JP2572832B2 - 焼結用Ａｌ基合金粉末 - Google Patents
焼結用Ａｌ基合金粉末Info
- Publication number
- JP2572832B2 JP2572832B2 JP1012750A JP1275089A JP2572832B2 JP 2572832 B2 JP2572832 B2 JP 2572832B2 JP 1012750 A JP1012750 A JP 1012750A JP 1275089 A JP1275089 A JP 1275089A JP 2572832 B2 JP2572832 B2 JP 2572832B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy powder
- strength
- based alloy
- sintered body
- powder
- Prior art date
- Legal status (The legal status 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 status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、自動車，航空機，鉄道車輛，船舶等の各種
産業機械分野で広く使用されているAl基合金粉末焼結体
の原料素材となる焼結用Al基合金粉末に関するものであ
る。
産業機械分野で広く使用されているAl基合金粉末焼結体
の原料素材となる焼結用Al基合金粉末に関するものであ
る。
［従来の技術］ 近年、Al粉末冶金の新しい技術として、急冷凝固法を
応用してAlに各種の遷移元素を含有させたAl基合金粉末
を得、該Al基合金粉末を用いて焼結体を成形することに
より熱間強度の高い焼結体を製造する技術が数多く開発
されている。上記技術は、急冷凝固粉末を用いると平衡
状態では得られない組成のAl−Fe,Al−Cr,Al−Zr,Al−S
i等の合金の製造が可能となるのを応用したものであ
り、また結晶粒の大きさや微細混合物を調節することが
でき、耐熱性，耐摩耗性及び疲れ強さの優れた新素材を
得ることができるものである。
応用してAlに各種の遷移元素を含有させたAl基合金粉末
を得、該Al基合金粉末を用いて焼結体を成形することに
より熱間強度の高い焼結体を製造する技術が数多く開発
されている。上記技術は、急冷凝固粉末を用いると平衡
状態では得られない組成のAl−Fe,Al−Cr,Al−Zr,Al−S
i等の合金の製造が可能となるのを応用したものであ
り、また結晶粒の大きさや微細混合物を調節することが
でき、耐熱性，耐摩耗性及び疲れ強さの優れた新素材を
得ることができるものである。
例えば特開昭59−43802号公報，同60−234936号公
報，同60−248860号公報，同61−49551号公報，同61−9
6051号公報，同51−130451号公報等に数多くの技術が開
示されており、更には米国特許第4,464,199号にも同様
に技術が開示されている。
報，同60−248860号公報，同61−49551号公報，同61−9
6051号公報，同51−130451号公報等に数多くの技術が開
示されており、更には米国特許第4,464,199号にも同様
に技術が開示されている。
上記文献に見られる技術はいずれも、概ね８〜12％の
Feを含む他、Ce等の希土類元素若しくはV,Zr,Mo等の遷
移金属元素をAl中に含有させたAl−Fe系合金粉末を急冷
凝固法によって得、該粉末を焼結してAlマトリックス中
にAl−Fe−Ｘ化合物（Ｘは前記Ce,V,Zr,Mo等）を分散さ
せ、熱間強度を高めたAl基合金粉末焼結体に関するもの
である。
Feを含む他、Ce等の希土類元素若しくはV,Zr,Mo等の遷
移金属元素をAl中に含有させたAl−Fe系合金粉末を急冷
凝固法によって得、該粉末を焼結してAlマトリックス中
にAl−Fe−Ｘ化合物（Ｘは前記Ce,V,Zr,Mo等）を分散さ
せ、熱間強度を高めたAl基合金粉末焼結体に関するもの
である。
上に見られるAl−Fe系合金粉末以外のAl基合金粉末に
ついても多くの研究開発が行なわれており、例えば特開
昭59−116352号公報にはAl中にCrやZr等を含有させたAl
