JP6670635B2 - Aluminum alloy atomized powder for extruded material, method for producing aluminum alloy atomized powder for extruded material, method for producing extruded material, method for producing forged product - Google Patents
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Description
本発明は、自動車などの内燃機関に使用されるエンジンピストン等の高強度や耐熱性が要求されるアルミニウム合金部品、とりわけ粉末の押出材に鍛造等の成形加工を施して得られるアルミニウム合金部品に適した、押出材用アルミニウム合金アトマイズ粉末、及びそのアルミニウム合金アトマイズ粉末の製造方法、さらにそのアルミニウム合金アトマイズ粉末を用いての押出材の製造方法、及び鍛造品の製造方法に関するものである。 The present invention is applicable to aluminum alloy parts such as engine pistons used for internal combustion engines such as automobiles, which require high strength and heat resistance, and particularly to aluminum alloy parts obtained by subjecting powder extruded material to molding such as forging. suitable, aluminum alloy atomized powder extruded material, and a method of manufacturing the aluminum alloy atomized powder, further manufacturing how the extruded material using the aluminum alloy atomized powder, and those concerning the forgings produced how .
内燃機関のエンジンピストンは、高温下でシリンダに対し高速で摺動する部材であり、そこで優れた耐摩耗性が要求されるばかりでなく、強度、とりわけ高温強度に優れていること、そのほか耐焼き付き性が優れていることや、熱膨張係数が小さいこと等が求められる。 The engine piston of an internal combustion engine is a member that slides at a high speed with respect to a cylinder at high temperatures. Not only is it required to have excellent wear resistance, but it also has excellent strength, especially high-temperature strength. It is required to have excellent properties and a small coefficient of thermal expansion.
一方、自動車部品としては、近年の自動車業界における燃費向上の要請から、軽量化、高機能化の要求が高まってきている。そこで自動車用のエンジンピストンの材料としても、従来の一般的な鉄鋼材や鋳鉄材に代えて、軽量なアルミニウム合金を使用する傾向が強まっている。 On the other hand, as for automotive parts, demands for lighter weight and higher functionality have been increasing due to recent demands for improved fuel efficiency in the automotive industry. Therefore, as a material for an engine piston for an automobile, there is an increasing tendency to use a lightweight aluminum alloy instead of a conventional general steel or cast iron.
各種アルミニウム合金のうちでも、Ｓｉを１０質量％程度以上含有しているＡｌ−Ｓｉ系合金、すなわち共晶組成〜過共晶組成の高Ｓｉのアルミニウム合金は、熱膨張係数が小さく、優れた耐摩耗性を有していることから、自動車用エンジンの材料として従来から用いられている。 Among various aluminum alloys, an Al-Si alloy containing about 10% by mass or more of Si, that is, a high Si aluminum alloy having a eutectic composition to a hypereutectic composition has a small coefficient of thermal expansion and excellent resistance to heat. Because of its abrasion properties, it has been conventionally used as a material for automobile engines.
しかしながら、Ｓｉを多量に含むこの種のＡｌ-Ｓｉ系合金は、従来一般には溶解―鋳造法によって製造されているため、鋳造欠陥を完全に防止することは困難であり、また初晶Ｓｉが粗大に晶出したり、偏析したりすることがあるため、強度および靱性の低下をもたらしており、そのため自動車用エンジンの材料として、必ずしも満足できるものではなかった。またこの種の高ＳｉのＡｌ−Ｓｉ系合金は、合金元素の種類や添加量に制限があるため、飛躍的に特性を向上させた合金の開発には限界があった。 However, since this type of Al-Si alloy containing a large amount of Si is conventionally generally produced by a melting-casting method, it is difficult to completely prevent casting defects, and the primary crystal Si is coarse. This may cause crystallization or segregation, resulting in a decrease in strength and toughness, and thus has not always been satisfactory as a material for an automobile engine. In addition, this kind of high-Si Al-Si alloy has limitations on the types and addition amounts of alloying elements, so that there has been a limit in the development of an alloy having dramatically improved properties.
そこで、アトマイズ法で代表される急冷凝固粉末製造法により得られた高ＳｉのＡｌ−Ｓｉ系合金粉末を用い、いわゆる粉末冶金法を適用して得られた材料を自動車用エンジンの材料として使用することが考えられている。アトマイズ法によれば、アルミニウム合金溶湯を１０３〜１０５℃／秒程度の高い冷却速度で急冷凝固させることによって結晶粒の粗大化を防止して微細な組織を有するアルミニウム合金粉末を得ることができ、その急冷凝固粉末を用いて粉末冶金法によって製品を製造すれば、強度や耐熱性などの特性を向上させることができる。 Therefore, a material obtained by applying a so-called powder metallurgy method using a high Si Al-Si alloy powder obtained by a rapidly solidified powder manufacturing method represented by an atomizing method is used as a material for an automobile engine. It is thought that. According to the atomizing method, the aluminum alloy melt is rapidly solidified at a high cooling rate of about 10 3 to 10 5 ° C./sec to prevent the crystal grains from becoming coarse and to obtain an aluminum alloy powder having a fine structure. If a product is manufactured by powder metallurgy using the rapidly solidified powder, characteristics such as strength and heat resistance can be improved.
さらに最近では、凝固時にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系やＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物を晶出し得るアルミニウム合金、例えばＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金やＡｌ−Ｆｅ系合金のアトマイズ粉末を、粉末冶金法による自動車用エンジンの材料として使用することが考えられている。この種の合金粉末の粉末冶金製品では、硬質な金属化合物が微細に分散して、強度や耐熱性が一層向上することが期待されている。 More recently, an aluminum alloy capable of crystallizing an Al-Si-Fe-based or Al-Fe-based intermetallic compound during solidification, for example, an atomized powder of an Al-Si-Fe-based alloy or an Al-Fe-based alloy has been produced by powder metallurgy. For use as a material for automobile engines. In powder metallurgy products of this kind of alloy powder, it is expected that the hard metal compound is finely dispersed and the strength and heat resistance are further improved.
なおアトマイズ法には種々のものがあるが、従来は、アトマイズ用ガスとともに溶融アルミニウム合金をノズルから噴出して溶融アルミニウム合金を霧化（アトマイズ）し、微小な液滴として急冷凝固させるガスアトマイズ法が広く用いられている。 There are various atomizing methods. Conventionally, there is a gas atomizing method in which a molten aluminum alloy is ejected from a nozzle together with an atomizing gas to atomize the molten aluminum alloy (atomize) and rapidly solidify as fine droplets. Widely used.
ガスアトマイズ法によって得られた粉末（アトマイズ粉末）を用いて、粉末冶金法によって最終的にエンジンピストン等の製品を得るための方法としては、アトマイズ粉末を圧縮成形した後、得られた圧粉体を押出機に挿入し、棒状（ロッド状）に押出成形して、押出材とし、その押出材を必要に応じて所定長さに切断し、熱間鍛造用の金型内に投入して、製品形状もしくは製品形状に近い粗形状に鍛造成形し、必要に応じて熱処理や冷間鍛造、さらには機械加工や研磨などの仕上加工を施してエンジンピストン等の製品とするのが一般的である。 As a method for finally obtaining a product such as an engine piston by powder metallurgy using powder obtained by the gas atomization method (atomized powder), compression molding of the atomized powder is followed by compression of the obtained green compact. It is inserted into an extruder, extruded into a rod shape (rod shape) to form an extruded material, and the extruded material is cut into a predetermined length as necessary, and then put into a hot forging die to produce a product. In general, the product is forged into a rough shape close to the shape or product shape, and if necessary, subjected to heat treatment, cold forging, and further finishing such as machining or polishing to obtain a product such as an engine piston.
ところでアルミニウム合金は極めて酸化しやすいため、アルミニウム合金粉末粒子の表面には、薄い酸化皮膜が生成されるのが通常である。このような酸化皮膜が存在する粒子からなる粉末をそのまま圧縮成形、押出、鍛造に供すれば、酸化皮膜によって粉末粒子同士の結合が阻害されて、強度が低い製品となってしまうことが懸念される。 By the way, since an aluminum alloy is very easily oxidized, a thin oxide film is usually formed on the surface of the aluminum alloy powder particles. If the powder composed of particles having such an oxide film is directly subjected to compression molding, extrusion, and forging, there is a concern that the bond between the powder particles is inhibited by the oxide film, resulting in a product having low strength. You.
そこで、例えば特許文献１〜特許文献３に示すように、ガスアトマイズ法などの急冷凝固法によって得られたアルミニウム合金粉末粒子表面の酸化皮膜を、化学的もしくは物理的な手段によって除去もしくは破壊するための前処理を施し、その後に押出や鍛造を行う方法が提案されている。しかしながらこのような前処理を行うことは、工程数の増加によって、生産性の低下、コスト上昇を招く問題がある。
Therefore, as shown in
ここで、ガスアトマイズ法によって粉末を製造する場合、一般には、アトマイズ用のガスとして窒素ガスや不活性ガスなどの非酸化性ガスを用いて、霧化―急冷凝固時の酸化を抑制するのが通常である。しかしながら非酸化性ガスを用いてアトマイズしても、凝固後の粒子表面の酸化皮膜を除去もしくは破壊するための前処理を施すことが望まれるが、その場合、前述のように工程数の増加によって、生産性の低下、コスト上昇を招く問題がある。 Here, when powder is manufactured by the gas atomization method, generally, it is usual to use a non-oxidizing gas such as a nitrogen gas or an inert gas as an atomizing gas to suppress the oxidation during atomization and rapid solidification. It is. However, even when atomizing using a non-oxidizing gas, it is desirable to perform a pretreatment for removing or destroying an oxide film on the surface of the solidified particles. In that case, however, the number of steps is increased as described above. However, there is a problem that productivity is reduced and cost is increased.
