JPH01294839A - 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〕

近年、自動二輪車、自動車等のブレーキには優れたブレ
ーキ性能を発揮するディスクブレーキが多く用いられる
ようになっている。ディスクブレーキによる制動は、デ
ィスクブレーキキャナパー（以下、キャリパ−と称す）
に設けられた油圧ピストン対を介してパッドをディスク
に押し付けることによって行なわれるが、その反力によ
るキャリパ−のたわみが大きいと、制動が適確に行なわ
れず、また、パッドのＳ摩耗が生じてパッド寿命が短く
なる。従来、このキャリパ−の大半は鋼鉄製のものであ
るが、足回り重量の軽減のためにアルミニウム合金鋳物
性のものも増えつつある。アルミニウム合金は比重が鋳
鉄の約１７３であるが、剛性率が約捧であるため、アル
ミニウム合金製キヤリパーの設計においては形状をやや
大きくするなどの工夫がされているが、なお、たわみの
低減と軽量化の相反する要求に必ずしも十分対応できて
いない。

また、内燃機関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１７
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“人Ｎ−Ｆ
ｅ−その他遷移金属元素”からなる多元合金および人１
−Ｓｉ系合金は、コンロッドの使用環境である約２００
℃以下での高２８強度に優れ、鉄鋼製のコンロッドより
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、鉄鋼製コンフ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、Ｓｌ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固・粉末冶金法によるアルミニ
ウム合金は、鉄鋼または従来の溶解鋳造法によるアルミ
ニウム合金と比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、熱間鍛造性が低いと
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頼性が低下するの
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、キャリパ−用として十分扁
い剛性率を有し、さらに、コンロッド用として室温から
２００℃以下での高温強度に優れ、且つ、熱間鍛造性に
浸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〕

前述したように、近年、急冷凝固・粉末冶金法を利用し
たアルミニウム合金に関する研究開発が盛んである。

中でも従来の溶解鋳造法による合金に比べ、耐応力腐食
割れ性を改善した人１−　Ｚｎ−Ｃｕ　−Ｍｇ合金、著
しく高い高温強度を有するＡｌ−Ｆｅ系合金、および、
高い耐摩耗性と低熱膨張率とを有するｋｌ　−Ｓｉ系合
金等が急冷凝固・粉末冶金法によって開発され実用化段
階に入りつつある。

本発明者等は同様の急冷凝固・粉末冶金法による＾ｅ−
高Ｍ高台ｎ合金いて鋭意研究を行った。その結果、適当
な組成を有するＡ　Ｉ　−Ｍｎ　−Ｍｇ合金は、従来の
溶解鋳造法によるアルミニウム合金に比べて１０〜４０
％高い剛性率を有し、また、成形性の釣り合いも良く、
高強度高剛性キャリパ−用に適した合金であることを知
見した。

また、Ｍｎの含有量をさらに限定したＡ　Ｉ　−Ｍｎ　
−Ｍｇ合金は、室温から約２００℃までの高温強度に優
れ、且つ、熱間鍛造温度である約４００℃以上において
成形性が向上し、キャリパ−用はもとより、コンロッド
用にも適した合金であるとの知見を得た。

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、 Ｍｎ：　５．　０ｗｔ．　Ｘ〜１２．　０ｗｔ．　Ｘ。

Ｍｇ：　　０．１ｗｔ．％〜　４．０ｗｔ．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
固化したことに特徴を有し、さらに、前記Ｍｎの含有量
が８．　０ｗｔ．　１〜１２．　０ｗｔ．　Ｘであるこ
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。

マンガン（Ｍｎ）： マンガンは鉄等と共に遷移金属元素であり、急冷凝固法
によりアルミニウム中に過飽和固溶または微細に分散析
出させると、強度が著しく向上する。

特に、人Ｉ　　Ｍｎ合金（よＭｎ含有量の増加とともに
剛性率も著しく増大する特徴を有している。

また、Ｍｎは熱拡散が遅いので、人ｊＭｎ合金は従来の
溶解鋳造法によるアルミニウム合金よりも高温強度に優
れている。

人１−Ｍｎ合金と人１−Ｆｅ合金とを比較すると、Ａ４
−Ｍｎ合金は約２００℃以上においてｋｌ　−Ｆｅ合金
より強度低下がやや大きく、一方成形性は向上するので
熱間鍛造性が向上する。