−Cr−Zr系合金粉末について開示されている。
ついても多くの研究開発が行なわれており、例えば特開
昭59−116352号公報にはAl中にCrやZr等を含有させたAl
−Cr−Zr系合金粉末について開示されている。
［発明が解決しようとする課題］ 前記Al−Fe系合金粉末から得られる焼結体は、いずれ
も常温から300℃程度までの温度範囲では高い引張強度
を有している。又これらの焼結体はAl中においてFeや他
の合金元素が比較的高温でも拡散しにくい点を応用し、
合金元素の化合物をAlマトリックス中に微細分散させる
ことによって高温域での強度を向上させた分散強化型焼
結体であることも知られている。
も常温から300℃程度までの温度範囲では高い引張強度
を有している。又これらの焼結体はAl中においてFeや他
の合金元素が比較的高温でも拡散しにくい点を応用し、
合金元素の化合物をAlマトリックス中に微細分散させる
ことによって高温域での強度を向上させた分散強化型焼
結体であることも知られている。
しかしながら上記焼結体における分散相は、急冷凝固
の過程若しくは粉末を熱間で固化成形する際の初期の段
階でAlマトリックス中に分散されるものと考えられてお
り、従って塑性変形を伴なう固化成形工程において焼結
体の変形抵抗を著しく高める要因となっている。それば
かりか上記分散相においては個々の分散粒子（金属間化
合物）が脆性を有しているので、塑性加工の際に該分散
相が割れの発生源となり易く、焼結体の変形能を低下さ
せる原因となっている。
の過程若しくは粉末を熱間で固化成形する際の初期の段
階でAlマトリックス中に分散されるものと考えられてお
り、従って塑性変形を伴なう固化成形工程において焼結
体の変形抵抗を著しく高める要因となっている。それば
かりか上記分散相においては個々の分散粒子（金属間化
合物）が脆性を有しているので、塑性加工の際に該分散
相が割れの発生源となり易く、焼結体の変形能を低下さ
せる原因となっている。
Al基合金粉末焼結体は前述した趣旨のもとで開発され
たものであり、焼結・熱間成形後において普通の鋳塊と
同様に熱間の鍛造，圧延及び押出し等の加工が行なわれ
るのが一般的であり（従って本発明における「焼結体」
とは製造に加工する前の成形材の意味である）、Al−Fe
系合金粉末焼結体を各種形状の製品（又は部品）に塑性
加工しようとすれば、大きな変形抵抗に見合った大きな
力量を備えた押出機や鍛造機等のプレス装置を必要とす
るばかりか、塑性変形時の割れ発生防止という観点から
温度やプレス速度等の加工条件を微妙に選定する必要が
ある。
たものであり、焼結・熱間成形後において普通の鋳塊と
同様に熱間の鍛造，圧延及び押出し等の加工が行なわれ
るのが一般的であり（従って本発明における「焼結体」
とは製造に加工する前の成形材の意味である）、Al−Fe
系合金粉末焼結体を各種形状の製品（又は部品）に塑性
加工しようとすれば、大きな変形抵抗に見合った大きな
力量を備えた押出機や鍛造機等のプレス装置を必要とす
るばかりか、塑性変形時の割れ発生防止という観点から
温度やプレス速度等の加工条件を微妙に選定する必要が
ある。
一方前記Al−Cr−Zr系合金粉末については、急冷凝固
する際にCr及びZrがAl中に強制的に固溶した過飽和固溶
体を形成するものである。そしてこの様な粉末を焼結し
た後熱処理すると、過飽和固溶体が相分解して強化に寄
与し、所謂析出強化型Al基合金焼結体を形成することが
知られている。しかしながらAl−Cr−Zr系合金粉末につ
いてのこれまでの研究は、そのほとんどがAl−Cr−Zrの
３元合金自体に関するものであり、Al−Cr−Zr3元合金
粉末を用いて固化成形された製品についての特性を調査
した例はあまり存在しない。
する際にCr及びZrがAl中に強制的に固溶した過飽和固溶
体を形成するものである。そしてこの様な粉末を焼結し
た後熱処理すると、過飽和固溶体が相分解して強化に寄
与し、所謂析出強化型Al基合金焼結体を形成することが
知られている。しかしながらAl−Cr−Zr系合金粉末につ
いてのこれまでの研究は、そのほとんどがAl−Cr−Zrの
３元合金自体に関するものであり、Al−Cr−Zr3元合金
粉末を用いて固化成形された製品についての特性を調査
