JPH059682A - アルミニウム粉末合金部材の熱処理方法 - Google Patents
アルミニウム粉末合金部材の熱処理方法Info
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- JPH059682A JPH059682A JP16574191A JP16574191A JPH059682A JP H059682 A JPH059682 A JP H059682A JP 16574191 A JP16574191 A JP 16574191A JP 16574191 A JP16574191 A JP 16574191A JP H059682 A JPH059682 A JP H059682A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 Ｔ６処理後においても切削加工なしで高強度
の得られるＭｇを含むアルミニウム析出時効型粉末合金
部材の熱処理方法。 【構成】 Ｍｇを必須成分とする析出時効型アルミニウ
ム粉末合金部材の熱処理方法において、不活性ガス雰囲
気中で溶体化処理をする。溶体化処理中に表層部直下の
のＭｇ成分が表面の酸化にともなって減少し易いＡｌ−
Ｃｕ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系において、不活性ガス雰囲気により、表層部からのＭ
ｇの酸化が防止されると共に、表層部直下のＭｇ含有量
にも全く変化がないので、表層部から深部まで硬さの低
下がなく、Ｔ６処理後に表面の切削加工を施さなくて
も、疲労強度に優れ、冷間鍛造の冷間加工の状態のまま
で部材を使用することができる。さらに、表層部に酸化
物層がなく、表面酸化物による相手攻撃性等の悪影響が
なくなる。
の得られるＭｇを含むアルミニウム析出時効型粉末合金
部材の熱処理方法。 【構成】 Ｍｇを必須成分とする析出時効型アルミニウ
ム粉末合金部材の熱処理方法において、不活性ガス雰囲
気中で溶体化処理をする。溶体化処理中に表層部直下の
のＭｇ成分が表面の酸化にともなって減少し易いＡｌ−
Ｃｕ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系において、不活性ガス雰囲気により、表層部からのＭ
ｇの酸化が防止されると共に、表層部直下のＭｇ含有量
にも全く変化がないので、表層部から深部まで硬さの低
下がなく、Ｔ６処理後に表面の切削加工を施さなくて
も、疲労強度に優れ、冷間鍛造の冷間加工の状態のまま
で部材を使用することができる。さらに、表層部に酸化
物層がなく、表面酸化物による相手攻撃性等の悪影響が
なくなる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はアルミニウム粉末合金部
材の熱処理方法に関する。
材の熱処理方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】アルミニウム合金は、軽量で加工性に優
れているので、古くから航空機あるいは自動車の構造用
材料として用いられている。これらアルミニウム合金の
中でも特にＡｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系、Ａｌ−
Ｃｕ−Ｍｇ系等は、Ａｌ側の固溶体が第２成分を多量に
固溶し、温度低下と共に溶解度が減少するので、高温の
均一固溶体の状態から急冷した後、室温で放置する常温
時効あるいは１２０〜１８０℃に保持する人工時効によ
り、過飽和固溶体から第２相が析出し、硬度や強度が著
しく増大する時効硬化が生ずることは良く知られてい
る。
れているので、古くから航空機あるいは自動車の構造用
材料として用いられている。これらアルミニウム合金の
中でも特にＡｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系、Ａｌ−
Ｃｕ−Ｍｇ系等は、Ａｌ側の固溶体が第２成分を多量に
固溶し、温度低下と共に溶解度が減少するので、高温の
均一固溶体の状態から急冷した後、室温で放置する常温
