JPH0273935A - 機械構造部材用高強度アルミニウム合金 - 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】 Ａ１発明の目的 （＋１　　産業上の利用分野 本発明は機械構造部材用高強度アルミニウム合金に関す
る。

（２）従来の技術 従来、この種アルミニウム合金として、高圧粉密度を有
する圧粉体に鍛造加工等を直接施す、いわゆる粉末直接
成形法を通用して製造されたものが知られている。

（３）発明が解決しようとする課題 アルミニウム合金に水素ガスが包含されている場合には
、その疲労強度が損なわれるので、従来は圧粉体に高温
下で脱ガス処理を施しているが、この処理を行うことは
アルミニウム合金の製造能率を低下させるだけでなく、
その強度を損うおそれがある。

本発明は前記に鑑み、水素化物形成成分を含ませること
によって、脱ガス処理を施さなくても高い疲労強度を発
揮し得る前記アルミニウム合金を提供することを目的と
する。

Ｂ１発明の構成 （１）課題を解決するだめの手段 本発明に係る機械構造部材用高強度アルミニウム合金は
、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｏ、ＰｃｌおよびＮｉから選択される
少なくとも一種の水素化物形成成分を住２重量％以」−
１４重重景以下含むことを第１の特徴とする。

また、本発明に係る機械構造部材用高強度アルミニウム
合金は、５ｉ１２．０重量％以−１−１２８゜０重量％
以下；Ｃｕ０．８重量％以」−１５，０重量％以下；Ｍ
ｇ０．３重量％以上、３．５重量％以下；Ｆｅ２．０重
液％以上、１０．０重量％以下；Ｍｎ０．５重量％以上
、２．９重量％以下；ならびにＴｉ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｐｄ
およびＮｉから選択される少なくとも一種の水素化物形
成成分　０．２重量％以上、４重量％以下；を含むこと
を第２の特徴とする。

さらに、本発明に係る８！械槽構造材用高強度アルミニ
ウム合金は、５ｉ１２．０重量％以上、２８．０重量％
以下；Ｃｕ０．８重量％以上、５．０重量％以下１Ｍｇ
０．３重景％以上、３．５重量％以下；Ｆｅ２．０重量
％以上、１０．０重量％以下；Ｍｎ０．５重量％以上、
２．９重量％以下；ならびにＴｉ、、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｐｄ
およびＮｉから選択される少な（とも一種の水素化物形
成成分　０．２重量％以上、４重量％以下；を含むアル
ミニウム合金マトリックスに、Ａｆｆ、　０．粒子、Ｓ
ｉＣ粒子、Ｓｉ３Ｎ４粒子、Ｚ　ｒ　Ｏｚ粒子、Ｔ　ｉ
Ｏｚ粒子および金属Ｓｉ粒子から選択される少なくとも
一種の硬質粒子を０６５重景重景上、１５．０重量％以
下分散させたことを第３の特徴とする。

（２）作　用 第１の特徴によれば、アルミニウム合金中の水素ガスが
水素化物となって固定されるので、その合金の疲労強度
が向上する。

た＼゛し、水素化物形成成分の含有量が０．２重量％を
下回ると、水素化物形成作用が減退し、また４重量％を
上回ると、アルミニウム合金の伸びおよび靭性の低下と
いった問題を生じる。

第２の特徴によれば、アルミニウム合金において、高温
強度、耐摩耗性、熱間鍛造加工性、疲労強度およびヤン
グ率がそれぞれ向−１−し、また熱膨張係数が低下し、
さらに高温下における耐応力腐食割れ特性が改善される
。

前記各成分において、水素化物形成成分の含有理由およ
び含有量の限定理由は前記の通りであり、また他の成分
の含有理由等は以下の通りである。

（ａ）Ｓｉについて Ｓｉは、耐摩耗性、ヤング率および熱伝導率を向上し、
また熱膨張係数を低下する効果を有する。た−し、１２
．０重量％を下回ると前記効果を得ることができず、一
方、２８．０重量％を上回ると、押出し加工および鍛造
加工において成形性が悪化し、割れを生じ易（なる。

（ｂ）Ｃｕについて Ｃｏは、熱処理においてアルミニウム合金を強化する効
果を有する。た−し、０．８重量％を下回ると、前記効
果を得ることができず、一方、５．０重量％を上回ると
、耐応力腐食割れ特性が悪化し、熱間鍛造加工性が低下
する。

