JPH08134575A - 高疲労強度Ａｌ合金 - Google Patents
高疲労強度Ａｌ合金Info
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- JPH08134575A JPH08134575A JP27271094A JP27271094A JPH08134575A JP H08134575 A JPH08134575 A JP H08134575A JP 27271094 A JP27271094 A JP 27271094A JP 27271094 A JP27271094 A JP 27271094A JP H08134575 A JPH08134575 A JP H08134575A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 高疲労強度を有するＡｌ合金を提供する。
【構成】 高疲労強度Ａｌ合金は、合金元素としてＦ
ｅ、ＴｉおよびＳｉを含有し、残部がＡｌよりなるＡｌ
合金であって、Ｆｅ、ＴｉおよびＳｉの含有量がそれぞ
れ４原子％≦Ｆｅ≦６．８原子％、０．５原子％≦Ｔｉ
≦１．２原子％、１．５原子％≦Ｓｉ≦２．５原子％で
あり、Ｆｅ含有量とＴｉ含有量との間に５．６≦Ｆｅ／
Ｔｉ≦８の関係が成立する。
ｅ、ＴｉおよびＳｉを含有し、残部がＡｌよりなるＡｌ
合金であって、Ｆｅ、ＴｉおよびＳｉの含有量がそれぞ
れ４原子％≦Ｆｅ≦６．８原子％、０．５原子％≦Ｔｉ
≦１．２原子％、１．５原子％≦Ｓｉ≦２．５原子％で
あり、Ｆｅ含有量とＴｉ含有量との間に５．６≦Ｆｅ／
Ｔｉ≦８の関係が成立する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高疲労強度Ａｌ合金、特
に高温下における疲労強度の高いＡｌ合金に関する。
に高温下における疲労強度の高いＡｌ合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、耐熱強度および靱延性の両立を図
るべく、非晶質相の結晶化により金属組織の微細均一化
を狙ったＡｌ合金が知られている。
るべく、非晶質相の結晶化により金属組織の微細均一化
を狙ったＡｌ合金が知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】自動車用軽量エンジン
部品の構成材料に要求される最重要要件は、その構成材
料がエンジン運転中の高温下において優れた疲労強度を
有することであるが、従来のＡｌ合金は未だ前記要件を
充足するに至っていない。
部品の構成材料に要求される最重要要件は、その構成材
料がエンジン運転中の高温下において優れた疲労強度を
有することであるが、従来のＡｌ合金は未だ前記要件を
充足するに至っていない。
【０００４】本発明は前記に鑑み、組成、または組成お
よび金属組織を特定することにより、高温下において優
れた疲労強度を発揮することのできる、前記Ａｌ合金を
提供することを目的とする。
よび金属組織を特定することにより、高温下において優
れた疲労強度を発揮することのできる、前記Ａｌ合金を
提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明に係る高疲労強度
Ａｌ合金は、合金元素としてＦｅ、ＴｉおよびＳｉを含
有し、残部がＡｌよりなるＡｌ合金であって、Ｆｅ、Ｔ
ｉおよびＳｉの含有量がそれぞれ４原子％≦Ｆｅ≦６．
８原子％、０．５原子％≦Ｔｉ≦１．２原子％、１．５
原子％≦Ｓｉ≦２．５原子％であり、Ｆｅ含有量とＴｉ
含有量との間に５．６≦Ｆｅ／Ｔｉ≦８の関係が成立す
ることを特徴とする。
Ａｌ合金は、合金元素としてＦｅ、ＴｉおよびＳｉを含
有し、残部がＡｌよりなるＡｌ合金であって、Ｆｅ、Ｔ
ｉおよびＳｉの含有量がそれぞれ４原子％≦Ｆｅ≦６．
８原子％、０．５原子％≦Ｔｉ≦１．２原子％、１．５
原子％≦Ｓｉ≦２．５原子％であり、Ｆｅ含有量とＴｉ
含有量との間に５．６≦Ｆｅ／Ｔｉ≦８の関係が成立す
ることを特徴とする。
【０００６】また高疲労強度Ａｌ合金は、マトリックス
を構成するＡｌ結晶粒（面心立方構造）の平均粒径Ｄ1
がＤ1 ≦１μｍであると共に金属間化合物の平均粒径Ｄ
2 がＤ2 ≦０．５μｍである、といった金属組織を有す
ることを特徴とする。
を構成するＡｌ結晶粒（面心立方構造）の平均粒径Ｄ1
がＤ1 ≦１μｍであると共に金属間化合物の平均粒径Ｄ
2 がＤ2 ≦０．５μｍである、といった金属組織を有す
ることを特徴とする。
【０００７】さらに高疲労強度Ａｌ合金は、合金元素と
して、前記のものの外にＭｇを０．１原子％≦Ｍｇ≦
２．５原子％含有することを特徴とする。
して、前記のものの外にＭｇを０．１原子％≦Ｍｇ≦
２．５原子％含有することを特徴とする。
【０００８】さらにまた高疲労強度Ａｌ合金は、平均粒
径Ｄ3 が１．５μｍ≦Ｄ3 ≦１０μｍのセラミック粒子
を含有し、そのセラミック粒子の体積分率Ｖｆが０．５
％≦Ｖｆ≦１０％であることを特徴とする。
径Ｄ3 が１．５μｍ≦Ｄ3 ≦１０μｍのセラミック粒子
を含有し、そのセラミック粒子の体積分率Ｖｆが０．５
％≦Ｖｆ≦１０％であることを特徴とする。
【０００９】