また前述のようなＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金やＡｌ−Ｆｅ系合金を非酸化性ガスによってアトマイズして得られた粉末の場合、上記のような前処理を行わずに圧縮成形、押出に供した場合、押出材先端の割れ（花咲状の割れ）が大きくなるなど、押出成形性が劣り、押出歩留まりが悪くなること、また押出し後の押出材の機械的特性、とりわけ引張強度及び伸びも大きくならず、結果的に鍛造後の製品の強度などの特性も充分ではなくなることが判明している。 Further, in the case of the above-mentioned Al-Si-Fe-based alloy or powder obtained by atomizing an Al-Fe-based alloy with a non-oxidizing gas, the powder is subjected to compression molding and extrusion without performing the above pretreatment. When extruded material is extruded, cracks at the tip of the extruded material (flower-shaped cracks) become large, resulting in poor extrudability and poor extrusion yield. Also, the mechanical properties, especially tensile strength and elongation, of the extruded material after extrusion are large. However, as a result, it has been found that properties such as strength of the product after forging are not sufficient.
本発明は、以上の事情を背景としてなされたもので、押出成形性が優れるとともに、機械的特性、とりわけ引張強度及び伸びが優れたアルミニウム合金粉末押出材が得られるようなアルミニウム合金アトマイズ粉末、及びそのアルミニウム合金アトマイズ粉末を製造する方法、さらにそのアルミニウム合金アトマイズ粉末を用いた押出材の製造方法、及び鍛造品の製造方法を提供することを課題とするものである。
The present invention has been made on the background of the above circumstances, and has excellent extrudability, and mechanical properties, especially aluminum alloy atomized powder such that an aluminum alloy powder extruded material having excellent tensile strength and elongation can be obtained, and method for producing the aluminum alloy atomized powder, it is an object of the invention to provide further production how the extruded material using the aluminum alloy atomized powder, and forgings manufacturing how.
前述の課題を解決するべく、本発明者等が種々実験・検討を重ねたところ、アトマイズ用のガスとして、空気などの酸化性ガスを用いて、ガスアトマイズ法によりＡｌ−Ｓｉ―Ｆｅ系合金もしくはＡｌ−Ｆｅ系合金の粉末を製造すれば、前述のような粉末粒子表面の酸化皮膜の除去もしくは破壊のための前処理を施さなくても、圧縮成形後の押出加工において、押出成形性が優れていて、押出材における押出先端部の花咲状の割れが少なくなり、また押出後の粉末押出材として、高い引張強度及び大きな伸びが得られることを見出した。 In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors have conducted various experiments and studies. As a gas for atomization, an oxidizing gas such as air was used, and an Al-Si-Fe alloy or Al -If an Fe-based alloy powder is produced, extrudability is excellent in extrusion after compression molding without performing pretreatment for removing or destroying an oxide film on the surface of powder particles as described above. As a result, it has been found that flower-shaped cracks in the extruded tip portion of the extruded material are reduced, and high tensile strength and large elongation are obtained as the extruded powder extruded material.
そして、上述のように押出成形性が優れ、押出材の引張強度及び伸びが優れる理由を見出すべく、粉末の性状について詳細に調べたところ、粉末粒子の表面に、比較的粗大でかつ母相（アルミニウムのα相）よりも硬質なＡｌ−Ｓｉ―Ｆｅ系もしくはＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物の晶出物が露呈していることを知見した。またその場合、粒子表面に分散して存在している金属間化合物晶出物の一部が、その晶出物に隣接するアルミニウムマトリックスから突出しており、これにより、粒子表面に微小な凹凸が付与されていることを見出した。そして、このように表面に硬質な金属間化合物晶出物が分散し、さらにその金属間化合物晶出物によって表面に微小な凹凸が付与されている粒子の集合体である圧粉体を押出した場合、母相表面の酸化皮膜が容易に破壊され、これによって粒子間の結合力が大きくなり、押出材先端の割れが少なくなること（押出成形性が良好となること）、また押出し後の押出材の引張強度及び伸びが増大することが明らかとなった。 As described above, the properties of the powder were examined in detail to find out why the extrudability is excellent and the tensile strength and elongation of the extruded material are excellent. It was found that crystallized Al-Si-Fe-based or Al-Fe-based intermetallic compounds harder than (α phase of aluminum) were exposed. In this case, a part of the intermetallic compound crystallized substance dispersed and present on the particle surface protrudes from the aluminum matrix adjacent to the crystallized substance, thereby imparting fine irregularities on the particle surface. It has been found that. Then, a compact which is an aggregate of particles in which hard intermetallic compound crystallites are dispersed on the surface and fine irregularities are provided on the surface by the intermetallic compound crystallites is extruded as described above is extruded. In this case, the oxide film on the surface of the matrix phase is easily broken, thereby increasing the bonding force between the particles, reducing cracks at the tip of the extruded material (improving extrudability), and extruding after extrusion. It was found that the tensile strength and elongation of the material increased.
さらに、上記のようにアトマイズ用のガスとして空気などの酸化性ガスを用いて、ガスアトマイズ法によりＡｌ−Ｓｉ―Ｆｅ系合金もしくはＡｌ−Ｆｅ系合金の粉末を製造した場合、粉末粒子の形状として、球状ではなく、非球状の粒子が得られることを見出した。ここで、非球状とは、例えば長径に沿った断面形状が楕円形状、長円形状、あるいはティアドロップ状、瓢箪状等をなすことを意味し、擬球状異形と言う場合もある。
そしてこのような非球状の粒子であることも、押出成形性の向上や押出材の引張強度及び伸びの改善に寄与しているものと推測された。すなわち、非球状の粒子ではその比表面積が大きく、またその粉末粒子の集合体（圧粉体）を押出した場合、粒子同士の不規則な方向での衝突、擦れ合いが生じ、これによって酸化皮膜の破壊がより促進され、押出成形性の向上や押出材の引張強度及び伸びの改善が図れるものと考えられる。
Further, as described above, using an oxidizing gas such as air as a gas for atomizing, when producing Al-Si-Fe-based alloy or Al-Fe-based alloy powder by a gas atomization method, the shape of the powder particles, It has been found that non-spherical particles, not spherical ones, can be obtained. Here, the non-spherical shape means that, for example, the cross-sectional shape along the major axis has an elliptical shape, an elliptical shape, a teardrop shape, a gourd shape, and the like, and may be referred to as a pseudospherical shape.
And it was presumed that such non-spherical particles also contributed to the improvement of the extrudability and the tensile strength and elongation of the extruded material. That is, non-spherical particles have a large specific surface area, and when an aggregate (compact) of the powder particles is extruded, the particles collide with each other in an irregular direction and rub against each other. It is considered that the fracture of the extruded material is further promoted, and the extrudability can be improved and the tensile strength and elongation of the extruded material can be improved.
ちなみに、従来のガスアトマイズの一般的な手法、すなわちアトマイズ用のガスとして窒素ガスや不活性ガスなどの非酸化性ガスを用いたガスアトマイズ法では、粒子形状が球状（真球もしくはそれに近い形状）の粉末粒子が得られるのが通常である。またその場合、Ａｌ−Ｓｉ―Ｆｅ系合金もしくはＡｌ−Ｆｅ系合金であっても、急冷凝固時に晶出した金属間化合物が粒子表面には実質的に露呈せず、またそれに伴い、粒子表面に金属間化合物晶出物による微細な凹凸が生じず、実質的に滑らかな表面となることが判明している。そしてこれらの結果として、既に述べたように押出成形性が劣り、また押出し材の引張強度及び伸びが充分に得られなかったものと推測される。 Incidentally, in the conventional general method of gas atomization, that is, the gas atomization method using a non-oxidizing gas such as a nitrogen gas or an inert gas as an atomizing gas, a powder having a spherical (spherical or nearly spherical) particle shape is used. Usually, particles are obtained. In this case, even in the case of an Al-Si-Fe alloy or an Al-Fe alloy, the intermetallic compound crystallized during rapid solidification is not substantially exposed to the particle surface, and accordingly, the particle surface It has been found that fine irregularities due to intermetallic compound crystallization do not occur and a substantially smooth surface is obtained. As a result, as described above, it is presumed that the extrudability was poor and the tensile strength and elongation of the extruded material were not sufficiently obtained.
以上のような知見から、押出材用のアルミニウム合金アトマイズ粉末として、粉末粒子表面に金属間化合物晶出物が分散して露呈しており、またその金属間化合物晶出物によって粒子表面に微小な凹凸が形成されていれば、良好な押出成形性が得られ、それに伴い、粉末粒子表面の酸化皮膜の除去もしくは破壊のための前処理を施す必要がなくなること、さらに押出し材の引張強度及び伸びが改善されることを認識した。また同時に、アトマイズ粉末粒子の形状が、従来の一般的な球状ではなく、擬球状等の非球状であることが、前処理なしでの押出性の改善、押出材の引張強度及び伸びの改善に望ましいことを認識した。
そしてこのような知見及び認識に基づいて、本発明の完成に至った。
From the above findings, as an aluminum alloy atomized powder for extruded material, intermetallic compound crystallized material is dispersed and exposed on the surface of the powder particles, and the intermetallic compound crystallized fine particles on the particle surface. If the irregularities are formed, good extrusion moldability can be obtained, so that it is not necessary to perform a pretreatment for removing or destroying the oxide film on the surface of the powder particles, and further, the tensile strength and elongation of the extruded material Has been improved. At the same time, the shape of the atomized powder particles is not a conventional general spherical shape but a non-spherical shape such as a pseudo spherical shape, which improves extrudability without pre-treatment, and improves tensile strength and elongation of extruded material. I realized that it was desirable.
Then, based on such knowledge and recognition, the present invention has been completed.
したがって本発明の基本的な態様（第１の態様）による押出し材用アルミニウム合金粉末は、粉末押出材の素材となるアルミニウム合金アトマイズ粉末であって、粉末粒子表面に金属間化合物晶出物が分散して露呈していることを特徴とするものである。 Therefore, the aluminum alloy powder for an extruded material according to the basic aspect (first aspect) of the present invention is an aluminum alloy atomized powder used as a material of the extruded powder, and the intermetallic compound crystallized substance is dispersed on the surface of the powder particles. It is characterized by being exposed.
