JPH01279701A - 鍛造部材の製造方法 - Google Patents
鍛造部材の製造方法Info
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- JPH01279701A JPH01279701A JP63108384A JP10838488A JPH01279701A JP H01279701 A JPH01279701 A JP H01279701A JP 63108384 A JP63108384 A JP 63108384A JP 10838488 A JP10838488 A JP 10838488A JP H01279701 A JPH01279701 A JP H01279701A
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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、Ａｌを主要素材として、エンジンのバルブア
ッパシート等の各種鍛造部材を鍛造成形する鍛造部材の
製造方法に関するものである。
ッパシート等の各種鍛造部材を鍛造成形する鍛造部材の
製造方法に関するものである。
従来、第３図に示すように、エンジンにおける吸気用又
は排気用バルブ１に分割コレット２を介して取り付けら
れ、バルブスプリング３の上端を支持するバルブアッパ
シート４は、通常、鋼にて形成されているが、この鋼製
のバルブアッパシート４は慣性質量が大きいので、応答
性が悪くなり、エンジンの最大回転速度も制限されると
いう問題を有していた。そこで、軽量化のために、バル
ブアッパシート４をＡｌ合金製とすることが考えられる
。
は排気用バルブ１に分割コレット２を介して取り付けら
れ、バルブスプリング３の上端を支持するバルブアッパ
シート４は、通常、鋼にて形成されているが、この鋼製
のバルブアッパシート４は慣性質量が大きいので、応答
性が悪くなり、エンジンの最大回転速度も制限されると
いう問題を有していた。そこで、軽量化のために、バル
ブアッパシート４をＡｌ合金製とすることが考えられる
。
ところで、従来、上記のバルブアッパシート４のような
各種のＡｌ合金製部材の製造に際して、Ｎｉ多孔体をＡ
ｌ合金で鋳込む方法が知られているが、この方法では化
合物が過大となって充分な強度が得られないという欠点
があった。又、Ａｌ合金の粉末を所望の形状に成形した
後、焼結する、いわゆる粉末冶金法を用いた場合は、製
品内にミクロポロシティ、つまり、微小な空洞が発生し
、やはり強度が乏しくなるという問題があった。
各種のＡｌ合金製部材の製造に際して、Ｎｉ多孔体をＡ
ｌ合金で鋳込む方法が知られているが、この方法では化
合物が過大となって充分な強度が得られないという欠点
があった。又、Ａｌ合金の粉末を所望の形状に成形した
後、焼結する、いわゆる粉末冶金法を用いた場合は、製
品内にミクロポロシティ、つまり、微小な空洞が発生し
、やはり強度が乏しくなるという問題があった。
そのため、Ｎｉを０．５〜４．０重量％含有するＡｌ合
金を、そのまま、又は予備成形した後に鍛造等により成
形するようにしたＮｉ−Ａｌ合金製部材の製造方法が提
案されている（特開昭６２−４４５４０号公報参照）。
金を、そのまま、又は予備成形した後に鍛造等により成
形するようにしたＮｉ−Ａｌ合金製部材の製造方法が提
案されている（特開昭６２−４４５４０号公報参照）。
ところが、上述の製造方法を採用した場合、製品の強度
及び耐摩耗性は優れているものの、Ｎｉ−Ａｌ合金は伸