【作用】合金元素であるＦｅ、ＴｉおよびＳｉの含有量
を前記のように特定し、またＦｅ／Ｔｉの関係を前記の
ように特定すると、この組成が高い非晶質相形成能を持
つことからＡｌ合金の金属組織が均一で、且つ微細とな
り、これによりＡｌ合金は優れた耐熱強度および靱延性
を有すると共に高温下において高い疲労強度を有する。
を前記のように特定し、またＦｅ／Ｔｉの関係を前記の
ように特定すると、この組成が高い非晶質相形成能を持
つことからＡｌ合金の金属組織が均一で、且つ微細とな
り、これによりＡｌ合金は優れた耐熱強度および靱延性
を有すると共に高温下において高い疲労強度を有する。
【００１０】合金元素において、Ｆｅは耐熱強度向上に
寄与する。ただし、Ｆｅ含有量がＦｅ＜４原子％では耐
熱強度が低くなり、一方、Ｆｅ＞６．８原子％では靱延
性が大幅に低下する。
寄与する。ただし、Ｆｅ含有量がＦｅ＜４原子％では耐
熱強度が低くなり、一方、Ｆｅ＞６．８原子％では靱延
性が大幅に低下する。
【００１１】ＴｉおよびＳｉは非晶質相形成能の向上に
寄与する。ただし、Ｓｉ含有量がＳｉ＜１．５原子％で
あるか、Ｓｉ＞２．５原子％であると、非晶質相形成能
が低下するため靱性および高温下における疲労強度が低
下する。
寄与する。ただし、Ｓｉ含有量がＳｉ＜１．５原子％で
あるか、Ｓｉ＞２．５原子％であると、非晶質相形成能
が低下するため靱性および高温下における疲労強度が低
下する。
【００１２】Ｆｅ含有量が４原子％≦Ｆｅ≦６．８原子
％で、且つＳｉ含有量が１．５原子％≦Ｓｉ≦２．５原
子％であるとき、Ｆｅ含有量とＴｉ含有量との間に５．
６≦Ｆｅ／Ｔｉ≦８の関係を成立させることによって、
前記のように優れた特性を持つＡｌ合金を構成すること
ができ、このことからＴｉ含有量は０．５原子％≦Ｔｉ
≦１．２原子％に設定される。
％で、且つＳｉ含有量が１．５原子％≦Ｓｉ≦２．５原
子％であるとき、Ｆｅ含有量とＴｉ含有量との間に５．
６≦Ｆｅ／Ｔｉ≦８の関係を成立させることによって、
前記のように優れた特性を持つＡｌ合金を構成すること
ができ、このことからＴｉ含有量は０．５原子％≦Ｔｉ
≦１．２原子％に設定される。
【００１３】前記のように組成を特定すると共に前記の
ように金属組織を特定することによって、前記のように
優れた特性を有するＡｌ合金を構成することができる。
ように金属組織を特定することによって、前記のように
優れた特性を有するＡｌ合金を構成することができる。
【００１４】ただし、Ａｌ結晶粒の平均粒径Ｄ1 がＤ1
＞１μｍであるか、金属間化合物の平均粒径Ｄ2 がＤ2
＞０．５μｍであると、耐熱強度、または耐熱強度およ
び高温下における疲労強度が低下する。
＞１μｍであるか、金属間化合物の平均粒径Ｄ2 がＤ2
＞０．５μｍであると、耐熱強度、または耐熱強度およ
び高温下における疲労強度が低下する。
【００１５】合金元素であるＭｇの含有量を前記のよう
に特定すると、高温下での特性を損うことなく、常温強
度を向上させることができる。ただし、Ｍｇ含有量がＭ
ｇ＜０．１原子％では前記効果を得ることができず、一
方、Ｍｇ＞２．５原子％では靱延性、高温下における疲
労強度等が低下する。
に特定すると、高温下での特性を損うことなく、常温強
度を向上させることができる。ただし、Ｍｇ含有量がＭ
ｇ＜０．１原子％では前記効果を得ることができず、一
方、Ｍｇ＞２．５原子％では靱延性、高温下における疲
労強度等が低下する。
【００１６】セラミック粒子の平均粒径Ｄ3 およびその
体積分率Ｖｆを前記のように特定すると、Ａｌ合金の前
記特性を損うことなく、耐摩耗性を向上させることがで
きる。ただし、セラミック粒子の平均粒径Ｄ3 がＤ3 ＜
１．５μｍでは前記効果が得られず、一方、Ｄ3 ＞１０
μｍでは高温下における疲労強度が低下すると共に相手
部材の摩耗量が増加する。またセラミック粒子の体積分
率ＶｆがＶｆ＜０．５％では前記効果が得られず、一
方、Ｖｆ＞１０％では高温下における疲労強度が低下す
ると共に相手部材の摩耗量が増加する。
体積分率Ｖｆを前記のように特定すると、Ａｌ合金の前
記特性を損うことなく、耐摩耗性を向上させることがで
きる。ただし、セラミック粒子の平均粒径Ｄ3 がＤ3 ＜
１．５μｍでは前記効果が得られず、一方、Ｄ3 ＞１０
μｍでは高温下における疲労強度が低下すると共に相手
部材の摩耗量が増加する。またセラミック粒子の体積分
率ＶｆがＶｆ＜０．５％では前記効果が得られず、一
方、Ｖｆ＞１０％では高温下における疲労強度が低下す
ると共に相手部材の摩耗量が増加する。
【００１７】
〔実施例１〕この実施例ではＡｌ−Ｆｅ−Ｔｉ−Ｓｉ系
合金について述べる。
合金について述べる。
【００１８】〔Ａ〕 ＦｅおよびＳｉ含有量を設定すべ
く、次のような方法で各種Ａｌ合金を製造した。 （ａ） 各種組成の溶湯を調製し、次いで各溶湯を用
い、エアアトマイズ法の適用下で各種粉末を製造し、そ
の後各粉末に分級処理を施して粒径が９０μｍ以下の粉
末を得た。 （ｂ） 各粉末（粒径９０μｍ以下）を用い、圧力４０
００kgｆ／cm2 の条件で冷間静水圧プレス（ＣＩＰ）を
行うことにより、直径７８mm、長さ８０mmの複数の短柱
状ビレットを成形した。 （ｃ） 各ビレットを５００℃のマッフル炉内に設置
