JPH0696722B2 - Ａｌ合金製構造用部材の製造方法 - Google Patents
Ａｌ合金製構造用部材の製造方法Info
- Publication number
- JPH0696722B2 JPH0696722B2 JP1191123A JP19112389A JPH0696722B2 JP H0696722 B2 JPH0696722 B2 JP H0696722B2 JP 1191123 A JP1191123 A JP 1191123A JP 19112389 A JP19112389 A JP 19112389A JP H0696722 B2 JPH0696722 B2 JP H0696722B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- weight
- less
- strength
- structural member
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明は、粉末冶金法を利用しこれに高密度エネルギー
源を照射することによってAl合金製構造用部材を製造す
る方法に関するものである。
源を照射することによってAl合金製構造用部材を製造す
る方法に関するものである。
従来技術 自動車用内燃機関では、車体の軽量化を計るためにアル
ミニウム合金材料が積極的に採用されており、特にコネ
クチングロッド，ピストン等の運動部品をアルミニウム
合金材料で形成することは、慣性力を軽減する意味でも
効果的である。斯かる運動部品は、高温下の苛酷な条件
で使用されるため、耐熱性と高強度が要求され、この要
求を満たすために、大きな自由度で合金元素を添加し得
る粉末冶金製品が採用される傾向にある。
ミニウム合金材料が積極的に採用されており、特にコネ
クチングロッド，ピストン等の運動部品をアルミニウム
合金材料で形成することは、慣性力を軽減する意味でも
効果的である。斯かる運動部品は、高温下の苛酷な条件
で使用されるため、耐熱性と高強度が要求され、この要
求を満たすために、大きな自由度で合金元素を添加し得
る粉末冶金製品が採用される傾向にある。
本出願人は、先に高温強度，ヤング率，耐摩耗性，断熱
性の向上を狙い、Alに対して高率のSi,Fe,およびその他
の元素を添加した粉末冶金製品用Al合金を提案した（特
願昭59−166979号参照）。
性の向上を狙い、Alに対して高率のSi,Fe,およびその他
の元素を添加した粉末冶金製品用Al合金を提案した（特
願昭59−166979号参照）。
解決しようとする課題 しかしながら、斯かる強力アルミニウム合金について種
々検討を加えた結果、クランク軸のごとき高疲労強度が
要求される構造用部材に適用するには、該アルミニウム
合金は、やや強度不足であることが判明した。
々検討を加えた結果、クランク軸のごとき高疲労強度が
要求される構造用部材に適用するには、該アルミニウム
合金は、やや強度不足であることが判明した。
この強度不足を補うために、アルミニウム合金の表面強
化法として知られている硬質陽極酸化処理により、部材
表面に厚肉の皮膜を生成させることも考えられるが、こ
の処理は、耐摩耗性の向上に有効であるものの、部材強
度の改善に寄与しないこと、処理費用が高価であること
等の理由で採用し難い。
化法として知られている硬質陽極酸化処理により、部材
表面に厚肉の皮膜を生成させることも考えられるが、こ
の処理は、耐摩耗性の向上に有効であるものの、部材強
度の改善に寄与しないこと、処理費用が高価であること
等の理由で採用し難い。
また前記表面強化法では、その表面に化学的な処理を施
すだけであるため、その表面層の粒子の粒径は変らず、
その表面層の強度等の特性を変化させることができなか
った。
すだけであるため、その表面層の粒子の粒径は変らず、
その表面層の強度等の特性を変化させることができなか
った。
課題を解決するための手段および作用効果 そこで、本発明者は、鉄系材料の表面強化法として効果
的な方法、すなわち高密度エネルギーを有するレーザビ
ーム，プラズマアーク,TIGアーク（inert−gas tungste
n−arc）などを用いて表面硬化を行ない、耐摩耗性の向
上、強度向上を計る方法を着眼した。
的な方法、すなわち高密度エネルギーを有するレーザビ
ーム，プラズマアーク,TIGアーク（inert−gas tungste
n−arc）などを用いて表面硬化を行ない、耐摩耗性の向
上、強度向上を計る方法を着眼した。
本発明は、多量の合金化元素を含有するAl合金を急冷凝