また本発明の第２の態様による押出し材用アルミニウム合金粉末は、第１の態様の押出し材用アルミニウム合金アトマイズ粉末において、粉末粒子表面に存在する前記金属間化合物の晶出物の一部が、その晶出物に隣接するアルミニウム母相から突出しており、これにより、粒子表面に微小な凹凸が付与されていることを特徴とするものである。 Further, in the aluminum alloy powder for extruded material according to the second aspect of the present invention, in the aluminum alloy atomized powder for extruded material of the first aspect, a part of the crystallized product of the intermetallic compound present on the surface of the powder particles is: It protrudes from the aluminum matrix adjacent to the crystallized product, whereby fine irregularities are imparted to the particle surface.
さらに本発明の第３の態様による押出し材用アルミニウム合金粉末は、第１もしくは第２の態様押出し材用アルミニウム合金アトマイズ粉末において、粉末粒子の外形の形状が、非球状であることを特徴とするものである。 Furthermore, the aluminum alloy powder for extruded material according to the third aspect of the present invention is characterized in that, in the aluminum alloy atomized powder for extruded material according to the first or second aspect, the outer shape of the powder particles is non-spherical. Things.
また本発明の第４の態様による押出し材用アルミニウム合金粉末は、第１〜第３のいずれかの態様の押出材用アルミニウム合金粉末において、前記金属間化合物晶出物が、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物もしくはＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系金属間化合物のいずれか一方もしくは双方であることを特徴とするものである。 The aluminum alloy powder for an extruded material according to the fourth aspect of the present invention is the aluminum alloy powder for an extruded material according to any one of the first to third aspects, wherein the intermetallic compound crystallized product is an Al—Fe-based metal. Or an intermetallic compound or an Al-Si-Fe-based intermetallic compound.
さらに本発明の第５の態様による押出し材用アルミニウム合金粉末は、第１〜第４のいずれかの態様の押出材用アルミニウム合金粉末において、前記アルミニウム合金が、Ａｌ−Ｆｅ系合金もしくはＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金であることを特徴とするものである。 The aluminum alloy powder for an extruded material according to the fifth aspect of the present invention is the aluminum alloy powder for an extruded material according to any one of the first to fourth aspects, wherein the aluminum alloy is an Al—Fe-based alloy or Al—Si -An Fe-based alloy.
また本発明の第６の態様は、押出材用アルミニウム合金アトマイズ粉末の製造方法についてのものであって、第１〜第５のいずれかの態様の押出材用アルミニウム合金アトマイズ粉末を製造するにあたり、アルミニウム合金の溶湯を、酸化性雰囲気中において上向きノズルによって酸化性ガスとともに上方に噴出することにより、微小液滴として霧化させながら急冷凝固することを特徴とするものである。 Further, a sixth aspect of the present invention relates to a method for producing an aluminum alloy atomized powder for an extruded material, and in producing the aluminum alloy atomized powder for an extruded material according to any one of the first to fifth aspects, A feature of the present invention is that a molten aluminum alloy is jetted upward together with an oxidizing gas by an upward nozzle in an oxidizing atmosphere to rapidly cool and solidify as fine droplets.
さらに本発明の第７の態様の押出し材用アルミニウム合金アトマイズ粉末の製造方法は、第６の態様の押出材用アルミニウム合金アトマイズ粉末の製造方法において、前記酸化性雰囲気及び酸化性ガスが空気であることを特徴とするものである。 Further, the method for producing an aluminum alloy atomized powder for an extruded material according to the seventh aspect of the present invention is the method for producing an aluminum alloy atomized powder for an extruded material according to the sixth aspect, wherein the oxidizing atmosphere and the oxidizing gas are air. It is characterized by the following.
また本発明の第８の態様は、押出材の製造方法についてのものであって、第１〜第５のいずれかの態様の押出材用アルミニウム合金粉末を圧縮成形し、得られた圧粉体を、熱間で押出成形することを特徴とするものである。 Further, an eighth aspect of the present invention relates to a method for producing an extruded material, wherein the aluminum alloy powder for an extruded material according to any one of the first to fifth aspects is compression-molded to obtain a green compact. Is hot extruded.
また本発明の第９の態様は、鍛造品の製造方法についてのものであって、第８の態様の押出材の製造方法によって得られた押出材に、さらに熱間鍛造を施して鍛造品を得ることを特徴とするものである。 A ninth aspect of the present invention relates to a method for manufacturing a forged product. The extruded material obtained by the method for manufacturing an extruded material according to the eighth aspect is further subjected to hot forging to obtain a forged product. It is characterized by obtaining.
さらに本発明の第１０の態様のアルミニウム合金鍛造品は、第９の態様の鍛造品の製造方法によって得られた鍛造品である。 Further, the forged aluminum alloy product according to the tenth aspect of the present invention is a forged product obtained by the method for manufacturing a forged product according to the ninth aspect.
本発明のアルミニウム合金アトマイズ粉末を用いて押出成形した場合、従来技術として記載したような前処理を行わなくても、優れた押出成形性が得られ、また押出材の機械的特性（引張強度及び伸び）が優れることから、アトマイズ粉末の粒子表面の酸化膜の除去もしくは破壊、分断のための前処理が不要となる。その結果、前処理の省略によって、従来よりも格段に経済性を向上させることができる。 When extruded using the aluminum alloy atomized powder of the present invention, excellent extrudability is obtained without performing pretreatment as described in the prior art, and the mechanical properties (tensile strength and tensile strength) of the extruded material are obtained. The excellent elongation) eliminates the need for a pretreatment for removing, breaking, or breaking the oxide film on the surface of the atomized powder particles. As a result, by omitting the pretreatment, it is possible to significantly improve the economic efficiency as compared with the related art.
以下、本発明の実施形態について、詳細に説明する。なお、以下に示す実施形態は例示に過ぎず、本発明がこれらの実施形態に限定されないことはもちろんである。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail. Note that the embodiments described below are merely examples, and the present invention is not limited to these embodiments.
本実施形態の押出材用アルミニウム合金アトマイズ粉末は、凝固時に金属間化合物、例えばＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物もしくはＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系金属間化合物のいずれか一方もしくは双方の金属間化合物を晶出し得るアルミニウム合金として、Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金もしくはＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金を用い、その粉末をガスアトマイズによって製造するにあたり、合金溶湯を、酸化性雰囲気中（例えば大気中）において例えば上向きノズルによって酸化性ガス（例えば空気）とともに上方に噴出することにより、微小液滴として霧化させながら酸化性雰囲気中（例えば空気中）で急冷凝固させたものである。このようなアトマイズ粉末の製造方法について次に説明する。 The aluminum alloy atomized powder for an extruded material of the present embodiment crystallizes an intermetallic compound during solidification, for example, one or both of an Al-Fe-based intermetallic compound and an Al-Si-Fe-based intermetallic compound. As an aluminum alloy to be obtained, an Al-Fe-based aluminum alloy or an Al-Si-Fe-based alloy is used. In producing the powder by gas atomization, the molten alloy is oxidized in an oxidizing atmosphere (for example, in the air) by, for example, an upward nozzle. It is rapidly solidified in an oxidizing atmosphere (for example, in air) while being atomized as fine droplets by being ejected upward together with an oxidizing gas (for example, air). Next, a method for producing such an atomized powder will be described.
＜アトマイズ粉末の製造方法＞
上向きノズルを用いたガスアトマイズによってアルミニウム合金アトマイズ粉末を製造するためのアトマイズ装置の具体的な例を図１に模式的に示す。
図１において、軸線方向に沿って溶湯流通路１を形成した中空管状のノズル基体３が、軸線方向が垂直となるように設置されており、その下端部は、溶湯保持室７内のＡｌ−Ｆｅ系もしくはＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系のアルミニウム合金溶湯５中に浸漬されている。ノズル基体３の上端面３Ａは水平面とされ、その中央には溶湯流通路１の上端の溶湯吐出口３Ｂが開口している。ノズル基体３の上部の外周側には、それを取り囲むように全体として環状をなすガス噴出用基体９が配置されている。このガス噴出用基体９は、その内側に環状の中空室９Ａが形成されており、その中空室９Ａに外部からガス流入口９Ｂを経てアトマイズ用のガス（本実施形態では空気）が導入されるようになっている。中空室９Ａの内側上部には、アトマイズガス噴出口９Ｃが形成されており、このアトマイズガス噴出口９Ｃから、ノズル基体３の上部外周面に向けて斜め上方に、傾斜状にアトマイズガスを噴き出すようになっている。なお図１では示していないが、アトマイズガス噴出口９Ｃから噴出されるアトマイズガスは、ノズル基体３の中心軸線を基準として所定方向に旋回するように、噴出口９Ｃの向き、もしくは中空室９Ａから噴出口９Ｃの開口端に至るガス流路の方向（旋回方向）が設定されている。
<Production method of atomized powder>
FIG. 1 schematically shows a specific example of an atomizing apparatus for producing an aluminum alloy atomized powder by gas atomization using an upward nozzle.
In FIG. 1, a hollow
さらにノズル基体３の上方に所定距離だけ離れた位置には、ノズル基体３よりも大径の吸気用筒体１１が垂直に配設されており、この吸気用筒体１１の上部は、吸気用のポンプ（減圧ポンプ）１３を経て、粉末捕集容器１５に導かれている。
Furthermore, an
このようなノズル装置を用いてアルミニウム合金をガスアトマイズするにあたっての作用は次の通りである。
ノズル基体３における上端面３Ａの上方空間１７は、アトマイズガス噴出口９Ｃからの噴出ガス流及び吸気用筒体１１の側からの吸引によって負圧となり、この負圧によって、溶湯保持室７内のアルミニウム合金溶湯５がノズル基体３の溶湯流通路１に吸い上げられる。そしてアルミニウム合金溶湯は、ノズル基体３の上端面３Ａの溶湯吐出口３Ｂから吐出されて、上端面３Ａの周縁側に流れ、その周縁部において、アトマイズガス噴出口９Ｃからのアトマイズガスによって微細に液滴化（霧化）される。そしてその微小液滴は、旋回しながら上昇する。さらにその過程で微小液滴の凝固が進行して、固体粉末粒子となり、その固体粉末粒子からなる粉末（アトマイズ粉末）２０が上昇し、吸気用筒体１１及び減圧ポンプ１３を経て、粉末捕集容器１５に収容される。
The operation of gas atomizing an aluminum alloy using such a nozzle device is as follows.