し、Ａｒフロー雰囲気中に３０分間保持して脱ガス処理
を行うと共にそのビレットを押出し温度である５００℃
まで昇温した。 （ｄ） 各ビレットに直接押出し加工を施して押出し材
であるＡｌ合金を得た。加工条件は、コンテナ温度４０
０℃、ダイス温度４００℃、コンテナの内径８０mm、ダ
イス孔直径２２mm、押出し比１３．２に設定された。
く、次のような方法で各種Ａｌ合金を製造した。 （ａ） 各種組成の溶湯を調製し、次いで各溶湯を用
い、エアアトマイズ法の適用下で各種粉末を製造し、そ
の後各粉末に分級処理を施して粒径が９０μｍ以下の粉
末を得た。 （ｂ） 各粉末（粒径９０μｍ以下）を用い、圧力４０
００kgｆ／cm2 の条件で冷間静水圧プレス（ＣＩＰ）を
行うことにより、直径７８mm、長さ８０mmの複数の短柱
状ビレットを成形した。 （ｃ） 各ビレットを５００℃のマッフル炉内に設置
し、Ａｒフロー雰囲気中に３０分間保持して脱ガス処理
を行うと共にそのビレットを押出し温度である５００℃
まで昇温した。 （ｄ） 各ビレットに直接押出し加工を施して押出し材
であるＡｌ合金を得た。加工条件は、コンテナ温度４０
０℃、ダイス温度４００℃、コンテナの内径８０mm、ダ
イス孔直径２２mm、押出し比１３．２に設定された。
【００１９】各種Ａｌ合金より各種試験片を作製し、そ
れら試験片を用いて、室温における引張り試験、シャル
ピー衝撃試験、２００℃における引張り試験および２０
０℃における疲労試験を行った。ただし、シャルピー衝
撃試験用の試験片はノッチ無しの平滑なものであり、ま
た疲労試験は試験片に一定の引張り−圧縮繰返し応力を
付与し、応力繰返し数１０7 回で破断したときの引張り
−圧縮繰返し応力を疲労耐久強度とした。これらは以下
同じである。
れら試験片を用いて、室温における引張り試験、シャル
ピー衝撃試験、２００℃における引張り試験および２０
０℃における疲労試験を行った。ただし、シャルピー衝
撃試験用の試験片はノッチ無しの平滑なものであり、ま
た疲労試験は試験片に一定の引張り−圧縮繰返し応力を
付与し、応力繰返し数１０7 回で破断したときの引張り
−圧縮繰返し応力を疲労耐久強度とした。これらは以下
同じである。
【００２０】表１は各種Ａｌ合金の組成を示し、また表
２は各種試験結果を示す。表１において、Ａｌ合金の例
１〜５はＴｉおよびＳｉ含有量を一定にしてＦｅ含有量
を変化させたものであり、またＡｌ合金の例６〜１０は
ＦｅおよびＴｉ含有量を一定にしてＳｉ含有量を変化さ
せたものである。表２の評価の欄において、「○」は要
求特性を満たしていることを、「×」は要求特性を満た
していないことをそれぞれ意味する。これは、以下の各
表において同じである。
２は各種試験結果を示す。表１において、Ａｌ合金の例
１〜５はＴｉおよびＳｉ含有量を一定にしてＦｅ含有量
を変化させたものであり、またＡｌ合金の例６〜１０は
ＦｅおよびＴｉ含有量を一定にしてＳｉ含有量を変化さ
せたものである。表２の評価の欄において、「○」は要
求特性を満たしていることを、「×」は要求特性を満た
していないことをそれぞれ意味する。これは、以下の各
表において同じである。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】 表２から明らかなように、Ａｌ合金の例３，４，７〜９
は、優れた耐熱強度および靱延性を有し、また高温下に
おいて優れた疲労強度を有する。
は、優れた耐熱強度および靱延性を有し、また高温下に
おいて優れた疲労強度を有する。
【００２３】このことから、Ｆｅ含有量は４原子％≦Ｆ
ｅ≦６．８原子％に、またＳｉ含有量は１．５原子％≦
Ｓｉ≦２．５原子％に設定される。なお、Ｆｅの下限値
である４原子％は以下の例において実証される。
ｅ≦６．８原子％に、またＳｉ含有量は１．５原子％≦
Ｓｉ≦２．５原子％に設定される。なお、Ｆｅの下限値
である４原子％は以下の例において実証される。
【００２４】〔Ｂ〕 Ｆｅ／ＴｉおよびＴｉ含有量を設
定すべく、前記と同様の方法で各種Ａｌ合金を製造し
た。そして各種Ａｌ合金より各種試験片を作製し、それ
ら試験片を用いて前記同様の各種試験を行った。
定すべく、前記と同様の方法で各種Ａｌ合金を製造し
た。そして各種Ａｌ合金より各種試験片を作製し、それ
ら試験片を用いて前記同様の各種試験を行った。
【００２５】表３は各種Ａｌ合金の組成を示し、また表
４は各種試験結果を示す。表３において、Ａｌ合金の例
１１〜２５はＳｉ含有量を一定にしてＦｅおよびＴｉ含
有量を変化させたものである。ただし、Ｆｅ含有量は複
数の例毎に一定に設定されている。
４は各種試験結果を示す。表３において、Ａｌ合金の例
１１〜２５はＳｉ含有量を一定にしてＦｅおよびＴｉ含
有量を変化させたものである。ただし、Ｆｅ含有量は複
数の例毎に一定に設定されている。
【００２６】
【表３】
【００２７】
【表４】 表４から明らかなように、Ａｌ合金の例１２，１３，１
６，１７，２０，２３，２４は、優れた耐熱強度および
靱延性を有し、また高温下において優れた疲労強度を有
する。
６，１７，２０，２３，２４は、優れた耐熱強度および
靱延性を有し、また高温下において優れた疲労強度を有
する。
【００２８】このことから、Ｆｅ／Ｔｉは５．６≦Ｆｅ
