JPH0754012A - 高耐力・高靭性アルミニウム合金粉末の粉末鍛造方法 - Google Patents
高耐力・高靭性アルミニウム合金粉末の粉末鍛造方法Info
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- JPH0754012A JPH0754012A JP5197553A JP19755393A JPH0754012A JP H0754012 A JPH0754012 A JP H0754012A JP 5197553 A JP5197553 A JP 5197553A JP 19755393 A JP19755393 A JP 19755393A JP H0754012 A JPH0754012 A JP H0754012A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C21/00—Alloys based on aluminium
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 静的強度と動的強度の双方に優れたアルミニ
ウム合金を製造できる粉末鍛造方法を提供する。 【構成】 （１）組成の一般式がＡｌ100-a-b Ｆｅa Ｘ
b で示され、各々原子％で４．０≦ａ≦６．０，１．０
≦ｂ≦４．０であり、ＸがＹ，Ｍｍ（ミッシュメタル）
から選ばれる１種以上の合金元素であるものか、または
（２）組成の一般式がＡｌ100-a-b-c Ｆｅa Ｓｉb Ｘc
で示され、各々原子％で３．０≦ａ≦６．０，０．５≦
ｂ≦３．０，０．５≦ｃ≦３．０であり、ＸがＴｉ，Ｃ
ｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｒから選ばれる１種以上の合金元素
であるものであって、かつ（１）、（２）ともにアモル
ファス相を少なくとも１体積％以上含有したアルミニウ
ム合金粉末およびその圧粉体の少なくともいずれかが８
０℃／ｍｉｎ．以上の速度で、５６０℃以上かつ液相を
１０体積％含有する温度以下の所定温度にまで昇温・加
熱される。所定温度でアルミニウム合金粉末およびその
圧粉体の少なくともいずれかが粉末鍛造される。
ウム合金を製造できる粉末鍛造方法を提供する。 【構成】 （１）組成の一般式がＡｌ100-a-b Ｆｅa Ｘ
b で示され、各々原子％で４．０≦ａ≦６．０，１．０
≦ｂ≦４．０であり、ＸがＹ，Ｍｍ（ミッシュメタル）
から選ばれる１種以上の合金元素であるものか、または
（２）組成の一般式がＡｌ100-a-b-c Ｆｅa Ｓｉb Ｘc
で示され、各々原子％で３．０≦ａ≦６．０，０．５≦
ｂ≦３．０，０．５≦ｃ≦３．０であり、ＸがＴｉ，Ｃ
ｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｒから選ばれる１種以上の合金元素
であるものであって、かつ（１）、（２）ともにアモル
ファス相を少なくとも１体積％以上含有したアルミニウ
ム合金粉末およびその圧粉体の少なくともいずれかが８
０℃／ｍｉｎ．以上の速度で、５６０℃以上かつ液相を
１０体積％含有する温度以下の所定温度にまで昇温・加
熱される。所定温度でアルミニウム合金粉末およびその
圧粉体の少なくともいずれかが粉末鍛造される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車エンジン部品な
どの強靭性が要求される部品に適用され得る高耐力・高
靭性アルミニウム（Ａｌ）合金粉末を製造するための粉
末鍛造方法に関するものであり、より特定的には、動的
強度に優れたアルミニウム合金を作成するための粉末鍛
造方法に関するものである。
どの強靭性が要求される部品に適用され得る高耐力・高
靭性アルミニウム（Ａｌ）合金粉末を製造するための粉
末鍛造方法に関するものであり、より特定的には、動的
強度に優れたアルミニウム合金を作成するための粉末鍛
造方法に関するものである。
【０００２】
【背景技術】 アモルファス相を加熱処理して粉末鍛造する方法は
本発明者などの出願である特願平４−７７６５０号にお
いて提案されている。
本発明者などの出願である特願平４−７７６５０号にお
いて提案されている。
【０００３】 また、Ａｌ−Ｆｅ−Ｙ系のアトマイズ
粉末を加熱してナノ構造（ｎｍ単位の結晶粒および析出
物よりなる構造）のアルミニウムにする方法は、特開平
２−２７４８３４号公報に開示されている。
粉末を加熱してナノ構造（ｎｍ単位の結晶粒および析出
物よりなる構造）のアルミニウムにする方法は、特開平
２−２７４８３４号公報に開示されている。
