JP2003342612A

JP2003342612A - アルミニウム合金粉末の鍛造方法および本方法により得られた成形体

Info

Publication number: JP2003342612A
Application number: JP2002148874A
Authority: JP
Inventors: Toshikatsu Koike; 俊勝小池; Yutaka Yamagata; 裕山縣
Original assignee: Yamaha Motor Co Ltd
Current assignee: Yamaha Motor Co Ltd
Priority date: 2002-05-23
Filing date: 2002-05-23
Publication date: 2003-12-03

Abstract

(57)【要約】【課題】機械的特性が優れ、かつ、高品質な成形体を得
られると共に製造コストを削減できるアルミニウム合金
粉末の鍛造方法および本方法により得られた成形体を提
供することを目的とする。【解決手段】少なくとも鉄およびケイ素を含み主成分が
アルミニウムであるアルミニウム合金粉末を冷間圧縮
し、その後、７９３Ｋ以上の条件下においてアルミニウ
ム合金粉末の粉末粒における短軸の長さに対する長軸の
長さの比で４以上とする鍛造処理を施して成形体とする
ことを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、ピストン等のエン
ジン部品や電気部品等の最終製品を製造するために使用
される成形体を製造するためのアルミニウム合金粉末の
鍛造方法および本方法により得られた成形体に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来から、四輪車や二輪車等に使用され
るピストン、シリンダ、連結棒およびクランクケースな
どのエンジン部品としてアルミニウム合金が使用されて
おり、エンジン部品の軽量化が進められている。

【０００３】エンジン部品の中でもピストンは、慣性力
を小さくするために軽量であることが要求され、軽量で
あることに加え、熱膨張率が低く、かつ、耐熱強度、耐
摩耗性および熱伝導性等の特性が優れていることが要求
される。特に、２サイクルエンジンでは、シリンダ温度
が高温となるために熱膨張率が低いことが要求される。
アルミニウム合金の熱膨張率は、アルミニウム合金中に
ケイ素の含有量を増やすと共に低くなるため、熱膨張率
が低く、優れた耐熱強度、疲労強度および耐摩耗性を兼
ね備えたＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金材料がピストンの材料
として使用されている。

【０００４】ピストン等のエンジン部品や電気部品等の
最終製品を製造するためには、まず、原材料であるアル
ミニウム合金粉末をある一定の板状や棒状などの形状と
した成形体（ビレット素材）を作製し、この成形体に鍛
造処理を施す等して目的とする部品の形状に加工して最
終製品とする。

【０００５】通常、成形体は、急冷凝固法により作製さ
れたアルミニウム合金粉末を原材料とするが、合金粉末
の表面には安定な酸化皮膜が被覆されているため、粉末
同士を焼結固化する際に酸化皮膜が阻害となり、一般的
に焼結固化は困難であるとされている。このため、アル
ミニウム合金粉末同士を結合するために、せん断変形に
より表面に形成された酸化皮膜を破壊・分断する塑性加
工法が有効であり、塑性加工法の中でも特に粉末押出し
法が最も一般的に使用されている。

【０００６】例えば、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金を粉末押
出し法により作成したビレット素材を鍛造ピストン用素
材として適用した研究が行われている（軽金属，51-5,
(2001),267-272）。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上述し
た粉末押出し法によれば、せん断変形により表面に形成
された酸化皮膜を破壊・分断してアルミニウム合金粉末
同士を結合して成形体を得ることができるが、ある一定
の方向から押し出して成形体とするため所定の寸法に直
接固化成形することができず、押出した後に、成形体を
切断する等の加工処理を施す必要があるため、処理工程
数が多くなり手間がかかってしまうという問題を有して
いた。

【０００８】これに対し、粉末鍛造法は、粉末を所定の
寸法に直接固化成形することが可能な方法である。粉末
鍛造法によれば、粉末から直接固化成形して所定の寸法
に整形することが可能であるため、製造工程を簡略化で
き、かつ、製造工程中における合金粉末の損失が少な
く、大幅に製造コストの削減を図ることができる。しか
しながら、粉末鍛造方法は、一方向に負荷される荷重に
より材料流動および緻密化の組合せにより固化する方法
であることから、粉末押出し法と比較してせん断変形が
少なく、アルミニウム合金粉末の表面に形成された酸化
皮膜を破壊・分断し難く、この結果、アルミニウム合金
粉末の未結合部分が微視欠陥となってしまうという問題
を有していた。

