JPH0277504A - Ａｌ合金製構造用部材の製造方法 - 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】 Ｌ１上五亘皿１１ 本発明は、粉末冶金法を利用しこれに高密度エネルギー
源を照射することによってＡｌ合金製構造用部材を製造
する方法に関するものである。

【釆及韮 自動車用内燃ｉ関では、車体の軽ｌ化を計るためにアル
ミニウム合金材料が積極的に採用されており、特にコネ
クチングロッド、ピストン等の運動部品をアルミニウム
合金材料で形成することは、慣性力を軽減する意味でも
効果的である。斯かる運動部品は、高温下の苛酷な条件
で使用されるため、耐熱性と高強度が要求され、この要
求を満たすために、大きな自由度で合金元素を添加し得
る粉末冶金製品が採用される傾向にある。

本出願人は、先に高温強度、ヤング率、耐摩耗性、断熱
性の向上を狙い、Ａｊに対して高率の３ｉ、Ｆｅ、およ
びその他の元素を添加した粉末冶金製品用ＡＪ！合金を
提案した（特願昭５９−１６６９７９号参照）。

°し　と　る しかしながら、斯かる強力アルミニウム合金について種
々検討を加えた結果、クランク軸のごとき高疲労強度が
要求される構造用部材に適用するには、該アルニウム合
金は、やや強度不足であることが判明した。

この強度不足を補うために、アルミニウム合金の表面強
化法として知られている硬質陽極酸化処理により、部材
表面に厚肉の皮膜を生成させることも考えられるが、こ
の処理は、耐摩耗性の向上に有効であるものの、部材強
痘の改善に寄与しないこと、処理費用が高価であること
等の理由で採用し難い。

また前記表面強化法では、その表面に化学的な処理を施
すだけであるため、その表面層の粒子の粒径は変らず、
その表面層の強度等の特性を変化させることができなか
った。

ｆ　　　　　　゛　　　　　た　　の　　　　　　　　
　　　　　　　−そこで、本発明者は、鉄系材料の表面
強化法として効果的な方法、すなわち高密度エネルギー
を有するレーザビーム、プラズマアーク、ＴＩＧアーク
（１ｎｃｒｔ−ａａｓ　ｔｕｎｏｓｔｃｎ−ａｒｃ）な
どを用いて表面硬化を行ない、耐摩耗性の向上、強度向
上を計る方法を着眼した。

本発明は、多用の合金化元素を含有するＡＪ！合金を急
冷凝固させることにより、晶出または析出する粒子を微
細に分散させたＡｌ合金粉末を（ｑる工程、前記Ａｌ合
金粉末を成形し、Ａｌ合金粉末成形体を得る工程、前記
成形体の表面に、高密度エネルギー源を照射して溶融さ
せた後、冷却固化し、該表面層中に分散する前記粒子の
粒径を変化させる工程、とからなることを特徴とするＡ
ｌ１合金製構造用部月の製造方法に係るものである。

本発明では、前記したようにＡＪ金合金急冷凝固させる
ことにより、晶出または析出する粒子を微細に分散させ
たＡＩ合金粉末を得る工程と、前記Ａｌ合金粉末を成形
し、ＡＪ合金粉末成形体を得る工程でもって、適正な粒
径を有する所殻の特性のＡｌ合金粉末成形体を得ること
ができる。

また本発明においては、前記した工程によって得られた
Ａｌ合金粉末成形体の表面に、高密度エネルギー源を照
射して溶融させた後、冷却固化し、該表面層中に分散す
る前記粒子の粒径を変化させたため、急冷凝固粉を利用
した成形体の基体部の特性を劣化させずに、成形体の表
面層の特性を変化させることができ、全体特性が向上し
たＡＪ１合金製構造用部材を得ることができる。

支ｉ土 以下本発明の一実施例について説明する。

本実施例では、１０≦３ｉ≦３０重量％、４≦Ｆｅ≦３
３重量％の３ｉおよびＦｅを含有するＡＪ金合金急冷凝
固させてＡｌ合金粉末を形成することにより、Ｓｉ結晶
粒および析出する金属間化合物の大きさを１０μｍ以下
になし、加えてＡｌ合金粉末成形体の表面層に高エネル
ギー源による再溶融凝固９Ｂ理を施して、前記各析出物
を１μＴｒＬ以下の大きさで微細に分散させ、もって疲
労強度の大幅な増大を達成した。