固させることにより、晶出または析出する粒子を粒径を
10μｍ以下に分散させたAl合金粉末を得る工程、前記Al
合金粉末を成形し、Al合金粉末成形体基体部を得る工
程、前記成形体基体部の表面に、高密度エネルギー源を
照射して溶融させた後、冷却固化し、該表面層中に分散
する前記粒子の粒径を１μｍ以下に微細化させる工程、
とからなることを特徴とするAl合金製構造用部材の製造
方法に係るものである。
固させることにより、晶出または析出する粒子を粒径を
10μｍ以下に分散させたAl合金粉末を得る工程、前記Al
合金粉末を成形し、Al合金粉末成形体基体部を得る工
程、前記成形体基体部の表面に、高密度エネルギー源を
照射して溶融させた後、冷却固化し、該表面層中に分散
する前記粒子の粒径を１μｍ以下に微細化させる工程、
とからなることを特徴とするAl合金製構造用部材の製造
方法に係るものである。
本発明では、前記したようにAl合金を急冷凝固させるこ
とにより、晶出または析出する粒子を粒径10μｍ以下に
分散させたAl合金粉末を得る工程と、前記Al合金粉末を
成形し、Al合金粉末成形体基体部を得る工程でもって、
疲労強度が高くかつ成形性の優れたAl合金粉末成形体基
体部を得ることができる。
とにより、晶出または析出する粒子を粒径10μｍ以下に
分散させたAl合金粉末を得る工程と、前記Al合金粉末を
成形し、Al合金粉末成形体基体部を得る工程でもって、
疲労強度が高くかつ成形性の優れたAl合金粉末成形体基
体部を得ることができる。
また本発明においては、前記した工程によって得られた
Al合金粉末成形体基体部の表面に、高密度エネルギー源
を照射して溶融させた後、冷却固化し、該表面層中に分
散する前記粒子の粒径を１μｍ以下に微細化させたた
め、急冷凝固粉を利用した成形体の基体部の特性を劣化
させずに、成形体の表面層におけるクラックが生じ難く
かつ十分な疲労強度の高いAl合金製構造用部材を得るこ
とができ、以上のように、基体部と表面層とが相俟っ
て、部材全体の疲労強度を向上させることができる。
Al合金粉末成形体基体部の表面に、高密度エネルギー源
を照射して溶融させた後、冷却固化し、該表面層中に分
散する前記粒子の粒径を１μｍ以下に微細化させたた
め、急冷凝固粉を利用した成形体の基体部の特性を劣化
させずに、成形体の表面層におけるクラックが生じ難く
かつ十分な疲労強度の高いAl合金製構造用部材を得るこ
とができ、以上のように、基体部と表面層とが相俟っ
て、部材全体の疲労強度を向上させることができる。
実施例 以下本発明の一実施例について説明する。
本実施例では、10≦Si≦30重量％,4≦Fe≦33重量％のSi
およびFeを含有するAl合金を急冷凝固させてAl合金粉末
を形成することにより、Si結晶粒および析出する金属間
化合物の大きさを10μｍ以下になし、加えてAl合金粉末
成形体の表面層に高エネルギー源による再溶融凝固処理
を施して、前記各析出物を１μｍ以下の大きさで微細に
分散させ、もって疲労強度の大幅な増大を達成した。
およびFeを含有するAl合金を急冷凝固させてAl合金粉末
を形成することにより、Si結晶粒および析出する金属間
化合物の大きさを10μｍ以下になし、加えてAl合金粉末
成形体の表面層に高エネルギー源による再溶融凝固処理
を施して、前記各析出物を１μｍ以下の大きさで微細に
分散させ、もって疲労強度の大幅な増大を達成した。
また、粉末材として使用するaAl合金は、SiおよびFeを1
0≦Si≦30重量％,4≦Fe≦33重量％が含有することが望
ましく、以上の各元素の他に,Mn,Zn,Li,Coより成る群か
ら選ばれた少なくとも一種の元素に加えて、Cu,Mgを、
1.5≦Mn≦5.0重量％,0.5≦Zn≦10重量％,1.0≦Li≦5.0
重量％,0.5≦Co≦3.0重量％,0.8≦Cu≦7.5重量％,0.5≦
Mg≦3.5重量％なる範囲で添加すると更に効果的であ
る。これ等各元素の添加理由は下記の通りである。
0≦Si≦30重量％,4≦Fe≦33重量％が含有することが望
ましく、以上の各元素の他に,Mn,Zn,Li,Coより成る群か
ら選ばれた少なくとも一種の元素に加えて、Cu,Mgを、
1.5≦Mn≦5.0重量％,0.5≦Zn≦10重量％,1.0≦Li≦5.0
重量％,0.5≦Co≦3.0重量％,0.8≦Cu≦7.5重量％,0.5≦
Mg≦3.5重量％なる範囲で添加すると更に効果的であ
る。これ等各元素の添加理由は下記の通りである。
（ａ）Siについて： Siは主として、熱膨張係数を下げること，耐摩耗性を改
善することを目的として添加され、添加量の増大に伴っ
