JPS63402A - 焼結鍛造用原料粉末およびその粉末を使用した焼結鍛造法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 この発明はＡ１基合金の粉末冶金による門）、咲部品を
製造するための原料となる粉末、およびその粉末を使用
する方法に関し、特に粉末冶金のうちでも焼結鍛造によ
って機械的特性の浸れた部品を製造するための原料粉末
およびその原料粉末を用いた焼結鍜造法に関するもので
おる。

従来の技術 Ａ１基合金の粉末冶金用原料粉末のうちでも特に高い冷
却速度で凝固させた急冷凝固粉末は、第二元素の固）容
足が大きく、また組織が微細かつ均一であるため、急冷
凝固粉末を使用した幼木冶金部品は優れた機械的特性が
１９られるものと期待されている。

このようなＡ１基合金の急冷凝固粉末を固化させて機械
部品を製造すための従来の方法としては、次に述べるよ
うな（Ａ）押出法、（Ｂ）焼結法、（Ｃ）焼結鍜造法が
知られている。

（Ａ）押出法 押出しによって固化させる方法で市って、粉末を予備成
形してコンテナーに収容し、そのコンテナーごと押出す
方法あるいは特開昭５９−１７０２０５号公報において
提案されているように、粉氷を予備成形した後、押出温
度で容易に変形するパッドを予備成形体（プリフォーム
）の頭部に入れて押出す方法などがある。

（Ｂ）焼結法 高温での焼結によって固化させる方法で必って、代表的
には例えば特開昭５６−２０３４４＠公報において提案
されているように、Ａ１と合金化されて低融点の共晶を
形成するＣｕ等の粉末をＡｌ粉末と混合して用い、焼結
時に共晶溶融による液相を発生させて液相焼結を進行さ
せる方法がおる。

（Ｃ）焼結鍜造法 粉末を予備成形した後に所定の焼結温度に加熱して金型
鍛造する方法でおり、Ａ１基急冷凝固粉末の焼結鍜造法
としては特開昭５９−１５７２０２号公報および特開昭
６０−１４５３４９号公報において提案されている方法
がある。前述の特開昭５９−１５７２０２＠公報の方法
は、へ２合金溶湯を１０３　ｋ／　Ｓｅｃ以上で急速凝
固させ、６０メツシユ以下に′０末化した原料粉末を、
冷間静水圧圧縮（ＣＩＰ）によって密度９５％以上に圧
縮成形してプリフォーム（予価成形体）を作成し、２０
０’Ｃ〜６００　’Ｃに加熱して金型内で鍛造する方法
である。但しここで予備成形体の加熱温度（焼結温度）
は一応は２００〜６００　’Ｃと広い範囲で記載されて
はいるが、実施例では５００’Ｃ前後（４５０〜５５０
’Ｃ）とされている。また後者の特開昭６０−１４５３
４９号公報の方法は、基本合金成分として３ｉ１０〜２
０重憬％とＦｅ２〜１２重但％を含有する特定の成分系
のアルミニウム合金を焼結鍛造するにあたって、前者の
特開昭５９−１５７２０２＠公報の方法と同様な方法を
適用するもので必る。但しこの場合の加熱温度は２５０
〜５００’Ｃとされている。

発明が解決すべき問題点 前述のようなＡ１基合金急冷；疑固扮末の固化のための
従来技術のうち、（Ａ）の押出法は、工程が複雑て高コ
ストとなるばかりでなく、押出材の形状が丸棒や角材等
に限定され、したがってその他の形状の製品を１ｑよう
とすれば大幅な機械加工を要する問題がある。

