JPH03120301A - アルミニウム合金の粉末冶金法 - Google Patents
アルミニウム合金の粉末冶金法Info
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- JPH03120301A JPH03120301A JP25817289A JP25817289A JPH03120301A JP H03120301 A JPH03120301 A JP H03120301A JP 25817289 A JP25817289 A JP 25817289A JP 25817289 A JP25817289 A JP 25817289A JP H03120301 A JPH03120301 A JP H03120301A
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Landscapes
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
[産業上の利用分野]
本発明は、アルミニウム合金の粉末冶金法に関する。
[従来の技術]
各種の合金元素からなり、かつ急冷凝固法によって得た
アルミニウム合金粉末を原料として、従来の溶解鋳造法
では得ることができない高い強度、高い耐摩耗性および
優れた高温強度を有する成形体を、粉末冶金法によって
製造する研究が、近年盛んに行われている。
アルミニウム合金粉末を原料として、従来の溶解鋳造法
では得ることができない高い強度、高い耐摩耗性および
優れた高温強度を有する成形体を、粉末冶金法によって
製造する研究が、近年盛んに行われている。
かかる研究においては、−殻内に熱間押出し法や熱間静
水圧法によって成形体を成形している。
水圧法によって成形体を成形している。
なぜならば、通常の粉末成形工程と焼結工程からなる成
形方法によると、粉末表面に酸化アルミニウム被膜が生
じ、この酸化アルミニウム被膜が成形体に悪影響を及ぼ
し、所望の強度の成形体を得ることができないためであ
る。
形方法によると、粉末表面に酸化アルミニウム被膜が生
じ、この酸化アルミニウム被膜が成形体に悪影響を及ぼ
し、所望の強度の成形体を得ることができないためであ
る。
[発明が解決しようとする課題]
しかしながら、熱間押出し法は材料歩留りが悪い上に工
程が複雑であるため、製造原価が高くなるという問題点
がある。また、熱間静水圧法は設備費がかさむ上に生産
性も悪いため、この方法も製造原価が高くなるという問
題点がある。
程が複雑であるため、製造原価が高くなるという問題点
がある。また、熱間静水圧法は設備費がかさむ上に生産
性も悪いため、この方法も製造原価が高くなるという問
題点がある。
かかる問題点を解決するものとして、焼結鍛造法によっ
てアルミニウム合金粉末から成形体を成形し、生産性を
向上させようとする試みが、特開昭63−190102
号公報に記載されている。
てアルミニウム合金粉末から成形体を成形し、生産性を
向上させようとする試みが、特開昭63−190102
号公報に記載されている。
しかしながら、特開昭63−190102号公報に記載
の成形方法では、同公報にも記載のとおり、アルミニウ
ム合金粉末からなる高強度の鍛造成形体を得るためには
、8トン/Cm”以上の鍛造圧力を必要とする。このよ
うに高い鍛造圧力では、鍛造金型の寿命が短くなるとい
う問題点がある。
の成形方法では、同公報にも記載のとおり、アルミニウ
ム合金粉末からなる高強度の鍛造成形体を得るためには
、8トン/Cm”以上の鍛造圧力を必要とする。このよ
うに高い鍛造圧力では、鍛造金型の寿命が短くなるとい
う問題点がある。
また、このように高い鍛造圧力で成形しても、第10図
に示すアルミニウム合金粉末の鍛造成形体の金属組織の
光学顕微鏡写真からも明らかなように、その鍛造成形体
の表面には無数の細孔(以下、ポロシティ−という。)
が発生し、その表面からポロシティ−を切削によって除
去しない限り、材料としての信頼性を確保できないとい
う問題点もある。なお、第10図の光学顕微鏡写真の倍
率は100倍である。
に示すアルミニウム合金粉末の鍛造成形体の金属組織の
光学顕微鏡写真からも明らかなように、その鍛造成形体
の表面には無数の細孔(以下、ポロシティ−という。)
が発生し、その表面からポロシティ−を切削によって除
去しない限り、材料としての信頼性を確保できないとい
う問題点もある。なお、第10図の光学顕微鏡写真の倍
率は100倍である。
本発明は上記の問題点を解決し、安価な製造原価かつ高
い生産性で、ポロシティ−などの欠陥のないアルミニウ
ム合金粉末の成形体を成形することができるアルミニウ
ム合金の粉末冶金法を提供することを目的とする。
い生産性で、ポロシティ−などの欠陥のないアルミニウ
ム合金粉末の成形体を成形することができるアルミニウ
ム合金の粉末冶金法を提供することを目的とする。
[課題を解決するための手段]
本発明のアルミニウム合金の粉末冶金法は、球状化度0
.7以下のアルミニウム合金粉末を室温以上の温度で予
備成形金型で加圧成形して、みかけの密度と真密度との
比が0.70−0.85の予備成形体を得る第1工程と
、 該予備成形体を350℃以上で焼結が開始しない温度以
下の温度とし、かつ本成形金型の温度を該予備成形体の
温度の0.75以上の温度に保持した状態で該予備成形
体を該本成形金型で5〜30秒間加圧成形して、みかけ
