JP2005082855A - Ａｌ合金材料 - Google Patents

Abstract

【課題】 高温強靱性に優れたＡｌ合金材料を提供する。
【解決手段】 高温強靱性に優れたＡｌ合金材料は、金属Ａｌマトリックスと金属間化合物相３とで構成されており、前記金属間化合物相３としては、金属Ａｌを介在することなく隣接する複数の金属間化合物粒子１，２で形成されているものが含まれ、該金属間化合物相３の平均寸法が５μｍ以下であり、かつ金属間化合物の体積分率が５０〜９０％である。
【選択図】 図１（ｂ）

Description

本発明は高温強靱性に優れたＡｌ合金材料に関するものであり、好適にはエンジン部品（ピストン、コンロッドなど）などのような温度４００℃程度までの耐熱強度及び軽量性が要求される機械部品を製造するのに有用なＡｌ合金材料に関する。

Ａｌ合金材料は軽量性に優れているという特徴を有している。近年、地球環境問題への意識の高まりから自動車などの輸送機の軽量化が求められており、鉄合金からＡｌ合金への材料置換が進みつつある。しかし溶解鋳造によって製造された従来のＡｌ合金では、温度が１５０℃を超えると十分な強度を確保できない。主な強化機構が微細析出物による析出強化であるため、高温にさらされた際の析出相の粗大化による強度低下を抑制できなかったからである。

そこで溶解鋳造に代えて、急冷凝固を利用した方法（粉末冶金法など）によって製造される分散強化型のＡｌ合金材料が開発されている（特許文献１〜３など）。すなわち特許文献１では、Ｔｉ、Ｆｅを含む種々の元素を添加した溶融Ａｌ合金を急冷凝固し、得られた粉末や薄片を集成して加工成形固化して金属間化合物の安定相又は準安定相からなる粒子をアルミニウムマトリックス中に均一に分散させることによって、高温での強度低下を防止している。しかしこの特許文献１のＡｌ合金材料は、室温では引張強度約８００〜９００ＭＰａ程度（ビッカース硬さ約１５０〜２５０程度）であるが、温度３００℃では引張強度は約３００ＭＰａ程度と大きく低下している。また特許文献２にも前記特許文献１と同様の技術が紹介されているが、高温強度も特許文献１と同程度である。特許文献３ではアルミニウム合金粉末を冷間静水圧プレスすることによってアルミニウム合金成形体を製造するに際して、アルミニウム合金粉末の粒径分布をコントロールすることによって、該粉末中の晶出物を微細にすることによって、成形体の機械的強度を高めている。しかし特許文献３の方法では、成形体の機械的強度を調べるために試験片を作製する際に、該成形体を温度４２０℃で熱間押出（押出比１３）している。このような押出が可能であることから明らかなように、特許文献３の方法でも、アルミニウム合金成形体の高温強度は不十分である。

一方、急冷凝固を利用した分散強化型のＡｌ合金材料を製造する方法としては、上述の粉末冶金法の他、スプレイフォーミング法も知られている（特許文献４など）。特許文献４では、スプレイフォーミング法によればプリフォームを作製する際に全体の冷却が均等化され組織がより均一になるとしており、このプリフォームを圧延することによって得られる成形体は、優れた高温強度と超塑性特性を備えているとしている。なお特許文献４の方法では、プリフォームの気孔（ミクロポア）率が１％前後となっている。しかし本発明者らの検討によれば、この特許文献４の成形体でも、高温強度は不十分である。
特許第２９１１７０８号公報 特公平７−６２１９９号公報 特開平５−１９５１３０号公報 特開平９−１２５１８０号公報

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、高温強靱性に優れたＡｌ合金材料を提供することにある。

本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、金属間化合物の量が少ないときには金属間化合物は、単独で存在しているものが多いが、金属間化合物の量を多くすると複数の金属間化合物が、金属Ａｌ（マトリックス）を介在することなく互いに隣接して集合体（連続体）を形成しやすくなること（以下、これら金属間化合物粒子の単独体及び集合体を、金属間化合物相と総称する）、そして金属間化合物の量（体積分率）を増大するだけでなく、前記金属間化合物相自体を微細化すると、Ａｌ合金材料の高温強靱性を十分に高められることを見出し、本発明を完成した。

