニウム合金 - Google Patents
引張および疲労強度にすぐれたアルミニウム合金Info
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- JPH01108337A JPH01108337A JP26365687A JP26365687A JPH01108337A JP H01108337 A JPH01108337 A JP H01108337A JP 26365687 A JP26365687 A JP 26365687A JP 26365687 A JP26365687 A JP 26365687A JP H01108337 A JPH01108337 A JP H01108337A
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Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
- Forging (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
Ｃ産業上の利用分野］
本発明は引張および疲労強度特に切欠疲労強度にすぐれ
た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品、
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。
た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品、
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。
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、コンロッド用材料には常温〜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。これ
らの要求特性のうち、重視されるのは疲労強度特に切欠
疲労強度である。
。このため、コンロッド用材料には常温〜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。これ
らの要求特性のうち、重視されるのは疲労強度特に切欠
疲労強度である。
従来、高温強度にすぐれたアルミニウム合金としてはＡ
２２＋８、Ａ２６１８などが知られている。
２２＋８、Ａ２６１８などが知られている。
［発明が解決しようとする問題点］
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。
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。
このためコンロッド等にはアルミニウム合金は使われず
専ら鉄鋼材料が用いられている。
専ら鉄鋼材料が用いられている。
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。
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苦策として特願昭８１〜
７８１８９号を開発し、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を提案したが、今回は
さらにこれを改良して、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。
７８１８９号を開発し、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を提案したが、今回は
さらにこれを改良して、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。
［問題点を解決するための手段］
本発明は、重量基準で、
Ｓ ｉ ： １２〜２０％
Ｆｅ： ４〜１０％
Ｃｕｒｌ〜６％
Ｍｇ：ＯＪ〜３％
Ａ１：残
ただし、Ｓｔ（％）≦２×Ｆｅ （％）＋１０の組成
を有し、Ｓｉ粒子のｊＦ均直径を３μｍ以下、Ａｌ−Ｓ
ｉ−Ｆｅ系化合物粒子の平均直径を２μｍ以下にした引
張および疲労強度にすぐれたアルミニウム合金である。
を有し、Ｓｉ粒子のｊＦ均直径を３μｍ以下、Ａｌ−Ｓ
ｉ−Ｆｅ系化合物粒子の平均直径を２μｍ以下にした引
張および疲労強度にすぐれた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。
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効果もある。そして、
１２％未満ではＡｌ−５ｔ−Ｆｅ系化合物の量が不足し
、疲労強度、切欠疲労強度が低くなる。
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効果もある。そして、
１２％未満ではＡｌ−５ｔ−Ｆｅ系化合物の量が不足し
、疲労強度、切欠疲労強度が低くなる。
２０％を越えるとＳｉ粒子が粗大になり、疲労強度、切
欠疲労強度が低下する。また、Ｆｅｆｉｔに対してＳｉ
ｆｆｉが過剰になると、Ｓｉ粒子の粒径が大きくなって
、疲労強度、切欠疲労強度が低くなるので、Ｓｉ（％）
≦２ＸＦｅ （％）＋１０の範囲にする必要がある。
欠疲労強度が低下する。また、Ｆｅｆｉｔに対してＳｉ
ｆｆｉが過剰になると、Ｓｉ粒子の粒径が大きくなって
、疲労強度、切欠疲労強度が低くなるので、Ｓｉ（％）
≦２ＸＦｅ （％）＋１０の範囲にする必要がある。
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効果もある。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。１０％を越えると延性が不足し、また、熱間鍛造
が困難になる。
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効果もある。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。１０％を越えると延性が不足し、また、熱間鍛造
が困難になる。
Ｃｕ ： Ｍ ｇ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。
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。