The
ここで、本実施形態では、アトマイズガス噴出口９Ｃからのアトマイズガスとして空気、すなわち酸化性ガスを用いている。したがってアルミニウム合金溶湯の微小液滴化は酸化性雰囲気で行われ、また減圧ポンプ１３は、ノズル基体３の上端と吸気用筒体１１の下端との間において、周囲から大気（空気）を吸引しているから、微小液滴の凝固も、酸化性雰囲気中で進行することになる。
Here, in the present embodiment, air, that is, an oxidizing gas is used as the atomizing gas from the atomizing
このようにして得られた本実施形態の押出材用アルミニウム合金アトマイズ粉末２０は、例えば図２〜図４に示しているように、粉末を構成する粒子（粉末粒子）３０の外形の全体形状が非球状となっている。また微視的には、粉末粒子３０の表面に、図５に示しているように、Ａｌ−Ｆｅ系もしくはＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系の金属間化合物の晶出物３２が分散して露呈しており、かつその粒子表面の晶出物３２の一部３２Ａが、アルミニウム母相（α相）３４から突出していて、その突出部位３２Ａによって、粒子３０表面に微細な凹凸が付与されている。これらの粉末粒子の性状（全体形状、及び金属間化合物存在状態）について、次に詳細に説明する。
The thus-obtained aluminum alloy atomized
＜粉末粒子の全体形状＞
本実施形態の押出材用アルミニウム合金アトマイズ粉末は、前述のように粒子の全体の外形が非球状となっている。すなわち、球体のような等方的な形状ではなく、最大長さを示す長径と、その長径よりも短い短径とを有する異形の粒子（形状異方性を有する粒子）であり、さらに外面が実質的に曲面をなすことから、擬球状ともいうことができる形状である。なお、微視的に見れば、粒子表面は金属間化合物晶出物によって微小な凹凸が付与されていることから、全体形状の外面については、その微小な凹凸は無視して、上記のように「実質的に曲面をなす」と表現している。
<Overall shape of powder particles>
In the aluminum alloy atomized powder for an extruded material of the present embodiment, the entire outer shape of the particles is non-spherical as described above. That is, instead of an isotropic shape like a sphere, the particles are irregularly shaped particles (particles having shape anisotropy) having a major axis showing the maximum length and a minor axis shorter than the major axis, and further having an outer surface. Since it has a substantially curved surface, the shape can be called a pseudo spherical shape. From a microscopic point of view, since fine irregularities are provided on the particle surface by the intermetallic compound crystallized matter, the fine irregularities are ignored for the outer surface of the entire shape, as described above. "It forms a substantially curved surface."
このような非球状の粉末粒子の典型的な例を、図２〜図４に示している。図２には、長径に沿った断面形状が長円形あるいは楕円形の粉末粒子３０を示し、図３にはティアドロップ形状の粉末粒子３０を示し、図４には瓢箪状の粉末粒子３０を示している。もちろんここで示しているのは、典型的な形状例に過ぎず、実際には、より複雑な非球状となることが多い。
Typical examples of such non-spherical powder particles are shown in FIGS. FIG. 2 shows
ここで、非球状の粉末粒子における最大長さ方向の径を長径とし、その長径方向に対して直交する方向における最大径を短径とすれば、短径に対する長径の比、すなわちいわゆるアスペクト比は、平均で１．３以上、好ましくは１．６以上である。 Here, if the diameter of the non-spherical powder particles in the maximum length direction is the major axis and the maximum diameter in the direction orthogonal to the major axis direction is the minor axis, the ratio of the major axis to the minor axis, that is, the so-called aspect ratio, , On average 1.3 or more, preferably 1.6 or more.
上記のように本実施形態においてアトマイズ粉末が非球状となる理由は、必ずしも明確ではないが、次のように考えられる。
従来の一般的なガスアトマイズ法に従って、非酸化性ガス（窒素ガスあるいは不活性ガス）を用いてアトマイズした場合は、アトマイズ粉末は真球体もしくはそれに近い球体となることが確認されている。すなわちアトマイズ時には、ノズルからのアルミニウム合金溶湯は、アトマイズガスによって微小液滴に分断され、さらにその微小液滴はアトマイズガスの旋回流によって上方に旋回しながら凝固する。
As described above, the reason why the atomized powder is non-spherical in the present embodiment is not necessarily clear, but is considered as follows.
It has been confirmed that when atomizing using a non-oxidizing gas (nitrogen gas or inert gas) according to a conventional general gas atomizing method, the atomized powder becomes a true sphere or a sphere close thereto. That is, at the time of atomization, the molten aluminum alloy from the nozzle is divided into fine droplets by the atomizing gas, and the fine droplets solidify while swirling upward by the swirling flow of the atomizing gas.
このような凝固過程では、微小液滴がランダムに回転しながら凝固するが、その際、アトマイズガスが非酸化性であれば、酸化性ガスを用いた場合よりも遅れて粒子表面の酸化が進行する。そのため、粒子表面に酸化膜が形成される以前の段階での、ランダムな回転と自由凝固時の表面張力とが相俟って、真球体もしくはそれに近い球体状に凝固するものと解される。 In such a coagulation process, the microdroplets solidify while rotating randomly, but if the atomizing gas is non-oxidizing, the oxidation of the particle surface proceeds more slowly than when using an oxidizing gas. I do. Therefore, it is understood that the random rotation and the surface tension at the time of free solidification at the stage before the oxide film is formed on the particle surface are solidified into a true sphere or a sphere close to the sphere.
これに対して、アトマイズガスとして酸化性ガスを用いた場合は、ノズルからのアルミニウム合金溶湯がアトマイズガスによって微小液滴に分断されると同時的に液滴表面の酸化が開始され、微小液滴の回転に伴って液滴表面の酸化物が移動し、その酸化物によって自由凝固が阻害されて、非球状に凝固するものと解される。 On the other hand, when an oxidizing gas is used as the atomizing gas, when the molten aluminum alloy from the nozzle is divided into minute droplets by the atomizing gas, oxidation of the droplet surface starts simultaneously, and the minute droplet It is understood that the oxide on the surface of the droplet moves with the rotation of, and free solidification is inhibited by the oxide, so that the droplet solidifies non-spherically.
＜金属間化合物の存在状態＞
図５に模式的に示しているように、本実施形態の押出材用アルミニウム合金アトマイズ粉末粒子３０においては、Ａｌ−Ｆｅ系もしくはＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系の金属間化合物の晶出物３２が、分散した状態で晶出している。そしてこれらの金属間化合物晶出物３２は、粉末粒子３０の内部に存在するばかりでなく、粉末粒子３０の表面に分散して露呈している。しかも粉末粒子３０の表面付近に存在する金属間化合物晶出物３２は、その少なくとも一部３２Ａが、粒子表面の金属間化合物晶出物３２を取り囲むアルミニウム母相（α相）３４から突出し、これによって、粒子表面にはその突出部位３２Ａによる微小な凹凸が付与されている。
<Presence of intermetallic compound>
As schematically shown in FIG. 5, in the aluminum alloy atomized powder particles for an extruded
なお金属間化合物の形状は特に限定されないが、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金において主として晶出するＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系金属間化合物は、薄い板状もしくは針状に晶出することが確認されており、そこで図５でも、金属間化合物晶出物３２を板状に描いている。一方、Ａｌ−Ｆｅ系合金において主として晶出するＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物は、微小塊状もしくは粒状に晶出することが確認されている。なおまた、合金の成分組成によっても異なるが、場合によってはＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系金属間化合物とＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物との両者が晶出する（混在する）こともある。
The shape of the intermetallic compound is not particularly limited, but it has been confirmed that the Al-Si-Fe intermetallic compound mainly crystallized in the Al-Si-Fe alloy is crystallized in a thin plate or needle shape. Therefore, FIG. 5 also depicts the intermetallic compound crystallized
さらに、実際のアトマイズ粉末粒子においては、金属間化合物の表面（突出部位を含めて露呈した金属間化合物晶出物の表面）が薄い酸化膜によって覆われることもあるが、その酸化膜は２〜５ｎｍ程度のナノメートルオーダーで極めて薄く、無視できるのが通常であり、そこで、酸化膜に覆われる場合も、金属間化合物が表面に露呈していると本明細書では記載している。 Further, in the actual atomized powder particles, the surface of the intermetallic compound (the surface of the crystallized intermetallic compound exposed including the protruding portion) may be covered by a thin oxide film. In this specification, it is usually very thin in the order of nanometers of about 5 nm and can be neglected. Therefore, even when covered with an oxide film, the present specification describes that the intermetallic compound is exposed on the surface.
ここで、従来の一般的なガスアトマイズ法に従って、非酸化性ガス（窒素ガスあるいは不活性ガス）を用いてアトマイズした場合は、表面に金属間化合物が実質的に露呈せずかつ母相から金属間化合物が突出しない凝固粉末粒子が得られることが確認されている。これに対して、本実施形態においてアトマイズ粉末粒子表面に金属間化合物晶出物が露呈し、かつその金属間化合物晶出物の一部が母相から突出する理由は、必ずしも明確ではないが、次のように考えられる。 Here, when atomization is performed using a non-oxidizing gas (nitrogen gas or inert gas) according to a conventional general gas atomization method, the intermetallic compound is not substantially exposed on the surface, and the intermetallic compound is separated from the mother phase. It has been confirmed that solidified powder particles from which the compound does not protrude can be obtained. On the other hand, in the present embodiment, the intermetallic compound crystallized substance is exposed on the atomized powder particle surface, and the reason that a part of the intermetallic compound crystallized substance is projected from the parent phase is not necessarily clear, It is considered as follows.