また（Ｂ）の焼結法では、それだけでは粉末同士の結合
が不充分で、浸れた機械的特性が得られない問題がある
。

さらに（Ｃ）の焼結Ｉ２造法における前記各公報記載の
方法では、焼結温度が実際上５００　’Ｃ前後で必り、
特に特開昭５９−１５７２０２＠公報の方法における成
分系では焼結温度を高め過ぎれば共晶を形成して成形体
プリフォームから溶出し、強度低下を（Ｇくとされ、そ
のため５００°Ｃ前後で焼結を行なわざるを得なかった
。しかしながら５００’Ｃ１では八！−Ａｌの自己拡散
が必より進行せず、充分な強度は１ｎられなかった。ま
たこれらの方法では冷間静水圧圧縮によってプリフォー
ムを成形しているが、冷間静水圧圧縮はコストが著しく
高く、また生産性、作業性も著しく低い問題がある。

以上のように、従来の方法では、浸れたＱｉｌ或的特性
が期待されるＡ１基合金急冷凝固粉末を原料粉末として
用いても、実際には充分な強度を有する部品を低コスト
で得ることは未だ困難であった。

この発明は以上のような事情を背景としてなされたもの
で、Ａｆ！合金急冷凝固粉末を用いて機械的特性が優れ
た部品を低コストで製造することができるようにした焼
結鍛造用の原料粉末、およびその粉末を用いて実際に焼
結鍛造を行なう方法を提供することを目的とするもので
おる。

問題点を解決するための手段 本願の第１発明は、焼結鍛造部品製造用の原料粉末につ
いてのものであり、基本的には原料向末としてＡＬ−Ｆ
ｅ合金急冷凝固粉末とＭｇ粉末との混合粉末を用いると
ともに、粉末全体としての成分組成を特定の範囲内に規
定し、かつＡ１−Ｆｅ合金急冷凝固粉末の形状を規定す
ることによって、焼結鍛造で低コストで機械的特性のけ
れた部品が得られるようにしたものである。

具体的には、第１発明の焼結鍛造用原料粉末は、短径Ｌ
ｓと長径ＬＲとの比Ｌｓ　／Ｌｌｆｉが０．９以下であ
ってかつ平均冷却速度ｌＸ１０２に／ＳｅＣ〜１×１０
５　ｋ／ｓｅｃで急冷凝固されたＡＮ−Ｆｅ合金からな
る急冷凝固粉末と、Ｍｇ粉末とが、粉末全体としての成
分組成がＦｅ１〜８ｗ℃％、ＭＯ３〜６ｗｔ％、残部が
実質的に八２どなるように混合されていることを特徴と
するものである。

また第２発明は、第１発明による原料粉末を使用して、
寅際に焼結鍛造を行なう方法についてのものである。

具体的には第２発明の焼結鍛造方法は、原料粉末として
、短径Ｌｓと長径Ｌｉとの比Ｌｓ　／Ｌ１が０．９以下
であってかつ平均冷却速度１Ｘ１０２に／ＳｅＣ〜１Ｘ
１０５に／ＳｅＣで急冷凝固されたＡｌ−Ｆｅ合金から
なる急冷凝固粉末と、Ｍｇ粉末とが、粉末全体としての
成分組成がＦｅ　１〜８ｗｔ％、Ｍｑ３〜６ｗｔ％、残
部が実質的にＡｆとなるように混合されてなる粉末を用
い、その原料粉末を金型に充填して所定形状に成形し、
続いて８５３ｋ〜９０３　ｋの範囲内の温度で焼結した
後、直ちに鍛造することを特徴とするものである。

作　　　用 この発明の原料粉末としては、Ａｆ−Ｆｅ合金からなる
急冷凝固粉末と、ｆＶＩｇ粉末との混合粉末を、粉末全
体としての成分組成がＦｅ　１〜８％（重量％、以下同
じ）、ＭＣ２３〜６％、残部実質的にＡｌとなるように
混合したものを用いる。この粉末全体としての成分組成
は、最終的に得られる焼結鍛造部品の成分組成と実質的
に同じで市る。

