JPH03202431A - 軽合金製高強度焼結部材の製造方法 - Google Patents
軽合金製高強度焼結部材の製造方法Info
- Publication number
- JPH03202431A JPH03202431A JP1344177A JP34417789A JPH03202431A JP H03202431 A JPH03202431 A JP H03202431A JP 1344177 A JP1344177 A JP 1344177A JP 34417789 A JP34417789 A JP 34417789A JP H03202431 A JPH03202431 A JP H03202431A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- green compact
- alloy
- light alloy
- heated
- 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.)
- Granted
Links
- 229910001234 light alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 31
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 16
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 31
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 31
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 24
- 239000000843 powder Substances 0.000 claims abstract description 24
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 17
- 230000020169 heat generation Effects 0.000 claims description 12
- 230000007704 transition Effects 0.000 claims description 8
- 230000000977 initiatory effect Effects 0.000 claims description 7
- 238000005245 sintering Methods 0.000 claims 1
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 abstract description 21
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 abstract description 2
- 230000009466 transformation Effects 0.000 abstract 3
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 description 28
- 238000001192 hot extrusion Methods 0.000 description 24
- 229910001069 Ti alloy Inorganic materials 0.000 description 10
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 8
- 238000007707 calorimetry Methods 0.000 description 7
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 7
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 5
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 4
- 229910000861 Mg alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 3
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 3
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 2
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 2
- 230000000704 physical effect Effects 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 101100119193 Schizosaccharomyces pombe (strain 972 / ATCC 24843) eta2 gene Proteins 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