時効あるいは１２０〜１８０℃に保持する人工時効によ
り、過飽和固溶体から第２相が析出し、硬度や強度が著
しく増大する時効硬化が生ずることは良く知られてい
る。
【０００３】このように、アルミニウム合金を５００〜
５５０℃の温度で溶体化処理し、その後人工時効を起こ
させる方法はＴ６処理と記号化されており、従来このＴ
６処理における溶体化処理は空気循環炉または塩浴炉で
実施することが常識化している。
５５０℃の温度で溶体化処理し、その後人工時効を起こ
させる方法はＴ６処理と記号化されており、従来このＴ
６処理における溶体化処理は空気循環炉または塩浴炉で
実施することが常識化している。
【０００４】塩浴炉は熱伝達効率がよく、また高温酸化
の弊害がない等の長所がある一方、処理量が少なく大量
生産に適さずコスト高になるという欠点がある。そのた
め、空気循環炉が好んで用いられているが、鋳造あるい
はインゴットから得られるアルミニウム合金部材のＴ６
処理においては、雰囲気として窒素ガス等の不活性ガス
を使用する必要はなく、乾燥空気で溶体化処理しても、
不活性ガス雰囲気で処理したと同等の特性が得られてい
る。
の弊害がない等の長所がある一方、処理量が少なく大量
生産に適さずコスト高になるという欠点がある。そのた
め、空気循環炉が好んで用いられているが、鋳造あるい
はインゴットから得られるアルミニウム合金部材のＴ６
処理においては、雰囲気として窒素ガス等の不活性ガス
を使用する必要はなく、乾燥空気で溶体化処理しても、
不活性ガス雰囲気で処理したと同等の特性が得られてい
る。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ｍｇを
含む析出時効型の合金、例えばＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系、Ａ
ｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系等のアルミニウム粉末合金から粉末冶
金により製造される部品を、前記空気循環炉でＴ６処理
する場合は、溶体化処理中に空気中の酸素によりアルミ
ニウム粉末合金中のＭｇが選択的に酸化し、表面層直下
のＭｇが減少するという現象が生ずる。
含む析出時効型の合金、例えばＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系、Ａ
ｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系等のアルミニウム粉末合金から粉末冶
金により製造される部品を、前記空気循環炉でＴ６処理
する場合は、溶体化処理中に空気中の酸素によりアルミ
ニウム粉末合金中のＭｇが選択的に酸化し、表面層直下
のＭｇが減少するという現象が生ずる。
【０００６】これは、アルミニウム粉末合金は、従来の
インゴットアルミニウム合金に比べて、結晶粒界が非常
に微細であり、このため表面部へのＭｇの拡散が従来の
溶製材に比べて速いため、上記現象が顕在化するものと
考えられる。このように表層直下でのＭｇ含有量が減少
すると、Ｔ６処理によりＳ´相（Ａｌ2ＣｕＭｇ）が形
成されにくくなり、θ相（ＣｕＡｌ2）が形成されて表
層部の硬さが減少し、疲労強度が低下する。そのため、
Ｔ６処理後表層部を切削加工して疲労強度の向上を図る
必要がある。そこで、冷間加工により高精度の部品製造
が可能であり、かつＴ６処理後においても切削加工なし
で高強度の得られる方法が求められていた。
インゴットアルミニウム合金に比べて、結晶粒界が非常
に微細であり、このため表面部へのＭｇの拡散が従来の
溶製材に比べて速いため、上記現象が顕在化するものと
考えられる。このように表層直下でのＭｇ含有量が減少
すると、Ｔ６処理によりＳ´相（Ａｌ2ＣｕＭｇ）が形
成されにくくなり、θ相（ＣｕＡｌ2）が形成されて表
層部の硬さが減少し、疲労強度が低下する。そのため、
Ｔ６処理後表層部を切削加工して疲労強度の向上を図る
必要がある。そこで、冷間加工により高精度の部品製造
が可能であり、かつＴ６処理後においても切削加工なし
で高強度の得られる方法が求められていた。
