JPS61243138A - 耐熱高強度Ａｌ焼結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】 り棗上立■ユ±１ 本発明は、耐熱性、熱間鍛造性および耐応力腐蝕割れ性
に優れたＡｌ焼結合金製の軽層な構造用部材（例、内燃
機関用ピストン、フンロッド等）の製造方法に圓するも
のである。

１釆１亘 近時、内燃機関用部品材料として、運動部品の軽量化を
計るべく、軽合金材料、特にアルミニウム合金が広く使
用されている。就中、粉末冶金法により、大きな自由度
をもっ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アルミニウム合金製ｔＩ関構成部品
は、ｍ関性能の向上に大きく貢献している。

本出願人は、先に、特願昭５９−１６６９７９号におい
て、耐熱性、耐摩耗性、耐熱性およびヤング率の向上を
計った粉末冶金用アルミニウム合金を提案した。

し　　　　と しかるに、２．０≦Ｆｅ≦１０．０重量％の範囲の鉄を
含む該アルミニウム合金につき、その後種々検討を加え
た結果、特にＦｅ≧６重量％の範囲で鍛造用素材（予備
成形品）の熱間鍛造加工性、および最終成形品の耐応力
腐蝕割れ特性を改善する必要のあることが判明した。

すなわち、前記鍛造用素材（Ｆｅ≧６重量％）は、これ
を高速熱間鍛造加工（加工速度＝７５＃ＩＩＩＩ／ｓｅ
ｃ　）で成形すると、割れ等の欠陥が生じ易く、この不
具合を解消するには、加工速度の低減化、金型温度の高
温化等の鍛造方案上の諸対策を講じなければならず、通
産性が損なわれ、部品製造費が高価になる。

また、連接棒におけるビン・ボス部（小端部）、あるい
はベアリング・キャップ締結部（大端部）の様に常時応
力が生ずる箇所に応力腐蝕割れ（ＪＩＳ応力腐蝕割れ試
験による）を生ずるおそれがあり、近年における機関の
高速化に伴なって機関構成部品の耐久性低下要因となる
。

るための　　　よ 本発明の目的は、高速熱間鍛造によって鍛造用素材の加
工を行うことが可能で、応力腐蝕割れが生じ難い、耐熱
高強度Ａｊ焼結合金製構造用部材を得る点にある。

本製法における構造用部材についてのＡｌ焼結合金材と
しては、ＳＬ、Ｃｕ、ＭＯ，Ｆｅ、Ｍｎを、それぞれ、
８．０≦ＳＬ≦３０．Ｏ重量％、０，８≦Ｃｕ＜７．５
重量％、０．３≦ＭＣＩ≦　３．５重量％。

２．０≦Ｆｅ≦１０．　Ｏｉ　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Ａｌｌよりなるもの、あるいは、Ｓ　ｊｗ　、　
ＣＩＪ。

ＭＣ）、ｌ”ｅ、Ｍｎの他に、Ｚｎ、ＬＬ、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≦ＳＬ≦３０，０重量％、０，８≦Ｃｕ≦７．５重
量％、０．３≦Ｍｇ≦３．５重最％、２．０≦１”ｅ≦
１０，０重量％、０．５≦Ｍｎ≦　５．０ｆｆｉｔａ％
。

０．５≦Ｚｎ≦１０．０重量％、１．０≦１２≦　５．
０重ω％、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よりなるものを挙
げることができる。

そして、本発明は、前記Ａｌ焼結合金製構造用部材の製
造方法であって、前記組成のＡｆＪ合金溶瀉温合冷却速
度１０ｓ℃／秒以上で急冷凝固させて粉末を得る粉末製
造工程と、該合金粉末を、温度３５０℃以下、成形圧力
１．５〜５．０ｔＯｎ／ｃｊにて圧粉成形し、密度比７
０％以上の押出し用素材を得る圧粉工程と、該押出し用
素材を、温度３００〜４００℃で熱間押出しを行い、鍛
造用素材を得る押出し工程と、該鍛造用素材を、温度１
５０℃以上に予備加熱された金型を用いて、温度３００
〜４９５℃で鍛造成形した後冷却させる鍛造工程とによ
って実施される。

Ａｌｌ中にＦｅおよびＳＬを添加すると、高温強度、ヤ
ング率の向Ｆを企図し得るが、針状のＡｌ）ｓ　Ｆｅ、
Ａｊｌ　１２Ｆｅｓ　ＳＬ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Ｍａを添加するこ
とによりへρマトリックスの熱処理強化を計りつつＦｅ
ｆｌを減らし、かっ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って時効硬化現象を促進
させ、ＬＬを添加することによって合金密度の上昇を抑
え、ＣＯを添加することによりＦｅｆｆ１の減少を補っ
て高温強度を改善することが可能である。