Ｍｇ：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、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。
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。
Ｓｉ粒子の平均直径：粗大なＳｉ粒子の存在は、疲労強
度、切欠疲労強度を低下させる傾向を有する。Ｓｉ粒子
の平均直径が大きくなるにつれて、その傾向が強い。し
たがってＳｉ粒子の平均直径は３μｍ以下にする必要が
ある。
度、切欠疲労強度を低下させる傾向を有する。Ｓｉ粒子
の平均直径が大きくなるにつれて、その傾向が強い。し
たがってＳｉ粒子の平均直径は３μｍ以下にする必要が
ある。
Ａｌ−３ｔ−Ｆｅ系化合物粒子の平均直径＝ＡＩ−３ｔ
−Ｆｅ系化合物粒子は微細に分散して、引張強度、疲労
強度、切欠疲労強度を高める。粒子径が小さいほどこの
効果が著しい。粒子の平均直径が２μＩを越えると疲労
強度、切欠疲労強度が低下する。
−Ｆｅ系化合物粒子は微細に分散して、引張強度、疲労
強度、切欠疲労強度を高める。粒子径が小さいほどこの
効果が著しい。粒子の平均直径が２μＩを越えると疲労
強度、切欠疲労強度が低下する。
その他の元素：Ｍｎは引張強度を高めるので、Ｆｅの一
部を代替することも可能である。
部を代替することも可能である。
ただし、代替量が多くなると疲労強度、切欠疲労強度が
低下するので３％以下にする必要がある。その他、Ｎｉ
５Ｚｎ、Ｚｒ。
低下するので３％以下にする必要がある。その他、Ｎｉ
５Ｚｎ、Ｚｒ。
Ｖ ｓ Ｍ ｏ ｓ Ｃｒ ＳＴ ｉ−、Ｃｏ ＳＹ
ｓ Ｃｅ等を添加しても差支えない。
ｓ Ｃｅ等を添加しても差支えない。
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。
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Ｓｉ粒子が微細になって疲労強度、切欠疲労強度が向
上する。Ｓｉ粒子の平均直径３μｍ以下は１００℃／秒
以上の冷却速度で達成される。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。
解し、溶湯を急冷凝固する。この際の冷却速度は速いほ
どＳｉ粒子が微細になって疲労強度、切欠疲労強度が向
上する。Ｓｉ粒子の平均直径３μｍ以下は１００℃／秒
以上の冷却速度で達成される。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
間押出等によって成形し、その後熱間鍛造によってコン
ロッド形状を付与し、最後に熱処理を行う。
圧縮し、脱ガス−熱間押出、脱ガス−ホットプレス−熱
間押出等によって成形し、その後熱間鍛造によってコン
ロッド形状を付与し、最後に熱処理を行う。
脱ガスは３００〜５２０℃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、フクレや孔の原因
となる。５２０℃を越えるとＳｉ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。
分の除去が十分に行われず強度低下、フクレや孔の原因
となる。５２０℃を越えるとＳｉ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℃未満では材料の坐形抵抗が大
きいため加工が困難であり、５００℃を越えると割れが
生じる。
に加熱して行う。３００℃未満では材料の坐形抵抗が大
きいため加工が困難であり、５００℃を越えると割れが
生じる。
押出中にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系化合物は破砕されて微細に
分散する。押出比が高いほどこの効果が大きく、本化合
物の平均直径２μｍ以下は押出比４以上で達成される。
分散する。押出比が高いほどこの効果が大きく、本化合
物の平均直径２μｍ以下は押出比４以上で達成される。
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。
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。
めに必要である。溶体化処理−焼入れ一焼もどしによっ
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１０
２〜ｂ れた粉末を２９７μｍ以下に分級し、冷間金型圧縮によ
り、直径８３ａ＋ａ＋、長さ １２０ｍｍ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（真空
度１０” 〜１Ｏ−２Ｔｏｒｒ）に引きながら４５０℃
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
１８■の押出棒を得た（押出比１５）。この後４８０℃
で１時間の溶体化処理、水冷、１７５℃で８時間の焼も
どしを行った。
よって急冷凝固粉末を得た。このときの冷却速度は１０
２〜ｂ れた粉末を２９７μｍ以下に分級し、冷間金型圧縮によ
り、直径８３ａ＋ａ＋、長さ １２０ｍｍ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（真空
度１０” 〜１Ｏ−２Ｔｏｒｒ）に引きながら４５０℃
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
１８■の押出棒を得た（押出比１５）。この後４８０℃
で１時間の溶体化処理、水冷、１７５℃で８時間の焼も
どしを行った。
なおＮｏ、１５は脱ガス温度を５４５℃と高くして、Ｓ
ｉ粒子を成長・粗大化させたものである。また、Ｎｏ、
１８はホットプレスのみを行って、押出を実施しないま
ま熱処理を行ったものである。
ｉ粒子を成長・粗大化させたものである。また、Ｎｏ、
１８はホットプレスのみを行って、押出を実施しないま
ま熱処理を行ったものである。
第１表
（第１表つづき）
以上のようにして得られた材料について断面の金属組織
を観察し、画像解析装置により、Ｓｉ粒子の平均直径、
Ａｌ−５ｔ−Ｆｅ系粒子の平均直径を１１定した。なお
、粒子の平均直径は各粒子の断面積と同一面積の円を想
定し、その円の直径を３１１均することにより測定した
。更に常温および２００℃における引張試験（２００℃
の場へは保持時間１００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
１１ｋｇ［’／ａｖ ２により疲労試験を行った（小野
式回転曲げ試験）。
を観察し、画像解析装置により、Ｓｉ粒子の平均直径、
Ａｌ−５ｔ−Ｆｅ系粒子の平均直径を１１定した。なお
、粒子の平均直径は各粒子の断面積と同一面積の円を想
定し、その円の直径を３１１均することにより測定した
。更に常温および２００℃における引張試験（２００℃
の場へは保持時間１００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
１１ｋｇ［’／ａｖ ２により疲労試験を行った（小野
式回転曲げ試験）。
結果は第２表に示すとおりである。本発明合金は常□温
および２００℃において引張強さが高く、また疲労試験
における寿命（破断までの繰返し数）が長い。比較合金
の中、Ｎ ｏ、１０はＳｉ、Ｑが少なく、Ｎ ｏ、１１
はＳｉＥｌが多く、また、Ｎｏ、１２はＦｅ、Ｑに対し
てＳｉｆｆｉが過剰であるために、各々疲労寿命が短い
。Ｎｏ、１４はＦｅ量が多いために延性に乏しい（伸び
が０である）。Ｎｏ、１５はＳｉ粒子の平均直径が大き
いために引張強さも低く、また、疲労寿命も短い。Ｎｏ
、１６はＡｌ−８ｉ−Ｆｅ系粒子の平均直径が大きいた
めに引張強さも低く、疲労寿命も著しく短い。
および２００℃において引張強さが高く、また疲労試験
における寿命（破断までの繰返し数）が長い。比較合金
の中、Ｎ ｏ、１０はＳｉ、Ｑが少なく、Ｎ ｏ、１１
はＳｉＥｌが多く、また、Ｎｏ、１２はＦｅ、Ｑに対し
てＳｉｆｆｉが過剰であるために、各々疲労寿命が短い
。Ｎｏ、１４はＦｅ量が多いために延性に乏しい（伸び
が０である）。Ｎｏ、１５はＳｉ粒子の平均直径が大き
いために引張強さも低く、また、疲労寿命も短い。Ｎｏ
、１６はＡｌ−８ｉ−Ｆｅ系粒子の平均直径が大きいた
めに引張強さも低く、疲労寿命も著しく短い。
第２表
［発明の効果］
本発明のアルミニウム合金は疲労強度特に切欠疲労強度
にすぐれているため、特に内燃機関のコンロッドに適用
することができる。その場合、内燃機関の軽；化による
出力増加、高効率化が可能となる。
にすぐれているため、特に内燃機関のコンロッドに適用
することができる。その場合、内燃機関の軽；化による
出力増加、高効率化が可能となる。
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 (1)
- 【特許請求の範囲】 重量基準で、 Ｓｉ：１２〜２０％ Ｆｅ：４〜１０％ Ｃｕ：１〜６％ Ｍｇ：０．３〜３％ Ａｌ：残 ただし、Ｓｉ（％）≦２×Ｆｅ（％）＋１０の組成を有
し、Ｓｉ粒子の平均直径を３μｍ以下、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆ
ｅ系化合物粒子の平均直径を２μｍ以下にしたことを特
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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26365687A JPH01108337A (ja) | 1987-10-21 | 1987-10-21 | 引張および疲労強度にすぐれたアルミニウム合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26365687A JPH01108337A (ja) | 1987-10-21 | 1987-10-21 | 引張および疲労強度にすぐれたアルミニウム合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01108337A true JPH01108337A (ja) | 1989-04-25 |
Family
ID=17392503
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26365687A Pending JPH01108337A (ja) | 1987-10-21 | 1987-10-21 | 引張および疲労強度にすぐれたアルミニウム合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01108337A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4992117A (en) * | 1989-03-20 | 1991-02-12 | Sumitomo Light Metal Industries, Ltd. | Heat resistant aluminum alloy excellent in tensile strength, ductility and fatigue strength |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61117204A (ja) * | 1984-11-12 | 1986-06-04 | Honda Motor Co Ltd | Ａｌ合金製高強度構造用部材 |
-
1987
- 1987-10-21 JP JP26365687A patent/JPH01108337A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61117204A (ja) * | 1984-11-12 | 1986-06-04 | Honda Motor Co Ltd | Ａｌ合金製高強度構造用部材 |
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|---|---|---|---|---|
| US4992117A (en) * | 1989-03-20 | 1991-02-12 | Sumitomo Light Metal Industries, Ltd. | Heat resistant aluminum alloy excellent in tensile strength, ductility and fatigue strength |
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