このように成分組成を限定した理由は次の通りである。

Ｆｅ： ＦｅはＡｌ中に固溶してＡｌを強化する元素でおり、ま
た高温での強度低下を少なくする元素として有効でおる
。後述するように一般的な重力鋳造ではＡｌ中へのＦｅ
の固溶俵は約０．０４％程度であって、それ以上Ｆｅを
添加すればＦｅＡｌ３等の金属間化合物として析出して
しまうが、急冷凝固粉末では冷却凝固速度が高いため、
通常の固溶限を越えて過飽和にＦｅ＠Ａｌに固溶させる
ことができ、そこでこの発明でもＦｅを多量に添加して
大幅な強度向上を図っている。但し、Ｆｅが１％未満で
は充分に強度向上を図ることができず、一方８％を越え
てＦｅを添加すれば、粉末の硬さが高くなり過ぎて金型
による成形時に型がかじられる等により型寿命を短くす
る不都合が生じ、また固溶していたＦｅが焼結時の加熱
によりＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物として析出して強度を
低下させるおそれがある。したがってＦｅの添加量は１
〜８％の範囲内とした。

Ｍｇ： ＭｇはＡｌと低融点の共晶を形成し、焼結時に液相を発
生させて、Ａｌ−Ｆｅ合金粉の表面に形成されている強
固なＡｌの酸化皮膜（Ａ１２０３）を破って液相焼結を
進行させるために添加するも液相の発生量が少なく、焼
結が進行しない部分が生じて充分な強度が１ｑられなく
なる。−万Ｍｇの添加量が６％を越えれば液相の発生量
が過剰とな　　　“ってプリフォームから溶出してしま
うおそれがある。またＭｇｈ（６％を越えれば、Ｍｇの
拡散が不充分となって合金化されないＭｇのままの状態
で偏在して不均一な組織となり、その部分が脆弱となっ
て強度が低下してしまう。したがってＭｇの添加量は３
〜６％の範囲内とした。

ここで、ＦｅはＡｌ−Ｆｅ合金急冷凝固粉末として添加
し、Ｍｇは別にＭｇ扮として添加する。

すなわちＦｅは前述のように過飽和にＡｌに固溶させる
関係上、Ａｌ−Ｆｅ急冷凝固粉末としておくことが必須
であり、またＭｇは、前述のように焼結時にＡｌ−Ｆｅ
合金粉末表面の酸化皮膜を破ってＡｌとの共晶液相を発
生させ、液相焼結を進行させるために、Ａｌ−Ｆｅ合金
粉とは別に添加する必要がある。

上述のようなＡｉ＞−Ｆｅ合金急冷凝固粉末およＦｅ合
金急冷凝固粉末は、その粉末粒子の短径１ｓと長径Ｌｌ
との比Ｌｓ　／Ｌ１を０．９以下とする必要がある。こ
こで、短径Ｌｓ、長径Ｌ１とは、粉末粒子の中心を通る
径のうち最も短い径、および最も長い径として定義する
ことができ、実際的には粉末を樹脂に埋込んで研磨し、
光学顕微鏡にて測定すれば良い。このように短径Ｌｓと
長径Ｌ１との比Ｌｓ　／Ｌｊが０．９以下で市ることは
、粉末粒子が球形ではなく、偏平な形状あるいは細長い
形状であることを意味し、このような場合、英際には粉
末粒子の形状は一定ではなく不規則な形状となる。