Ａ１発明の目的
（＋、） 産業上の利用分野
本発明は高強度軽合金製焼結部材の製造方法に関する。
（２）従来の技術
従来、この種焼結部材を製造する場合、安定相、例えば
結晶組織を持つ高硬度軽合金の粉末を用いて圧粉体を成
形し、次いで前記圧粉体を加熱した後、その圧粉体に熱
間押出し加工を施す、といった手法が採用されている。
結晶組織を持つ高硬度軽合金の粉末を用いて圧粉体を成
形し、次いで前記圧粉体を加熱した後、その圧粉体に熱
間押出し加工を施す、といった手法が採用されている。
（３）発明が解決しようとする課題
前記製造法において、押出し比を高くして焼結部材の高
強度化を達成する場合には、圧粉体を高温度に加熱しな
ければならないが、このような高温加熱を行うと軽合金
の結晶組織が粗大化し、また靭性が低下するといった不
具合を惹起する。
強度化を達成する場合には、圧粉体を高温度に加熱しな
ければならないが、このような高温加熱を行うと軽合金
の結晶組織が粗大化し、また靭性が低下するといった不
具合を惹起する。
そこで、従来は比較的低い温度にて圧粉体を加熱してい
るため押出し比を高くとれず、したがって目標とする強
度を備えた焼結部材を得ることができないという問題が
ある。
るため押出し比を高くとれず、したがって目標とする強
度を備えた焼結部材を得ることができないという問題が
ある。
本発明は前記に鑑み、準安定相を持つ軽合金の粉末を用
いると共に熱間塑性加工を適用して、高強度な焼結部材
を安定して得ることのできる前記製造方法を提供するこ
とを目的とする。
いると共に熱間塑性加工を適用して、高強度な焼結部材
を安定して得ることのできる前記製造方法を提供するこ
とを目的とする。
Ｂ１発明の構成
（１）課題を解決するための手段
本発明に係る高強度軽合金製焼結部材の製造方法は、準
安定相下で相変化開始温度に加熱されると、発熱現象を
伴って安定相へ移行する高硬度軽合金の粉末を用いて圧
粉体を成形し、次いで前記圧粉体を前記相変化開始温度
以上に加熱して前記発熱現象を発生させ、その発熱現象
発生後前記圧粉体に熱間塑性加工を施すことを第１の特
徴とす本発明に係る高強度軽合金製焼結部材の製造方法
は、準安定相下で相変化開始温度に加熱されると、発熱
現象を伴って安定相へ移行する高硬度軽合金の粉末を用
いて圧粉体を成形し、次いで前記圧粉体を前記相変化開
始温度以上に加熱してその加熱状態を維持し、前記発熱
現象発生後前記加熱状態維持下で前記圧粉体に熱間塑性
加工を施すことを第２の特徴とする。
安定相下で相変化開始温度に加熱されると、発熱現象を
伴って安定相へ移行する高硬度軽合金の粉末を用いて圧
粉体を成形し、次いで前記圧粉体を前記相変化開始温度
以上に加熱して前記発熱現象を発生させ、その発熱現象
発生後前記圧粉体に熱間塑性加工を施すことを第１の特
徴とす本発明に係る高強度軽合金製焼結部材の製造方法
は、準安定相下で相変化開始温度に加熱されると、発熱
現象を伴って安定相へ移行する高硬度軽合金の粉末を用
いて圧粉体を成形し、次いで前記圧粉体を前記相変化開
始温度以上に加熱してその加熱状態を維持し、前記発熱
現象発生後前記加熱状態維持下で前記圧粉体に熱間塑性
加工を施すことを第２の特徴とする。
（２）作 用
第１の特徴において、前記発熱現象発生後は軽合金の可
塑性が増すので、押出し比等の塑性加工比を高く設定す
ることが可能である。また発熱現象に伴う軽合金の温度
上昇は比較的低く、その上熱間塑性加工に要する時間も
短く設定し得るので、焼結部材における金属組織の粗大
化を抑制し、また靭性の低下を回避することができる。
塑性が増すので、押出し比等の塑性加工比を高く設定す
ることが可能である。また発熱現象に伴う軽合金の温度
上昇は比較的低く、その上熱間塑性加工に要する時間も
短く設定し得るので、焼結部材における金属組織の粗大
化を抑制し、また靭性の低下を回避することができる。
第２の特徴によれば、前記に加え、熱間塑性加工可能時
間を比較的長くとることができるので、加工作業性が良
好となる。
間を比較的長くとることができるので、加工作業性が良
好となる。
（３）実施例
〔実施例Ｉ〕
高硬度軽合金として、高硬度アルごニウム合金であるＡ
ｌ＊ｓＮ ｉｓ Ｙ＋ｏ （数値はいずれも原子％、以
下、後述の各合金についても同じ）を選定した。
ｌ＊ｓＮ ｉｓ Ｙ＋ｏ （数値はいずれも原子％、以
下、後述の各合金についても同じ）を選定した。
この合金のビッカース硬さＨｍｖは３０５である。
第１図は前記合金の示差熱量分析図であり、この合金は
、点ａ（２８７，２°Ｃ）までは準安定相である非晶質
組織であるが、点ａに至ると結晶化が始まり、点ｂ（３
９９，１℃）にて安定相である結晶組織への移行を終了
する。
、点ａ（２８７，２°Ｃ）までは準安定相である非晶質
組織であるが、点ａに至ると結晶化が始まり、点ｂ（３
９９，１℃）にて安定相である結晶組織への移行を終了
する。
したがって、点ａは前記合金の相変化開始温度であり、
また点すは、前記合金の加熱温度を連続的に上昇させた
ときの相変化終了温度である。両点ａ、ｂ間において、
各ピークで示されるように発熱現象が発生し、この場合
、両点ａ、ｂ間の温度差ΔＴは１１１．９℃であり、そ
の間における発熱量ΔＨは１２４．９ｍＪ／ｍｇである
。
また点すは、前記合金の加熱温度を連続的に上昇させた
