WO2005054529A1 - 耐熱・高靱性アルミニウム合金およびその製造方法ならびにエンジン部品 - Google Patents

耐熱・高靱性アルミニウム合金およびその製造方法ならびにエンジン部品 Download PDF

Info

Publication number
WO2005054529A1
WO2005054529A1 PCT/JP2004/017949 JP2004017949W WO2005054529A1 WO 2005054529 A1 WO2005054529 A1 WO 2005054529A1 JP 2004017949 W JP2004017949 W JP 2004017949W WO 2005054529 A1 WO2005054529 A1 WO 2005054529A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
less
aluminum alloy
heat
resistant
Prior art date
Application number
PCT/JP2004/017949
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Terukazu Tokuoka
Toshihiko Kaji
Hiroyuki Horimura
Tomoo Oka
Original Assignee
Sumitomo Electric Sintered Alloy, Ltd.
Honda Motor Co., Ltd.
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Sumitomo Electric Sintered Alloy, Ltd., Honda Motor Co., Ltd. filed Critical Sumitomo Electric Sintered Alloy, Ltd.
Priority to US10/581,553 priority Critical patent/US20070158003A1/en
Priority to EP04819899A priority patent/EP1690953B1/en
Priority to DE602004023872T priority patent/DE602004023872D1/de
Publication of WO2005054529A1 publication Critical patent/WO2005054529A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/0408—Light metal alloys
    • C22C1/0416—Aluminium-based alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B22F3/16—Both compacting and sintering in successive or repeated steps
    • B22F3/162—Machining, working after consolidation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/043—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with silicon as the next major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/20—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces by extruding
    • B22F2003/208—Warm or hot extruding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps

Definitions

  • the present invention relates to a heat-resistant and high-toughness aluminum alloy, a method for producing the same, and an engine component, and more particularly to a rapid solidification method that is most suitable as a material for an automobile engine component requiring heat resistance and toughness, particularly as a material for a piston. It relates to the heat resistant and high toughness aluminum alloy used.
  • Patent Document 1 discloses a heat-resistant rapidly solidified aluminum alloy based on A1 (aluminum) -Si (silicon) transition metal. This publication states that 10-30 mass% of Si, 11-5 mass% of Ti (titanium), 3-10 mass% of at least one of Fe (iron) and Ni (nickel), and 0% of Mg (magnesium). 0 5- 1. Contains Omass%, with the balance substantially producing A1 force, the average crystal grain size of Si is 2 m or less, and the average grain size of intermetallic compound phases other than Si is 1 ⁇ m or less An aluminum alloy is shown.
  • Patent Document 1 JP-A-11 293374
  • the aluminum alloy disclosed in the above publication has high heat resistance and high wear resistance, and is therefore used as a suitable material for engine parts and the like.
  • engine parts, especially pistons are required to have higher strength, higher toughness, lower specific gravity, lighter weight and higher durability.
  • higher strength, higher toughness, lower specific gravity, lighter weight and higher durability are required to have higher strength, higher toughness, lower specific gravity, lighter weight and higher durability.
  • an object of the present invention is to balance the strength and ductility from room temperature to about 300 ° C.
  • An object of the present invention is to provide a heat-resistant and high-toughness aluminum alloy, a method for producing the same, and an engine component, which have high fracture and fracture toughness.
  • the heat-resistant and high-toughness aluminum alloy of the present invention comprises 10 mass% to 16 mass% silicon, lmass% to 3 mass% iron, lmass% to 2 mass% nickel, titanium, zirconium (Zr), chromium ( A group strength consisting of Cr) and vanadium (V) is also selected.One or more of them are in a total amount of 0.5 mass% or more and 2 mass% or less, copper (Cu) is 0.6 mass% or more and 3 mass% or less, and magnesium is 0.2 mass% or more. Not more than 2 mass%, the balance being substantially aluminum power, obtained by densifying an aluminum alloy powder produced by gas atomization, and having an average crystal grain size force of silicon m or less. It is a feature.
  • titanium is contained in an amount of 0.5111 & 33% or more and 2% by mass or less.
  • the heat-resistant and high-toughness aluminum alloy is used.
  • -Pum alloy has a density of 2.8MgZm 3 or less.
  • the engine component of the present invention is manufactured by hot plastic working of any of the above heat-resistant 'high-toughness aluminum alloys.
  • the engine component is preferably a piston.
  • One of the heat-resistant and high-toughness aluminum alloy production methods of the present invention is as follows: silicon is 10 mass% to 16 mass%, iron is lmass% to 3 mass%, nickel is lmass% to 2 mass%, titanium and zirconium. , Containing at least 0.5 mass% or more and 2 mass% or less in total, and at least 0.6 mass% or more and 3 mass% or less of magnesium, and 0.2 mass% or more and 2 mass% or less of magnesium, A step of producing an aluminum alloy powder having a composition substantially consisting of an aluminum alloy by gas atomization, a step of cold-forming the aluminum alloy powder to obtain a preformed body, and a step of the preforming.
  • Another heat-resistant and high-toughness aluminum alloy manufacturing method of the present invention is as follows: silicon is 10 mass% to 16 mass%, iron is lmass% to 3 mass%, nickel is lmass% to 2 mass%, titanium, zirconium.
  • a step of producing an aluminum alloy powder having a composition substantially consisting of an aluminum alloy by gas atomization a step of forming the aluminum alloy powder in a cold state to obtain a preformed body, and a step of the preforming After heating the body to a temperature of 400 ° C or more and 510 ° C or less, maintaining it in that temperature range for 5 hours or less, and densifying the heated preformed body by hot plastic working And the dense body, A step of heating to a temperature below the heating temperature of the preformed body to perform hot plastic working, thereby making it possible to produce an aluminum alloy so that the average crystal grain size of silicon is 4 ⁇ m or less. It is a feature.
  • the step of hot plastic working the heated preformed body includes extruding at an extrusion ratio of 6 or more.
  • the inventors of the present application made aluminum alloy powder having a predetermined composition by gas atomization and then densified the aluminum alloy powder, thereby achieving a balance between strength and ductility from room temperature to about 300 ° C and high fracture toughness. It has been found that a heat-resistant, high-toughness aluminum alloy can be obtained. Such aluminum alloys are ideal for automotive engine components such as pistons.
  • silicon is important for improving heat resistance while maintaining low specific gravity.
  • the reason why the content of silicon is set to 10 mass% or more and 16 mass% or less is that if this content is less than 10 mass%, the strength at high temperatures becomes low, and if it exceeds 16 mass%, the elongation and impact value at high temperatures become low. It is.
  • Iron is important for improving heat resistance. The reason why the iron content is set to lmass% or more and 3 mass% or less is that if this content is less than lmass%, the strength at high temperatures decreases, and if it exceeds 3 mass%, the elongation and impact value at high temperatures decrease. That's why.
  • Nickel is important for improving heat resistance. The reason why the nickel content is set to lmas s% or more and 2 mass% or less is that if this content is less than lmass%, the strength at high temperatures decreases, and if it exceeds 2 mass%, the elongation at high temperatures, the elongation at room temperature, and the impact value Is low.
  • one or more of titanium, zirconium, chromium, and vanadium form an intermetallic compound with aluminum and serve as nuclei for crystal formation, thereby miniaturizing the structure and improving the strength.
  • the reason why the total content of at least one of titanium, zirconium, chromium, and vanadium is set to 0.5 mass% or more and 2 mass% or less is that when the content is less than 0.5 mass%, the strength at high temperature and the strength at room temperature are reduced. The elongation at high temperature, the elongation at room temperature, and the impact value are reduced when the content exceeds 2 mass%.
  • copper is important for improving strength by aging precipitation hardening in a temperature range from room temperature to around 200 ° C.
  • the reason why the content of copper is 0.6 mass% or more and 3 mass% or less is that if this content is less than 0.6 mass%, the strength at high temperature and the strength at room temperature are low, and if it exceeds 3 mass%, the impact value is exceeded. Is lower and the density is higher.
  • Magnesium (Mg) has the same effect as copper. Therefore, the reason why the magnesium content is set to 0.2 mass% or more and 2 mass% or less is that if this content is less than 0.2 mass%, the strength at room temperature is low, and if it exceeds 2 mass%, the impact value and the elongation at room temperature are reduced. Is low.
  • the engine component of the present invention is manufactured by hot plastic working of any of the above heat-resistant 'high-toughness aluminum alloys, it satisfies strength, toughness, low specific gravity, and is lightweight. Has excellent durability.
  • the strength at room temperature and the strength and ductility up to about 300 ° C are balanced, and the fracture toughness is high.
  • Aluminum alloy can be manufactured. Further, the reason why the dense body is heated at a temperature equal to or lower than the heating temperature of the preformed body and subjected to hot plastic working is to prevent a decrease in ductility.
  • the toughness can be improved by extruding at an extrusion ratio of 6 or more.
  • FIG. 1 is a flow chart showing a first example of a method for producing a heat-resistant and high-toughness aluminum alloy according to one embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a flowchart showing a second example of the method for producing a heat-resistant and high-toughness aluminum alloy according to one embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a front view showing a tensile test piece.
  • FIG. 4 is a front view (a), a cross-sectional view (b), and an enlarged view (c) of a notch portion of an impact test piece.
  • the heat-resistant and high-toughness aluminum alloy includes silicon having a mass of 10 mass% to 16 mass%, iron having a mass of 3 mass% or less, nickel having a mass of 2 mass% or less, titanium and zirconium. , And at least one of chromium and vanadium in a total amount of 0.5 mass% or more and 2 mass% or less, copper of 0.6 mass% or more and 3 mass% or less, and magnesium of 0.2 mass% or more and 2 mass% or less, with the balance being substantial It has a composition that also has aluminum power.
  • the heat-resistant and high-toughness aluminum alloy of the present embodiment is obtained by densifying an aluminum alloy powder produced by gas atomization, and has an average crystal grain size of silicon of 4 ⁇ m or less.
  • the heat-resistant and high-toughness aluminum alloy of the present embodiment preferably contains titanium in an amount of 0.5111 & 33% to 2 mass%.
  • the heat resistance of this embodiment The conductive aluminum alloy preferably has a density of 2.8 MgZm 3 or less.
  • a piston is manufactured by hot plastic working the heat-resistant and high-toughness aluminum alloy of the present embodiment.
  • FIG. 1 is a flow chart showing a first example of a method for producing a heat-resistant and high-toughness aluminum alloy according to one embodiment of the present invention.
  • a molten metal having a predetermined composition is prepared (step Sl).
  • the composition of this molten metal is 10 mass% or more and 16111 & 55% or less for silicon, lmass% or more and 3mass% or less for iron, lmass% or more and 2mass% or less for nickel, and at least one of titanium, zirconium, chromium, and vanadium.
  • the composition contains 5 mass% or more and 2 mass% or less, copper is 0.6 mass% or more and 3 mass% or less, magnesium is 0.2 mass% or more and 2 mass% or less, and the balance is substantially aluminum power. Further, it is preferable that titanium is contained at 0.5 mass% or more and 2 mass% or less!
  • the molten metal is air-atomized as gas atomization, and an aluminum-powder alloy powder is produced from the molten metal (step S2).
  • the aluminum alloy powder is subjected to compression molding in a cold state to produce a preform (Step S3).
  • the preformed body is heated to a temperature of 400 ° C. or more and 510 ° C. or less in an atmosphere furnace, the temperature is kept within the temperature range for 5 hours or less (step S4).
  • the heated preformed body is densified by hot plastic working to produce a dense body (step S5).
  • the hot plastic working of the preform is preferably, for example, an extrusion at an extrusion ratio of 6 or more.
  • the dense body After the dense body is cut or the like, it is heated to a temperature lower than the heating temperature of the preformed body (a temperature of 400 ° C. or more and 510 ° C. or less) and is subjected to hot plastic working (step S6).
  • a temperature lower than the heating temperature of the preformed body a temperature of 400 ° C. or more and 510 ° C. or less
  • the heat-resistant and high-toughness aluminum alloy of the present embodiment is manufactured so that the average crystal grain size force of silicon is not more than m.
  • step S7 Thereafter, it is cut into, for example, a shape as a test piece (step S7), and thereafter subjected to a material test (tensile test, Charpy impact test) described later (step S8).
  • a material test tensile test, Charpy impact test
  • FIG. 2 is a flowchart showing a second example of the method for producing a heat-resistant and high-toughness aluminum alloy according to one embodiment of the present invention.
  • this method is different from the method shown in FIG. In comparison, the same steps are performed from step SI to step S5.
  • step S5 the extruded material (densified body) densified by the extrusion method is cut (step Sl l).
  • the cut extruded material is heated (step S12), subjected to a plastic kneading (upsetting) (step S13), and subjected to a heat treatment (step S14).
  • Step S8 a material test (tensile test, Charpy impact test) described later. )
  • FIG. 3 is a front view showing the tensile test piece 1
  • FIGS. 4 (a), (b) and (c) are a front view, a cross-sectional view and an enlarged view of the notch portion 2a of the impact test piece 2.
  • melts having the respective compositions shown in Table 3 below were prepared, and tensile test pieces and impact test pieces were prepared according to the flow shown in FIG.
  • the shapes of the tensile test piece and the impact test piece were as shown in FIGS. 3 and 4.
  • melts having the respective compositions shown in Table 5 below were prepared, and tensile test pieces and impact test pieces were prepared according to the flow shown in FIG.
  • the shapes of the tensile test piece and the impact test piece were as shown in FIGS. 3 and 4.
  • Table 6 shows the results. Table 6 also shows that the solidification temperature of the preform at the time of production of the test piece, the holding time after heating of the preform, the extrusion ratio of the heated preform, the solution temperature, It also shows the artificial aging temperature.
  • Example No. 4 The material of Inventive Example No. 4 produced in Example 1 was subjected to hot plastic deformation according to the flow chart of Fig. 2. Test pieces having the shapes shown in Figs. 3 and 4 were cut out from the material, and the material properties were evaluated. Tables 7 and 8 show the manufacturing conditions and evaluation results.
  • the heat-resistant and high-toughness aluminum alloy of the present invention is advantageously applied as a material for automobile engine parts requiring heat resistance and toughness, particularly as a material for pistons.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
  • Extrusion Of Metal (AREA)
  • Forging (AREA)

Abstract

　室温から３００°C程度までの強度と延性とのバランスが取れ、破壊靭性も高い、耐熱・高靭性アルミニウム合金およびその製造方法ならびにエンジン部品を提供する。 　本発明の耐熱・高靭性アルミニウム合金は、シリコンを１０～１６ｍａｓｓ％、鉄を１～３ｍａｓｓ％、ニッケルを１～２ｍａｓｓ％、チタン、ジルコニウム、クロムおよびバナジウムの１種以上を総量で０．５～３ｍａｓｓ％、銅を０．６～３ｍａｓｓ％、マグネシウムを０．２～２ｍａｓｓ％含有し、残部が実質的にアルミニウムからなる組成を有し、かつガスアトマイズにより作製するアルミニウム合金粉末を緻密化して得られ、かつシリコンの平均結晶粒径が４μｍ以下である。