【０００７】本発明はＭｇを含む析出硬化型のアルミニ
ウム粉末合金の前記のごとき問題点を解決すべくなされ
たものであって、冷間加工により高精度の部品製造が可
能であり、かつＴ６処理後においても切削加工なしで高
強度の得られるアルミニウム粉末合金部材の熱処理方法
を提供することを目的とする。
ウム粉末合金の前記のごとき問題点を解決すべくなされ
たものであって、冷間加工により高精度の部品製造が可
能であり、かつＴ６処理後においても切削加工なしで高
強度の得られるアルミニウム粉末合金部材の熱処理方法
を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】前記問題点を解決するた
め、アルミニウム粉末合金の溶体化処理中に部材の表層
部からＭｇが酸化することを防止する方法について鋭意
検討を重ねた。その結果、不活性ガスを用いて表面酸化
を防止する方法を着想するに到った。そこで、不活性ガ
ス中で溶体化処理を施してみたところ、表層部からのＭ
ｇの酸化が防止されると共に、表層部直下のＭｇにも全
く影響がないことを新たに知見し本発明が完成された。
め、アルミニウム粉末合金の溶体化処理中に部材の表層
部からＭｇが酸化することを防止する方法について鋭意
検討を重ねた。その結果、不活性ガスを用いて表面酸化
を防止する方法を着想するに到った。そこで、不活性ガ
ス中で溶体化処理を施してみたところ、表層部からのＭ
ｇの酸化が防止されると共に、表層部直下のＭｇにも全
く影響がないことを新たに知見し本発明が完成された。
【０００９】本発明のアルミニウム粉末合金部材の熱処
理方法は、Ｍｇを必須成分とする析出時効型アルミニウ
ム粉末合金部材の熱処理方法であって、不活性ガス雰囲
気中で溶体化処理をすることを要旨とする。
理方法は、Ｍｇを必須成分とする析出時効型アルミニウ
ム粉末合金部材の熱処理方法であって、不活性ガス雰囲
気中で溶体化処理をすることを要旨とする。
【００１０】本発明のＭｇを必須成分とする析出時効型
アルミニウム粉末合金は、Ｍｇを含有して時効硬化を生
ずる合金系であって、例えばＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系、Ａｌ
−Ｍｇ−Ｚｎ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系等に適用される。
特に、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系であって、重量比でＭｇ；
０．１〜２．５％、Ｃｕ；１．０〜８．０％を含有し、
残部が実質的にＡｌからなる組成のものに適用されると
効果が顕著である。
アルミニウム粉末合金は、Ｍｇを含有して時効硬化を生
ずる合金系であって、例えばＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系、Ａｌ
−Ｍｇ−Ｚｎ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系等に適用される。
特に、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系であって、重量比でＭｇ；
０．１〜２．５％、Ｃｕ；１．０〜８．０％を含有し、
残部が実質的にＡｌからなる組成のものに適用されると
効果が顕著である。
【００１１】また、本発明が適用されるアルミニウム粉
末合金は、ガスアトマイズ法、水アトマイズ法、回転ア
トマイズ法等のアトマイズ法によるものの他、ロール急
冷法、メルトスピニング法等いずれの方法で製造される
ものでもよい。粉末合金には急冷凝固粉末を用いること
が好ましく、原料粉末の粒径は１５０μｍ以下とするこ
とが好ましい。原料粉末の大きさが１５０μｍ以下であ
ると、粉末の冷却速度が遅いため結晶粒や析出相が粗大
化し強度が低下するからである。なお、粉末固化の方法
は、焼結、ＨＩＰ、ホットプレス、鍛造、押出、粉末圧
延等いずれの方法によっても良い。
末合金は、ガスアトマイズ法、水アトマイズ法、回転ア
トマイズ法等のアトマイズ法によるものの他、ロール急
