JPH0480081B2

JPH0480081B2 -

Info

Publication number: JPH0480081B2
Application number: JP60234503A
Authority: JP
Inventors: Haruo Shiina
Original assignee: Honda Motor Co Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd
Priority date: 1985-10-22
Filing date: 1985-10-22
Publication date: 1992-12-17
Also published as: JPS6296603A; US4853179A

Description

【発明の詳細な説明】

産業上の利用分野本発明は、熱間塑性加工が困難な組成範囲の
Al合金粉末から耐熱高強度Al焼結合金製構造用
部材（例、内燃機関用コンロツド）を製造する方
法に関するものである。従来技術内燃機関の運動部品をAl合金等の軽合金材料
で形成することは慣性力を低減化し、内燃エンジ
ン等の軽量化を計る上で極めて有効である。とり
わけ、粉末冶金法により、大きな自由度をもつて
各種合金元素を添加して耐熱性、強度、ヤング率
の向上を企図したAl合金製内燃機関用部品は、
機関性能の向上に大きく貢献している。解決しようとする問題点ところで、FeおよびSiを多量に含む耐熱高強
度Al焼結合金製焼結部品は、通常、圧粉による
ビレツト成形→熱間押出し加工によつて丸棒に成
形→熱間鍛造加工、なる行程で成形されている
が、予め加熱された熱間鍛造加工用素材を鍛造用
金型に装入すると、金型によつて素材が冷却さ
れ、その展延性が低下して鍛造加工時に割れが生
ずる不具合がある。その対策としては、金型を加
熱して行う恒温鍛造加工法を採用するのが有効で
あるが、金型および素材を目標温度に維持するに
は、複雑、かつ大規模な設備を必要とし、製品価
格の上昇を招く。課題を解決するための手段および作用本発明は、このような欠点を熱間塑性加工が困
難なる組成範囲のAl合金粉末を焼結した耐熱高
強度Al合金製構造用部材の製造方法に係り、Fe2
〜10重量％、Si8〜30重量％、Mn0.5〜５重量％、
Cu0.8〜7.5重量％、Mg0.3〜3.5重量％、残部Alか
らなるアトマイズ粉末にて形成された熱間押出し
棒材を、予熱することなく、成形金型内に配置し
た後、電極を介して前記熱間押出し棒材を通電
し、該通電によるジユール熱にて未変形部を300
〜495℃に加熱しながら前記熱間押出し棒材より
も断面積の広い形状に加圧、成形することを特徴
とするものである。本発明方法が適用されるFe2〜10重量％、Si8
〜30重量％、、Cu0.8〜7.5重量％、Mg0.3〜3.5重
量％を含有する耐熱性、高強度に富むが成形性の
良くないAl焼結合金材にMn0.5〜５％を添加した
ため、成形性が向上し、加圧成形前の予熱を必要
としない。また本発明では、Fe2〜10重量％、Si8〜30重
量％、Mn0.5〜５重量％、Cu0.8〜7.5重量％、
Mg0.3〜3.5重量％、残部Alからなるアトマイズ
粉末にて形成された成形素材を予熱することなく
成形型内に配置した後、前記成形素材を通電し、
該成形素材よりも断面積が広い形状に加圧成形し
たため、断面積の狭い成形素材の未変形部では電
流密度が高くなつて加圧成形の容易な300〜495℃
に急速加熱され、この加熱部部分が順次変形し、
変形後の成形部は電流密度が低下して発熱しにく
くなり、周囲の金型等により冷却されて、割れ発
生のない緻密で微細な結晶粒子の製品が得られ
る。実施例本発明方法の実施例が適用されるAl焼結合金
材としては、Si，Cu，Mg，Fe，Mnを、それぞ
れ、8.0≦Si≦30.0重量％、0.8≦Cu≦7.5重量％、
0.3≦Mg≦3.5重量％、2.0≦Fe≦10.0重量％、0.5
≦Mn≦5.0重量％なる組成範囲で含有し、残部
が、不可避不純物とAlより成るもの、あるいは、
Si，Cu，Mg，Fe，Mnの他に、Zn，Li，Coなる
群より選択される少なくとも一種の元素を、それ
ぞれ、8.0≦Si≦30.0重量％、0.8≦Cu≦7.5重量
％、0.3≦Mg≦3.5重量％、2.0≦Fe≦10.0重量％、
0.5≦Mn≦5.0重量％、0.5≦Zn≦10.0重量％、1.0
≦Li≦5.0重量％、0.5≦Co≦3.0重量％なる組成
範囲で含有し、残部が、不可避不純物とAlより
成るものを挙げることができる。 Al中にFeおよびSiを添加すると、高温強度、
ヤング率の向上を企図し得るが、針状のAl₃Fe、
Al₁₂Fe₃Si等の金属間化合物が析出して、熱間鍛
造加工性が阻害され、焼結性、耐応力腐蝕割れ特
性が悪化する。そこで、CuおよびMgを添加する
ことによりAlマトリツクスの熱処理強化を計り
つつFe量を減らし、かつMnを添加して熱間鍛造
加工性を向上させ、耐応力腐蝕割れ特性を改善す
るのが有効な手段となる。また、Znを添加することによつて時効硬化現
象を促進させ、Liを添加することによつて合金密
度の上昇を抑え、Coを添加することによりFe量
の減少を補つて高温強度を改善することが可能で
ある。本発明方法の実施例が適用されるAl合金では、