Description

明 細 書
耐熱'高靭性アルミニウム合金およびその製造方法ならびにエンジン部
PP
技術分野
[0001] 本発明は、耐熱 ·高靭性アルミニウム合金およびその製造方法ならびにエンジン部 品に関し、特に、耐熱性と靭性を要求される自動車エンジン部品用、特にピストン用 材料として最適な、急冷凝固法を用いた耐熱 ·高靭性アルミニウム合金に関するもの である。
背景技術
[0002] A1 (アルミニウム) -Si (シリコン) 遷移金属系の耐熱性急冷凝固アルミニウム合金 を開示するものには、たとえば特開平 11— 293374号公報 (特許文献 1参考）がある 。この公報には、 Siを 10— 30mass%、 Ti (チタン）を 1一 5mass%、 Fe (鉄）および N i (ニッケル）の少なくともいずれかを総量で 3— 10mass%、 Mg (マグネシウム）を 0. 0 5- 1. Omass%含有し、残部が実質的に A1力もなり、 Siの平均結晶粒径が 2 m以 下であり、 Si以外の金属間化合物相の平均粒径が 1 μ m以下のアルミニウム合金が 示されている。
[0003] またこの公報には、上記のアルミニウム合金を、用途としてたとえばエンジン部品に 用いることが開示されて！、る。
特許文献 1：特開平 11 293374号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0004] 上記公報に開示されたアルミニウム合金においては、高耐熱性および高耐摩耗性 といった特性を有するために、エンジン部品等の好適材料として使用されている。とこ ろで、レース等でエンジンの更なる高負荷運転が要求される場合において、エンジン 部品、特にピストンにはより高強度、高靭性、低比重でありながらより軽量でかつ高耐 久性が要求されるため、それらの要求を満たす材料の需要が高まっている。
[0005] それゆえ、本発明の目的は、室温から 300°C程度までの強度と延性とのバランスが 取れ、破壊靭性も高い、耐熱 ·高靭性アルミニウム合金およびその製造方法ならびに エンジン部品を提供することである。
課題を解決するための手段
[0006] 本発明の耐熱.高靭性アルミニウム合金は、シリコンを 10mass%以上 16mass% 以下、鉄を lmass%以上 3mass%以下、ニッケルを lmass%以上 2mass%以下、 チタン、ジルコニウム（Zr)、クロム（Cr)およびバナジウム (V)よりなる群力も選ばれる 1種以上を総量で 0. 5mass%以上 2mass%以下、銅（Cu)を 0. 6mass%以上 3ma ss%以下、マグネシウムを 0. 2mass%以上 2mass%以下含有し、残部が実質的に アルミニウム力もなる組成を有し、かつガスアトマイズにより作製されたアルミニウム合 金粉末を緻密化して得られ、かつシリコンの平均結晶粒径力 m以下であることを 特徴とするものである。
[0007] 上記の耐熱'高靭性アルミニウム合金において好ましくは、チタンが 0. 5111&33%以 上 2mass%以下で含有されて!、る。
[0008] 上記の耐熱 ·高靭性アルミニウム合金にぉ 、て好ましくは、当該耐熱 ·高靭性アルミ
-ゥム合金は 2. 8MgZm3以下の密度を有している。
[0009] 本発明のエンジン部品は、上記のいずれかの耐熱'高靭性アルミニウム合金を熱 間塑性加工して製造されたものである。
[0010] 上記のエンジン部品は、好ましくはピストンである。
[0011] 本発明の一の耐熱.高靭性アルミニウム合金の製造方法は、シリコンを 10mass% 以上 16mass%以下、鉄を lmass%以上 3mass%以下、ニッケルを lmass%以上 2 mass%以下、チタン、ジルコニウム、クロムおよびバナジウムよりなる群力も選ばれる 1種以上を総量で 0. 5mass%以上 2mass%以下、銅を 0. 6mass%以上 3mass% 以下、マグネシウムを 0. 2mass%以上 2mass%以下で含有し、残部が実質的にァ ルミ-ゥム力 なる組成のアルミニウム合金粉末をガスアトマイズにより作製する工程 と、そのアルミニウム合金粉末を冷間にて成形加工して予備成形体を得る工程と、そ の予備成形体を 400°C以上 510°C以下の温度に昇温後、 5時間以下の時間、その 温度範囲に保持する工程と、その加熱した予備成形体を熱間塑性加工により緻密化 して緻密体を得る工程とを備えており、これによりシリコンの平均結晶粒径力 m以 下となるようにアルミニウム合金を製造することを特徴とするものである。
[0012] 本発明の他の耐熱.高靭性アルミニウム合金の製造方法は、シリコンを 10mass% 以上 16mass%以下、鉄を lmass%以上 3mass%以下、ニッケルを lmass%以上 2 mass%以下、チタン、ジルコニウム、クロムおよびバナジウムよりなる群力も選ばれる 1種以上を総量で 0. 5mass%以上 2mass%以下、銅を 0. 6mass%以上 3mass% 以下、マグネシウムを 0. 2mass%以上 2mass%以下で含有し、残部が実質的にァ ルミ-ゥム力 なる組成のアルミニウム合金粉末をガスアトマイズにより作製する工程 と、そのアルミニウム合金粉末を冷間にて成形加工して予備成形体を得る工程と、そ の予備成形体を 400°C以上 510°C以下の温度に昇温後、 5時間以下の時間、その 温度範囲に保持する工程と、その加熱した予備成形体を熱間塑性加工により緻密化 して緻密体を得る工程と、その緻密体を、上記予備成形体の加熱温度以下の温度に 加熱して熱間塑性加工する工程とを備えており、これによりシリコンの平均結晶粒径 が 4 μ m以下となるようにアルミニウム合金を製造することを特徴とするものである。
[0013] 上記の耐熱 ·高靭性アルミニウム合金の製造方法にぉ 、て好ましくは、加熱した予 備成形体を熱間塑性加工する工程は、押出比 6以上で押出加工することを含んでい る。
発明の効果
[0014] 本願発明者らは、所定の組成のアルミニウム合金粉末をガスアトマイズにより作製し た後に緻密化することにより、室温から 300°C程度までの強度と延性とのバランスが 取れ、破壊靭性も高い、耐熱'高靭性アルミニウム合金が得られることを見出した。こ のようなアルミニウム合金はピストンなどの自動車エンジン部品に最適である。
[0015] 本発明の耐熱'高靭性アルミニウム合金において、シリコンは低比重を保ったまま 耐熱性を向上させるために重要である。シリコンの含有量を 10mass%以上 16mass %以下としたのは、この含有量が 10mass%未満では高温での強度が低くなり、 16m ass%を超えると高温での伸びと衝撃値とが低くなるためである。
[0016] また、鉄は耐熱性を向上させるために重要である。鉄の含有量を lmass%以上 3m ass%以下としたのは、この含有量が lmass%未満では高温での強度が低くなり、 3 mass%を超えると高温での伸びと衝撃値とが低くなるためである。 [0017] また、ニッケルは耐熱性を向上させるために重要である。ニッケルの含有量を lmas s%以上 2mass%以下としたのは、この含有量が lmass%未満では高温での強度が 低くなり、 2mass%を超えると高温での伸びと室温での伸びと衝撃値とが低くなるた めである。
[0018] また、チタン、ジルコニウム、クロムおよびバナジウムの 1種以上は、アルミニウムと金 属間化合物を形成し、結晶生成の核となることにより、組織の微細化を図り、かつ強 度を向上させるために重要である。チタン、ジルコニウム、クロムおよびバナジウムの 1 種以上の総含有量を 0. 5mass%以上 2mass%以下としたのは、この含有量が 0. 5 mass%未満では高温での強度と室温での強度とが低くなり、 2mass%を超えると高 温での伸びと室温での伸びと衝撃値とが低くなるためである。
[0019] また、銅は、室温から 200°C付近の温度領域にて、時効析出硬化により強度を向上 させるために重要である。銅の含有量を 0. 6mass%以上 3mass%以下としたのは、 この含有量が 0. 6mass%未満では高温での強度と室温での強度とが低くなり、 3ma ss%を超えると衝撃値が低くなり密度が高くなるためである。
[0020] また、マグネシウム（Mg)は、銅と同様の効果を有する。よって、マグネシウムの含有 量を 0. 2mass%以上 2mass%以下としたのは、この含有量が 0. 2mass%未満では 室温での強度が低くなり、 2mass%を超えると衝撃値と室温での伸びとが低くなるた めである。