びが極めて乏しいので、鍛造成形性が悪いという問題が
ある。従って、冷間では容易に割れが生じて鍛造が実際
上困難となるので、上記の製造方法においては、鍛造等
の成形を５００℃以下の温度の熱間で行うようにされて
いる。
及び耐摩耗性は優れているものの、Ｎｉ−Ａｌ合金は伸
びが極めて乏しいので、鍛造成形性が悪いという問題が
ある。従って、冷間では容易に割れが生じて鍛造が実際
上困難となるので、上記の製造方法においては、鍛造等
の成形を５００℃以下の温度の熱間で行うようにされて
いる。
本発明に係る鍛造部材の製造方法は、上記の課題を解決
して、良好な鍛造成形性を確保するために、急冷凝固Ａ
Ｉ！合金粉末にＮｉ粉末、Ｆｅ粉末又はＣｕ粉末の内の
少なくとも１種を混合した後、所望の形状に鍛造成形し
、続いて、熱処理を施すことによりＡｌとＮ ｌ ％
Ｆ ｅ又はＣｕとの間で金属間化合物を生成するように
したことを特徴とするものである。
して、良好な鍛造成形性を確保するために、急冷凝固Ａ
Ｉ！合金粉末にＮｉ粉末、Ｆｅ粉末又はＣｕ粉末の内の
少なくとも１種を混合した後、所望の形状に鍛造成形し
、続いて、熱処理を施すことによりＡｌとＮ ｌ ％
Ｆ ｅ又はＣｕとの間で金属間化合物を生成するように
したことを特徴とするものである。
〔作 用〕
上記の構成によれば、鍛造成形の段階では、急冷凝固Ａ
７！合金粉末にＮｉ粉末、Ｆｅ粉末又はＣｕ粉末が混合
されているのみで、Ｎｉ、Ｆｅ又はＣｕが八ｌとの間で
合金を形成してはいないので、これらの粉末の混合体を
、例えば、冷間においても、比較的容易に所望形状に鍛
造成形することができるようになる。
７！合金粉末にＮｉ粉末、Ｆｅ粉末又はＣｕ粉末が混合
されているのみで、Ｎｉ、Ｆｅ又はＣｕが八ｌとの間で
合金を形成してはいないので、これらの粉末の混合体を
、例えば、冷間においても、比較的容易に所望形状に鍛
造成形することができるようになる。
又、鍛造後にＡｆｆとＮｉ、Ｆｅ又はＣｕとの間で金属
間化合物が生成されるので、完成された鍛造部材は強度
及び耐摩耗性に優れたものとなる。
間化合物が生成されるので、完成された鍛造部材は強度
及び耐摩耗性に優れたものとなる。
本発明の一実施例を第１図及び第２図に基づいて説明す
れば、以下の通りである。
れば、以下の通りである。
ここでは、急冷凝固へ１合金粉末とＮｉの超微粉とを素
材として、エンジンのバルブアッパシート等の鍛造部材
を製造する場合の製造手順につき述べる。
材として、エンジンのバルブアッパシート等の鍛造部材
を製造する場合の製造手順につき述べる。
まず、Ｎｉの超微粉の製造は数乃至数１００Ｔｏｒｒに
調圧されたＨ ｅ又はＡｒ等の不活性ガスの雰囲気中で
Ｎｉを加熱、蒸発させて水冷式等の冷却面に付着させる
ことにより行う。
調圧されたＨ ｅ又はＡｒ等の不活性ガスの雰囲気中で
Ｎｉを加熱、蒸発させて水冷式等の冷却面に付着させる
ことにより行う。
上記の製法により製造されたＮｉの超微粉は黒色で、結
晶構造は面心立方格子（ＦＣＣ）であり、例えば、第２
図に示すような粒度分布を有する。このＮｉの超微粉の
平均粒子径が２００人の場合、見掛は密度は０．４ｇ／
ｃｍ３、比表面積は６９．４ｍ２／ｇとなる。又、上記
Ｎｉの超微粉の平均粒子径が５００人の場合、見掛は密
度は０．１ ｇ ／ ｃ ｍ３、比表面積は１８．９ｍ
２／ｇとなる。なお、鍛造部材の製造に際しては、通常
、平均粒子径が２００〜数１００人程度のＮｉ超微粉を
使用する。すなわち、Ｎｉ粉末の平均粒子径が過大とな
ると、後述する熱処理時に、ＡｌがＮｉ粒子間に侵入し
てＮｉと化合する割合が大きくなり過ぎ、その結果、粉