すなわち、本発明に係るＡｌ合金材料は、金属Ａｌマトリックスと金属間化合物相とで構成されており、前記金属間化合物相としては、金属Ａｌを介在することなく隣接する複数の金属間化合物粒子（集合体）で形成されているものが含まれ（単独の金属間化合物粒子が金属間化合物相を形成していてもよい）、該金属間化合物相の平均寸法が５μｍ以下であり、かつ金属間化合物の体積分率が５０〜９０％である点に要旨を有するものである。前記金属間化合物は、例えば、Ｃｒ、Ｆｅ、及びＴｉから選択された少なくとも１種とＡｌを含むのものが好ましく、Ａｌ合金材料としては、例えば、Ｃｒ：５〜２０質量％、Ｆｅ：０〜１２質量％、Ｔｉ：０〜１２質量％を含むものが好ましい。これらＣｒ、Ｆｅ、及びＴｉは、下記式で算出される値Ｘが５０〜９０となる範囲で含有していることが推奨される。
Ｘ＝５．１１×［Ｃｒ］＋３．３３×［Ｆｅ］＋３．２４×［Ｔｉ］−１０
［式中、［Ｃｒ］はＣｒの含有量（質量％）を、［Ｆｅ］はＦｅの含有量（質量％）を、［Ｔｉ］はＴｉの含有量（質量％）を示す］
残部はＡｌ及び不可避的不純物であってもよい。

上述したようなＡｌ合金材料は、Ａｌ合金の溶湯（例えば、上述したような成分組成の溶湯）を、ガス／メタル比が５Ｎｍ³／ｋｇ以上の条件でスプレイフォーミングしてプリフォームを作成した後、このプリフォームの空孔を圧潰することによって製造できる。

本発明のＡｌ合金材料によれば、微細な金属間化合物相が多量に存在しているため、高温強靱性を十分に高めることができる。

本発明のＡｌ合金材料は、金属Ａｌ（マトリックス）と金属間化合物相とで構成されており、前記金属間化合物相には、単独の金属間化合物粒子で形成されているものがあってもよいが、少なくとも、金属Ａｌを介在することなく隣接する複数の金属間化合物粒子（集合体）で形成されているものが含まれる。そして本発明のＡｌ合金材料は、金属間化合物が多く、かつ金属間化合物相が微細になっている点に特徴がある。このようなＡｌ合金材料は、高温強靱性に極めて優れている。以下、詳細に説明する。

Ａｌ合金材料では、金属Ａｌ（マトリックス）部分の強度が低い為、Ａｌ合金材料の強靱性を高めるためには金属間化合物を増量するのが有効と考えられる。しかし金属間化合物を増量しても高温強靱性は飽和し、十分な高温強靱性を得ることは困難であった。この理由について鋭意検討した結果、金属間化合物を増量すると、金属間化合物相が粗大化して欠陥寸法が大きくなるため、高温強靱性が十分に上昇せず、また金属間化合物が過剰になると靱性が低下していく為であることが明らかとなった。すなわち金属間化合物が多いＡｌ合金材料では、材料の破断強度は下記式（１）に表すような特性を示す（なお金属間化合物の量は一定とする）。

σ_B＝ｃ×Ｋ_IC÷ａ^0.5 …（１）
（式中、σ_BはＡｌ合金材料の破断強度を示し、Ｋ_ICは破壊靭性値を示し、ａは欠陥寸法を示し、ｃは正の定数を示す）
上記式（１）から判るように、破壊靭性値Ｋ_ICの低下や欠陥寸法ａの増大は、いずれも破断強度σ_Bの低下に結びつき、特に欠陥寸法ａの増大は破断強度σ_Bの低下に劇的な影響を与えるのである。金属間化合物はマトリックス（金属Ａｌ）よりも高強度であるため、金属間化合物を増大させることによって材料強度は高まるが、金属間化合物が多くなってくると塑性変形能の高いマトリックス部分が少なくなってＫ_ICが低下し、また金属間化合物も粗大化し易くなって欠陥寸法ａが増大するため、総合的には破断強度σ_Bは低下し始めるため、破断強度を十分に高めるのが困難だったのである。例えば特許文献１〜３に記載されているような一般の粉末冶金法では、金属間化合物を増大した場合には欠陥寸法ａの増大が極めて顕著となるため、高温強靱性を十分に高めるのが困難であった。また特許文献４のスプレイフォーミング法を採用した場合でも条件が不適切であったために、欠陥寸法ａの増大が著しく、高温強靭性が不十分となっていた。