冷法、メルトスピニング法等いずれの方法で製造される
ものでもよい。粉末合金には急冷凝固粉末を用いること
が好ましく、原料粉末の粒径は１５０μｍ以下とするこ
とが好ましい。原料粉末の大きさが１５０μｍ以下であ
ると、粉末の冷却速度が遅いため結晶粒や析出相が粗大
化し強度が低下するからである。なお、粉末固化の方法
は、焼結、ＨＩＰ、ホットプレス、鍛造、押出、粉末圧
延等いずれの方法によっても良い。
【００１２】また、必要に応じて、部材の耐摩耗性を向
上させるため、炭化物あるいは窒化物からなる硬質粒子
を混合することもある。その場合、硬質粒子のビッカー
ス硬さはＨｖ７００以上であることが好ましい。Ｈｖ７
００未満では耐摩耗性を確保することができないからで
ある。また、硬質粒子の添加量は０．５〜５容量％とす
ることが好ましい。０．５％未満では耐摩耗性が充分で
なく、５％を越えると冷間加工性が低下するからであ
る。
上させるため、炭化物あるいは窒化物からなる硬質粒子
を混合することもある。その場合、硬質粒子のビッカー
ス硬さはＨｖ７００以上であることが好ましい。Ｈｖ７
００未満では耐摩耗性を確保することができないからで
ある。また、硬質粒子の添加量は０．５〜５容量％とす
ることが好ましい。０．５％未満では耐摩耗性が充分で
なく、５％を越えると冷間加工性が低下するからであ
る。
【００１３】
【作用】本発明はＭｇを必須成分とする析出時効型アル
ミニウム粉末合金部材を不活性ガス雰囲気中で溶体化処
理をするので、表層部からのＭｇの酸化が防止されると
共に、表層部直下のＭｇ含有量にも全く変化がない。そ
のため、表層部から深部まで硬さの低下がなく、Ｔ６処
理後に表面の切削加工を施さなくても、疲労強度に優
れ、冷間鍛造の冷間加工の状態のままで部材を使用する
ことができる。さらに、表層部に酸化物層がなく、表面
酸化物による相手攻撃性等の悪影響がなくなる。
ミニウム粉末合金部材を不活性ガス雰囲気中で溶体化処
理をするので、表層部からのＭｇの酸化が防止されると
共に、表層部直下のＭｇ含有量にも全く変化がない。そ
のため、表層部から深部まで硬さの低下がなく、Ｔ６処
理後に表面の切削加工を施さなくても、疲労強度に優
れ、冷間鍛造の冷間加工の状態のままで部材を使用する
ことができる。さらに、表層部に酸化物層がなく、表面
酸化物による相手攻撃性等の悪影響がなくなる。
【００１４】本発明のＭｇを必須成分とする析出時効型
アルミニウム粉末合金において、成分組成を限定した理
由について説明する。 Ｍｇ；０．１〜２．５％ ＭｇはＣｕと共存して合金の時効硬化性を付与し、強度
・耐摩耗性を向上させる。０．１％未満では前記の充分
な効果が得られず、２．５％を越えると強度は向上する
が靱性が低下する。
アルミニウム粉末合金において、成分組成を限定した理
由について説明する。 Ｍｇ；０．１〜２．５％ ＭｇはＣｕと共存して合金の時効硬化性を付与し、強度
・耐摩耗性を向上させる。０．１％未満では前記の充分
な効果が得られず、２．５％を越えると強度は向上する
が靱性が低下する。
【００１５】Ｃｕ；１．０〜８．０％
ＣｕはＭｇと共に合金に時効硬化性を付与し、強度およ
び耐摩耗性を向上させる。１．０％未満では充分な効果
が得られず、８．０％を越えると強度は向上するが靱性
が低下する。さらに、必要に応じて第３元素としてＦ
ｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｔｉより選択した元素を含有さ
せ、耐熱性あるいは強度を向上させることができる。但
し、これらの元素は、冷間鍛造性を低下させるため、多
量に添加することは好ましくない。
び耐摩耗性を向上させる。１．０％未満では充分な効果
が得られず、８．０％を越えると強度は向上するが靱性
が低下する。さらに、必要に応じて第３元素としてＦ
ｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｔｉより選択した元素を含有さ
せ、耐熱性あるいは強度を向上させることができる。但
し、これらの元素は、冷間鍛造性を低下させるため、多
量に添加することは好ましくない。
【００１６】