一段に鉄系粉末等による粉末冶金での部品の製造におい
ては、粉末粒子が真球に近いほど、冷間での金型成形が
困難となり、また成形体プリフを一ムの強度も低下する
ことが知られている。これは、粉末粒子形状が不規則と
なるほど（したがって粒子表面の凹凸が増加するほど）
粉末粒子同士が互いに絡み合って結合を保ち易くなり、
成形荷重が低くても高密度を得易くなるとともに、成形
体プリフォームの強度も高くなるためで必る。このこと
がＡｌ−Ｆｅ合金粉においても言えるか否かを確認する
ため、本発明者等は種々の形状のＡｌ−Ｆｅ合金扮米粒
子を用いて金型成形性の実験を行なったところ、短径／
長径の比がある値以上では金型成形後に亀裂が生じたり
、高荷重でも成形不可能となるなどの難成形性を示すこ
とを見出した。すなわち、翔径／長径比が０．９を越え
るＡｌ−Ｆｅ合金粉は金型成形による成形性が低いこと
が判明した。そこでこの発明ではＡｆｆ−Ｆｅ合金急冷
凝固粉末の短径／長径比を０．９以下に限定したのであ
る。

なおここでＡｌ−Ｆｅ合金急冷凝固粉末の短径／長径比
が０．９以下であるとは、使用する粉末の平均値で０．
９以下でおれば良いが、もちろん実質的に粉末全てが０
．９以下であることが好ましい。

なおまた、急冷凝固粉末の短径／長径比は、凝固時の冷
却速度にも依存し、この発明で規定する平均冷却速度１
ｘｌＯ２に／ｓ６（〜１ｘ１０５　ｋ／ｓｅｃの範囲内
では、短径／長径比がほぼ０．９以下の粉末を得ること
ができる。

ざらにＡｌ−Ｆｅ合金急冷凝固粉末は、平均冷却速度１
ｘｌＯＦ　ｋ／ｓａＣ〜１ｘ１０５　ｋ／ｓｅｑの範囲
内で得られたものを用いる。このように平均冷却速度を
定めた理由は次の通りでおる。

テなわら、粉末凝固時の平均冷却速度はＡｌ中へのＦｅ
等の元素の固）容ωに大きく影響を与え、平均冷却速度
が大きくなれば固溶量が大幅に増大する。Ａｌ−Ｆｅ合
今に限った場合、一般的な重力鋳造では平均冷却速度は
約１００　ｋ／ＳｅＣでおり、この場合Ａｌ中へｐｅは
約０．０４％しか固）容しないが、各種文献から知られ
ているように冷却速度が１０５　ｋ１５ｅＣ程度になれ
ばＡｌ中へのＦｅの固溶量は約１２％にも達する。一方
Ａｌ中へのＦｅの固溶量が大きくなると粉末の硬さが向
上し、殿械的特性の優れた焼結鍛造部品が期待されるこ
とから、この発明ではＦｅ添加蟻を１〜８％の範囲内と
し、このＦｅを全量固）容させておくこととしている。

このような量のＦｅを固溶させ得る平均冷却速度を実験
により求めたところ、Ｆｅの固Ｆｆｔか１％以上になる
ためには平均冷ムロ速度はｌＸＩＯ２に／＜ｅｐ以上必
要であり、またＦｅの固溶量が８％以下では平均冷却速
度は１ｘ１０５　ｋ１５６ｃ以下で充分でおることが判
明した。

また粉末凝固時の平均冷却速度は粉末粒子径にも関係し
、平均冷却速度が大きいほど小径の粒子を得ることがで
きる。平均冷却速度が１×１０２に７８０未満では、粒
子径が５００戸以上となって、金型成形による成形密度
を高めにくくなり、しかも結晶も大きくなることから、
焼結鍛造後の強度も充分に得られなくなる。一方平均冷
却速度が１×１０５　ｋ／ＳｅＣを越える場合には、粉
末粒子径が１０ｕｍ未満のいわゆる微粉となる。このよ
うな微粉では粉末の流動性が悪く、金型成形時に粉末が
金型の隅部まで充分に？１き渡り難くなって、金型成形
による形状精度が低下する。

上述のようなＦｅ固溶量と粉末粒子径との２点から、Ａ
ｌ−Ｆｅ合金粉末の凝固時の平均冷去〇速度を１ｘ１０
２に／ｓｅｃ　〜１ｘ１０５　ｋ／ｓｅｃの範囲内に限
定した。