そこで本発明では欠陥寸法ａの増大を防止し、高温強靱性を十分に高めている。加えて本発明者らの検討によれば、クラックや傷などの外的因子を除くと、該欠陥寸法ａは、金属間化合物粒子の大きさ（粒径）そのものではなく、金属間化合物相［金属間化合物粒子の単独体、金属間化合物粒子の集合体（連続体）］の大きさに支配されることが明らかとなった。以下、図１（ａ）及び図１（ｂ）を参照しながら、説明する。図１（ａ）は金属間化合物粒子の単独体１（粒径ａ１）の一例を示す概念図であり、図１（ｂ）は金属間化合物粒子の集合体（連続体）の一例を示す概念図であり、該図１（ｂ）より明らかなように該集合体３は、金属Ａｌ（マトリックス）を介在することなく隣接する複数の金属間化合物粒子１，２によって構成されている。

上記のような金属間化合物を有するＡｌ合金材料では、応力負荷時に材料が歪むと、金属Ａｌ相（マトリックス）は塑性変形するが、金属間化合物１，２は塑性変形しないために、金属間化合物１，２に応力が集中し、この集中した応力が金属間化合物粒子１，２の強度を超えた場合に破壊が始まる。応力の集中度合いは、塑性変形できない領域（すなわち金属間化合物相３）の大きさに依存する。したがって金属間化合物粒子自体の大きさ（粒径ａ１，ａ２）が小さくても、前記塑性変形できない領域（金属間化合物相３）が大きいと、応力集中による破壊の起点となる。従って金属間化合物を増量して材料の高温強靱性を高めるためには、金属間化合物自体を微細化するのではなく、金属間化合物相３を微細にする必要がある。

金属間化合物の量は、具体的には５０体積％以上、好ましくは６０体積％以上、さらに好ましくは７０体積％以上とする。金属間化合物相を微細にした場合には金属間化合物量が多くなるほど、Ａｌ合金材料の高温強靱性を高めることができる。なお金属間化合物が多すぎても、破壊靭性値Ｋ_ICの低下が顕著となって、却って高温強靱性が低下する。従って金属間化合物は、９０体積％以下、好ましくは８７体積％以下、さらに好ましくは８５体積％以下とする。また破壊靭性値Ｋ_ICの低下の有無は、例えば、ビッカース硬さを測定したときの圧痕に割れが生じるか否かで判断できる。

金属間化合物相の平均寸法（金属間化合物相の構成単位である金属間化合物粒子の大きさと区別するため、外郭寸法と称する場合もある）は、具体的には５μｍ以下、好ましくは４．５μｍ以下、さらに好ましくは４．０μｍ以下とする。該外郭寸法を小さくするほど欠陥寸法ａを小さくでき、金属間化合物量を増大させたときの強靱性向上効果が阻害されるのを防止できるため、Ａｌ合金材料の高温強靱性を高めることができる。外郭寸法の下限は、特に限定されないが、０．１μｍ以上（例えば０．５μｍ以上）であっても高温強靱性を十分に高めることができる。

なお金属間化合物相の平均寸法（外郭寸法）は、Ａｌ合金材料のＳＥＭ写真に無作為に複数の直線を引き、この直線上にある金属間化合物相の長さを測定し、その平均値を算出することによって求める。例えば図１（ａ）に示す単独体の例では直線４上の長さａ１を測定し、図１（ｂ）に示す集合体の例では直線４上の長さａ１と長さａ２の合計を測定し、これらを平均する。

前記金属間化合物は、Ａｌと他の金属からなる化合物である。金属間化合物は、一般にマトリックス（金属Ａｌ）よりも高硬度（低延性）であって上述したような特性を示すため、該Ａｌ以外の金属は特に限定されないが、例えば、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉなどが挙げられる。これらＣｒ、Ｆｅ、及びＴｉは、いずれもＡｌと金属間化合物を形成し、材料の強化に寄与する。