【０００９】本発明は、上記問題を解決するためになさ
れたものであり、機械的特性が優れ、かつ、高品質な成
形体を得られると共に製造コストを削減できるアルミニ
ウム合金粉末の鍛造方法および本方法により得られた成
形体を提供することを目的とする。

【００１０】

【課題を解決するための手段】上記目的を解決するため
に、アルミニウム合金粉末を鍛造して成形体を作製する
ためには、成形体の全ての位置において粉末粒子の変形
量ができる限り大きく、かつ、高い静水圧力を負荷する
ことにより成形体内部に微視欠陥が生じないように、鍛
造処理の工程を最適化することが重要であることに着想
を見出した。そして、鍛造処理の工程を最適化するため
に、鍛造処理の処理温度および圧縮ひずみ等の条件を各
種変化させて成形した成形体を評価し、鍛造処理工程の
最適な条件を見出し、本発明を完成したものである。

【００１１】すなわち、本発明のアルミニウム合金粉末
の鍛造方法は、少なくとも鉄およびケイ素を含み主成分
がアルミニウムであるアルミニウム合金粉末を冷間圧縮
し、その後、７９３Ｋ以上の条件下においてアルミニウ
ム合金粉末の粉末粒における短軸の長さに対する長軸の
長さの比で４以上とする鍛造処理を施して成形体とする
ことを特徴とする。

【００１２】本発明によれば、鍛造処理の条件として温
度を７９３Ｋとし、かつ、アルミニウム合金粉末の粉末
粒における短軸の長さに対する長軸の長さの比（アスペ
クト比）を４以上とすることにより、アルミニウム合金
粉末の表面に形成された酸化皮膜を破壊・分断してアル
ミニウム合金粉末同士を確実に結合させて、鍛造途中に
微視欠陥を生ずることなく、押出し材と同程度の機械的
特性を有する成形体を得ることができる。

【００１３】また、本発明は、少なくとも鉄およびケイ
素を含み主成分がアルミニウムであるアルミニウム合金
粉末を冷間圧縮し、その後、７９３Ｋ以上の条件下にお
いて第１工程および第２工程から成る少なくとも２工程
を有すると共に当該第１工程および当該第２工程の全圧
縮ひずみを１．３以上とした鍛造処理を施して成形体と
することを特徴とする。

【００１４】本発明において鍛造処理を２工程とした
が、鍛造処理が１工程のみでは割れを生じることなく成
形体全体でアスペクト比を４〜５以上に粉末粒子を変形
させることは困難だからである。また、鍛造処理を２工
程とし、鍛造処理の全圧縮ひずみεを１．３以上とする
ことにより成形体全体にアスペクト比５〜６以上の粉末
粒子の変形を起こさせることが可能であり、この結果、
優れた機械的特性を有し、かつ、微細欠陥の無い高品質
な成形体を得ることができる。

【００１５】また、上記方法において、鍛造処理の第１
工程における圧縮ひずみを０．５以上とすることが望ま
しい。このように鍛造処理の第１工程の圧縮ひずみを
０．５以上とすることにより、鍛造途中工程で微視欠陥
や割れを生ずることなく押出し材と同等の強度のほぼ均
質な成形体を得ることができる。

【００１６】また、本発明は、上記のアルミニウム合金
粉末の鍛造方法により得られた成形体である。本発明の
成形体は、機械的特性かつ均質な高品質であるため、エ
ンジン部品等の最終部品を加工する際に本成形体を使用
することにより、機械的特性に優れ、かつ軽量化を実現
した高品質の部品を得ることができる。

【００１７】

【発明の実施の形態】以下、本発明のアルミニウム合金
粉末の鍛造方法および本方法により得られた成形体につ
いて、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金粉末を例に挙げて説明す
る。

【００１８】第１実施形態（図１〜図９）本実施形態では、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金粉末の鍛造方
法について、最適な処理条件を決定するために、実施例
および比較例１から比較例３までを用いて処理条件を各
種変えて比較した。実施例および比較例を説明する前
に、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金粉末の鍛造方法の概略的な
流れについて説明する。

【００１９】まず、少なくともＦｅおよびＳｉを含み、
主成分がＡｌであるＡｌ合金材料を調整した。調整した
Ａｌ合金材料を急冷凝固法により微細なＡｌ合金粉末粒
子を作製した。作製したＡｌ合金粉末粒子を冷間加圧し
て圧粉体に対し、鍛造温度および圧縮ひずみを種々変え
て鍛造処理を施した。

