JPH076008B2 - アルミニウム合金の粉末成形法 - Google Patents
アルミニウム合金の粉末成形法Info
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- JPH076008B2 JPH076008B2 JP62231404A JP23140487A JPH076008B2 JP H076008 B2 JPH076008 B2 JP H076008B2 JP 62231404 A JP62231404 A JP 62231404A JP 23140487 A JP23140487 A JP 23140487A JP H076008 B2 JPH076008 B2 JP H076008B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明はアルミニウム合金粉末を出発材料とし成形等に
よって目的の製品を得る方法に関する。
よって目的の製品を得る方法に関する。
（従来の技術） 金属粉末を加圧成形し、これを焼結させる粉末冶金法は
鋳造、鍛造或いは切削加工に比べコスト面等で有利な場
合があり、特に急冷凝固粉末を用いる場合には、金属粉
末に多量の添加元素を含ませることできるので、溶製品
よりも優れた特性の製品を得ることができる。
鋳造、鍛造或いは切削加工に比べコスト面等で有利な場
合があり、特に急冷凝固粉末を用いる場合には、金属粉
末に多量の添加元素を含ませることできるので、溶製品
よりも優れた特性の製品を得ることができる。
しかしながらアルミニウム或いはアルミニウム合金粉末
を焼結させる場合は問題がある。即ち、第７図はアルミ
ニウム合金粉末を焼結（570℃×1hr）させた後の拡大図
であり、アルミニウム合金粉末100は酸素との親和力が
極めて強いためその表面にAl2O3＋Al2O3・ｎH2O等から
なる酸化被膜101が形成され、更にこの酸化被膜101の表
面に大気中の水分を吸着してなる吸着層102が形成さ
れ、これら酸化皮膜101及び吸着層102によって焼結が邪
魔され、殆ど焼結が進行しない。
を焼結させる場合は問題がある。即ち、第７図はアルミ
ニウム合金粉末を焼結（570℃×1hr）させた後の拡大図
であり、アルミニウム合金粉末100は酸素との親和力が
極めて強いためその表面にAl2O3＋Al2O3・ｎH2O等から
なる酸化被膜101が形成され、更にこの酸化被膜101の表
面に大気中の水分を吸着してなる吸着層102が形成さ
れ、これら酸化皮膜101及び吸着層102によって焼結が邪
魔され、殆ど焼結が進行しない。
このため金型成形−焼結のプロセスを適用できるアルミ
ニウム合金粉末としては、低合金アルミニウム粉末に銅
若しくは低融点のアルミニウム母合金粉末を添加したも
のに限られていた。
ニウム合金粉末としては、低合金アルミニウム粉末に銅
若しくは低融点のアルミニウム母合金粉末を添加したも
のに限られていた。
そこで、特開昭61−52328号に開示されるように、急冷
凝固法にて得たアルミニウム合金粉末を冷間プレスによ
ってビレットに成形し、次いでこのビレットを340〜510
℃の温度に加熱して酸化被膜の分離によって生じるガス
や吸着されているガス等を除去し、この後押出し成形す
る方法が提案されている。
凝固法にて得たアルミニウム合金粉末を冷間プレスによ
ってビレットに成形し、次いでこのビレットを340〜510
℃の温度に加熱して酸化被膜の分離によって生じるガス
や吸着されているガス等を除去し、この後押出し成形す
る方法が提案されている。
（発明が解決しようとする問題点） 上述したように従来にあっては加熱によって脱ガスを行
っているが、十分な脱ガスを行うことができない。具体
的な数値をもって示せば、溶成品の残存ガス量は0.1cc/
100gであるのに対し、粉末鍛造品は１〜30cc/100gであ
り、換言すれば酸化被膜の除去が困難で良好な焼結を行
えずこのため鍛造後における粒子間の結合が不十分で靭
性等の機械的強度を向上させることができない。
っているが、十分な脱ガスを行うことができない。具体
的な数値をもって示せば、溶成品の残存ガス量は0.1cc/
100gであるのに対し、粉末鍛造品は１〜30cc/100gであ