てヤング率が向上する。
善することを目的として添加され、添加量の増大に伴っ
てヤング率が向上する。
但し、10重量％未満では、硬化が十分でなく、30重量％
を越えると、押出し加工，熱間鍛造加工，機械加工等の
加工性が劣化し、工業的に利用することが困難となる。
を越えると、押出し加工，熱間鍛造加工，機械加工等の
加工性が劣化し、工業的に利用することが困難となる。
（ｂ）Feについて： Feは、母材の疲労強度，耐熱強度を改良し、また、レー
ザビーム等の高密度エネルギーによる焼成体表面の再溶
融部周辺に生じる熱影響部の回復，再結晶による強度低
下を補うために添加され、添加量の増加に伴ってヤング
率が向上する。
ザビーム等の高密度エネルギーによる焼成体表面の再溶
融部周辺に生じる熱影響部の回復，再結晶による強度低
下を補うために添加され、添加量の増加に伴ってヤング
率が向上する。
但し、４重量％未満では、低下硬化が十分でなく、33重
量％を越えると、密度が上昇し、軽量化硬化が失われ
る。
量％を越えると、密度が上昇し、軽量化硬化が失われ
る。
（ｃ）Mnについて： アトマイズ粉末製造においては、アルミニウム合金粉末
の冷却速度が最も大きくなるように設定する必要がある
が、量産性を考慮した場合103〜105℃/secが限度であ
る。
の冷却速度が最も大きくなるように設定する必要がある
が、量産性を考慮した場合103〜105℃/secが限度であ
る。
この冷却速度の範囲において、Fe≦６重量％では、Al−
Fe−Si系金属間化合物が、熱間押出し加工工程で十分に
分断されるとともにその化合物の析出状態も塊状である
ことから、ある程度の高速熱間鍛造が可能である。
Fe−Si系金属間化合物が、熱間押出し加工工程で十分に
分断されるとともにその化合物の析出状態も塊状である
ことから、ある程度の高速熱間鍛造が可能である。
また、Fe＞６重量％では、前記金属間化合物の析出状態
が針状となり、熱間変形抵抗が増大するため、高速熱間
鍛造が不可能となる。
が針状となり、熱間変形抵抗が増大するため、高速熱間
鍛造が不可能となる。
Mnは、前記金属間化合物の析出状態をコントロールする
ために有効である。すなわち、Mnを前記特定量添加する
ことによって、針状のAl2Fe相およびβ−Al10FeSi相に
代えて、塊状のAl11（Fe,Mn）相およびα−Al24(Fe,Mn)
2Si相を優先的に析出させ、これにより高速熱間鍛造性
を良好にし、構造部材の強度を向上させることができ
る。
ために有効である。すなわち、Mnを前記特定量添加する
ことによって、針状のAl2Fe相およびβ−Al10FeSi相に
代えて、塊状のAl11（Fe,Mn）相およびα−Al24(Fe,Mn)
2Si相を優先的に析出させ、これにより高速熱間鍛造性
を良好にし、構造部材の強度を向上させることができ
る。
但し、1.5重量％未満では、、前記硬化が得られず、5.0
重量％を越えると、熱間変形抵抗が増大し、高速熱間鍛
造が困難となる。
重量％を越えると、熱間変形抵抗が増大し、高速熱間鍛
造が困難となる。
（ｄ）Znについて： 200℃以下の温度条件下で使用される部材の強度を向上
させるためには、その部材にT6（溶体化後時効）処理を
施して、Si,Cu,Mgの添加で生じる金属間化合物の析出に
よる硬化現象を利用することが有効であるが、Znは、そ
の時効析出を促進させる機能を有する。
させるためには、その部材にT6（溶体化後時効）処理を
施して、Si,Cu,Mgの添加で生じる金属間化合物の析出に
よる硬化現象を利用することが有効であるが、Znは、そ
の時効析出を促進させる機能を有する。
但し、0.5重量％未満では、硬化が得られず、10重量％
を超えると、熱間変形抵抗が増大し、高速熱間鍛造が困
難となる。
を超えると、熱間変形抵抗が増大し、高速熱間鍛造が困
難となる。
従来、Znを有効元素として添加する場合は、アルミニウ
ム合金に含まれるSiは不純物として扱われるが、本実施
例合金においてはその製造に当たり粉末冶金法を適用す
ることによってZnとSiとを積極的に共存させ、初晶Siに
よる耐摩耗性の向上および熱膨張率の低下を計り、また
Zn化合物の析出による硬化現象を利用して材料強度を向
上させることが可能である。
ム合金に含まれるSiは不純物として扱われるが、本実施
例合金においてはその製造に当たり粉末冶金法を適用す
ることによってZnとSiとを積極的に共存させ、初晶Siに
よる耐摩耗性の向上および熱膨張率の低下を計り、また
Zn化合物の析出による硬化現象を利用して材料強度を向