【０００４】 さらに、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｘ系（Ｘ
＝Ｔｉ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｒのうちの１種以上）の
アトマイズ粉末については、本発明者などの出願である
特願平４−１１３７１２号に提案されている。
＝Ｔｉ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｒのうちの１種以上）の
アトマイズ粉末については、本発明者などの出願である
特願平４−１１３７１２号に提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上記の特願平４−７７
６５０号では、アモルファス相を加熱処理して粉末鍛造
する方法が提案されている。しかし、その鍛造温度に関
しては『ガラス転移温度（通常２５０〜３００℃程度）
以上』の記述があるのみであり、実施例での最高温度は
５５０℃である。本発明者らは、この記述に基づき様々
な実験を行なったところ、５５０℃までの加熱では、引
張試験などの静的強度については良好な値が得られる
が、シャルピー衝撃値などの動的強度については不十分
な値しか得られないことを見出した。
６５０号では、アモルファス相を加熱処理して粉末鍛造
する方法が提案されている。しかし、その鍛造温度に関
しては『ガラス転移温度（通常２５０〜３００℃程度）
以上』の記述があるのみであり、実施例での最高温度は
５５０℃である。本発明者らは、この記述に基づき様々
な実験を行なったところ、５５０℃までの加熱では、引
張試験などの静的強度については良好な値が得られる
が、シャルピー衝撃値などの動的強度については不十分
な値しか得られないことを見出した。
【０００６】また特開平２−２７４８３４号公報および
特願平４−１１３７１２号に示された合金は静的強度、
動的強度に特に優れたものとして注目に値するものであ
る。しかしながら、この合金の強度については、押出し
によって固化されたもののみが評価されている。この合
金を通常の４５０〜５５０℃の加熱温度で粉末鍛造した
場合には、静的強度は優れているが動的強度は不十分で
あることを本発明者らは見出した。
特願平４−１１３７１２号に示された合金は静的強度、
動的強度に特に優れたものとして注目に値するものであ
る。しかしながら、この合金の強度については、押出し
によって固化されたもののみが評価されている。この合
金を通常の４５０〜５５０℃の加熱温度で粉末鍛造した
場合には、静的強度は優れているが動的強度は不十分で
あることを本発明者らは見出した。
【０００７】すなわち、静的強度と動的強度の双方を満
足するアルミニウム合金を製造できる粉末鍛造方法は、
従来得られていなかった。
足するアルミニウム合金を製造できる粉末鍛造方法は、
従来得られていなかった。
【０００８】そこで、本発明は、静的強度と動的強度の
双方に優れたアルミニウム合金を製造できる粉末鍛造方
法を提供することを目的とする。
双方に優れたアルミニウム合金を製造できる粉末鍛造方
法を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】上記目的に鑑みて、本発
明者らが鋭意検討した結果、アルミニウムを含む所定の
合金組成において、従来の粉末鍛造方法では採用されて
いなかった高い鍛造温度に急速に昇温した後鍛造するこ
とにより、優れた静的強度と動的強度とを有するアルミ
ニウム合金が得られることを見出した。
明者らが鋭意検討した結果、アルミニウムを含む所定の
合金組成において、従来の粉末鍛造方法では採用されて
いなかった高い鍛造温度に急速に昇温した後鍛造するこ
とにより、優れた静的強度と動的強度とを有するアルミ
ニウム合金が得られることを見出した。
【００１０】それゆえ、本発明の１の局面に従う高耐力
・高靭性アルミニウム合金粉末の粉末鍛造方法は以下の
工程を備えている。
・高靭性アルミニウム合金粉末の粉末鍛造方法は以下の
工程を備えている。
【００１１】まず組成の一般式が Ａｌ100-a-b Ｆｅa Ｘb で示され、各々原子％で４．０≦ａ≦６．０，１．０≦
ｂ≦４．０であり、ＸがＹ（イットリウム），Ｍｍ（ミ
ッシュメタル）から選ばれる１種以上の合金元素であ
り、かつアモルファス相を少なくとも１体積％以上含有
したアルミニウム合金粉末およびその圧粉体の少なくと
もいずれかが準備される。そしてアルミニウム合金粉末
およびその圧粉体の少なくともいずれかが、１分間に８
０℃以上の速度で、５６０℃以上でかつ液相を１０体積
％含有する温度以下の所定温度にまで昇温・加熱され