【実施例】本発明の実施例を比較例と比較して説明し、
本発明の効果を明らかにする。表１に示す化学成分のア
ルミニウム合金を溶製し、エアアトマイズ法により−１
００メッシュのアルミニウム粉末合金を得た。このアル
ミニウム粉末合金に表１に示す硬質粒子を表１に示す割
合で混合し、熱間押出により冷間鍛造用の素材を得た。
本発明の効果を明らかにする。表１に示す化学成分のア
ルミニウム合金を溶製し、エアアトマイズ法により−１
００メッシュのアルミニウム粉末合金を得た。このアル
ミニウム粉末合金に表１に示す硬質粒子を表１に示す割
合で混合し、熱間押出により冷間鍛造用の素材を得た。
【００１７】
【表１】
【００１８】この素材を冷間鍛造により図３に示すバル
ブスプリングリテーナに形状付与加工を行い、マッフル
タイプの雰囲気ガス炉を用いて、窒素ガス圧８００Ｔｏ
ｒｒで４９５℃にて１時間の溶体化後水冷し、さらに大
気中で１８５℃にて８時間の時効硬化処理を行い放冷し
た。なお、比較例Ｉ、Ｊ、Ｌについては、比較のために
従来法に従い、４９５℃にて１時間の溶体化処理につい
ては大気中で行った。
ブスプリングリテーナに形状付与加工を行い、マッフル
タイプの雰囲気ガス炉を用いて、窒素ガス圧８００Ｔｏ
ｒｒで４９５℃にて１時間の溶体化後水冷し、さらに大
気中で１８５℃にて８時間の時効硬化処理を行い放冷し
た。なお、比較例Ｉ、Ｊ、Ｌについては、比較のために
従来法に従い、４９５℃にて１時間の溶体化処理につい
ては大気中で行った。
【００１９】本発明の実施例Ｆと比較例Ｉについて、表
層部の硬さ測定すると共にＥＰＭＡによるＭｇ濃度を分
析し、得られた結果は図１に表層部の硬さと深さの関係
を示す線図として示し、図２に表層部のＥＰＭＡによる
Ｍｇ濃度と深さの関係を示す線図として示した。
層部の硬さ測定すると共にＥＰＭＡによるＭｇ濃度を分
析し、得られた結果は図１に表層部の硬さと深さの関係
を示す線図として示し、図２に表層部のＥＰＭＡによる
Ｍｇ濃度と深さの関係を示す線図として示した。
【００２０】図１に示したように、比較例Ｉは深さ３０
μｍから表面にかけて硬さの低下があった。また、図２
に示したように、Ｍｇ濃度も約６０μｍあたりから低下
し始め、表面で約０．８％程度の濃度の低下があった。
μｍから表面にかけて硬さの低下があった。また、図２
に示したように、Ｍｇ濃度も約６０μｍあたりから低下
し始め、表面で約０．８％程度の濃度の低下があった。
【００２１】これに対して、図１および図２から明らか
なように、本発明の実施例Ｆは表面から深部に至るまで
硬さの低下が全くなく、またＭｇ濃度についても表面か
ら深部まで殆ど一定であって、本発明によれば表層部の
Ｍｇ濃度の低減が全くなく、またこれに従って表層部か
ら深部に至るまで硬度の低下のないことが確認された。
なように、本発明の実施例Ｆは表面から深部に至るまで
硬さの低下が全くなく、またＭｇ濃度についても表面か
ら深部まで殆ど一定であって、本発明によれば表層部の
Ｍｇ濃度の低減が全くなく、またこれに従って表層部か
ら深部に至るまで硬度の低下のないことが確認された。
【００２２】続いてこのバルブスプリングリテーナを排
気量２０００ｃｃの直列４気筒のガソリンリンジンに組
み込みエンジン回転数を段階的に引き上げてバルブスプ
リングリテーナの破壊回転数を測定した。得られた結果
は、比較例Ｉを１００とする指数として表１にまとめて
示した。
気量２０００ｃｃの直列４気筒のガソリンリンジンに組
み込みエンジン回転数を段階的に引き上げてバルブスプ
リングリテーナの破壊回転数を測定した。得られた結果
は、比較例Ｉを１００とする指数として表１にまとめて
示した。
【００２３】表１から明らかなように、比較例Ｋおよび
ＬはＭｇを含まないＡｌ−Ｃｕ系合金であり、溶体化処
理の雰囲気が空気中であろうが不活性ガスである窒素中
であろうが、バルブスプリングリテーナの破壊回転数に
全く関係ないことが判明した。これに対して、本発明の
実施例Ａ〜Ｈは比較例Ｉと比較して、バルブスプリング
リテーナの破壊回転数が４〜７％上昇しており、本発明
によれば冷間鍛造後に切削加工を行うことなく、疲労強