した例はあまり存在しない。
本発明者らが、Al−Cr−Zrのみを各種割合で配合した
Al−Cr−Zr系合金粉末焼結体についてその特性について
調査したところ、上記３成分のみでは実用上充分な強度
が得られないことが判明した。
Al−Cr−Zr系合金粉末焼結体についてその特性について
調査したところ、上記３成分のみでは実用上充分な強度
が得られないことが判明した。
前記特開昭59−116352号公報に開示された技術は、Al
−Cr−Zrの３元合金に更にMnを添加し、得られる焼結体
の強度を高めたものであるが、この焼結体には次に示す
様な問題点があった。
−Cr−Zrの３元合金に更にMnを添加し、得られる焼結体
の強度を高めたものであるが、この焼結体には次に示す
様な問題点があった。
例えば1986年４月に発行されたMaterials Science an
d Technology,Vol.2の第394〜399頁には、Al−Cr−Zr−
Mn合金粉末に関する研究が発表されており、それによる
とこの合金粉末から得られる焼結体は熱間押出等におけ
る加熱条件の影響を受け易いことが開示されている。従
ってこのAl基合金粉末から得られる焼結体に所期の特性
を発現させるには、常温押出し等の比較的低温度の加工
を必要とするので大きな力量の押出しプレスを必要とす
る。そればかりか当該焼結体は、低温押出しを行なった
場合に、押出しままの状態における強度及び変形抵抗が
高くなりすぎ、押出棒を素材として複雑な形状の部品に
鍛造加工する際に、必要とされる鍛造プレス力量が大き
くなり、又割れも発生し易くなる。更に本発明者らの研
究によれば、上記鍛造加工を実施すると、鍛造材におけ
る強度は押出素材の強度と比べてかなり低下することが
明らかになった。
d Technology,Vol.2の第394〜399頁には、Al−Cr−Zr−
Mn合金粉末に関する研究が発表されており、それによる
とこの合金粉末から得られる焼結体は熱間押出等におけ
る加熱条件の影響を受け易いことが開示されている。従
ってこのAl基合金粉末から得られる焼結体に所期の特性
を発現させるには、常温押出し等の比較的低温度の加工
を必要とするので大きな力量の押出しプレスを必要とす
る。そればかりか当該焼結体は、低温押出しを行なった
場合に、押出しままの状態における強度及び変形抵抗が
高くなりすぎ、押出棒を素材として複雑な形状の部品に
鍛造加工する際に、必要とされる鍛造プレス力量が大き
くなり、又割れも発生し易くなる。更に本発明者らの研
究によれば、上記鍛造加工を実施すると、鍛造材におけ
る強度は押出素材の強度と比べてかなり低下することが
明らかになった。
本発明はこうした技術的課題を解決する為になされな
ものであって、その目的とするところは、押出加工後の
成形性に優れ且つ成形後の熱処理によって常温及び高温
での強度を高めることのできる焼結体の原料素材となる
Al基合金粉末を提供する点にある。
ものであって、その目的とするところは、押出加工後の
成形性に優れ且つ成形後の熱処理によって常温及び高温
での強度を高めることのできる焼結体の原料素材となる
Al基合金粉末を提供する点にある。
［課題を解決する為の手段］ 上記目的を達成し得た本発明のAl基合金粉末とは、C
r:2〜５％及びZr:1〜2.5％を必須成分として含む他、C
u:0.5〜５％及びNi:0.5〜4.5％から選ばれる１種又は２
種を合計で0.5〜５％含み、残部がAl及び不可避不純物
からなる点に要旨を有するものである。
r:2〜５％及びZr:1〜2.5％を必須成分として含む他、C
u:0.5〜５％及びNi:0.5〜4.5％から選ばれる１種又は２
種を合計で0.5〜５％含み、残部がAl及び不可避不純物
からなる点に要旨を有するものである。
又上記各成分に加え、B:0.1〜0.5％、Fe:0.5〜2.0
％、Ti:0.5〜２％及びMn:0.1〜１％からなる群から選択
される１種又は２種以上を合計で0.1〜２％含有させれ
ば、本発明の目的が更に有効に達成される。
％、Ti:0.5〜２％及びMn:0.1〜１％からなる群から選択
される１種又は２種以上を合計で0.1〜２％含有させれ
ば、本発明の目的が更に有効に達成される。
［作用］ 本発明者らは、前記Al−Cr−Zr系合金粉末焼結体が有