なおＡＸ−Ｆｅ合金急冷で固粉末を得るための具体的な
粉末製造方法としては、公知のガスアトマイズ法や遠心
憤霧法、回転カップ法、双ロール法、単ロール法などを
適用することができる。

原料粉末の粒径は、Ａ４２−Ｆｅ合金急冷凝固粉末につ
いては既に平均冷却速度との関係で述べたように１０〜
５０（１，１ｍの範囲内が好ましく、−万Ｍｇ粉末の粒
径は特に限定しないがＡｌ−Ｆｅ合金急冷凝固粉末粒子
との接触を均一にするためにＡｌ−Ｆｅ合金急冷凝固粉
末と同程度とすることが望ましく、具体的には５０〜２
５０ＪＪｍ程度が好ましい。

本願第１発明に係る原料粉末については以上の通り、粉
末全体の成分組成を特定の範囲内とするとともに、特定
の範囲の平均冷却速度により得られた特定の範囲の短径
／長径比のＡｌ−Ｆｅ合金急冷凝固粉末と、Ｍｇ粉との
混合粉末とすることによって、金型成形における成形密
度を高めて成形体プリフォームの強度を高め得るととも
に、焼結時の焼結の進行を促進させ、多量のＦｅによっ
て固溶強化された高強度の焼結鍛造品を得ることが可能
となるのでおる。

次いで上述のような原料粉末を用いて焼結＠造を行なう
方法、すなわち本願第２発明の作用について説明する。

原料粉末は、先ず金型に充填して所定形状に成形する。

このように金型成形を用いる理由は次の通りである。

すなわち、この発明は機械的特性の曖れたアルミニウム
合金を安価に製造することを目的としている。単に成形
性の点のみからは、例えば前述の特開昭５９−１５７２
０２＠公報に示されるような冷間静水圧圧縮法（以下Ｃ
ＩＰと略す）により成形体プリフォームを１昇ることも
可能であるが、ＣＩＰは装置が大型で導入コストが非常
に高価であり、しかも高圧の静水圧を用いるため製造コ
ストが高く、そして何より１処理で１製品しか製造でき
す、また１処理から次の処理までの手間が多く、したが
って著しく高価な処理である。そこで本発明者等は、種
々実験を重ねた結果、Ａ１合金急冷凝固粉末でも、従来
の鉄粉末と同様の金型成形工程で光　　５分な成形体プ
リフォームの強度が得られことを確認した。この金型成
形は設備的にも安価である。

したがってこの発明では金型成形によりプリフォームを
作成するものとした。

上述のようにして金型成形により原料粉末を成形してプ
リフォームを作成した後、そのプリフを一部を８５３〜
９０３　ｋの範囲内の温度に加熱して焼結する。この焼
結時には、既に述べたようにＭｇがＡｌと共晶を形成し
て液相を発生し、焼結が進行する。すなわら、発生した
液相によってＡｌ−Ｆｅ合金′恰表面の重化皮膜が破壊
されて、隣接するＡｌ−Ｆｅ合金向同士の焼結がＡｆｌ
−Ａ！自己拡散により進行する。ここで焼結温度を８５
３〜９０３　ｋに定めた理由は次の通りでおる。

焼結温度と焼結鍛造材の引張強ざの関係について本発明
者等が実験を行なった結果を第１図に示す。なおこの実
験において、組成、鍛造材の密度等の各条件は、焼結温
度以外一定とした。第１図からもわかるように、焼結温
度が８５３に未満では〜１ｇとＡｌとの共晶の形成によ
る液相発生か充分になされず、Ａ　ｌ　−Ａ、　ｌの自
己拡散が不充分であるため、引張強ざは低い。一方９０
３　ｋを越えるとプリフォームの一部が溶出して寸法精
度が低下するとともに不均質な組織が生成し、強度も低
下する。したがってこの発明では焼結温度を８５３に以
上９０３に以下とした。但し第１図にも示されるように
、焼結温度が８７３に以上８９３に以下の場合に引張強
ざは３０Ｋｓｆ／ｎ＋ｍ以上に達し、したがってこの温
度範囲内が最も好ましい。

