JP3355673B2 - 耐熱性アルミニウム合金及びその製造方法 - Google Patents
耐熱性アルミニウム合金及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、コネクティングロッド
に代表される自動車エンジン部品等、高温で使用される
高強度の耐熱性アルミニウム合金、及びその製造方法に
関する。
に代表される自動車エンジン部品等、高温で使用される
高強度の耐熱性アルミニウム合金、及びその製造方法に
関する。
【０００２】
【従来の技術】アルミニウム(Ａｌ)にケイ素(Ｓｉ)を添
加すると、熱膨張係数の低下や、剛性率の向上、及び耐
摩耗性の改善などに顕著な効果があり、これを利用した
Ａｌ−Ｓｉ系合金として、例えば特開昭５９−１３０４
１号公報、特開昭６１−２９５３０号公報、特開昭６３
−１９２８３８号公報等に記載されたものがある。
加すると、熱膨張係数の低下や、剛性率の向上、及び耐
摩耗性の改善などに顕著な効果があり、これを利用した
Ａｌ−Ｓｉ系合金として、例えば特開昭５９−１３０４
１号公報、特開昭６１−２９５３０号公報、特開昭６３
−１９２８３８号公報等に記載されたものがある。
【０００３】これらのＡｌ−Ｓｉ系合金は、最低でも１
０重量％という多量のＳｉを含有させることにより、合
金の高剛性と低熱膨張性を主な目的としたものであり、
更に耐熱性を付与するために少量のＦｅ、Ｎｉ、Ｍｎ、
Ｃｕ、Ｍｇ等の遷移金属元素を添加したものである。
又、これらのＡｌ−Ｓｉ系合金の原料粉末は共晶組成以
上のＳｉを含み、第３合金成分としてＦｅ等の遷移金属
元素を含むので、急冷凝固粉末製造法により製造される
が、これらの原料粉末は焼結が困難なため、通常は大き
な剪断変形を粉末に与えて強固な粉末結合を得ることが
できる押出加工法により固化されている。
０重量％という多量のＳｉを含有させることにより、合
金の高剛性と低熱膨張性を主な目的としたものであり、
更に耐熱性を付与するために少量のＦｅ、Ｎｉ、Ｍｎ、
Ｃｕ、Ｍｇ等の遷移金属元素を添加したものである。
又、これらのＡｌ−Ｓｉ系合金の原料粉末は共晶組成以
上のＳｉを含み、第３合金成分としてＦｅ等の遷移金属
元素を含むので、急冷凝固粉末製造法により製造される
が、これらの原料粉末は焼結が困難なため、通常は大き
な剪断変形を粉末に与えて強固な粉末結合を得ることが
できる押出加工法により固化されている。
【０００４】又、Ｓｉが１０重量％を越えない耐熱性の
Ａｌ合金も幾つか提案されている。例えば特開平２−５
０２８３６号公報には、原子％でＦｅ ０.５〜７.５％
（１.０〜１４.４重量％）、Ｘ（但しＸ＝Ｍｎ、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ等の少なくとも１種）０.２５〜４.５５％、Ｓ
ｉ ０.７５〜９％（１.３〜９.８重量％）、及び残部Ａ
ｌからなり、(Ｆｅ＋Ｘ)／Ｓｉが原子比で２.０１〜１
である急冷凝固アルミニウム基合金が開示されている。
上記の組成は、Ａｌ15(Ｆｅ1Ｘ）2Ｓｉ2で一般的に示さ
れる準安定な金属間化合物析出物が安定になる組成であ
ると説明されている。尚、この合金は、少なくとも１０
5〜１０7Ｋ／ｓｅｃで急速冷却して製造された原料合金
粉末を、真空中で３００〜５００℃に加熱し、圧縮成形
加工することにより製造される。
Ａｌ合金も幾つか提案されている。例えば特開平２−５
０２８３６号公報には、原子％でＦｅ ０.５〜７.５％
（１.０〜１４.４重量％）、Ｘ（但しＸ＝Ｍｎ、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ等の少なくとも１種）０.２５〜４.５５％、Ｓ
ｉ ０.７５〜９％（１.３〜９.８重量％）、及び残部Ａ
ｌからなり、(Ｆｅ＋Ｘ)／Ｓｉが原子比で２.０１〜１
である急冷凝固アルミニウム基合金が開示されている。
上記の組成は、Ａｌ15(Ｆｅ1Ｘ）2Ｓｉ2で一般的に示さ
れる準安定な金属間化合物析出物が安定になる組成であ
ると説明されている。尚、この合金は、少なくとも１０
5〜１０7Ｋ／ｓｅｃで急速冷却して製造された原料合金
粉末を、真空中で３００〜５００℃に加熱し、圧縮成形
加工することにより製造される。
【０００５】更に、特開平１−３１９６４４号公報に