上させることが可能である。
このようにZnを添加することによって、T6処理後におけ
る構造部材の強度を向上させることができるので、Feの
添加量を少なくして合金、したがって構造部材の密度を
小さくし、また熱間鍛造性を良好にすることが可能とな
る。
る構造部材の強度を向上させることができるので、Feの
添加量を少なくして合金、したがって構造部材の密度を
小さくし、また熱間鍛造性を良好にすることが可能とな
る。
（ｅ）Liについて： Liは、Fe添加による合金の密度の上昇を抑えるために用
いられ、その抑制効果はLiの添加量の増加に応じて向上
する。また、Liはヤング率を向上させて高い剛性を付与
する機能をも有する。
いられ、その抑制効果はLiの添加量の増加に応じて向上
する。また、Liはヤング率を向上させて高い剛性を付与
する機能をも有する。
但し、1.0重量％未満では、密度上昇抑制効果が少な
く、一方、5.0重量％を超えると、Liが活性であること
から、製造工程が複雑になるといった問題がある。
く、一方、5.0重量％を超えると、Liが活性であること
から、製造工程が複雑になるといった問題がある。
（ｆ）Coについて： Coは、鍛造加工性を改善するために鉄含有量を減少させ
た場合の高温強度改善に有効であり、伸び特性を損する
ことなく、引張強さ、耐力、疲労強度を向上させること
ができ、耐応力腐蝕割れ特性と鍛造加工性を悪化させる
ことなく、高温強度を向上させることが可能である。
た場合の高温強度改善に有効であり、伸び特性を損する
ことなく、引張強さ、耐力、疲労強度を向上させること
ができ、耐応力腐蝕割れ特性と鍛造加工性を悪化させる
ことなく、高温強度を向上させることが可能である。
但し、0.5重量％未満では、効果が少なく、3.0重量％を
超えると、改善効果が添加量の増加ほどに顕著ではなく
なり、特にCoは高価であることから、3.0重量％以下に
制限される。
超えると、改善効果が添加量の増加ほどに顕著ではなく
なり、特にCoは高価であることから、3.0重量％以下に
制限される。
（ｇ）Cuについて： Cuは、Fe,Si添加に伴う焼結性，成形性の悪化を補うた
めに添加される。
めに添加される。
但し、0.8重量％未満では、焼結性の改善および熱処理
による強度改善の効果がなく、7.5重量％を超えると、
高温強度が阻害される。
による強度改善の効果がなく、7.5重量％を超えると、
高温強度が阻害される。
（ｈ）Mgについて： Mgは、Cuと同様の目的で添加される。
但し、0.5重量％未満では、焼結性の改善および熱処理
による強度改善の効果がなく、3.5重量％を超えると、
高温強度が阻害される。
による強度改善の効果がなく、3.5重量％を超えると、
高温強度が阻害される。
なお、常時応力が作用するような構造用部材、例えば連
接棒にあっては、応力腐蝕割れ特性を改善し構造用部材
の耐久性を向上させるため、合金中のCu,Mgを不純物程
度におさえるので好適であり、Cuは0.8重量％未満、Mg
は0.5重量％未満、好ましくはCu,Mgともに0.1重量％未
満とする。
接棒にあっては、応力腐蝕割れ特性を改善し構造用部材
の耐久性を向上させるため、合金中のCu,Mgを不純物程
度におさえるので好適であり、Cuは0.8重量％未満、Mg
は0.5重量％未満、好ましくはCu,Mgともに0.1重量％未
満とする。
前記組成範囲の合金では、マトリックス中にSi結晶の
他，Al3Fe，Al12Fe3Si，Al9Fe2Si2等の金属間化合物が
析出する。それ等の大きさは、焼成体表面の再溶融凝固
処理層において１μｍ以下、該処理が施されていない基
体部において10μｍ以下でなければならない。その理由
は、表面層において、Si結晶粒および他の析出物の大き
さが１μｍを超えると、切欠きに対する感受性が高くな
ってクラックが生じ易く、十分な疲労強度向上効果を期
し難いからであり、また、基体部においてそれ等の大き
さが10μｍを超えると、部材の疲労強度向上を期し難
く、かつ成形性が悪化するからである。
他，Al3Fe，Al12Fe3Si，Al9Fe2Si2等の金属間化合物が
析出する。それ等の大きさは、焼成体表面の再溶融凝固
処理層において１μｍ以下、該処理が施されていない基
体部において10μｍ以下でなければならない。その理由
は、表面層において、Si結晶粒および他の析出物の大き
さが１μｍを超えると、切欠きに対する感受性が高くな
ってクラックが生じ易く、十分な疲労強度向上効果を期
し難いからであり、また、基体部においてそれ等の大き
さが10μｍを超えると、部材の疲労強度向上を期し難