【００２０】

【実施例】本実施例は、鍛造処理を第１工程および第２
工程の２工程とし、第１工程の圧縮ひずみを０．５と
し、第２工程後の全圧縮ひずみを１．３程度としたもの
である。なお、鍛造処理の第１工程の圧縮ひずみを０．
５としたのは、側面割れを生じることなく鍛造できる圧
縮ひずみが０．６〜０．７であるという予備実験の結果
に基づき設定したものである。

【００２１】具体的には、質量％で、Ｓｉ：１０％、Ｆ
ｅ：５％、Ｃｕ：１％、Ｍｇ：５％、Ｚｒ：１％を含
み、残部がＡｌおよび不可避的不純物から成るＡｌ合金
材料を調整した。調整したＡｌ合金材料を溶解した後、
エアアトマイズ法により毎秒１０^２Ｋ以上の冷却速度で
冷却し、粒径が２００μｍ以下のＡｌ合金粉末を作製し
た。

【００２２】図１（ａ）は、模式的な冷間圧紛体金型１
の側断面図を示すものであり、本図に示す冷間圧粉体金
型１にエアアトマイズ法により作製したＡｌ合金粉末２
を投入し、油圧プレスにより圧力９８０ＭＰａにより成
形して冷間圧粉体とした。得られた冷間圧粉体を電気マ
ッフル炉内で所定の温度に１．２ｋｓ加熱保持した。

【００２３】図１（ｂ）は、鍛造金型３の側断面図を示
し、この鍛造金型３をヒータ４により冷間圧粉体と同じ
温度に加熱し、冷間圧粉体５を鍛造金型に投入した。ま
た、鍛造時には、鍛造金型３に油性黒鉛潤滑剤をスプレ
ー塗布した。

【００２４】鍛造処理は、鍛造処理の温度を７２３〜８
１３Ｋの範囲で変化させて処理したものである。このよ
うな温度範囲で変化させたのは、押出し材の押出し温度
である７０３Ｋよりも高温度とし、本実施例で使用する
Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系合金の融点である８４５Ｋを超えな
い温度の範囲で変化させて最適な鍛造処理温度条件を決
定するためである。より具体的な鍛造処理は、油圧プレ
スにより初期ラム速度２０ｍｍ／ｓとし、最終圧力が４
９０ＭＰａに達した後、除荷した。また、円柱状の成形
体の最終形状が、直径および高さがφ７９×２０ｍｍと
なるように成形した。なお、投入したＡｌ合金材料２と
パンチ６との間、Ａｌ合金材料２とエジェクタ７との間
の摩擦の差に起因して生じる冷間圧粉体のアルミニウム
合金粉末の変形が不均一となるのを防止するため、冷間
圧粉金型１から取り出した冷間圧粉体は上下方向を逆に
して冷間圧粉体を鍛造金型３に挿入した。なお、成形体
を得るための処理手順について、本実施例とともに、後
述する比較例１および比較例２についての処理工程手順
を図２に示した。

【００２５】比較例１本比較例では、実施例とほぼ同様の方法を用いて、第１
工程および第２工程の２工程から成る鍛造処理を施して
成形体を作製したものである。実施例と異なる条件は、
第１工程での圧縮ひずみε１を実施例よりも小さくし、
０．２とした点にある。

【００２６】比較例２本比較例では、前述した実施例とほぼ同様の方法を用い
て成形体を作製したものである。実施例と異なる条件
は、鍛造処理を１工程とし、鍛造処理の全圧縮ひずみを
０．５とした点にある。

【００２７】比較例３本比較例では、実施例と同様の成分組成を有するＡｌ合
金粉末材料について、押出し温度７０３Ｋ、押出し比１
０の条件下により押出し法を用いて丸棒を作製した。

【００２８】鍛造処理して得られた上記実施例、比較例
１および比較例２の成形体に対し、Ｔ７熱処理（溶体化
処理：７６３Ｋに１４．４ｋｓ加熱保持した後空冷）を
行い、過時効処理を行った。過時効処理は、４７３Ｋに
１４．４ｋｓ加熱保持後に空冷したものである。図３
（ａ）は円柱状の成形体８の上面図を示すが、図３
（ａ）に示す鍛造方向の中央部および表面付近から板状
の引張試験片９を採取し、図３（ｂ）に採取した引張試
験片９の形状を示した。また、比較例３では、図３
（ｂ）と同じ形状の引張試験片を丸棒中心部より押出し
方向に平行に採取し、引張試験片とした。