の密度と真密度との比が0.97以上の成形体を得る第
2工程と、からなることを特徴とするアルミニウム合金
の粉末冶金法である。
.7以下のアルミニウム合金粉末を室温以上の温度で予
備成形金型で加圧成形して、みかけの密度と真密度との
比が0.70−0.85の予備成形体を得る第1工程と
、 該予備成形体を350℃以上で焼結が開始しない温度以
下の温度とし、かつ本成形金型の温度を該予備成形体の
温度の0.75以上の温度に保持した状態で該予備成形
体を該本成形金型で5〜30秒間加圧成形して、みかけ
の密度と真密度との比が0.97以上の成形体を得る第
2工程と、からなることを特徴とするアルミニウム合金
の粉末冶金法である。
アルミニウム合金粉末の球状化度とは、アルミニウム合
金粉末の投影図の投影面積をその投影図の周長の二乗で
除した値と、真球のに値との比の値(以下、球状化度A
という。)である。
金粉末の投影図の投影面積をその投影図の周長の二乗で
除した値と、真球のに値との比の値(以下、球状化度A
という。)である。
ここで、真球のに値とは、真球の断面積を真球の周長の
二乗で除した値である。すなわち、真球の半径をrとす
ると、その断面積(S)はπr2となり、その周長(5
2)は2πrとなる。したがって、真球のに値は、 K=S/Q 2 =πr2/ (2πp)2 =1/4π=0.0796、と計算で きる。
二乗で除した値である。すなわち、真球の半径をrとす
ると、その断面積(S)はπr2となり、その周長(5
2)は2πrとなる。したがって、真球のに値は、 K=S/Q 2 =πr2/ (2πp)2 =1/4π=0.0796、と計算で きる。
したがって、アルミニウム合金粉末の投影図の投影面積
をその投影図の周長の二乗で除した値をKaとすれば、
球状化度Aは、次の式で求めることができる。すなわち
、 A=Ka /に =Ka10.0796、と計算できる。
をその投影図の周長の二乗で除した値をKaとすれば、
球状化度Aは、次の式で求めることができる。すなわち
、 A=Ka /に =Ka10.0796、と計算できる。
この球状化度Aが0.7を越える場合、得られたアルミ
ニウム合金粉末の形状が真球に近くなる。
ニウム合金粉末の形状が真球に近くなる。
このような球状化度Aを有するアルミニウム合金粉末を
用いて成形体を成形すると、アルミニウム合金粉末同士
の絡み合いが少ないため、成形体の表面に層状組織(以
下、ラミネーションという。)が発生し易くなる。した
がって、アルミニウム合金粉末の球状化度Aの値は好ま
しくは0.7以下である。また、球状化度Aを0.7以
下とすることによって、比較的低い成形圧力かつ室温で
も予備成形体を成形することが可能となり、予備成形金
型の寿命も向上する。
用いて成形体を成形すると、アルミニウム合金粉末同士
の絡み合いが少ないため、成形体の表面に層状組織(以
下、ラミネーションという。)が発生し易くなる。した
がって、アルミニウム合金粉末の球状化度Aの値は好ま
しくは0.7以下である。また、球状化度Aを0.7以
下とすることによって、比較的低い成形圧力かつ室温で
も予備成形体を成形することが可能となり、予備成形金
型の寿命も向上する。
本発明の第1工程において予備成形体の成形温度は、室
温以上であればよい。しかし、本発明の発明者らは鋭意
研究の結果、複雑な形状を有する予備成形体を成形する
にあたっては、150℃未満の成形温度に予備成形金型
およびアルミニウム合金粉末を加熱することが好ましい
ことを見出だした。すなわち、第1表に示すとおり成形
温度が150℃以上となると、予備成形体が予備成形金
型に凝着し易くなって、予備成形金型から予備成形体を
扱出す際の後出し荷重が著しく大きくなり、好ましくな
いからである。
温以上であればよい。しかし、本発明の発明者らは鋭意
研究の結果、複雑な形状を有する予備成形体を成形する
にあたっては、150℃未満の成形温度に予備成形金型
およびアルミニウム合金粉末を加熱することが好ましい
ことを見出だした。すなわち、第1表に示すとおり成形
温度が150℃以上となると、予備成形体が予備成形金
型に凝着し易くなって、予備成形金型から予備成形体を
扱出す際の後出し荷重が著しく大きくなり、好ましくな
いからである。
成形条件:JSPM標準引張り強度試験片成形圧力5ト
ン/cm2 予備成形体のみかけの密度と真密度との比(以下、予備
成形体密度比という。)は、0.70〜0.85の範囲
にあることが好ましい。予備成形体密度比が0.70未
満の予備成形体の強度は充分なものでないので、かかる
予備成形体をその後の工程において取扱う際にその角部
が欠けるなどの問題を生じる。また、予備成形体密度比
が0゜85を越える予備成形体を冑ようとすると、高い
成形圧力で成形しなければならないので、予備成形金型
の寿命が短くなる上、予備成形体の表面に気泡(以下、
ブリスターという。)が発生するなどの問題を生じる。
ン/cm2 予備成形体のみかけの密度と真密度との比(以下、予備
成形体密度比という。)は、0.70〜0.85の範囲
にあることが好ましい。予備成形体密度比が0.70未
満の予備成形体の強度は充分なものでないので、かかる
予備成形体をその後の工程において取扱う際にその角部
が欠けるなどの問題を生じる。また、予備成形体密度比
が0゜85を越える予備成形体を冑ようとすると、高い
成形圧力で成形しなければならないので、予備成形金型
の寿命が短くなる上、予備成形体の表面に気泡(以下、