なおここで、焼結温度域（８５３〜９０３ｋ）は、Ａ１
基合金の急冷凝固粉末の焼結温度としては従来技術と比
較して高温域であり、このような高温域では急冷凝固粉
末の有する微細粗職や非平衡相が変化して機械的特性が
劣化するのではないかと懸念されたが、結果的には第１
図のデータに示す通りの高強度が１ｑられ、したがって
上記組織は変化せず、かつ充分に焼結結合がなされたも
のと考えられる。

このようにして８５３〜９０３　ｋの範囲内の温度に加
熱して焼結した後、直ちに金型内で鍛造する７金型内で
の鍛造を焼結後直ちに行なうことは、熱間で鍛造するこ
とを意味する。このような熱間での鍛造により、製品の
最終形状に近い形状の鍛造材を容易に得ることができ、
後の機械加工費を低減できるとともに、容易に高密度と
することができ、これによりＲ懺的特性、特に強度の優
れた材料が得られる。また焼結鍛造は生産効率が高く、
したがって以上のことから、この発明では安価で成域的
特性の漬れたアルミ合金が１昇られる金型内での焼結鍛
造を適用した。

以上のように、第２発明の焼結鍜造法は、既に）ホべた
ような第１発明に係る特定の原料粉末を用い、金型で成
形した後、特定の比較的高温の温度域にＤＯ熱して焼結
し、焼結後直ちに鍛造（熱間鍛造）するもので市って、
このようにすることによって特に高コストのＣＩＰを適
用せずに薇憾的特性の優れた部品を低コストで得ること
ができる。

またこの発明では、金型成形および金型内での鍛造を通
用しており、この場合押出法と比較して形状自由度が著
しく大きく、したがって各種形状の部品を容易に製造す
ることが可能となる。

実施例 以下にこの発明の実施例および従来法による比較例を記
す。

し実施例１］ Ａ！−５ｗｔ％Ｆｅ合金を平均冷却速度２Ｘ１０２ｋ　
／　５６Ｃで急冷；疑固させた粉末（短径／長径比＝０
．２１　、平均粒径５０Ｊ、１ｍ）と純Ｍｇの平均粒径
１００ｐｉの切削粉５重量％とを、Ｖ型混合機にて回転
数３０ｒｍｐで３０分混合した。得られた混合粉末を、
アミドワックス系の潤滑剤を塗布した平板引張試験片成
形金型（断面積１６ｃｍ）内に充填し、面圧２トン／　
ｃｎｉで加圧成形した。得られたプリフォームの密度は
２．２！７’／ｃｍであった。次いでこのプリフォーム
をＮ２ガス雰囲気中で６２０’ＣＸ　４０分加熱保持し
て焼結した。その後直ちに炉から取り出し、平板引張試
験片鍛造金型（断面積１８ｃｆｆｌ）内にセットし、機
械式鍛造機にて鍛造を行なった。なお鍛造金型は予めバ
ーナで加熱し、焼結体をセットする寸前に黒鉛系の潤滑
剤を塗布しておいた。得られた鍛造体の密度比（＝（実
測密度÷理論密度）×１００（％））は１００％であっ
た。この鍛造体について、万能試験機を用い、クロスヘ
ッドスピード１Ｍ／　ｍｉｎにて、至温で引張試験を行
なった結果、引張強ざは３５句Ｆ　／　ｍｔ＃で必った
。また同様にこの載造体について、オートグラフを用い
、クロスヘッドスピード１ａ＊　／　ａｉｎにて２５０
°Ｃで引張試験を行なった結果、引張強さは？２゛２ｆ
／−であった。なお２５０°Ｃで試験した引張試験片は
、予め２５０　’Ｃで１００時間力Ｕ熱保持を行なって
おいた。