は、重量比でＦｅ ５.５〜１５％、Ｓｉ ０.５〜２.５
％、及びＮｉ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ｍｇ等の少なくとも
１種を含み、これら添加元素の総量が２５％以下であっ
て、残部がＡｌである耐熱性アルミニウム合金が記載さ
れている。このＡｌ合金においては、Ｆｅは耐熱性を向
上させ、ＳｉはＦｅ系の金属間化合物を微細化させる効
果があると記載されているが、Ｃｕ及びＭｇ等について
は固溶して強度を向上させるために有効であると述べら
れている。尚、この公報記載の発明は安価な耐熱性Ａｌ
合金を提供することを目的とし、冷却速度が１０2〜１
０5Ｋ／ｓｅｃ程度のガスアトマイズ法により原料合金
粉末を製造し、これを押出加工等の熱間での圧縮成形加
工することにより合金を製造する。
は、重量比でＦｅ ５.５〜１５％、Ｓｉ ０.５〜２.５
％、及びＮｉ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ｍｇ等の少なくとも
１種を含み、これら添加元素の総量が２５％以下であっ
て、残部がＡｌである耐熱性アルミニウム合金が記載さ
れている。このＡｌ合金においては、Ｆｅは耐熱性を向
上させ、ＳｉはＦｅ系の金属間化合物を微細化させる効
果があると記載されているが、Ｃｕ及びＭｇ等について
は固溶して強度を向上させるために有効であると述べら
れている。尚、この公報記載の発明は安価な耐熱性Ａｌ
合金を提供することを目的とし、冷却速度が１０2〜１
０5Ｋ／ｓｅｃ程度のガスアトマイズ法により原料合金
粉末を製造し、これを押出加工等の熱間での圧縮成形加
工することにより合金を製造する。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】上記したアルミニウム
合金は、いずれも高温での耐熱性、高剛性、低熱膨張等
の特性の改善向上を目的としたものであり、特に自動車
エンジン部品にアルミニウム合金を用いて軽量化したい
という要望に対応して、コネクティングロッド等を対象
に開発されたものである。
合金は、いずれも高温での耐熱性、高剛性、低熱膨張等
の特性の改善向上を目的としたものであり、特に自動車
エンジン部品にアルミニウム合金を用いて軽量化したい
という要望に対応して、コネクティングロッド等を対象
に開発されたものである。
【０００７】しかしながら、現状ではアルミニウム合金
からなるコネクティングロッド等はいまだ実用化に至っ
ていない。その理由は、上記公報等に提案された従来の
アルミニウム合金の高温特性が不十分であること、特に
１５０℃以上での高温における疲労強度がいまだ不完全
であるからに外ならない。
からなるコネクティングロッド等はいまだ実用化に至っ
ていない。その理由は、上記公報等に提案された従来の
アルミニウム合金の高温特性が不十分であること、特に
１５０℃以上での高温における疲労強度がいまだ不完全
であるからに外ならない。
【０００８】本発明はかかる従来の事情に鑑み、高温で
優れた強度を有する耐熱性アルミニウム合金を、経済的
に安価に提供することを目的とする。
優れた強度を有する耐熱性アルミニウム合金を、経済的
に安価に提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、本発明が提案する耐熱性アルミニウム合金は、重量
比でＦｅ ３〜９.５％、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒの少
なくとも１種３〜１５％、Ｓｉ ０.５〜１０％、Ｍｇ
０.３〜５％、及び残部のＡｌからなり、合金成分とし
てＣｕを含有せず、２００℃での引張強さが４５ｋｇ／
ｍｍ2以上であることを特徴とする。
め、本発明が提案する耐熱性アルミニウム合金は、重量
比でＦｅ ３〜９.５％、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒの少
なくとも１種３〜１５％、Ｓｉ ０.５〜１０％、Ｍｇ
０.３〜５％、及び残部のＡｌからなり、合金成分とし
てＣｕを含有せず、２００℃での引張強さが４５ｋｇ／
ｍｍ2以上であることを特徴とする。
【００１０】又、かかる本発明の耐熱性アルミニウム合
金の製造方法は、重量比でＦｅ ３〜９.５％、Ｍｎ、
Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒの少なくとも１種 ３〜１５％、Ｓ
ｉ０.５〜１０％、Ｍｇ ０.３〜５％、及び残部のＡｌ
からなり、合金成分としてＣｕを含有しない原料合金粉
末を、ガスアトマイズ法により１０３Ｋ／ｓｅｃ以上の
冷却速度で製造し、この原料合金粉末をそのまま又は型
押しして１℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で急速加熱し、４
５０〜７００℃の温度で粉末鍛造した後、１０℃／ｓｅ
ｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする。
金の製造方法は、重量比でＦｅ ３〜９.５％、Ｍｎ、
Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒの少なくとも１種 ３〜１５％、Ｓ
ｉ０.５〜１０％、Ｍｇ ０.３〜５％、及び残部のＡｌ
からなり、合金成分としてＣｕを含有しない原料合金粉
末を、ガスアトマイズ法により１０３Ｋ／ｓｅｃ以上の
冷却速度で製造し、この原料合金粉末をそのまま又は型
押しして１℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で急速加熱し、４
５０〜７００℃の温度で粉末鍛造した後、１０℃／ｓｅ
ｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする。
【００１１】
【作用】本発明においては、高温で今までにない強度を
保持する耐熱性Ａｌ合金を得るために、原料合金粉末を
固化する時点での熱履歴をできるだけ小さくすることに
より、急冷凝固により得られた原料合金粉末の微細な組
織が粗大化することを防止する。そのための固化方法と
して粉末鍛造を採用し、又そのための合金組成としてマ
トリックスを純Ａｌに近くして延性を保持しながら同時
に耐熱性を向上させる元素としてＦｅと共にＭｎ、Ｎ
ｉ、Ｍｏ又はＣｒを添加し、且つ鍛造性を向上させるた
めＭｇを添加している。
保持する耐熱性Ａｌ合金を得るために、原料合金粉末を
固化する時点での熱履歴をできるだけ小さくすることに
より、急冷凝固により得られた原料合金粉末の微細な組
織が粗大化することを防止する。そのための固化方法と
して粉末鍛造を採用し、又そのための合金組成としてマ
トリックスを純Ａｌに近くして延性を保持しながら同時
に耐熱性を向上させる元素としてＦｅと共にＭｎ、Ｎ
ｉ、Ｍｏ又はＣｒを添加し、且つ鍛造性を向上させるた
めＭｇを添加している。
【００１２】本発明のＡｌ合金において、Ａｌに添加す
る合金成分のうち、Ｆｅは安価であって、Ａｌの延性を
保持しながら耐熱性を大幅に向上させる元素である。即
ち、ＦｅはＡｌ中の不純物拡散係数が小さく、従ってＡ
ｌ合金の耐熱性を大きく向上させ高温での強度を高める
作用があると同時に、Ａｌ中に平衡状態ではほとんど固
溶しないので、マトリックスを純Ａｌに保って優れた延
性を保持することができる。しかし、Ｆｅの含有量が３
重量％未満では耐熱性向上の効果が薄れ、逆に９.５重
量％を越えると大きな針状析出物が生成して合金が脆く
なる。
る合金成分のうち、Ｆｅは安価であって、Ａｌの延性を
保持しながら耐熱性を大幅に向上させる元素である。即
ち、ＦｅはＡｌ中の不純物拡散係数が小さく、従ってＡ
ｌ合金の耐熱性を大きく向上させ高温での強度を高める
作用があると同時に、Ａｌ中に平衡状態ではほとんど固
溶しないので、マトリックスを純Ａｌに保って優れた延
性を保持することができる。しかし、Ｆｅの含有量が３
重量％未満では耐熱性向上の効果が薄れ、逆に９.５重
量％を越えると大きな針状析出物が生成して合金が脆く
なる。
【００１３】かかるＦｅによる耐熱性向上に加えて、Ｍ
ｎ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒの少なくとも１種を添加してＡｌ
合金の耐熱性を更に向上させる。Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃ
ｒは比較的安価であり、Ａｌマトリックス中に固溶する
が、Ｆｅと共に添加することによりＦｅと金属間化合物