ブリスターという。)が発生するなどの問題を生じる。
これは、予備成形体密度比が0.85を越える予備成形
体を得ようとすると、成形圧力を高めなければならず、
また成形圧力を高めると予備成形体内に生じる細孔がす
べて閉細孔となり、アルミニウム合金粉末表面の酸化ア
ルミニウム(AQ 203・3H20)被膜から生じる
水素ガスが捕えられるために、ブリスターが発生し易く
なるからである。
体を得ようとすると、成形圧力を高めなければならず、
また成形圧力を高めると予備成形体内に生じる細孔がす
べて閉細孔となり、アルミニウム合金粉末表面の酸化ア
ルミニウム(AQ 203・3H20)被膜から生じる
水素ガスが捕えられるために、ブリスターが発生し易く
なるからである。
本発明の第2工程において、予備成形体を加熱する温度
は、350℃以上で焼結が開始しない温度以下の温度で
あることが好ましい。これは、350℃未満の温度に加
熱した予備成形体を所定の成形体に成形するには、第2
工程での成形圧力を高めなければならず、このように成
形圧力を高めると本成形金型の寿命が短くなるため好ま
しくないからである。
は、350℃以上で焼結が開始しない温度以下の温度で
あることが好ましい。これは、350℃未満の温度に加
熱した予備成形体を所定の成形体に成形するには、第2
工程での成形圧力を高めなければならず、このように成
形圧力を高めると本成形金型の寿命が短くなるため好ま
しくないからである。
なお、本発明の発明者らは各加熱温度にあ【プる予備成
形体の寸法変化と引張り強度を調べた結果、第2表に示
すように焼結が開始する温度は、はぼ540℃であり、
焼結が開始した後は引張り強度に大きな向上は認められ
ないことが判った。
形体の寸法変化と引張り強度を調べた結果、第2表に示
すように焼結が開始する温度は、はぼ540℃であり、
焼結が開始した後は引張り強度に大きな向上は認められ
ないことが判った。
第 2 表
加熱雰囲気:窒素(800Torr)
加熱時間 260分
また、第2図から第4図に示す各加熱温度における予備
成形体の金属組織の光学顕微鏡写真から明らかなように
、焼結が開始すると金属組織中の初晶のケイ素が著しく
粗大化していることが判る。
成形体の金属組織の光学顕微鏡写真から明らかなように
、焼結が開始すると金属組織中の初晶のケイ素が著しく
粗大化していることが判る。
このように初晶のケイ素が粗大化することは、成形後の
成形体の強度を著しく低下させる。したがって、かかる
強度低下を防止するためにも、予備成形体の加熱温度を
350℃以上で焼結が開始しない温度以下とすることが
好ましいことが判る。
成形体の強度を著しく低下させる。したがって、かかる
強度低下を防止するためにも、予備成形体の加熱温度を
350℃以上で焼結が開始しない温度以下とすることが
好ましいことが判る。
なお、第2図から第4図の光学顕微鏡写真の倍率は10
00倍である。
00倍である。
ざらに、本発明の第2工程において、本成形金型の温度
を予備成形体の温度に対して、0.75以上1.2以下
の温度に保持した状態とすることが好ましい。このよう
に本成形金型の温度を保持することによって、成形体の
表面にポロシティ−などの欠陥がない健全な成形体を得
ることができる。かかる事実は、本発明の発明者らが本
成形金型の温度を予備成形体の温度に対して0.23.
0.73.0.80に保持して鍛造成形した各鍛造成形
体の成形パンチ側表面の金属組織を、光学顕微鏡で躍影
した写真を解析することによって明らかになったもので
ある。
を予備成形体の温度に対して、0.75以上1.2以下
の温度に保持した状態とすることが好ましい。このよう
に本成形金型の温度を保持することによって、成形体の
表面にポロシティ−などの欠陥がない健全な成形体を得
ることができる。かかる事実は、本発明の発明者らが本
成形金型の温度を予備成形体の温度に対して0.23.
0.73.0.80に保持して鍛造成形した各鍛造成形
体の成形パンチ側表面の金属組織を、光学顕微鏡で躍影
した写真を解析することによって明らかになったもので
ある。
この@造成形体の表面の金属組織の光学顕微鏡写真を第
5図から第7図に示す。第5図および第6図から明らか
なように、本成形金型の温度を予備成形体の温度に対し
て0.75未満とした場合には、鍛造成形体の表面にポ
ロシティ−が生じていることが判る。ポロシティ−が鍛
造成形体に存在する場合、鍛造成形体の材料としての信
頼性が著しく低下するので、切削などによってかかるホ
ーロシティ−を除去しなければならない。このため、材
料の歩留りが著しく低下してしまう。なお、第7図に示
すように、本成形金型の温度を予備成形体の温度に対し
て0.80とした場合には、得られた鍛造成形体はポロ
シティ−の発生がない健全な鍛造成形体であることが判
る。なお、第5図から第7図の光学顕微鏡写真の倍率は
400倍である。なお、本成形金型の温度を予備成形体
の温度に対して1.2以下とすることが好ましい。1゜
2を越えても鍛造成形体の特性が変化しないばかりでは
なく、本成形金型を加熱するための電力または火力が相
当必要になり、製造原価が高くなるため好ましくない。
5図から第7図に示す。第5図および第6図から明らか
なように、本成形金型の温度を予備成形体の温度に対し
て0.75未満とした場合には、鍛造成形体の表面にポ
ロシティ−が生じていることが判る。ポロシティ−が鍛
