JPH01268838A - 高強度、且つ、鍛造性に優れたアルミニウム合金部材 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明は、高強度、且つ、鍛造性に優れたアルミニウ
ム合金部材に関するものである。

（従来の技術） 内燃機間に用いられるコネクティングロッド（以下コン
ロッドと称す）には、高温強度、高い信頼性、低コスト
が要求され、従来は鉄鋼が使用されている。コンロッド
はピストンの上下運動に伴なう高速運動を行なうことか
ら、これを軽量化することによりエネルギー損失を著し
く軽減できるので、比重が鉄鋼に比べ約１／３であるア
ルミニウム合金の使用が検討されてきた。

しかし、従来の溶解鋳造法によるアルミニウム合金は高
温強度が不足しているため、一部の軽負荷エンジンに採
用されているに過ぎないのが現状である。

一方、急冷凝固および粉末冶金法による新種のアルミニ
ウム合金は、その強度、高温強度および耐摩耗性等が、
従来の溶解鋳造法による鋳物合金または展伸用合金と比
べ、飛躍的に優れていることが判明し、近年コンロッド
への適用が盛んに試みられている。

例えば、急冷凝固・粉末冶金法の利点を生かし、同法に
よって従来の溶解鋳造法によるアルミニウム合金よりも
はるかに多量のＦｅおよびＳｉを含有させたＡｊ−Ｆｅ
−その他遷移金属元素”からなる多元合金およびＡＺ−
５ｌ系合金は、コンロッドの使用環境である約２００℃
以下での高温強度に優れ、鉄鋼型のコンロッドより負荷
断面形状を幾分大きく設計することによって強度上は十
分なコンロッドを製造できる。

〔発明が解決しようとする課題〕

しかしながら、鉄鋼製コンロッドの大半は信頼性の高い
熱間鍛造材である。従って、アルミニウム合金製のコン
ロッドについても熱間鍛造材を用いることが望ましいの
であるが、ＳｉおよびＦｅ、または、その他の遷移金属
元素を多量に含む急冷凝沈べても熱間鍛造性に劣るのが
問題である。

これは、一般に高温強度と熱間鍛造性とは、相反する特
性であることによる。このように、熱間ｆｉ造性が低い
と鍛造工程が特殊、煩雑となって製造コストの増大を招
き、また微小な鍛造欠陥の存在により信銀性が低下する
ので、コンロッドとしては致命的問題である。

従って、この発明の目的は、特にコンロッド用として２
００　’Ｃ以下での高温強度に優れ、且つ、熱間Ｉ２造
性に優れたアルミニウム合金部材を提供することにある
。

〔課題を解決するための手段〕

本発明者等は、２．冷凝固・粉末冶金法による種りの組
成のアルミニウム合金の、室温から熱間鍛造温度までの
、強度および成形性について鋭意研究を重ねた。その結
果、限定された範囲のＡｌ−Ｆｅ−Ｍｇ合金に、さらに
比較的少量の遷移金属元素および耐火金属元素等を含む
合金では、約２００℃までの高温強度に優れ、且つ、熱
間鍛造温度である約４００℃以上では成形性が良好とな
るとの知見を得た。

この発明は、上述の知見に基づいてなされたものであっ
て、 Ｆｅ　：　５．Ｏｗｔ、Ｘ　Ｎ１２．Ｏｗｔ、！。

Ｍｇ　：　０．５ｗｔ、χ〜４．０ｗｔ、χ。

および、 ？ｉ、　　Ｖ、　Ｃｒ、　ＺｒおよびＭｏからなる群か
ら選んだ少なくとも１つの元素、 ＋　０．１ｗｔ、Ｘ　〜２．Ｏｗｔ、Ｘ　。

残部ニアルミニウムおよび不可避的不純物、からなるア
ルミニウム合金の急冷凝固粉末を、粉末冶金法により成
形固化してなることに特徴を有するものであり、 さらに、 Ｆｅ　＋　５．０　ｗｔ、χｙ！２．Ｏ，ｗｔ、％”ｇ
　：　０．５　ｗｔ、１〜４．０ｗｔ０％および、 ＴＩ、　　Ｖ、　Ｃｒ、　ＺｒおよびＭｏからなる群か
ら選んだ少なくとも１つの元素、 ：　０．１ｗｔ、Ｘ〜２．０ｗｔ、！　。