ときの相変化終了温度である。両点ａ、ｂ間において、
各ピークで示されるように発熱現象が発生し、この場合
、両点ａ、ｂ間の温度差ΔＴは１１１．９℃であり、そ
の間における発熱量ΔＨは１２４．９ｍＪ／ｍｇである
。
次に、前記合金の粉末を用いた焼結部材の製造方法につ
いて説明する。
いて説明する。
（ｉ）前記合金の粉末を用いて、直径５Ｂａｍ、長さ６
０ｍ、密度９５％の短円柱状圧粉体を底形し、その圧粉
体を外径７８■、長さ７０ｍｍ、厚さ１０閣のアルミニ
ウム合金製罐体に装填した。
０ｍ、密度９５％の短円柱状圧粉体を底形し、その圧粉
体を外径７８■、長さ７０ｍｍ、厚さ１０閣のアルミニ
ウム合金製罐体に装填した。
（ｉｉ ）罐体を加熱炉に設置して圧粉体を１３０°Ｃ
に加熱した。
に加熱した。
（ｉｉｉ）圧粉体を、罐体の底壁を押出し方向前側に位
置させて押出し機における２９０℃に加熱されたコンテ
ナに装入し、圧粉体の温度が２８７．２°Ｃ以上になっ
たとき押出し機を作動させて押出し比１３、押出し圧力
８０ ｋｇ ｆ ７ｍ”で熱間押出し加圧を行い、直径
約２２１１ＩＩ１１の棒状焼結部材を得た。
置させて押出し機における２９０℃に加熱されたコンテ
ナに装入し、圧粉体の温度が２８７．２°Ｃ以上になっ
たとき押出し機を作動させて押出し比１３、押出し圧力
８０ ｋｇ ｆ ７ｍ”で熱間押出し加圧を行い、直径
約２２１１ＩＩ１１の棒状焼結部材を得た。
第２図実線Ｘ１は、１３０°Ｃに加熱された圧粉体を２
９０°Ｃのコンテナに装入し、その圧粉体の温度変化を
経時的に調べたものである。
９０°Ｃのコンテナに装入し、その圧粉体の温度変化を
経時的に調べたものである。
第２図実線Ｘ１において、点ｄ＋（２８７，２”Ｃ）で
結晶化が始まるので発熱現象が発生し、圧粉体の温度が
上昇する。圧粉体の温度は、点ｅ１（３５０°Ｃ）で最
高となり、その後発熱量よりも放熱量が増すため降温し
、発熱現象の終了に伴い点ｆ、（２９０°Ｃ）でコンテ
ナの温度に等しくなる。
結晶化が始まるので発熱現象が発生し、圧粉体の温度が
上昇する。圧粉体の温度は、点ｅ１（３５０°Ｃ）で最
高となり、その後発熱量よりも放熱量が増すため降温し
、発熱現象の終了に伴い点ｆ、（２９０°Ｃ）でコンテ
ナの温度に等しくなる。
前記熱間押出し加工は、点ｄ、の発熱現象発生後圧粉体
が相変化開始温度に降下するまでの間、本実施例では点
ｆ１のコンテナ温度に降下するまでのｔｌ−約２５秒間
の間に行われる。
が相変化開始温度に降下するまでの間、本実施例では点
ｆ１のコンテナ温度に降下するまでのｔｌ−約２５秒間
の間に行われる。
前記発熱現象発生後圧粉体がコンテナ温度に降下するま
での間は合金の可塑性が増すので、押出し比を１０以上
と高く設定し、また押出し圧力を５０〜９０ ｋｇ ｆ
７ｍ”と低く設定することが可能である。さらに発熱
現象に伴う前記合金の温度上昇は比較的低く、その上熱
間押出し加工に要する時間も短く設定し得るので、焼結
部材における金属組織の粗大化を抑制し、また靭性の低
下を回避することができる。
での間は合金の可塑性が増すので、押出し比を１０以上
と高く設定し、また押出し圧力を５０〜９０ ｋｇ ｆ
７ｍ”と低く設定することが可能である。さらに発熱
現象に伴う前記合金の温度上昇は比較的低く、その上熱
間押出し加工に要する時間も短く設定し得るので、焼結
部材における金属組織の粗大化を抑制し、また靭性の低
下を回避することができる。
比較のため、コンテナ温度を２７５°Ｃに、また押出し
圧力を１００ｋｇｆ／■２にそれぞれ設定し、圧粉体の
温度が相変化開始温度よりも低い温度である２７０°Ｃ
に達したとき、熱間押出し加工を行ったところ、押出し
比７が限界であり、それを上回る押出し比では加工不能
であった。前記合金を用いて熱間押出し加工により焼結
部材を得る場合、押出し比７程度では焼結部材の強度が
低い。
圧力を１００ｋｇｆ／■２にそれぞれ設定し、圧粉体の
温度が相変化開始温度よりも低い温度である２７０°Ｃ
に達したとき、熱間押出し加工を行ったところ、押出し
比７が限界であり、それを上回る押出し比では加工不能
であった。前記合金を用いて熱間押出し加工により焼結
部材を得る場合、押出し比７程度では焼結部材の強度が
低い。
さらに結晶組織の圧粉体を用意し、コンテナ温度を３１
０″Ｃに、また押出し圧力を１００ｋｇｆ／ｄにそれぞ
れ設定し、圧粉体の温度が３００°Ｃに達したとき押出
し比７にて熱間押出し加工を行ったとこる加工不能であ
った。
０″Ｃに、また押出し圧力を１００ｋｇｆ／ｄにそれぞ
れ設定し、圧粉体の温度が３００°Ｃに達したとき押出
し比７にて熱間押出し加工を行ったとこる加工不能であ
った。
前記相変化開始温度（第１図点ａ）から相変化終了温度
（第１図点ｂ）までの間におけるアルミニウム合金の発
熱量ΔＨと、焼結部材の強度とは密接な関係のあること
が各種実験の結果から究明されている。
（第１図点ｂ）までの間におけるアルミニウム合金の発
熱量ΔＨと、焼結部材の強度とは密接な関係のあること
が各種実験の結果から究明されている。
即ち、高強度な焼結部材を得るためには、前記発熱量Δ
Ｈが５０ｓ＋Ｊ／ｍｇ以上であるアルもニウム合金を用
いるのが良い。この場合、両温度量の温度差６丁は１５
０ ’Ｃ以下であることが望ましい。
Ｈが５０ｓ＋Ｊ／ｍｇ以上であるアルもニウム合金を用