：実施例２ゴ Ａｆ−４ｗｔ％Ｆｅ合金を平均冷却速度２×１０２１＜
１５ｅＣで急冷凝固させた粉末（短径／長径比＝０．２
３　、平均粒径５０戸）と純Ｍｇの平均粒径１００戸の
切削°杉）３重量％とを、Ｖ型混合機にて回転数３０ｒ
ｍｐで３０分混合した。１ｑられた混合粉末を、アミド
ワックス系の潤滑剤を塗布した平板引張試験片成形金型
内に充填し、面圧２トン／　ｃｎｉで加圧成形した。得
られたプリフォームの密度は２．２ｙ／Ｃｍ’でおった
。次いでこのプリフォームを大気中で６００’ＣＸ　４
０分加熱保持して：焼結した。その後直ちに炉から取り
出し、平板引張試験片鍛造金型内にセットし、機械式鍛
造機にて鍛造を行なった。なお鍛造金型は予めバーナで
加熱し、焼結体をセットする寸前に黒鉛系の潤滑剤を塗
布しておいた。

１昇られた鍛造体の密度比は９９％であった。この鍛造
体について、万能試験液を用い、クロスヘッドスピード
１ｍ／ｍ＊ｎにて、至温で引張試験を行なった結果、引
張強ざは３１に９ｆ　／　ｒｉｎ？であった。また同様
にこの鍛造体について、オートグラフを用い、クロスヘ
ッドスピード１ｍｍ　／　ｍ１ｎにて２５０　’Ｃで引
張試験を行なった結果、引張強ざは１８句ｆ　／　ｍｍ
　’ｒ　（Ｓ’１つだ。

なお２５０°Ｃで試験した引張試験片は、予め２５０°
Ｃで１００時間加熱保持を行なっておいた。

［比較例１］ Ａ　１−１５ｗｔ％Ｓ１合金を平均冷却速度３Ｘ１０２
ｋ　／　Ｓｅｃで急冷凝固させた粉末（短径／長径比−
〇、２３、平均粒径４０３，１ｍ）と縛Ｃｕの平均粒径
２（Ｘ、１ｍの電解扮４重但％とを、Ｖ型混合殿にて回
転数３０ｒｍｐで３０分混合した。得られた混合粉末を
、アミドワックス系の潤滑剤を塗布した平板引張試験片
成形金型内に充填し、面圧３トン／　ｃｉで加圧成形し
た。得られたプリフォームの密度は２．３９／ｃｉでめ
った。次いでこのプリフォームをＮ２雰囲気中で５ＱＯ
’Ｃｘ　１１０分加熱保持して焼結した。その後直ちに
炉から取り出し、平板引張試験片成形金型内にセットし
、機械式鍛造芸にて鍛造を行なった。

なお鍛造金型は予めバーナで加熱し、焼結体をセットす
る寸前に黒鉛系の潤滑剤を塗布しておいた。

得られた鍛造体の密度比は９９％であった。この鍛造体
について、万能試験機を用い、クロスヘッドスピード１
！Ｍ１／ｍ１ｒＩにて、至温で引張試験を行なった結果
、引張強さは１９Ｋｇｆ　／　ｍｎ？であった。また同
様にこの鍛造体について、オートグラフを用い、クロス
ヘッドスピード１！ｎ！ｎ／　ｍａｎにて２５０’Ｃで
引張試験を行な、つた結果、引張強ざは９に９ｆ／−で
あった。