および、 Ｍｎ、　Ｃｏおよび旧からなる群から選んだ少なくとも
１つの元素を、前記Ｆｅとの合計量で、：　５．１ｗｔ
、χ〜１２．Ｏｗｔ、＄。

残部ニアルミニウムおよび不可避的不純物がらなるアル
ミニウム合金の急、冷凝固粉末を、粉末冶金法により成
形固化してなることに特徴を有するものである。

次に、この発明において、化学成分組成範囲を、上述の
ように限定した理由について以下に述べる。

鉄（Ｆｅ）　： 鉄は最も廉価な遷移金属元素であり、急冷凝固・粉末冶
金法によりアルミニウム中に過飽和固溶また微細に分散
析出させると、強度が著しく向上する。

また、鉄は熱拡散が遅いので／ｄ−Ｆｅ合金は高温強度
にも優れている。

この為、高温強度が要求されるコンロッド用の急冷凝固
・粉末冶金の主成分として通している。

しかしながら、Ｆｅの含有量が５．Ｏｗｔ、１未満では
所望の室温から約２００℃までの強度が十分得られない
、一方、Ｆｅの含有量が１２．０ｗｔ、χを超えても、
強度向上効果がほとんど見られないだけでなく、かえっ
て室温付近での延性および熱間鍛造性が著しく低下する
。

従って、Ｆｅの含有量は５．０ｗｔ．％〜１２．０ｗｔ
、χの範囲に限定すべきである。

マグネシウム（Ｍｇ）　　： 急冷凝固・粉末冶金法によるｆｉＪ−Ｆｅ系合金にＭｇ
を添加すると、室温から約２００℃までの強度が増大す
る。

従来、溶解鋳造法によるアルミニウム合金においてもＭ
ｇの添加は強度向上に有効であることが知られていた。

これは、ＭｇがＭ中に固溶して塑性変形に必要な格子転
位の運動に対し抵抗となること、すなわち固溶硬化によ
るものと理解されている。

急冷凝固・粉末冶金法によるＡｆ−Ｆｅ系合金において
も約２００℃までの２１ｇの強度向上効果は、同じく固
溶硬化によるものと考えられる。

一方、約２００℃以上では／Ｊ　−Ｆｅ−Ｍｇ系合金は
ｈｌ−Ｆｅ系合金に比べて強度低下が太き（、従って高
温での成形性は向上することが判明した。

／ｄ−Ｆｅ合金は基本的に分散強化型の合金である。

すなわち急冷凝固・粉末冶金法によりＭマトリックスの
なかに微細なＡｆ−Ｆｅ金属間化合物が分散し、運動転
位の障害となって強化される。

しかし、このような分散強化型合金に固溶硬化が加味さ
れた場合、室温から一定温度までは前記両弾化機構が加
算されるが、一定温度以上では相殺効果が生ずるようで
ある。

実ａｕ　　Ｆｅ−Ｍｇ系合金は、これと同量のＰａおよ
びその他少量の遷移金属元素を含むｆｉＪ−Ｆｅ系合金
と比べて、室温では強度が向上するが、一定温度以上で
はむしろ強度が低下し、延性は向上することが判明した
。

また、Ｍｇ含有量が多くなるほど強度低下が著しくなる
温度が低温側に移行することもわかった。

これらの知見を利用して、コンロッドの使用温度内で高
強度を示し、コンロッドを製造する際の熱間鍛造温度で
は高い成形性を示すように、適当な組成範囲のＡｌ−Ｆ
ｅ−Ｍｇ系合金を選択することができる。