また、粉末材として使用するＡＪ！合金は、Ｓｉおよび
Ｆｅを１０≦３ｉ≦３０重Ｍ％、４≦Ｆｅ≦３３重邑％
で含有することが望ましく、以上の各元素の他に、Ｍｎ
、Ｚｎ、Ｌｉ、Ｃｏより成る群から選ばれた少なくとも
一種の元素に加えて、Ｃｕ。

ＭＱを、１．５≦１ｙｌｎ≦５．０１１％、０．５≦ｌ
ｎ≦１０重稲％、１．０≦ｌｉ≦５．０重量％、０．５
≦ＣＯ≦　３．０重量％、０．８≦ＣＵ≦　７．５重駈
％。

０．５≦ＭＯ≦３．５重量％なる範囲で添加すると更に
効果的である。これ等各元素の添加理由は下記の通りで
ある。

（ａ）　Ｓ　ｉについて： ３ｉは主として、熱膨張係数を下げること、耐摩耗性を
改善することを目的として添加され、添加量の増大に伴
ってヤング率が向上する。

但し、１０重量％未満では、効果が十分でなく、３０重
量％を越えると、押出し加工、熱間鍛造加工。

機械加工等の加工性が劣化し、工業的に利用することが
困難となる。

（ｂ）Ｆｅについて： １”ｅは、母材の疲労強度、耐熱強度を改良し、また、
レーザビーム等の高密度エネルギーによる焼成体表面の
再溶融部周辺に生じる熱影響部の回復、再結晶による強
度低下を補うために添加され、添加量の増加に伴ってヤ
ング率が向上する。

但し、４重番％未満では、添加効果が十分でなく、３３
重量％を越えると、密度が上臂し、軽量化効果が失われ
る。

（ｃ）Ｍｎについて： アトマイズ粉末製造においては、アルミニウム合金粉末
の冷却速度が最も大きくなるように設定する必要がある
が、量産性を考慮した場合１０１〜１０２１　’Ｃ／ｓ
ｅｃが限度である。

この冷却速度の範囲において、Ｆｅ≦６重徂％１は、Ａ
Ｊ−Ｆｅ−８ｉ系金属間化合物が、熱間押出し加工工程
で十分に分断されるとともにその化合物の析出状態も塊
状であることから、ある程度の高速熱１１１１鍛造が可
能である。

また、Ｆｅ＞　６重量％では、前記金Ｋ１１ｊｉｌ化合
物の析出状態が針状となり、熱間変形抵抗が増大するた
め、高速熱間鍛造が不可能となる。

Ｍｎは、前記金属間化合物の析出状態をコントロールす
るために有効である。すなわち、Ｍｎを前記特定石添加
することによって、針状のＡＪ１２Ｆｅ相およびβ−Ａ
　Ｊ　ｇ　Ｆｅ　３　ｉ相に代えて、塊状のＡ　ｊ　ｕ
　（Ｆ　ｅ　、　Ｍ　ｎ　）相およびＣＩ　−Ａ　ｊ　
２４（Ｆｅ、Ｍｎ）ｚ　Ｓ　ｉ相を優先的に析出させ、
これにより高速熱間鍛造性を良好にし、構造部材の強度
を向上させることができる。

但し、１．５重置％未満では、前記効果が得られず、５
．０重置％を越えると、熱間変形抵抗が増大し、高速熱
間鍛造が困難となる。

（ｄ３Ｚｎについて： ２００℃以下の温度条件下で使用される部材の強度を向
上させるためには、その部材にＴ６（溶体化機時効）処
理を施して、Ｓｉ、Ｃｕ、ＭＯの添加で生じる金属間化
合物の析出による硬化現象を利用することが有効である
が、Ｚｎは、その時効析出を促進させるｉ能を有する。

但し、ｏ、　ｓｌ　１％未満では、効果が得られず、１
０重量％を越えると、熱間変形抵抗が増大し、高速熱間
鍛造が困難となる。

従来、Ｚｎを有効元素として添加する場合は、アルミニ
ウム合金に含まれる３ｉは不純物として扱われるが、本
実施例合金においてはその製造に当たり粉末冶金法を適
用することによってＺｎと８１とを積極的に共存させ、
初晶Ｓ１による耐摩耗性の向上および熱膨張率の低下を
計り、またＺｎ化合物の析出による硬化現像を利用して
材料強度を向上させることが可能である。