り、換言すれば酸化被膜の除去が困難で良好な焼結を行
えずこのため鍛造後における粒子間の結合が不十分で靭
性等の機械的強度を向上させることができない。
（問題点を解決するための手段） 上記問題点を解決すべく本発明は、アルミニウム合金粉
末に粒径150μ以下の水素吸蔵金属粉末を0.2〜2.0wt％
添加し、この混合粉末を圧粉成型した後、得られた成型
体を400〜500℃に加熱して脱ガスと水素ガスの吸蔵を行
い、この後成型体の温度を300〜500℃に保持した状態で
加圧成形するようにした。
末に粒径150μ以下の水素吸蔵金属粉末を0.2〜2.0wt％
添加し、この混合粉末を圧粉成型した後、得られた成型
体を400〜500℃に加熱して脱ガスと水素ガスの吸蔵を行
い、この後成型体の温度を300〜500℃に保持した状態で
加圧成形するようにした。
（作用） 水素吸蔵金属粉末を含むアルミニウム合金粉末の圧粉成
形体を加熱すると、温度上昇につれてアルミニウム合金
粉末に吸着している水分及び酸化被膜を構成している結
合水が除去され、更に所定温度以上となると水素吸蔵金
属によってアルミニウム合金粉末内に含有されている水
素が吸蔵される。
形体を加熱すると、温度上昇につれてアルミニウム合金
粉末に吸着している水分及び酸化被膜を構成している結
合水が除去され、更に所定温度以上となると水素吸蔵金
属によってアルミニウム合金粉末内に含有されている水
素が吸蔵される。
そして、このように400〜500℃に加熱してアルミニウム
合金粉末に吸着する水分、及び酸化被膜の結合水を除去
し、且つアルミニウム合金粉末内の水素を吸蔵した後、
300〜500℃を保持したまま加圧成形することで、アルミ
ニウム合金粉末の結合力が高まり、靭性等の機械的強度
を向上させることが出来る。
合金粉末に吸着する水分、及び酸化被膜の結合水を除去
し、且つアルミニウム合金粉末内の水素を吸蔵した後、
300〜500℃を保持したまま加圧成形することで、アルミ
ニウム合金粉末の結合力が高まり、靭性等の機械的強度
を向上させることが出来る。
（実施例） 以下に本発明の実施例を添付図面に基づいて説明する。
第１図は本発明方法を工程順に示した図であり、その概
略は混合機１においてアルミニウム合金粉末と水素吸蔵
金属粉末とを混合し、これらの混合粉末を圧粉成形用金
型10にて圧粉成形体11とし、この圧粉成形体11を加熱装
置20で加熱した後、圧縮用金型30で再圧縮して予備成形
品31とし、この予備成形品31を鍛造用金型40で加圧成形
して製品41とする。
略は混合機１においてアルミニウム合金粉末と水素吸蔵
金属粉末とを混合し、これらの混合粉末を圧粉成形用金
型10にて圧粉成形体11とし、この圧粉成形体11を加熱装
置20で加熱した後、圧縮用金型30で再圧縮して予備成形
品31とし、この予備成形品31を鍛造用金型40で加圧成形
して製品41とする。
ここで、混合機１は三股状ケース２を軸３を中心として
回転自在とするとともに、各端部に操作ロッド４を回転
することで開閉するキャップ５を設け、キャップ５を開
けた状態でケース２内にアルミニウム合金粉末及び水素
吸蔵金属粉末を投入し、キャップ５を閉じてケース２を
回転せしめ、投入した粉末を混合する。
回転自在とするとともに、各端部に操作ロッド４を回転
することで開閉するキャップ５を設け、キャップ５を開
けた状態でケース２内にアルミニウム合金粉末及び水素
吸蔵金属粉末を投入し、キャップ５を閉じてケース２を
回転せしめ、投入した粉末を混合する。
アルミニウム合金粉末としてはアルミニウム合金溶湯を
ガスで冷却剤中へ吹き飛ばして落すことで急冷（103℃/
sec以下）して得られるアトマイズ粉、或いはアルミニ
ウム合金溶湯を回転している銅製ロール上に線状に滴下
することで急冷（103〜105℃/sec）して得られるリボン
状合金を粉砕したスプラット粉を用いる。
ガスで冷却剤中へ吹き飛ばして落すことで急冷（103℃/
sec以下）して得られるアトマイズ粉、或いはアルミニ
ウム合金溶湯を回転している銅製ロール上に線状に滴下
することで急冷（103〜105℃/sec）して得られるリボン
状合金を粉砕したスプラット粉を用いる。
また水素吸蔵金属粉末としては、Ti、Zr、Ｖ、Nb、Mg等
の単体金属の他、La−Ni系、Fe−Ti系、Mg−Ni系、Fe−