く、かつ成形性が悪化するからである。
試験例 （１）表１に示す組成（A,B,C,…Ｓ）のAl合金をアトマ
イジング（atomizing）法により粉末になし、各合金粉
末A,B,C,…Ｓを用いて、冷間静水圧プレス成形法により
直径225mm,長さ300mmの押出し加工用素材を成形する。
イジング（atomizing）法により粉末になし、各合金粉
末A,B,C,…Ｓを用いて、冷間静水圧プレス成形法により
直径225mm,長さ300mmの押出し加工用素材を成形する。
冷間静水圧プレス成形法においては、ゴム性チューブ内
に合金粉末を入れ、1.5〜3.0t/cm2程度の静水圧下で行
われる。型押しプレス法においては、金型中に合金粉末
を入れて常温大気中で、1.5〜3.0t/cm2程度の圧力下で
成形が行われる。
に合金粉末を入れ、1.5〜3.0t/cm2程度の静水圧下で行
われる。型押しプレス法においては、金型中に合金粉末
を入れて常温大気中で、1.5〜3.0t/cm2程度の圧力下で
成形が行われる。
得られた押出し加工用素材を、炉内温度350℃の均熱炉
に設置して10時間保持し、次いで各押出し加工用素材に
熱間押出し加工を施して合金A,B,C,…Ｓよりなる直径70
mmの丸棒状鍛造用素材を製造する。
に設置して10時間保持し、次いで各押出し加工用素材に
熱間押出し加工を施して合金A,B,C,…Ｓよりなる直径70
mmの丸棒状鍛造用素材を製造する。
この場合の押出し方式は、直接押出し（前方押出し）ま
たは間接押出し（後方押出し）、何れでもよいが、押出
し比は５以上を必要とする。押出し比が５以下では、強
度のばらつきが大きくなるので好ましくない。押出し加
工用素材の温度は、通常330〜520℃に設定される。330
℃未満では、素材の変形抵抗が大きくなって押出し加工
性が悪化し、520℃を越えると、素材が局部的に溶融し
気泡を発生するおそれがある。押出し加工後において
は、鍛造用素材は空冷または水冷により所定の冷却速度
で冷却される その後、各丸棒状鍛造用素材を所定の寸法に切断して試
験片を得、各試験片を460〜470℃に加熱して、それに加
工速度75mm/sec（ジュラルミン鍛造とほぼ同一加工速
度）のクランクプレスを用い高速熱間鍛造加工を施し
た。
たは間接押出し（後方押出し）、何れでもよいが、押出
し比は５以上を必要とする。押出し比が５以下では、強
度のばらつきが大きくなるので好ましくない。押出し加
工用素材の温度は、通常330〜520℃に設定される。330
℃未満では、素材の変形抵抗が大きくなって押出し加工
性が悪化し、520℃を越えると、素材が局部的に溶融し
気泡を発生するおそれがある。押出し加工後において
は、鍛造用素材は空冷または水冷により所定の冷却速度
で冷却される その後、各丸棒状鍛造用素材を所定の寸法に切断して試
験片を得、各試験片を460〜470℃に加熱して、それに加
工速度75mm/sec（ジュラルミン鍛造とほぼ同一加工速
度）のクランクプレスを用い高速熱間鍛造加工を施し
た。
得られた鍛造成形品（焼成体）に、合金A,B,C,…Ｎにあ
っては、T6処理（495℃で４時間保持した後、水冷し、
次いで175℃に加熱して６時間保持する）を施し、合金
O,P…Ｓにあっては、鍛造温度から空冷した。
っては、T6処理（495℃で４時間保持した後、水冷し、
次いで175℃に加熱して６時間保持する）を施し、合金
O,P…Ｓにあっては、鍛造温度から空冷した。
熱処理済の鍛造成形品から小野式回転曲げ疲労試験用試
験片を切り出し、炭酸ガス・レーザビームを試験片の平
行部に照射し、再溶融凝固による表面硬化処理を行った
後、平面を研磨し、室温にて回転曲げ疲労試験を実施し
た。試験片は、A,B,C,…Ｓの全てにつきそれぞれ八本ず
つ採取し、破断に至る繰り返し数Ｎが、Ｎ＝107での疲
労強度（kg/mm2）を求め、その結果を表２に示し（第４
欄）、かつ表面硬化処理を施さなかった試験片について
も試験を実施し、その結果を表２に示した（第３欄）。
験片を切り出し、炭酸ガス・レーザビームを試験片の平
行部に照射し、再溶融凝固による表面硬化処理を行った
後、平面を研磨し、室温にて回転曲げ疲労試験を実施し
た。試験片は、A,B,C,…Ｓの全てにつきそれぞれ八本ず
つ採取し、破断に至る繰り返し数Ｎが、Ｎ＝107での疲
労強度（kg/mm2）を求め、その結果を表２に示し（第４
欄）、かつ表面硬化処理を施さなかった試験片について
も試験を実施し、その結果を表２に示した（第３欄）。
また、各試験片の表面硬化処理されない基体部における
Si結晶粒および析出した金属間化合物の大きさ（μ