Ｃｒ、Ｆｅ、及びＴｉは、金属間化合物が所定量を逸脱しない範囲で、及び金属間化合物が所定の大きさ以上とならない範囲で、単独で又は適宜組み合わせて添加することができるが、少なくともＣｒを添加することとし、必要に応じてＦｅ及びＴｉを添加するのが望ましい。ＦｅとＡｌの金属間化合物はアスペクト比の大きな形状となって金属間化合物相を粗大化させ易く、ＴｉとＡｌの金属間化合物は晶出温度が高いために後述するスプレイフォーミング法によってＡｌ合金材料を製造しようとするとスプレイフォーミングの出湯ノズルの周辺で凝固してノズルの閉塞が生じやすくなるのに対して、Ｃｒにはかかる不具合はないためである。

Ｃｒを必須添加元素とし、必要に応じてＦｅ及びＴｉを添加する場合、各元素の量は、以下に示す量にすることが推奨される。

Ｃｒ：５〜２０質量％
Ｃｒは非常に低密度（例えば、３．０ｇ／ｃｍ³程度）の金属間化合物を形成し、軽量化及び強化に寄与する点で有用である。しかしＣｒが少なすぎる場合、金属間化合物の量を確保して強靱性を十分に高めるために残りのＦｅ及びＴｉを大量に添加しようとすると、Ｆｅ及びＴｉの過剰添加に起因する上述の問題が発生しやくなる。これらの観点からはＣｒ量は、例えば５質量％以上、好ましくは７質量％以上とすることが推奨される。一方、Ｃｒが過剰になると金属間化合物が所定量以上になりやすい。従ってＣｒ量は、例えば２０質量％以下、好ましくは１９質量％以下とすることが推奨される。

Ｆｅ：０〜１２質量％
ＦｅもＣｒと同様に金属間化合物を形成して材料の強化に寄与するが、上述したようにＣｒと異なり、金属間化合物相を粗大化させやすく、多量の添加は強靱性の低下を招く。また密度が高く（約３．８ｇ／ｃｍ³程度）、Ａｌ合金材料の軽量性を阻害する。従ってＦｅは、例えば１２質量％以下、好ましくは１１質量％以下とすることが推奨される。

Ｔｉ：０〜１２質量％
Ｔｉは微細な金属間化合物を形成して材料の強化に寄与し、かかる観点からはＣｒよりも望ましいが、スプレイフォーミングする場合にはノズル閉塞の原因となり、製品の安定製造が難しくなる。従ってＴｉは、例えば１２質量％以下、好ましくは１１質量％以下とする。

Ｃｒ（及び必要に応じてＦｅ、Ｔｉ）を添加する場合、金属間化合物の量及び大きさが所定の範囲となる限り、これらＣｒ、Ｆｅ、及びＴｉ以外の金属間化合物形成元素を添加してもよく、残部は実質的にＡｌ（すなわちＡｌ及び不可避的不純物）であってもよい。

なおＣｒ（及び必要に応じてＦｅ及びＴｉ）を添加し、残部を実質的にＡｌとする場合、本発明者らは下記式（２）で算出される値Ｘが、金属間化合物の量（体積分率）と精度良く一致することを実験的に確認している。従ってかかる場合、該値Ｘが、上述した体積分率の範囲内となるように、Ｃｒ、Ｆｅ、及びＴｉの添加量（含有量）を調整することが推奨される。
Ｘ＝５．１１×［Ｃｒ］＋３．３３×［Ｆｅ］＋３．２４×［Ｔｉ］−１０ …（２）
［式中、［Ｃｒ］はＣｒの添加量（質量％）を、［Ｆｅ］はＦｅの添加量（質量％）を、［Ｔｉ］はＴｉの添加量（質量％）を示す］
本発明のＡｌ合金材料は、例えば、以下のようにすれば製造できる。すなわち所定成分のＡｌ合金（例えば、Ｃｒ並びに必要によりＦｅ及びＴｉを含有するＡｌ合金。好ましくは残部は実質的にＡｌであって、前記Ｃｒ、Ｆｅ及びＴｉが上述した範囲に制御されており、成分的に金属間化合物の量が確実に所定範囲となるように制御されているＡｌ合金）の溶湯を、スプレイフォーミングしてプリフォームを作成した後、このプリフォームの空孔（気孔）を圧潰することによって製造できる。スプレイフォーミング法によれば、粉末冶金法にくらべて組織（金属間化合物相）を微細化できる。