すなわち、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金もしくはＡｌ−Ｆｅ系合金の溶湯の凝固時においては、母相（α相）の凝固に先立って、金属間化合物の晶出が開始される。したがってアトマイズガスによって分断された微小液滴内でも、母相の凝固に先立って金属間化合物の微細な晶出が開始される。ここで、アトマイズガスとして非酸化性ガスを用いている場合は、前述のように液滴表面の酸化が遅れ、そのため金属間化合物の晶出後にも表面が液相に保たれて、晶出した金属間化合物の外側も液相に覆われながら母相の凝固が進行し、最終的に表面に金属間化合物が実質的に露呈せずかつ母相から金属間化合物が突出しない凝固粉末粒子が生成されると考えられる。これに対して、アトマイズガスとして酸化性ガスを用いた場合は、金属間化合物の晶出後、早期に酸化膜の生成が進行して、液相が内側に閉じ込められた状態となりながら（すなわち金属間化合物晶出物を覆うことなく）母相が凝固し、その結果、表面に金属間化合物が露呈し、またその一部が母相から突出した状態で、最終的に凝固粒子が生成されるためと考えられる。 That is, at the time of solidification of the Al-Si-Fe alloy or the melt of the Al-Fe alloy, crystallization of the intermetallic compound is started prior to solidification of the parent phase (α phase). Therefore, even in the minute droplets separated by the atomizing gas, fine crystallization of the intermetallic compound is started prior to solidification of the parent phase. Here, when a non-oxidizing gas is used as the atomizing gas, the oxidation of the droplet surface is delayed as described above, so that the surface is kept in a liquid phase even after the crystallization of the intermetallic compound, and the liquid crystallizes. The solidification of the parent phase proceeds while the outside of the intermetallic compound is also covered with the liquid phase, and finally, solidified powder particles are formed, in which the intermetallic compound is not substantially exposed on the surface and the intermetallic compound does not protrude from the parent phase. It is thought to be done. On the other hand, when an oxidizing gas is used as the atomizing gas, the formation of an oxide film proceeds early after the crystallization of the intermetallic compound, and the liquid phase is confined inside (ie, the metal The parent phase solidifies (without covering the intermetallic crystallization), resulting in the intermetallic compound being exposed on the surface and partially protruding from the parent phase, eventually producing solidified particles. It is thought to be.
＜粉末粒子のその他の性状＞
アルミニウム合金アトマイズ粉末粒子の粒径は特に限定しないが、通常は平均で３０〜８０μｍ程度が好ましい。平均粒径が３０μｍ未満では、圧縮工程において、充填が困難になるとともに、粉塵となり舞いやすくなるため、作業性・経済性を著しく悪化させるおそれがあり、一方８０μｍを超えれば、充分な冷却速度とならず、微細な組織を有するアルミニウム粉末を得られないおそれがある。
<Other properties of powder particles>
The particle size of the aluminum alloy atomized powder particles is not particularly limited, but is usually preferably about 30 to 80 μm on average. If the average particle size is less than 30 μm, in the compression step, it becomes difficult to fill and becomes easily dusted, which may significantly deteriorate workability and economy, while if it exceeds 80 μm, sufficient cooling rate and In addition, there is a possibility that an aluminum powder having a fine structure cannot be obtained.
＜アルミニウム合金の成分組成＞
本発明の押出材用アルミニウム合金アトマイズ粉末に用いられるアルミニウム合金は、凝固時にＡｌ−Ｆｅ系もしくはＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系の金属間化合物の晶出物を生成し得る組成を有していれば良く、その限りにおいては限定されるものではないが、通常は、Ａｌ−Ｆｅ系合金もしくはＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金を用いることが好ましい。そこでこれらの合金の好ましい成分組成について次に説明する。
<Component composition of aluminum alloy>
The aluminum alloy used for the aluminum alloy atomized powder for an extruded material of the present invention may have a composition capable of producing a crystallized product of an Al-Fe-based or Al-Si-Fe-based intermetallic compound during solidification. Although it is not limited as long as it is used, it is usually preferable to use an Al—Fe alloy or an Al—Si—Fe alloy. Therefore, the preferred component compositions of these alloys will be described below.
〔Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金〕
Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金の具体的な成分組成としては、基本的には、必須合金成分として、Ｓｉ：１５．０〜２４．０％と、Ｆｅ：３．０〜８．０％とを含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物よりなることが好ましい。また必要に応じて、上記の必須成分のほか、さらにＣｕ：０．５〜８．０％、Ｍｇ：０．２〜３．０％のうちの１種又は２種を含んでいてもよい。さらに、必要に応じて、上記の必須成分のほか、もしくは上記の必須成分とＣｕ及びＭｇのほか、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂのうちの１種または２種以上が、それぞれ０．０１〜５．０％含有されていてもよい。そこで次にこれらの合金元素の限定理由を説明する。なおここで、各成分についての「％」は、全て質量％を意味する。次に、上記のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金の各成分につて説明する。
[Al-Si-Fe alloy]
As a specific component composition of the Al-Si-Fe alloy, basically, as essential alloy components, Si: 15.0 to 24.0% and Fe: 3.0 to 8.0%. It is preferable that the balance includes Al and inevitable impurities. If necessary, one or two of Cu: 0.5 to 8.0% and Mg: 0.2 to 3.0% may be contained in addition to the above essential components. Further, if necessary, in addition to the above-mentioned essential components or the above-mentioned essential components and Cu and Mg, one of Ti, Zr, V, W, Cr, Co, Mo, Ta, Hf, and Nb Alternatively, two or more kinds may be contained in each of 0.01 to 5.0%. Therefore, the reasons for limiting these alloying elements will now be described. Here, "%" for each component means mass%. Next, each component of the Al-Si-Fe-based alloy will be described.
Ｓｉ：１５．０〜２４．０％
Ｓｉは、Ｆｅとともに添加することによって、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系の金属間化合物を晶出させる。この金属間化合物晶出物は、前述のような形態で晶出することによって、粉末押出材製造時（押出し成形時）における押出成形性を向上させるとともに、粉末押出材の引張強度及び伸びを向上させ、さらに最終的な鍛造品の製品における耐摩耗性、強度の向上に寄与する。また同時にＳｉは、Ｓｉ晶出物（共晶Ｓｉ、初晶Ｓｉ）を多量に晶出させ、特に微細なＳｉ晶出物によって最終的な鍛造製品における耐摩耗性向上に寄与し、また強度向上に寄与する。Ｓｉ量が１５．０％未満では、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系金属間化合物晶出物の量が不十分となって、上記の効果が得られない。一方、Ｓｉ量が２４．０％を超えれば、材料の脆化をもたらして、鍛造性が著しく低下する。そこでＳｉ量は１５．０〜２４．０％の範囲内とした。なおＳｉ量は、特に１８．０％〜２２．０％の範囲内が望ましい。
Si: 15.0 to 24.0%
By adding Si together with Fe, Al-Si-Fe-based intermetallic compounds are crystallized. By crystallizing the intermetallic compound crystallized in the above-described form, the extrudability during the production of a powder extruded material (at the time of extrusion molding) is improved, and the tensile strength and elongation of the powder extruded material are improved. In addition, it contributes to the improvement of wear resistance and strength of the final forged product. At the same time, Si crystallizes a large amount of crystallized Si (eutectic Si, primary crystal Si), and contributes to the improvement of wear resistance in a final forged product, particularly with the fine Si crystallized, and the improvement of strength. To contribute. If the amount of Si is less than 15.0%, the amount of Al-Si-Fe-based intermetallic compound crystallization will be insufficient, and the above-mentioned effects cannot be obtained. On the other hand, if the Si content exceeds 24.0%, the material becomes brittle and the forgeability is significantly reduced. Therefore, the Si content is set in the range of 15.0 to 24.0%. It is particularly desirable that the amount of Si is in the range of 18.0% to 22.0%.
Ｆｅ：３．０〜８．０％
Ｆｅは、Ｓｉとともに添加することによって、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系の金属間化合物を晶出させる。この金属間化合物晶出物は、前述のような形態で晶出することによって、粉末押出材製造時（押出し成形時）における押出成形性を向上させるとともに、粉末押出材の引張強度及び伸びを向上させ、さらに最終的な鍛造品の製品における耐摩耗性、強度の向上に寄与する。Ｆｅ量が３．０％未満では、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系金属間化合物晶出物の量が不十分となって上記の効果が得られない。一方、Ｆｅ量が８，０％を超えれば、延性低下や成形性悪化が生じる。そこでＦｅ量は３．０〜８．０％の範囲内とした。なおＦｅ量は、特に５．０〜７．０％の範囲内が望ましい。
Fe: 3.0 to 8.0%
Fe is added together with Si to crystallize an Al-Si-Fe-based intermetallic compound. By crystallizing the intermetallic compound crystallized in the above-described form, the extrudability during the production of a powder extruded material (at the time of extrusion molding) is improved, and the tensile strength and elongation of the powder extruded material are improved. In addition, it contributes to the improvement of wear resistance and strength of the final forged product. If the Fe content is less than 3.0%, the amount of the Al-Si-Fe-based intermetallic compound crystallized material becomes insufficient, and the above effects cannot be obtained. On the other hand, if the Fe content exceeds 8.0%, ductility decreases and moldability deteriorates. Therefore, the amount of Fe is set in the range of 3.0 to 8.0%. The Fe content is particularly preferably in the range of 5.0 to 7.0%.
＜Ｃｕ：０．５〜８．０％＞
Ｃｕは、合金に時効硬化性を付与するに有効な元素である。したがってＣｕを添加しておけば、熱処理型合金として、鍛造材に溶体化処理―焼入れ、時効硬化処理を施して、常温及び高温強度を向上させるために有効に機能する。
Ｃｕ量の含有量が０．５％未満では、充分な時効硬化性が得られず、そのため強度向上の効果が少ない。一方Ｃｕ量が８．０％を越えれば、押出加工性が悪化する。したがってＣｕ含有量は０．５〜８．０％の範囲内とした。なおＣｕ量は、上記の範囲内でも、特に２．０〜５．０％の範囲内が好ましい。
<Cu: 0.5 to 8.0%>
Cu is an element effective for imparting age hardening to the alloy. Therefore, if Cu is added, it functions effectively as a heat treatment type alloy by performing solution treatment, quenching, and age hardening treatment on the forged material to improve room temperature and high temperature strength.
If the content of Cu is less than 0.5%, sufficient age hardenability cannot be obtained, and therefore the effect of improving strength is small. On the other hand, if the Cu content exceeds 8.0%, the extrudability deteriorates. Therefore, the Cu content was set in the range of 0.5 to 8.0%. The Cu content is preferably in the above range, particularly preferably in the range of 2.0 to 5.0%.