を生成するのでマトリックスを純Ａｌに近く保ち、優れ
た延性を保持することが可能であり、同時に単独で又は
Ｆｅと微細な金属間化合物を生成してＡｌ合金の耐熱性
を大幅に向上させ、高温での強度を高める。ただし、こ
れらの元素の含有量が３重量％未満では添加による耐熱
性向上の効果がなく、１５重量％を越えると粗大な析出
物を生成して合金を脆くする。
ｎ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒの少なくとも１種を添加してＡｌ
合金の耐熱性を更に向上させる。Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃ
ｒは比較的安価であり、Ａｌマトリックス中に固溶する
が、Ｆｅと共に添加することによりＦｅと金属間化合物
を生成するのでマトリックスを純Ａｌに近く保ち、優れ
た延性を保持することが可能であり、同時に単独で又は
Ｆｅと微細な金属間化合物を生成してＡｌ合金の耐熱性
を大幅に向上させ、高温での強度を高める。ただし、こ
れらの元素の含有量が３重量％未満では添加による耐熱
性向上の効果がなく、１５重量％を越えると粗大な析出
物を生成して合金を脆くする。
【００１４】Ｓｉは、ＦｅやＭｎ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒと
金属間化合物を生成しやすく、生成する金属間化合物を
球状化し且つ微細に安定化させる働きがあり、これによ
り高温での強度を高める。同時に、余ったＳｉはＡｌ合
金のヤング率を上昇させ、熱膨張率を低下させる作用を
有する。Ｓｉの添加量は、０.５重量％以上で初めて金
属間化合物の球状化に寄与し、この効果のみを期待する
場合にはせいぜい４重量％も添加すれば十分であるが、
ヤング率上昇や熱膨張率低下の効果をも狙う場合には更
に多くの添加が必要である。しかし、Ｓｉの添加量が１
０重量％を越えるとＳｉ析出物が粗大化して合金を脆く
するので、１０重量％以下に留める必要がある。
金属間化合物を生成しやすく、生成する金属間化合物を
球状化し且つ微細に安定化させる働きがあり、これによ
り高温での強度を高める。同時に、余ったＳｉはＡｌ合
金のヤング率を上昇させ、熱膨張率を低下させる作用を
有する。Ｓｉの添加量は、０.５重量％以上で初めて金
属間化合物の球状化に寄与し、この効果のみを期待する
場合にはせいぜい４重量％も添加すれば十分であるが、
ヤング率上昇や熱膨張率低下の効果をも狙う場合には更
に多くの添加が必要である。しかし、Ｓｉの添加量が１
０重量％を越えるとＳｉ析出物が粗大化して合金を脆く
するので、１０重量％以下に留める必要がある。
【００１５】本発明のＡｌ合金にＭｇを添加する理由
は、鍛造性を良好にするためである。本発明では原料合
金粉末の固化時の熱履歴をできるだけ小さくするため、
鍛造法により固化を行う。一般に鍛造法は、押出固化法
に比べて固化時の塑性流動が少なく、原料合金粉末の安
定な酸化物（アルミナ）が破壊されにくいため、粉末同
士の良好な結合を達成し難いことが知られており、これ
がＡｌ合金の製造に従来から主に押出固化法が用いられ
てきた理由でもある。しかし、Ｍｇを０.３重量％以上
添加すると、型押し体又は粉末の加熱時にＭｇが表面に
拡散してアルミナ皮膜を還元し、鍛造法によっても粉末
同士の良好な結合が得られることが判明した。ただし、
Ｍｇの添加量が５重量％を越えると鍛造性の改良効果は
飽和するので、５重量％以下とすることが好ましい。
は、鍛造性を良好にするためである。本発明では原料合
金粉末の固化時の熱履歴をできるだけ小さくするため、
鍛造法により固化を行う。一般に鍛造法は、押出固化法
に比べて固化時の塑性流動が少なく、原料合金粉末の安
定な酸化物（アルミナ）が破壊されにくいため、粉末同
士の良好な結合を達成し難いことが知られており、これ
がＡｌ合金の製造に従来から主に押出固化法が用いられ
てきた理由でもある。しかし、Ｍｇを０.３重量％以上
添加すると、型押し体又は粉末の加熱時にＭｇが表面に
拡散してアルミナ皮膜を還元し、鍛造法によっても粉末
同士の良好な結合が得られることが判明した。ただし、
Ｍｇの添加量が５重量％を越えると鍛造性の改良効果は
飽和するので、５重量％以下とすることが好ましい。
【００１６】付言すれば、Ｍｇを添加していないＡｌ合