末化されてＮｉ粉末と混合されているＡｌ母合金原料の
脆弱化を招くので、Ｎｉ粉末の平均粒子径は数１００人
程度以下とするのが好ましい。
晶構造は面心立方格子（ＦＣＣ）であり、例えば、第２
図に示すような粒度分布を有する。このＮｉの超微粉の
平均粒子径が２００人の場合、見掛は密度は０．４ｇ／
ｃｍ３、比表面積は６９．４ｍ２／ｇとなる。又、上記
Ｎｉの超微粉の平均粒子径が５００人の場合、見掛は密
度は０．１ ｇ ／ ｃ ｍ３、比表面積は１８．９ｍ
２／ｇとなる。なお、鍛造部材の製造に際しては、通常
、平均粒子径が２００〜数１００人程度のＮｉ超微粉を
使用する。すなわち、Ｎｉ粉末の平均粒子径が過大とな
ると、後述する熱処理時に、ＡｌがＮｉ粒子間に侵入し
てＮｉと化合する割合が大きくなり過ぎ、その結果、粉
末化されてＮｉ粉末と混合されているＡｌ母合金原料の
脆弱化を招くので、Ｎｉ粉末の平均粒子径は数１００人
程度以下とするのが好ましい。
一方、急冷凝固Ａ７！合金粉末はＡｌの母合金原料を溶
解し、引続き、Ａｒガスを使用したガスアトマイズ法に
より上記Ａｌ母合金原料の粉末を形成して１０４℃／ｓ
ｅｃ程度の速度で冷却することにより製造する。この場
合、通常、製造された急冷凝固Ａｌ合金粉末の７０％程
度は粒径が０〜５０μｍとなり、残りの３０％程度は粒
径が５０μｍ以上となる。
解し、引続き、Ａｒガスを使用したガスアトマイズ法に
より上記Ａｌ母合金原料の粉末を形成して１０４℃／ｓ
ｅｃ程度の速度で冷却することにより製造する。この場
合、通常、製造された急冷凝固Ａｌ合金粉末の７０％程
度は粒径が０〜５０μｍとなり、残りの３０％程度は粒
径が５０μｍ以上となる。
上記のＡｌ母合金原料としては、例えば、第１表に組成
を示すＡ（１−Ｃｕ−Ｍｇ系合金や、第２表に組成を示
ずＡ １− Ｓ ｉ −Ｃｕ −Ｍ ｇ系合金等を使用
できる。なお、第１表及び第２表中のＮｉの欄には、上
記のＡｌ母合金原料から製造された急冷凝固Ａｌ合金粉
末に添加されるＮｉの超微粉の混合粉末全体に対する重
量比が示されており、Ｎｉは上記Ａ４母合金原料に合金
成分として含まれているものではない。又、第１表及び
第２表中のＳｉ、Ｃｕ・・・の欄に示す数値は上記混合
粉末全体に対して各成分が占める重量比を示している。
を示すＡ（１−Ｃｕ−Ｍｇ系合金や、第２表に組成を示
ずＡ １− Ｓ ｉ −Ｃｕ −Ｍ ｇ系合金等を使用
できる。なお、第１表及び第２表中のＮｉの欄には、上
記のＡｌ母合金原料から製造された急冷凝固Ａｌ合金粉
末に添加されるＮｉの超微粉の混合粉末全体に対する重
量比が示されており、Ｎｉは上記Ａ４母合金原料に合金
成分として含まれているものではない。又、第１表及び
第２表中のＳｉ、Ｃｕ・・・の欄に示す数値は上記混合
粉末全体に対して各成分が占める重量比を示している。
第１表
但し、単位は重量％
第２表
次に、急冷凝固Ａｌ合金粉末とＮｉの超微粉とを使用し
た鍛造部材の製造手順につき述べる。
た鍛造部材の製造手順につき述べる。
第１図に示すように、まず、上述した急冷凝固Ａｌ合金
粉末と平均粒子径が２００人のＮｉの超微粉とを混合し
くＳｔ）、続いて、混合した粉末を予備成形する（Ｓ２
）。この予備成形は、例えば、温度３５０℃程度、圧力
１〜２ｔｏｎ ７ｃｍ”程度の条件で真空ホットプレス
法により１時間程度行う。
粉末と平均粒子径が２００人のＮｉの超微粉とを混合し
くＳｔ）、続いて、混合した粉末を予備成形する（Ｓ２
）。この予備成形は、例えば、温度３５０℃程度、圧力
１〜２ｔｏｎ ７ｃｍ”程度の条件で真空ホットプレス
法により１時間程度行う。