[0021] 上記の耐熱 ·高靭性アルミニウム合金において比重の小さいチタンが 0. 5mass% 以上 2mass%以下で含有されていることにより、アルミニウム合金の比重を小さくする ことができ、アルミニウム合金の特性をさらに向上させることができる。
[0022] 上記の耐熱 ·高靭性アルミニウム合金において密度を 2. 8MgZm3以下とすること により、低比重化を図ることができ、部品の軽量ィ匕を図ることができる。
[0023] 本発明のエンジン部品は、上記のいずれかの耐熱'高靭性アルミニウム合金を熱 間塑性加工して製造されたものであるため、強度、靭性、低比重を満たし、かつ軽量 ィ匕、耐久性に優れている。
[0024] 本発明の一および他の耐熱 ·高靭性アルミニウム合金の製造方法によれば、室温 力も 300°C程度までの強度と延性とのバランスが取れ、破壊靭性も高い、耐熱'高靭 性アルミニウム合金を製造することができる。また、緻密体を予備成形体の加熱温度 以下の温度にて加熱して熱間塑性加工するのは、延性の低下を防止するためである
[0025] 上記の耐熱 ·高靭性アルミニウム合金の製造方法において、押出比 6以上で押出 加工することにより、靭性を向上させることができる。
図面の簡単な説明
[0026] [図 1]本発明の一実施の形態における耐熱.高靭性アルミニウム合金の製造方法の 第 1の例を示すフロー図である。
[図 2]本発明の一実施の形態における耐熱 ·高靭性アルミニウム合金の製造方法の 第 2の例を示すフロー図である。
[図 3]引張り試験片を示す正面図である。
[図 4]衝撃試験片の正面図 (a)、断面図 (b)およびノッチ部の拡大図 (c)である。 符号の説明
[0027] 1 引張り試験片
2 衝撃試験片
2a ノッチ部
発明を実施するための最良の形態
[0028] 以下、本発明の実施の形態について図に基づいて説明する。
[0029] 本発明の一実施の形態における耐熱'高靭性アルミニウム合金は、シリコンを 10m ass%以上 16mass%以下、鉄を lmass%以上 3mass%以下、ニッケルを lmass% 以上 2mass%以下、チタン、ジルコニウム、クロムおよびバナジウムの 1種以上を総量 で 0. 5mass%以上 2mass%以下、銅を 0. 6mass%以上 3mass%以下、マグネシ ゥムを 0. 2mass%以上 2mass%以下含有し、残部が実質的にアルミニウム力もなる 組成を有している。また、本実施の形態の耐熱'高靭性アルミニウム合金は、ガスアト マイズにより作製されたアルミニウム合金粉末を緻密化して得られたものであり、かつ シリコンの平均結晶粒径が 4 μ m以下である。
[0030] また、本実施の形態の耐熱'高靭性アルミニウム合金には、チタンが 0. 5111&33%以 上 2mass%以下で含有されていることが好ましい。また、本実施の形態の耐熱'高靭 性アルミニウム合金は、 2. 8MgZm3以下の密度を有していることが好ましい。
[0031] また、本実施の形態の耐熱.高靭性アルミニウム合金を熱間塑性加工することによ り、ピストンが製造される。
[0032] 次に、本実施の形態の耐熱.高靭性アルミニウム合金の製造方法について説明す る。
[0033] 図 1は、本発明の一実施の形態における耐熱.高靭性アルミニウム合金の製造方 法の第 1の例を示すフロー図である。図 1を参照して、まず、所定の組成の溶湯が準 備される（ステップ Sl)。この溶湯の組成は、シリコンを 10mass%以上 16111&55%以 下、鉄を lmass%以上 3mass%以下、ニッケルを lmass%以上 2mass%以下、チタ ン、ジルコニウム、クロムおよびバナジウムの 1種以上を総量で 0. 5mass%以上 2ma ss%以下、銅を 0. 6mass%以上 3mass%以下、マグネシウムを 0. 2mass%以上 2 mass%以下で含有し、残部が実質的にアルミニウム力もなる組成である。また、チタ ンが 0. 5mass%以上 2mass%以下で含有されて!、ることが好まし!/、。
[0034] 次に、上記の溶湯がガスアトマイズとしてエアアトマイズされて、上記溶湯からアルミ -ゥム合金粉末が作製される (ステップ S 2)。このアルミニウム合金粉末が冷間にて 圧縮成形加工されて予備成形体が作製される (ステップ S3)。この予備成形体が雰 囲気炉にて 400°C以上 510°C以下の温度に昇温された後、 5時間以下の時間、その 温度範囲に保持される (ステップ S4)。この加熱された予備成形体が熱間塑性加工 により緻密化されて緻密体が作製される (ステップ S5)。この予備成形体の熱間塑性 加工は、たとえば押出比 6以上での押出加工であることが好ましい。この緻密体が、 切断などされた後、上記予備成形体の加熱温度 (400°C以上 510°C以下の温度）以 下の温度に加熱されて熱間塑性加工される (ステップ S6)。これにより、シリコンの平 均結晶粒径力 m以下となるように本実施の形態の耐熱 ·高靭性アルミニウム合金 が製造される。
[0035] この後、たとえば試験片としての形状にカ卩ェされ (ステップ S 7)、この後、後述の材 料試験（引張試験、シャルピー衝撃試験）に供される (ステップ S8)。
[0036] 図 2は、本発明の一実施の形態における耐熱 ·高靭性アルミニウム合金の製造方 法の第 2の例を示すフロー図である。図 2を参照して、本方法は、図 1に示した方法と 比較して、ステップ SIからステップ S5までは同様のステップを経る。このステップ S5 の後、本方法においては、押出法により緻密化された押出材 (緻密体)が切断される (ステップ Sl l)。切断された押出材は加熱され (ステップ S12)、塑性カ卩ェ (据え込み )を施され (ステップ S 13)、熱処理を施される (ステップ S 14)。
[0037] この後は、本方法においても、図 1に示した方法と同様、たとえば試験片としての形 状に加工され (ステップ S7)、この後、後述の材料試験（引張試験、シャルピー衝撃 試験）に供される (ステップ S8)。
実施例 1
[0038] 次に、本発明の実施例について説明する。
[0039] まず、以下の表 1に示す各組成の溶湯を準備し、図 1に示すフローにて引張り試験 片および衝撃試験片を作製した。また、引張り試験片および衝撃試験片の形状は図 3および図 4に示す形状とした。図 3は引張り試験片 1を示す正面図であり、図 4 (a)、 (b)および (c)は衝撃試験片 2の正面図、断面図およびノッチ部 2aの拡大図である。
[0040] 上記のようにして得られた試験片について、 Si晶の大きさ（Siの平均結晶粒径）と、 300°Cでの引張り強さおよび伸びと、室温（20°C)での引張り強さおよび伸びと、衝 撃値と、密度とを調べた。その結果を表 2に示す。また、表 2には、上記の試験片の作 製時における予備成形体の固化温度と、予備成形体の加熱後の保持時間と、加熱 した予備成形体の押出比と、溶体化温度と、人工時効温度とを併せて示す。
[0041] [表 1]
試料 組成 (mass%)
番号 Si Fe Ni Ti Cr Zr V Cu Mg
1 10 2 1.3 1.1 - ― - 1 0.5
2 12 2.1 1.6 1.2 - - - 0.9 0.7
3 13 2.1 1.4 0.9 - - - 1.1 0.7
4 15 1.9 1.5 1.6 - 一 一 1.3 0,6
5 16 2.1 1.4 1.4 ― - - 1.4 0.80042 6 13 1.1 2.1 1 - - - 1.5 1
7 13 2.8 1.1 1.5 - - - 1.4 0.6
8 13 2.1 1.1 1.3 - - - 1.3 1
9 13 1.2 2.9 1.2 一 - ― 1 1.1 本発明例
10 13 2 1.4 0.5 一 - - 1.1 0.5
11 13 1.8 1.3 1.8 - - - 0.9 0.8
12 13 1.8 1.5 - 1.2 - - 0.8 0.6
13 13 1.9 1.6 一 - - 1.3 1.1 0.5
14 13 1.8 1.4 - - 1,2 - 1 0.8
15 13 1.9 1.5 1.1 - - - 0.6 0.9
16 13 2 1.3 1 - - ― 2.8 1
17 13 1.8 1.5 1 - - - 0.9 0.4
18 13 2.1 1.6 1.3 - - - 1.1 1.5
19 8 2.3 1.6 0.9 - - - 1.1 0.5
20 18 2 1.5 1.2 - - - 1.4 0.6
21 13 4 - 1 - - - 1.2 0.8