Ti−Ｓ系、Fe−Ti−Mn系、Fe−Ti−Ｖ系などの合金粉末
を用いる。
の単体金属の他、La−Ni系、Fe−Ti系、Mg−Ni系、Fe−
Ti−Ｓ系、Fe−Ti−Mn系、Fe−Ti−Ｖ系などの合金粉末
を用いる。
そして、添加する水素吸蔵金属粉末の粒径としては150
μ以下とし、添加割合は0.2〜3.0wt％とする。粒径150
μ以下のものを用いるのは第２図のグラフから分かるよ
うに150メッシュを超えると引張圧縮疲労強度の低下が
大きくなり、また添加割合を0.2wt％以上とするのは第
３図のグラフから明らかなように0.2wt％未満であると
添加の効果が認められず、第３図（イ）〜（ヘ）に示す
ように、抗張力、伸び及び衝撃値が急激に低下すること
による。尚、第３図のグラフにおいて（イ）〜（ハ）は
鍛造成形による場合を、（ニ）〜（ヘ）は押出成形によ
る場合を示している。
μ以下とし、添加割合は0.2〜3.0wt％とする。粒径150
μ以下のものを用いるのは第２図のグラフから分かるよ
うに150メッシュを超えると引張圧縮疲労強度の低下が
大きくなり、また添加割合を0.2wt％以上とするのは第
３図のグラフから明らかなように0.2wt％未満であると
添加の効果が認められず、第３図（イ）〜（ヘ）に示す
ように、抗張力、伸び及び衝撃値が急激に低下すること
による。尚、第３図のグラフにおいて（イ）〜（ハ）は
鍛造成形による場合を、（ニ）〜（ヘ）は押出成形によ
る場合を示している。
次いで上記の混合粉末を圧粉成形するわけであるが、こ
のときの条件はパンチ12の温度を80〜150℃、型10の温
度を80〜150℃、成形圧を６〜8ton/cm2として粉体温度
が常温から100℃で、得られる圧粉成形体11の密度が真
密度に対して75〜95％となるようにする。粉体温度が常
温乃至100℃以下となる条件で行うのは、100℃を超える
とアルミニウム合金粉末表面に酸化被膜が成長して後工
程で除去しにくくなり、また常温以下では成形困難であ
るからであり、また圧粉成形体の密度が75〜95％となる
ようにしたのは、次の加熱工程における脱ガスを容易に
するためである。
のときの条件はパンチ12の温度を80〜150℃、型10の温
度を80〜150℃、成形圧を６〜8ton/cm2として粉体温度
が常温から100℃で、得られる圧粉成形体11の密度が真
密度に対して75〜95％となるようにする。粉体温度が常
温乃至100℃以下となる条件で行うのは、100℃を超える
とアルミニウム合金粉末表面に酸化被膜が成長して後工
程で除去しにくくなり、また常温以下では成形困難であ
るからであり、また圧粉成形体の密度が75〜95％となる
ようにしたのは、次の加熱工程における脱ガスを容易に
するためである。
次に圧粉成形によって得られた圧粉成形体11を加熱装置
20内に投入し、アルゴン雰囲気、大気若しくは真空中で
400〜500℃に加熱し、１時間程度保持して脱ガスと水素
の吸蔵を行なう。尚加熱装置20は壁体内にヒータ21を埋
設するとともに均一に加熱するためのファン22を備えて
いる。
20内に投入し、アルゴン雰囲気、大気若しくは真空中で
400〜500℃に加熱し、１時間程度保持して脱ガスと水素
の吸蔵を行なう。尚加熱装置20は壁体内にヒータ21を埋
設するとともに均一に加熱するためのファン22を備えて
いる。
ここで、成形体11を400〜500℃に加熱するようにしたの
は、400℃未満では酸化皮膜及び吸蔵ガスの除去が困難
となり、500℃を超えると成形体の形状保持ができなく
なり、アルミニウム合金粉末を急冷凝固して得た効果、
つまり添加元素を多量に含むことができなくなり強度低
下を招くことになる。
は、400℃未満では酸化皮膜及び吸蔵ガスの除去が困難
となり、500℃を超えると成形体の形状保持ができなく
なり、アルミニウム合金粉末を急冷凝固して得た効果、
つまり添加元素を多量に含むことができなくなり強度低
下を招くことになる。
また、脱ガス及び水素吸蔵の過程は以下のように考えら
れる。即ち、常温から400℃程度までの領域においては
アルミニウム合金粉末に吸着されている水分が蒸発して
除去され、300℃から500℃程度の領域においては酸化被
膜（Al2O3・ｎH2O）中の結合水が除去され、また300℃