そしてスプレイフォーミング法を採用する場合、冷却速度を十分に速くすることが重要となる。冷却速度を十分に速くすると、金属間化合物の晶出核生成頻度が多くなるために金属間化合物粒子の粗大化を防止でき、金属間化合物粒子を微細化できると共に、微細なために隣接粒と接触する頻度も小さくなり、金属間化合物相の外郭寸法も小さくできる。なお一般のスプレイフォーミング法では、強度向上のためにプリフォームを緻密化しているが、緻密なプリフォームを形成できる程度の緩い凝固状態を形成するためには冷却速度を遅くする必要がある。このため一般のスプレイフォーミング法では、微細な金属間化合物相は形成されていない。この点、特許文献４でも気孔率が１％以下となっていることから明らかなように、冷却速度が遅く、金属間化合物相も粗大となっている。

スプレイフォーミング法の冷却速度は、例えば、ガス／メタル比（単位質量あたりの溶湯に吹き付けるガスの量）によって制御できる。本発明では、ガス／メタル比を５Ｎｍ³／ｋｇ以上、好ましくは６Ｎｍ³／ｋｇ以上、さらに好ましくは７Ｎｍ³／ｋｇ以上とする。ガス／メタル比が大きい程、冷却速度を速くできる。なおガス／メタル比の上限は特に限定されないが、ガス／メタル比が大きすぎるとプリフォームの歩留まり（溶湯の堆積効率）が低下する。従ってガス／メタル比は、例えば、２０Ｎｍ³／ｋｇ以下、好ましくは１５Ｎｍ³／ｋｇ以下とすることが推奨される。

上述したような急冷条件でスプレイフォーミングを行うと、プリフォームの気孔率は例えば１０体積％以上となるため、プリフォームのままでは強靱性が不足する。従って該プリフォームの空孔を圧潰して、プリフォームを緻密化する必要がある。

圧潰手段は、特に限定されないが、プリフォームを略等方向的に加圧（プレス）する方法、特に熱間で該加圧をする方法（熱間静水圧プレス処理など）が推奨される。熱間静水圧プレス処理（ＨＩＰ処理；Ｈｏｔ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓｉｎｇ）では、例えば、温度４５０〜６００℃、圧力８０ＭＰａ（８００気圧）以上、時間１〜１０ｈｒの条件が推奨される。温度及び圧力が低すぎたり時間が短すぎると気孔が残留し易くなり、温度が高すぎたり時間が長すぎると金属間化合物相が粗大化しやすくなるためである。好ましい温度範囲は、５００〜６００℃程度、特に５５０〜６００℃程度である。好ましい圧力は、９００ＭＰａ以上、特に１０００ＭＰａ以上である。なお圧力の上限は特に限定されないが、圧力をかけすぎても効果が飽和するため、通常１５００ＭＰａ以下とする。好ましい時間は、１〜５ｈｒ程度、特に１〜３ｈｒ程度である。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

実験例１〜５
下記表１に示す成分組成のＡｌ合金の溶湯（溶解温度：１１００〜１２００℃）をスプレイフォーミング（使用ガス：Ｎ₂）し、基板上にＡｌ合金プリフォームを形成した。得られたプリフォームをＳＵＳ製の缶に装填し、１３ｋＰａ（１００Ｔｏｒｒ）以下に減圧した状態で温度５５０℃で２時間保持して脱気し、缶を密封してカプセルを形成した。得られたカプセルをＨＩＰ処理［温度：５５０℃、圧力：１００ＭＰａ（１０００気圧）、時間：２ｈｒ］して、緻密なＡｌ合金材料（試験材）を得た。

この試験材の特性を以下のようにして評価した。

［金属間化合物相の平均寸法及び体積分率］
試験材を鏡面研磨し、研磨面の組織を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）とエネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＸ；ｅｎｅｒｇｙ ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）を併用して調べた。すなわちＳＥＭ写真における金属Ａｌ相と金属間化合物相との区別を、ＥＤＸによって行った。次いでＳＥＭ写真（倍率：５００倍）に基づいて、金属間化合物の面積率を測定し、この面積率を体積率とした。またＳＥＭ写真（倍率：２０００倍）に無作為に長さ５０μｍの直線を５本引き、この直線上にある金属間化合物の長さ（金属間化合物集合体については、集合体の長さ）を測定し、その平均値を金属間化合物相の平均寸法とした。