る。そして所定の温度でアルミニウム合金粉末およびそ
の圧粉体の少なくともいずれかが粉末鍛造される。
ｂ≦４．０であり、ＸがＹ（イットリウム），Ｍｍ（ミ
ッシュメタル）から選ばれる１種以上の合金元素であ
り、かつアモルファス相を少なくとも１体積％以上含有
したアルミニウム合金粉末およびその圧粉体の少なくと
もいずれかが準備される。そしてアルミニウム合金粉末
およびその圧粉体の少なくともいずれかが、１分間に８
０℃以上の速度で、５６０℃以上でかつ液相を１０体積
％含有する温度以下の所定温度にまで昇温・加熱され
る。そして所定の温度でアルミニウム合金粉末およびそ
の圧粉体の少なくともいずれかが粉末鍛造される。
【００１２】本発明の好ましい局面に従う高耐力・高靭
性アルミニウム合金粉末の粉末鍛造方法では、所定温度
が６００℃以上でかつ液相を１０体積％含有する温度以
下である。
性アルミニウム合金粉末の粉末鍛造方法では、所定温度
が６００℃以上でかつ液相を１０体積％含有する温度以
下である。
【００１３】また、本発明の他の局面に従う高耐力・高
靭性アルミニウム合金粉末の粉末鍛造方法は以下の工程
を備えている。
靭性アルミニウム合金粉末の粉末鍛造方法は以下の工程
を備えている。
【００１４】まず組成の一般式が Ａｌ100-a-b-c Ｆｅa Ｓｉb Ｘc で示され、各々原子％で３．０≦ａ≦６．０，０．５≦
ｂ≦３．０，０．５≦ｃ≦３．０であり、ＸがＴｉ（チ
タン），Ｃｏ（コバルト），Ｎｉ（ニッケル），Ｍｎ
（マンガン），Ｃｒ（クロム）から選ばれる１種以上の
合金元素であり、かつアモルファス相を少なくとも１体
積％以上含有したアルミニウム合金粉末およびその圧粉
体の少なくともいずれかが準備される。そしてアルミニ
ウム合金粉末およびその圧粉体の少なくともいずれか
が、１分間に８０℃以上の速度で、５６０℃以上でかつ
液相を１０体積％含有する温度以下の所定温度にまで昇
温・加熱される。そして所定温度でアルミニウム合金粉
末およびその圧粉体の少なくともいずれかが粉末鍛造さ
れる。
ｂ≦３．０，０．５≦ｃ≦３．０であり、ＸがＴｉ（チ
タン），Ｃｏ（コバルト），Ｎｉ（ニッケル），Ｍｎ
（マンガン），Ｃｒ（クロム）から選ばれる１種以上の
合金元素であり、かつアモルファス相を少なくとも１体
積％以上含有したアルミニウム合金粉末およびその圧粉
体の少なくともいずれかが準備される。そしてアルミニ
ウム合金粉末およびその圧粉体の少なくともいずれか
が、１分間に８０℃以上の速度で、５６０℃以上でかつ
液相を１０体積％含有する温度以下の所定温度にまで昇
温・加熱される。そして所定温度でアルミニウム合金粉
末およびその圧粉体の少なくともいずれかが粉末鍛造さ
れる。
【００１５】本発明の好ましい局面に従う高耐力・高靭
性アルミニウム合金粉末の粉末鍛造方法では、所定温度
が５８０℃以上でかつ液相を１０体積％含有する温度以
下である。
性アルミニウム合金粉末の粉末鍛造方法では、所定温度
が５８０℃以上でかつ液相を１０体積％含有する温度以
下である。
【００１６】
【作用】本発明は、上記の合金組成において粉末鍛造品
の高い静的強度を維持するとともにさらにその動的強度
を向上させることを特徴とする。すなわち、本発明は、
粉末鍛造での粉末の結合性を向上させるために鍛造温度
を従来の粉末鍛造方法では採用されていなかった高い温
度とし、急速に加熱を行なって鍛造することを特徴とす
る。
の高い静的強度を維持するとともにさらにその動的強度
を向上させることを特徴とする。すなわち、本発明は、
粉末鍛造での粉末の結合性を向上させるために鍛造温度
を従来の粉末鍛造方法では採用されていなかった高い温
度とし、急速に加熱を行なって鍛造することを特徴とす
る。
【００１７】従来の合金では５３０℃程度から一部液相
が出始める。このような従来の合金では、一般に４９０
〜５２０℃あたりで鍛造が行なわれている。
が出始める。このような従来の合金では、一般に４９０
〜５２０℃あたりで鍛造が行なわれている。
【００１８】粉末鍛造方法は押出し法と違って、粉末に
大きなせん断力が働かない。このため、この粉末鍛造方
法では、粉末表面にあって粉末同士の結合を妨げている
酸化皮膜（Ａｌ2 Ｏ3 ）をせん断力により破壊分断する
ことはできない。
大きなせん断力が働かない。このため、この粉末鍛造方
法では、粉末表面にあって粉末同士の結合を妨げている
酸化皮膜（Ａｌ2 Ｏ3 ）をせん断力により破壊分断する
ことはできない。
【００１９】しかし、従来一般に使用されてきている空
気アトマイズ粉末などは、高温の液体時に表面酸化膜が
生成されて、その後冷却固化するときの内部金属と表面