また、入１−Ｍｎ合金はｋｌ−Ｆｅ合金と比較して高い
弾性率が得られる。

従って、使用温度範囲が限定されている用途において、
適量のＭｎを含有するＡＺ　−Ｍｎ系の急冷凝固・粉末
冶金合金は、高剛性、高強度、且つ、部材成形を熱間で
行なえば成形性も比較的良好となる。

剛性を示す一つの指標であるヤング率は、従来の溶解鋳
造法によるアルミニウム合金で約６，９００〜７．３０
０ｋｇｆ／ｍｍ’であるが、キャリパ−用としては、こ
の約１０％増の８．０００　ｋｇｆ　／ｍｒｒＩ′を超
えるヤング率が必要である。このためには５．　０ｗｔ
．　Ｘ以上のＭｎを含有する乙とが必要である。例えば
、約１１　ｓｔ、ＸのＭｎを含有する＾ｌ−Ｍｎ合金で
は約３０％増の９．５００ｋｇｆ／ｍｒｎ’のヤング率
が得られろ。しかしながら、１４　ｗｔ、Ｘを超えてＭ
ｎを含有する合金では室温の延性が著しく低くな９、ま
た熱間での成形性も大きく低下する。

この発明のＡ　Ｉ　−Ｍｎ　−Ｍｇ合金においては、後
述するようにＭｇを含有させろことにより熱間成形性は
向上するが、特にＭｎの含有量が１２．　０ｗｔ．　Ｘ
を超えると室温特性が低下する。

従って、キャリパ−用としては、Ｍｎの含有量は５、　
０ｗｔ．　Ｘ〜１２．　０ｗｔ．　Ｘの範囲に限定すべ
きである。

さらに、この発明のＡ　Ｉ　−Ｍｎ　−Ｍｇ合金では、
後述するＭｇを含有させることにより強度が増大する。

特にコンロッド用として、約２００℃までの強度が増大
するには、８、０ｗｔ．　８以上のＭｎを含有させるこ
とが必要である。８．　０ｗｔ．　Ｘ未満では所望の効
果は得られない。

一方Ｍｎの含有量が１２．　Ｏｗｔχを超えると、室温
での延性が低下する。これは、Ａ　Ｉ　−Ｍｎ　−Ｍｇ
の三元の金属間化合物が形成されるためと思われる。

従って、コンロッド用としては、Ｍｎの含有量は８、　
０ｗｔ．　Ｘ〜１２．　０ｗｔ．　Ｘ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ｋｌ　−Ｍｎ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。

従来の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ＡＺ中に固溶して塑性変形に必要な格子
転位の連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・粉末冶金法による人ｊ　−Ｍｎ系合金におい
ても約２００℃までのＭｇ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’ｅＪｕ上では人１−　Ｍｎ　−Ｍｇ系
合金は人Ｚ−Ｍｎ系合金に比べて強度低下が大きく、従
って高温での成形性は向上することが判明した。

室温から２００℃までの強度は向上するが、約２００℃
以上ではむしろ強度を低下させ成形性を向上させる事実
はいささか特異にみえるが以下のように整理して考えら
れる。

Ａｌ−Ｍｎ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・粉末冶金法により人！マトリックス
のほかに微細なＡｊ−Ｍｎ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。

従来の溶解鋳造法によるアルミニウム合金には分散強化
型の合金は存在しなかったが、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
は前記両輪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。

実際Ａ　Ｉ　−Ｍｎ　−Ｍｇ系合金は、これと同量のＭ
ｎを含む＾ｌ−Ｍｎ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
は向丘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。

しかしながら、Ｍｇの添加は剛性率にはほとんど影響が
ない。

これらの知見を利用して、急冷凝固・粉末冶金法による
ＡＪ−Ｍｎ合金の高剛性を犠牲にすることなく、高温で
の寓い成形性を付与した適当な組成範囲のキャリパ−用
Ａ　Ｉ　−Ｍｎ　−Ｍｇ合金を選択することができる。

さらに、コンロッドの使用温度範囲内で高強度を示し、
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、適当な組成範囲のコンロッド用＾１−Ｍ
ｎ−Ｍｇ合金を選択できる。

急冷凝固法による合金では成形手段として鋳造法を用い
ることができないので、熱間鍛造が有力な成形手段とな
る。向の適量添加は＾ｌ　−Ｍｎ合金の熱間鍛造性を著
しく向上させる。