［強靱性（硬さ・靭性）］
材料の強靱性は、一般にビッカース硬さ及び靭性と相関があるため、該ビッカース硬さ及び靭性によって材料強度を評価した。すなわち室温又は温度４００℃におけるビッカース硬さを、荷重５ｋｇｆ（室温の場合）又は荷重１ｋｇｆ（４００℃の場合）の条件で測定した。

また４００℃におけるビッカース硬さを測定した材料の永久くぼみ（圧痕）をＳＥＭ観察（倍率：５００倍）し、圧痕周囲の割れ発生の有無を調べ、下記基準で評価した。
靭性良（○） ：割れ発生なし
靭性不良（×）：割れ発生あり
実験例６〜１５
下記表２に示す成分組成の溶湯を、ガス／メタル比：８〜１２Ｎｍ³／ｋｇの条件でスプレイフォーミングする以外は、上記実験例１〜５と同様にした。

実験例１〜５の結果を表１及び図２に示し、実験例６〜１５の結果を表２及び図３に示す。

図２から明らかなようにガス／メタル比を調整することによって、金属間化合物相の平均寸法を制御できる。また図３から明らかなように、成分組成を調整することによって、金属間化合物の体積分率を制御できる。なお実験例１２では、Ｔｉが過剰なため、スプレイフォーミング中にノズルが閉塞し、Ａｌ合金材料（試験材）が得られなかった。

そして表１〜２から明らかなように、金属間化合物の体積分率が低すぎる例（実験例１５）では室温及び４００℃でのビッカース硬さが低すぎ、また金属間化合物相の平均寸法が大きすぎる例（実験例１、１１、１３、１４）では靭性が不十分で割れが発生したのに対し、金属間化合物相の体積分率が適切であって平均寸法も十分に小さい例（実験例２〜１０）では、室温及び４００℃でのビッカース硬さが高く、また靭性にも優れていて割れが発生しない。

本発明のＡｌ合金材料は、軽量でありかつ高温強靱性にも優れているため、耐熱強度が求められる種々の部品（例えば、ピストン、コンロッドなどのエンジン部品などのような温度４００℃までの耐熱強度が求められる部品）に有利に利用できる。

図１（ａ）は単独の金属間化合物の一例を示す概念図である。 図１（ｂ）は金属間化合物の集合体の一例を示す概念図である。 図２はスプレイフォーミングのガス／メタル比と金属間化合物相の平均寸法との関係を示すグラフである。 図３はＡｌ合金材料の成分組成と金属間化合物の体積分率との関係を示すグラフである。

符号の説明

１，２…金属間化合物
３…金属間化合物相
４…直線

Claims (4)

1. 金属Ａｌマトリックスと金属間化合物相とで構成されており、前記金属間化合物相としては、金属Ａｌを介在することなく隣接する複数の金属間化合物粒子で形成されているものが含まれ、該金属間化合物相の平均寸法が５μｍ以下であり、かつ金属間化合物の体積分率が５０〜９０％であることを特徴とするＡｌ合金材料。
2. 前記Ａｌ合金材料は、Ｃｒ：５〜２０質量％、Ｆｅ：０〜１２質量％、及びＴｉ：０〜１２質量％を、下記式で算出される値Ｘが５０〜９０となる範囲で含有するものである請求項１に記載のＡｌ合金材料。
   Ｘ＝５．１１×［Ｃｒ］＋３．３３×［Ｆｅ］＋３．２４×［Ｔｉ］−１０
   ［式中、［Ｃｒ］はＣｒの含有量（質量％）を、［Ｆｅ］はＦｅの含有量（質量％）を、［Ｔｉ］はＴｉの含有量（質量％）を示す］
3. 残部はＡｌ及び不可避的不純物である請求項２に記載のＡｌ合金材料。
4. Ａｌ合金の溶湯を、ガス／メタル比が５Ｎｍ³／ｋｇ以上の条件でスプレイフォーミングしてプリフォームを作成した後、このプリフォームの空孔を圧潰することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のＡｌ合金材料の製造方法。

Images