本発明で使用するＡｌ合金における、各元素の添加理由
は、下記の通りである。

（１）Ｆｅについて（２，０≦Ｆｅ≦１０．０１Ｊ１％
）：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、ｉｏ、ｏｌ１％を越えると、高速熱間
鍛造加工が事実上不可能である。

（２）ＳＬ（Ｃ’）＆’Ｔ（８，０≦ＳＬ≦３０．０Ｉ
ｆｆｉ％）：Ｓ＝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、ａ、ｏｉｍ％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、構造部材にクラックが生じ易い。

（３）Ｃｕについて（０，８≦Ｃｕ≦７．５重量％）：
Ｃｕは、熱処理によるＡｌマトリッ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）Ｍｃ）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！マトリッ
クスの強化に有効である。但し、０．３ｉｉ１％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ａ％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
、却っ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≦１０．０ｆｆ１１
％）：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、ＳＬ、Ｃｕ、Ｉｔｌ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、へρ合金
に含まれるＳＬは不純物として扱われるが、本発明の構
造用部材においては、その製造に当たり、粉末冶金法を
採用することによってＺｎとＳ＝とを積極的に共存させ
、初晶Ｓ、Ｌ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って、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）ＬＬについて（１，０≦ＬＬ≦５．０重量％）：
ＬＬ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、その抑制効果はり、Ｌの添加■の増加に応じ
て向上する。また、ＬＬ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重間％を超え
ると、ＬＬ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。

（８）Ｇｏについて（０，５≦ＣＯ≦３．０重量％）二
〇〇は、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（、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、高温強度を向上さゼることが可能で
ある。但し、０．５虫歯％未満では、効果が少なく、３
．０＠量％を超えると、改善効果が、添加量の増加はど
には顕著ではなくなり、しかも、ＣＯは高価であること
から、３．０Ｃｍ％以下に制限される。

次に、本発明で用いるＡｌ１合金の好ましい組成例を、
下記に示す。

■１４≦ＳＬ≦１８重伍％、２．０≦Ｃｕ≦　５，０重
量％、０．３≦Ｍａ≦１，５重量％、３．０≦ｌ”ｅ≦
５．０重量％、０．５≦Ｍｎ≦２．５ｍｍ％：この例で
は、Ｆｅを６重量％以上に押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
、ＭＯは、熱処理によるＡｌマトリックスの強度改善に
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≦Ｓ＝≦１８重量％、２．０≦ＣＬＪ≦　５．０
ｍ１％、０．３≦Ｍｇ≦　１．５重量％、３．０≦Ｆｅ
≦５．０重量％、０．５≦Ｍｎ≦２．５１ｆｉ１％、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≦８２≦１８重珊％、２．０≦Ｃｕ≦　５．０重
量％、　０゜３≦ＭＯ≦　１．５重量％、３．０≦ｌ”
ｅ≦　５．０重Ｍ％、０゜５≦Ｍｎ≦２．５重組％、２
．０≦１２≦４．０重量％： この組成範囲のＬＬは、ｌｅｅ添加に伴なう合金密度の
上昇を抑制することができる。

■１４≦ＳＬ≦１８重量％、２．０≦Ｃｕ≦　５，０重
量％、０．３≦ＭＯ≦　１．５重湯％、３．Ｏ≦Ｆｅ≦
　５．０重量％、０．５≦Ｍｎ≦　２．５１ｆＡ％、２
．０≦ＺＬ≦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Ａｊ合金製構造用部材を得るには、下記の
工程に従って、これを得ることができる。

（１）粉末製造工程： 目標組成のＡｊ合金溶湯から、例えばアトマイズ法グ法
（ａｔｏｍｔｚｔｎｇ）により合金粉末を得る。その際
、溶湯の冷却速度が１０”Ｃ／秒未満であると、ＡＭ＊
　Ｆｅ、ＡＪ＊Ｆｅｓ　ＳＬ、Ａｊ！　會Ｆ８２Ｂｉｔ
等の金属間化合物が粗大析出して、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
’Ｃ／秒である。析出物の大きさが１０μｍを上回ると
疲労強度向上を期し雌く、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／ｃｉで成形を行い、密度比１０％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／ｃｉ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、通産性に欠け、５．０ｔ
ｏｎ／ｃｄ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
力によっ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って生産性が低下
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３００〜４００℃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、加工が困難になり、特
に材料中のｌ”ｅｉｌ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４００℃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、４００℃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： １５０℃以上に予備加熱した鍛造用金型を用いて、温度
３００〜４９５℃の範囲で鍛造加工を行った後、冷却す
る。金型温度が、１５０℃未満であると、押出し加工に
よって得た鍛造用素材を金型に装入した時、該素材の表
面温度が急激に低下し、鍛造加工の際に割れが生じ易く
、歩留りが低下する。但し、４５０℃を上回ると、金型
の潤滑が困難となり、その寿命が低下して量産性が損な
われる。