程度から水素吸蔵金属による水素原子の吸蔵つまり水素
と反応して金属水素化物の生成が始まり、この反応は50
0℃以上（約700℃まで）となっても継続する。
れる。即ち、常温から400℃程度までの領域においては
アルミニウム合金粉末に吸着されている水分が蒸発して
除去され、300℃から500℃程度の領域においては酸化被
膜（Al2O3・ｎH2O）中の結合水が除去され、また300℃
程度から水素吸蔵金属による水素原子の吸蔵つまり水素
と反応して金属水素化物の生成が始まり、この反応は50
0℃以上（約700℃まで）となっても継続する。
以上の如くして、脱ガスと水素吸蔵を行った圧粉成形体
11を300℃〜500℃の温度を保持したまま圧縮用金型30の
上下のパンチ32,33間で成形圧６〜8ton/cm2で圧縮して
略真密度の予備成形品31を得る。
11を300℃〜500℃の温度を保持したまま圧縮用金型30の
上下のパンチ32,33間で成形圧６〜8ton/cm2で圧縮して
略真密度の予備成形品31を得る。
尚、上パンチ32には温度を測定するための温度計34を設
け、金型30には成形体11の温度を上記の温度に維持する
ためのヒータ35を埋設している。
け、金型30には成形体11の温度を上記の温度に維持する
ためのヒータ35を埋設している。
このようにして予備成形品31を得たならば予備成形品31
を鍛造成形用金型40の上下のパンチ42,43間にセット
し、予備成形品31の温度を300〜500℃とした状態で加圧
成形（鍛造）を行う。尚、予備成形及び鍛造において成
形品の温度を300〜500℃の範囲として行うのは、300℃
未満であると成形が困難で500℃を超えると不活性雰囲
気下で行わないため酸化が激しくなって密度を上げるこ
とができず、焼結性が阻害されることによる。
を鍛造成形用金型40の上下のパンチ42,43間にセット
し、予備成形品31の温度を300〜500℃とした状態で加圧
成形（鍛造）を行う。尚、予備成形及び鍛造において成
形品の温度を300〜500℃の範囲として行うのは、300℃
未満であると成形が困難で500℃を超えると不活性雰囲
気下で行わないため酸化が激しくなって密度を上げるこ
とができず、焼結性が阻害されることによる。
次に具体的な実施例を挙げる。
［実験例１］ 17wt％Si−4wt％Fe−22wt％Mn−2.5wt％Cu−0.5wt％Mg
−残部Alのアトマイズ粉末（150μ以下）にTi粉末（44
μ以下）を2wt％添加しＶ型混合機で15分間混合した粉
末を50℃に加熱し、この混合粉末を6ton/cm2の圧力でコ
ンロッドの予備成形品を圧粉した。この後アルゴン気流
中において、460℃で１時間保持し、直ちにコンロッド
を成形した後、材料強度を確認したところTi粉末を添加
しないものに比べて、衝撃値が0.25kg・m/cm2から0.6kg
/cm2に増加した。又、伸びも0.3％から0.9％に増加し、
成形性が向上した。又200℃における温間引張圧縮疲労
強度は15.0kg/mm2であった。
−残部Alのアトマイズ粉末（150μ以下）にTi粉末（44
μ以下）を2wt％添加しＶ型混合機で15分間混合した粉
末を50℃に加熱し、この混合粉末を6ton/cm2の圧力でコ
ンロッドの予備成形品を圧粉した。この後アルゴン気流
中において、460℃で１時間保持し、直ちにコンロッド
を成形した後、材料強度を確認したところTi粉末を添加
しないものに比べて、衝撃値が0.25kg・m/cm2から0.6kg
/cm2に増加した。又、伸びも0.3％から0.9％に増加し、
成形性が向上した。又200℃における温間引張圧縮疲労
強度は15.0kg/mm2であった。
［実験例２］ 17wt％Si−4wt％Fe−2wt％Mn−2.5wt％Cu−0.5wt％Mg−
残部AlのAl合金の溶湯を50m/sで回転するCu製のロール
に衝突させて急速冷却リボンを作成し、これを高エネル
ギーボールミルにて粉砕して150μ以下とした粉末に2wt
％のTi粉末を添加した。次いでこの混合粉末を300℃に
加熱し、1ton/cm2で圧粉し、乾燥Ar流気中で460℃に１
時間キープし、ガス置換後直ちに丸棒に押出したとこ
ろ、チタン粉末を予め添加混合したものは入れないもの