このようにＺｎ’を添加することによって、Ｔ６処理後
における構造部材の強度を向上さぼることができるので
、Ｆｅの添加量を少なくして合金、したがって構造部材
の密度を小さくし、また熱間鍛造性を良好にすることが
可能となる。

（ｅ）　Ｌ　ｉについて： ｌ　ｉは、゛Ｆｅ添加による合金の密度の上昇を抑える
ために用いられ、その抑制効果はＬｉの添加量の増加に
応じて向上する。また、ｌｉはヤング率を向上させて高
い剛性を付与する機能をも有する。

但し、１．０重置％未満では、密度上昇抑制効果が少な
く、一方、５．０重機％を越えると、Ｉｊが活性である
ことから、製造工程が複雑になるといった問題がある。

ｍｃｏについて： Ｇｏは、ａｌｌ造加工性を改善するために鉄含有はを減
少させた場合の高温強度改善に有効であり、伸び特性を
損することなく、引張強さ、耐力、疲労強度を向上させ
ることができ、耐応力腐蝕割れ特性と１３ｆｔ加工性を
悪化させることなく、高温強度を向上させることが可能
である。

但し、０．５重量％未満では、効果が少なく、３．０１
聞％を越えると、改善効果が添加量の増加はどに顕著で
はなくなり、特にＣｏは高価ひあることから、３．０重
量％以下に制限される。

（Ｇ）Ｃｕについて： Ｃｕは、Ｆｅ、Ｓｉ添加に伴う焼結性、成形性の悪化を
補うために添加される。

但し、０．８重石％未満では、焼結性の改善および熱処
理による強度改善の効果がなく、１．５重量％を越える
と、Ｂ湿強度が阻害される。

（ｈ）Ｍａについて： ＭＯは、Ｃｕと同様の目的で添加される。

但し、０．５重量％未満では、焼結性の改善および熱処
理による強度改善の効果がなく、３．５型組％を越える
と、高温強度が阻害される。

なお、常時応力が作用するような構造用部材、例えば連
接棒にあっては、応力腐蝕割れ特性を改善し構造用部材
の耐久性を向上させるため、合金中のＣｕ、ＭＯを不純
物程度におさえるのが好適であり、ＣＵは０８重４％未
満、Ｍａは０．５重量％未満、好ましくはＣＬＪ、Ｍｇ
ともに０．１重量％未満とする。

前記組成範囲の合金では、マトリックス中に８１結晶の
他、ＡＪ１２　Ｆｅ、Ａｆ２４Ｆｅ！２Ｓ　ｉ　。

ΔＪ＋＋Ｆｅ＋Ｓｉ＋等の金ａ闇化合物が析出する。

それ等の大きさは、焼成体表面の再溶ａ！凝固処理層に
おいて１μｍ以下、該処理が施されていない基体部にお
いて１０ｔ１７７Ｌ以下でなければならない。

その理由は、表面層において、Ｓｉ結晶粒および仙の析
出物の大きざが１μｍを越えると、切欠きに対する感受
性が高くなってクラックが生じ易く、十分な疲労強度向
上効果を明し難いからであり、また、基体部においてそ
れ等の大きさが１０μｍを越えると、部材の疲労強度向
上を明し難く、かつ成形性が悪化するからである。

又ｌ１ （１）表１に示す組成（Ａ、Ｂ、Ｃ，・・・Ｓ）のΔｐ
合金をアトマイジング（ａｔｏｍｉｚｉｎｇ）法により
粉末になし、各合金粉末Δ、８．Ｃ，・・・Ｓを用いて
、冷間静水圧プレス成形法（Ｃ，１，Ｐ、法）または型
押しプレス法により直径２２５Ｍ　、長さ３００ＩＩｒ
！！！の押出し加工用素材を成形する。

冷間静水圧プレス成形法においては、ゴム性チューブ内
に合金粉末を入れ、１．５〜３．Ｏｔ／ｉ程度の静水圧
下で行われる。型押しプレス法においては、金型中に合
金粉末を入れて常温大気中で。