【００２９】実施例および比較例１から比較例３までの
各引張試験片について、インストロン試験機を用いて引
張試験を実施した。引張試験は、試験条件を初期ひずみ
速度４．２×１０^−３ｓ^−１としたものであり、同一の
工程から作製した２個の成形体（ビレット素材）の各々
から、鍛造方向の中央部と表面付近から採取した各２本
の試験片について引張強さ（ＭＰａ）および破断伸び
（％）を測定し、各平均値を求めた。

【００３０】また、引張試験を行うと共に、引張試験後
の引張試験片の破面をＳＥＭ観察し、破面近傍の断面を
光学顕微鏡によりミクロ組織観察を行った。

【００３１】得られた引張試験結果を図４から図９まで
に示す。

【００３２】図４および図５は実施例の試験結果を示
し、図４は引張り強さの測定結果、図５は断伸びの測定
結果を示す。図４および図５の図中、横軸は鍛造処理温
度（Ｋ）を示し、縦軸はそれぞれ引張り強さ（ＭＰａ）
および破断伸び（％）を示す。また、●は引張試験片の
中央部、▲は引張試験片の表面部、▽は比較例３の押出
し法により作製された押出し材を示す。

【００３３】図４および図５に示すように、７９３Ｋに
おいて強度および伸びがピークを示し、引張試験片の中
央部および表面付近ともに押出し材と同等の値となり、
８１３Ｋにおいて強度の値が低下したものの、低温域で
の強度および伸びが向上する傾向が観察された。

【００３４】次に、鍛造処理温度７２３Ｋの引張試験片
の破面をＳＥＭ観察した。その結果、引張試験片の中央
部には均一なディンプルが観察され、引張試験片の表面
付近の破面には粉末粒子の境界面が観察されたが、いず
れの破面にも隙間状の欠陥は観察されなかった。

【００３５】さらに、鍛造処理温度７９３Ｋの引張試験
片の破面をＳＥＭ観察したところ、引張試験片の中央部
の破面および表面付近の破面とともに均一なディンプル
を示し、粉末同士の良好な結合が行われていることが確
認された。

【００３６】図６および図７は、鍛造処理工程が２工程
から成り、第1工程の圧縮ひずみε１を０．２とした比
較例１の試験結果であり、図６は引張り強さの測定結果
を示し、図７は断伸びの測定結果を示す。図６および図
７の横軸は鍛造工程での温度（Ｋ）を示し、縦軸はそれ
ぞれ引張り強さ（ＭＰａ）および破断伸び（％）を示
す。また、●は引張試験片の中央部、▲は引張試験片の
表面部、▽は比較例３の押出し法により作製された押出
し材を示す。

【００３７】図６および図７に示すように、鍛造温度７
２３Ｋでは、強度および伸びとともに押出し材に比べ低
い値であるが、温度が上昇すると強度および伸びが向上
して７９３Ｋでピーク値となり、引張試験片の中央部お
よび表面付近のいずれも押出し材と同等の強度および伸
びを示した。

【００３８】次に、比較例１の鍛造温度７２３Ｋにおけ
る引張試験片破面のＳＥＭ観察をしたところ、引張試験
片の中央部の破面は均一なディンプルから成るが、隙間
状の欠陥が複数観察された。引張試験片の表面付近の破
面は、粉末粒子の境界部に隙間状の欠陥も観察された。
さらに、引張試験片の破面近傍の断面ミクロ組織を観察
したところ、断面の中央部および表面付近のいずれにも
鍛造方向と垂直に隙間状の欠陥が観察された。隙間状の
欠陥は、鍛造温度７７３Ｋの表面付近の引張試験片でも
観察されたが、その他の引張試験片では観察されなかっ
た。ε１が０．２の場合、第１工程における粉末の変形
が少なく粉末同士の結合が不完全な部分が多く存在し、
低温域では第２工程終了後も結合不完全な部分が残留す
るため、その後の熱処理あるいは引張り試験の際に隙間
状の欠陥が生じるものと考えられる。

【００３９】また、鍛造処理温度８１３Ｋの高温で中央
部および表面付近とともに強度が低下していたが、高温
に保持したために結晶粒および析出粒子が粗大化したも
のと考えられる。

【００４０】図８および図９は、鍛造処理を１工程と
し、圧縮ひずみεを０．５とした比較例２の試験結果で
あり、図８は引張り強さの測定結果を示し、図９は断伸
びの測定結果を示す。図８および図９の図中、横軸は鍛
造工程での温度（Ｋ）を示し、縦軸はそれぞれ引張り強
さ（ＭＰａ）および破断伸び（％）を示す。また、●は
引張試験片の中央部、▲は引張試験片の表面部、▽は比
較例３の押出し法により作製された押出し材を示す。