する時効硬化性に着目し、Al−Cr−Zr3元合金に及ぼす
各種第４元素の作用・効果について、前記従来技術にお
けるMnの作用効果をも含めて種々の検討を重ねた。
する時効硬化性に着目し、Al−Cr−Zr3元合金に及ぼす
各種第４元素の作用・効果について、前記従来技術にお
けるMnの作用効果をも含めて種々の検討を重ねた。
まずAl−Cr−Zr系に対するMn元素の添加は、時効硬化
能を高める作用を有さず、むしろ転位組織に作用して加
工硬化に寄与することが判明した。従ってMnの添加によ
って焼結体の強度を向上させるには、Mnの析出が開始す
る前に塑性変形を加えて高密度の転位を導入しておく必
要があり、その為には焼結・熱間成形を行なう前に粉末
を冷間で加工するか或は常温押出の様な低温加工を行な
うことによって、粉末を加工硬化させることが不可欠と
なる。即ちAl−Cr−Zr−Mn合金粉末から得られる焼結体
の強度は、合金粉末中における複雑に絡み合った高密度
の転移組織と密接な関係があり、これが前述した様な複
雑な問題を提起する原因になっていると考えられる。
能を高める作用を有さず、むしろ転位組織に作用して加
工硬化に寄与することが判明した。従ってMnの添加によ
って焼結体の強度を向上させるには、Mnの析出が開始す
る前に塑性変形を加えて高密度の転位を導入しておく必
要があり、その為には焼結・熱間成形を行なう前に粉末
を冷間で加工するか或は常温押出の様な低温加工を行な
うことによって、粉末を加工硬化させることが不可欠と
なる。即ちAl−Cr−Zr−Mn合金粉末から得られる焼結体
の強度は、合金粉末中における複雑に絡み合った高密度
の転移組織と密接な関係があり、これが前述した様な複
雑な問題を提起する原因になっていると考えられる。
一方本発明者らはAl−Cr−Zr系合金に対するCuやNiの
作用効果について調査した。それによると、これらの元
素は時効硬化能を高める作用を有することが判明した。
即ちこれらの元素の少なくとも１種を適量配合すれば、
前記焼結体における成形性に悪影響を及ぼすことなく、
成形後の熱処理によって時効硬化能を有効に発揮させる
ことができ、得られる製品の常温及び高温強度を高め得
ることを見出した。
作用効果について調査した。それによると、これらの元
素は時効硬化能を高める作用を有することが判明した。
即ちこれらの元素の少なくとも１種を適量配合すれば、
前記焼結体における成形性に悪影響を及ぼすことなく、
成形後の熱処理によって時効硬化能を有効に発揮させる
ことができ、得られる製品の常温及び高温強度を高め得
ることを見出した。
本発明に係るAl基合金粉末における各成分の作用及び
それらの数値限定理由は次の通りである。
それらの数値限定理由は次の通りである。
Cr:2〜５％ Zr:1〜2.5％ Cr及びZrは急冷凝固時にAlマトリックス中に過飽和に
固溶するが、その後の熱間における固化成形時及び熱処
理時にマトリックス中に析出し、焼結体の常温及び高温
強度を高める作用を有する。この時効硬化作用を発揮さ
せる為には２％以上のCrと１％以上のZrを同時に添加す
る必要がある。しかしながらCrが５％を超えたり或はZr
が2.5％を超えると靭性の低下を招く。
固溶するが、その後の熱間における固化成形時及び熱処
理時にマトリックス中に析出し、焼結体の常温及び高温
強度を高める作用を有する。この時効硬化作用を発揮さ
せる為には２％以上のCrと１％以上のZrを同時に添加す
る必要がある。しかしながらCrが５％を超えたり或はZr
が2.5％を超えると靭性の低下を招く。
Cr:0.5〜５％及び Ni:0.5〜4.5％ から選ばれる１種又は２種（但し合計で0.5〜５％） Cu及びNiはCrとZrによる上記時効硬化作用を助長する
作用を有し、時効硬化後のピーク硬さを高める。そして
この作用を得る為にはCu,Niの１種又は２種を合計で少
なくとも0.5％添加する必要があるが、５％を超えると
靭性が低下する。
作用を有し、時効硬化後のピーク硬さを高める。そして
この作用を得る為にはCu,Niの１種又は２種を合計で少
なくとも0.5％添加する必要があるが、５％を超えると
靭性が低下する。
B :0.1〜0.5％ Fe:0.5〜２％ Ti:0.5〜２％及び Mn:0.1〜１％ からなる群から選択される１種又は２種以上（但し合計