次に、予備成形体を３５０℃程度の温度で、かつ、１：
１５程度の押出し比で熱間押出しくＳ３）を行った後、
機械加工（Ｓ４）を施すことにより、鍛造用素材を形成
しくＳ５）、引続き、上記鍛造用素材に鍛造を施す（Ｓ
６）。ここで鍛造温度を４５０℃以上とすると、Ａｌと
Ｎｉとの間で化合物が形成され、鍛造成形性が悪くなる
ことがあるので、鍛造温度は４５０℃より低くする。
１５程度の押出し比で熱間押出しくＳ３）を行った後、
機械加工（Ｓ４）を施すことにより、鍛造用素材を形成
しくＳ５）、引続き、上記鍛造用素材に鍛造を施す（Ｓ
６）。ここで鍛造温度を４５０℃以上とすると、Ａｌと
Ｎｉとの間で化合物が形成され、鍛造成形性が悪くなる
ことがあるので、鍛造温度は４５０℃より低くする。
続いて、鍛造品に熱処理（溶体化処理）を施すことによ
り、鍛造品中のＡｊ？、：！：Ｎｉとの間に金属間化合
物を生成させる（Ｓ７）。この際、（ｉ）４５０〜５５
０℃で１〜４時間熱処理を行うと、Ａ７！とＮｉとの間
で生成される化合物は大部分がＮｉＡｌで、他に微量の
Ｎｉ、Ａｊ！が生成される。なお、上記の条件で熱処理
を施された鍛造品の硬度はビッカース硬さで４００とな
る。
り、鍛造品中のＡｊ？、：！：Ｎｉとの間に金属間化合
物を生成させる（Ｓ７）。この際、（ｉ）４５０〜５５
０℃で１〜４時間熱処理を行うと、Ａ７！とＮｉとの間
で生成される化合物は大部分がＮｉＡｌで、他に微量の
Ｎｉ、Ａｊ！が生成される。なお、上記の条件で熱処理
を施された鍛造品の硬度はビッカース硬さで４００とな
る。
又、（ｉｉ ） ５５０℃以上の温度で１〜４時間熱
処理を行うと、ＡＩ！とＮｉとの間で生成される化合物
はＮｉｚ Ａ ｌ ３であり、この場合、鍛造品の硬度
はピンカース硬さで８５０となる。
処理を行うと、ＡＩ！とＮｉとの間で生成される化合物
はＮｉｚ Ａ ｌ ３であり、この場合、鍛造品の硬度
はピンカース硬さで８５０となる。
熱処理が終了すると、続いて、鍛造品に最終的な機械加
工を施しくＳ８）、所定の鍛造部材を完成する（Ｓ９）
。なお、上記の熱処理後に、必要に応じて、時効処理（
焼戻し）を行うようにしても良い。
工を施しくＳ８）、所定の鍛造部材を完成する（Ｓ９）
。なお、上記の熱処理後に、必要に応じて、時効処理（
焼戻し）を行うようにしても良い。
上記した鍛造部材の製造方法においては、鍛造成形の段
階では、ＡＩとＮｉとは合金或いは化合物を形成してい
ないので、良好な鍛造成形性を得ることができ、これに
より、確実に所望形状の鍛造部材を製造することができ
るようになる。又、鍛造後にＡＮとＮｉとの間で金属間
化合物を生成させることにより、完成した鍛造部材に充
分な強度と耐摩耗性を付与することが可能となる。
階では、ＡＩとＮｉとは合金或いは化合物を形成してい
ないので、良好な鍛造成形性を得ることができ、これに
より、確実に所望形状の鍛造部材を製造することができ
るようになる。又、鍛造後にＡＮとＮｉとの間で金属間
化合物を生成させることにより、完成した鍛造部材に充
分な強度と耐摩耗性を付与することが可能となる。
本発明者は本発明法と従来法における鍛造成形性を比較
する試験を実施した。その試験結果によると、前記第１
表に示す組成のＡｌ母合金原料から製造された急冷凝固
Ａ／合金粉末とＮｉの超微粉の混合粉末とを円柱状に予
備成形した後、本発明法により室温で自由鍛造を施した
場合の据え込み率、つまり、軸方向に圧縮した際に割れ
を生じないで最大限に断面積が増加する割合が６０％で
あるのに対して、第１表に示す組成のＡｌ母合金原料に
同表中に示す割合だけＮｉを予め合金成分として含有し