キャリバー用としＣは、Ｍｇの含有量がＯ，１ｗｔ、　
Ｘ未満では高温での成形性の向上に効果がなく、一方、
Ｍｇの含有量が４．　Ｏａｔ、にを超えると室温付近で
の延性が不十分となる。これは、＾ｌ−Ｋｎ−Ｍｙ金属
間化合物の生成によると思われる 従って、Ａ　Ｉ　−５，０ｗｔ．　Ｘ　〜１２．　０ｗ
ｔ．　Ｘ　Ｍｎ合金に対するＭｇの含有量は０．１ｓｔ
、　Ｘ〜４．０ｗｔ％の範囲に限定すべきである。

一方、コンロッド用としては、Ｍｇの含有量が０１ｗＬ
、　Ｘ未満では室温から２００℃までの温度範囲内で所
望の強度向上が得られず、またよ抄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．　Ｏａｔ
、　Ｘを超えると２００℃付近でも強度低下が太き（な
って所望の強度が得られず、また、人１−１４ｎ−匂金
属間化合物による室温延性の低下も顕著となる。

従ッテ、Ａ　／　−８，０ｗｔ．　Ｘ〜１２．　０ｗｔ
．　＊　Ｍｎ合金に対する恥の含有量はＯ，１ｗｔ、　
Ｘ〜４．　Ｏａｔ、　Ｘの範囲に限定すべきである。

本発明の合金の組成に関する構成はり上の通りであるが
、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。

すなわち、既に急冷凝固・粉末冶金法によるアルミニウ
ム合金において、多数の遷移金属元素の添加が室温強度
、高温強度の向上に有効であることが知られている。

Ｆｅ、　Ｎｉ、　Ｃｏ、　Ｚｒ、　Ｔｉ、　Ｃｒ、　Ｖ
、　）ｉｆ、　Ｗｂ、　Ｍｏ等の元素の比較的少量を１
種または２種以上Ａｊ−Ｍｎ−Ｍｇ合金に添加すると、
分散強化の増大による強度向上が得られることがある。

従って、これらの元素の添加がＡ　Ｉ　−Ｍｎ　−ｕｇ
金合金熱間鍛造性を著しく阻害しない限りにおいて、本
発明の合金と同様の効果が得られろ。

また、ＣｕおよびＳｌは、固溶硬化と分散強化の双方に
寄与する可能性を有する元素である。これ樋元素の少量
をＡ　Ｉ　−Ｍｎ　−Ｍｇ合金に添加することによって
も一定の強度向上が可能である。従って、ＣｕおよびＳ
ｉは、ＭｎおよびＭｇの有用な役割を阻害しない限りに
おいて含有させることができる。

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、急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１０℃／　
ｓ　ｅ　ｅ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１０２℃／　ｓ　ｅ　ｃ以上、好ましくは１０
３”Ｑ　／ｓ　ｅ　ｅ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ゆ、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
、約り０３℃／ｓｅｅ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１０５℃／ｓｅｃ以上
の凝固速度が得られろ方法もある。

しかし後述するように、アルミニウム合金粉末の固化に
は熱間成形が不可決であり、このときに急冷凝固組織の
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。

また信頼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。

キャリバー用およびコンロッド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
頼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
工履歴はキャリパ−およびコンロッドの特性に影響を与
える。最も重要な点は、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。

次に、この発明を実施例により説明する。

〔実施例り 第１表に示す本発明の範囲内の成分組成を有する合金Ｎ
ｏ、　１〜Ｎａ　３、および、本発明の範囲外の成分組
成を有する比較合金Ｎａ　１〜魔４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メッシ：
、（ふるいの目開き１４９μｍ以下）、平均粒径約４５
μｍの粉末を得た。これらの粉末の各々の粉末断面の合
金組織を解析した結果、これらの粉末の凝固速度は１０
３〜１０’℃／ｓｅｃ程度であった。

これらの粉末の各々を４００℃で真空脱ガスした後に熱
間プレスし、直径２００隋のビレットを成形した。そし
てこれらのビレットの各々を４２０℃に加熱して熱間押
出を行ない、押出比１０で直径６２ｍ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）嵐１〜＆３、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）Ｎａｌ〜Ｎｏ、　４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１００關の円柱試
片にカットし、４５０℃に加熱保持し、油圧プレスにセ
ットし、３００℃に加熱し、次いで黒鉛系ｙ＆ｉ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
求めて熱闘鍛造性を評価し、その結果を第１表に併せて
示した。