で0.1〜２％） 上記Cu,Niの添加によって時効硬化能を高めることが
できるのであるが、これらの元素に加え、B,Fe,Ti及びM
nからなる群から選択される１種又は２種以上を含有さ
せれば、本発明の効果が更に有効に達成される。即ちB,
Fe,Ti,Mn等の元素はマトリックス中に金属間化合物とし
て分散し、転位の移動を阻止して強化に寄与するばかり
か、粒界に析出することによって粒界移動を阻止して再
結晶化による強度低下を防止する。この作用を発揮させ
る為には上記範囲で添加する必要があるが、これらの範
囲を超えて添加すると靭性の低下を招く。
で0.1〜２％） 上記Cu,Niの添加によって時効硬化能を高めることが
できるのであるが、これらの元素に加え、B,Fe,Ti及びM
nからなる群から選択される１種又は２種以上を含有さ
せれば、本発明の効果が更に有効に達成される。即ちB,
Fe,Ti,Mn等の元素はマトリックス中に金属間化合物とし
て分散し、転位の移動を阻止して強化に寄与するばかり
か、粒界に析出することによって粒界移動を阻止して再
結晶化による強度低下を防止する。この作用を発揮させ
る為には上記範囲で添加する必要があるが、これらの範
囲を超えて添加すると靭性の低下を招く。
尚本発明に係るAl基合金粉末は前述した如く、平衡状
態では固溶限の小さな元素を大量に添加する目的で、溶
解した合金を急冷凝固法によって微細な粉末にするもの
であり、その具体的な手段については各種のアトマイズ
法が例示でき何ら限定するものではないが、希望する微
細粉末を得るには急冷速度を102deg/sec以上とするのが
好ましい。
態では固溶限の小さな元素を大量に添加する目的で、溶
解した合金を急冷凝固法によって微細な粉末にするもの
であり、その具体的な手段については各種のアトマイズ
法が例示でき何ら限定するものではないが、希望する微
細粉末を得るには急冷速度を102deg/sec以上とするのが
好ましい。
［実施例］ 実施例１ 下記第１表に示した各種組成の合金を溶製し、N2ガス
アトマイズ法によって急冷凝固して粒径74μｍ以下の粉
末を得た。尚このときの冷却速度は、同一方法によって
作成された7075合金のミクロ組織観察結果から103deg/s
ec以上と推定された。
アトマイズ法によって急冷凝固して粒径74μｍ以下の粉
末を得た。尚このときの冷却速度は、同一方法によって
作成された7075合金のミクロ組織観察結果から103deg/s
ec以上と推定された。
得られた各粉末を70mmφのアルミニウム合金（AA規格
5052）製カプセルに充填し、該カプセルごと300℃に加
熱しつつ、カプセルの一端に設けられた脱気管より内部
を真空脱気して前記粉末をカプセル内に真空封入した。
尚脱気に要した時間は約２時間であった。
5052）製カプセルに充填し、該カプセルごと300℃に加
熱しつつ、カプセルの一端に設けられた脱気管より内部
を真空脱気して前記粉末をカプセル内に真空封入した。
尚脱気に要した時間は約２時間であった。
次に前記カプセルを熱間押出加工し、得られた押出棒
からカプセルの外皮を旋削・除去して約15mmφの丸棒
（Al基合金粉末焼結体）を得た。尚カプセル加熱温度は
350℃であり、加熱に要した時間は約１時間であった。
からカプセルの外皮を旋削・除去して約15mmφの丸棒
（Al基合金粉末焼結体）を得た。尚カプセル加熱温度は
350℃であり、加熱に要した時間は約１時間であった。
この様にして得られた各丸棒試料について、下記の各
種試験を実施した。
種試験を実施した。
まず最適な熱処理条件を探索する目的で各試料を350
℃で各種時間保持したときの常温ビッカース硬度（HV）
の変化について測定した。その結果を粉末のNo.と対応
させて下記第２表に示すが、第２表中Ｆ及びＴの記号は
押出しまま及び熱処理材の夫々のピーク硬度を意味して
いる。又代表例として、No.1,2（実施例粉末によるも
の）及びNo.12,13（比較例粉末によるもの）における測
定結果を第１図に示した。その結果、いずれの試料につ
いてもほぼ350℃×24時間でピーク強度が得られること
が判明した。
℃で各種時間保持したときの常温ビッカース硬度（HV）