【００４１】図８および図９に示すように、鍛造温度が
７９３Ｋよりも低温度になると、鍛造後の成形体（ビレ
ット素材）から引張試験を切り出す際に欠けや割れが生
じ、健全な引張試験片を採取することができなかった。
鍛造温度が７９３Ｋである場合には、引張試験片の中央
部は押出し材と同等の強度を示し、引張試験片の表面付
近の強度は低く強度が不均一であった。また、鍛造温度
が８１３Ｋであると、引張試験片の表面付近の強度が向
上しており、中央部の強度が低下しているため全体の強
度はより均一となっているが押出し材に比べていずれも
低い値となっていた。

【００４２】また、鍛造処理温度７９３Ｋにおける引張
試験片の破面のＳＥＭ観察をしたところ、引張試験片の
中央部の破面および表面付近の破面とともに、均一なデ
ィンプルを示し、粉末同士の結合が良好であることが判
明した。

【００４３】本実施形態によれば、鍛造温度を７９３Ｋ
付近の温度とし、鍛造工程を２工程とすると共に１．３
程度の全圧縮ひずみを加えることにより、中央部および
表面付近とともに押出し材と同程度の引張り強度および
伸びをもつ均質で高品質の鍛成形体を得られることが判
明した。また、鍛造工程を２工程とした場合には、第１
工程において大きなひずみを加えることにより、成形体
の内部欠陥や側面割れの発生を防止することができ、高
品質な成形体を得ることができることが判明した。これ
は、第１工程における大きなひずみを加えることによ
り、第１工程での粉末同士の結合性が向上し、第２工程
終了後に結合が不完全な部分が減少し、その結果、高品
質の成形体を得ることができたものである。

【００４４】第２実施形態（図１０〜図１２）本実施形態においては、第１実施形態から得られた試験
結果に基づき、鍛造処理温度を７９３Ｋとして成形され
た実施例および比較例１から比較例３までの成形体を使
用して、鍛造途中工程の試料外観および試料内部の微視
欠陥および粉末粒子の変形について調査した。なお、鍛
造処理工程における固化成形のメカニズムを解明するた
めに、冷間圧粉後、鍛造処理の第１工程後、鍛造処理の
第２工程後、鍛造途中工程の各工程における外観および
内部の微視欠陥および粉末粒子の変形について調査し
た。なお、使用した各成形体は、いずれも第１実施形態
に示した方法と同様の方法により作製したため、製造方
法の説明については省略する。

【００４５】また、粉末粒子の変形について調査するた
めに、実施例および比較例１から比較例３までの円柱状
の成形体の中心軸を含む加圧方向に平行な断面で切断
し、エメリー紙、バフによる研磨を行った後、微視欠陥
の観察を行い、試料表面の化学電解エッチングを行っ
た。その後、図１０に示す成形体１０の位置を光学顕微
鏡により観察し、写真撮影を行った。撮影した写真か
ら、粉末粒子のアスペクト比（長軸の長さ／短軸の長
さ）を求めて、粉末粒子の変形を観察した。

【００４６】まず、鍛造途中工程の試料外観を図１１に
示す。図１１に示す圧縮ひずみ（ε）を変えた際の鍛造
処理時における試料の外観は、（ａ）が比較例２、
（ｂ）が比較例１、（ｃ）が実施例に関する。図１１
（ａ）に示すように、比較例２では、冷間圧粉試料（ε
＝０）と、鍛造後の成形体（ビレット素材）（ε＝０．
５）の外周部に割れは観察されなかった。また、鍛造の
終了直前（ε＝０．４）の試料においても外周部にたる
型変形が生じたものの、試料の割れは観察されなかっ
た。なお、個別に予備実験を行い調査したところ、７９
３Ｋの温度下、鍛造処理の第１工程において外周部に割
れを生じる圧縮ひずみはε＝０．６〜０．７であること
が判明した。