（ｃ）Ｍｇについて Ｍｇは、Ｃｕと同様に熱処理においてアルミニウム合金
を強化する効果を有する。た＼し、０．３重量％を下回
ると前記効果を得ることができず、一方、３，５重足％
を上回ると、耐応力腐食割れ特性が悪化し、熱間鍛造加
工性が低下する。

（ｄ）Ｆｅに９いて ｐ’　ｅは、高温強度およびヤング率を向−Ｌさせる効
果を有する。た＼し、２．０重量％を下回ると、高温強
度の向上を期待することができず、一方、１０．０重量
％を−Ｌ回ると高速熱間鍛造加工が事実上不可能となる
。

（ｅ）Ｍｎについて Ｍｎは、特にＦｅ≧４重量％の範囲において、高温強度
および耐応力腐食割れ特性を改善し、また熱間鍛・造加
工性を向上させる効果を有する。

た＼し、０．５重量％を下回ると、前記効果を得るごと
ができず、一方、２．９重量％を−Ｌ回ると、却って熱
間鍛造加工性が悪化する等、悪影響が現ねる。

第３の特徴によれば、第２の特徴における諸作用に加え
て、アルミニウム合金７１−リンクスに分散する硬質粒
子によりマトリックスの結晶転位が固着されてクリープ
特性が改善され、また熱膨張係数が低下し、さらにＡ・
フグ率および耐摩耗性が向にする。た−し、アルミニウ
ム合金マトリックスに対する硬質粒子の含有量が０．５
重量％を下回ると、アルミニウム合金の摩耗量が増加し
、またヤング率の向−ヒおよび熱膨張係数の減少の程度
も低くなり、一方、１５．０重量％を上回ると、疲労強
度、熱間鍛造加工性および機械加工性がそれぞれ著しく
低下し、また相手材の摩耗量が増加する等実用に供し得
ない。

（３）実施例 高強度アルミニウム合金の製造は、粉末の調製、圧粉体
の成形および熱間鍛造加工の順に行われる。

粉末の調製にはアトマイズ法が適用される。調製後の粉
末は篩別処理を施され、１００ツノシユよりも小さな直
径を有するものが用いられる。

Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｏ、ｐｄｓｓよびＮｉから選択される少
なくとも一種の水素化物形成成分は、わ〕末調製用溶湯
に添加されるか、または調製後の粉末ムこ添加される。

水素化物の形成を容易にするためには、後者の方が良い
。

前記粉末乙こは、必要に応じてＡｐ、２０．粒子、Ｓｉ
Ｃ粒子、Ｓｉ３Ｎ、粒子、Ｚ　ｒ　（、）２粒子、Ｔｉ
Ｏ□粒子および金属Ｓｉ粒子から選択される少なくとも
一種の硬質粒子が添加される。

圧粉体の成形は、１次成形工程および２次成形工程を含
む。

１次成形工程は、成形圧力１〜１０１、／Ｃａ、粉末温
度３００°Ｃ以下、好ましくは１００〜２００°Ｃであ
る。この場合、粉末温度が１００　’Ｃを下回ると、圧
粉密度が高くならず、一方、２００　’Ｃを上回ると、
粉末の凝集（ブリッジング）が発生して作業効率が低下
するおそれがある。

また圧粉密度は７５％以上に設定される。この値を下回
ると、圧粉体の取扱い性が悪化する。

２次成形工程は、成形圧力３〜１．　Ｏｔ　／ｃｒｙ、
圧粉体温度４２０〜４８０　’Ｃ８成形型温度３００°
Ｃ以下、好ましくは１５０〜２５０°Ｃである。この場
合、成形型温度が１５０°Ｃを下回ると、圧粉密度が高
くならず、一方、２５０　’Ｃを上回ると、成形型およ
び圧粉体間の潤滑が困難となって圧粉体の焼付きを発生
ずるおそれがある。