／Ｔｉ≦８に、またＴｉ含有量は０．５原子％≦Ｔｉ≦
１．２原子％に設定される。なお、Ｆｅ含有量の下限値
は例１２，１３より４原子％であることが判る。
／Ｔｉ≦８に、またＴｉ含有量は０．５原子％≦Ｔｉ≦
１．２原子％に設定される。なお、Ｆｅ含有量の下限値
は例１２，１３より４原子％であることが判る。
【００２９】以上の事実を総括すると、好適なＡｌ合金
においては、Ｆｅ、ＴｉおよびＳｉの含有量がそれぞれ
４原子％≦Ｆｅ≦６．８原子％、０．５原子％≦Ｔｉ≦
１．２原子％、１．５原子％≦Ｓｉ≦２．５原子％であ
り、Ｆｅ含有量とＴｉ含有量との間に５．６≦Ｆｅ／Ｔ
ｉ≦８の関係が成立するのである。
においては、Ｆｅ、ＴｉおよびＳｉの含有量がそれぞれ
４原子％≦Ｆｅ≦６．８原子％、０．５原子％≦Ｔｉ≦
１．２原子％、１．５原子％≦Ｓｉ≦２．５原子％であ
り、Ｆｅ含有量とＴｉ含有量との間に５．６≦Ｆｅ／Ｔ
ｉ≦８の関係が成立するのである。
【００３０】また例１〜４，７〜９，１２，１３につい
て、それらの金属組織を調べたところ、表５の結果を得
た。
て、それらの金属組織を調べたところ、表５の結果を得
た。
【００３１】
【表５】 マトリックスを構成するＡｌ結晶粒の平均粒径Ｄ1 およ
び金属間化合物の平均粒径Ｄ2 は、それぞれ透過型電子
顕微鏡画像において１００個の粒子の粒径を測定し、そ
れらを平均したものである。これは以下同じである。
び金属間化合物の平均粒径Ｄ2 は、それぞれ透過型電子
顕微鏡画像において１００個の粒子の粒径を測定し、そ
れらを平均したものである。これは以下同じである。
【００３２】表５から明らかなように、前記組成上の要
件を満たし、またＡｌ結晶粒の平均粒径Ｄ1 がＤ1 ≦１
μｍで、且つ金属間化合物の平均粒径Ｄ2 がＤ2 ≦０．
５μｍである、といった金属組織上の微細化要件を満た
すことによって、例３，４，７〜９，１２，１３のよう
に優れた機械的特性、特に高温下において優れた疲労強
度を有するＡｌ合金が得られる。 〔実施例２〕この実施例ではＡｌ−Ｆｅ−Ｔｉ−Ｓｉ−
Ｍｇ系合金について述べる。
件を満たし、またＡｌ結晶粒の平均粒径Ｄ1 がＤ1 ≦１
μｍで、且つ金属間化合物の平均粒径Ｄ2 がＤ2 ≦０．
５μｍである、といった金属組織上の微細化要件を満た
すことによって、例３，４，７〜９，１２，１３のよう
に優れた機械的特性、特に高温下において優れた疲労強
度を有するＡｌ合金が得られる。 〔実施例２〕この実施例ではＡｌ−Ｆｅ−Ｔｉ−Ｓｉ−
Ｍｇ系合金について述べる。
【００３３】Ｍｇ含有量を設定すべく、前記と同様の方
法で各種Ａｌ合金を製造した。そして各種Ａｌ合金より
各種試験片を作製し、それら試験片を用いて前記同様の
各種試験を行った。
法で各種Ａｌ合金を製造した。そして各種Ａｌ合金より
各種試験片を作製し、それら試験片を用いて前記同様の
各種試験を行った。
【００３４】表６は各種Ａｌ合金の組成を示し、また表
７は各種試験結果を示す。表６において、Ａｌ合金の例
１〜１３はＳｉ含有量を一定にしてＦｅ、ＴｉおよびＭ
ｇ含有量を変化させたものである。ただし、Ｆｅおよび
Ｔｉ含有量は複数の例毎に一定に設定されている。
７は各種試験結果を示す。表６において、Ａｌ合金の例
１〜１３はＳｉ含有量を一定にしてＦｅ、ＴｉおよびＭ
ｇ含有量を変化させたものである。ただし、Ｆｅおよび
Ｔｉ含有量は複数の例毎に一定に設定されている。
【００３５】
【表６】
【００３６】
【表７】 表７から明らかなように、Ａｌ合金の例１，３〜５，７
〜１０，１２は、優れた耐熱強度および靱延性を有し、
また高温下において優れた疲労強度を有する。このこと
から、Ｍｇ含有量は０．１原子％≦Ｍｇ≦２．５原子％
に設定される。
〜１０，１２は、優れた耐熱強度および靱延性を有し、
また高温下において優れた疲労強度を有する。このこと
から、Ｍｇ含有量は０．１原子％≦Ｍｇ≦２．５原子％
に設定される。
【００３７】また、Ｍｇの添加に伴い表７の例７〜１０
は表２の例８に比べて室温強度が向上しており、これは
表７の例３〜５と表３の例１６の場合についても同じで
ある。
は表２の例８に比べて室温強度が向上しており、これは
表７の例３〜５と表３の例１６の場合についても同じで
ある。
【００３８】以上の事実を総括すると、好適なＡｌ合金
においては、Ｆｅ、Ｔｉ、ＳｉおよびＭｇの含有量がそ
れぞれ４原子％≦Ｆｅ≦６．８原子％、０．５原子％≦
Ｔｉ≦１．２原子％、１．５原子％≦Ｓｉ≦２．５原子
％、０．１原子％≦Ｍｇ≦２．５原子％であり、Ｆｅ含
有量とＴｉ含有量との間に５．６≦Ｆｅ／Ｔｉ≦８の関
係が成立するのである。
においては、Ｆｅ、Ｔｉ、ＳｉおよびＭｇの含有量がそ
れぞれ４原子％≦Ｆｅ≦６．８原子％、０．５原子％≦
Ｔｉ≦１．２原子％、１．５原子％≦Ｓｉ≦２．５原子
％、０．１原子％≦Ｍｇ≦２．５原子％であり、Ｆｅ含
有量とＴｉ含有量との間に５．６≦Ｆｅ／Ｔｉ≦８の関
係が成立するのである。
【００３９】また例１，３〜５，７〜１０，１２につい
て、それらの金属組織を調べたところ、表８の結果を得
た。
て、それらの金属組織を調べたところ、表８の結果を得
た。
【００４０】
【表８】 表８から明らかなように、前記組成上の要件を満たし、