造成形体に存在する場合、鍛造成形体の材料としての信
頼性が著しく低下するので、切削などによってかかるホ
ーロシティ−を除去しなければならない。このため、材
料の歩留りが著しく低下してしまう。なお、第7図に示
すように、本成形金型の温度を予備成形体の温度に対し
て0.80とした場合には、得られた鍛造成形体はポロ
シティ−の発生がない健全な鍛造成形体であることが判
る。なお、第5図から第7図の光学顕微鏡写真の倍率は
400倍である。なお、本成形金型の温度を予備成形体
の温度に対して1.2以下とすることが好ましい。1゜
2を越えても鍛造成形体の特性が変化しないばかりでは
なく、本成形金型を加熱するための電力または火力が相
当必要になり、製造原価が高くなるため好ましくない。
第2工程の成形における成形時間は、5〜30秒間とす
ることが好ましい。これは、成形時間を5秒未満とする
と、予備成形体中のアルミニウム合金粉末間でアルミニ
ウム原子が充分に拡散することができず、充分な強度を
有する成形体を得ることができないためであり、また成
形時間を30秒を越えるものとしても、30秒を越えて
延長した成形時間に比例して成形体の強度が向上しない
ためである。
ることが好ましい。これは、成形時間を5秒未満とする
と、予備成形体中のアルミニウム合金粉末間でアルミニ
ウム原子が充分に拡散することができず、充分な強度を
有する成形体を得ることができないためであり、また成
形時間を30秒を越えるものとしても、30秒を越えて
延長した成形時間に比例して成形体の強度が向上しない
ためである。
成形体のみかけの密度と真密度との比(以下、成形体密
度比という。)は、0.97以上とすることが好ましい
。これは、第8図に示す押出し成形体の成形体密度比と
引張り強度との関係から、本発明の第2工程で得られる
成形体に押出し成形体と同等の引張り強度を付与するた
めには、この成形体の成形体密度比を0.97以上とし
なければならないことが、本発明の発明者らの研究の結
果判明したからである。なお、成形体密度比が0゜97
未満の場合、成形体内にポロシティ−が発生し、アルミ
ニウム合金粉末同士が充分に結合していないために、成
形体の強度が低下する。
度比という。)は、0.97以上とすることが好ましい
。これは、第8図に示す押出し成形体の成形体密度比と
引張り強度との関係から、本発明の第2工程で得られる
成形体に押出し成形体と同等の引張り強度を付与するた
めには、この成形体の成形体密度比を0.97以上とし
なければならないことが、本発明の発明者らの研究の結
果判明したからである。なお、成形体密度比が0゜97
未満の場合、成形体内にポロシティ−が発生し、アルミ
ニウム合金粉末同士が充分に結合していないために、成
形体の強度が低下する。
本発明の第2工程においては、その成形条件、すなわち
予備成形体の加熱温度、本成形金型の予備成形体に対す
る温度および成形時間を上記で詳述したように限定した
ので、第9図に示すように、比較的低い成形圧力でポロ
シティ−などの欠陥のない高密度の成形体を得ることが
できる。
予備成形体の加熱温度、本成形金型の予備成形体に対す
る温度および成形時間を上記で詳述したように限定した
ので、第9図に示すように、比較的低い成形圧力でポロ
シティ−などの欠陥のない高密度の成形体を得ることが
できる。
また、成形体の耐摩耗性を向上させるために耐摩耗粒子
を添加しても良い。この耐摩耗粒子の硬度はごッカース
硬度(HV)で400以上であるのが好ましい。耐摩耗
粒子の硬度が400未満であっては、耐摩耗粒子として
の機能を充分に果たすことができない。なお、耐摩耗粒
子の粒径は、100μm以下でおるのが好ましい。なぜ
ならば、耐摩耗粒子の粒径が100μmを越えると、第
1工程における予備成形体の成形性が低下し、かつ10
0μmを越える粒径を有する耐摩耗粒子を添加しても、
成形体の耐摩耗性はほとんど向上しないからである。
を添加しても良い。この耐摩耗粒子の硬度はごッカース
硬度(HV)で400以上であるのが好ましい。耐摩耗
粒子の硬度が400未満であっては、耐摩耗粒子として
の機能を充分に果たすことができない。なお、耐摩耗粒
子の粒径は、100μm以下でおるのが好ましい。なぜ
ならば、耐摩耗粒子の粒径が100μmを越えると、第
1工程における予備成形体の成形性が低下し、かつ10
0μmを越える粒径を有する耐摩耗粒子を添加しても、
成形体の耐摩耗性はほとんど向上しないからである。
[発明の作用および効果]
本発明のアルミニウム合金の粉末冶金法の第1工程にお
いては、原料となるアルミニウム合金粉末の球状化度A
を0.7以下としたので、ラミネーションやブリスター
などの欠陥のない高密度の予備成形体を比較的低い成形
圧力かつ室温で成形することができる。
いては、原料となるアルミニウム合金粉末の球状化度A
を0.7以下としたので、ラミネーションやブリスター
などの欠陥のない高密度の予備成形体を比較的低い成形
圧力かつ室温で成形することができる。
また、本発明のアルミニウム合金の粉末冶金法の第2工
程においては、予備成形体を加熱する温度は350℃以
上で焼結が開始しない温度以下の温度とし、本成形金型
の温度を予備成形体の温度に対して0.75以上の温度
に保持した状態とし、かつ成形時間を5〜30秒間とす
ることによって、第2工程における成形を比較的低い成
形圧力で行うことができる上、かかる低い成形圧力で成
形を行ってもポロシティ−などの欠陥のない高密度の成