の変化について測定した。その結果を粉末のNo.と対応
させて下記第２表に示すが、第２表中Ｆ及びＴの記号は
押出しまま及び熱処理材の夫々のピーク硬度を意味して
いる。又代表例として、No.1,2（実施例粉末によるも
の）及びNo.12,13（比較例粉末によるもの）における測
定結果を第１図に示した。その結果、いずれの試料につ
いてもほぼ350℃×24時間でピーク強度が得られること
が判明した。
そこで本発明者らはすべての試料について350℃×24
時間の熱処理を施しこれらの熱処理材について引張試験
を実施した。この結果を下記第２表に併記した。尚引張
試験は、ASTMB557M,ASTM 602及びASTM E21に準拠して
実施し、常温における平滑試験片の耐力（σ0.2）と強
度（σＢ）、切欠試験片の強度（σNTS）及び250℃にお
ける高温強度（σＢ）を測定した。そして靭性の評価に
は、前記強度（σNTS）及び耐力（σ0.2）の比（σNTS/
σ0.2）を用いた。
時間の熱処理を施しこれらの熱処理材について引張試験
を実施した。この結果を下記第２表に併記した。尚引張
試験は、ASTMB557M,ASTM 602及びASTM E21に準拠して
実施し、常温における平滑試験片の耐力（σ0.2）と強
度（σＢ）、切欠試験片の強度（σNTS）及び250℃にお
ける高温強度（σＢ）を測定した。そして靭性の評価に
は、前記強度（σNTS）及び耐力（σ0.2）の比（σNTS/
σ0.2）を用いた。
第１図の結果から次の様に考察できる。まずNo.13のA
l−Cr−Zr3元合金粉末焼結体は明瞭な時効硬化性を示す
ものの、その強度レベルは低いものである。またNo.12
のAl−Cr−Zr−Mn合金粉末焼結体は押出しままの状態に
おいても高い強度を示し（成形性が悪い）、時効硬化能
も認められない。
l−Cr−Zr3元合金粉末焼結体は明瞭な時効硬化性を示す
ものの、その強度レベルは低いものである。またNo.12
のAl−Cr−Zr−Mn合金粉末焼結体は押出しままの状態に
おいても高い強度を示し（成形性が悪い）、時効硬化能
も認められない。
これに対しNo.1,2（実施例粉末によるもの）の焼結体
は、押出し状態における硬度はAl−Cr−Zr−Mn系に比べ
て低く（成形性が良い）、又ピーク硬度が高くなり、Cu
及びNiの添加効果が顕著である。
は、押出し状態における硬度はAl−Cr−Zr−Mn系に比べ
て低く（成形性が良い）、又ピーク硬度が高くなり、Cu
及びNiの添加効果が顕著である。
また第２表の結果からも明らかであるが、本発明の合
金粉末から得られる焼結体は押出しままでの硬度が低
く、熱処理後においては高い強度を有し、且つ高い靭性
を有していることが理解される。
金粉末から得られる焼結体は押出しままでの硬度が低
く、熱処理後においては高い強度を有し、且つ高い靭性
を有していることが理解される。
実施例２ 前述の方法で作成したNo.1,No.2（実施例粉末による
もの）及びNo.12（比較例粉末によるもの）の各押出材
（Ｆ材）を用い、350℃に加熱したときの変形抵抗を測
定すると共に、同温度で板厚5mmに熱間鍛造加工した。
尚加熱に要した保持時間は約１時間であった。又変形抵
抗は、15mmφ×30mmhの試料におもりを落下し、おもり
の位置エネルギーと試料の変形量の相関から算出する落
槌法によった。
もの）及びNo.12（比較例粉末によるもの）の各押出材
（Ｆ材）を用い、350℃に加熱したときの変形抵抗を測
定すると共に、同温度で板厚5mmに熱間鍛造加工した。
尚加熱に要した保持時間は約１時間であった。又変形抵
抗は、15mmφ×30mmhの試料におもりを落下し、おもり
の位置エネルギーと試料の変形量の相関から算出する落
槌法によった。
そして上記鍛造加工によって得られた板材を、350℃
で更に24時間時効処理した後、常温強度を測定した。
で更に24時間時効処理した後、常温強度を測定した。
この結果を下記第３表に示すが、この結果からNo.12
のAl−Cr−Zr−Mn合金粉末から得られる押出材は、本発
明の合金粉末から得られる押出材に比べて変形抵抗が高
いことが理解される。又前記第２表と下記第３表の結果
を対比して考察すると明らかであるが、No.12の合金粉