またＡｌ結晶粒の平均粒径Ｄ1 がＤ1 ≦１μｍで、且つ
金属間化合物の平均粒径Ｄ2 がＤ2 ≦０．５μｍであ
る、といった金属組織上の微細化要件を満たすことによ
って、例１，３〜５，７〜１０，１２のように優れた機
械的特性、特に高温下において優れた疲労強度を有する
Ａｌ合金が得られる。 〔実施例３〕この実施例では、セラミック粒子としての
球状Ａｌ2 Ｏ3 粒子を添加されたＡｌ91Ｆｅ6 Ｔｉ1 Ｓ
ｉ2 合金（表１の例８、数値の単位は原子％、以下同
じ）およびＡｌ90Ｆｅ6 Ｔｉ1 Ｓｉ2 Ｍｇ1 合金（表６
の例８）について述べる。
またＡｌ結晶粒の平均粒径Ｄ1 がＤ1 ≦１μｍで、且つ
金属間化合物の平均粒径Ｄ2 がＤ2 ≦０．５μｍであ
る、といった金属組織上の微細化要件を満たすことによ
って、例１，３〜５，７〜１０，１２のように優れた機
械的特性、特に高温下において優れた疲労強度を有する
Ａｌ合金が得られる。 〔実施例３〕この実施例では、セラミック粒子としての
球状Ａｌ2 Ｏ3 粒子を添加されたＡｌ91Ｆｅ6 Ｔｉ1 Ｓ
ｉ2 合金（表１の例８、数値の単位は原子％、以下同
じ）およびＡｌ90Ｆｅ6 Ｔｉ1 Ｓｉ2 Ｍｇ1 合金（表６
の例８）について述べる。
【００４１】〔Ａ〕 Ａｌ2 Ｏ3 粒子の体積分率Ｖｆを
設定すべく、実施例１と同様の方法で粒径が９０μｍ以
下の各種粉末を得た。次いで、各粉末とＡｌ2 Ｏ3 粒子
とをＶ型ブレンダを用いて充分に混合し、その後混合粉
末を用い実施例１と同様の方法で各種Ａｌ合金を製造し
た。そして各種Ａｌ合金より各種試験片を作製し、前記
同様のシャルピー衝撃試験、２００℃における引張り試
験および２００℃における疲れ試験を行うと共にチップ
オンディスク摩耗試験を行った。
設定すべく、実施例１と同様の方法で粒径が９０μｍ以
下の各種粉末を得た。次いで、各粉末とＡｌ2 Ｏ3 粒子
とをＶ型ブレンダを用いて充分に混合し、その後混合粉
末を用い実施例１と同様の方法で各種Ａｌ合金を製造し
た。そして各種Ａｌ合金より各種試験片を作製し、前記
同様のシャルピー衝撃試験、２００℃における引張り試
験および２００℃における疲れ試験を行うと共にチップ
オンディスク摩耗試験を行った。
【００４２】摩耗試験条件は次の通りである。試験片の
寸法 縦１０mm、横１０mm（したがって摺動面の面積１
cm2 ）、厚さ５mm、ディスクの材質 シリコンクロム鋼
（ＪＩＳ ＳＷＯＳＣ、浸炭材）、ディスクの直径 １
３５mm、ディスクの回転速度２５ｍ／sec 、試験片の押
圧力 ２００kgｆ、潤滑油供給量 ５ｃｃ／min 、摺動
距離 １８km。摩耗量として試験片の厚さ減少量を測定
した。
寸法 縦１０mm、横１０mm（したがって摺動面の面積１
cm2 ）、厚さ５mm、ディスクの材質 シリコンクロム鋼
（ＪＩＳ ＳＷＯＳＣ、浸炭材）、ディスクの直径 １
３５mm、ディスクの回転速度２５ｍ／sec 、試験片の押
圧力 ２００kgｆ、潤滑油供給量 ５ｃｃ／min 、摺動
距離 １８km。摩耗量として試験片の厚さ減少量を測定
した。
【００４３】表９は各種Ａｌ合金の組成を示し、また表
１０は各種試験結果を示す。
１０は各種試験結果を示す。
【００４４】
【表９】
【００４５】
【表１０】 表１０から明らかなように、Ａｌ合金の例２〜５、８〜
１１は、優れた耐熱強度および靱延性を有すると共に高
温下において優れた疲労強度を有し、その上耐摩耗性も
優秀である。例６，１２は試験片の摩耗量は少ないが、
高温下における疲労強度が低い。
１１は、優れた耐熱強度および靱延性を有すると共に高
温下において優れた疲労強度を有し、その上耐摩耗性も
優秀である。例６，１２は試験片の摩耗量は少ないが、
高温下における疲労強度が低い。
【００４６】このことから、Ａｌ2 Ｏ3 粒子の体積分率
Ｖｆは０．５％≦Ｖｆ≦１０％に設定される。なお、Ａ
ｌ2 Ｏ3 粒子を含まないＡｌ90Ｆｅ6 Ｔｉ1 Ｓｉ2 Ｍｇ
1 合金の摩耗量は１８μｍであった。
Ｖｆは０．５％≦Ｖｆ≦１０％に設定される。なお、Ａ
ｌ2 Ｏ3 粒子を含まないＡｌ90Ｆｅ6 Ｔｉ1 Ｓｉ2 Ｍｇ
1 合金の摩耗量は１８μｍであった。
【００４７】〔Ｂ〕 Ａｌ2 Ｏ3 粒子の平均粒径Ｄ3 を
設定すべく、前記と同様の方法で各種Ａｌ合金を製造し
た。そして各種Ａｌ合金より各種試験片を作製し、それ
ら試験片を用いて前記同様の各種試験を行った。
設定すべく、前記と同様の方法で各種Ａｌ合金を製造し
た。そして各種Ａｌ合金より各種試験片を作製し、それ
ら試験片を用いて前記同様の各種試験を行った。
【００４８】表１１は各種Ａｌ合金の組成を示し、また
表１２は各種試験結果を示す。
表１２は各種試験結果を示す。
【００４９】
【表１１】
【００５０】
【表１２】 表１２から明らかなように、Ａｌ合金の例２〜５は、優
れた耐熱強度および靱延性を有すると共に高温下におい
て優れた疲労強度を有し、その上耐摩耗性も優秀であ
り、また相手部材であるディスクの摩耗量も少ない。
れた耐熱強度および靱延性を有すると共に高温下におい
て優れた疲労強度を有し、その上耐摩耗性も優秀であ
り、また相手部材であるディスクの摩耗量も少ない。
【００５１】このことから、Ａｌ2 Ｏ3 粒子の平均粒径