形体を効率良く生産することができる。
程においては、予備成形体を加熱する温度は350℃以
上で焼結が開始しない温度以下の温度とし、本成形金型
の温度を予備成形体の温度に対して0.75以上の温度
に保持した状態とし、かつ成形時間を5〜30秒間とす
ることによって、第2工程における成形を比較的低い成
形圧力で行うことができる上、かかる低い成形圧力で成
形を行ってもポロシティ−などの欠陥のない高密度の成
形体を効率良く生産することができる。
したがって、本発明のアルミニウム合金の粉末冶金法に
よれば、複雑な工程からなる熱間押出し法や設備費がか
さむ熱間静水圧法を採用することなく、比較的低い成形
圧力で成形体を成形することができ、金型の寿命も大き
く向上する。ざらに、得られた成形体はポロシティ−な
どの欠陥がないので、切削によって欠陥部を除去する必
要がない。
よれば、複雑な工程からなる熱間押出し法や設備費がか
さむ熱間静水圧法を採用することなく、比較的低い成形
圧力で成形体を成形することができ、金型の寿命も大き
く向上する。ざらに、得られた成形体はポロシティ−な
どの欠陥がないので、切削によって欠陥部を除去する必
要がない。
したがって、材料歩留りが向上する。このように、本発
明のアルミニウム合金の粉末冶金法によれば、安価な製
造原価かつ高い生産性で、アルミニウム合金粉末から高
強度の成形体を成形することができる。
明のアルミニウム合金の粉末冶金法によれば、安価な製
造原価かつ高い生産性で、アルミニウム合金粉末から高
強度の成形体を成形することができる。
[実施例]
以下、本発明のアルミニウム合金の粉末冶金法を実施例
に基づき説明する。
に基づき説明する。
(第1実施例)
第3表の第1実施例に示すような組成となるように、S
l、Fe、Cu、MCJ、MrlおよびA9を配合した
。この後、この組成物を高周波加熱炉内で加熱してアル
ミニウム合金溶湯を調製した。
l、Fe、Cu、MCJ、MrlおよびA9を配合した
。この後、この組成物を高周波加熱炉内で加熱してアル
ミニウム合金溶湯を調製した。
次に、このアルミニウム合金溶湯を1150℃に加熱し
ノズル径5mmのノズルから落下させ、落下中のアルミ
ニウム合金溶湯に空気を吹きか【プでアトマイズした。
ノズル径5mmのノズルから落下させ、落下中のアルミ
ニウム合金溶湯に空気を吹きか【プでアトマイズした。
このようにして得たアルミニウム合金粉末をプレパラー
ト上に分散させて光学顕微鏡で写真囮影し、この光学顕
微鏡写真を画像解析装置で分析してアルミニウム合金粉
末の投影図の投影面積およびその投影図の周長を測定し
、アルミニウム合金粉末の球状化度Aを求めた。第1実
施例のアルミニウム合金粉末の球状化度Aは、0.63
でめった。
ト上に分散させて光学顕微鏡で写真囮影し、この光学顕
微鏡写真を画像解析装置で分析してアルミニウム合金粉
末の投影図の投影面積およびその投影図の周長を測定し
、アルミニウム合金粉末の球状化度Aを求めた。第1実
施例のアルミニウム合金粉末の球状化度Aは、0.63
でめった。
このアルミニウム合金粉末をアミドワックス系の潤滑剤
を塗布した予備成形金型内に供給し、成形圧力4トン/
cm”で室温にて、JSPM標準引張り強度試験片(長
さ96.5mm、平行部の巾5.70mm)の形状を有
する予備成形体に成形した。なお、得られた予備成形体
の予備成形体密度比は、0.80であった。
を塗布した予備成形金型内に供給し、成形圧力4トン/
cm”で室温にて、JSPM標準引張り強度試験片(長
さ96.5mm、平行部の巾5.70mm)の形状を有
する予備成形体に成形した。なお、得られた予備成形体
の予備成形体密度比は、0.80であった。
次に、この予備成形体を800Torrの窒素雰囲気中
500℃で1時間加熱した。このように加熱した予備成
形体を、水に分散した黒鉛を塗布した後に800TOr
rの窒素雰囲気中で400℃に加熱した本成形金型に供
給した。そして、本成形金型内で予備成形体を4トン/
Cm2の鍛造圧力で15秒間加圧して鍛造成形体を得た
。なお、この鍛造成形の際、本成形金型の温度を、予備
成形体の温度の0.77〜0.80の温度に保持した。
500℃で1時間加熱した。このように加熱した予備成
形体を、水に分散した黒鉛を塗布した後に800TOr
rの窒素雰囲気中で400℃に加熱した本成形金型に供
給した。そして、本成形金型内で予備成形体を4トン/
Cm2の鍛造圧力で15秒間加圧して鍛造成形体を得た
。なお、この鍛造成形の際、本成形金型の温度を、予備
成形体の温度の0.77〜0.80の温度に保持した。
このようにして得た鍛造成形体の成形体密度比を水浸漬
法によって求めたところ、1.0であった。ざらに、万
能試験機を使用してこの鍛造成形体の引張り強度を測定
したところ、54.2kgf/mm” (531MP
a)でa5t)、所望の引張り強度を有するものであっ
た。なお、この測定は、歪み速度1mm/分で室温にて
行った。
法によって求めたところ、1.0であった。ざらに、万
能試験機を使用してこの鍛造成形体の引張り強度を測定
したところ、54.2kgf/mm” (531MP
a)でa5t)、所望の引張り強度を有するものであっ
た。なお、この測定は、歪み速度1mm/分で室温にて
行った。
また、第1図に上記のように成形した第1実施例の鍛造
成形体の金属組織の光学顕微鏡写真を示す。第・1図か
ら明らかなように、第1実施例の鍛造成形体はその表面