末から得られるものは、鍛造材の熱処理後の強度が押出
材の強度に比べて低いのに対し、No.1,2の本発明材にお
いてはこの強度低下が認められないのが理解される。
のAl−Cr−Zr−Mn合金粉末から得られる押出材は、本発
明の合金粉末から得られる押出材に比べて変形抵抗が高
いことが理解される。又前記第２表と下記第３表の結果
を対比して考察すると明らかであるが、No.12の合金粉
末から得られるものは、鍛造材の熱処理後の強度が押出
材の強度に比べて低いのに対し、No.1,2の本発明材にお
いてはこの強度低下が認められないのが理解される。
［発明の効果］ 以上述べた如く本発明によれば、上記組成のAl基合金
粉末を用いることによって、常温及び高温における強度
向上を達成し、しかも成形性及び靭性の優れたAl基合金
粉末焼結体が実現できた。そしてこの焼結体はコンロッ
ドを始めとする各種エンジン部品や航空機及び各種飛翔
体の外皮等、形状が複雑で且つ常温及び高温での高強度
が要求される各種用途に最適である。
粉末を用いることによって、常温及び高温における強度
向上を達成し、しかも成形性及び靭性の優れたAl基合金
粉末焼結体が実現できた。そしてこの焼結体はコンロッ
ドを始めとする各種エンジン部品や航空機及び各種飛翔
体の外皮等、形状が複雑で且つ常温及び高温での高強度
が要求される各種用途に最適である。
第１図は各種Al−Cr−Zr系合金粉末焼結体の時効硬化曲
線を示すグラフである。
線を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 吉川 克之 兵庫県神戸市灘区篠原伯母野山町１―１ ―２―417 (56)参考文献 特開 昭62−47449（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】Cr:2〜５％（重量％の意味、以下同じ）及
び Zr:1〜2.5％を必須成分として含む他、 Cu:0.5〜５％及びNi:0.5〜4.5％から選ばれる１種又は
２種を合計で0.5〜５％含み、 残部がA1及び不可避不純物からなることを特徴とする焼
結用A1基合金粉末。 - 【請求項２】B :0.1〜0.5％、 Fe:0.5〜２％、 Ti:0.5〜２％及び Mu:0.1〜１％からなる群れから選択される１種又は２種
以上を合計で0.1〜２％含む請求項（１）に記載の焼結
用A1基合金粉末。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1012750A JP2572832B2 (ja) | 1989-01-21 | 1989-01-21 | 焼結用Ａｌ基合金粉末 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1012750A JP2572832B2 (ja) | 1989-01-21 | 1989-01-21 | 焼結用Ａｌ基合金粉末 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02194102A JPH02194102A (ja) | 1990-07-31 |
| JP2572832B2 true JP2572832B2 (ja) | 1997-01-16 |
Family
ID=11814095
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1012750A Expired - Lifetime JP2572832B2 (ja) | 1989-01-21 | 1989-01-21 | 焼結用Ａｌ基合金粉末 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2572832B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR3083478B1 (fr) * | 2018-07-09 | 2021-08-13 | C Tec Constellium Tech Center | Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0651895B2 (ja) * | 1985-08-26 | 1994-07-06 | 東洋アルミニウム株式会社 | 耐熱アルミニウム粉末冶金合金 |