22 13 - 4.2 1.1 - - - 1.1 0.7
23 13 3 2.8 0.8 - - - 1 1
24 13 0.8 0.5 0.8 一 一 - 1.2 0.8 比較例
25 13 2.2 1.4 2.2 - - ― 1 1
26 13 2.1 1.3 0.2 - - - 1 0.9
27 13 2.1 1.4 1.1 - - - 3.5 0.7
28 13 2.1 1.5 1 - ― - 0.2 0.8
29 13 2 1.3 0.9 - - - 0.9 2.5
30 13 2.4 1.5 0.9 - - - 0.8 0.1
昇温後の 効 300°C 20°C
試料 固化温度 溶体化 人工時 Si晶の
300°C 20。C 衝撃値 密度 保持時間 押出比 J# Ά I* 大きさ 引張強さ 引張強さ
番号 (。c) nin) (。c) (°c) ( im) (MPa) 伸び (W (MPa) 伸び (¾) (J/cm2) (Mg/m3)
1 480 60 8 470 200 1.9 105 35 390 10.0 4.5 2.75
2 480 60 8 470 200 2.2 110 31 400 9.5 3.9 2.74
3 480 60 8 470 200 1.7 120 30 410 6.0 2.7 2.74
4 480 60 8 470 200 1.8 128 28 420 5.5 2.4 2.73
5 480 60 8 470 200 2.5 135 20 432 3.5 2.3 2.72
6 480 60 8 470 200 1.7 105 33 402 5.0 3.8 2.71
7 480 60 8 470 200 1.8 130 28 423 3.7 2.2 2.76
8 480 60 8 470 200 2.2 115 31 410 4.1 3.1 2.74
9 480 60 8 470 200 2.1 125 29 435 3.5 2.1 3.74 本発明例
10 480 60 8 470 200 2.3 121 31 400 4.5 3.6 2.73
11 480 60 8 470 200 2.6 135 25 441 3.4 2.2 2.72
12 480 60 8 470 200 2.1 131 30 450 3.1 2.5 2.74
13 480 60 8 470 200 2.0 125 27 443 3.3 2.4 2.75
14 480 60 8 470 200 2.1 130 28 440 3.5 2.6 2.73
15 480 60 8 470 200 2.2 110 33 410 7.2 3.1 2.68
16 480 60 8 470 200 1.8 115 29 430 4.5 2.2 2.79
17 480 60 8 470 200 1.7 118 31 405 7.0 3.1 2.74
18 480 60 8 470 200 2.1 120 35 440 3.1 2.1 2.72
19 480 60 8 470 200 1.8 65 40 370 13.0 4.9 2.78
20 480 60 8 470 200 2.8 170 15 390 2.4 1.8 2.72
21 480 60 8 470 200 2.1 110 16 430 2.8 1.8 2.75
22 480 60 8 470 200 2.3 100 15 440 1.8 1.7 2.75
23 480 60 8 470 200 2.1 180 12 460 1.9 1.2 2.77
24 480 60 8 470 200 2.0 70 32 380 9.1 5.2 2.70 比較例
25 480 60 8 470 200 2.5 135 15 470 1.8 1.5 2.75
26 480 60 8 470 200 1.8 80 35 370 5.5 3.5 2.71
27 480 60 8 470 200 1.9 110 29 430 3.0 2 2.80
28 480 60 8 470 200 2.3 90 36 380 5.0 3.6 2.70
29 480 60 8 470 200 2.2 110 38 460 1.0 0.8 2.70
1 30 480 60 8 470 200 2.4 105 29 370 7.0 3 2.75
[0043] 表 1および表 2における本発明例 No. 1— 5および比較例 No. 19、 No. 20の結果 より、 Siの添力卩量を 10mass%以上 16mass%以下にすることにより、強度と靭性のバ ランスの取れた材料を得ることができた。 Siの添カ卩量が 16mass%より多いと延性が 損なわれ (比較例 No. 20)、 Siの添加量が 10mass%より少なくなると強度が低下し た (比較例 No. 19)。
[0044] また、本発明例 No. 6— 9および比較例 No. 21— 24の結果より、 Fe、 Niの添加量 をそれぞれ lmass%以上 3mass%以下、 lmass%以上 2mass%以下の範囲内に することにより、耐熱性と靭性とのバランスの取れた材料を得ることができた。 Fe、 Ni の添加量のそれぞれを単独で上記範囲を超えて多量に添加して耐熱性を出そうとし ても、粗大な金属間化合物が析出して靭性が損なわれ (比較例 No. 21、 22)、また 上記の範囲よりも添加量が少なくなると耐熱性が損なわれた。また、 Feと Niとの双方 を添加する場合においても、上記と同様、 Feと Niとの添加量が多すぎると粗大な金 属間化合物が析出して靭性が損なわれ (比較例 No. 23)、添加量が少なすぎると耐 熱性が損なわれた (比較例 No. 24)。
[0045] また、本発明例 No. 10— 14および比較例 No. 25、 26の結果より、 Tiの添加量を 0. 5mass%以上 2mass%以下の範囲内にすることにより、強度と靭性とのバランス が取れた材料を得ることができた。また、 Tiの代わりに Zr、 Cr、 Vを添加することによ つても同様の効果を得ることができた。これらの成分 (TiZr、 Cr、 V)の総添加量が 2 mass%を超えて多すぎると靭性が損なわれ (比較例 No. 25)、0. 5mass%よりも少 なすぎると強度が低下した (比較例 No. 26)。
[0046] また、本発明例 No. 15、 16および比較例 No. 27、 28の結果より、 Cuの添加量を 0. 6mass%以上 3mass%以下の範囲内にすることにより、強度と密度とのバランス が取れた材料を得ることができた。 Cuの添加量が 3mass%を超えて多すぎると密度 が上がり（比較例 No. 27)、添加量が 0. 6mass%よりも少なすぎると強度が低下した (比較例 No. 28)。
[0047] また、本発明例 No. 17、 18および比較例 No. 29、 30の結果より、 Mgの添加量を 0. 2mass%以上 2mass%以下の範囲内にすることにより、強度と靭性とのバランス が取れた材料を得ることができた。 Mgの添加量が 2mass%を超えて多すぎると靭性 が低下し (比較例 No. 29)、添加量が 0. 2mass%より少なくなると強度が低下した（ 比較例 No. 30)。
実施例 2
[0048] 緻密化時の加熱条件が特性に与える影響につ!、て調べた。
[0049] まず、以下の表 3に示す各組成の溶湯を準備し、図 1に示すフローにて引張り試験 片および衝撃試験片を作製した。また、引張り試験片および衝撃試験片の形状は図 3および図 4に示す形状とした。
[0050] 上記のようにして得られた試験片について、 Si晶の大きさ（Siの平均結晶粒径）と、 300°Cでの引張り強さおよび伸びと、室温（20°C)での引張り強さおよび伸びと、衝 撃値と、密度とを調べた。その結果を表 4に示す。また、表 4には、上記の試験片の作 製時における予備成形体の固化温度と、予備成形体の加熱後の保持時間と、加熱 した予備成形体の押出比と、溶体化温度と、人工時効温度とを併せて示す。
[0051] [表 3]
Figure imgf000014_0001
試料 II成（mass%)
番号 Si Fe i Ti Cr Zr V Cu Mg
31 13 2.1 1.4 0.9 - - - 1.1 0.7
32 13 2.1 1.4 0.9 - - - 1.1
本発明例 0.7
33 13 2.1 1.4 0.9 - - - 1.1 0.7
34 13 2.1 1.4 0.9 - - - 1.1 0.7
35 13 2.1 1.4 0.9 - - 1.1
比較例 0.7
36 13 2.1 1.4 0.9 - - - 1.1 0.7