たＡｊ！−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｎ ｉ合金からなる円柱体に室
温で自由鍛造を施した場合の据え込み率は４０％であっ
た。
する試験を実施した。その試験結果によると、前記第１
表に示す組成のＡｌ母合金原料から製造された急冷凝固
Ａ／合金粉末とＮｉの超微粉の混合粉末とを円柱状に予
備成形した後、本発明法により室温で自由鍛造を施した
場合の据え込み率、つまり、軸方向に圧縮した際に割れ
を生じないで最大限に断面積が増加する割合が６０％で
あるのに対して、第１表に示す組成のＡｌ母合金原料に
同表中に示す割合だけＮｉを予め合金成分として含有し
たＡｊ！−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｎ ｉ合金からなる円柱体に室
温で自由鍛造を施した場合の据え込み率は４０％であっ
た。
同様に、第２表に示す組成のＡＪ母合金原料から製造き
れた急冷凝固Ａｌ合金粉末とＮｉの超微粉との混合粉末
を円柱状に予備成形した後、本発明法により室温で自由
鍛造を施した場合の据え込み率が５５％であるのに対し
て、第２表に示す組成のＡｌ母合金原料に同表中に示す
割合だけＮｉを予め合金成分として含有したＡ＃５１−
ＣｕＭｇ Ｎｉ合金からなる円柱体に室温で自由鍛造
を施した場合の据え込み率は３０％であった。
れた急冷凝固Ａｌ合金粉末とＮｉの超微粉との混合粉末
を円柱状に予備成形した後、本発明法により室温で自由
鍛造を施した場合の据え込み率が５５％であるのに対し
て、第２表に示す組成のＡｌ母合金原料に同表中に示す
割合だけＮｉを予め合金成分として含有したＡ＃５１−
ＣｕＭｇ Ｎｉ合金からなる円柱体に室温で自由鍛造
を施した場合の据え込み率は３０％であった。
以上の結果から本発明法においては、鍛造成形性が大幅
に向上していることが実証された。
に向上していることが実証された。
又、本発明者は、本発明法と従来法とにより鍛造成形さ
れたピンについて、それぞれ摩耗試験を実施した。すな
わち、本発明法によるピンは、次頁の第３表に示すよう
に、Ｃｕ、Ｍｇ及びＳｉを所定量含有するＡｌ母合金原
料から製造された急冷凝固Ａｌ合金粉末にＮｉの超微粉
を２．０重量％混合してなる混合粉末をもとに、本発明
法により鍛造成形したものである。一方、従来法による
ピンは、上記の急冷凝固ＡＩ！合金粉末にＮｉの超微粉
を混合しないで、鍛造成形したものである。この場合Ｎ
ｉはＡｌ母合金原料にも含有されていない。
れたピンについて、それぞれ摩耗試験を実施した。すな
わち、本発明法によるピンは、次頁の第３表に示すよう
に、Ｃｕ、Ｍｇ及びＳｉを所定量含有するＡｌ母合金原
料から製造された急冷凝固Ａｌ合金粉末にＮｉの超微粉
を２．０重量％混合してなる混合粉末をもとに、本発明
法により鍛造成形したものである。一方、従来法による
ピンは、上記の急冷凝固ＡＩ！合金粉末にＮｉの超微粉
を混合しないで、鍛造成形したものである。この場合Ｎ
ｉはＡｌ母合金原料にも含有されていない。
第３表
第４表
そして、第４表に組成を示すＡ３９０合金をもとに形成
され、Ｔ６の処理が施されたディスクを回転させながら
、このディスクに上記本発明法及び従来法によるビンを
押し当て、焼付が生じない限界の面圧を測定した。それ
によると、焼付が生じない限界の面圧は、従来法による
ビンでは１００ｋｇ７ｃｍ２であるのに対し、本発明法
によるビンでは１４５ｋ ｇ／ ｃ ｍ２であり、本発
明法では、製品の耐摩耗性が向上していることが確認さ
れた。なお、上記の摩耗試験において、ディスクに対す