ｍ）、を第１欄に、硬化処理された表面層におけるSi結
晶粒および析出した金属間化合物の大きさを、第２欄に
示す。
Si結晶粒および析出した金属間化合物の大きさ（μ
ｍ）、を第１欄に、硬化処理された表面層におけるSi結
晶粒および析出した金属間化合物の大きさを、第２欄に
示す。
（２）さらに、本実施例の硬化を確認するために、表１
に示す組成（a,b,c）のAl合金につき、金型鋳造法（A,
b）および鍛造加工（ｃ）にて前記（１）における鍛造
成形品と同様な成形品を得、T6処理またはT4処理（500
℃で４時間保持した後、水冷し、常温で時効させる）を
施しそれ等から（１）と同様に試験片を切り出して試験
を行ない、その結果を表２（第１〜第４欄）に示した。
に示す組成（a,b,c）のAl合金につき、金型鋳造法（A,
b）および鍛造加工（ｃ）にて前記（１）における鍛造
成形品と同様な成形品を得、T6処理またはT4処理（500
℃で４時間保持した後、水冷し、常温で時効させる）を
施しそれ等から（１）と同様に試験片を切り出して試験
を行ない、その結果を表２（第１〜第４欄）に示した。
表２の結果から明らかな様に、本実施例（A,B,C,…Ｓ）
の試験片では、基体部，表面層いずれにおいても、Si結
晶粒および析出した金属間化合物の大きさが、比較例
（a,b,c）のそれに比して十分小さく、かつ本実施例の
疲労強度は、比較例に比して格段に大きい。
の試験片では、基体部，表面層いずれにおいても、Si結
晶粒および析出した金属間化合物の大きさが、比較例
（a,b,c）のそれに比して十分小さく、かつ本実施例の
疲労強度は、比較例に比して格段に大きい。
また、比較例では、再溶融凝固処理を施して表面層にお
けるSi結晶粒および析出した金属間化合物の微細化を行
なっても疲労強度がほとんど向上しないのに対し、本実
施例では、再溶融凝固処理により、疲労強度がかなり向
上することが判る。
けるSi結晶粒および析出した金属間化合物の微細化を行
なっても疲労強度がほとんど向上しないのに対し、本実
施例では、再溶融凝固処理により、疲労強度がかなり向
上することが判る。
Claims (1)
- 【請求項１】多量の合金化元素を含有するAl合金を急冷
凝固させることにより、晶出または析出する粒子を粒径
10μｍ以下に分散させたAl合金粉末を得る工程、 前記Al合金粉末を成形し、Al合金粉末成形体基体部を得
る工程、 前記成形体基体部の表面に、高密度エネルギー源を照射
して溶融させた後、冷却固化し、該表面層中に分散する
前記粒子の粒径を１μｍ以下に微細化する工程、とから
なることを特徴とするAl合金製構造用部材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1191123A JPH0696722B2 (ja) | 1989-07-24 | 1989-07-24 | Ａｌ合金製構造用部材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1191123A JPH0696722B2 (ja) | 1989-07-24 | 1989-07-24 | Ａｌ合金製構造用部材の製造方法 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59236734A Division JPS61117204A (ja) | 1984-11-12 | 1984-11-12 | Ａｌ合金製高強度構造用部材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0277504A JPH0277504A (ja) | 1990-03-16 |
| JPH0696722B2 true JPH0696722B2 (ja) | 1994-11-30 |
Family
ID=16269250
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1191123A Expired - Lifetime JPH0696722B2 (ja) | 1989-07-24 | 1989-07-24 | Ａｌ合金製構造用部材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0696722B2 (ja) |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5948921B2 (ja) * | 1977-02-08 | 1984-11-29 | 株式会社東芝 | 耐摩耗性を有する焼結合金の製造方法 |