また、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。そして、鍛造加工後の冷
却は、空冷、水冷いずれでもよい。

１」Ｌｌ 第一段階二表１に示した組成の各Ａｌ合金粉末を冷却速
度１０４〜１０”Ｃ／秒にてアトマイズ法により製造し
く比較例ａ、ｂ、ｃ、本発明例１．Ｉ［・・・■）、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％、直径２
２５ａａ＋、長さ３００ｓ＋ｅｔ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、ゴム製チューブ内
に合金粉末を入れ、１．５〜３．０ｔｏｎ／ｃｄ！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／ｌｉ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３５０℃の均熱
炉内に設置して１０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を製造する。

この場合の押出し方法は、直接押出しくｍ方押出し）、
間接押出しく後方押出し）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
ばらつきが太き（なるので好ましくない。

第三段階：その後、各鍛造用素材を４６０〜４７０℃に
加熱し、クランクプレスを用いて加工速度７５ｍ１秒の
高速熱間鍛造加工を施した。

この様にして得られた各鍛造成形品につき溶体化時効処
理（Ｔ６処理）を施し、平行部径３ｍφ平行部長さ２５
ａｍの引張り試験片を切出し、２００℃で４８時間保持
後、同温度で引張り試験を行った。

また、ＪＩＳ　１（８７１１に従い溶体化処理（Ｔ６処
理）後の鍛造成形品より、長さ８０ｍ１幅１０Ｍ１、厚
さ２厘の板状試験片を切出し、負荷応力をσ、、、ＸＯ
１９表　　１ 、　　（ただし、σａＲは、各合金ａ−Ｃ９工〜■の０
．２％耐力値である）として、液温３０℃、濃度３．５
％のＮａＣｊ水溶液中で２８日間放置した後、割れ発生
の有無を確認した。試験結果は、表２に示す通りである
。但し、サンプルａ、ＶＩについては、密度を測定し、
その結果を示している。

表　　２ 表２から明らかな様に、本発明例は全て、応力腐蝕割れ
が生じておらず、しかも２００℃における引張り強度が
優れている。それに対し、Ｍｎを含有しない比較例ａ、
ｂは、応力腐蝕割れが生じ、比較例Ｃについては、Ｍｎ
を含有しないが、Ｆｅ含有量が０．３重通％であるため
応力腐蝕割れが生ぜず、Ｆｅ含有量の不足により、２０
０℃における引張り強度が劣っている。

１鮭匹羞碧 以上の説明から明らかな様に、本発明で使用する如きＡ
ｌ合金では、Ｆｅを添加して高温強度を向上させる一方
、Ｃｕ、ＭＯを添加することによりＡｌマトリックスの
熱処理強化を計りつつＦ６Ｇ量を可及的に抑制するとと
もに、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ことにより、＾速熱間＠造加
工を実施することができ、耐熱性、耐久性良好なる高強
度構造用部材を得ることができる。

また、本発明で使用する如きＡｌ合金は、高強度材であ
って、鋳造素材の熱間加工によって成形を行う通常の成
形法では、加工困難であるところ、所定冷却速度で粉末
を製造して、これを密痕比７０％以上に圧粉成形し、温
度３００〜４００℃にて押出し加工を行った後、温度３
００〜４９５℃で鍛造加工を行うことにより、健全なる
耐熱高強度Ａｌ焼結合金製構造用部材を得ることができ
る。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ａｌ合金溶湯を、冷却速度１０＾３℃／秒以上で急冷凝
   固させて粉末を得る粉末製造工程と、 該Ａｌ合金粉末を、温度３５０℃以下、成形圧力１．５
   〜５．０ｔｏｎ／ｃｍ＾２にて圧粉成形し、密度比７０
   ％以上の押出し用素材を得る圧粉工程と、 該押出し用素材を、温度３００〜４００℃で熱間押出し
   を行い、鍛造用素材を得る押出し工程と、該鍛造用素材
   を、温度１５０℃以上に予備加熱された金型を用いて、
   温度３００〜４９５℃で鍛造成形した後冷却させる鍛造
   工程とよりなる耐熱高強度Ａｌ焼結合金製構造用部材の
   製造方法。