37 13 2.1 1.4 0.9 - - ― 1.1 0.7 本発明例 34 13 2.1 1.4 0.9 - ― - 1.1 0.7
38 13 2.1 1.4 0.9 - - - 1.1 0.7 比較例 39 13 2.1 1.4 0.9 - - - 1.1 0.7
昇温後の
試料 固化温度 溶体化 人工時効 Si晶の 300°C 20。C
300°C 20°C
保持時間 押出比 大きさ 衝撃値
引張強さ 密度
¾-& 引張強さ
^min) (。 (um) (MPa) 伸び (¾) (MPa) 伸び (¾) (J/cm2) (Mg/m3)
31 400 60 8 390 200 1.5 145 22 420 3.5 2.5 2.74
32 430 60 8 420 200 1.5
本発明例 130 28 411 4.5 2.7 2.74
33 480 60 8 470 200 1.7 120 30 410 6.0 2.7 2.74
34 510 60 8 500 200 2.5 115 33 403 6.5 3.4 2.74
35 530 60 8 520 200 4.5
比較例 105 20 360 2.4 2.0 2.74
36 380 60 8 370 200 1.4 148 19 430 2.1 1.7 2.74
37 510 30 8 500 200 1.9 120 32 420 5.7 2.8 2.74 本発明例 34 510 180 8 500 200 2.5 115 33 403 6.5 3.4 2.74
38 510 270 8 500 200 2.8 100 36 380 6.6 3 2.74 比較例 39 510 330 8 500 200 3.3 85 30 360 4.1 2.5 2.74
[0053] 表 3および表 4における本発明例 No. 31— 34および比較例 No. 35、 36の結果よ り、固化工程において、直前に予備成形体を加熱保持するときの温度を 400°C以上 510°C以下の範囲内にすることにより、強度と靭性とのバランスが取れた材料を得る ことができた。固化温度が 510°Cを超えて高すぎると強度が低下するとともに、 Si晶 の粗大化を招き、この Si晶が応力集中源として作用することにより延性も低下した (比 較例 No. 35)。また、固化温度が 400°Cよりも低くなると強度が向上する力 靭性が 損なわれた (比較例 No. 36)。
[0054] また、本発明例 No. 37、 38および比較例 No. 39の結果より、予備成形体を加熱 し固化するときの加熱後の保持時間を 5時間以内にすることにより、強度の低下およ び Si晶の粗大化による延性の低下を防ぐことができた。この加熱後の保持時間が 5 時間を超えて長くなると Si晶が粗大化し、強度、延性ともに低下した (比較例 No. 39
) o
実施例 3
[0055] 緻密化時の塑性加工方法の影響につ!、て調べた。
[0056] まず、以下の表 5に示す各組成の溶湯を準備し、図 1に示すフローにて引張り試験 片および衝撃試験片を作製した。また、引張り試験片および衝撃試験片の形状は図 3および図 4に示す形状とした。
[0057] 上記のようにして得られた試験片について、 Si晶の大きさ（Siの平均結晶粒径）と、 300°Cでの引張り強さおよび伸びと、室温（20°C)での引張り強さおよび伸びと、衝 撃値と、密度とを調べた。その結果を表 6に示す。また、表 6には、上記の試験片の作 製時における予備成形体の固化温度と、予備成形体の加熱後の保持時間と、加熱 した予備成形体の押出比と、溶体化温度と、人工時効温度とを併せて示す。
[0058] [表 5] 試料 a成（mass%)
Si Fe Ni Ti Cr Zr V Cu Με
40 13 2.1 1.4 0.9 - - - 1.1 0.7
41 13 2.1 1.4 0.9 - - ― 1.1 0.7 本発明例
42 13 2.1 1.4 0.9 - - - 1.1 0.7
43 13 2.1 1.4 0.9 - - - 1.1 0.7 sffi 44 13 2.1 1.4 0.9 - - - 1.1 0.70059 比較例
45 13 2.1 1.4 0.9 - - - 1.1 0.7
昇温後の 溶体化 人工時効 Si晶の
試料 固化温度 300°C 20°C
300°C 20°C
保持時間 衝撃値 密度 押出比 /皿 大きさ 引張強さ 引張強さ
番号 (°C) (.mm) (°c) (°c) ifim) (MPa) 伸び (%) (MPa) 伸び (%) (J/cm2) (Mg/m3)
40 480 60 6 470 200 1.5 145 30 420 4.5 2.5 2.74
41 480 60 8 470 200 1.5 142 32 425
本発明例 4.5 2.7 2.74
42 480 60 10 470 200 1.7 144 32 430 5.0 2.7 2.74
43 480 60 12 470 200 1.8 140 35 425 6.5 2.8 2.74
44 480 60 2 470 200 2.0 105 6 360
比較例 0.8 0.5 2.73
45 480 60 4 470 200 1.5 110 8 370 0.9 0.6 2.74
[0060] 表 5および表 6における本発明例 No. 40— 43および比較例 No. 44、 45の結果よ り、緻密化工程において、押出法を用いる場合、その押出比を 6以上とすることにより 、強度と靭性とのバランスが取れた合金を得ることができた。押出比が 6よりも低くなる 場合、靭性が著しく低下した (比較例 No. 44、 45)。
実施例 4
[0061] 実施例 1にて作製した本発明例 No. 4の素材を図 2のフローに従って、熱間塑性加 ェを行なった。その素材より図 3および図 4に示す形状の試験片を切出し、材料特性 を評価した。その製造条件と評価結果を表 7および表 8に示す。
[0062] [表 7]
試料 3成 (mass%)
Figure imgf000020_0001
¾ VS-& Si Fe Ni Ti Cr Zr V Cu Mg
46 13 2.1 1.4 0.9 - - - 1.1 0.7
47 13 2.1 1.4 0.9 - - - 1.1 0.7 本発明例
48 13 2.1 1.4 0.9 一 - - 1.1 0.7
49 13 2.1 1.4 0.9 - - 1.1 0.7
50 13 2.1 1.4 0.9 - 1.1 0.70063 比較例
51 13 2.1 1.4 0.9 - - - 1.1 0.7
固化 昇温後の
試料 押出 押出材 溶体化 人工時効 Si晶の 300°C 300°C 20°C 20°C
保持時間 加熱温度 ''目 衝撃値 密度 ϋ^ι_ 大きさ 引張強さ 伸び 引張強さ 伸び
番号 (°c) (mm) 比 (°c) (¾) (°C) (^m) (MPa) (J/cm£) (Mg/m3)
(%) (MPa) (%)
46 480 60 8 400 470 200 1.8 145 35 420 5.0 3 2.74
47 480 60 8 450 470 200
本発明例 1.9 142 38 425 5.5 3.5 2.74
48 480 60 8 460 470 200 1.8 141 40 422 6.0 3.3 2.74
49 480 60 8 480 470 200 2.0 135 42 420 6.5 3.2 2.74
SO 480 60 8 500 490 200 4.5
比較例 95 25 380 4.0 2.8 2.74
51 480 60 8 520 500 200 6.4 90 18 370 3.0 2 2.74
[0064] 表 7および表 8における本発明例 No. 46— 49および比較例 No. 50、 51の結果よ り、押出材の固化温度よりも高い温度にて熱間塑性加工をした素材の特性は強度、 延性ともに低下した (比較例 No. 50、 51)。
[0065] 今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的な ものではな!/、と考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許 請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべ ての変更が含まれることが意図される。
産業上の利用可能性
[0066] 本発明の耐熱 ·高靭性アルミニウム合金は、耐熱性と靭性を要求される自動車ェン ジン部品用、特にピストン用材料として有利に適用される。