るビンの摺動速度は８ ｍ ／ ｓ 、使用した潤滑油
は４サイクルガソリンエンジン油のｌ０Ｗ−３０、潤滑
油の温度は１００℃であった。
され、Ｔ６の処理が施されたディスクを回転させながら
、このディスクに上記本発明法及び従来法によるビンを
押し当て、焼付が生じない限界の面圧を測定した。それ
によると、焼付が生じない限界の面圧は、従来法による
ビンでは１００ｋｇ７ｃｍ２であるのに対し、本発明法
によるビンでは１４５ｋ ｇ／ ｃ ｍ２であり、本発
明法では、製品の耐摩耗性が向上していることが確認さ
れた。なお、上記の摩耗試験において、ディスクに対す
るビンの摺動速度は８ ｍ ／ ｓ 、使用した潤滑油
は４サイクルガソリンエンジン油のｌ０Ｗ−３０、潤滑
油の温度は１００℃であった。
なお、上記の実施例では、急冷凝固ＡＡ合金粉末にＮｉ
粉末を混合して予備成形を施したものを鍛造用素材とし
て使用したが、それに代えて、急冷凝固ＡＩ！合金粉末
にＦｅ粉末（硬度： Ｈｖ ５０）又はＣｕ粉末（硬度
：Ｈｖ８０）を混合したり、急冷凝固Ａｌ合金粉末にＮ
ｉ粉末、Ｆｅ粉末又はＣｕ粉末の内の２種以上を混合し
て予備成形を施したものを鍛造用素材として使用するよ
うにしても良く、Ｆｅ粉末を使用した際には、熱処理に
よりＨｖ ＬＯＯＯ−１２００の硬度を有するＦｅとＡ
ｊ２との金属間化合物を得ることができ、一方、Ｃｕ粉
末を使用した際には熱処理によりＨｖ５７０〜７３０の
硬度を有するＣｕとＡｌとの金属間化合物を得ることが
できるもので、Ｎｉ粉末と同様に強度及び耐摩耗性を向
上させることができる。“〔発明の効果〕 本発明に係る鍛造部材の製造方法は、以上のように、急
冷凝固／１合金粉末にＮｉ粉末、Ｆｅ粉末又はＣｕ粉末
の内の少なくとも１種を混合した後、所望の形状に鍛造
成形し、続いて、熱処理を施すことによりＡＮとＮｉ、
Ｆｅ又はＣｕとの間で金属間化合物を生成するようにし
た構成である。
粉末を混合して予備成形を施したものを鍛造用素材とし
て使用したが、それに代えて、急冷凝固ＡＩ！合金粉末
にＦｅ粉末（硬度： Ｈｖ ５０）又はＣｕ粉末（硬度
：Ｈｖ８０）を混合したり、急冷凝固Ａｌ合金粉末にＮ
ｉ粉末、Ｆｅ粉末又はＣｕ粉末の内の２種以上を混合し
て予備成形を施したものを鍛造用素材として使用するよ
うにしても良く、Ｆｅ粉末を使用した際には、熱処理に
よりＨｖ ＬＯＯＯ−１２００の硬度を有するＦｅとＡ
ｊ２との金属間化合物を得ることができ、一方、Ｃｕ粉
末を使用した際には熱処理によりＨｖ５７０〜７３０の
硬度を有するＣｕとＡｌとの金属間化合物を得ることが
できるもので、Ｎｉ粉末と同様に強度及び耐摩耗性を向
上させることができる。“〔発明の効果〕 本発明に係る鍛造部材の製造方法は、以上のように、急
冷凝固／１合金粉末にＮｉ粉末、Ｆｅ粉末又はＣｕ粉末
の内の少なくとも１種を混合した後、所望の形状に鍛造
成形し、続いて、熱処理を施すことによりＡＮとＮｉ、
Ｆｅ又はＣｕとの間で金属間化合物を生成するようにし
た構成である。
これにより、鍛造成形の段階では、急冷凝固Ａｌ合金粉
末にＮｉ粉末、Ｆｅ粉末又はＣｕ粉末が混合されている
のみで、Ｎｉ、Ｆｅ又はＣｕがＡｌとの間で合金或いは
化合物を形成してはいないので、良好な鍛造成形性を得
ることができるようになるという効果を奏する。
末にＮｉ粉末、Ｆｅ粉末又はＣｕ粉末が混合されている
のみで、Ｎｉ、Ｆｅ又はＣｕがＡｌとの間で合金或いは
化合物を形成してはいないので、良好な鍛造成形性を得
ることができるようになるという効果を奏する。
又、鍛造後にＡｌとＮｉ、Ｆｅ又はＣｕとの間で金属間
化合物が生成されるので、完成された鍛造部材は強度及