なお２５０’Ｃで試験した引張試験片は、予め２５０°
Ｃで１００時間加熱保持を行なっておいた。

［比較例２］ Ａｌ−５ｗｔ％Ｆｅ合金を平均冷却速度５Ｘ１０５ｋ　
／　Ｓｅｅで急冷凝固させた粉末（短径／長径比＝０．
９２、平均粒径４０声）と純ＭＣＪの平均粒径１００ｐ
ｉの切削ｙ１５重量％とを、■型混合機にて回転数３０
ｒｍｐで３０分混合した。得られた混合粉末を、アミド
ワックス系の潤滑剤を塗布した平板引張試験片成形金型
内に充填し、面圧２トン／ｃＩｒｔで加圧成形した。そ
の結果、成形体にはならず粉末状態のままであった。そ
こで面圧を４トン／ｃｒｒｔにしたところ、成形体の表
面は金属光沢があったが、試験片の高さ方向でのほぼ中
央付近で、二つに割れた。

また面圧を３トン／ｄにしたところ成形体の表面は金属
光沢があったが、試験片の高さ方向でのほぼ中央付近に
龜裂が発生していた。

以上の各実施例および各比較例についての結果を第１表
にまとめて示す。

第１表から明らかなように、この発明の方法の実施例１
．２により得られた部材は、いずれも至温引張強さが３
０Ｋｌｌｆ／！Ｍ１以上と高強度であってしかも２５０
℃での引張強ざが１８Ｋｓｆ／ｓ以上と高温強度も高い
。これに対し成分組成をＡ１−３ｉ−Ｃｕ系としかつ焼
結温度を７７３にと相対的に低温とした比較例１では、
至温引張強さおよび２５０　’Ｃでの高温引張強ざが格
段に低かった。一方、短径／長径比が０．９２と真球に
近いＡｌ−Ｆｅ合金急冷厨固粉末を用いた比較例２では
、金型成形が不可能であった。

発明の効果 第１発明の焼結＠造用原料粉末によれば、冷間静水圧圧
縮（ＣＩＰ）というような高コストで生産性の低い成形
法を適用せずに、金型成形と焼結鍛造を適用することに
よって低コストで成域的特性の優れたＡ１基合金粉末冶
金部品を（ｑることが可能となる。また第２発明の焼結
鍜造法によれば、上述のように機械的特性の優れたＡ１
基合金粉末冶金部品を実際に低コストで製造することが
でき、しかも押出法の如く形状自由度が極端に制限され
ることなく、各種の形状の部品を容易に製造することが
できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は第２発明における焼結温度と焼結鍛造部品の引
張強さとの関係を示す相関図で必る。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）短径Ｌｓと長径Ｌｌとの比Ｌｓ／Ｌｌが０．９以
   下であつてかつ平均冷却速度１×１０＾２ｋ／ｓｅｃ〜
   １×１０＾５ｋ／ｓｅｃで急冷凝固されたＡｌ−Ｆｅ合
   金からなる急冷凝固粉末と、Ｍｇ粉末とが、粉末全体と
   しての成分組成かＦｅ１〜８ｗｔ％、Ｍｇ３〜６ｗｔ％
   、残部が実質的にＡｌとなるように混合されてなる焼結
   鍛造用原料粉末。
2. （２）原料粉末として、短径Ｌｓと長径Ｌｌとの比Ｌｓ
   ／Ｌｌが０．９以下であつてかつ平均冷却速度１×１０
   ＾２ｋ／ｓｅｃ〜１×１０＾５ｋ／ｓｅｃで急冷凝固さ
   れたＡ２−Ｆｅ合金からなる急冷凝固粉末と、Ｍｇ粉末
   とが、粉末全体としての成分組成がＦｅ１〜８ｗｔ％、
   Ｍｇ３〜６ｗｔ％、残部が実質的にＡｌとなるように混
   合されてなる粉末を用い、その原料粉末を金型に充填し
   て所定形状に成形し、続いて８５３ｋ〜９０３ｋの範囲
   内の温度で焼結した後、直ちに鍛造することを特徴とす
   る焼結鍜造法。
3. （３）成形後の焼結温度を、８７３ｋ〜８９３ｋの範囲
   内とする特許請求の範囲第２項記載の焼結鍜造法。