圧粉密度は９５〜１００％に設定される。この値を下回
ると、熱間鍛造加工においてアルミニウム合金に割れが
発生ずる。

なお、圧粉体の成形に当っては、１次成形工程のみを用
いる場合もある。

熱間鍛造加工は、圧粉体の加熱温度３５０〜５００°Ｃ
で行われる。この場合、加熱温度が３５０°Ｃを下回る
と、アルミニウム合金に割れが発生し、一方、５００°
Ｃを上回るとアルミニウム合金にブリスフが発生ずる。

本発明合金は、内燃機関用摺動部材の構成材料として最
適であり、例えばコンロット用キャップ、クランクジャ
ーナルの軸受キャップ等の軸受部材、吸、排気弁用スプ
リングリテーナ等に適用される。

以下、具体例について説明する。

表Ｉに示す化学成分を含むアルミニラＪ、合金溶湯を用
い、アトマイズ法を適用して粉末を調製し、その粉末に
篩別処理を施して１００メンシユよりも小さな直径を有
する粉末を得た。

前記粉末を用いて直径６０ｎ＋ｍ、高さ４０ｍｍの短円
柱状圧粉体を得た。この場合、１次成形工程は、成形圧
力１ｔ、／ｃｆ、粉末温度１２０°Ｃにて行なわれ、圧
粉密度は８０％であった。また２次成形工程は、成形圧
力９ｔ／ｃ＋ｆｌ、圧粉体温度４６０°Ｃ１成形型温度
２４０°Ｃにて行われ、圧粉密度は９９％であった。

本発明合金１〜■および比較例合金Ｉに対応する圧粉体
に熱間鍛造加工を施してそれら合金を得た。熱間鍛造は
、圧粉体の加熱温度４８０°Ｃ１型温度１５０°Ｃ１高
さ２０ｍｍになるまで自由鍛造、の条件で行われた。

また比較例合金Ｈに対応する圧粉体に脱ガス処理および
熱間押出し加工を施してその合金を得た。

本発明合金Ｉ〜■および比較例合金Ｉ、■から平行部の
直径５胴、長さ２０ｍｍのテストピースを切出し、それ
らテストピースを用い、試験温度２ｏｏ’ｃにて繰返し
回数１０７回の圧縮−引張り疲労試験を行った。また各
テストピースについて、溶融ガスキャリヤ法を適用して
水素ガス量を測定した。

表■は疲労試験結果および水素ガス量測定結果を示す。

表 ■ 表■から明らかなように、本発明合金１〜■ば、水素ガ
ス含有量が多いのにも拘らず比較的大きな疲労強度を有
する。これは合金中の水素ガスが、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｏ、
ＰｄまたはＮｉと反応し、水素化物となって固定される
ことに起因する。

比較例合金１は、Ｔｉ等の水素化物形成成分を含有して
いないので、水素ガスの存在に伴い疲労強度が低下する
。

比較例合金■は、脱ガス処理を施されているので、当然
のことながら水素ガス量が減少し、それに伴い疲労強度
が向上する。

以下に述べる各種試験を行うため、表■に示すアルミニ
ウム合金組成を有する比較例合金■、■を製造する。製
造法は、本発明部材■〜■と同一である。比較例合金■
の組成は鋳造材であるＪＩＳ　　Ａ０８Ｃに相当する。

表　　　　■ 表■は、本発明合金１〜■および比較例合金■の熱膨張
係数およびヤング率を示す。

表 ■ 表■から明らかなように、本発明合金Ｉ〜■は比較例合
金■に比べて熱膨張係数が低下し、また ヤング率が向上している。これは主としてＦｅ含有量に
起因する。

表■ば、本発明合金Ｉ〜■および比較例合金■に対して
応力腐食割れ試験（ＪＩＳ　　Ｈ８７１１）を行った場
合の結果を示す。

応力腐食割れ試験は、縦１０ｍｍ、横２０ｍｍ、厚さ３
ｆｆＩＩ１１のテストピースを、それに対する負荷応力
をσ。、２Ｘ０．９（たヌ゛し、σ０．２は、各合金の
０゜２％耐力）として、液温３０°Ｃ１濃度３．５％の
ＮａＣｐ水溶液中に２８日間浸漬することにより行われ
、耐応力腐食割れ特性の優劣はテストピースにおけるク
ラックの発生の有無により判断された。