Claims

請求の範囲
[1] シリコンを 10mass%以上 16mass%以下、鉄を lmass%以上 3mass%以下、 -ッ ケルを lmass%以上 2mass%以下、チタン、ジルコニウム、クロムおよびバナジウム よりなる群力 選ばれる 1種以上を総量で 0. 5mass%以上 2mass%以下、銅を 0. 6 mass%以上 3mass%以下、マグネシウムを 0. 2mass%以上 2mass%以下含有し、 残部が実質的にアルミニウム力もなる組成を有し、かつガスアトマイズにより作製され たアルミニウム合金粉末を緻密化して得られ、かつシリコンの平均結晶粒径力 m 以下である、耐熱 ·高靭性アルミニウム合金。
[2] チタンを 0. 5mass%以上 2mass%以下で含有することを特徴とする、請求項 1に 記載の耐熱 .高靭性アルミニウム合金。
[3] 2. 8MgZm3以下の密度を有することを特徴とする、請求項 1または 2に記載の耐 熱 ·高靭性アルミニウム合金。
[4] 請求項 1一 3のいずれかに記載の耐熱'高靭性アルミニウム合金を熱間塑性カ卩ェし て製造されたことを特徴とする、エンジン部品。
[5] 前記エンジン部品はピストンであることを特徴とする、請求項 4に記載のエンジン部
Po
[6] シリコンを 10mass%以上 16mass%以下、鉄を lmass%以上 3mass%以下、 -ッ ケルを lmass%以上 2mass%以下、チタン、ジルコニウム、クロムおよびバナジウム よりなる郡力 選ばれる 1種以上を総量で 0. 5mass%以上 2mass%以下、銅を 0. 6 mass%以上 3mass%以下、マグネシウムを 0. 2mass%以上 2mass%以下で含有 し、残部が実質的にアルミニウム力もなる組成のアルミニウム合金粉末をガスアトマイ ズにより作製する工程と、
前記アルミニウム合金粉末を冷間にて成形加工して予備成形体を得る工程と、 前記予備成形体を 400°C以上 510°C以下の温度に昇温後、 5時間以下の時間、 前記温度範囲に保持する工程と、
加熱した前記予備成形体を熱間塑性加工により緻密化して緻密体を得る工程とを 備え、
これによりシリコンの平均結晶粒径力 /z m以下となるようにアルミニウム合金を製 造する、耐熱'高靭性アルミニウム合金の製造方法。
[7] シリコンを 10mass%以上 16mass%以下、鉄を lmass%以上 3mass%以下、 -ッ ケルを lmass%以上 2mass%以下、チタン、ジルコニウム、クロムおよびバナジウム よりなる郡力 選ばれる 1種以上を総量で 0. 5mass%以上 2mass%以下、銅を 0. 6 mass%以上 3mass%以下、マグネシウムを 0. 2mass%以上 2mass%以下で含有 し、残部が実質的にアルミニウム力もなる組成のアルミニウム合金粉末をガスアトマイ ズにより作製する工程と、
前記アルミニウム合金粉末を冷間にて成形加工して予備成形体を得る工程と、 前記予備成形体を 400°C以上 510°C以下の温度に昇温後、 5時間以下の時間、 前記温度範囲に保持する工程と、
加熱した前記予備成形体を熱間塑性加工により緻密化して緻密体を得る工程と、 前記緻密体を、前記予備成形体の加熱温度以下の温度に加熱して熱間塑性加工 する工程とを備え、
これによりシリコンの平均結晶粒径力 /z m以下となるようにアルミニウム合金を製 造する、耐熱'高靭性アルミニウム合金の製造方法。
[8] 加熱した前記予備成形体を熱間塑性加工する工程は、押出比 6以上で押出加工 することを含むことを特徴とする、請求項 6または 7に記載の耐熱 ·高靭性アルミ-ゥ ム合金の製造方法。
PCT/JP2004/017949 2003-12-02 2004-12-02 耐熱・高靱性アルミニウム合金およびその製造方法ならびにエンジン部品 WO2005054529A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US10/581,553 US20070158003A1 (en) 2003-12-02 2004-12-02 Heat-resistant, high-toughness aluminum alloy, method of manufacturing the same, and engine parts
EP04819899A EP1690953B1 (en) 2003-12-02 2004-12-02 Heat-resistant and highly tough aluminum alloy and method for production thereof and engine parts
DE602004023872T DE602004023872D1 (de) 2003-12-02 2004-12-02 Hitzebeständige und hochzähe aluminiumlegierung und herstellungsverfahren dafür und motorenteile

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2003403082A JP4312037B2 (ja) 2003-12-02 2003-12-02 耐熱・高靭性アルミニウム合金およびその製造方法ならびにエンジン部品
JP2003-403082 2003-12-02

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2005054529A1 true WO2005054529A1 (ja) 2005-06-16

Family

ID=34650054

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2004/017949 WO2005054529A1 (ja) 2003-12-02 2004-12-02 耐熱・高靱性アルミニウム合金およびその製造方法ならびにエンジン部品