【００４７】また、図１１（ｂ）の比較例１および図１
１（ｃ）の実施例では、いずれの条件下においても冷間
圧粉試料（ε＝０）と鍛造後の成形体（ビレット素材）
（ε＝１．３）とともに、第１工程終了後の試料
（（ｂ）のε＝０．２、（ｃ）のε＝０．５）にも割れ
は観察されなかった。しかし、鍛造処理の途中におい
て、図（ｃ）に示す実施例では、いずれの試料において
も外観割れは観察されなかったが、図１１（ｂ）に示す
比較例１では第２工程途中におけるたる型変形が生じて
しまい、ε＝１．０とε＝１．２の試料の外周部に割れ
が観察された。これは、第２工程に加わる圧縮ひずみが
大きいため、金型との摩擦拘束によるたる型変形の程度
が大きくなり第２工程のひずみε＝１．０付近で側面に
割れを生じた。図１１（ｂ）に示す比較例１では試料に
割れが生じたが、第１実施形態に示した引張試験結果に
より引張試験片の中央部および表面付近のいずれも良好
な粉末結合が得られたのは、高温鍛造による粉末粒子の
変形能向上と酸化膜の脆化により粉末同士の結合が促進
されたことによるものと考えられる。

【００４８】次に、試料内部の微視欠陥を調査した結果
を示す。

【００４９】比較例２の冷間圧粉された試料内部の微視
欠陥を観察したところ、冷間圧粉試料の微視欠陥の大き
さや分布は、比較例１および実施例においても同様であ
り、観察位置から観察位置までの全ての位置に多く
の欠陥が観察され、位置の相違による欠陥の大きさや分
布の違いは見られなかった。比較例２の鍛造終了直前の
試料（ε＝０．４）の微視欠陥を観察したところ、表面
付近における、、と外周付近のに欠陥が観察さ
れたが、中央部付近のおよびでは欠陥はほとんど観
察されなかった。また、外周付近の欠陥の大きさは、
比較例２の冷間圧粉試料（）よりも大きくなってい
る。しかし、鍛造終了後の成形体では全位置において欠
陥が観察されなくなっている。

【００５０】また、比較例１および実施例においても、
鍛造終了後の成形体（ビレット素材）とともに、第１工
程後の試料においても同様に、全ての位置において欠陥
は観察されなかった。そして、実施例では、第２工程中
のいずれの試験においても、すべての位置に欠陥は観察
されなかった。しかし、比較例１では、第２工程終了直
前の試料（ε＝１．２）の外周付近に微視欠陥の再発
生しているのが観察された。比較例１では、第１工程の
ひずみ量ε＝０．２が少ないために、第１工程終了後の
成形体に微視欠陥が見られないものの粒子の結合が不十
分であると予測される。比較例１の第２工程でのたる型
変形の程度は大きいため、外周付近には大きな引張り応
力が発生することが予想される。これらの原因により、
第１工程終了時に緻密化され、一旦部分的に圧着された
微細欠陥が第２工程で再び発生するとともに、その欠陥
を起点として外観割れに至るものと考えられる。

【００５１】さらに、アルミニウム合金粉末粒子の変形
を観察した結果について説明する。冷間圧粉試料の粉末
粒子では、比較例１および実施例の観察位置〜の粉
末粒子のアスペクト比がいずれの位置でも１〜２程度で
あり、塑性変形はほとんど生じていなかった。

【００５２】また、比較例２の鍛造後の成形体（ビレッ
ト素材）では、中心部付近およびにおいて、特に変
形方向に大きく伸ばされた粉末粒子（アスペクト比４〜
５）が観察されたが、その他の位置における粉末粒子の
変形は小さく、アスペクト比２〜３程度であった。

【００５３】さらに、比較例１および実施例の鍛造終了
後（ε＝１．３）の成形体では、比較例１および実施例
とともに比較例２と比べて、全ての位置において粉末粒
子は大きく変形しており、粉末粒子のアスペクト比は中
心部付近で８〜１０、表面付近、や外周付近で
も５〜６程度となっていた。比較例１および実施例にお
ける粉末粒子の変形の様子はほぼ同様であり、粉末粒子
の変形における鍛造経路の違いは見られなかった。

【００５４】また、比較例１の第１工程後の試料（ε＝
０．２）における粉末粒子の変形を観察したところ、第
１工程では、全ての位置における粉末粒子のアスペクト
比は１〜２程度であり、冷間圧粉試料と比較して大きな
差は見られなかった。

【００５５】さらに、実施例の第１工程の試料（ε＝
０．５）は、比較例１に比べて全体に変形の程度が大き
くなっており、粉末粒子のアスペクト比は２〜３程度で
あった。