に比べ衝撃値が0.6kg・m/cm2のものが0.88kg・m/cm2に
増加、伸びも２％から３％に増加し、成形性が向上し
た。
残部AlのAl合金の溶湯を50m/sで回転するCu製のロール
に衝突させて急速冷却リボンを作成し、これを高エネル
ギーボールミルにて粉砕して150μ以下とした粉末に2wt
％のTi粉末を添加した。次いでこの混合粉末を300℃に
加熱し、1ton/cm2で圧粉し、乾燥Ar流気中で460℃に１
時間キープし、ガス置換後直ちに丸棒に押出したとこ
ろ、チタン粉末を予め添加混合したものは入れないもの
に比べ衝撃値が0.6kg・m/cm2のものが0.88kg・m/cm2に
増加、伸びも２％から３％に増加し、成形性が向上し
た。
［実験例３］ 15wt％Si−3wt％Fe−4.5wt％Cu−残部AlのAl合金溶湯を
単ロール冷却装置により急冷リボンを作り、これを高エ
ネルギーボールミルにて粉砕し、150μ以下の粉末を
得、これに150μ以下のMg粉１％及びMg2Ni粉末１％を添
加しＶ型混合機にて均一に分散させたものを、50℃7ton
/cm2でディスク状に圧粉し、87％の密度を得た。その後
大気中で300℃４時間脱ガスし、直ちに300℃に加熱され
た同じ金型で再圧縮し、98％の密度を得た。その後250
℃に加熱されたピストン用鍛造型にて、後方押出してピ
ストンを成形した。
単ロール冷却装置により急冷リボンを作り、これを高エ
ネルギーボールミルにて粉砕し、150μ以下の粉末を
得、これに150μ以下のMg粉１％及びMg2Ni粉末１％を添
加しＶ型混合機にて均一に分散させたものを、50℃7ton
/cm2でディスク状に圧粉し、87％の密度を得た。その後
大気中で300℃４時間脱ガスし、直ちに300℃に加熱され
た同じ金型で再圧縮し、98％の密度を得た。その後250
℃に加熱されたピストン用鍛造型にて、後方押出してピ
ストンを成形した。
このピストンの強度確認を行ったところMg粉やMg合金粉
末を添加混合したものは、入れないものに比べて衝撃値
は50％アップし伸びは50％アップした。
末を添加混合したものは、入れないものに比べて衝撃値
は50％アップし伸びは50％アップした。
［実験例４］ 15wt％Si−3wt％Fe−4.5wt％Cu−残部Alの組成からなる
150μ以下のアトマイズ粉末中に鉄2wt％を含むチタン合
金粉末を1wt％、ZrMn粉末0.5wt％、Pd粉末0.5wt％を添
加してＶ型混合機で15分間混合した。
150μ以下のアトマイズ粉末中に鉄2wt％を含むチタン合
金粉末を1wt％、ZrMn粉末0.5wt％、Pd粉末0.5wt％を添
加してＶ型混合機で15分間混合した。
この粉末を70℃に加熱し型温度100℃の金型で8ton/cm2
の成形圧でディスク状に成形して88％の密度を得た。そ
の後、アルゴン雰囲気中で450℃で30分保持し、直ちに3
00℃に加熱された同じ金型で再圧縮し、密度を100％に
した。
の成形圧でディスク状に成形して88％の密度を得た。そ
の後、アルゴン雰囲気中で450℃で30分保持し、直ちに3
00℃に加熱された同じ金型で再圧縮し、密度を100％に
した。
このディスクを400℃に加熱し、300℃に加熱された鍛造
用金型にて成形し、ピストン素材を得た。このピストン
の強度確認を行ったところチタン合金粉末、ZrMn粉末、
Pd粉末を入れたものは入れないものに比べて、衝撃値は
50％アップし、伸びは50％アップした。
用金型にて成形し、ピストン素材を得た。このピストン
の強度確認を行ったところチタン合金粉末、ZrMn粉末、
Pd粉末を入れたものは入れないものに比べて、衝撃値は
50％アップし、伸びは50％アップした。
［実験例５］ 17wt％Si−4wt％Fe−2.5wt％Cu−2wt％Mn−0.5wt％Mg−
残部Alのアトマイズ粉末に耐摩耗性を附与するために３
％のZrO2を添加して押出した丸棒はZrO2を入れないもの
に比べ伸び衝撃値が低下する傾向があったが、脱ガス処
理するに先だって、１％Tiの粉末を添加し均質に混合し
たものを押し出したところ、抗張力は15％、伸びは10
％、衝撃値は30％upしていることが確認された。
残部Alのアトマイズ粉末に耐摩耗性を附与するために３
％のZrO2を添加して押出した丸棒はZrO2を入れないもの