度の優れた部材を得ることができることが判明し、本発
明に効果を確認することができた。
ＬはＭｇを含まないＡｌ−Ｃｕ系合金であり、溶体化処
理の雰囲気が空気中であろうが不活性ガスである窒素中
であろうが、バルブスプリングリテーナの破壊回転数に
全く関係ないことが判明した。これに対して、本発明の
実施例Ａ〜Ｈは比較例Ｉと比較して、バルブスプリング
リテーナの破壊回転数が４〜７％上昇しており、本発明
によれば冷間鍛造後に切削加工を行うことなく、疲労強
度の優れた部材を得ることができることが判明し、本発
明に効果を確認することができた。
【００２４】次に、実施例Ｆおよび比較例Ｉによって作
製したバルブスプリングリテーナを排気量２０００ｃｃ
の直列４気筒のガソリンリンジンに組み込み、エンジン
回転数６０００ｒｐｍにて１８０時間の試験行った後、
バルブスプリングのリテーナ側の座面摩耗深さ、および
バルブスプリングリテーナのスプリング座面摩耗深さを
測定した。得られた結果は表２に示した。
製したバルブスプリングリテーナを排気量２０００ｃｃ
の直列４気筒のガソリンリンジンに組み込み、エンジン
回転数６０００ｒｐｍにて１８０時間の試験行った後、
バルブスプリングのリテーナ側の座面摩耗深さ、および
バルブスプリングリテーナのスプリング座面摩耗深さを
測定した。得られた結果は表２に示した。
【００２５】
【表２】
【００２６】表２に示したように、比較例Ｉはバルブス
プリングのリテーナ側の座面摩耗深さが１７μｍ、バル
ブスプリングリテーナのスプリング座面摩耗深さが５０
μｍであった。これに対して、本発明の実施例Ｆは、表
面酸化物が少なかったため、バルブスプリングのリテー
ナ側の座面摩耗深さが０μｍ、バルブスプリングリテー
ナのスプリング座面摩耗深さが１０μｍであって、本発
明によれば、部材の相手攻撃性の点においても優れた結
果が得られることが判明した。
プリングのリテーナ側の座面摩耗深さが１７μｍ、バル
ブスプリングリテーナのスプリング座面摩耗深さが５０
μｍであった。これに対して、本発明の実施例Ｆは、表
面酸化物が少なかったため、バルブスプリングのリテー
ナ側の座面摩耗深さが０μｍ、バルブスプリングリテー
ナのスプリング座面摩耗深さが１０μｍであって、本発
明によれば、部材の相手攻撃性の点においても優れた結
果が得られることが判明した。
【００２７】
【発明の効果】本発明のアルミニウム粉末合金部材の熱
処理方法は、以上詳述したように、Ｍｇを必須成分とす
る析出時効型アルミニウム粉末合金部材の熱処理方法に
おいて、不活性ガス雰囲気中で溶体化処理をすることを
特徴とするものであって、溶体化処理中に表層部直下の
のＭｇ成分が表面の酸化にともなって減少し易いＡｌ−
Ｃｕ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系において、不活性ガス雰囲気により、表層部からのＭ
ｇの酸化が防止されると共に、表層部直下のＭｇ含有量
にも全く変化がないので、表層部から深部まで硬さの低
下がなく、Ｔ６処理後に表面の切削加工を施さなくて
も、疲労強度に優れ、冷間鍛造の冷間加工の状態のまま
で部材を使用することができる。さらに、表層部に酸化
物層がなく、表面酸化物による相手攻撃性等の悪影響が
なくなる。
処理方法は、以上詳述したように、Ｍｇを必須成分とす
る析出時効型アルミニウム粉末合金部材の熱処理方法に
おいて、不活性ガス雰囲気中で溶体化処理をすることを
特徴とするものであって、溶体化処理中に表層部直下の
のＭｇ成分が表面の酸化にともなって減少し易いＡｌ−
Ｃｕ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系において、不活性ガス雰囲気により、表層部からのＭ
ｇの酸化が防止されると共に、表層部直下のＭｇ含有量
にも全く変化がないので、表層部から深部まで硬さの低
下がなく、Ｔ６処理後に表面の切削加工を施さなくて
も、疲労強度に優れ、冷間鍛造の冷間加工の状態のまま
で部材を使用することができる。さらに、表層部に酸化
物層がなく、表面酸化物による相手攻撃性等の悪影響が
なくなる。
【図１】本発明の実施例と比較例の表層部の硬さと深さ