金では、鍛造性が極めて悪いため、押出等の塑性流動を
付加する固化法を採用せざるを得ない。しかし、押出法
を工業的に実施する場合、押出先端部と押出後端部がデ
ィスカードと呼ばれる不良部となるので、歩留りを上げ
るために大きなビレットを用いる必要がある。ところ
が、大きなビレット全体を鍛造温度まで均一に加熱する
には多くの時間を必要とする結果、加熱時に粉末の微細
組織が粗大化し、特性の劣化を招いてしまう。即ち、Ｍ
ｇを含まないＡｌ合金粉末を短時間で加熱固化すること
は殆ど不可能であると言える。
金では、鍛造性が極めて悪いため、押出等の塑性流動を
付加する固化法を採用せざるを得ない。しかし、押出法
を工業的に実施する場合、押出先端部と押出後端部がデ
ィスカードと呼ばれる不良部となるので、歩留りを上げ
るために大きなビレットを用いる必要がある。ところ
が、大きなビレット全体を鍛造温度まで均一に加熱する
には多くの時間を必要とする結果、加熱時に粉末の微細
組織が粗大化し、特性の劣化を招いてしまう。即ち、Ｍ
ｇを含まないＡｌ合金粉末を短時間で加熱固化すること
は殆ど不可能であると言える。
【００１７】又、本発明においてはＡｌ合金の延性を保
持するため、マトリックス中に固溶して大きな析出硬化
をもたらす元素の添加は避ける必要がある。このため、
かかる元素の代表であるＣｕを合金成分として添加しな
い点が、本発明の別の大きな特徴である。もっとも、前
記した合金成分以外の元素が、Ｃｕを含めて不可避的な
不純物として含まれることは許容される。
持するため、マトリックス中に固溶して大きな析出硬化
をもたらす元素の添加は避ける必要がある。このため、
かかる元素の代表であるＣｕを合金成分として添加しな
い点が、本発明の別の大きな特徴である。もっとも、前
記した合金成分以外の元素が、Ｃｕを含めて不可避的な
不純物として含まれることは許容される。
【００１８】次に、本発明のＡｌ合金の製造方法につい
て説明する。まず、前記した合金組成を有する原料合金
粉末を、ガスアトマイズ法により１０3Ｋ／ｓｅｃ以上
の冷却速度で製造する。冷却速度を１０3Ｋ／ｓｅｃ以
上としたのは、１０2Ｋ／ｓｅｃ程度の冷却速度では従
来の耐熱性Ａｌ合金の特性を越えることができないから
である。しかしながら、１０5〜１０9Ｋ／ｓｅｃの超急
冷といった技術的及びコスト的な無理をせず、それ以下
の冷却速度で製造した安価な原料合金粉末であっても、
以下に述べる本発明方法により従来の耐熱性Ａｌ合金を
遥かに凌駕する特性を得ることができる。
て説明する。まず、前記した合金組成を有する原料合金
粉末を、ガスアトマイズ法により１０3Ｋ／ｓｅｃ以上
の冷却速度で製造する。冷却速度を１０3Ｋ／ｓｅｃ以
上としたのは、１０2Ｋ／ｓｅｃ程度の冷却速度では従
来の耐熱性Ａｌ合金の特性を越えることができないから
である。しかしながら、１０5〜１０9Ｋ／ｓｅｃの超急
冷といった技術的及びコスト的な無理をせず、それ以下
の冷却速度で製造した安価な原料合金粉末であっても、
以下に述べる本発明方法により従来の耐熱性Ａｌ合金を
遥かに凌駕する特性を得ることができる。
【００１９】上記の原料合金粉末は、そのまま又はハン
ドリングを良好にするため型押しした後、４５０〜７０
０℃の温度で粉末鍛造を行う。ただし、この粉末鍛造温
度まで１℃／ｓｅｃ以上、好ましくは１５℃／ｓｅｃ以
上の昇温速度で原料合金粉末を急速加熱する。１℃／ｓ
ｅｃ未満の昇温速度では、加熱時間が長くなって熱履歴
が大きくなるために、ガスアトマイズ法の急冷により得
られた原料合金粉末の微細組織が粗大化し、その優れた
特性が劣化してしまうからである。
ドリングを良好にするため型押しした後、４５０〜７０
０℃の温度で粉末鍛造を行う。ただし、この粉末鍛造温
度まで１℃／ｓｅｃ以上、好ましくは１５℃／ｓｅｃ以
上の昇温速度で原料合金粉末を急速加熱する。１℃／ｓ
ｅｃ未満の昇温速度では、加熱時間が長くなって熱履歴
が大きくなるために、ガスアトマイズ法の急冷により得
られた原料合金粉末の微細組織が粗大化し、その優れた
特性が劣化してしまうからである。
【００２０】粉末鍛造前の原料合金粉末の急速加熱は、
誘導加熱法、放射加熱法、直接通電加熱法のいずれかに
より行うことが好ましいが、中でも誘導加熱法が最も経
済的で効率の良い方法である。又、この急速加熱の雰囲