すなわち、Ｍｇの含有量が０．５ｗｔ、１未満では室温
から約２００℃までの温度範囲で所望の強度向上が得ら
れず、さらに、より高温での成形性の向上にも効果がな
い、一方、Ｍｇの含有量が４．Ｏｗｔ、χを超えると、
２００℃付近でも強度低下が大きくなって所望の強度が
得られず、また、Ａｆ−Ｆｅ−Ｍｇ金属間化合物および
Ａｊ−Ｆｅ−その他遷移金属−Ｍ、金属間化合物の形成
、粗大化による室温延性の低下も顕著となる。

従って、／Ｕ−Ｆｅ−その他遷移金属系合金に対するＭ
ｇの含有量は０．５ｗｔ、χ〜４゜Ｏｗｔ、χの範囲に
限定すべきである。

チタン（ＴＩ）、バナジウム（■）、クロム（Ｃ「）、
ジルコニラ！−（Ｚｒ）　、モリブデン（Ｍｏ）　　：
これらの遷移金属元素は、アルミニウムと包晶系をなし
、鉄環アルミニウムと共晶系をなす元素に比べ比較的少
量の添加で強度向上効果が大きい。

しかしいずれも希少元素であって高価であり、且つ、合
金の融点を著しく高温にする作用があるため、アルミニ
ウムとの二元合金として実用に供するには生産性および
経済性に問題がある。

しかしＮ−Ｐｅ合金にこれらの元素を少量添加したＡｆ
−Ｆｅ　−Ｘ　（Ｘ　：　Ｔｉ、　　Ｖ、　Ｃｒ、　Ｚ
ｒ、　Ｍｏ）合金は、たとえｆｉＪ−Ｆｅ二元合金にお
けるＦｅ含有量より、Ｍ−Ｆｅ−Ｘ三元以上の合金にお
けるＦｅ＋Ｘｌが少なくとも、むしろ室温・高温強度が
増大することが知られている。従って、種々の急冷凝固
・粉末冶金法によるｆｉＪ−Ｆｅ−Ｘ合金が提案されて
いる。但し、これらの多元合金においてもＸの含有量が
多くなるほど強度は向上するが、延性、熱間鍛造での成
形性が低下し、また原料費の高騰、融点の上昇による合
金製造、粉末製造時の問題が生ずる。

本発明においても、これらのＸ　（Ｘ　：Ｔｉ、　Ｖ。

Ｃｒ、　Ｚｒ、　Ｍｅ）の添加はコンロッドに使用する
ための約２００℃までの強度を得るのに必須の添加元素
であり、また、これらの元素を含有しない場合、後述す
る粉末の固化、成形工程での熱・加工履歴による合金の
強度低下が大きくなり過ぎて実用に供せなくなる問題も
生ずる。

一方、本発明は適量のＭｇを必須元素として含有する。

そして、Ｍｇは約２００℃までの強度向上に効果がある
ので、これらの元素Ｘ　（Ｘ　＋ｔ＋、　　ｖ。

Ｃｒ、　Ｚｒ、　Ｍｏ）の中の少なくとも１つの総合有
量を生産性や経済性の問題が過大とならない範囲に抑え
ることが可能である。

しかしながら、Ｘの総合有量がＯ，１ｗｔ、１未満では
強度向上効果が不十分であり、また、熱・加工１３Ｆ歴
によるコンロフト部材強度の低下が大き過ぎる。一方、
Ｘの総合有量が２．Ｏｗｔ、χを超えると、室温付近で
の延性の低下、熱間加工性の低下、原料費の高騰および
合金粉末製造時の困難さの増大等が生じるので好ましく
ない。

従って、Ａｒ−５，Ｏｗｔ、Ｘ　〜１２．Ｏｗｔ、ＸＦ
ｅ−０，５ｗｔ、Ｘ〜４．ＯｗＬ、ＸＭｇ合金に対する
ＴＩ、　　Ｖ、　Ｃｒ、　Ｚｒ、　Ｍｏの含有量は総量
で０．１ｓｔ、χ〜２．０ｗｔ、χの範囲に限定すべき
である。