部にポロシティ−などの欠陥がない健全な鍛造成形体で
あることが判る。なお、この光学顕微鏡写真の倍率は1
00倍である。
成形体の金属組織の光学顕微鏡写真を示す。第・1図か
ら明らかなように、第1実施例の鍛造成形体はその表面
部にポロシティ−などの欠陥がない健全な鍛造成形体で
あることが判る。なお、この光学顕微鏡写真の倍率は1
00倍である。
(第2実施例)
第3表の第2実施例に示すような組成となるように、s
r 、 Fe、cu、 Mcr、 MnおよびA52を
配合した。この後、この組成物を第1実施例と同様の方
法でアトマイズした。
r 、 Fe、cu、 Mcr、 MnおよびA52を
配合した。この後、この組成物を第1実施例と同様の方
法でアトマイズした。
このようにして得たアルミニウム合金粉末を第1実施例
と同様の方法で球状化度Aを測定した。
と同様の方法で球状化度Aを測定した。
第2実施例のアルミニウム合金粉末の球状化度Aは、0
.61であった。
.61であった。
第2実施例においては、このアルミニウム合金粉末に、
ざらに平均粒径が10μmでビッカース硬度(HV)が
2500の炭化ケイ素粒子を8重量%添加してよく混合
した後、第1実施例と同様の方法で、第1実施例と同一
の予備成形体を成形した。ただし、第2実施例において
は、成形温度は130℃、成形圧力は5トン/Cm2で
予備成形体の成形を行った。なお、得られた予備成形体
の予備成形体密度比は、0.72であった。
ざらに平均粒径が10μmでビッカース硬度(HV)が
2500の炭化ケイ素粒子を8重量%添加してよく混合
した後、第1実施例と同様の方法で、第1実施例と同一
の予備成形体を成形した。ただし、第2実施例において
は、成形温度は130℃、成形圧力は5トン/Cm2で
予備成形体の成形を行った。なお、得られた予備成形体
の予備成形体密度比は、0.72であった。
次に、この予備成形体を第1実施例と同様に加熱した。
ただし、第2実施例においては、予備成形体の加熱温度
は520’Cであった。このように加熱した予備成形体
を、第1実施例と同様の処理を施しかつ第1実施例と同
様に加熱した本成形金型に供給した。そして、本成形金
型内で予備成形体を5トン/cm2の鍛造圧力で20秒
間加圧して鍛造成形体を得た。なお、この鍛造成形の際
、本成形金型の温度を、予備成形体の温度の0.76〜
0.80の温度に保持した。このようにして得た鍛造成
形体の成形体密度比を、第1実施例と同様に求めたとこ
ろ、0.99であった。ざらに、第1実施例と同様にこ
の鍛造成形体の引張り強度を測定したところ、53.5
kgf/mm’ (524MPa)であり、所望の引
張り強度を有するものであった。
は520’Cであった。このように加熱した予備成形体
を、第1実施例と同様の処理を施しかつ第1実施例と同
様に加熱した本成形金型に供給した。そして、本成形金
型内で予備成形体を5トン/cm2の鍛造圧力で20秒
間加圧して鍛造成形体を得た。なお、この鍛造成形の際
、本成形金型の温度を、予備成形体の温度の0.76〜
0.80の温度に保持した。このようにして得た鍛造成
形体の成形体密度比を、第1実施例と同様に求めたとこ
ろ、0.99であった。ざらに、第1実施例と同様にこ
の鍛造成形体の引張り強度を測定したところ、53.5
kgf/mm’ (524MPa)であり、所望の引
張り強度を有するものであった。
(比較例1)
第3表の比較例1に示すような組成となるよう1こ、S
i 、Fe、Cu、Mに7、MnおよびAQを配合し
た。この後、この組成物を第1実施例と同様の方法でア
トマイズした。ただし、比較例1においては、落下中の
アルミニウム合金溶湯に窒素を吹きかけてアトマイズし
た。
i 、Fe、Cu、Mに7、MnおよびAQを配合し
た。この後、この組成物を第1実施例と同様の方法でア
トマイズした。ただし、比較例1においては、落下中の
アルミニウム合金溶湯に窒素を吹きかけてアトマイズし
た。
このようにして得たアルミニウム合金粉末を第1実施例
と同様の方法で球状化度Aを測定した。
と同様の方法で球状化度Aを測定した。
比較例1のアルミニウム合金粉末の球状化度Aは、0.
89であった。
89であった。
そして、このアルミニウム合金粉末を用いて第1実施例
と同様の方法で、第1実施例と同一の予備成形体を成形
したところ、予備成形体密度比が0.65の予備成形体
が得られた。しかしながら、この予備成形体の側面には
ラミネーションが発生しており、以降の鍛造成形体の成
形には不適当なものであった。したがって、比較例1で
は以降の鍛造成形を行わなかった。
と同様の方法で、第1実施例と同一の予備成形体を成形
したところ、予備成形体密度比が0.65の予備成形体
が得られた。しかしながら、この予備成形体の側面には
ラミネーションが発生しており、以降の鍛造成形体の成
形には不適当なものであった。したがって、比較例1で
は以降の鍛造成形を行わなかった。
(比較例2)
第3表の比較例2に示すような組成となるように、S
i 、Fe、Cu、MQ、MnおよびAQを配合した。
i 、Fe、Cu、MQ、MnおよびAQを配合した。
この後、この組成物を第1実施例と同様の方法でアトマ
イズした。
イズした。
このようにして得たアルミニウム合金粉末を第1実施例
と同様の方法で球状化度Aを測定した。
と同様の方法で球状化度Aを測定した。
比較例2のアルミニウム合金粉末の球状化度Aは、0.