酸化皮膜間の熱収縮差によって形状がジャガイモ状でい
びつになる。そのため、空気アトマイズ粉末などでは、
単純な圧縮変形によっても局部的に大きなせん断変形が
発生し、その変形により酸化皮膜が破壊、分断される。
気アトマイズ粉末などは、高温の液体時に表面酸化膜が
生成されて、その後冷却固化するときの内部金属と表面
酸化皮膜間の熱収縮差によって形状がジャガイモ状でい
びつになる。そのため、空気アトマイズ粉末などでは、
単純な圧縮変形によっても局部的に大きなせん断変形が
発生し、その変形により酸化皮膜が破壊、分断される。
【００２０】また、従来の粉末アルミニウムに使用され
ている原料粉末中には、１〜５μｍ程度のＳｉ（シリコ
ン）やＦｅ（鉄）とＡｌ（アルミニウム）の金属間化合
物などの硬質粒子が分散しており、粉末鍛造の変形時に
これら硬質粒子が表面皮膜を破壊分断するという効果が
ある。
ている原料粉末中には、１〜５μｍ程度のＳｉ（シリコ
ン）やＦｅ（鉄）とＡｌ（アルミニウム）の金属間化合
物などの硬質粒子が分散しており、粉末鍛造の変形時に
これら硬質粒子が表面皮膜を破壊分断するという効果が
ある。
【００２１】これに対して本発明で取扱う上記アモルフ
ァス粉末またはアモルファス相を少なくとも１体積％以
上含有する高耐力・高靭性アルミニウム粉末において
は、粉末鍛造法では粉末同士の十分な接合が得られない
場合が多い。
ァス粉末またはアモルファス相を少なくとも１体積％以
上含有する高耐力・高靭性アルミニウム粉末において
は、粉末鍛造法では粉末同士の十分な接合が得られない
場合が多い。
【００２２】その理由は主に以下のとおりである。すな
わち、極めて急速に不活性ガス中で固化されるために
形状が真球状をしており、単純圧縮では局部的な大変形
が発生しない。アモルファス、またはアモルファスに
極めて近い超微細組織であり強度が高いために、粉末は
粉末鍛造時に変形しにくい。組織が微細かつ均一なた
め、変形の際に局部的に大変形が発生することがない。
アモルファス相は加熱による結晶時に体積収縮を起こ
すが、この体積収縮が表面酸化皮膜と内部金属間の熱膨
張差による表面酸化皮膜の破壊を妨げる。
わち、極めて急速に不活性ガス中で固化されるために
形状が真球状をしており、単純圧縮では局部的な大変形
が発生しない。アモルファス、またはアモルファスに
極めて近い超微細組織であり強度が高いために、粉末は
粉末鍛造時に変形しにくい。組織が微細かつ均一なた
め、変形の際に局部的に大変形が発生することがない。
アモルファス相は加熱による結晶時に体積収縮を起こ
すが、この体積収縮が表面酸化皮膜と内部金属間の熱膨
張差による表面酸化皮膜の破壊を妨げる。
【００２３】一方、高圧ガスアトマイズ法などの溶湯急
冷法やメカニカルアロイングなどの固相反応法でアモル
ファスを作成する際には、アモルファス化生成能を高め
るための合金元素が使用される。この合金元素は、マ
トリックスであるアルミニウムとの原子寸法比が０．８
以下であること、アルミニウムとの原子間相互作用が
負で、混合エンタルピーが大きいこと、などの性質を有
することが知られている。、のような性質を示す合
金元素はどれも、アルミニウムマトリックスに固溶しに
くく、かつ動きにくい元素である。このような合金元素
はアルミニウム合金の融点を低下させずに、むしろ上昇
させる働きが強い。よって、このような合金元素を含む
アルミニウム合金はより高温まで昇温されても融解する
ことがなく、組織も粗大化しづらいため、より高温での
鍛造が可能となる。
冷法やメカニカルアロイングなどの固相反応法でアモル
ファスを作成する際には、アモルファス化生成能を高め
るための合金元素が使用される。この合金元素は、マ
トリックスであるアルミニウムとの原子寸法比が０．８
以下であること、アルミニウムとの原子間相互作用が
負で、混合エンタルピーが大きいこと、などの性質を有
することが知られている。、のような性質を示す合
金元素はどれも、アルミニウムマトリックスに固溶しに
くく、かつ動きにくい元素である。このような合金元素
はアルミニウム合金の融点を低下させずに、むしろ上昇
させる働きが強い。よって、このような合金元素を含む
アルミニウム合金はより高温まで昇温されても融解する
ことがなく、組織も粗大化しづらいため、より高温での
鍛造が可能となる。
【００２４】より高温で鍛造することによって、以下の
効果が生じる。表面酸化皮膜の結晶水がより完全にと
れて、皮膜が脆化する。一般に、アルミニウム合金の表
面構造は以下のように考えられている。アルミニウム地
の表面にはγアルミナと呼ばれる結晶アルミナがあっ
て、その結晶アルミナの表面には結晶水を持ったアルミ
ナ層があり、そのアルミナ層の表面に吸着水がある。そ