-
1989
- 1989-01-21 JP JP1012750A patent/JP2572832B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02194102A (ja) | 1990-07-31 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP0158769B1 (en) | Low density aluminum alloys | |
| US5433799A (en) | Method of making Cr-bearing gamma titanium aluminides | |
| EP0610006A1 (en) | Superplastic aluminum alloy and process for producing same | |
| US3767385A (en) | Cobalt-base alloys | |
| JPS63157831A (ja) | 耐熱性アルミニウム合金 | |
| US6413294B1 (en) | Process for imparting high strength, ductility, and toughness to tungsten heavy alloy (WHA) materials | |
| US6805759B2 (en) | Shaped part made of an intermetallic gamma titanium aluminide material, and production method | |
| US6962673B2 (en) | Heat-resistant, creep-resistant aluminum alloy and billet thereof as well as methods of preparing the same | |
| JP2807374B2 (ja) | 高強度マグネシウム基合金およびその集成固化材 | |
| JPH0234740A (ja) | 耐熱性アルミニウム合金材及びその製造方法 | |
| JPH0617550B2 (ja) | 改良された疲労強度をもつアルミニウム合金材料特に棒材の製造方法 | |
| JP2572832B2 (ja) | 焼結用Ａｌ基合金粉末 | |
| US3265493A (en) | Aluminum base pellet alloys containing copper and magnesium and process for producing the same | |
| JPH0713275B2 (ja) | 高強度耐応力腐食割れ性アルミニウム基粉末冶金合金 | |
| JPH02194142A (ja) | 焼結用Ａｌ基合金粉末 | |
| US3544394A (en) | Aluminum-copper-magnesium-zinc powder metallurgy alloys | |
| JPH0456095B2 (ja) | ||
| JP2711296B2 (ja) | 耐熱性アルミニウム合金 | |
| JPH08134614A (ja) | 超塑性マグネシウム合金材の製造法 | |
| US3291654A (en) | Process for preparing high strength fabricated articles from aluminumbase alloys containing magnesium and copper | |
| JPH03264639A (ja) | 高温高強度Ａｌ合金材 | |
| JP2531773B2 (ja) | 耐熱性ａ１基合金粉末焼結体の製造方法 | |
| JPS60149751A (ja) | 金属組成物 | |
| JP4152095B2 (ja) | 輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法 | |
| JPH11269592A (ja) | 焼入れ感受性の低いＡｌ−過共晶Ｓｉ合金およびその製造方法 |