いるのが良い。この場合、両温度量の温度差６丁は１５
０ ’Ｃ以下であることが望ましい。
前記合金（Ａ １ｓｓＮ １ ｓ ’１’＋。）はこれ
らの条件を満たしている。
らの条件を満たしている。
表■は、各種アルミニウム合金の物性およびそれら合金
の粉末を用いて前記同様の熱間押出し加工により得られ
た焼結部材の引張強さを示す。
の粉末を用いて前記同様の熱間押出し加工により得られ
た焼結部材の引張強さを示す。
表中、熱間押出し加工性については、圧粉体の加熱温度
５００°Ｃ以下、押出し比１０以上にて押出し加工が可
能なものに「Ｏｊ印が、また不可能なものに「×」印が
それぞれ付されている。
５００°Ｃ以下、押出し比１０以上にて押出し加工が可
能なものに「Ｏｊ印が、また不可能なものに「×」印が
それぞれ付されている。
このように圧粉体の加熱温度を５００°Ｃ以下に設定す
る理由は、５００°Ｃを上回ると、アルミニウム合金の
結晶組織が粗大化し、また靭性が低下するからである。
る理由は、５００°Ｃを上回ると、アルミニウム合金の
結晶組織が粗大化し、また靭性が低下するからである。
一方、押出し比を１０以上に設定する理由は１、押出し
比が１０を下回ると、焼結部材の高密度化、したがって
高強度化を達威し得ないからである。
比が１０を下回ると、焼結部材の高密度化、したがって
高強度化を達威し得ないからである。
第３〜第５図は各種アルミニウム合金の示差熱量分析図
を示し、第３図が表中のアルミニウム合金（３）に、第
４図が表中のアルミニウム合金（６）に、第５図が表中
のアルミニウム合金（９）にそれぞれ該当する。
を示し、第３図が表中のアルミニウム合金（３）に、第
４図が表中のアルミニウム合金（６）に、第５図が表中
のアルミニウム合金（９）にそれぞれ該当する。
前記表および第１．第３〜第５図から明らかなように、
アルミニウム合金（１）〜（５）においては、それらが
Ｈｍｖ２００以上と高硬度であっても発熱量ΔＨが５０
ｍＪ／ｍｇ以上であるから、前記条件で行われる熱間押
出し加工の適用下、高強度な焼結部材が得られる。
アルミニウム合金（１）〜（５）においては、それらが
Ｈｍｖ２００以上と高硬度であっても発熱量ΔＨが５０
ｍＪ／ｍｇ以上であるから、前記条件で行われる熱間押
出し加工の適用下、高強度な焼結部材が得られる。
またアルミニウム合金（６）〜（８）の場合は、発熱量
ΔＩ］が５０ｍＪ／ｍｇ以下であるから前記熱間押出し
加工は不可能である。
ΔＩ］が５０ｍＪ／ｍｇ以下であるから前記熱間押出し
加工は不可能である。
さらにアルミニウム合金（９）の場合は、それが低硬度
であるため、前記熱間押出し加工は可能であるが、焼結
部材の強度が低い。
であるため、前記熱間押出し加工は可能であるが、焼結
部材の強度が低い。
第２図において鎖線ｙ１は、コンテナの温度を前記アル
ミニウム合金（Ａｊ！、ＳＮ ｉ、Ｙ、。）の相変化開
始温度（２８７，２°Ｃ）よりも高い温度である３２０
°Ｃに設定し、これにより圧粉体を３２０°Ｃに加熱し
てその加熱状態を恒温維持するようにしたものである。
ミニウム合金（Ａｊ！、ＳＮ ｉ、Ｙ、。）の相変化開
始温度（２８７，２°Ｃ）よりも高い温度である３２０
°Ｃに設定し、これにより圧粉体を３２０°Ｃに加熱し
てその加熱状態を恒温維持するようにしたものである。
この場合には、熱間押出し加工は点ｄ、の発熱現象発生
後前記加熱状態維持下で行われる。
後前記加熱状態維持下で行われる。
このような加熱、状態を現出させると、熱間塑性加工可
能時間ｔ２を比較的長くとることができるので、加工作
業性が良好となる。
能時間ｔ２を比較的長くとることができるので、加工作
業性が良好となる。
前記加熱状態は結晶の粗大化を来たさない程度に加工時
間との関係で決められる。
間との関係で決められる。
本発明で用いられる他の高硬度アルミニウム合金として
は、Ａｊ！ｅｓＹ？、ｓ Ｎ ｉｔ、ｓ ＜発熱量Δ
Ｈ９３、１ｍＪ／ｌ１１ｇ、硬さＨｍｖ ３３５、熱
間押出し加工性 「○」、焼結部材の引張強さσｌＩｌ
１３ｋｇｆ ／ｅｔａ２） 、ＡＩ！、５ｓＣｅ７．ｓ
Ｎ ｉｔ、ｓ （発熱量ΔＨ５Ｂ、７ｍＪ／ｊｌ１
ｇ、硬さＨｍｖ３２９、熱間押出し加工性 「○」、焼
結部材の引張強さσ１２１ｋｇｆ／ｍ” ）等を挙げる
ことができる。
は、Ａｊ！ｅｓＹ？、ｓ Ｎ ｉｔ、ｓ ＜発熱量Δ
Ｈ９３、１ｍＪ／ｌ１１ｇ、硬さＨｍｖ ３３５、熱
間押出し加工性 「○」、焼結部材の引張強さσｌＩｌ
１３ｋｇｆ ／ｅｔａ２） 、ＡＩ！、５ｓＣｅ７．ｓ
Ｎ ｉｔ、ｓ （発熱量ΔＨ５Ｂ、７ｍＪ／ｊｌ１
ｇ、硬さＨｍｖ３２９、熱間押出し加工性 「○」、焼
結部材の引張強さσ１２１ｋｇｆ／ｍ” ）等を挙げる
ことができる。
〔実施例■〕
高硬度軽合金として、高硬度チタン合金であるＴ １ｔ
ｓＮ ｉｔｓＳ ｉｔ。（数値はいずれも原子％、以下
、後述の各合金についても同し）を選定した。
ｓＮ ｉｔｓＳ ｉｔ。（数値はいずれも原子％、以下
、後述の各合金についても同し）を選定した。
この合金のビッカース硬さＨｍｖは６８８である。
第６図は前記合金の示差熱量分析図であり、この合金は
、点ａ（５２５，８℃）までは準安定相である非晶質組
織であるが、点ａに至ると結晶化が始まり、点ｂ（５９
２，０°Ｃ）にて安定相である結晶組織への移行を終了
する。
、点ａ（５２５，８℃）までは準安定相である非晶質組