して、結晶水を有したアルミナはある程度の延性を有し
ているが、加熱脱ガスによって結晶水を十分に取除かれ
たアルミナはその延性を失って、少しの変形でも破壊す
るようになる。加熱温度範囲が大きくなることによっ
て、酸化皮膜と内部金属との間の熱膨張差が大きくな
り、皮膜の破壊分断が顕著になる。より高温まで加熱
することによって、粉末がより軟化し、変形しやすくな
る。
効果が生じる。表面酸化皮膜の結晶水がより完全にと
れて、皮膜が脆化する。一般に、アルミニウム合金の表
面構造は以下のように考えられている。アルミニウム地
の表面にはγアルミナと呼ばれる結晶アルミナがあっ
て、その結晶アルミナの表面には結晶水を持ったアルミ
ナ層があり、そのアルミナ層の表面に吸着水がある。そ
して、結晶水を有したアルミナはある程度の延性を有し
ているが、加熱脱ガスによって結晶水を十分に取除かれ
たアルミナはその延性を失って、少しの変形でも破壊す
るようになる。加熱温度範囲が大きくなることによっ
て、酸化皮膜と内部金属との間の熱膨張差が大きくな
り、皮膜の破壊分断が顕著になる。より高温まで加熱
することによって、粉末がより軟化し、変形しやすくな
る。
【００２５】上記、、に述べた効果が現われる鍛
造温度は組成にもよるが、本発明の１の局面の組成の場
合は５６０℃以上、さらに望ましくは６００℃以上と
し、本発明の他の局面の組成の場合は５６０℃以上、さ
らに望ましくは５８０℃以上の各温度でないと発生しづ
らい。
造温度は組成にもよるが、本発明の１の局面の組成の場
合は５６０℃以上、さらに望ましくは６００℃以上と
し、本発明の他の局面の組成の場合は５６０℃以上、さ
らに望ましくは５８０℃以上の各温度でないと発生しづ
らい。
【００２６】以上より、Ｆｅ，Ｘ成分、またはＦｅ，Ｓ
ｉ，Ｘ成分などのアモルファス化促進元素を有する本発
明に用いられる原料粉末は、５６０℃以上の温度で粉末
鍛造することが可能である。また、上記の温度で粉末鍛
造ができるため、上記、、に述べた効果が生じや
すい。
ｉ，Ｘ成分などのアモルファス化促進元素を有する本発
明に用いられる原料粉末は、５６０℃以上の温度で粉末
鍛造することが可能である。また、上記の温度で粉末鍛
造ができるため、上記、、に述べた効果が生じや
すい。
【００２７】また、鍛造温度の上限は、液相の体積率が
１０体積％以下となる温度ならばよい。これは、多少の
液相はかえって焼結性を助長するため悪くはないが、鍛
造時において液相の体積率が１０体積％を超えると融液
の飛散などの危険が伴うからである。
１０体積％以下となる温度ならばよい。これは、多少の
液相はかえって焼結性を助長するため悪くはないが、鍛
造時において液相の体積率が１０体積％を超えると融液
の飛散などの危険が伴うからである。
【００２８】ただし、より高温で鍛造すると組織が粗大
化して、固化した材料は低強度化しやすくなる。これを
回避するために、短時間で急速に加熱を行なう必要があ
る。それゆえ昇温速度は１分間に少なくとも８０℃以上
である。これよりも昇温速度が遅いと組織が粗大化して
しまう。
化して、固化した材料は低強度化しやすくなる。これを
回避するために、短時間で急速に加熱を行なう必要があ
る。それゆえ昇温速度は１分間に少なくとも８０℃以上
である。これよりも昇温速度が遅いと組織が粗大化して
しまう。
【００２９】また、このような高温急速加熱での粉末鍛
造法が特に有効な組成としては、本発明の上記２つの局
面に記載されたものが最も好ましい。
造法が特に有効な組成としては、本発明の上記２つの局
面に記載されたものが最も好ましい。
【００３０】すなわち、本発明の１の局面における組成
では、Ｙ、Ｍｍなどの高価な合金成分が含まれるが、機
械特性としては最高のものが得られる合金組成である。
また本発明の他の局面における組成では、高価な元素成
分は含まれないため安価であり、しかもアモルファス形
成能が高い。
では、Ｙ、Ｍｍなどの高価な合金成分が含まれるが、機
械特性としては最高のものが得られる合金組成である。
また本発明の他の局面における組成では、高価な元素成
分は含まれないため安価であり、しかもアモルファス形
成能が高い。
【００３１】ここで、Ｆｅ，Ｘ成分（ＸはＹ，Ｍｍから
選ばれる１種以上）、またはＦｅ，Ｓｉ，Ｘ成分（Ｘは
Ｔｉ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｒから選ばれる１種以上）
はそれぞれアモルファス化促進元素である。このうちＦ
ｅ、またはＦｅ，Ｓｉを必須元素とし、これらを含んだ
３元素または４元素以上が一緒になって初めて必要最小
限のアモルファス化能を有するようになる。