に比べ伸び衝撃値が低下する傾向があったが、脱ガス処
理するに先だって、１％Tiの粉末を添加し均質に混合し
たものを押し出したところ、抗張力は15％、伸びは10
％、衝撃値は30％upしていることが確認された。
次に、第４図乃至第６図に基づき、製品に残存するガス
量と機械的性質との関連性について、本発明の方法で成
形した製品と従来の方法で成形した製品の例を比較しつ
つ説明する。
量と機械的性質との関連性について、本発明の方法で成
形した製品と従来の方法で成形した製品の例を比較しつ
つ説明する。
ここで、第４図は製品の残存ガスとシャルピー値の関係
を表すグラフ、第５図は製品の残存ガス量と伸びの関係
を表すグラフ、第６図は製品の残存ガス量と200℃引張
圧縮疲労強度の関係を表すグラフである。尚本発明方法
としては、アルミニウム合金粉末を17wt％Si−4wt％−2
wt％Mn−2.5wt％Cu−0.5wt％Mg−残部Alのアトマイズ粉
とし、水素吸蔵金属としては44μ以下のTi粉末を2wt％
添加し、これら混合粉末を50℃で圧粉した後、大気中、
乾燥アルゴン中及び真空中の各雰囲気で460℃で１時間
保持し、この後この温度を維持して再圧縮して部品を鍛
造し、この部品から試験片を切り出して強度試験を試
み、更にアルゴンガス溶融法によって試験片中に含まれ
る残存ガスを求め、ガス量と機械的性質との関連性を求
めた。
を表すグラフ、第５図は製品の残存ガス量と伸びの関係
を表すグラフ、第６図は製品の残存ガス量と200℃引張
圧縮疲労強度の関係を表すグラフである。尚本発明方法
としては、アルミニウム合金粉末を17wt％Si−4wt％−2
wt％Mn−2.5wt％Cu−0.5wt％Mg−残部Alのアトマイズ粉
とし、水素吸蔵金属としては44μ以下のTi粉末を2wt％
添加し、これら混合粉末を50℃で圧粉した後、大気中、
乾燥アルゴン中及び真空中の各雰囲気で460℃で１時間
保持し、この後この温度を維持して再圧縮して部品を鍛
造し、この部品から試験片を切り出して強度試験を試
み、更にアルゴンガス溶融法によって試験片中に含まれ
る残存ガスを求め、ガス量と機械的性質との関連性を求
めた。
そして各グラフから分るように脱ガスの能力は真空中、
乾燥アルゴン中、大気中の順に脱ガス性能が優れ、又、
残存ガス量の少ないもの程シャルピー値、伸び、200℃
温間疲労強度が高いことがわかる。しかしながらTi粉末
を添加したものは、水素ガスがTi粉末の中に吸収される
為、残存ガスが大量に検出されるにも拘らず、シャルピ
ー値、伸び、200℃の温間疲労強度が向上している。
乾燥アルゴン中、大気中の順に脱ガス性能が優れ、又、
残存ガス量の少ないもの程シャルピー値、伸び、200℃
温間疲労強度が高いことがわかる。しかしながらTi粉末
を添加したものは、水素ガスがTi粉末の中に吸収される
為、残存ガスが大量に検出されるにも拘らず、シャルピ
ー値、伸び、200℃の温間疲労強度が向上している。
（発明の効果） 以上のように本発明は、アルミニウム合金粉末を焼結さ
せる際、所定粒径の水素吸蔵金属粉末を所定量添加し、
所定温度に加熱した後、所定温度を保持したまま加圧成
形するようにしたため、水素吸蔵金属によってアルミニ
ウム合金粉末中の水素が吸蔵され、粉末粒子の結合強度
が高まって、成形品の機械的強度、特に第３図（ロ）に
示すように伸び率を大幅に向上させることが出来る。
せる際、所定粒径の水素吸蔵金属粉末を所定量添加し、
所定温度に加熱した後、所定温度を保持したまま加圧成
形するようにしたため、水素吸蔵金属によってアルミニ
ウム合金粉末中の水素が吸蔵され、粉末粒子の結合強度
が高まって、成形品の機械的強度、特に第３図（ロ）に
示すように伸び率を大幅に向上させることが出来る。
第１図は本発明方法を工程順に示した図、第２図は添加
する水素吸蔵金属の粒径と200℃引張圧縮疲労強度との
関係を示すグラフ、第３図（イ）〜（ヘ）は本発明によ
って製造した製品のTi粉添加量と抗張力等との関係を示
すグラフ、第４図乃至第６図は本発明方法によって得ら
れた製品と従来方法によって得られた製品の残存ガス量
とシャルピー値、伸び及び200℃引張圧縮疲労強度との
関係を示すグラフ、第７図は従来のアルミニウム合金粉