Ｄ3 は１．５μｍ≦Ｄ3 ≦１０μｍに設定される。 〔応用例１〕この応用例ではエンジン用コンロッドの製
造について述べる。
Ｄ3 は１．５μｍ≦Ｄ3 ≦１０μｍに設定される。 〔応用例１〕この応用例ではエンジン用コンロッドの製
造について述べる。
【００５２】実施例１における表１の例３と同一組成
（Ａｌ91.4Ｆｅ5.6 Ｔｉ1 Ｓｉ2 、実施例）の粉末、実
施例２における表６の例９と同一組成（Ａｌ89.5Ｆｅ6
Ｔｉ1Ｓｉ2 Ｍｇ1.5 、実施例）の粉末、および実施例
１における表３の例１９と同一組成（Ａｌ91.9Ｆｅ5.5
Ｔｉ0.6 Ｓｉ2 、比較例）の粉末を選定した。 （ａ） 各粉末を金型のキャビティに充填した。 （ｂ） 各粉末に、室温下、成形圧力５０００kgｆ／cm
2 の条件で圧縮成形加工を施して、図１に示すようにコ
ンロッドの形状に近似する形状を有する粉末プレフォー
ム１を成形した。
（Ａｌ91.4Ｆｅ5.6 Ｔｉ1 Ｓｉ2 、実施例）の粉末、実
施例２における表６の例９と同一組成（Ａｌ89.5Ｆｅ6
Ｔｉ1Ｓｉ2 Ｍｇ1.5 、実施例）の粉末、および実施例
１における表３の例１９と同一組成（Ａｌ91.9Ｆｅ5.5
Ｔｉ0.6 Ｓｉ2 、比較例）の粉末を選定した。 （ａ） 各粉末を金型のキャビティに充填した。 （ｂ） 各粉末に、室温下、成形圧力５０００kgｆ／cm
2 の条件で圧縮成形加工を施して、図１に示すようにコ
ンロッドの形状に近似する形状を有する粉末プレフォー
ム１を成形した。
【００５３】この粉末プレフォーム１において、大端部
に対応する部分２にはクランクピン孔３が形成されてい
るが、小端部に対応する部分４にはピストンピン孔は形
成されていない。 （ｃ） 各粉末プレフォーム１を高周波加熱により約４
分間で５５０℃まで昇温し、次いでその粉末プレフォー
ム１に、金型温度２００℃、鍛造圧力６０００kgｆ／cm
2 の条件で粉末鍛造加工を施し、コンロッドと略同形の
鍛造部材を得た。 （ｄ） 各鍛造部材に、その大端部に対応する部分２を
二分割する切断加工を含む所定の機械加工等を施して図
２に示すコンロッド５を得た。このコンロッド５は、ク
ランクピン孔３の半部およびピストンピン孔６を有する
コンロッド本体７と、大端部に対応する部分２の半体よ
り形成されてクランクピン孔３の半部を持つキャップ１
０とを備え、そのキャップ１０はコンロッド本体７に２
本のボルト８および２個のワッシャ９を用いて固着され
る。ボルト８およびワッシャ９を含むコンロッド５の全
重量は約３２０ｇであった。
に対応する部分２にはクランクピン孔３が形成されてい
るが、小端部に対応する部分４にはピストンピン孔は形
成されていない。 （ｃ） 各粉末プレフォーム１を高周波加熱により約４
分間で５５０℃まで昇温し、次いでその粉末プレフォー
ム１に、金型温度２００℃、鍛造圧力６０００kgｆ／cm
2 の条件で粉末鍛造加工を施し、コンロッドと略同形の
鍛造部材を得た。 （ｄ） 各鍛造部材に、その大端部に対応する部分２を
二分割する切断加工を含む所定の機械加工等を施して図
２に示すコンロッド５を得た。このコンロッド５は、ク
ランクピン孔３の半部およびピストンピン孔６を有する
コンロッド本体７と、大端部に対応する部分２の半体よ
り形成されてクランクピン孔３の半部を持つキャップ１
０とを備え、そのキャップ１０はコンロッド本体７に２
本のボルト８および２個のワッシャ９を用いて固着され
る。ボルト８およびワッシャ９を含むコンロッド５の全
重量は約３２０ｇであった。
【００５４】次に、各コンロッド５について、単体疲労
試験を行った。この試験は、図２に示すように、コンロ
ッド５のピストンピン孔６およびクランクピン孔３にそ
れぞれロッド１１，１２を貫通させ、各ロッド１１，１
２の両端部を油圧式疲労試験機に支持させて、コンロッ
ド５にその温度１５０℃、Ｒ＝０．１にて繰返し引張り
荷重を加えることによって行われた。この単体疲労試験
において、実用コンロッドには、１０7 回耐久荷重が３
５００kgｆであることが要求される。
試験を行った。この試験は、図２に示すように、コンロ
ッド５のピストンピン孔６およびクランクピン孔３にそ
れぞれロッド１１，１２を貫通させ、各ロッド１１，１
２の両端部を油圧式疲労試験機に支持させて、コンロッ
ド５にその温度１５０℃、Ｒ＝０．１にて繰返し引張り
荷重を加えることによって行われた。この単体疲労試験
において、実用コンロッドには、１０7 回耐久荷重が３
５００kgｆであることが要求される。
【００５５】表１３は単体疲労試験結果を示す。
【００５６】
【表１３】 表１３から明らかなように、実施例に係る表１の例３お
よび表６の例９を構成材料とするコンロッドの例１，２
は実用コンロッドに要求される特性を充足しているが、
比較例に係る表３の例１９を構成材料とするコンロッド
の例３は前記特性を備えていない。
よび表６の例９を構成材料とするコンロッドの例１，２
は実用コンロッドに要求される特性を充足しているが、
比較例に係る表３の例１９を構成材料とするコンロッド
の例３は前記特性を備えていない。
【００５７】このことから、表１の例３、表６の例９等
はコンロッド用構成材料として好適であることが判る。 〔応用例２〕この応用例ではエンジン用バルブスプリン
グリテーナの製造について述べる。