選ばれる１種以上）、またはＦｅ，Ｓｉ，Ｘ成分（Ｘは
Ｔｉ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｒから選ばれる１種以上）
はそれぞれアモルファス化促進元素である。このうちＦ
ｅ、またはＦｅ，Ｓｉを必須元素とし、これらを含んだ
３元素または４元素以上が一緒になって初めて必要最小
限のアモルファス化能を有するようになる。
【００３２】上記各元素の量、すなわち本発明の１の局
面におけるａ，ｂ、または本発明の他の局面における
ａ，ｂ，ｃで表わした合金元素の原子％が、上述の下限
値より少ないとアモルファス化しづらく、逆に多すぎる
と結晶化したときに脆化する。
面におけるａ，ｂ、または本発明の他の局面における
ａ，ｂ，ｃで表わした合金元素の原子％が、上述の下限
値より少ないとアモルファス化しづらく、逆に多すぎる
と結晶化したときに脆化する。
【００３３】また、原料粉末は必ずしも全部がアモルフ
ァスである必要はないが、全くアモルファス化能を有さ
ない合金組成では粗大な金属間化合物が晶出してしま
う。このため、原料粉末には、最小限で１体積％以上の
アモルファス相を有しているようなものを用いる必要が
ある。このような粉末では、ある程度のアモルファス化
能を有しており、組織も完全固溶体またはナノレベル
（ｎｍ単位の結晶粒および析出物からなる組織レベル）
の大変微細なものとなっている。
ァスである必要はないが、全くアモルファス化能を有さ
ない合金組成では粗大な金属間化合物が晶出してしま
う。このため、原料粉末には、最小限で１体積％以上の
アモルファス相を有しているようなものを用いる必要が
ある。このような粉末では、ある程度のアモルファス化
能を有しており、組織も完全固溶体またはナノレベル
（ｎｍ単位の結晶粒および析出物からなる組織レベル）
の大変微細なものとなっている。
【００３４】なお、従来の雰囲気炉加熱は急速加熱に向
かない。このため、本発明では高温鍛造による組織の粗
大化を抑えるため、内部加熱である誘導加熱・通電加
熱，表面加熱である放熱加熱・レーザ加熱の利用がより
望ましい。
かない。このため、本発明では高温鍛造による組織の粗
大化を抑えるため、内部加熱である誘導加熱・通電加
熱，表面加熱である放熱加熱・レーザ加熱の利用がより
望ましい。
【００３５】なお、ここで言うアルミニウム合金粉末と
は、ガスアトマイズ粉末だけでなく、急冷リボンの粉砕
粉末，スプラットクーリング粉末，メルトスピニング粉
末，メカニカルアロイング粉末などの群から選ばれた１
種以上の粉末の組合わせであってもよい。
は、ガスアトマイズ粉末だけでなく、急冷リボンの粉砕
粉末，スプラットクーリング粉末，メルトスピニング粉
末，メカニカルアロイング粉末などの群から選ばれた１
種以上の粉末の組合わせであってもよい。
【００３６】また、ここで言うミッシュメタルとは、セ
リウム族希土類元素の混合物であり、精錬過程の半製品
のことをいう。このミッシュメタルは、通常Ｃｅを４０
〜５０重量％、Ｌａを２０〜４０重量％含む。ミッシュ
メタルを使用する目的はそれが安価であることによる。
リウム族希土類元素の混合物であり、精錬過程の半製品
のことをいう。このミッシュメタルは、通常Ｃｅを４０
〜５０重量％、Ｌａを２０〜４０重量％含む。ミッシュ
メタルを使用する目的はそれが安価であることによる。
【００３７】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。
【００３８】組成がそれぞれ原子％で、 （Ａ） Ａｌ−Ｆｅ5 −Ｙ3 （すなわちＦｅが５原子％，Ｙが３原子％，残部がＡｌ
および不可避的不純物よりなる組成） （Ｂ） Ａｌ−Ｆｅ5.5 −Ｔｉ1.5 −Ｓｉ2 （すなわちＦｅが５．５原子％，Ｔｉが１．５原子％，
Ｓｉが２原子％，残部がＡｌおよび不可避的不純物より
なる組成）のものを図１に示す手順で粉末鍛造し、０．
２％耐力，破断伸び、シャルピー衝撃値を調査した。
および不可避的不純物よりなる組成） （Ｂ） Ａｌ−Ｆｅ5.5 −Ｔｉ1.5 −Ｓｉ2 （すなわちＦｅが５．５原子％，Ｔｉが１．５原子％，
Ｓｉが２原子％，残部がＡｌおよび不可避的不純物より
なる組成）のものを図１に示す手順で粉末鍛造し、０．
２％耐力，破断伸び、シャルピー衝撃値を調査した。
【００３９】なお、加熱方法は、 誘導加熱：昇温速度１００℃／ｍｉｎ． 通常雰囲気加熱炉（露点−４５℃のＡｒ雰囲気：昇
温速度２０℃／ｍｉｎ．） 誘導加熱：昇温速度５０℃／ｍｉｎ． である。
温速度２０℃／ｍｉｎ．） 誘導加熱：昇温速度５０℃／ｍｉｎ． である。
【００４０】調査結果について以下の表１に示す。