63であった。
63であった。
このアルミニウム合金粉末を用いて、第1実施例と同様
の方法で、第1実施例と同一の予備成形体を成形した。
の方法で、第1実施例と同一の予備成形体を成形した。
なお、得られた予備成形体の予備成形体密度比は、O,
SOであった。
SOであった。
次に、この予備成形体を第1実施例と同様に加熱した。
この加熱した予備成形体を、第1実施例と同様の処理を
施しかつ第1実施例と同様の雰囲気中で220℃に加熱
した本成形金型に供給した。
施しかつ第1実施例と同様の雰囲気中で220℃に加熱
した本成形金型に供給した。
そして、第1実施例と同様の鍛造成形条件、すなわち、
4トン/Cm2の鍛造圧力で15秒間加圧して鍛造成形
体を得た。なお、この鍛造成形の際、本成形金型の温度
を、予備成形体の温度の0.50〜0.55の温度に保
持した。このようにして得た鍛造成形体の成形体密度比
を、第1実施例と同様に求めたところ、0.95であっ
た。さらに、第1実施例と同様にこの鍛造成形体の引張
り強度を測定したところ、50.1kgf/mm2 (
491MPa)であり、所望の引張り強度を有するもの
ではなかった。
4トン/Cm2の鍛造圧力で15秒間加圧して鍛造成形
体を得た。なお、この鍛造成形の際、本成形金型の温度
を、予備成形体の温度の0.50〜0.55の温度に保
持した。このようにして得た鍛造成形体の成形体密度比
を、第1実施例と同様に求めたところ、0.95であっ
た。さらに、第1実施例と同様にこの鍛造成形体の引張
り強度を測定したところ、50.1kgf/mm2 (
491MPa)であり、所望の引張り強度を有するもの
ではなかった。
(比較例3)
第3表の比較例3に示すような組成となるように、S
i 、Fe、Cu、Mg、MnおよびAQを配合した。
i 、Fe、Cu、Mg、MnおよびAQを配合した。
この後、この組成物を第1実施例と同様の方法で7トマ
イズした。
イズした。
このようにして得たアルミニウム合金粉末を第1実施例
と同様の方法で球状化度Aを測定した。
と同様の方法で球状化度Aを測定した。
比較例3のアルミニウム合金粉末の球状化度Aは、0.
63であった。
63であった。
このアルミニウム合金粉末を用いて、第1実施例と同様
の方法で、第1実施例と同一の予備成形体を成形した。
の方法で、第1実施例と同一の予備成形体を成形した。
なお、得られた予備成形体の予備成形体密度比は、0.
80であった。
80であった。
次に、この予備成形体を第1実施例と同様に加熱した。
この加熱した予備成形体を、第1実施例と同様の処理を
施しかつ第1実施例と同様の雰囲気中で120℃に加熱
した本成形金型に供給した。
施しかつ第1実施例と同様の雰囲気中で120℃に加熱
した本成形金型に供給した。
そして、8トン/cm’の鍛造圧力で2秒間加圧する鍛
造成形を行って鍛造成形体を得た。なお、この鍛造成形
の際、本成形金型の温度を、予備成形体の温度の0.2
5〜0.30の温度に保持した。このようにして得た鍛
造成形体の成形体密度比を、第1実施例と同様に求めた
ところ、0.95であった。さらに、第1実施例と同様
にこの鍛造成形体の引張り強度を測定したところ、50
゜0kof/mm2 (490MPa)であり、所望の
引張り強度を有するものではなかった。
造成形を行って鍛造成形体を得た。なお、この鍛造成形
の際、本成形金型の温度を、予備成形体の温度の0.2
5〜0.30の温度に保持した。このようにして得た鍛
造成形体の成形体密度比を、第1実施例と同様に求めた
ところ、0.95であった。さらに、第1実施例と同様
にこの鍛造成形体の引張り強度を測定したところ、50
゜0kof/mm2 (490MPa)であり、所望の
引張り強度を有するものではなかった。
また、第10図に上記のように成形した比較例3の鍛造
成形体の金属組織の光学顕微鏡写真を示す。第10図か
ら明らかなように、比較例3の鍛造成形体は、8トン/
Crrl”という高い鍛造圧力にもかかわらず、その表
面部に鍛造圧力不足に起因するとみられるポロシティ−
などの欠陥が発生している。したがって、比較例3の鍛
造成形体は、材料としての信頼性に劣り、この欠陥を切
削によって取除かなければならないので材料歩留りが良
くない。なお、この光学顕微鏡写真の倍率は100倍で
ある。
成形体の金属組織の光学顕微鏡写真を示す。第10図か
ら明らかなように、比較例3の鍛造成形体は、8トン/
Crrl”という高い鍛造圧力にもかかわらず、その表
面部に鍛造圧力不足に起因するとみられるポロシティ−
などの欠陥が発生している。したがって、比較例3の鍛
造成形体は、材料としての信頼性に劣り、この欠陥を切
削によって取除かなければならないので材料歩留りが良
くない。なお、この光学顕微鏡写真の倍率は100倍で
ある。
本発明の第1および第2実施例のようなアルミニウム合
金の粉末冶金法によって得られた鍛造成形体と、比較例
1.2および3のようなアルミニウム合金の粉末冶金法
によって得られた鍛造成形体との比較から明らかなよう
に、本発明のアルミニウム合金の粉末冶金法においては
、4トン/Cm2なる低い成形圧力かつ室温にて、所望
の予備成形体を製造することができ、さらに4トン/C
m2ないし5トン/cm2なる低い鍛造圧力かつ15〜
20秒という短時間で、所望の強度を有する鍛造成形体
を成形することができる。
金の粉末冶金法によって得られた鍛造成形体と、比較例
1.2および3のようなアルミニウム合金の粉末冶金法
によって得られた鍛造成形体との比較から明らかなよう
に、本発明のアルミニウム合金の粉末冶金法においては
、4トン/Cm2なる低い成形圧力かつ室温にて、所望
の予備成形体を製造することができ、さらに4トン/C
m2ないし5トン/cm2なる低い鍛造圧力かつ15〜
20秒という短時間で、所望の強度を有する鍛造成形体
を成形することができる。
また、このようにして得た第1および第2実施例の鍛造
成形体にはポロシティ−などの欠陥がないので、第1お
よび第2実施例の鍛造成形体の材料としての信頼性や材
料歩留りは著しく向上していることが判る。
成形体にはポロシティ−などの欠陥がないので、第1お