織であるが、点ａに至ると結晶化が始まり、点ｂ（５９
２，０°Ｃ）にて安定相である結晶組織への移行を終了
する。
したがって、点ａは前記合金の相変化開始温度であり、
また点すは、前記合金の加熱温度を連続的に上昇させた
ときの相変化終了温度である。両点ａ、ｂ間において、
ピークで示されるように発熱現象が発生し、この場合、
両点ａ、ｂ間の温度差ΔＴは６６．２℃であり、その間
における発熱量ΔＨは８２．６ｍＪ／ｍｇである。
また点すは、前記合金の加熱温度を連続的に上昇させた
ときの相変化終了温度である。両点ａ、ｂ間において、
ピークで示されるように発熱現象が発生し、この場合、
両点ａ、ｂ間の温度差ΔＴは６６．２℃であり、その間
における発熱量ΔＨは８２．６ｍＪ／ｍｇである。
次に、前記合金の粉末を用いた焼結部材の製造方法につ
いて説明する。
いて説明する。
（ｉ）前記合金の粉末を用いて、直径５８ｍｍ、長さ５
０＋ｎｍ、密度８０％の短円柱状圧粉体を成形し、その
圧粉体を外径７８ｍｍ、長さ６０ｍｍ、厚さ０．５ｍの
軟鋼製成体に入れて真空下で密封した。
０＋ｎｍ、密度８０％の短円柱状圧粉体を成形し、その
圧粉体を外径７８ｍｍ、長さ６０ｍｍ、厚さ０．５ｍの
軟鋼製成体に入れて真空下で密封した。
（ｉｉ ）成体を加熱炉に設置して圧粉体を５００″Ｃ
に加熱した。
に加熱した。
（ｉｉｉ）圧粉体を押出し機における５３０″Ｃに加熱
されたコンテナに装入し、圧粉体の温度が５３０°Ｃ以
上になったとき押出し機を作動させて押出し比１３、押
出し圧力８０ｋｇｆ／１ＴＩＩ１１２で熱間押出し加工
を行い、直径約２２前の棒状焼結部材を得た。
されたコンテナに装入し、圧粉体の温度が５３０°Ｃ以
上になったとき押出し機を作動させて押出し比１３、押
出し圧力８０ｋｇｆ／１ＴＩＩ１１２で熱間押出し加工
を行い、直径約２２前の棒状焼結部材を得た。
第７図実線ｘｔは、５００°Ｃに加熱された圧粉体を５
３０°Ｃのコンテナに装入し、その圧粉体の温度変化を
経時的に調べたものである。
３０°Ｃのコンテナに装入し、その圧粉体の温度変化を
経時的に調べたものである。
第７図実線ｘｔにおいて、点ｄ、（５２５，８”Ｃ）で
結晶化が始まるので発熱現象が発生し、圧粉体の温度が
上昇する。圧粉体の温度は、点ｅ２（６００℃）で最高
となり、その後発熱量よりも放熱量が増すため降温し、
発熱現象の終了に伴い点ｆｔ （５３０°Ｃ）でコン
テナの温度に等しくなる。
結晶化が始まるので発熱現象が発生し、圧粉体の温度が
上昇する。圧粉体の温度は、点ｅ２（６００℃）で最高
となり、その後発熱量よりも放熱量が増すため降温し、
発熱現象の終了に伴い点ｆｔ （５３０°Ｃ）でコン
テナの温度に等しくなる。
前記熱間押出し加工は、点ｄ２の発熱現象発生後圧粉体
が相変化開始温度に降下するまでの間、本実施例では点
ｆｔのコンテナ温度に降下するまでのｊ、＝約２５秒間
の間に行われる。
が相変化開始温度に降下するまでの間、本実施例では点
ｆｔのコンテナ温度に降下するまでのｊ、＝約２５秒間
の間に行われる。
前記発熱現象発生後圧粉体がコンテナ温度に降下するま
での間は合金の可塑性が増すので、押出し比を１０以上
と高く設定し、また押出し圧力を５０〜９０ ｋｇ ｆ
７ｍｍ”と低く設定することが可能である。さらに発
熱現象に伴う前記合金の温度上昇は比較的低く、その上
熱間押出し加工に要する時間も短く設定し得るので、焼
結部材における金属組織の粗大化を抑制し、また靭性の
低下を回避することができる。
での間は合金の可塑性が増すので、押出し比を１０以上
と高く設定し、また押出し圧力を５０〜９０ ｋｇ ｆ
７ｍｍ”と低く設定することが可能である。さらに発
熱現象に伴う前記合金の温度上昇は比較的低く、その上
熱間押出し加工に要する時間も短く設定し得るので、焼
結部材における金属組織の粗大化を抑制し、また靭性の
低下を回避することができる。
比較のため、コンテナ温度を５２０°Ｃに、また押出し
圧力を１００ ｋｇ ｆ ／ｒｒｍ”にそれぞれ設定し
、圧粉体の温度が相変化開始温度よりも低い温度である
５１５°Ｃに達したとき、熱間押出し加工を行ったとこ
ろ、いかなる押出し比にても加工不能であった。
圧力を１００ ｋｇ ｆ ／ｒｒｍ”にそれぞれ設定し
、圧粉体の温度が相変化開始温度よりも低い温度である
５１５°Ｃに達したとき、熱間押出し加工を行ったとこ
ろ、いかなる押出し比にても加工不能であった。
さらに結晶組織の圧粉体を用意し、コンテナ温度を５５
０″Ｃに、また押出し圧力を１００ｋｇｆ／ｄにそれぞ
れ設定し、圧粉体の温度が５４０°Ｃに達したとき押出
し比４にて熱間押出し加工を行ったところ加工不能であ
った。
０″Ｃに、また押出し圧力を１００ｋｇｆ／ｄにそれぞ
れ設定し、圧粉体の温度が５４０°Ｃに達したとき押出
し比４にて熱間押出し加工を行ったところ加工不能であ
った。
前記相変化開始温度（第６図点ａ）から相変化終了温度
（第６図点ｂ）までの間におけるチタン合金の発熱量Ｈ
Δと、焼結部材の強度とは密接な関係のあることが各種
実験の結果から究明されている。
（第６図点ｂ）までの間におけるチタン合金の発熱量Ｈ
Δと、焼結部材の強度とは密接な関係のあることが各種
実験の結果から究明されている。
即ち、高強度な焼結部材を得るためには、前記発熱量Δ
Ｈが５０ｍＪ／ｍｇ以上であるチタン合金を用いるのが