＜Ｍｇ：０．２〜３．０％＞
Ｍｇは、Ｃｕと同様に合金に時効硬化性を付与するに有効な元素である。したがってＭｇを添加しておけば、熱処理型合金として、鍛造材に溶体化処理―焼入れ、時効硬化処理を施して、常温及び高温強度を向上させるために有効に機能する。
Ｍｇ量の含有量が０．２％未満では、充分な時効硬化性が得られず、そのため強度向上の効果が少ない。一方Ｍｇ量が３．０％を越えれば、押出加工性が悪化する。したがってＭｇ含有量は０．２〜〜３．０％の範囲内とした。なおＭｇ量は、上記の範囲内でも、特に０．５〜１．５％の範囲内が好ましい。
<Mg: 0.2-3.0%>
Mg is an element effective for imparting age hardening to the alloy, similarly to Cu. Therefore, if Mg is added, it functions effectively as a heat treatment type alloy by performing solution treatment, quenching, and age hardening on the forged material to improve the strength at room temperature and high temperature.
If the content of Mg is less than 0.2%, sufficient age hardenability cannot be obtained, and therefore, the effect of improving strength is small. On the other hand, if the Mg content exceeds 3.0%, the extrudability deteriorates. Therefore, the Mg content was set in the range of 0.2 to 3.0%. The Mg content is preferably in the above range, particularly in the range of 0.5 to 1.5%.
＜Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂのうちの１種または２種以上：０．０１〜５．０％＞
これらの元素は、いずれもアルミニウム中での拡散速度が遅いため、合金の耐熱性を改善して高温強度を顕著に向上させる効果を示す。ここで、これらのいずれの元素も、その含有量が０．０１％未満では、上記の効果が充分に得られず、一方５．０％を超えれば、材質が脆くなる傾向を示す。なおこれらの元素の２種以上を含有させる場合の合計量は、８．０％以下とすることが好ましい。
<One or more of Ti, Zr, V, W, Cr, Co, Mo, Ta, Hf, and Nb: 0.01 to 5.0%>
Since these elements all have a low diffusion rate in aluminum, they exhibit the effect of improving the heat resistance of the alloy and significantly improving the high-temperature strength. Here, if the content of any of these elements is less than 0.01%, the above effects cannot be sufficiently obtained, while if the content exceeds 5.0%, the material tends to become brittle. When two or more of these elements are contained, the total amount is preferably 8.0% or less.
なお、Ｃｕ及び／又はＭｇと、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂのうちの１種または２種以上とは、いずれか一方のみを含有させても、また両者を同時に含有させてもよい。 It should be noted that Cu and / or Mg and one or more of Ti, Zr, V, W, Cr, Co, Mo, Ta, Hf, and Nb may contain only one of them. Both may be contained simultaneously.
以上の各元素のほかは、基本的にはＡｌ及び不可避的不純物とすればよい。 Other than the above elements, Al and unavoidable impurities may be basically used.
〔Ａｌ−Ｆｅ系合金〕
Ａｌ−Ｆｅ系合金の具体的な成分組成としては、質量％でＦｅ：２．０〜１２．０％、Ｔｉ：０．５〜１．５％、Ｚｒ：０．５〜１．５％、Ｍｇ：０．５〜２．５％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる組成とすることが好ましく、さらに必要に応じてＣｕ：０．５〜２．５％を含有していてもよい。次に、上記のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金の各成分につて説明する。
[Al-Fe alloy]
The specific composition of the Al-Fe alloy is as follows: Fe: 2.0 to 12.0%, Ti: 0.5 to 1.5%, Zr: 0.5 to 1.5% by mass%. It is preferable that the composition contains Mg: 0.5 to 2.5% and the balance is composed of Al and inevitable impurities, and further contains Cu: 0.5 to 2.5% as necessary. Is also good. Next, each component of the Al-Si-Fe-based alloy will be described.
Ｆｅ：２．０〜１２．０％
Ｆｅの添加は、Ａｌ−Ｆｅ系の金属間化合物を晶出させる。この金属間化合物晶出物は、前述のような形態で晶出することによって、粉末押出材製造時（押出し成形時）における押出成形性を向上させるとともに、粉末押出材の引張強度及び伸びを向上させ、さらに最終的な鍛造品の製品における耐摩耗性、強度の向上に寄与する。Ｆｅ量が２．０％未満では、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物晶出物の量が少なくなって上記の効果が得られない。一方、Ｆｅ量が１２．０％を超えれば、成型性や加工性が低下する。そこでＦｅ量は２．０〜１２．０％の範囲内とした。なおＦｅ量は、３．０％〜７．０％の範囲内が好ましく、さらに４．０％〜６．０％がより好ましい。
Fe: 2.0 to 12.0%
The addition of Fe causes the Al-Fe intermetallic compound to crystallize. By crystallizing the intermetallic compound crystallized in the above-described form, the extrudability during the production of a powder extruded material (at the time of extrusion molding) is improved, and the tensile strength and elongation of the powder extruded material are improved. In addition, it contributes to the improvement of wear resistance and strength of the final forged product. If the amount of Fe is less than 2.0%, the amount of the Al-Fe intermetallic compound crystallized material becomes small, and the above effects cannot be obtained. On the other hand, if the amount of Fe exceeds 12.0%, moldability and workability deteriorate. Therefore, the amount of Fe is set in the range of 2.0 to 12.0%. The Fe content is preferably in the range of 3.0% to 7.0%, and more preferably 4.0% to 6.0%.
Ｔｉ：０．５〜１．５％、Ｚｒ：０．５〜１．５％
Ｔｉ及びＺｒの添加は、Ａｌ−Ｆｅ系の金属間化合物を安定化させ、耐熱性を改善して高温強度を顕著に向上させる効果をもたらす。Ｔｉが０．５％未満、Ｚｒ：０．５％未満では、上記の効果が得られず、一方Ｔｉが１．５％を超えれば、溶解温度の上昇によるコスト上昇や成形性の悪化が問題となる。またＺｒが１．５％を超えれば、Ｔｉと同様に成形性の悪化が問題となる。そこでＴｉ，Ｚｒは、いずれも：０．５〜１．５％の範囲内とした。なおその範囲内でもＴｉは０．７％〜１．０％の範囲内がより好ましく、またＺｒは０．８〜１．２％の範囲内がより好ましい。
Ti: 0.5 to 1.5%, Zr: 0.5 to 1.5%
The addition of Ti and Zr has the effect of stabilizing the Al-Fe-based intermetallic compound, improving heat resistance, and significantly improving high-temperature strength. When Ti is less than 0.5% and Zr: less than 0.5%, the above effects cannot be obtained. On the other hand, when Ti exceeds 1.5%, cost increase and deterioration in moldability due to increase in melting temperature are problematic. Becomes If Zr exceeds 1.5%, deterioration of formability becomes a problem similarly to Ti. Therefore, both Ti and Zr are set within the range of 0.5 to 1.5%. Also within that range, Ti is more preferably in the range of 0.7% to 1.0%, and Zr is more preferably in the range of 0.8 to 1.2%.
Ｍｇ：０．５〜２．５％
Ｍｇは、合金に時効硬化性を付与するに有効な元素である。したがってＭｇを添加しておけば、熱処理型合金として、鍛造材に溶体化処理―焼入れ、時効硬化処理を施して、常温及び高温強度を向上させるために有効に機能する。
Ｍｇ量の含有量が０．５％未満では、充分な時効硬化性が得られず、そのため強度向上の効果が少ない。一方Ｍｇ量が２．５％を越えれば、押出加工性が悪化する。したがってＭｇ含有量は０．５〜２．５％の範囲内とした。なおＭｇ量は、上記の範囲内でも、特に１．０〜２．０％の範囲内が好ましい。
Mg: 0.5-2.5%
Mg is an element effective for imparting age hardening to the alloy. Therefore, if Mg is added, it functions effectively as a heat treatment type alloy by performing solution treatment, quenching, and age hardening on the forged material to improve the strength at room temperature and high temperature.
If the content of Mg is less than 0.5%, sufficient age hardenability cannot be obtained, and therefore, the effect of improving strength is small. On the other hand, if the Mg content exceeds 2.5%, the extrudability deteriorates. Therefore, the Mg content was set in the range of 0.5 to 2.5%. The Mg content is preferably in the above range, particularly in the range of 1.0 to 2.0%.
Ｃｕ：０．５〜２．５％
Ｃｕは、Ｍｇと同様に合金に時効硬化性を付与するに有効な元素である。したがってＣｕを添加しておけば、熱処理型合金として、鍛造材に溶体化処理―焼入れ、時効硬化処理を施して、常温及び高温強度を向上させるために有効に機能する。
Ｃｕ量の含有量が０．５％未満では、充分な時効硬化性が得られず、そのため強度向上の効果が少ない。一方Ｃｕ量が２．５％を越えれば、押出加工性が悪化する。したがってＣｕを添加する場合のＣｕ量は０．５〜２．５％の範囲内とした。なおＣｕ量は、上記の範囲内でも、特に１．０〜２．０％の範囲内が好ましい。
Cu: 0.5-2.5%
Cu is an element effective in imparting age hardening to the alloy, similarly to Mg. Therefore, if Cu is added, it functions effectively as a heat treatment type alloy by performing solution treatment, quenching, and age hardening treatment on the forged material to improve room temperature and high temperature strength.
If the content of Cu is less than 0.5%, sufficient age hardenability cannot be obtained, and therefore the effect of improving strength is small. On the other hand, if the Cu content exceeds 2.5%, the extrudability deteriorates. Therefore, when Cu is added, the amount of Cu is set in the range of 0.5 to 2.5%. The Cu content is preferably in the above range, particularly in the range of 1.0 to 2.0%.