表 ■ 表■から明らかなように、本発明合金１〜■は比較例合
金■に比べて耐応力腐食割れ特性が優れており、これは
主としてＭｎの添加に起因する。

表■は、本発明合金１．ｎ、ＩＴＩおよび比較例合金■
にフいて摺動摩耗試験を行った場合の結果を示す。

摺動摩耗試験は、縦１．０ｍｍ、横１０ｍｍ、厚さ５ｍ
ｍのテストピースを、速度２．５ｍ／ｓｅｃで回転する
直径］３５胴のＪＩＳ　　５５０Ｃ製円盤に圧力２００
ｋｇ／ｃａを以て押圧し、また潤滑油を５Ｃｃ／ｍ１ｎ
の条件で滴下し、摺動距離１８ｋｍに亘って行われたも
ので、摩耗量はテストピースにおける試験前後の重量差
（ｇ）を求めることにより測定された。

表　　　　■ ＝２０ マトリックスの化学成分は、表１に示す前記本発明合金
１〜■と同一であり、これらマトリックスに表■に示ず
ように各種硬質粒子を分散させた。

また本発明合金■〜ＸＩＶば前記本発明合金１〜■と同
一の方法で製造された。

表　　　　■ 表■から明らかなように、本発明合金Ｉ、■■は比較例
合金■に比べて、優れた耐摩耗性を有しており、これは
Ｓｉの含有量に起因する。

次に、硬質粒子を含有する本発明合金■〜ＸＩＶについ
て説明する。

本発明合金■〜ＸＩＶにお番Ｊるアルミニウム合金表■
は、本発明合金■〜ＸＩＶにお１３る疲労試験結果およ
び水素ガス量測定結果を示す。試験法お上び測定法は前
記と同一である。

表 ■ 表　　　■ 表■より明らかなように、本発明合金■〜ＸＩＶは硬質
粒子の添加に伴い、表Ｈの場合に比べて疲労強度が向上
する。

表■は、本発明合金■〜ＸＩＶの熱膨張係数およびヤン
グ率を示す。

表■から明らかなように、本発明合金■〜ＸＩＶは表■
の場合に比べて、熱膨張係数が低下し、またヤング率が
向上しており、これはアルミニウム合金７トリンクスに
Ａｌ２Ｏ３等の硬質粒子が分散していることに起因する
。

また、本発明台金■〜ＸＩＶに対して前記と同一の応力
腐食割れ試験（ＪＩＳ　　１（８７］１）を行ったとこ
ろ、クラックの発生は認、められなかった。

表Ｘは、本発明合金ＩＸ、Ｘ、ＸＩに対して前記と同一
の摺動摩耗試験を行った場合を示す。

表　　　　Ｘ ｍｍのテストピースに、１７０°Ｃにて１２ｋｇ／ｍｍ
２の圧縮力を１００時間に亘って付与することにより行
われ、クリープ縮み量はテストピースの試験前後の長さ
の比（％）を求めることによって測定された。

表　　　　ＸＩ 表Ｘから明らかなように、本発明合金■、ＸＸＩは表■
の場合に比べて、優れた耐摩耗性を有しており、これば
アルミニウム合金マトリックスにＡ１２０３粒子等の硬
質粒子が分散していることに起因する。

表ＸＩは、本発明合金ＩＸ、Ｘ、Ｘｌおよび比較例合金
Ｉに対してクリープ試験を行った場合の結果を示す。

クリープ試験は、平行部の直径６ｍｍ、長さ４０表Ｘ＋
から明らかなように、本発明合金ＩＸ、　Ｘ。

ＸＩは、比較例合金Ｉに比べてクリープ縮、７）４１が
減少しており、これはアルミニウム合金マトリ・ックス
にＡｆｆ、　０．粒子等の硬質粒子が分散していること
によりアルミニウム合金７トリノクスの結晶の転位が固
着されることに起因する。