良い。この場合、両温度量の温度差ΔＴは１５０ ”Ｃ
以下であることが望ましい。前記合金（Ｔ ！ ７５Ｎ
ｉ ＋ｓＳ ！ ｔｏ）はこれらの条件を満たしてい
る。
Ｈが５０ｍＪ／ｍｇ以上であるチタン合金を用いるのが
良い。この場合、両温度量の温度差ΔＴは１５０ ”Ｃ
以下であることが望ましい。前記合金（Ｔ ！ ７５Ｎ
ｉ ＋ｓＳ ！ ｔｏ）はこれらの条件を満たしてい
る。
表■は、各種チタン合金の物性およびそれら合金の粉末
を用いて前記同様の熱間押出し加工により得られた焼結
部材の引張強さを示す。
を用いて前記同様の熱間押出し加工により得られた焼結
部材の引張強さを示す。
表中、熱間押出し加工性については、圧粉体の加熱温度
６００°Ｃ以下、押出し比１０以上にて押出し加工が可
能なものに「○」印が、また不可能なものに「×」印が
それぞれ付されている。
６００°Ｃ以下、押出し比１０以上にて押出し加工が可
能なものに「○」印が、また不可能なものに「×」印が
それぞれ付されている。
このように圧粉体の加熱温度を６００°Ｃ以下に設定す
る理由は、６００°Ｃを上回ると、チタン合金の結晶組
織が粗大化し、また靭性が低下するからである。一方、
押出し比をＩＯ以上に設定する理由は、押出し比が１０
を下回ると、焼結部材の高密度化、したがって高強度化
を達威し得ないからである。
る理由は、６００°Ｃを上回ると、チタン合金の結晶組
織が粗大化し、また靭性が低下するからである。一方、
押出し比をＩＯ以上に設定する理由は、押出し比が１０
を下回ると、焼結部材の高密度化、したがって高強度化
を達威し得ないからである。
表■から明らかなように、チタン合金（１１〜（４）に
おいては、それらがＨｍｖ２００以上と高硬度であって
も発熱量ΔＨが５０ｎ＋Ｊ／ｍｇ以上であるから、前記
条件で行われる熱間押出し加工の適用下、高強度な焼結
部材が得られる。
おいては、それらがＨｍｖ２００以上と高硬度であって
も発熱量ΔＨが５０ｎ＋Ｊ／ｍｇ以上であるから、前記
条件で行われる熱間押出し加工の適用下、高強度な焼結
部材が得られる。
またチタン合金（５）の場合は、発熱量ΔＨが５０ｍＪ
／ｍｇ以下であるから前記熱間押出し加工は不可能であ
る。
／ｍｇ以下であるから前記熱間押出し加工は不可能であ
る。
第７図において鎖線ｙ！は、コンテナの温度を前記チタ
ン合金（Ｔ ｉ ７ｓＮ ｒ ＋ｓＳ ｉ １６）の相
変化開始温度（５２５，８°Ｃ）よりも高い温度である
５６０℃に設定し、これにより圧粉体を５６０ ’Ｃに
加熱してその加熱状態を恒温維持するようにしたもので
ある。
ン合金（Ｔ ｉ ７ｓＮ ｒ ＋ｓＳ ｉ １６）の相
変化開始温度（５２５，８°Ｃ）よりも高い温度である
５６０℃に設定し、これにより圧粉体を５６０ ’Ｃに
加熱してその加熱状態を恒温維持するようにしたもので
ある。
この場合には、熱間押出し加工は点ｄ！の発熱現象発生
後前記加熱状態維持下で行われる。
後前記加熱状態維持下で行われる。
このような加熱状態を現出させると、熱間塑性加工可能
時間１．を比較的長くとることができるので、加工作業
性が良好となる。
時間１．を比較的長くとることができるので、加工作業
性が良好となる。
前記加熱状態は結晶の粗大化を来たさない程度に加工時
間との関係で決められる。
間との関係で決められる。
本発明で用いられる高硬度軽合金としては、前記アルミ
ニウム合金およびチタン合金の外に、高硬度マグネシウ
ム合金を挙げることができる。
ニウム合金およびチタン合金の外に、高硬度マグネシウ
ム合金を挙げることができる。
この種高硬度マグネシウム合金としては、ＭｇｑｈＮ
ｌ ＋ｏＣｅ ＋＊Ｃｊ ａ （数値はいずれも原子
％）が該当し、この合金のピンカース硬さＨｍｖは２６
０である。
ｌ ＋ｏＣｅ ＋＊Ｃｊ ａ （数値はいずれも原子
％）が該当し、この合金のピンカース硬さＨｍｖは２６
０である。
第８図は前記合金の示差熱量分析図であり、この合金は
、点ａ（２０８，９°Ｃ）までは準安定相である非晶質
組織であるが、点ａに至ると結晶化が始まり、点ｂ（３
３１，０℃）にて安定相である結晶組織への移行を終了
する。
、点ａ（２０８，９°Ｃ）までは準安定相である非晶質
組織であるが、点ａに至ると結晶化が始まり、点ｂ（３
３１，０℃）にて安定相である結晶組織への移行を終了
する。
したがって、点ａは前記合金の相変化開始温度であり、
また点すは、前記合金の加熱温度を連続的に上昇させた
ときの相変化終了温度である。画点ａ、ｂ間において、
ピークで示されるように発熱現象が発生し、この場合、
両点ａ、ｂ間の温度差ΔＴは１２１．１°Ｃであり、そ
の間における発熱量ΔＨは７５．１ｎＪ／ｍｇである。
また点すは、前記合金の加熱温度を連続的に上昇させた
ときの相変化終了温度である。画点ａ、ｂ間において、
ピークで示されるように発熱現象が発生し、この場合、
両点ａ、ｂ間の温度差ΔＴは１２１．１°Ｃであり、そ
の間における発熱量ΔＨは７５．１ｎＪ／ｍｇである。
なお、本発明における熱間塑性加工には熱間鍛造加工も
含まれる。また準安定相を持つ軽合金には過飽和固溶体
である軽合金が含まれ、これに対する安定相を持つ軽合
金には均一固溶体である軽合金が該当する。
含まれる。また準安定相を持つ軽合金には過飽和固溶体
である軽合金が含まれ、これに対する安定相を持つ軽合
金には均一固溶体である軽合金が該当する。