下記の理由で、各元素が添加される。 (1) Feについて（2.0≦Fe≦10.0重量％）： Feは、高温強度、ヤング率を向上させるため
に必要である。但し、2.0重量％未満では、高温
強度の向上が期待できず、10.0重量％を越える
と、高速熱間鍛造加工が事実上不可能である。 (2) Siについて（8.0≦Si≦30.0重量％）： Siは、耐摩耗性およびヤング率の向上に寄与
し、熱膨張率を低く抑え、熱伝導率を向上させ得
る。但し、8.0重量％以上の添加が必要であり、
30.0重量％を超えると、押出し加工時および鍛造
加工時に成形性が悪化し、構造部材に割れが生じ
易い。 (3) Cuについて（0.8≦Cu≦7.5重量％）： Cuは、熱処理によるAlマトリツクスの強化に
有効である。但し、0.8重量％未満では、添加効
果がなく、7.5重量％を超えると、耐応力腐蝕割
れ特性が悪化し、熱間鍛造加工性が低下する。 (4) Mgについて（0.3≦Mg≦3.5重量％）： Mgは、Cuと同じく、熱処理によるAlマトリツ
クスの強化に有効である。但し、0.3重量％未満
では、添加効果がなく、3.5重量％を超えると、
耐応力腐蝕割れ特性が悪化し、熱間鍛造加工性が
低下する。 (5) Mnについて（0.5≦Mn≦5.0重量％）： Mnは、重要成分であり、特にFe≧４重量％の
範囲において、高温強度の改善、熱間鍛造加工性
の向上および耐応力腐蝕割れ特性の改善に寄与す
る。但し、0.5重量％未満では、添加効果がなく、
5.0重量を超えると、却つて熱間鍛造加工性が悪
化し、悪影響が生ずる。 (6) Znについて（0.5≦Zn≦10.0重量％）： 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
後時効）処理を施して、Si，Cu，Mg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
促進させる機能を有する。但し、0.5重量％未満
では、前記効果が得られず、10重量％を超える
と、熱間変形抵抗が増大し、高速熱間鍛造加工が
困難となる。従来、Znを有効元素として添加する場合は、
Al合金に含まれるSiは不純物として扱われるが、
粉末冶金法を採用することによつてZnとSiとを
積極的に共存させ、初晶Si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
析出による硬化現象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つて、T6
処理後における構造部材の強度を向上させること
ができるので、Feの添加量を抑えて構造部材の
密度を小さくし、かつ熱間鍛造加工性を良好にす
ることが可能となる。 (7) Liについて（1.0≦Li≦5.0重量％）： Liは、Fe添加による合金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効果をも有する。但
し、1.0重量％未満では、密度の上昇効果が少な
く、5.0重量％を超えると、Liが活性であること
から、製造工程が複雑になるといつた問題があ
る。 (8) Coについて（0.5≦Co≦3.0重量％）： Coは、鍛造加工性を改善するために、Fe含有
量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、引張り強さ、耐
力、疲労強度を向上させることができ、耐応力腐
蝕割れ特性と鍛造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、3.0重量％を
超えると、改善効果が、添加量の増加ほどには顕
著ではなくなり、しかも、Coは高価であること
から、3.0重量％以下に制限される。次に、本発明方法で用いるAl合金の好適な組
成例を、下記に示す。 14≦Si≦18重量％、2.0≦Cu≦5.0重量％、0.3
≦Mg≦1.5重量％、3.0≦Fe≦6.0重量％、0.5≦
Mn≦2.5重量％：この例では、Feを６重量％以下に抑えて耐
応力腐蝕割れ特性を改善し、熱間鍛造加工性を
確保するとともに、Mnを添加することにより
高温強度を改善している。また、Cu，Mgは、
熱処理によるAlマトリツクスの強度改善に有
効であり、150℃程度の環境で使用される部材
として有効である。 14≦Si≦18重量％、2.0≦Cu≦5.0重量％、0.3
≦Mg≦1.5重量％、3.0≦Fe≦6.0重量％、0.5≦
Mn≦2.5重量％、1.0≦Co≦2.0重量％：この組成範囲のCoは、Fe添加量を耐応力腐
蝕割れ特性、成形性に悪影響を及ぼさない範囲
に抑えた場合における高温強度の改善に有効で
ある。 14≦Si≦18重量％、2.0≦Cu≦5.0重量％、0.3
≦Mg≦1.5重量％、3.0≦Fe≦6.0重量％、0.5≦
Mn≦2.5重量％、2.0≦Li≦4.0重量％：この組成範囲のLiは、Fe添加に伴う合金密
度の上昇を抑制することができる。 14≦Si≦18重量％、2.0≦Cu≦5.0重量％、0.3
≦Mg≦1.5重量％、3.0≦Fe≦6.0重量％、0.5≦
Mn≦2.5重量％、2.0≦Zn≦4.0重量％：この組成範囲のZnは、熱処理を行うことに
より、200℃以下における強度を向上させるこ