【００４１】
【表１】
【００４２】ここで判定条件は、 ◎：０．２％耐力が４５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上，かつ破断
伸びが５％以上，かつシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ
2 以上とし、 ○：０．２％耐力が４５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上かつ破断伸
びが５％以上，かつシャルピー衝撃値が１５Ｊ／ｃｍ2
以上とした。
伸びが５％以上，かつシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ
2 以上とし、 ○：０．２％耐力が４５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上かつ破断伸
びが５％以上，かつシャルピー衝撃値が１５Ｊ／ｃｍ2
以上とした。
【００４３】表１の結果から明らかなように、本発明の
粉末鍛造方法で鍛造固化すると、高耐力で高靭性（シャ
ルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2 以上）の特性を有するア
ルミニウム合金を得ることができる。
粉末鍛造方法で鍛造固化すると、高耐力で高靭性（シャ
ルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2 以上）の特性を有するア
ルミニウム合金を得ることができる。
【００４４】
【発明の効果】以上述べたように、本発明の粉末鍛造方
法によれば、高耐力・高靭性の優れたアルミニウム合金
が得られる。このため、自動車部品やその他の高耐力・
高靭性が要求される構造部材として本発明の粉末鍛造方
法により製造されたアルミニウム合金を使用することは
有用である。
法によれば、高耐力・高靭性の優れたアルミニウム合金
が得られる。このため、自動車部品やその他の高耐力・
高靭性が要求される構造部材として本発明の粉末鍛造方
法により製造されたアルミニウム合金を使用することは
有用である。
【図１】本発明の実施例における実験の手順を示す図で
ある。
ある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 峰見 正彦 埼玉県和光市中央一丁目４番１号 株式会 社本田技術研究所和光研究所内 (72)発明者 鍛冶 俊彦 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 (72)発明者 高ノ 由重 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 (72)発明者 武田 義信 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
Claims (4)
- 【請求項１】 組成の一般式が Ａｌ100-a-b Ｆｅa Ｘb で示され、各々原子％で４．０≦ａ≦６．０，１．０≦
ｂ≦４．０であり、ＸがＹ，Ｍｍ（ミッシュメタル）か
ら選ばれる１種以上の合金元素であり、かつアモルファ
ス相を少なくとも１体積％以上含有したアルミニウム合
金粉末およびその圧粉体の少なくともいずれかを準備す
る工程と、 前記アルミニウム合金粉末およびその圧粉体の少なくと
もいずれかを、１分間に８０℃以上の速度で、５６０℃
以上でかつ液相を１０体積％含有する温度以下の所定温
度にまで昇温・加熱する工程と、 前記所定温度で前記アルミニウム合金粉末およびその圧
粉体の少なくともいずれかを粉末鍛造する工程とを備え
た、高耐力・高靭性アルミニウム合金粉末の粉末鍛造方
法。 - 【請求項２】 前記所定温度が６００℃以上でかつ液相
を１０体積％含有する温度以下である、請求項１に記載
の高耐力・高靭性アルミニウム合金粉末の粉末鍛造方
法。 - 【請求項３】 組成の一般式が Ａｌ100-a-b-c Ｆｅa Ｓｉb Ｘc で示され、各々原子％で３．０≦ａ≦６．０，０．５≦
ｂ≦３．０，０．５≦ｃ≦３．０であり、ＸがＴｉ，Ｃ
ｏ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｒから選ばれる１種以上の合金元素
であり、かつアモルファス相を少なくとも１体積％以上
含有したアルミニウム合金粉末およびその圧粉体の少な
くともいずれかを準備する工程と、 前記アルミニウム合金粉末およびその圧粉体の少なくと
もいずれかを、１分間に８０℃以上の速度で、５６０℃
以上でかつ液相を１０体積％含有する温度以下の所定温