| JPS57198237A (en) * | 1981-05-29 | 1982-12-04 | Riken Corp | Sliding member made of aluminum alloy and its manufacture |
| JPS5980712A (ja) * | 1982-10-29 | 1984-05-10 | Hino Motors Ltd | 金属表面の処理方法 |
-
1989
- 1989-07-24 JP JP1191123A patent/JPH0696722B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0277504A (ja) | 1990-03-16 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4711823A (en) | High strength structural member made of Al-alloy | |
| US4834941A (en) | Heat-resisting high-strength Al-alloy and method for manufacturing a structural member made of the same alloy | |
| US4816087A (en) | Process for producing duplex mode recrystallized high strength aluminum-lithium alloy products with high fracture toughness and method of making the same | |
| EP0610006A1 (en) | Superplastic aluminum alloy and process for producing same | |
| CN1914340A (zh) | 热交换器用高强度铝合金散热片材及其制造方法 | |
| CN1009741B (zh) | 镍基超耐热合金的制品及制造方法 | |
| JP3335732B2 (ja) | 亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金及びその鋳造法 | |
| JPH0480081B2 (ja) | ||
| KR19990072038A (ko) | 강도가 높으며 성형성이 우수한 알루미늄 합금의 얇은 스트립제조 방법 | |
| JPH0754012A (ja) | 高耐力・高靭性アルミニウム合金粉末の粉末鍛造方法 | |
| JPH093610A (ja) | 寸法精度及び延性に優れた薄肉アルミダイカスト製品及び製造方法 | |
| JPH04341546A (ja) | 高強度アルミニウム合金押出形材の製造方法 | |
| JPH07197165A (ja) | 高耐磨耗性快削アルミニウム合金とその製造方法 | |
| JPS6326188B2 (ja) | ||
| US4992117A (en) | Heat resistant aluminum alloy excellent in tensile strength, ductility and fatigue strength | |
| JPS61213358A (ja) | 改良された性質を有するＡｌ合金の製造法 | |
| CN112813310B (zh) | 一种可用于激光增材制造的高强度Al-Fe-Sc合金 | |
| JP2848368B2 (ja) | 耐摩耗性及び靭性に優れたコンプレッサー部品用アルミ合金の製造方法 | |
| KR102012952B1 (ko) | 알루미늄 합금 및 그 제조방법 | |
| JPH0696722B2 (ja) | Ａｌ合金製構造用部材の製造方法 | |
| JPH07258784A (ja) | 鋳造性に優れた鍛造用Ａｌ合金材料および高強度Ａｌ合金鍛造品の製法 | |
| US5277717A (en) | Rapidly solidified aluminum lithium alloys having zirconium for aircraft landing wheel applications | |
| JP2746390B2 (ja) | 引張および疲労強度にすぐれたアルミニウム合金の製造方法 | |
| JPH0418019B2 (ja) | ||
| JPH0256416B2 (ja) |