マンガン（Ｍｎ）、コバルト（Ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ
）　：これらの遷移金属元素はＦｅと同じくアルミニウ
ムと共晶系をなし、Ａｆ−Ｆｅ合金に含有させた場合、
前述の包晶系をなす元素群はど強度向上効果は太き（な
い。

しかし、急冷凝固・粉末冶金法によるｆｉＪ−Ｆｅ合金
とＡｌ−Ｆｅ　−Ｙ　（Ｙ　：　Ｍｎ、　Ｃｏ、　Ｍｌ
）合金とでは、前者のＰｅと後者のＦｅ＋Ｙとが等量の
場合、後者のＡＩ−Ｆｅ−Ｙ合金の方が強度および延性
において上回ることが多い。

本発明のｆｉＪ−Ｆｅ−Ｍｇ−Ｘ合金で鉄の一部をＹで
置換した場合も、同様の効果が得られる。一方、Ｐｅ＋
Ｍｎ＋Ｃｏ＋Ｎｉの総合有量が過多になると、やはり室
温付近での延性の低下、および、熱間鍛造性等の成形性
が低下する。

従って、Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｃｏ＋Ｎｉの含有量は合計量で５
．１ｗｔ、χ〜１２．Ｏｗｔ、χの範囲内に限定すべき
である。

但し、ＮｌおよびＣｏは比較的高価であるので、その含
有量はＦｅに比して十分少なく抑えることが好ましい。

本発明の合金の組成に関する構成は以上の通りであるが
、本構成の細部における変更は当業者によって容易にな
し得よう。

例えば、Ｃｕおよび８口よ固溶硬化および分散強化の双
方に寄与して急冷凝固・粉末冶金法によるＭ−Ｆｅ−Ｍ
ｇ−Ｘ合金およびＡｆ−Ｆｅ−Ｍｇ　−Ｘ　−Ｙ合金の
強度を向上させる可能性を有する。

従って、これらの元素の少量添加も、本発明の室温から
約２００℃までの強度と延性、および、熱間鍛造性等を
阻害しない限りにおいて有効である。

次に、本発明のアルミニウム合金部材をアルミニウム合
金から成形固化する方法、即ち、２．冷凝固粉末の製法
および粉末冶金法による粉末固化方法について述べる。

゛前述したように、本発明のアルミニウム合金部材は、
アルミニウム合金の急冷凝固粉末を粉末冶金法によって
成形固化してなるものである。

急冷凝固粉末の製法： 現在、溶解鋳造法によるアルミニウム合金であって工業
的に広く利用されているものの凝固速度は約り０℃／ｓ
ｅｃ以下である。

一方、本発明においてアルミニウム合金の凝固速度は少
なくとも１０”　”Ｃ／ｓｅｃ以上、好ましくは１０”
℃／ｓｅｃ以上を必要とする。このためには、公知の空
気アトマイズ法が、現在のところ最も量産性および経済
性にかなう急冷凝固粉末の製法であリ、本発明にも適し
ている。この空気アトマイズ法によるアルミニウム合金
粉末において、粗大粉末をふるい分けすれば、約１０”
Ｃ／ｓｅｔ以上の凝固速度が得られる。

この他にも、種々の急冷凝固粉末、薄片およびリボンの
製法が知られており、この中には１０”Ｃ／　５ＩＢＣ
以上の凝固速度が得られる方法もある。

しかし後述するように、アルミニウム合金粉末の固化に
は熱間成形が不可欠であり、このときに象、冷凝固＆ｌ
織の熱分解が生ずる。従って、必ずしも前述のような高
い凝固速度の利点を生かせず、かえって量産性および経
済性の問題が残ることが多い。

粉末冶金法による粉末固化方法： 急冷凝固によって得られた粉末、薄片またはリボンを粉
砕した粉末を固化するには、少なくとも一度は熱間成形
を行なう必要がある。アルミニウム合金粉末の表面は薄
い強固な酸化皮膜で覆われており、通常の焼結法によっ
ては固化できない。