とができる。斯かる組成のAl焼結合金製構造用部材は、下
記の工程に従つて、これを得ることができ、特
に、内燃機関用連接棒を有利に製造することがで
きる。 (1) 粉末製造工程：目標組成のAl合金溶湯から、例えばマトマイ
ジング法（atomizing）により合金粉末を得る。
その際、溶湯の冷却速度が10³℃／秒未満である
と、Al₃Fe，Al₁₂Fe₃Si，Al₉Fe₂Si₂等の金属間化
合物が粗大に析出して、製品である構造用部材の
強度低下要因となる。析出物の大きさは、10μｍ
以下が好ましく、その目安となる溶湯冷却速度が
10³℃／秒である。析出物の大きさが10μｍを上回
ると、疲労強度の向上を期し難く、成形性が悪化
する不具合もある。 (2) 圧粉工程：大気中において、成形温度350℃以下、成形圧
力1.5ton／cm²で成形を行い、密度比70％以上の圧
粉体を得る。その理由は、成形温度が350℃を越
えると、粉末表面の酸化が進行し、次の押出し工
程における焼結性が悪化するからである。酸化を
防ぐには、不活性雰囲気を選択すれば良いが、生
産性、経済性が低下するため、大気中での成形が
推奨される。また、成形圧力が1.5ton／cm²未満で
あると、圧粉体を破損させない様にする取扱いが
困難であり、量産性に欠け、5.0ton／cm²を越える
と、金型寿命が低下し、設備が大型化して量産性
に欠ける不具合がある。密度比は、成形圧力によ
つて決定されるのであるが、これが、70％未満で
あると、圧粉体の取扱いが困難になつて生産性が
低下し、製品である構造用部材の強度低下要因と
なる。一方、事後の工程（主として押出し工程）
における成形性を考慮するならば、密度比を85％
以下にするのが好ましい。 (3) 押出し工程：温度300〜450℃の範囲で、押出し用素材として
の圧粉体を押出し加工する。加工温度が300℃未
満であると、素材の変形抵抗が大きく、加工が困
難となり、特に材料中のFe量が増すと、粉末硬
度が上昇して焼結性が損なわれるため、300℃以
上で加工すべきである。また、加工温度が450℃
を上回ると、結晶粒および金属間化合物が成長し
て粗大化が起り、製品としての構造用部材に要求
される機械的特性が得られなくなる。特に、添加
元素量が増大すると、共晶温度が低下してバーニ
ング（burning）を起し易く、焼結性が悪化する
ため、450℃以下で加工を行わなければならない。なお、成形品の酸化防止を考慮するならば、ア
ルゴン・ガス、窒素ガス等の非酸化性雰囲気中で
加工を行うのが好ましい。 (4) 鍛造工程（第１図ないし第５図参照）： 50℃に加熱した予備成形用金型１０（内壁に、
断熱用および電気絶縁用セラミツク被覆（例、
Si₃N₄）１２が付されている、ポンチ１４および
案内部材１６に対して、前工程で得て一旦冷却さ
れている熱間押出し棒材２２を設定し、電極１
８，２０をもつて、棒材２２に対し通電を行いな
がら、ポンチ１４の前進による据込み鍛造加工を
行う（以上、予備鍛造加工）。但し、通電による
棒材２２の加熱は、温度300〜495℃の範囲に維持
する必要がある。その理由は、鍛造加工温度が
300℃未満であると、変形抵抗が増大して鍛造加
工性が悪化し、495℃を上回ると、製品の機械的
特性が劣化するからである。斯くして得られた粗成形品２４、あるいは粗成
形品２５を、上、下分割金型をもつて、温度300
〜495℃で仕上げ鍛造加工を行い、仕上げ成形品
２６を得ることができる。この仕上げ成形品２６
には、必要な機械加工を施して最終製品とする。なお、粗成形品２５は、成形用金型を四角形に
することによつて得られ、仕上げ成形品２６の形
状に近いため、次工程の仕上げ鍛造加工における
圧下率を小さくして、割れ発生等の不良化率を低
減することができる。以上の様な鍛造加工方法によれば、径に比して
長さの十分大きな素材の据込み鍛造加工を無理な
く行うことができ、割れのない健全なる成形品を
得ることが可能である。試験例第一段階：表１に示す組成の各Al合金粉末を
冷却速度10³〜10⁴℃／秒にてアトマイズ法により
製造し（試験材，……）、各合金粉末を用
いて、冷間静水圧プレス成形法（CIP法）または
金型圧縮成形法により、密度比75％の押出し用素
材を圧粉成形する。冷間静水圧プレス成形法においては、ゴム製チ
ユーブ内に合金粉末を入れ、1.5〜3.0ton／cm²程
度の静水圧下で成形を行い、金型圧縮成形におい
ては、金型内に合金粉末を入れて、常温大気中
で、1.5〜3.0ton／cm²程度の圧力下で成形を行う。第二段階：各押出し用素材を、炉内温度400℃
の均熱炉内に設置して４時間保持し、次いで、各
押出し用素材に熱間押出し加工を施して鍛造用素
材（18〓×450mm）を製造し、熱間押出し棒材を得
る。この場合の押出し方法は、直接押出し（前方押
出し）、間接押出し（後方押出し）のいずれでも
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。第三段階：次に、本発明方法により、予熱が施
されていない各鍛造用素材（棒材）に対し、第１
図、第２図に示す前述の据込み鍛造加工装置を用
いて、200V×150Aの通電を行い、加圧力１ト
ン、加工速度16mm／秒、金型温度50℃なる条件
で、据込み鍛造加工を施した。得られた粗成形品
の大径部寸法は44〓×70mmであつた。