度にまで昇温・加熱する工程と、 前記所定温度で前記アルミニウム合金粉末およびその圧
粉体の少なくともいずれかを粉末鍛造する工程とを備え
た、高耐力・高靭性アルミニウム合金粉末の粉末鍛造方
法。 - 【請求項４】 前記所定温度が５８０℃以上でかつ液相
を１０体積％含有する温度以下である、請求項２に記載
の高耐力・高靭性アルミニウム合金粉末の粉末鍛造方
法。
Priority Applications (4)
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|---|---|---|---|
| JP5197553A JP2749761B2 (ja) | 1993-08-09 | 1993-08-09 | 高耐力・高靭性アルミニウム合金粉末の粉末鍛造方法 |
| US08/280,386 US5498393A (en) | 1993-08-09 | 1994-07-26 | Powder forging method of aluminum alloy powder having high proof stress and toughness |
| DE69400851T DE69400851T2 (de) | 1993-08-09 | 1994-08-01 | Verfahren zum Pulverschmieden von Aluminiumlegierungspulver mit hoher Elastizitätsgrenze und Zähigkeit |
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Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| JP5197553A JP2749761B2 (ja) | 1993-08-09 | 1993-08-09 | 高耐力・高靭性アルミニウム合金粉末の粉末鍛造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0754012A true JPH0754012A (ja) | 1995-02-28 |
| JP2749761B2 JP2749761B2 (ja) | 1998-05-13 |
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| JP (1) | JP2749761B2 (ja) |
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| US4379719A (en) * | 1981-11-20 | 1983-04-12 | Aluminum Company Of America | Aluminum powder alloy product for high temperature application |
| US4435213A (en) * | 1982-09-13 | 1984-03-06 | Aluminum Company Of America | Method for producing aluminum powder alloy products having improved strength properties |
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- 1993-08-09 JP JP5197553A patent/JP2749761B2/ja not_active Expired - Fee Related
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1994
- 1994-07-26 US US08/280,386 patent/US5498393A/en not_active Expired - Lifetime
- 1994-08-01 EP EP94111992A patent/EP0638657B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1994-08-01 DE DE69400851T patent/DE69400851T2/de not_active Expired - Fee Related
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| DE69400851T2 (de) | 1997-03-06 |
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