気は特に限定されず、例えば大気中、不活性ガス中、真
空中で行うことができるが、経済的に大気中で行うこと
が好ましい。しかも、大気中で急速加熱を行っても、加
熱時間が短いので大気による酸化が起きにくく、更には
加熱時に粉末表面から離脱した結晶水とＡｌの反応によ
り生成する水素ガスにより、大気中の有害な酸素や水蒸
気を遮断することができる利点がある。
誘導加熱法、放射加熱法、直接通電加熱法のいずれかに
より行うことが好ましいが、中でも誘導加熱法が最も経
済的で効率の良い方法である。又、この急速加熱の雰囲
気は特に限定されず、例えば大気中、不活性ガス中、真
空中で行うことができるが、経済的に大気中で行うこと
が好ましい。しかも、大気中で急速加熱を行っても、加
熱時間が短いので大気による酸化が起きにくく、更には
加熱時に粉末表面から離脱した結晶水とＡｌの反応によ
り生成する水素ガスにより、大気中の有害な酸素や水蒸
気を遮断することができる利点がある。
【００２１】上記の鍛造工程は１回で済ますことが望ま
しい。粉末鍛造を行った後、得られた鍛造材を１０℃／
ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却するが、冷却方法としては
水冷が最も冷却速度が速く、しかも経済的である点で好
ましい手段である。冷却速度が１０℃／ｓｅｃ未満で
は、熱履歴が大きくなるために微細組織が粗大化し、合
金の特性が劣化する。又、熱履歴を小さくするため、鍛
造後できるだけ速やかに冷却を実施することが好まし
い。
しい。粉末鍛造を行った後、得られた鍛造材を１０℃／
ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却するが、冷却方法としては
水冷が最も冷却速度が速く、しかも経済的である点で好
ましい手段である。冷却速度が１０℃／ｓｅｃ未満で
は、熱履歴が大きくなるために微細組織が粗大化し、合
金の特性が劣化する。又、熱履歴を小さくするため、鍛
造後できるだけ速やかに冷却を実施することが好まし
い。
【００２２】
【実施例】実施例１ 下記表１に示す組成の原料合金粉末を、冷却速度１０3
Ｋ／ｓｅｃのエアーアトマイズ法により製造した。
Ｋ／ｓｅｃのエアーアトマイズ法により製造した。
【００２３】
【表１】
【００２４】次に、表１に示す組成の原料合金粉末各２
００ｇを面圧４ｔｏｎ／ｃｍ2で型押しして、直径７９
ｍｍの型押し体（密度７５％）とした。この型押し体を
誘導加熱炉に入れ、大気中において出力５０ｋＷ、周波
数３ｋＨｚで昇温速度１６℃／ｓｅｃにて急速加熱し、
３０秒間で鍛造温度の５００℃まで加熱した。加熱した
型押し体を誘導加熱炉から金型に移し、面圧８ｔｏｎ／
ｃｍ2で鍛造した後、直ちに鍛造材を水冷した。
００ｇを面圧４ｔｏｎ／ｃｍ2で型押しして、直径７９
ｍｍの型押し体（密度７５％）とした。この型押し体を
誘導加熱炉に入れ、大気中において出力５０ｋＷ、周波
数３ｋＨｚで昇温速度１６℃／ｓｅｃにて急速加熱し、
３０秒間で鍛造温度の５００℃まで加熱した。加熱した
型押し体を誘導加熱炉から金型に移し、面圧８ｔｏｎ／
ｃｍ2で鍛造した後、直ちに鍛造材を水冷した。
【００２５】かくして得られた各Ａｌ合金から試験片を
切り出し、２００℃にて引張試験を行った。試験により
得られた結果を表２に示す。ただし、この実施例での総
合判定の基準は、 ○：引張強さ≧４５ｋｇ／ｍｍ2且つ破断伸び≧５％ ×：引張強さ＜４５ｋｇ／ｍｍ2又は破断伸び＜５％、
とした。 下記表２に示す結果から、本発明によるＡｌ合金は高温
において従来にない極めて優れた引張強さを示し、しか
も優れた破断伸びを有することが判る。
切り出し、２００℃にて引張試験を行った。試験により
得られた結果を表２に示す。ただし、この実施例での総
合判定の基準は、 ○：引張強さ≧４５ｋｇ／ｍｍ2且つ破断伸び≧５％ ×：引張強さ＜４５ｋｇ／ｍｍ2又は破断伸び＜５％、
とした。 下記表２に示す結果から、本発明によるＡｌ合金は高温
において従来にない極めて優れた引張強さを示し、しか
も優れた破断伸びを有することが判る。
【００２６】
【表２】
【００２７】実施例２ 実施例１において最も高い強度が得られた試料９につい
て、同一組成の原料合金粉末の固化条件のうち型押し体
の昇温速度と鍛造材の冷却条件を変え、他は実施例１と