また、従来のアルミニウム合金製キャリパ−に使用され
ることが多いＪ　Ｉｓ　ＡＣ４ｃ鋳物（人１−７Ｓｉ−
０，３Ｍｇ：　’ｒｓｌｌ質）の舟形を比較用供試体５
とし、この比較用供試体５より採取した引張試験片にて
室温での引張性質を測定し、その結果を第１表に併せて
示した。なお、第１表においてＸは測定しなかったもの
を示す。

第１表に示すように、Ｍｎの含有量が本発明の範囲に満
たず過少で、Ｍｇを含有しない比較用供試体１Ｊｕｌ、
Ｍｎの含有量が本発明の範囲に満たず過少な比較用供試
体＆３、および、比較用供試体Ｎａ　５は、いずれもヤ
ング率が低かった。

Ｍｎの含有量が本発明の範囲を超えて過多で、Ｍｇを含
有しない比較用供試体Ｎｏ、　２は室温での引張伸びが
小さく、また、限界据込み率も低かった。

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Ｎａ４は室温での引張伸びが小さかった。

従って、比較用供試体Ｎａ　１〜Ｎα５は、いずれもキ
ャリパ−用として不適当であるか剛性が十分でなかった
。

これに対して、本発明の供試体風１〜＆３は、いずれも
ヤング率が８．５００ｋｇｆ／ｍｍす上であ抄、キャリ
パ−に適した剛性を有し、４５０℃での限界据込率は８
０％以上であり、優れた熱間鍛造性を有していた。

なお、溶解鋳造法によろ展伸合金で鍛造用に広く用いら
れるＡ２０１４合金およびＡ６０Ｂ１合金の限界据込み
率は８５％以上であり、本発明の供試体Ｎ。

１〜Ｎｏ、　３はこれらの常用の合金に比べ限界据込み
率はほんのわずか低下していた。

そこで、本発明の範囲内の成分組成を有する合金ＮＣＬ
３について実際のキャリパ−型での熱間鍛造を実施し、
その鍛造性を評価し、さらにこの鍛造材を切削加工して
キャリパ−を製作し、その特性を調べた。

鍛造には油圧プレスを用い、金型は荒型および仕上げ型
を用いた。熱間押出された本発明の合金Ｎｏ、　３の押
出丸棒を押出方向に対して直角方向に各型で一度づつ打
ち、キャリパ−形状に鍛造した。

材料温度は４５０℃、型温度は３００℃とした。

この結果、割れを発生することな（鍛造でき、鍛造性の
良好な従来合金のＡ６０６１に近い鍛造性を有すると評
価された。

さらに、この鍛造材を切削加工してキャリパ−を製作し
た。同じく、比較用供試体磁５を切削加工して同一形状
のキャリパ−を製作した。

これらのキャリパ−にパッドを付け、油圧５０ｋｇｆ／
ｃｄでディスクを挾み付けたときの、キャリパ−の開口
たわみ量を測定した。比較用供試体Ｎｏ、　５から製作
したキャリパ−のたわみ量を１００として本発明合金Ｎ
ａ　３から製作したキャリパ−のたわみ量比を表し、第
１表に併せて示した。

両者を比較した結果、たわみ量はほぼヤング率の増加に
反比例して減少することが確認できた。

また、本発明の合金Ｎ１１３から製作した本発明の合金
部材からなるキャリパ−を苛酷な走行、制動条件を要求
されるレース用自動二輪車に装着して実走による評価を
行なったところ、制動レスポンスが高いだけでなく、パ
ッドの偏摩耗が無く、メンテナンスに手間がかからない
等の高い評価が得られた。

〔実施例２〕 第２表に示す本発明の範囲内の成分組成を有する合金Ｎ
ｏ、　１〜Ｎｏ、　４　、および、本発明の範囲外の成
分組成を有する比較合金Ｎα１〜Ｎａ　３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
ツシユ（ふるいの目開き１４９μｍ以下）、平均粒径約
４５μｍの粉末を得た。これらの粉末の各々の粉末断面
の合金組纜を解析した結果、これらの粉末の凝固速度は
１０３〜ｂ程度であった。

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

そしてこれらのビレットの各々を４２０℃に加熱して熱
間押出を行ない、押出比１１で直径４５醜の押出丸棒に
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）　Ｎｏ、　１〜Ｎｏ。