【００５６】また、第１実施形態にて引張試験を行った
結果に基づき、実施例および比較例１から比較例３まで
の成形体について引張強度の比較を行うために図１２の
グラフに示した。図１２に示す■は引張試験片の中央部
の引張強度を示し、□は引張試験片の表面付近の引張強
度を示す。また、引張試験片の中央部および表面付近と
した切り出し位置は、図１０に示した成形体の内部の観
察位置と観察位置とにそれぞれ対応する。

【００５７】図１２に示すように、比較例２の場合に
は、成形体の中央部は押出し材と同等レベルの４００Ｍ
Ｐａの引張強度を示しているが、表面付近の強度は低く
なっていた。また、比較例１および実施例は、中央部お
よび表面付近ともに押出し材と同等の引張強度を示して
いた。

【００５８】上述した試験結果から、粉末鍛造によって
押し出し材と同等の強度をもつ均質な成形体を得るため
の条件について考察した。まず、粉末鍛造では、鍛造時
には、側面が自由表面のまま変形して、金型に接触する
ステップ１と、型の形状に充填され、高温高圧下で加圧
保持されるステップ２と、のステップを踏んで成形され
ることが予想される。粉末表面に存在する酸化皮膜を破
壊して新生面同士を接触させるために必要な塑性変形は
ステップ１の段階に強く働き、ステップ２における加圧
は、高い静水圧力によって新生面の結合を強固にし、成
形体の緻密化と微視欠陥の除去に効果がある。そして、
鍛造２工程の場合には、第１工程および第２工程の各工
程においてこのようなステップで成形が行われる。冷間
圧粉試料には多くの微視欠陥が存在し、粉末同士の結合
が不十分であることから、大きな変形が加わると変形を
生じる。本実施形態においては、鍛造処理の第１工程で
外観に割れを生じることなく加えられる圧縮ひずみは、
比較例２のε＝０．５程度であった。比較例２の成形体
（ビレット素材）における粉末粒子の変形の程度は、中
央部でアスペクト比４〜５であるのに対し、上下表面付
近や外周付近ではアスペクト比２〜３程度にとどま
る分布であった。また、表面付近や外周付近には、
加圧の直前まで微視欠陥が残留しており、金型に近い表
面付近ではいわゆるデッドメタルゾーンが形成されてい
たため、また、外周部は自由表面となり静水圧の効果が
働きにくいために微視欠陥の圧着や粉末粒子の変形が中
央部に比べて不十分となっていた。また、図１２に示し
引張試験の結果によれば、鍛造途中に微視欠陥が発生せ
ずにアスペクト比４〜５の変形が与えられた成形体の中
央部は押出し材と同等の強度を示しているが、加圧直前
まで微視欠陥が残留し、粉末粒子の変形が少ない表面付
近は低い値となっていた。つまり、成形体の表面付近や
外周付近では、せん断変形による酸化皮膜の破断が不十
分であり、新生面同士の結合がおこり難く、十分な強度
に達しなかったものと考えられる。

【００５９】鍛造工程を２工程とした場合には、第１工
程における変形、加圧の効果によりある程度の粉末同士
の結合がおこり、鍛造第２工程で試料に大きな圧縮ひず
みを与えることができ、結果として成形体全体に大きな
粉末粒子の変形を与えることができた。実際、比較例１
および実施例の鍛造後の成形体（ε＝１．３）では、成
形体の上下表面付近や外周付近でも粉末のアスペクト比
は５〜６程度であり、試料全体でアスペクト比５〜６以
上の粉末粒子変形が観察された。すなわち、圧縮ひずみ
を増加させたことにより、塑性変形の効果が得られにく
い位置やにおいても粉末粒子変形の程度は向上して
いる。そして、引張試験を行った成形体の中央部と表
面付近とでは、鍛造途中においても微視欠陥も確認さ
れず、強度も押出し材と同等の値を示している。従っ
て、中央部と上下表面付近では、第１工程で除去された
冷間圧粉体の微視欠陥が再発生することなく鍛造が終了
し、第２工程に加わるひずみにより粉末粒子が大きく変
形することにより酸化皮膜の破壊と新生面同士の結合が
十分に達成されたものと考えられる。