はコンロッド用構成材料として好適であることが判る。 〔応用例２〕この応用例ではエンジン用バルブスプリン
グリテーナの製造について述べる。
【００５８】実施例３における表９の例９、即ち、マト
リックスの組成がＡｌ90Ｆｅ6 Ｔｉ 1 Ｓｉ2 Ｍｇ1 であ
り、Ａｌ2 Ｏ3 粒子の平均粒径Ｄ3 ＝３．５μｍ、その
体積分率Ｖｆ＝３％のものと、実施例２における表６の
例８、即ち、組成がＡｌ90Ｆｅ6 Ｔｉ1 Ｓｉ2 Ｍｇ1 で
あるものを選定した。
リックスの組成がＡｌ90Ｆｅ6 Ｔｉ 1 Ｓｉ2 Ｍｇ1 であ
り、Ａｌ2 Ｏ3 粒子の平均粒径Ｄ3 ＝３．５μｍ、その
体積分率Ｖｆ＝３％のものと、実施例２における表６の
例８、即ち、組成がＡｌ90Ｆｅ6 Ｔｉ1 Ｓｉ2 Ｍｇ1 で
あるものを選定した。
【００５９】例９，８にそれぞれ機械加工を施して図３
に示すバルブスプリングリテーナ１３を製作した。
に示すバルブスプリングリテーナ１３を製作した。
【００６０】各バルブスプリングリテーナ１３をエンジ
ンに組込んで、油温 １２０℃、エンジン回転数 ７０
００rpm 、エンジン運転時間 １５時間の条件で耐久試
験を行った。その後、各バルブスプリングリテーナ１３
におけるバルブスプリング当接部１４の摩耗量を測定し
たところ、表１４の結果を得た。摩耗量は、バルブスプ
リング当接部１４の厚さｔの減少量として示されてい
る。
ンに組込んで、油温 １２０℃、エンジン回転数 ７０
００rpm 、エンジン運転時間 １５時間の条件で耐久試
験を行った。その後、各バルブスプリングリテーナ１３
におけるバルブスプリング当接部１４の摩耗量を測定し
たところ、表１４の結果を得た。摩耗量は、バルブスプ
リング当接部１４の厚さｔの減少量として示されてい
る。
【００６１】
【表１４】 表１４から明らかなようにバルブスプリングリテーナの
例１は、Ａｌ2 Ｏ3 粒子を前記範囲内において含有する
ことから、例２に比べて優れた耐摩耗性を有する。この
ことから表９の例９等はバルブスプリングリテーナ用構
成材料として好適であることが判る。
例１は、Ａｌ2 Ｏ3 粒子を前記範囲内において含有する
ことから、例２に比べて優れた耐摩耗性を有する。この
ことから表９の例９等はバルブスプリングリテーナ用構
成材料として好適であることが判る。
【００６２】
【発明の効果】本発明によれば、前記のように組成、ま
たは組成および金属組織を特定することによって、高温
下において優れた疲労強度を発揮することが可能なＡｌ
合金を提供することができる。
たは組成および金属組織を特定することによって、高温
下において優れた疲労強度を発揮することが可能なＡｌ
合金を提供することができる。
【図１】粉末プレフォームの平面図である。
【図２】コンロッドの平面図である。
【図３】バルブスプリングリテーナの正面図である。
１ 粉末プレフォーム ７ コンロッド １３ バルブスプリングリテーナ
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 本間 健介 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式会 社本田技術研究所内
Claims (7)
- 【請求項１】 合金元素としてＦｅ、ＴｉおよびＳｉを
含有し、残部がＡｌよりなるＡｌ合金であって、Ｆｅ、
ＴｉおよびＳｉの含有量がそれぞれ ４原子％≦Ｆｅ≦６．８原子％、 ０．５原子％≦Ｔｉ≦１．２原子％、 １．５原子％≦Ｓｉ≦２．５原子％であり、Ｆｅ含有量
とＴｉ含有量との間に５．６≦Ｆｅ／Ｔｉ≦８の関係が
成立することを特徴とする高疲労強度Ａｌ合金。 - 【請求項２】 合金元素としてＦｅ、ＴｉおよびＳｉを
含有し、残部がＡｌよりなるＡｌ合金であって、Ｆｅ、
ＴｉおよびＳｉの含有量がそれぞれ ４原子％≦Ｆｅ≦６．８原子％、 ０．５原子％≦Ｔｉ≦１．２原子％、 １．５原子％≦Ｓｉ≦２．５原子％であり、Ｆｅ含有量
とＴｉ含有量との間に５．６≦Ｆｅ／Ｔｉ≦８の関係が
成立し、またマトリックスを構成するＡｌ結晶粒の平均
粒径Ｄ1 がＤ1 ≦１μｍであり、さらに金属間化合物の
平均粒径Ｄ2 がＤ2 ≦０．５μｍであることを特徴とす
る高疲労強度Ａｌ合金。 - 【請求項３】 合金元素としてＦｅ、Ｔｉ、Ｓｉおよび
Ｍｇを含有し、残部がＡｌよりなるＡｌ合金であって、
Ｆｅ、Ｔｉ、ＳｉおよびＭｇの含有量がそれぞれ ４原子％≦Ｆｅ≦６．８原子％、 ０．５原子％≦Ｔｉ≦１．２原子％、 １．５原子％≦Ｓｉ≦２．５原子％、 ０．１原子％≦Ｍｇ≦２．５原子％であり、Ｆｅ含有量
とＴｉ含有量との間に５．６≦Ｆｅ／Ｔｉ≦８の関係が
成立することを特徴とする高疲労強度Ａｌ合金。 - 【請求項４】 合金元素としてＦｅ、Ｔｉ、Ｓｉおよび
Ｍｇを含有し、残部がＡｌよりなるＡｌ合金であって、
Ｆｅ、Ｔｉ、ＳｉおよびＭｇの含有量がそれぞれ ４原子％≦Ｆｅ≦６．８原子％、 ０．５原子％≦Ｔｉ≦１．２原子％、 １．５原子％≦Ｓｉ≦２．５原子％ ０．１原子％≦Ｍｇ≦２．５原子％であり、Ｆｅ含有量
とＴｉ含有量との間に５．６≦Ｆｅ／Ｔｉ≦８の関係が
成立し、またマトリックスを構成するＡｌ結晶粒の平均
粒径Ｄ1 がＤ1 ≦１μｍであり、さらに金属間化合物の