同様に実施した。得られたＡｌ合金の特性を実施例１と
同様に試験し、その結果を表３に示した。
て、同一組成の原料合金粉末の固化条件のうち型押し体
の昇温速度と鍛造材の冷却条件を変え、他は実施例１と
同様に実施した。得られたＡｌ合金の特性を実施例１と
同様に試験し、その結果を表３に示した。
【００２８】
【表３】
【００２９】上記表３の結果から、Ａｌ合金の耐熱性に
は、合金組成と固化時の熱履歴の両方の条件が影響して
いることが判る。尚、試料の９ｄ及び９ｅは固化条件が
本発明方法の範囲外ではあるが、高強度を得るのに適切
な合金組成であるため、２００℃での引張強さとしては
実施例１での判断基準の４５ｋｇ／ｍｍ2以上の値が得
られている。又、試料９ａ、９ｂ、９ｃの破断伸びは５
％未満で実施例１での判断基準を満たさないが、これは
合金組成が高強度を狙って破断伸びを多少犠牲にしてい
るため、及び固化条件が本発明方法で定める範囲の下限
に近づいているためである。
は、合金組成と固化時の熱履歴の両方の条件が影響して
いることが判る。尚、試料の９ｄ及び９ｅは固化条件が
本発明方法の範囲外ではあるが、高強度を得るのに適切
な合金組成であるため、２００℃での引張強さとしては
実施例１での判断基準の４５ｋｇ／ｍｍ2以上の値が得
られている。又、試料９ａ、９ｂ、９ｃの破断伸びは５
％未満で実施例１での判断基準を満たさないが、これは
合金組成が高強度を狙って破断伸びを多少犠牲にしてい
るため、及び固化条件が本発明方法で定める範囲の下限
に近づいているためである。
【００３０】実施例３ 同じく試料９について、同一組成の原料合金粉末の固化
条件のうち型押し体の加熱方法と加熱雰囲気を変え、他
は実施例１と同様に実施した。ただし、放射加熱には３
０ｋＷのゴールドイメージ炉を用い、直接通電加熱では
銅電極で型押し体をはさみ、最高出力３０ｋＷで通電加
熱した。又、Ａｒ雰囲気では流量を７リットル／分と
し、真空雰囲気では油回転ポンプと拡散ポンプを用いて
真空度を約１０-5ｔｏｒｒとした。得られた各Ａｌ合金
の特性を実施例１と同様に試験し、その結果を表４に示
した。
条件のうち型押し体の加熱方法と加熱雰囲気を変え、他
は実施例１と同様に実施した。ただし、放射加熱には３
０ｋＷのゴールドイメージ炉を用い、直接通電加熱では
銅電極で型押し体をはさみ、最高出力３０ｋＷで通電加
熱した。又、Ａｒ雰囲気では流量を７リットル／分と
し、真空雰囲気では油回転ポンプと拡散ポンプを用いて
真空度を約１０-5ｔｏｒｒとした。得られた各Ａｌ合金
の特性を実施例１と同様に試験し、その結果を表４に示
した。
【００３１】
【表４】
【００３２】上記表４の結果から、加熱方法はいずれの
方法でもほぼ同じ合金特性が得られること、及び加熱雰
囲気は真空中や不活性ガス中でなくても大気中でも可能
であるばかりか、真空中よりもむしろ大気中の方が良い
ことが判る。
方法でもほぼ同じ合金特性が得られること、及び加熱雰
囲気は真空中や不活性ガス中でなくても大気中でも可能
であるばかりか、真空中よりもむしろ大気中の方が良い
ことが判る。
【００３３】
【発明の効果】本発明によれば、特定の合金組成と該組
成の原料合金粉末の固化時における熱履歴を小さくする
ことによって、高温でかってない優れた強度を有し、コ
ネクティングロッドに代表される自動車エンジン部品等
として好適な、耐熱性アルミニウム合金を経済的に安価
に提供することができる。
成の原料合金粉末の固化時における熱履歴を小さくする
ことによって、高温でかってない優れた強度を有し、コ
ネクティングロッドに代表される自動車エンジン部品等
として好適な、耐熱性アルミニウム合金を経済的に安価
に提供することができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 近藤 勝義 兵庫県伊丹市昆陽北一丁目１番１号 住 友電気工業株式会社 伊丹製作所内 (56)参考文献 特開 平１−319644（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−157202（ＪＰ，Ａ) 特開 昭47−26363（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 1/04 C22C 21/00 - 21/18 B22F 3/17