【００６０】一方、外周付近は少し異なり、比較例１
では粉末粒子の変形は表面付近と同等であるが、第２工
程の鍛造終了直前で内部の微視欠陥や試料側面の割れが
観察され、鍛造終了後に微視欠陥が除去されているもの
の、新生面同士の結合が十分行われていないことが予想
される。従って、この部分の強度は測定していないが、
比較例２の成形体の表面付近の結果から予測して、十
分な強度が得られないことが予想される。しかし、実施
例では、外周付近においても第２工程途中の外観割れや
微視欠陥の再発生は確認されていない。これは、第１工
程のひずみをε＝０．５と大きくし、第１工程終了後の
成形体の強度がある程度向上していること、そして、第
２工程のたる型変形の程度が緩和されて外周部に発生す
る引張り応力が低減されることにより、全工程を通じて
割れや微視欠陥を発生させることなく、ε＝１．３の大
きな圧縮ひずみを可能にしていると考えられる。従っ
て、実施例においては、強度を測定していない外周付近
も中央部や表面付近と同様に、押出し材と同等の強度を
有するものと考えられる。

【００６１】以上説明したように、本実施形態によれ
ば、鍛造処理温度を７９３Ｋとし、粉末粒子のアスペク
ト比４〜５以上の変形を与えることにより、欠陥を発生
させることなく、押出し材と同等の強度を確保すること
ができる。

【００６２】また、本実施形態によれば、鍛造処理を２
工程とし、かつ、全圧縮ひずみを１．３程度加えること
により、成形体の全ての位置において粉末粒子にアスペ
クト比５〜６以上の変形を生じさせることが可能であ
り、さらに、第１工程の圧縮ひずみを０．５程度とし、
粉末鍛造中のいずれの工程でも外周部の割れや内部欠陥
を生じることなく、全圧縮ひずみを１．３まで変形する
ことが可能であることが判明した。この結果、本実施形
態の条件により鍛造処理することにより、押出し材と同
程度の強度を有する高品質な成形体を得ることができ
た。

【００６３】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
押出し材と同程度の機械的特性を有し、かつ、内部や表
面に欠陥が無く、高品質な成形体を得られると共に、粉
末から直接所望の形状に成形して製造工程を簡素化し
て、製造コストを削減できるアルミニウム合金粉末の鍛
造方法を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明のアルミニウム合金粉末の鍛造方法にお
いて使用される装置であり、（ａ）は冷間圧紛体金型を
模式的に示す側断面図、（ｂ）は鍛造金型を示す側断面
図。

【図２】本発明の第１実施形態の実施例、比較例１およ
び比較例２の処理条件を示す処理工程手順図。

【図３】（ａ）は円柱状の成形体を示す上面図であり、
（ｂ）は（ａ）の成形体から採取した引張試験片の形状
を示す図。

【図４】第１実施形態の実施例における引張り強さの測
定結果を示す図。

【図５】第１実施形態の実施例における破断伸びの測定
結果を示す図。

【図６】第１実施形態の比較例１における引張り強さの
測定結果を示す図。

【図7】第１実施形態の比較例１における破断伸びの測
定結果を示す図。

【図８】第１実施形態の比較例２における破断伸びの測
定結果を示す図。

【図９】第１実施形態の比較例２における破断伸びの測
定結果を示す図。

【図１０】第２実施形態における成形体を示す側断面
図。

【図１１】鍛造途中工程の試料外観を示す図であり、
（ａ）が比較例２、（ｂ）が比較例１、（ｃ）が実施例
である。

【図１２】第２実施形態における、実施例、比較例１〜
比較例３の成形体について引張強度を比較したグラフ
図。

【符号の説明】

１冷間圧紛体金型２Ａｌ合金粉末３鍛造金型４ヒータ５冷間圧粉体６パンチ７エジェクタ８成形体９引張試験片１０成形体

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】少なくとも鉄およびケイ素を含み主成分
がアルミニウムであるアルミニウム合金粉末を冷間圧縮
し、その後、７９３Ｋ以上の条件下においてアルミニウ
ム合金粉末の粉末粒における短軸の長さに対する長軸の
長さの比で４以上とする鍛造処理を施して成形体とする
ことを特徴とするアルミニウム合金粉末の鍛造方法。
【請求項２】少なくとも鉄およびケイ素を含み主成分
がアルミニウムであるアルミニウム合金粉末を冷間圧縮
し、その後、７９３Ｋ以上の条件下において第１工程お
よび第２工程から成る少なくとも２工程を有すると共に
当該第１工程および当該第２工程の全圧縮ひずみを１．
３以上とした鍛造処理を施して成形体とすることを特徴
とするアルミニウム合金粉末の鍛造方法。
【請求項３】前記鍛造処理の第１工程における圧縮ひ
ずみを０．５以上としたことを特徴とする請求項２記載
のアルミニウム合金粉末の鍛造方法。
【請求項４】請求項１から３までのいずれかに記載の
アルミニウム合金粉末の鍛造方法により得られた成形
体。