平均粒径Ｄ2 がＤ2 ≦０．５μｍであることを特徴とす
る高疲労強度Ａｌ合金。 - 【請求項５】 エンジン用コンロッドの構成材料であ
る、請求項１，２，３または４記載の高疲労強度Ａｌ合
金。 - 【請求項６】 平均粒径Ｄ3 が１．５μｍ≦Ｄ3 ≦１０
μｍのセラミック粒子を含有し、そのセラミック粒子の
体積分率Ｖｆが０．５％≦Ｖｆ≦１０％である、請求項
１，２，３または４記載の高疲労強度Ａｌ合金。 - 【請求項７】 エンジン用バルブスプリングリテーナの
構成材料である、請求項６記載の高疲労強度Ａｌ合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27271094A JP3151590B2 (ja) | 1994-11-07 | 1994-11-07 | 高疲労強度Ａｌ合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27271094A JP3151590B2 (ja) | 1994-11-07 | 1994-11-07 | 高疲労強度Ａｌ合金 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP09855797A Division JP3605494B2 (ja) | 1997-04-16 | 1997-04-16 | 高疲労強度Ａｌ合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08134575A true JPH08134575A (ja) | 1996-05-28 |
| JP3151590B2 JP3151590B2 (ja) | 2001-04-03 |
Family
ID=17517712
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27271094A Expired - Fee Related JP3151590B2 (ja) | 1994-11-07 | 1994-11-07 | 高疲労強度Ａｌ合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3151590B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998010109A1 (fr) * | 1996-09-03 | 1998-03-12 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Alliage, alliage d'aluminium et element d'alliage d'aluminium ayant une excellente resistance a la fatigue thermique |
| US6126711A (en) * | 1998-05-29 | 2000-10-03 | Toyo Aluminium Kabushiki Kaisha | Raw material for powder metallurgy and manufacturing method thereof |
| US8419908B2 (en) | 2006-01-20 | 2013-04-16 | Toyo Tanso Co., Ltd. | Electrolytic apparatus for producing fluorine or nitrogen trifluoride |
-
1994
- 1994-11-07 JP JP27271094A patent/JP3151590B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998010109A1 (fr) * | 1996-09-03 | 1998-03-12 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Alliage, alliage d'aluminium et element d'alliage d'aluminium ayant une excellente resistance a la fatigue thermique |
| US6126711A (en) * | 1998-05-29 | 2000-10-03 | Toyo Aluminium Kabushiki Kaisha | Raw material for powder metallurgy and manufacturing method thereof |
| US8419908B2 (en) | 2006-01-20 | 2013-04-16 | Toyo Tanso Co., Ltd. | Electrolytic apparatus for producing fluorine or nitrogen trifluoride |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3151590B2 (ja) | 2001-04-03 |
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