また信鯨性の高い強度部材としては空隙の無い、相対密
度が１００％の固化を行なう必要がある。

さらに、酸化皮膜を破壊して粉末間の金属結合を得るに
は、熱間での一定量以上の塑性変形を与える必要がある
。

これらの条件を満足・するアルミニウム合金粉末の固化
成形工程として、圧縮成形によるビレットの成形、脱ガ
ス、熱間押出および熱間鍛造を記述の順序で順次行なう
のが最も一般的である。

コンロフト用のアルミニウム合金部材への成形加工法と
して熱間押出を省き、予備成形体の圧縮成形、熱間鍛造
からなる短縮工程で、強度および信転性共に十分なもの
が得られれば、生産性および経済性の両面において有利
である。しかし、現状では熱間押出工程を省いたものは
、同工程を含むものと同等の特性を得るには至っていな
い。

これらの固化、成形および鍛造工程における熱および加
工履歴はコンロッドの特性に影響を与える。！も重要な
点は、合金中の分散強化粒子の粗大化による強度低下を
最小限とすることである。

本発明においては、これらの熱間工程の温度を５００℃
以下とすること、好ましくは４６０℃以下とすることに
より所望の特性が保持される。

〔発明の実施例〕

次に、この発明を実施例により説明する。

第１表に示す本発明の範囲内の成分組成を有する合金ｋ
ｌ−ＮｃｌＯ，および、本発明の範囲外の成分組成を有
する比較合金Ｎ１１ｌ−に９を各々溶製した。これらの
合金の各々を再溶解し、空気アトマイズ法により急冷凝
固粉末とした。アトマイズ条件の設定、および、アトマ
イズ粉末のふるい分けにより、−１００メツシ二（ふる
いの目開き１４９即以下）、平均粒径的４５−の粉末を
得た。これらの粉末の各々の粉末断面の合金＆［ｌ織を
解析した結果、これらの粉末の凝固速度は１０”〜１０
４°Ｃハｅｃ程度であった。

これらの粉末の各々を４００°Ｃで真空脱ガスした後に
熱間プレスし、直径１５０ｍ、のビレットを成形した。

そして、これらのとレフトの各々を４２０℃に加熱して
熱間押出を行ない、押出比１１で直径４５鴫の押出丸棒
に調製し、本発明の合金部材の供試体（以下本発明の供
試体と称す）ｔｈｌ　−１ｂｌＱ、および、比較用合金
部材の供試体（以下比較用供試体と称す）患１〜Ｎｌ１
９とした。

これらの押出丸棒の供試体の各々より引張試験片を採取
し、室温および２００℃での引張性質を測定し併せて第
１表に示した。

また、押出丸棒の供試体の各々を高さ８０ｍの円柱試片
にカットし、４５０℃に加熱保持し、油圧プレスにセッ
トし、３００°Ｃに加熱し、次いで黒鉛系潤滑剤を塗布
した上下一対の平盤金型により、これらの円柱試片の据
込み圧縮を行ない、割れの発生する限界据込み率を求め
て熱間鍛造性を評価し、その結果を第１表に併せて示し
た。

第１表に示すように、ｈを含有しない比較用供試体漱１
は室温および２００℃で所望の強度を有しない、？！ｇ
を含有せずまたは含有量が本発明の範囲に満たず過少な
比較用供試体ＮＩＩＬ２およびＮｌ１３は限界据込率が
低い、このように、Ｍｇを含有しないか、または、少量
しか含有しない合金部材は、強度が不足するか、または
、強度向上のために遷移金属元素の含有量を増すと熱間
鍛造性が低下する結果を示した。

アルミニウム包晶系をなす元素を含有しないか、または
、Ｆｅの含有量が本発明の範囲に満たず過少な比較用供
試体Ｎ１１４および阻５は、約２００°Ｃでの強度が不
十分であった。

Ｆｅの含有量またはＦｅと同様にアルミニウムと共晶系
をなす元素とＰａとの合計の含有量が本発明の範囲を超
えて過多である比較用供試体Ｎ１１６および８１１７は
、室温伸びが低く、さらに、熱間鍛造性も劣っていた。