４、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）Ｎｏ、１〜Ｎｏ、　３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、室〆品および２００℃での引張性質を測定し併せて
第２表に示した。

また、押出丸棒の供試体の各々を高さ８０ｍｍ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℃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２表に併せて示し
た。

第２表に示すように、Ｍｇを含有しない比較用供試体Ｎ
ｏ、　１は室温および２００℃で所望の強度を有しない
。

Ｍｎの含有量が本発明の範囲を超えて過多で、Ｍｇを含
有しない比較用供試体Ｎａ　２は、室温での引張伸びが
小さく、また限界据込み率も低かった。

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Ｎａ　３は、室２８強度は高いが、Ｍｇ含有量が過多
なため、２００℃での強度が不十分であった。

従って、本発明の合金組成範囲を外れた合金部材は、コ
ンロッド用として不適当である。

これに対して、本発明の供試体Ｎｗ　１〜Ｎａ　４　（
よ、いずれも室１引張強さが５０　ｋｇｌ　／　ｍｍ’
以上、２００℃での引張強さが３５　ｋｇｆ　／　ｍｍ
”以上であし、コンヨツトに適する強度を有していた。

さらに、本発明の供試体隘１〜Ｎｏ、　４の限界据込み
率は８０％以上であり、優れた熱８＠造性を有していた
。

なお、溶解鋳造法による展伸合金で鍛造用１ζ広く用い
られろＡ２０１４合金およびＡＢＯ６１合金の限界据込
み率（よ８５％以上であり、本発明の供試体鬼１〜Ｎｏ
、　４はこれらの常用の合金に比べ限界据込み率はほん
のわずか低下していた。

そこて゛、本発明の範囲内の成分組成を有する合金Ｎｏ
、　１〜Ｎｏ、　４　、および、本発明の範囲外の成分
組成を有する比較合金Ｎａ　１〜ＮｃＬ３の各々につい
て実際のコンロッド型での熱間鍛造を実施して鍛造材を
＃９造し、その鍛造性を評価した。

鍛造に！よ油圧プレスを用い、金型は仕上げ型のみとし
、熱間押出された各合金の押出丸棒、および、Ａ６０６
１合金の押出丸棒を押出方向に対して直角方向に平打ち
してコンフッド形状に鍛造した〇材料温度は４５０℃、
型温度は３００℃とした。

この結果Ａ３０６１は一度打ちで完全な形状が得られた
。

本発明の範囲内の化学成分組成を有する合金Ｎｏ。

１〜Ｎｏ、　４　、および、比較合金Ｎ１１　ｐ　Ｎｏ
、３からなるコンロッドの各々は、いずれも割れを発生
することなく、−度打ちで鍛造できたが、仕上り厚さが
Ａ３０６１に比べて約０５〜１５間厚めであった。

比較合金Ｎｏ、　２からなるコンロッドは、−度打ちで
割れが発生し、同様の二度打ちでも割れを防止できなか
った。

〔発明の効果〕　　　　　　　　　　　　　　　　　交
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、高い剛性を有し、強度と延性の釣り合いも良く、ま
た、キャリパ−に成形する際の熱間鍛造における鍛造性
が良好であることから、高性能ブレーキディスク・キャ
リパ−に適しており、自動二輪車、自動車等の制動部品
として用いろことにより、運動性および安全性の著しい
向上をもたらすことができろ。

さらに、Ｍｎの含有量を所定量に限定したこの発明のア
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と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、従来の鉄鋼性コンロ
ッドに替わる軽量アルミニウム合金製コンロッド用とし
て適しているｔこめ、この発明の合金部材からなるコン
ロッドは高速運転性能に優れ、これにより効率の高い内
燃機関の製造が可能である。

従って、この発明によれば幾多の産業上有用なむ果が得
られる。

出願人　　三菱アルミニウム株式会社 代理人　　潮　　谷　　京　津　夫

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　Ｍｎ：５．０ｗｔ．％〜１２．０ｗｔ．％、Ｍｇ：
   ０．１ｗｔ．％〜４．０ｗｔ．％、 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たことを特徴とする、高強度、且つ
   、鍛造性に優れたアルミニウム合金部材。 ２　前記Ｍｎの含有量が８．０ｗｔ．％〜１２．０ｗｔ
   ．％であることを特徴とする請求項１記載の高強度、且
   つ、鍛造性に優れたアルミニウム合金部材。