Ｃ１発明の効果
第（１）、第（２）請求項記載の発明によれば、金属組
織の粗大化を抑制し、また靭性の低下を回避した高強度
な軽合金合金製焼結部材を得ることができる。
織の粗大化を抑制し、また靭性の低下を回避した高強度
な軽合金合金製焼結部材を得ることができる。
第（３）請求項記載の発明によれば、前記効果に加え、
熱間塑性加工作業性の良好な前記製造方法を提供するこ
とができる。
熱間塑性加工作業性の良好な前記製造方法を提供するこ
とができる。
第１図はアルミニウム合金の示差熱量分析図、第２図は
前記アルミニウム合金の時間と温度との関係を示すグラ
フ、第３〜第５図は各種アルミニウム合金の示差熱量分
析図、第６図はチタン合金の示差熱量分析図、第７図は
前記チタン合金の時間と温度との関係を示すグラフ、第
８図はマグネシウム合金の示差熱量分析図である。
前記アルミニウム合金の時間と温度との関係を示すグラ
フ、第３〜第５図は各種アルミニウム合金の示差熱量分
析図、第６図はチタン合金の示差熱量分析図、第７図は
前記チタン合金の時間と温度との関係を示すグラフ、第
８図はマグネシウム合金の示差熱量分析図である。
Claims (4)
- （１）準安定相下で相変化開始温度に加熱されると、発
熱現象を伴って安定相へ移行する高硬度軽合金の粉末を
用いて圧粉体を成形し、次いで前記圧粉体を前記相変化
開始温度以上に加熱して前記発熱現象を発生させ、その
発熱現象発生後前記圧粉体に熱間塑性加工を施すことを
特徴とする高強度軽合金製焼結部材の製造方法。 - （２）準安定相下で相変化開始温度に加熱されると、発
熱現象を伴って安定相へ移行する高硬度軽合金の粉末を
用いて圧粉体を成形し、次いで前記圧粉体を前記相変化
開始温度以上に加熱して前記発熱現象を発生させ、その
発熱現象発生後前記圧粉体が前記相変化開始温度に降下
するまでの間に、前記圧粉体に熱間塑性加工を施すこと
を特徴とする高強度軽合金製焼結部材の製造方法。 - （３）準安定相下で相変化開始温度に加熱されると、発
熱現象を伴って安定相へ移行する高硬度軽合金の粉末を
用いて圧粉体を成形し、次いで前記圧粉体を前記相変化
開始温度以上に加熱してその加熱状態を維持し、前記発
熱現象発生後前記加熱状態維持下で前記圧粉体に熱間塑
性加工を施すことを特徴とする高強度軽合金製焼結部材
の製造方法。 - （４）前記軽合金は、その合金の加熱温度を連続的に上
昇させたときの相変化開始温度から相変化終了温度まで
の発熱量が５０ｍＪ／ｍｇ以上である、第（１）、第（
２）または第（３）項記載の高強度軽合金製焼結部材の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1344177A JP2789122B2 (ja) | 1989-12-29 | 1989-12-29 | 軽合金製高強度焼結部材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1344177A JP2789122B2 (ja) | 1989-12-29 | 1989-12-29 | 軽合金製高強度焼結部材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03202431A true JPH03202431A (ja) | 1991-09-04 |
| JP2789122B2 JP2789122B2 (ja) | 1998-08-20 |
Family
ID=18367223
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1344177A Expired - Fee Related JP2789122B2 (ja) | 1989-12-29 | 1989-12-29 | 軽合金製高強度焼結部材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2789122B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0693394A (ja) * | 1992-08-05 | 1994-04-05 | Takeshi Masumoto | 高強度耐食性アルミニウム基合金 |
| US5494541A (en) * | 1993-01-21 | 1996-02-27 | Kabushiki Kaisha Toyota Chuo Kenkyusho | Production of aluminum alloy |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5920442A (ja) * | 1982-07-06 | 1984-02-02 | ル・サントル・ナシオナル・ドウ・ラ・ルシエルシユ・シアンテイフイツク゛セ−・エヌ・エ−ル・エス゛ | アモルフアス又は微晶質のアルミニウム基合金 |
| JPS60121240A (ja) * | 1979-03-23 | 1985-06-28 | アライド・コ−ポレ−シヨン | 最小寸法が少なくとも０．２ｍｍの三次元物品の製造方法 |
-
1989