アルミニウムと包晶系をなす元素の含有量が本発明の範
囲を超えて過多な比較用供試体麹８は、熱間鍛造性が劣
っていた。

Ｍｇの含有量が本発明の範囲を超えて過多な比較用供試
体麹９は、室温伸びが著しく小さかった。

このように、本発明の合金組成範囲を外れた合金部材は
、室温強度、室温伸び、２００℃での強度および熱間鍛
造性の内、少なくとも一つの特性が低下し、コンロッド
用として不適当である。さらに加えて、Ｆｅの含有過多
のもの、アルミニウムと包晶系をなす元素の含有過多の
ものは、いずれも溶解が困難であったり、地金が高価な
ことによってもコンロッド用合金部材としての実用性に
欠ける。

これに対して、本発明の供試体１’ｈｌ−１１ｈｌＯは
、いずれも室温引張強さが４７ｋｇｆ／ｉｓ”以上、２
００°Ｃでの引張強さが３２ｋｇｆ／閣８以上であり、
コンロッドに適する強度を有していた。

なお、従来の溶解鋳造法による合金中張も高温強度に優
れる合金の一つである５０８３合金の押出材の２００℃
での引張強さは約２４ｋｇｆハＣであるから、本発明は
これよりも約３０〜５０％増の高温強度を示すと言える
。

また、従来法による熱処理型合金である２２１８合金は
、２°００℃で短時間保持された場合には約３３ｋｇ　
ｒ　／　ｗｍ　’の引張強さを示すが、長時間（例えば
ｉｏｏ。

時間）保持されると引張強さの低下が大きく、約１８ｋ
ｇｆ／ａｍ”　となる、一方、本発明の急冷凝固・粉末
冶金法による合金部材は、少なくとも３００℃以下では
長時間加熱による強度低下を生じない。

本発明の供試体８１１１〜ｌｌ＆ｌｌＯの４５０℃での
限界据込み率は、いずれも７５％以上であり、実用上十
分な熱間鍛造性を有している。

Ｑ／’ 〔発明の効果〕 以上詳述したように、この発明のアルミニウム合金部材
は、コンロッドの使用温度範囲内で従来の溶解鋳造法に
よる合金に比して著しく高い強度を有し、また、コンロ
ッドに成形するための熱間鍛造における鍛造性が良好で
あることから、従来の鉄鋼製コンロッドに替わる軽量ア
ルミニウム合金製コンロッド用合金部材として適してい
る。従って、この発明の合金部材によれば、高速運転性
能に優れ、且つ、効率の高い内燃機関の製造が可能であ
り、産業上価れた効果がもたらされる。

出願人　　三菱アルミニウム株式会社

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　Ｆｅ：５．０ｗｔ．％〜１２．０ｗｔ．％、Ｍｇ：
   ０．５ｗｔ．％〜４．０ｗｔ．％、 および、 Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、ＺｒおよびＭｏからなる群から選んだ
   少なくとも１つの元素、 ：０．１ｗｔ．％〜２．０ｗｔ．％、 残部：アルミニウムおよび不可避的不純物、からなるア
   ルミニウム合金の急冷凝固粉末を、粉末冶金法により成
   形固化してなることを特徴とする、高強度、且つ、鍛造
   性に優れたアルミニウム合金部材。 ２　Ｆｅ：５．０ｗｔ．％〜１２．０ｗｔ．％、Ｍｇ：
   ０．５ｗｔ．％〜４．０ｗｔ．％、 および Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、ＺｒおよびＭｏからなる群から選んだ
   少なくとも１つの元素、 ：０．１ｗｔ．％〜２．０ｗｔ．％、 および、 Ｍｎ、ＣｏおよびＮｉからなる群から選んだ少なくとも
   １つの元素を、前記Ｆｅとの合計量で、：５．１ｗｔ．
   ％〜１２．０ｗｔ．％、 残部：アルミニウムおよび不可避的不純物からなるアル
   ミニウム合金の急冷凝固粉末を、粉末冶金法により成形
   固化してなることを特徴とする、高強度、且つ、鍛造性
   に優れたアルミニウム合金部材。