の関係を示す線図である。
の関係を示す線図である。
【図２】本発明の実施例と比較例の表層部のＥＰＭＡに
よるＭｇ濃度と深さの関係を示す線図である。
よるＭｇ濃度と深さの関係を示す線図である。
【図３】実施例に用いたバルブスプリングリテーナの一
部を切り欠いた側面図である。
部を切り欠いた側面図である。
フロントページの続き
(72)発明者 須藤 俊太郎
愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動
車株式会社内
(72)発明者 真鍋 明
愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動
車株式会社内
(72)発明者 大久保 喜正
愛知県名古屋市港区千年３丁目１番12号
住友軽金属工業株式会社技術研究所内
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｍｇを必須成分とする析出時効型アルミ
ニウム粉末合金部材の熱処理方法であって、不活性ガス
雰囲気中で溶体化処理をすることを特徴とするアルミニ
ウム粉末合金部材の熱処理方法。 - 【請求項２】 前記アルミニウム粉末合金部材が、重量
比でＭｇ；０．１〜２．５％、Ｃｕ；１．０〜８．０％
を含有し、残部が実質的にＡｌからなる組成であること
を特徴とする請求項第１項に記載のアルミニウム粉末合
金部材の熱処理方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16574191A JPH059682A (ja) | 1991-07-05 | 1991-07-05 | アルミニウム粉末合金部材の熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16574191A JPH059682A (ja) | 1991-07-05 | 1991-07-05 | アルミニウム粉末合金部材の熱処理方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH059682A true JPH059682A (ja) | 1993-01-19 |
Family
ID=15818198
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16574191A Pending JPH059682A (ja) | 1991-07-05 | 1991-07-05 | アルミニウム粉末合金部材の熱処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH059682A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006015149A (ja) * | 2004-06-30 | 2006-01-19 | Cordis Corp | 移植可能な医療用具のための改善された磁気共鳴画像装置適合性合金 |
| CN100351429C (zh) * | 2005-08-04 | 2007-11-28 | 湖南神舟科技股份有限公司 | 一种电池用粉体材料表面处理方法和装置 |
| JP2015108194A (ja) * | 2008-10-10 | 2015-06-11 | ジーケーエヌ シンター メタルズ、エル・エル・シー | アルミニウム合金粉末金属の混合体 |
-
1991
- 1991-07-05 JP JP16574191A patent/JPH059682A/ja active Pending
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|---|---|---|---|---|
| JP2006015149A (ja) * | 2004-06-30 | 2006-01-19 | Cordis Corp | 移植可能な医療用具のための改善された磁気共鳴画像装置適合性合金 |
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