＜粉末押出材の製造方法＞
前述のような実施形態のアトマイズ粉末を用いて押出材を得るにあたっては、先ず粉末を、押出に適した形状に圧縮成形することが望ましい。粉末の圧縮成形は、常温（冷間）で行ってもよいが、通常は温間もしくは熱間で行うことが好ましい。
例えば２５０〜３００℃程度に加熱して、例えば２３０〜２７０℃程度に予熱された金型内に充填し、所定形状に圧縮成形して、圧粉体とする。圧縮成形の圧力は特に限定されないが、通常は０．５〜３．０ｔｏｎ／ｃｍ２程度の圧力とし、相対密度が６０〜９０％程度の圧粉体とすることが好ましい。また圧粉体の形状は特に限定されないが、通常は押出工程を考慮して、円柱状あるいは円盤状とすることが好ましい。
<Production method of powder extruded material>
In obtaining an extruded material using the atomized powder of the above-described embodiment, it is desirable to first compression-mold the powder into a shape suitable for extrusion. The compression molding of the powder may be performed at normal temperature (cold), but is preferably performed usually at warm or hot temperature.
For example, it is heated to about 250 to 300 ° C., filled into a mold preheated to, for example, about 230 to 270 ° C., and compression molded into a predetermined shape to obtain a green compact. The pressure for the compression molding is not particularly limited, but it is usually preferable to set the pressure to about 0.5 to 3.0 ton / cm 2 and to obtain a green compact having a relative density of about 60 to 90%. Although the shape of the green compact is not particularly limited, it is usually preferable to take a column shape or a disk shape in consideration of the extrusion process.
得られた圧粉体には、必要に応じて面削等の機械加工を施してから、好ましくは脱ガス処理を施し、加熱して押出工程に付す。押出前の加熱温度（予熱温度）は、例えば３００〜４５０℃程度とすることが好ましい。押出に当たっては、圧粉体を押出コンテナ内に装入して、押出ラムにより加圧力を加え、押出ダイスから例えば丸棒状に押出すことになるが、押出コンテナも、予め３００〜４００℃程度に加熱しておくことが望ましい。このように熱間で押し出すことによって圧粉体の塑性変形が進行し、合金粉末粒子同士が結合して、一体化した押出材が得られる。
ここで、押出圧力は１０〜２５ＭＰａ程度、押出比（押出前後の外径比）は、５．０〜５０程度、押出体の密度は２．８０〜２．９０程度とすることが好ましい。なお押出しは、前方押出、後方押出のいずれでもよい。
The obtained green compact is subjected to machining such as facing if necessary, and is preferably subjected to a degassing treatment, heated and subjected to an extrusion step. The heating temperature (preheating temperature) before extrusion is preferably, for example, about 300 to 450 ° C. In the extrusion, the compact is charged into an extrusion container, a pressing force is applied by an extrusion ram, and the mixture is extruded from an extrusion die into, for example, a round bar. It is desirable to heat it. By hot extrusion, plastic deformation of the green compact proceeds, and the alloy powder particles are combined with each other to obtain an integrated extruded material.
Here, the extrusion pressure is preferably about 10 to 25 MPa, the extrusion ratio (outer diameter ratio before and after extrusion) is about 5.0 to 50, and the density of the extruded body is preferably about 2.80 to 2.90. The extrusion may be either forward extrusion or backward extrusion.
＜粉末押出材の特性＞
前述のように粉末粒子の形状が非球状で、粉末粒子表面に露呈、突出する金属間化合物により微小な凹凸が付与されている粉末は、従来の粉末（粒子形状が球形でかつ粒子表面に微小な凹凸が付与されていない粉末）と比較して、押出成形性が良好であり、また押出しによって得られた押出材の引張強度及び伸びが良好となる。このような効果は、後に実施例として示すように、本発明者等の実験により確認されているが、このような効果が得られる理由は、次のように考えられる。
<Characteristics of powder extruded material>
As described above, a powder having a non-spherical powder particle shape and having fine irregularities formed by an intermetallic compound exposed and protruding on the surface of the powder particle is a conventional powder (the particle shape is spherical and the particle surface has a fine particle shape). Extruded material obtained by extrusion, and the tensile strength and elongation of the extruded material obtained by extrusion are improved. Such effects have been confirmed by experiments by the present inventors as will be described later as examples, but the reason why such effects can be obtained is considered as follows.
すなわち粉末粒子の形状が非球状でかつ表面に微細な凹凸が付与されていることから、粉末粒子の比表面積が大きく、押出し時における粉末粒子相互間の摩擦が大きくなり、さらには押出時に粒子表面の微小な凹凸が付粒子相互間で衝突しあったり、絡み合ったりし、これらの総合的な結果として、粉末粒子表面の酸化膜が速やかに破壊、分断されて、粒子間が強固に結合されるものと解される。 That is, since the shape of the powder particles is non-spherical and the surface is provided with fine irregularities, the specific surface area of the powder particles is large, the friction between the powder particles at the time of extrusion is increased, and further, the surface of the particles at the time of extrusion is further increased. The fine irregularities of the particles may collide with each other or become entangled with each other, and as a result of these, as a result, the oxide film on the surface of the powder particles is quickly destroyed and divided, and the particles are firmly bonded. It is understood.
なおここで、押出成形性とは、例えば図６に示しているように、押出材４０の押出方向先端部４０Ａにおける割れ（いわゆる花咲割れなど）４０Ｂの発生状況（割れの大きさもしくは長さ）等によって評価することができる。
Here, the extrudability refers to, for example, as shown in FIG. 6, the state of occurrence of cracks (so-called flower bloom cracks) 40B at the
上述のように、本実施形態のアトマイズ粉末を用いて押出成形した場合、従来技術として記載したような前処理を行わなくても、優れた押出成形性が得られ、また押出材の機械的特性（引張強度及び伸び）が優れることから、アトマイズ粉末の粒子表面の酸化膜の除去もしくは破壊、分断のための前処理が不要となる。その結果、前処理の省略によって、従来よりも格段に経済性を向上させることができる。 As described above, when extruded using the atomized powder of the present embodiment, excellent extrudability is obtained without performing pretreatment as described in the related art, and mechanical properties of the extruded material. (Tensile strength and elongation) are excellent, so that a pretreatment for removing, breaking, or dividing the oxide film on the particle surface of the atomized powder becomes unnecessary. As a result, by omitting the pretreatment, it is possible to significantly improve the economic efficiency as compared with the related art.
＜鍛造品とその製造方法＞
上記のようにして得られた押出材は、通常はこれを中間製品として扱い、さらに製品とするための成形加工、例えば熱間鍛造を施して、自動車部品等に使用される鍛造品とする。
<Forged products and manufacturing method>
The extruded material obtained as described above is usually treated as an intermediate product, and further subjected to a forming process such as hot forging to obtain a forged product used for automobile parts and the like.
例えば丸棒状の押出材を、必要に応じて所定長さに切断した後、熱間鍛造に適した温度に加熱して熱間鍛造する。この熱間鍛造は、鍛造上がり材（鍛造品）が製品形状（例えばエンジンピストン形状）に近い形状となるように、密閉型鍛造もしくは半密閉型鍛造とすることが好ましいが、製品形状によっては自由鍛造でもよい。熱間鍛造の温度は、３００〜４５０℃程度とすることが好ましい。
なお、場合によっては熱間鍛造の後、さらに製品形状に近い形状に仕上るために冷間鍛造を施すこともある。
For example, a round bar-shaped extruded material is cut to a predetermined length as necessary, and then heated to a temperature suitable for hot forging and hot forged. In this hot forging, it is preferable to perform closed forging or semi-closed forging so that the forged material (forged product) has a shape close to a product shape (for example, an engine piston shape). Forging may be used. The temperature of the hot forging is preferably set to about 300 to 450 ° C.
In some cases, after hot forging, cold forging may be performed to finish the product in a shape closer to the product shape.
鍛造上がり材は、これに適宜切削加工や表面研磨等を施して、直ちに製品の摺動部品（例えばエンジンピストン）としてもよいが、より特性を向上させるべく、次の熱処理段階に付す。 The forged material may be subjected to appropriate cutting or surface polishing to be immediately used as a sliding part of a product (for example, an engine piston), but is subjected to the next heat treatment step to further improve the properties.
＜熱処理＞
[溶体化処理]
溶体化処理は、時効硬化に寄与するＣｕ、Ｍｇ等を過飽和に固溶させる処理であって、溶体化処理の加熱温度は４８０〜５００℃が好ましい。４８０℃を下回れば、過飽和固溶体が十分に得られず、時効硬化能が低下し、一方、５００℃を上回れば、結晶粒や共晶Ｓｉが粗大化して強度低下を招いたり、ポアの成長を促したりするといった問題が発生する。また溶体化処理の加熱時間は２ｈｒ〜４ｈｒが好ましい。２ｈｒを下回れば、過飽和固溶体が十分に得られず、４ｈｒを上回れば、結晶粒や共晶Ｓｉの粗大化が発生する。
<Heat treatment>
[Solution treatment]
The solution treatment is a process of supersaturating Cu, Mg, and the like that contribute to age hardening, and the heating temperature of the solution treatment is preferably 480 to 500 ° C. If the temperature is lower than 480 ° C., a supersaturated solid solution cannot be sufficiently obtained, and the age hardening ability is reduced. On the other hand, if the temperature is higher than 500 ° C., crystal grains and eutectic Si are coarsened, resulting in a decrease in strength or growth of pores. Problems, such as prompting. Further, the heating time of the solution treatment is preferably 2 hr to 4 hr. If it is less than 2 hours, a supersaturated solid solution cannot be sufficiently obtained, and if it is more than 4 hours, crystal grains and eutectic Si are coarsened.
[焼入れ]
溶体化のための加熱後は、水焼入れなどによって急冷(焼入れ)して、常温での固溶限を超えてＣｕ、Ｍｇ等が過飽和に固溶された材料(過飽和固溶体)とする。焼入れ温度は０〜５０℃が好ましい。０℃を下回れば、急激な熱収縮により亀裂が発生して、割れに至るおそれがある。一方、５０℃を上回れば、十分な過飽和固溶体が得られず、十分な強度が得られなくなる。
[Quenching]
After the heating for solution treatment, the material is quenched (quenched) by water quenching or the like to obtain a material (supersaturated solid solution) in which Cu, Mg, and the like exceed the solid solubility limit at room temperature and are supersaturated. The quenching temperature is preferably from 0 to 50C. If the temperature is lower than 0 ° C., cracks may be generated due to rapid thermal contraction, which may lead to cracks. On the other hand, if it exceeds 50 ° C., a sufficient supersaturated solid solution cannot be obtained, and a sufficient strength cannot be obtained.
[時効処理]
溶体化処理―焼入れ後には、時効処理を施す。この時効処理により、Ｃｕ、Ｍｇ等を含む金属間化合物を微細に析出させて、強度、耐摩耗性を大幅に向上させることができる。但し、本発明の場合、エンジンピストンで代表される摺動部品の製造に適用され、このような摺動部品では、寸法安定性が良好であることが望まれる。例えばエンジンピストンでは、シリンダ内周面とのクリアランスを安定に維持することが望まれる。そこで、本発明の場合、時効処理は、一般的なＴ６処理における時効処理条件(最大強さを得るための時効処理条件)を超えて過時効とする、いわゆるＴ７処理における安定化処理まで進めることが望ましい。
[Aging treatment]
Solution treatment-After quenching, aging treatment is applied. By this aging treatment, an intermetallic compound containing Cu, Mg, and the like can be finely precipitated, and the strength and wear resistance can be greatly improved. However, in the case of the present invention, the present invention is applied to the production of a sliding component represented by an engine piston, and it is desired that such a sliding component has good dimensional stability. For example, in an engine piston, it is desired to maintain a stable clearance with the inner peripheral surface of the cylinder. Therefore, in the case of the present invention, the aging process is advanced to the so-called stabilization process in the T7 process, which is overaged beyond the aging process condition (the aging process condition for obtaining the maximum strength) in the general T6 process. Is desirable.
上記の観点から、時効処理の条件は、１８０℃〜２８０℃の範囲内の温度で、１ｈｒ〜４ｈｒとすることが望ましい。時効処理温度が１８０℃を下回れば、長時間時効が必要となって生産効率が低下し、一方２８０℃を上回れば、短時間で結晶粒や共晶Ｓｉの粗大化が発生してしまい、強度が低下するおそれがある。また時効時間が１ｈｒ未満では、過時効にならず、安定化が不十分となって、十分な寸法安定性が得られず、一方４ｈｒを上回れば、過剰な過時効により結晶粒や共晶Ｓｉの粗大化が発生して強度低下を招くおそれがある。 From the above viewpoint, the condition of the aging treatment is desirably 1 hr to 4 hr at a temperature in the range of 180 ° C to 280 ° C. If the aging temperature is lower than 180 ° C., aging is required for a long time and the production efficiency is reduced. On the other hand, if the temperature is higher than 280 ° C., crystal grains and eutectic Si are coarsened in a short time, and the strength is reduced. May decrease. If the aging time is less than 1 hour, overaging does not occur and the stabilization becomes insufficient, and sufficient dimensional stability cannot be obtained. On the other hand, if the aging time exceeds 4 hours, crystal grains and eutectic Si are excessively overaged. There is a possibility that the coarsening occurs and the strength is reduced.
上述のような時効処理後の鍛造品については、適宜切削加工などの機械加工や表面研磨処理などを施して、自動車用エンジンピストン等の製品に仕上る。 The forged product after the aging treatment as described above is appropriately subjected to machining such as cutting, surface polishing, and the like to finish the product such as an engine piston for an automobile.
次に本発明の作用効果を検証するために行った実験を実施例として、比較例とともに説明する。 Next, an experiment conducted to verify the operation and effect of the present invention will be described as an example together with a comparative example.
アルミニウム合金として、Ａｌ−Ｆｅ系合金を用い、図１に示すような上向きノズル方式のガスアトマイズ装置によって、アトマイズ粉末（本発明例）を作成した。
アルミニウム合金の具体的な成分組成は、Ｆｅ：５．０１％、Ｍｇ；１．５２％、Ｔｉ:０．８０％、Ｚｒ:０．９９％、残部実質的にＡｌとした。アトマイズガスとしては、常温の空気を用い、また雰囲気も常温の空気とした。アトマイズガス（空気）の流量は、３ｍ３／ｍｉｎとし、アルミニウム合金溶湯の温度は１１００℃とした。
得られたアトマイズ粉末の粒子形状を調べたところ、アスペクト比が平均で１．７程度の非球状となっていることが確認された。また粒子表面には、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物晶出物が露呈して、その一部が母相（α相）から突出し、これによって表面に微小な凹凸が付与されていることが確認された。なお得られたアトマイズ粉末の粒径は、平均で５７μｍであった。
得られたアトマイズ粉末を、３００℃において圧縮成形し、得られた圧粉体を、３５０℃で熱間押出した。
Atomized powder (Example of the present invention) was prepared by using an Al-Fe alloy as an aluminum alloy and using a gas atomizing apparatus of an upward nozzle type as shown in FIG.
The specific composition of the aluminum alloy was as follows: Fe: 5.01%, Mg: 1.52%, Ti: 0.80%, Zr: 0.99%, and the balance substantially Al. Room temperature air was used as the atomizing gas, and the atmosphere was room temperature air. The flow rate of the atomizing gas (air) was 3 m 3 / min, and the temperature of the molten aluminum alloy was 1100 ° C.
When the particle shape of the obtained atomized powder was examined, it was confirmed that the atomized powder was non-spherical with an average aspect ratio of about 1.7. In addition, it was confirmed that Al-Fe intermetallic compound crystallized substances were exposed on the particle surface, and a part thereof protruded from the parent phase (α phase), whereby fine irregularities were imparted to the surface. Was. The particle size of the obtained atomized powder was 57 μm on average.
The obtained atomized powder was compression-molded at 300 ° C, and the obtained green compact was hot-extruded at 350 ° C.
得られた押出材の機械的特性を評価するため、押出材にＴ６処理（溶体化４９０℃×３ｈｒ、時効２２０℃×２ｈｒ）を施し、押出材中心部から、押出方向（Ｌ方向）、押出方向に直交する方向（ＬＴ方向）の各方向に引張試験片を切出し、引張試験を行った。引張試験による引張強度及び伸びを調べたところ、図７において本発明例として記載した結果が得られた。 In order to evaluate the mechanical properties of the obtained extruded material, the extruded material was subjected to T6 treatment (solution solution 490 ° C. × 3 hr, aging 220 ° C. × 2 hr), and extruded from the center of the extruded material in the extrusion direction (L direction). A tensile test piece was cut out in each direction of the direction (LT direction) orthogonal to the direction, and a tensile test was performed. When the tensile strength and the elongation were examined by a tensile test, the results described as the examples of the present invention in FIG. 7 were obtained.
一方、比較のため、アトマイズガスを不活性ガス（アルゴンガス）に変更し、前記同様に上向きノズル方式のガスアトマイズ装置によって、アトマイズ粉末（比較例）を作成した。得られた比較例のアトマイズ粉末は、粒子形状が実質的に球形で、かつ粒子表面に金属間化合物が露呈しておらず、微小な凹凸も少ないことが確認された。 On the other hand, for comparison, an atomizing gas was changed to an inert gas (argon gas), and an atomized powder (comparative example) was prepared by a gas atomizing apparatus of an upward nozzle type in the same manner as described above. It was confirmed that the obtained atomized powder of the comparative example had a substantially spherical particle shape, no intermetallic compound was exposed on the particle surface, and had few fine irregularities.
その比較例のアトマイズ粉末を用いて、前記と同様に圧縮成形、熱間押出を行い、得られた押出材について前記同様なＴ６処理を施し、引張試験に供した。その結果を、図７において比較例として示す。 Using the atomized powder of the comparative example, compression molding and hot extrusion were performed in the same manner as described above, and the obtained extruded material was subjected to the same T6 treatment as described above and subjected to a tensile test. The result is shown in FIG. 7 as a comparative example.
図７から明らかなように、本発明例のアトマイズ粉末を使用した押出材では、比較例のアトマイズ粉末を使用した押出材と比較して、引張強度及び伸びが優れていることが確認された。 As is clear from FIG. 7, it was confirmed that the extruded material using the atomized powder of the example of the present invention had better tensile strength and elongation than the extruded material using the atomized powder of the comparative example.
また押出直後の時点で押出材の押出方向先端部の割れ（花咲割れ）の発生状況を調べたところ、本発明例のアトマイズ粉末を使用した押出材では、比較例のアトマイズ粉末を使用した押出材と比較して、割れの発生が格段に少ないこと、したがって押出成形性に優れていることが判明した。 Further, when the state of occurrence of cracks (flower bloom cracks) at the tip of the extruded material in the extrusion direction was examined immediately after extrusion, the extruded material using the atomized powder of the comparative example was the same as the extruded material using the atomized powder of the comparative example. It was found that the occurrence of cracks was remarkably small as compared with that of Example 1, and therefore, the extrudability was excellent.
なお上記の実施例では、Ａｌ−Ｆｅ系合金を用いた場合について記載したが、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金の場合も、上記と同様な結果が得られることが実験により確認されている。 In the above embodiment, the case where an Al-Fe alloy is used has been described. However, it has been confirmed by experiments that the same result as described above can be obtained with an Al-Si-Fe alloy.
５…アルミニウム合金溶湯、 ２０…アトマイズ粉末、 ３０…粉末粒子 ３２…金属間化合物晶出物、３４…母相（α相）、４０…押出材 5: molten aluminum alloy, 20: atomized powder, 30: powder particles 32: crystallized intermetallic compound, 34: mother phase (α phase), 40: extruded material
Claims (7)
粉末粒子表面に金属間化合物晶出物が分散し、
前記粉末粒子表面に存在する前記金属間化合物晶出物の一部が、その晶出物に隣接するアルミニウム母相から突出しており、これにより、粒子表面に微小な凹凸が付与されていることを特徴とする押出材用アルミニウム合金アトマイズ粉末。 An aluminum alloy atomized powder to be used as a material for a powder extruded material,
Crystallized intermetallic compounds are dispersed on the surface of the powder particles ,
Part of the intermetallic compound crystal present on the surface of the powder particles is projected from the aluminum matrix adjacent to the crystal, thereby providing fine irregularities on the particle surface. Characterized aluminum alloy atomized powder for extruded materials.
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