末の焼結体の拡大断面図である。 尚、図面中、１は混合機、11は圧粉成形体、20は加熱装
置、31は予備成形品、40は鍛造用金型である。
する水素吸蔵金属の粒径と200℃引張圧縮疲労強度との
関係を示すグラフ、第３図（イ）〜（ヘ）は本発明によ
って製造した製品のTi粉添加量と抗張力等との関係を示
すグラフ、第４図乃至第６図は本発明方法によって得ら
れた製品と従来方法によって得られた製品の残存ガス量
とシャルピー値、伸び及び200℃引張圧縮疲労強度との
関係を示すグラフ、第７図は従来のアルミニウム合金粉
末の焼結体の拡大断面図である。 尚、図面中、１は混合機、11は圧粉成形体、20は加熱装
置、31は予備成形品、40は鍛造用金型である。
フロントページの続き (72)発明者 長尾 優一 埼玉県狭山市新狭山１丁目10番地１ ホン ダエンジニアリング株式会社内 (72)発明者 小杉 雅紀 埼玉県狭山市新狭山１丁目10番地１ ホン ダエンジニアリング株式会社内
Claims (1)
- 【請求項１】アルミニウム合金粉末に粒径150μ以下の
水素吸蔵金属粉末を0.2〜2.0wt％添加し、これら混合粉
末を圧粉成型し、この圧粉成型によつて得られた成型体
を400〜500℃に加熱して脱ガスと水素ガスの吸蔵を行
い、この後成型体の温度を300〜500℃に保持した状態で
加圧成形するようにしたことを特徴とするアルミニウム
合金の粉末成形法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62231404A JPH076008B2 (ja) | 1987-09-16 | 1987-09-16 | アルミニウム合金の粉末成形法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62231404A JPH076008B2 (ja) | 1987-09-16 | 1987-09-16 | アルミニウム合金の粉末成形法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6475634A JPS6475634A (en) | 1989-03-22 |
| JPH076008B2 true JPH076008B2 (ja) | 1995-01-25 |
Family
ID=16923072
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62231404A Expired - Fee Related JPH076008B2 (ja) | 1987-09-16 | 1987-09-16 | アルミニウム合金の粉末成形法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH076008B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03120301A (ja) * | 1989-10-03 | 1991-05-22 | Toyota Motor Corp | アルミニウム合金の粉末冶金法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6270531A (ja) * | 1985-09-24 | 1987-04-01 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物部材の成形法 |
-
1987
- 1987-09-16 JP JP62231404A patent/JPH076008B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6270531A (ja) * | 1985-09-24 | 1987-04-01 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物部材の成形法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6475634A (en) | 1989-03-22 |
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