【表】一方、試験材，……について、第二段階
で得た各鍛造用素材（棒材）を、490℃の電気炉
中で１時間加熱した後、加圧力12トン、押込み速
度75mm／秒、金型温度80℃なる条件で、金型３
０、ポンチ３２を用いて、従来方法により、据込
み鍛造加工を行つた（第６図、第７図参照）。

【表】以上、本発明方法および従来方法によつて得た
各鍛造粗成形品につき、割れの有無を調べたとこ
ろ、従来方法による粗成形品には、不充分な加熱
による割れが存在したが、本発明方法による粗成
形品には、割れが存在しなかつた（表２参照）。発明の効果以上の説明から明らかな様に、耐熱製、高強度
に富むが成形性の良くないFe2〜10重量％、Si8
〜30％重量％、Cu0.8〜7.5重量％、Mg0.3〜3.5重
量％を含有するアトマイズ粉末製Al焼結合金材
にMn0.5〜５％を添加することにより、成形性を
向上して、該組成のアトマイズ粉末にて形成され
た熱間押出し棒材の加圧成形前の予熱を不必要と
し、該熱間押出し棒材を予熱することなく成形型
内に配置した後、該熱間押出し棒材を通電し、該
通電によるジユール熱にて未変形部を300〜495℃
に加熱しながら前記熱間押出し棒材よりも断面積
の広い形状に加圧、成形したため、断面積の狭い
未変形部の電流密度を高めて局部的に急速に加熱
し、この加熱部分を順次変形させ、変形後の断面
積の広い成形部の電流密度を低下させて発熱量を
低下させるとともに、金型等によつて冷却させる
ことができ、割れ発生のない緻密で微細な結晶粒
子を有する製品を製造でき、複雑な成形装置を使
用することなく廉価な耐熱高強度Al焼結合金製
構造部材を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図、第２図は本発明による据込み鍛造加工
方法例を示す概略図、第３図は該加工方法で得ら
れた粗成形品の斜視図、第４図は該粗成形品を加
工して得た仕上げ成形品の斜視図、第５図は第４
図に示す粗成形品を仕上げ鍛造加工して得た仕上
げ成形品の斜視図、第６図、第７図は公知に係る
据込み鍛造加工方法を示す概略図である。１０……金型、１２……セラミツク被覆、１４
……ポンチ、１６……案内部材、１８……電極、
２０……電極、２２……棒材、２４……粗成形
品、２６……仕上げ成形品、３０……金型、３２
……ポンチ。

Claims

【特許請求の範囲】

１ Fe2〜10重量％、Si8〜30重量％、Mn0.5〜５
重量％、Cu0.8〜7.5重量％、Mg0.3〜3.5重量％、
残部Alからなるアトマイズ粉末にて形成された
熱間押出し棒材を、予熱することなく、成形金型
内に配置した後、電極を介して前記熱間押出し棒
材を通電し、該通電によるジユール熱にて未変形
部を300〜495℃に加熱しながら前記熱間押出し棒
材よりも断面積の広い形状に加圧、成形すること
を特徴とする耐熱高強度Al焼結合金製構造用部
材の製造方法。