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20070158003A1 (ja)
EP (1) EP1690953B1 (ja)
JP (1) JP4312037B2 (ja)
DE (1) DE602004023872D1 (ja)
WO (1) WO2005054529A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113528901A (zh) * 2021-07-20 2021-10-22 重庆增隆新材料科技有限公司 一种增材制造用耐热铝合金球形粉体材料及其制备方法

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4992677B2 (ja) * 2007-11-08 2012-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 線材の超音波疲労試験片の製造方法
JP4992676B2 (ja) * 2007-11-08 2012-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 線材の超音波疲労試験片の製造方法
WO2010042498A1 (en) * 2008-10-10 2010-04-15 Gkn Sinter Metals, Llc Aluminum alloy powder metal bulk chemistry formulation
CN105234412B (zh) * 2014-07-11 2017-07-18 东睦新材料集团股份有限公司 一种粉末冶金铝合金相位器转子的制备方法
CN105234411B (zh) * 2014-07-11 2017-07-18 东睦新材料集团股份有限公司 一种粉末冶金制相位器转子的制备方法
CN110885941B (zh) * 2019-12-30 2021-05-18 南京南超模具装备有限公司 高韧性铝合金材料及其制备方法
CN112375942B (zh) * 2020-10-26 2022-02-22 宁波德业粉末冶金有限公司 一种复合式智能减震器活塞
CN112746200A (zh) * 2020-12-29 2021-05-04 中南大学 一种弥散强化高硅铝合金及其制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6283444A (ja) * 1985-10-04 1987-04-16 Alum Funmatsu Yakin Gijutsu Kenkyu Kumiai 耐熱耐摩耗性アルミニウム合金
JPS63192838A (ja) * 1987-02-04 1988-08-10 Showa Denko Kk 耐クリ−プ特性に優れたアルミニウム合金粉末成形体
JPH0748601A (ja) * 1993-08-03 1995-02-21 Sumitomo Electric Ind Ltd 高硬度耐摩耗性アルミニウム粉末合金およびその製造方法
JP2003277867A (ja) * 2002-03-27 2003-10-02 Nippon Light Metal Co Ltd 高温強度の優れたアルミニウム粉末合金及び内燃機関用ピストンの製造方法並びに内燃機関用ピストン

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5851320A (en) * 1996-01-05 1998-12-22 Norsk Hydro, A. S. Wear-resistant aluminum alloy and compressor piston formed therefrom
GB2332448B (en) * 1997-12-20 2002-06-26 Ae Goetze Automotive Ltd Aluminium alloy
JPH11293374A (ja) * 1998-04-10 1999-10-26 Sumitomo Electric Ind Ltd 耐熱耐摩耗性アルミニウム合金およびその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6283444A (ja) * 1985-10-04 1987-04-16 Alum Funmatsu Yakin Gijutsu Kenkyu Kumiai 耐熱耐摩耗性アルミニウム合金
JPS63192838A (ja) * 1987-02-04 1988-08-10 Showa Denko Kk 耐クリ−プ特性に優れたアルミニウム合金粉末成形体
JPH0748601A (ja) * 1993-08-03 1995-02-21 Sumitomo Electric Ind Ltd 高硬度耐摩耗性アルミニウム粉末合金およびその製造方法
JP2003277867A (ja) * 2002-03-27 2003-10-02 Nippon Light Metal Co Ltd 高温強度の優れたアルミニウム粉末合金及び内燃機関用ピストンの製造方法並びに内燃機関用ピストン

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP1690953A4 *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113528901A (zh) * 2021-07-20 2021-10-22 重庆增隆新材料科技有限公司 一种增材制造用耐热铝合金球形粉体材料及其制备方法
CN113528901B (zh) * 2021-07-20 2022-03-29 重庆增隆新材料科技有限公司 一种增材制造用耐热铝合金球形粉体材料及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
DE602004023872D1 (de) 2009-12-10
JP2005163100A (ja) 2005-06-23
EP1690953A4 (en) 2008-02-13
EP1690953A1 (en) 2006-08-16
JP4312037B2 (ja) 2009-08-12
EP1690953B1 (en) 2009-10-28
US20070158003A1 (en) 2007-07-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3616810A1 (en) High-strength aluminum alloy laminated molding and production method therefor
CA3018755A1 (en) Aluminum alloys having iron, silicon, vanadium and copper, and with a high volume of ceramic phase therein
WO2008048343A2 (en) Homogeneous titanium tungsten alloys produced by powder metal technology
JP3041277B2 (ja) 粒子強化型チタン合金の製造方法
WO2005054529A1 (ja) 耐熱・高靱性アルミニウム合金およびその製造方法ならびにエンジン部品
JP2014019945A (ja) チタン合金及びその製造方法
JP2021121690A (ja) ＴｉＡｌ基合金およびその製造方法
JP5568818B2 (ja) 液相焼結アルミニウム合金
JP4185364B2 (ja) 耐熱耐クリープ性アルミニウム合金およびそのビレットならびにそれらの製造方法
JP2003277867A (ja) 高温強度の優れたアルミニウム粉末合金及び内燃機関用ピストンの製造方法並びに内燃機関用ピストン
JPH093563A (ja) アルミニウム系耐摩耗性焼結合金の製造方法
JP2730284B2 (ja) Ａｌ―Ｓｉ系合金焼結鍛造部材の製造法
JP4704720B2 (ja) 高温疲労特性に優れた耐熱性Ａｌ基合金
JP3368600B2 (ja) 高耐熱強度アルミニウム合金の製造方法
JPH06306508A (ja) 低異方性、高疲労強度チタン基複合材の製造方法
JP5560549B2 (ja) アルミニウム焼結合金、及びアルミニウム焼結合金用粉末
JP3799474B2 (ja) チタン合金製ボルト
JP7233658B2 (ja) 熱間鍛造用のチタンアルミナイド合金材及びチタンアルミナイド合金材の鍛造方法
JP2803455B2 (ja) 高密度粉末焼結チタン合金の製造方法
JPS624804A (ja) 素粉末混合法によるチタン合金の製造方法
JP3799478B2 (ja) チタン合金製トーションバー
JPH07278714A (ja) アルミニウム粉末合金およびその製造方法
JP4349521B2 (ja) 高強度耐摩耗性アルミニウム焼結合金の製造方法
CN117980512A (zh) 锻造铝合金6063的粉末冶金对应物
JP3372357B2 (ja) Ｔｉ合金の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AE AG AL AM AT AU AZ BA BB BG BR BW BY BZ CA CH CN CO CR CU CZ DE DK DM DZ EC EE EG ES FI GB GD GE GH GM HR HU ID IL IN IS KE KG KP KR KZ LC LK LR LS LT LU LV MA MD MG MK MN MW MX MZ NA NI NO NZ OM PG PH PL PT RO RU SC SD SE SG SK SL SY TJ TM TN TR TT TZ UA UG US UZ VC VN YU ZA ZM ZW

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): GM KE LS MW MZ NA SD SL SZ TZ UG ZM ZW AM AZ BY KG KZ MD RU TJ TM AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IS IT LT LU MC NL PL PT RO SE SI SK TR BF BJ CF CG CI CM GA GN GQ GW ML MR NE SN TD TG

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWW Wipo information: withdrawn in national office

Country of ref document: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2004819899

Country of ref document: EP

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2004819899

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2007158003

Country of ref document: US

Ref document number: 10581553

Country of ref document: US

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 10581553

Country of ref document: US