Claims (4)
- 【請求項１】 重量比でＦｅ ３〜９.５％、Ｍｎ、Ｎ
ｉ、Ｍｏ及びＣｒの少なくとも１種３〜１５％、Ｓｉ
０.５〜１０％、Ｍｇ ０.３〜５％、及び残部のＡｌか
らなり、合金成分としてＣｕを含有せず、２００℃での
引張強さが４５ｋｇ／ｍｍ2以上であることを特徴とす
る耐熱性アルミニウム合金。 - 【請求項２】 重量比でＦｅ ３〜９.５％、Ｍｎ、Ｎ
ｉ、Ｍｏ及びＣｒの少なくとも１種 ３〜１５％、Ｓｉ
０.５〜１０％、Ｍｇ ０.３〜５％、及び残部のＡｌ
からなり、合金成分としてＣｕを含有しない原料合金粉
末を、ガスアトマイズ法により１０３Ｋ／ｓｅｃ以上の
冷却速度で製造し、この原料合金粉末をそのまま又は型
押しして１℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で急速加熱し、４
５０〜７００℃の温度で粉末鍛造した後、１０℃／ｓｅ
ｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする耐熱性ア
ルミニウム合金の製造方法。 - 【請求項３】 原料合金粉末の急速加熱は、誘導加熱
法、放射加熱法、直接通電加熱法のいずれかにより、大
気中で行われることを特徴とする、請求項２に記載の耐
熱性アルミニウム合金の製造方法。 - 【請求項４】 粉末鍛造後、直ちに鍛造材を水冷するこ
とを特徴とする、請求項２又は３に記載の耐熱性アルミ
ニウム合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33089992A JP3355673B2 (ja) | 1992-11-17 | 1992-11-17 | 耐熱性アルミニウム合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33089992A JP3355673B2 (ja) | 1992-11-17 | 1992-11-17 | 耐熱性アルミニウム合金及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06158211A JPH06158211A (ja) | 1994-06-07 |
| JP3355673B2 true JP3355673B2 (ja) | 2002-12-09 |
Family
ID=18237743
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33089992A Expired - Fee Related JP3355673B2 (ja) | 1992-11-17 | 1992-11-17 | 耐熱性アルミニウム合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3355673B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2693181B2 (ja) * | 1988-08-18 | 1997-12-24 | 昭和アルミニウム株式会社 | アルミニウムブレージングシート |
| JPH07179974A (ja) * | 1993-12-24 | 1995-07-18 | Takeshi Masumoto | アルミニウム合金およびその製造方法 |
| WO2020170589A1 (ja) | 2019-02-20 | 2020-08-27 | 住友電気工業株式会社 | アルミニウム合金材 |
| CN112626376A (zh) * | 2019-09-23 | 2021-04-09 | 圆融金属粉末股份有限公司 | 铝合金粉末及其制造方法、铝合金制品及其制造方法 |
-
1992
- 1992-11-17 JP JP33089992A patent/JP3355673B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06158211A (ja) | 1994-06-07 |
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|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |