JPH01108338A - 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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- JPH01108338A JPH01108338A JP26365787A JP26365787A JPH01108338A JP H01108338 A JPH01108338 A JP H01108338A JP 26365787 A JP26365787 A JP 26365787A JP 26365787 A JP26365787 A JP 26365787A JP H01108338 A JPH01108338 A JP H01108338A
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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】
［産業上の利用分野］
本発明は、引張及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。
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ｔ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特性特に切欠
疲労特性である。
。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特性特に切欠
疲労特性である。
［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Ｈ料が使われている。
、専ら鉄鋼Ｈ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、フ
ンロッド等のアルミニウム合金化の要望が高い。
量化すれば、エンジンの性能が大幅に向上するため、フ
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、切欠疲労強度もずぐれたアルミ
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、切欠疲労強度もずぐれたアルミ
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Ｍｉ基準でＦｅ：５〜１２％、Ｓｉ：４〜ｒ
ｏｑ６、Ｃｕ：１〜８％、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Ｈするもの、
および上記組成にさらに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％以下添加してな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である。
ｏｑ６、Ｃｕ：１〜８％、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Ｈするもの、
および上記組成にさらに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％以下添加してな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：ＡｌｚＦｅＳＡ１６ＦｅＳＡｌ−Ｆｅ系準安定相
あるいはＡｔ−５ｉ−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。その量が５
％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。
あるいはＡｔ−５ｉ−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。その量が５
％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Ａｌ−３ｉ−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４％未満で
はＡｌ−３ｉ−Ｆｅ系化合物の量が不足して疲労強度、
切欠疲労強度が低くなり、また、線膨脹係数が大きくな
る。１０％を越えるとＡｌ−３ｔ−Ｆｅ系化合物が粗大
になるので、押出等の強加工によってこの化合物を破砕
・分散する必要が生じてくる。また、鍛造性も劣ってく
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。その量が４％未満で
はＡｌ−３ｉ−Ｆｅ系化合物の量が不足して疲労強度、
切欠疲労強度が低くなり、また、線膨脹係数が大きくな
る。１０％を越えるとＡｌ−３ｔ−Ｆｅ系化合物が粗大
になるので、押出等の強加工によってこの化合物を破砕
・分散する必要が生じてくる。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。その量が下限未満では効果が十分でなく、上限
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。その量が下限未満では効果が十分でなく、上限
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。
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、疲労強度、切欠疲労強度が
向上する。その瓜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する。
向上する。その瓜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する。
Ｖ、Ｍｏ：Ｆｅと共存してＡＩ−Ｆｅ−Ｖ。
Ａｌ−Ｆｅ−ＭｏあるいはＡＩ−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。
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：Ａｌ−Ｚｒ系の化合物を形成し、引張強度および
疲労強度を向上させる。また、Ａｌ−Ｆｅ５Ａｔ−Ｆｅ
−Ｖ、Ａｌ−Ｆｅ−ＭｏあるいはＡＩ−Ｆｅ−Ｖ−Ｍｏ
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。
疲労強度を向上させる。また、Ａｌ−Ｆｅ５Ａｔ−Ｆｅ
−Ｖ、Ａｌ−Ｆｅ−ＭｏあるいはＡＩ−Ｆｅ−Ｖ−Ｍｏ
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＋Ｚｒ：８％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。
でなく、鍛造等の熱間加工性を害する。
その他の元素：Ｍｎ、Ｎ１５Ｚｎｓ Ｃｒ、、ＴＬ％Ｃ
Ｏｓ Ｙ ｓ Ｃｅ等を添加してもかまわない。
Ｏｓ Ｙ ｓ Ｃｅ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。
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。
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。
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。
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。
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。
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Ａｌ−８ｉ−Ｆｅ系
化合物が粗大に成長しないので、押出等の強加工によっ
て破砕・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。
化合物が粗大に成長しないので、押出等の強加工によっ
て破砕・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。
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
’〜１０４℃／ｓであった。得られた粉末を１４９μ−
以下に分級し、冷間金型圧縮により、直径８８ｍｒＡｓ
長さ １２０■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ｌ０−Ｉ−１Ｏ°２Ｔｏ
ｒｒ）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１８１１ｍの押出棒を得た（
押出比＋５）。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
’〜１０４℃／ｓであった。得られた粉末を１４９μ−
以下に分級し、冷間金型圧縮により、直径８８ｍｒＡｓ
長さ １２０■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ｌ０−Ｉ−１Ｏ°２Ｔｏ
ｒｒ）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１８１１ｍの押出棒を得た（
押出比＋５）。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。
第１表
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１１ｋｇｒ／■２によ
り疲労試験を行った。（小野弐回転曲げ試験） 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
うちＮｏ、１２はＦｅＱが少ないため、常温および２０
０℃における引張強さが低く、疲労寿命も短い。Ｎｏ、
１３はＦｅ量が多いため延性が乏しい（常温で伸びがゼ
ロである）。Ｎｏ、１４は５ｉｆｆｉが少ないため、常
温および２００℃における引張強さが低く、疲労寿命も
短い。Ｎｏ、１５はＣｕ量が少ないため、常温引張強さ
が低く、疲労寿命が短かい。Ｎ ｏ、１６はＶ＋Ｍｏ＋
Ｚ ｒｆ；１が８％を越えているため、延性が乏しい（
常温で伸びがゼロである）。
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１１ｋｇｒ／■２によ
り疲労試験を行った。（小野弐回転曲げ試験） 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
うちＮｏ、１２はＦｅＱが少ないため、常温および２０
０℃における引張強さが低く、疲労寿命も短い。Ｎｏ、
１３はＦｅ量が多いため延性が乏しい（常温で伸びがゼ
ロである）。Ｎｏ、１４は５ｉｆｆｉが少ないため、常
温および２００℃における引張強さが低く、疲労寿命も
短い。Ｎｏ、１５はＣｕ量が少ないため、常温引張強さ
が低く、疲労寿命が短かい。Ｎ ｏ、１６はＶ＋Ｍｏ＋
Ｚ ｒｆ；１が８％を越えているため、延性が乏しい（
常温で伸びがゼロである）。
第２表
σａ：引張強さ、δ：伸び
［発明の効果］
本発明によれば、引張強度、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特徴と
する 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
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特徴と
する 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 (2)
- （１）重量基準で Ｆｅ：５〜１２％ Ｓｉ：４〜１０％ Ｃｕ：１〜６％ Ｍｇ：０．３〜３％ Ａｌ：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。 - （２）Ｆｅ：５〜１２％ Ｓｉ：４〜１０％ Ｃｕ：１〜６％ Ｍｇ：０．３〜３％ Ｖ：０．５〜５％ の１種又は２種以上 Ｍｏ：０．５〜５％ で合計８％以下 Ｚｒ：０．４〜４％ Ａｌ：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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26365787A JPH01108338A (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 |
|---|---|---|---|
| JP26365787A JPH01108338A (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 (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01108338A true JPH01108338A (ja) | 1989-04-25 |
| JPH0470383B2 JPH0470383B2 (ja) | 1992-11-10 |
Family
ID=17392517
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26365787A Granted JPH01108338A (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) | JPH01108338A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0254735A (ja) * | 1988-08-18 | 1990-02-23 | Showa Alum Corp | アルミニウムブレージングシート |
| 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 |
| JPH0480343A (ja) * | 1990-07-20 | 1992-03-13 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 金型材料用非熱処理型急冷凝固アルミニウム合金 |
Citations (2)
| 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 |
| JPS62142741A (ja) * | 1985-12-18 | 1987-06-26 | Nippon Light Metal Co Ltd | 耐疲労強度の優れた高強度アルミニウム合金の製造法 |
-
1987
- 1987-10-21 JP JP26365787A patent/JPH01108338A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| 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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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0254735A (ja) * | 1988-08-18 | 1990-02-23 | Showa Alum Corp | アルミニウムブレージングシート |
| 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 |
| JPH0480343A (ja) * | 1990-07-20 | 1992-03-13 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 金型材料用非熱処理型急冷凝固アルミニウム合金 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0470383B2 (ja) | 1992-11-10 |
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