なお、鋳造材に相当する比較例合金■のクリープ縮み量
は０．０４％であり、本発明合金ＩＸ、　ＸＸ＋のそれ
は鋳造材に略匹敵する。

表Ｘ■は、コンロッドにおけるクランクビン孔（直径５
５ｍｍ）の寸法変化と温度との関係を示す。

コンロッドＡは、その桿部側を比較例合金Ｉより構成さ
れ、またキャンプを本発明合金■より構成されている。

コンロットＢは、その桿部側およびキャップを比較例合
金Ｉより構成されている。

両コンロッドＡ、　　Ｂにおいて、キャップは桿部側に
ボルトにより締結される。

表 Ｘ■ 表Ｘ■から明らかなように、本発明合金■より構成され
たキャップを有するコンロッドＡば、比較例合金Ｉより
構成されたコンロッドＢに比べて温度上昇に伴うクラン
クビン孔の直径変化量が少なく、これにより機関運転時
におけるクランクピンとクランクピン孔間のクリアラン
ス変化を抑制することができる。これはアルミニウム合
金７１−リソクスに３重量％の／ｌ！２０．粒子を分散
させたことによりキャンプの熱膨張係数の低下が図られ
ていることに起因する。

表Ｘ■は本発明合金ｘｖ−ｘｘ■の化学成分を示し、ま
た表ＸＩＶはこれら合金ＸＶ〜ＸＸ■の疲労試験結果お
よび水素ガス量測定結果を示す。各合金の製造法、それ
ら合金に対する疲労試験および水素ガス量測定法は前記
本発明合金Ｉ〜■の場合と同しである。

表 ＸｒＶ Ｃ９発明の効果 第（１）項記載の発明によれば、脱ガス処理を施さなく
ても水素ガスによる悪影響を回避して高い疲労強度を発
揮し得る機械構造部材用高強度アルミニラｌ、合金を提
供することができる。またこの合金は水素ガス量に制限
されることがないので、脱ガス処理を考慮する必要性が
なく、したがって、合金製造に当り、従来の圧粉、押出
し、鍛造の各工程を順次径ることなく、圧粉工程から直
接鍛造加工に移行する粉末直接成形法の適用が可能とな
り、これにより合金製造の簡素化を図って、その量産性
を向上させることができる。

第（２）項記載の発明によれば、前記効果に加えて、高
温強度、耐摩耗性、熱間鍛造加工性、およびヤング率を
それぞれ向上し、また熱膨脹係数を低下し、さらに高温
下における耐応力腐食割れ特性を改善した機械構造部材
用高強度アルミニウム合金を提供することができる。

第（３）項記載の発明によれば、前記諸効果に加えて、
高温下におけるクリープ特性を改善し、また熱膨脹係数
を一層低下し、その上ヤング率および耐摩耗性をさらに
向上させた機械構造部材用高強度アルミニウム合金を提
供することができる。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｏ、ＰｄおよびＮｉから選択され
   る少なくとも一種の水素化物形成成分を０．２重量％以
   上、４重量％以下含むことを特徴とする機械構造部材用
   高強度アルミニウム合金。
2. （２）Ｓｉ１２．０重量％以上、２８．０重量％以下；
   Ｃｕ０．８重量％以上、５．０重量％以下；Ｍｇ０．３
   重量％以上、３．５重量％以下；Ｆｅ２．０重量％以上
   、１０．０重量％以下；Ｍｎ０．５重量％以上、２．９
   重量％以下；ならびにＴｉ、Ｚｒ、Ｃｏ、ＰｄおよびＮ
   ｉから選択される少なくとも一種の水素化物形成成分０
   ．２重量％以上、４重量％以下；を含むことを特徴とす
   る機械構造部材用高強度アルミニウム合金。
3. （３）Ｓｉ１２．０重量％以上、２８．０重量％以下；
   Ｃｕ０．８重量％以上、５．０重量％以下；Ｍｇ０．３
   重量％以上、３．５重量％以下；Ｆｅ２．０重量％以上
   、１０．０重量％以下；Ｍｎ０．５重量％以上、２．９
   重量％以下；ならびにＴｉ、Ｚｒ、Ｃｏ、ＰｄおよびＮ
   ｉから選択される少なくとも一種の水素化物形成成分０
   ．２重量％以上、４重量％以下；を含むアルミニウム合
   金マトリックスに、Ａｌ＿２Ｏ＿３粒子、ＳｉＣ粒子、
   Ｓｉ＿３Ｎ＿４粒子、ＺｒＯ＿２粒子、ＴｉＯ＿２粒子
   および金属Ｓｉ粒子から選択される少なくとも一種の硬
   質粒子を０．５重量％以上、１５．０重量％以下分散さ
   せたことを特徴とする機械構造部材用高強度アルミニウ
   ム合金。