び耐摩耗性の優れたものとなる。
化合物が生成されるので、完成された鍛造部材は強度及
び耐摩耗性の優れたものとなる。
第１図及び第２図は本発明の実施例を示すものであって
、第１図は鍛造部材の製造手順を示すフローチャート、
第２図は鍛造部材の製造に使用されるＮｉの超微粉の粒
度分布を示すグラフ、第３図はエンジンのパルプ駆動部
を示す概略断面図である。 ４はバルブアッパシート（鍛造部材）である。 第１図 第 ２ｒＭ 末九手経〔入〕 第３図
、第１図は鍛造部材の製造手順を示すフローチャート、
第２図は鍛造部材の製造に使用されるＮｉの超微粉の粒
度分布を示すグラフ、第３図はエンジンのパルプ駆動部
を示す概略断面図である。 ４はバルブアッパシート（鍛造部材）である。 第１図 第 ２ｒＭ 末九手経〔入〕 第３図
Claims (1)
- １、急冷凝固Ａｌ合金粉末にＮｉ粉末、Ｆｅ粉末又はＣ
ｕ粉末の内の少なくとも１種を混合した後、所望の形状
に鍛造成形し、続いて、熱処理を施すことによりＡｌと
Ｎｉ、Ｆｅ又はＣｕとの間で金属間化合物を生成するよ
うにしたことを特徴とする鍛造部材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63108384A JPH01279701A (ja) | 1988-04-30 | 1988-04-30 | 鍛造部材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63108384A JPH01279701A (ja) | 1988-04-30 | 1988-04-30 | 鍛造部材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01279701A true JPH01279701A (ja) | 1989-11-10 |
Family
ID=14483403
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63108384A Pending JPH01279701A (ja) | 1988-04-30 | 1988-04-30 | 鍛造部材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01279701A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05305380A (ja) * | 1992-04-28 | 1993-11-19 | Mazda Motor Corp | マグネシウム合金製部材の製造方法 |
| US5701576A (en) * | 1993-06-03 | 1997-12-23 | Mazda Motor Corporation | Manufacturing method of plastically formed product |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6299425A (ja) * | 1985-10-24 | 1987-05-08 | Showa Alum Corp | Ａｌ基金属間化合物展伸材の製造方法 |
-
1988
- 1988-04-30 JP JP63108384A patent/JPH01279701A/ja active Pending
Patent Citations (1)
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