よび第2実施例の鍛造成形体の材料としての信頼性や材
料歩留りは著しく向上していることが判る。
第1図は本発明のアルミニウム合金の粉末冶金法の第1
実施例によって成形した鍛造成形体の金属組織の光学顕
微鏡写真である。第2図から第4図は各加熱温度におけ
る予備成形体の金属組織の光学顕微鏡写真である。第5
図から第7図は本成形金型の加熱温度と予備成形体の加
熱温度との温度比を種々に変更して鍛造成形した各鍛造
成形体の金属組織の光学顕微鏡写真である。第8図は押
出し成形体の成形体密度比と引張り強度との関係を示す
散布図である。第9図は所定の成形体密度比の成形体を
成形するための本成形金型の温度と成形圧力との関係を
示す線図である。第10図は従来のアルミニウム合金の
粉末冶金法に基づき成形した比較例3の@造成形体の金
属組織の光学顕微鏡写真である。 第1図 (予備成形体加熱温度=500°C) (予備成形体加熱温度:540 に2 第8図 5 9697 98 99 成形体密度比 00 本成形金型温度(°C) (本成彫金ff!温度/T−備成形体温度・0.23
> (本成形金型温度/予備成形体温度: O,aO> 第10図
実施例によって成形した鍛造成形体の金属組織の光学顕
微鏡写真である。第2図から第4図は各加熱温度におけ
る予備成形体の金属組織の光学顕微鏡写真である。第5
図から第7図は本成形金型の加熱温度と予備成形体の加
熱温度との温度比を種々に変更して鍛造成形した各鍛造
成形体の金属組織の光学顕微鏡写真である。第8図は押
出し成形体の成形体密度比と引張り強度との関係を示す
散布図である。第9図は所定の成形体密度比の成形体を
成形するための本成形金型の温度と成形圧力との関係を
示す線図である。第10図は従来のアルミニウム合金の
粉末冶金法に基づき成形した比較例3の@造成形体の金
属組織の光学顕微鏡写真である。 第1図 (予備成形体加熱温度=500°C) (予備成形体加熱温度:540 に2 第8図 5 9697 98 99 成形体密度比 00 本成形金型温度(°C) (本成彫金ff!温度/T−備成形体温度・0.23
> (本成形金型温度/予備成形体温度: O,aO> 第10図
Claims (1)
- (1)球状化度0.7以下のアルミニウム合金粉末を室
温以上の温度で予備成形金型で加圧成形して、みかけの
密度と真密度との比が0.70〜0.85の予備成形体
を得る第1工程と、 該予備成形体を350℃以上で焼結が開始しない温度以
下の温度とし、かつ本成形金型の温度を該予備成形体の
温度の0.75以上の温度に保持した状態で該予備成形
体を該本成形金型で5〜30秒間加圧成形して、みかけ
の密度と真密度との比が0.97以上の成形体を得る第
2工程と、からなることを特徴とするアルミニウム合金
の粉末冶金法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP25817289A JPH03120301A (ja) | 1989-10-03 | 1989-10-03 | アルミニウム合金の粉末冶金法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP25817289A JPH03120301A (ja) | 1989-10-03 | 1989-10-03 | アルミニウム合金の粉末冶金法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03120301A true JPH03120301A (ja) | 1991-05-22 |
Family
ID=17316527
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP25817289A Pending JPH03120301A (ja) | 1989-10-03 | 1989-10-03 | アルミニウム合金の粉末冶金法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH03120301A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2013183488A1 (ja) | 2012-06-08 | 2013-12-12 | 株式会社豊田中央研究所 | アルミニウム合金粉末成形方法およびアルミニウム合金部材 |
US9140366B2 (en) | 2014-01-10 | 2015-09-22 | Flowserve Management Company | Bearing isolator seal for rotating shaft |
Citations (3)
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---|---|---|---|---|
JPS60145349A (ja) * | 1984-01-07 | 1985-07-31 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 高耐熱,耐摩耗性アルミニウム合金の製造方法 |
JPS6475634A (en) * | 1987-09-16 | 1989-03-22 | Honda Motor Co Ltd | Powder molding method for aluminum alloy |
JPS6483630A (en) * | 1987-09-25 | 1989-03-29 | Aluminum Powder Met Res Ass | Production of aluminum alloy material having excellent high-temperature strength |
-
1989
- 1989-10-03 JP JP25817289A patent/JPH03120301A/ja active Pending
Patent Citations (3)
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