１．５〜３．Ｏｔ／ｃｉ程度の圧力下で成形が行われる
。

得られた押出し加工用素材を、炉内温度３５０℃の均熱
炉に設置して１０時間保持し、次いで各押出し加工用素
材に熱間押出し加工を施して合金Δ。

Ｂ、Ｃ，・・・Ｓよりなる直径７０Ｍの丸棒状鍛造用素
材を製造する。

表　　　１ 表　　　２ この場合の押出し方式は、直接押出しく前方押出し）ま
たは間接押出しく後方押出し）、何れでもよいが、押出
し比は５以上を必要とする。押出し比が５以下では、強
度のばらつきが大きくなるので好ましくない。押出し加
工用素材の温度は、通常３３０〜５２０℃に設定される
。３３０℃未満では、素材の変形抵抗が大きくなって押
出し加工性が悪化し、５２０℃を越えると、素材が局部
的に溶融し気泡を発生するおそれがある。押出し加工後
においては、鍛造用素材は空冷または水冷により所定の
冷却速度で冷却される。

その侵、各丸棒状鍛造用素材を所定の寸法に切断して試
験片を１ｑ、各試験片を４６０〜４７０℃に加熱して、
それに加工速度７５ｓ／Ｓｅｃ　（ジュラルミン鍛造と
ほぼ同一加工速度）のクランクプレスを用い高速熱間ａ
２造加工を施した。

（ｑられた鍛造成形品（焼成体）に、合金Ａ、Ｂ。

Ｃ１・・・Ｎにあっては、Ｔ６処理（４９５℃で４時間
保持した侵、水冷し、次いで１７５℃に加熱して６時間
保持する）を施し、合金０．Ｐ・・・Ｓにあっては、鍛
造温度から空冷した。

熱処理済の鍛造成形品から小野式回転曲げ疲労試験用試
験片を切り出し、炭酸ガス・レーザビームを試験片の平
行部に照射し、再溶ＦＩｉ凝固による表面硬化処理を行
った後、平面を研磨し、室温にて回転曲げ疲労試験を実
施した。試験片は、Ａ。

Ｂ、Ｃ，・・・Ｓの全てにつきそれぞれ八本ずつ採取し
、破断に至る繰り返し数Ｎが、Ｎ＝１０ｔｓでの疲労強
度（Ｋ９／１ｘｔａＬ＞を求め、その結果を表２に示し
く第４欄）、かつ表面硬化処理を施さなかった試験片に
ついても試験を実施し、その結果を表２に示したく第３
欄）。

また、各試験片の表面硬化処理されない基体部における
Ｓｉ結晶粒および析出した金属間化合物の大きさ（μｍ
）を、第１１１Ｉに、硬化処理された表面層における３
ｉ結晶粒および析出した金属間化合物の大きさを、第２
ｆ［！ｌに示す。

（２）さらに、本実施例の効果を確認するために、表１
に示す組成（ａ、ｂ、ｃ）のＡｌ１合金につき、金型鋳
造法（ａ、ｂ）および鍛造加工（Ｃ）にて前記（１）に
おける鍛造成形品と同様な成形品を得、Ｔ６処理または
［４処理（５００℃で４時間保持した債、水冷し、常温
で時効させるンを施しそれ等から（１）と同様に試験片
を切り出して試験を行ない、その結果を表２（第１〜第
４１１１）に示した。

表２の結果から明らかな様に、本実施例（Ａ。

Ｂ、Ｃ，・・・Ｓ）の、試験片では、基体部９表面層い
ずれにおいても、３ｉ結晶粒および析出した金属間化合
物の大きさが、比較例（ａ、ｂ、ｃ）のそれに比して十
分小さく、かつ本実施例の疲労強度は、比較例に比して
格段に大きい。

また、比較例では、再溶融凝固処理を施して表面層にお
けるＳｉ結晶粒および析出した金属間化合物の微細化を
行なっても疲労強度がほとんど向上しないのに対し、本
実施例では、再溶融凝固処理により、疲労強度がかなり
向上することが判る。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 多量の合金化元素を含有するＡｌ合金を急冷凝固させる
   ことにより、晶出または析出する粒子を微細に分散させ
   たＡｌ合金粉末を得る工程、前記Ａｌ合金粉末を成形し
   、Ａｌ合金粉末成形体を得る工程、 前記成形体の表面に、高密度エネルギー源を照射して溶
   融させた後、冷却固化し、該表面層中に分散する前記粒
   子の粒径を変化させる工程、とからなることを特徴とす
   るＡｌ合金製構造用部材の製造方法。