- 1989-12-29 JP JP1344177A patent/JP2789122B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60121240A (ja) * | 1979-03-23 | 1985-06-28 | アライド・コ−ポレ−シヨン | 最小寸法が少なくとも０．２ｍｍの三次元物品の製造方法 |
| JPS5920442A (ja) * | 1982-07-06 | 1984-02-02 | ル・サントル・ナシオナル・ドウ・ラ・ルシエルシユ・シアンテイフイツク゛セ−・エヌ・エ−ル・エス゛ | アモルフアス又は微晶質のアルミニウム基合金 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0693394A (ja) * | 1992-08-05 | 1994-04-05 | Takeshi Masumoto | 高強度耐食性アルミニウム基合金 |
| US5494541A (en) * | 1993-01-21 | 1996-02-27 | Kabushiki Kaisha Toyota Chuo Kenkyusho | Production of aluminum alloy |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2789122B2 (ja) | 1998-08-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US5397403A (en) | High strength amorphous aluminum-based alloy member | |
| US5256215A (en) | Process for producing high strength and high toughness aluminum alloy, and alloy material | |
| US5306463A (en) | Process for producing structural member of amorphous alloy | |
| JP2016529106A (ja) | 鍛造製品および他の加工製品の製造方法 | |
| US3168399A (en) | Method of producing circularly cylindrical members of material composed essentially of zirconium and/or niobium | |
| JPH0433862B2 (ja) | ||
| JPH04218637A (ja) | 高強度高靱性アルミニウム合金の製造方法 | |
| US4502896A (en) | Method of processing beta-phase nickel/titanium-base alloys and articles produced therefrom | |
| JP4870324B2 (ja) | 形状記憶合金製鋳造部材およびその製造方法 | |
| JPH03202431A (ja) | 軽合金製高強度焼結部材の製造方法 | |
| US5768679A (en) | Article made of a Ti-Al intermetallic compound | |
| JPS61250122A (ja) | アモルフアス合金からなる金属体の製造方法 | |
| EP0694754A2 (en) | Method for producing high density refractory metal warhead liners from single phase materials | |
| JP4384727B2 (ja) | 耐熱性成形部品の製造方法 | |
| JPH0456095B2 (ja) | ||
| JPH0328342A (ja) | 押出性及び冷間加工性が優れたアルミニウム合金 | |
| JPH04218638A (ja) | アルミニウム合金製構造部材およびその製造方法 | |
| JPH02502030A (ja) | 焼結無反応性金属合金から成る半製品の製造方法 | |
| JPH0375345A (ja) | アルミニウム基合金 | |
| US5709758A (en) | Process for producing structural member of aluminum alloy | |
| JPH04210455A (ja) | 準安定相を備えた構造部材用合金の改質方法 | |
| JPH0436404A (ja) | 高強度構造部材の製造方法 | |
| US11965493B2 (en) | Adjustable deforming composite structure based on hydrogen-induced expansion effect and preparation method therefor | |
| JPS60174804A (ja) | パイプの製造方法 | |
| Minay et al. | Hot extrusion reaction synthesis of nickel, titanium and iron aluminides |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |