JP2006104563A

JP2006104563A - 耐磨耗性と加工性とに優れた耐熱性Ａｌ基合金

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Publication number: JP2006104563A
Application number: JP2004296347A
Authority: JP
Inventors: Katsura Kajiwara; 桂梶原; 敏晃 ▲高▼木; Toshiaki Takagi; Hideo Hatake; 英雄畠
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2004-10-08
Filing date: 2004-10-08
Publication date: 2006-04-20
Anticipated expiration: 2024-10-08
Also published as: JP4704722B2

Abstract

【課題】軽量であり、軽量であり、より高温強度（耐熱性）が高く、耐摩耗性と加工性にも優れた耐熱性Ａｌ基合金を提供することを目的とする。
【解決手段】質量％で、Ｃｒ：５〜３０％、Ｆｅ：１〜２０％、Ｔｉ：１〜１５％を含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる、急冷凝固法により得られたＡｌ基合金であって、Ａｌ基合金組織が、体積分率で５０〜９０％の金属間化合物相と、残部が金属Ａｌマトリックスとで構成され、前記金属間化合物相が、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の金属間化合物相からなり、金属Ａｌ中に、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉが、これらの総和で０．０２〜１０％固溶していることとする。
【選択図】なし

Description

本発明は、耐磨耗性と加工性とに優れており、自動車や航空機などのエンジン部品（ピストン、コンロッド）などのような、３００〜４００℃程度までの耐熱強度と軽量性を要求される機械部品に用いて好適な、耐熱性Ａｌ基合金に関するものである。

従来の溶解鋳造合金では、Ａｌ−Ｃｕ系合金（２６１８などの２０００系Ａｌ合金）を始め、種々の耐熱合金が開発されているが、使用温度が１５０℃を超える高温下では、十分な高温強度を得ることができなかった。Ａｌ−Ｃｕ系合金では時効硬化による微細析出物で強度を確保しているため、使用温度が１５０℃を超えると、この析出物相が粗大化し、著しく強度が低下するからである。

そこで、従来から、急冷凝固法を適用したＡｌ基合金が開発されてきた。急冷凝固法の一つである急冷粉末冶金法によれば、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｚｒなどの合金元素の添加量を、前記溶解鋳造Ａｌ合金よりも増すことができる。したがって、これら合金元素を多量に添加したＡｌ合金を急冷凝固によって粉末化し、これを固化成型することで、使用温度が１５０℃を超える高温下でも、高温強度に優れたＡｌ基合金を得ることができる（特許文献１、２参照）。これは、前記合金元素によって、高温でも安定なＡｌとの金属間化合物を組織中に分散させて、高温強度を高くしている。

更に、前記金属間化合物の微細化により、金属間化合物の分率を増加させ、高強度化を図る技術も提案されている（特許文献３参照）。

また、急冷凝固法の一つであるスプレーフォーミング法による、Ｆｅ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉなどの合金元素を添加し、これら合金元素とＡｌとの金属間化合物を微細化させた、軽量化耐熱Ａｌ基合金も開発されており、過剰のＳｉを添加し、初晶のＳｉを微細化させて、耐磨耗性を兼備させた高強度Ａｌ基合金も開発されている（特許文献４参照）。
特許２９１１７０８号公報（特許請求の範囲）特公平７−６２１８９号公報（特許請求の範囲）特開平５−１９５１３０号公報（特許請求の範囲）特開平９−１２５１８０号公報（特許請求の範囲）

前記特許文献１、２などの急冷粉末冶金法によれば、合金元素の添加量を増せば、Ａｌ基合金の高温強度を高くできる。しかし、合金元素の添加量を増加し過ぎると、金属間化合物の粗大化を招くため、３００℃で３００ＭＰａ程度の高温強度しか得られていない。これは、金属間化合物の微細化により、金属間化合物の分率を増加させた、前記特許文献３でも同様である。更に、前記特許文献４などのスプレーフォーミング法によるＡｌ基合金でも、同様の高温強度しか得られていない。

また、金属Ａｌマトリックスと金属間化合物相とで構成されている、これらＡｌ基合金では、軟らかい金属Ａｌマトリックス中に、硬い金属間化合物相が分散した、分散強化型組織となっている。

このような組織において、金属間化合物の種類によっては、Ａｌ基合金の加工性が低下する。例えば、Ａｌ−Ｔｉ系であるＴｉＡｌ、Ａｌ₃Ｔｉなどや、Ｓｉ₃Ｎ₄を含んだ場合、これらの金属間化合物は、５００℃を超えても硬いために、Ａｌ基合金の熱間加工性を低下させる問題がある。

更に、このような分散強化型組織においては、金属Ａｌマトリックスが軟らかく、強度が比較的低いために、耐熱強度と軽量性を要求される機械部品に使用された場合、硬い金属間化合物相を表面に保持できず、耐摩耗性が低下するという問題もある。

本発明は、かかる問題に鑑みなされたもので、より高温強度（耐熱性）が高く、耐摩耗性と加工性にも優れている耐熱性Ａｌ基合金を提供することを目的とする。

この目的を達成するために、本発明の耐摩耗性と加工性にも優れた耐熱性Ａｌ基合金の要旨は、質量％で、Ｃｒ：５〜３０％、Ｆｅ：１〜２０％、Ｔｉ：１〜１５％を含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる、急冷凝固法により得られたＡｌ基合金であって、Ａｌ基合金組織が、体積分率で５０〜９０％の金属間化合物相と、残部が金属Ａｌマトリックスとで構成され、前記金属Ａｌ中に、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉが、これらの総和で０．０２〜１０質量％固溶していることである。

そして、Ａｌ基合金の加工性を確保した上で、Ａｌ基合金の靱性を向上させるために、好ましくは、上記金属間化合物相を構成する金属間化合物の平均サイズを７μｍ以下とする。

本発明に係るＡｌ基合金は、金属Ａｌマトリックスと上記多量の金属間化合物相とで構成されている。本発明のように、合金元素の添加量が多くなり、金属間化合物相が多くなると、Ａｌ基合金の耐摩耗性は、Ａｌマトリックスの強度が律速するようになる。即ち、耐熱機械部品に使用された場合に、硬い金属間化合物相を表面に保持できるだけのＡｌマトリックスの強度が必要となる。

これに対して、本発明者らは、金属Ａｌマトリックス中に、添加合金元素を固溶させることによって、金属Ａｌマトリックスの強度が上昇し、Ａｌ基合金の耐摩耗性を向上させうることを知見した。

即ち、本発明では、金属間化合物形成用添加元素である、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉを、金属Ａｌマトリックス中に一定量固溶させることによって、金属Ａｌマトリックス強度を上昇させる。そして、これによって、耐熱機械部品などの使用環境下においても、金属間化合物相を表面に保持できるだけの、金属Ａｌマトリックス強度を確保して、Ａｌ基合金の耐摩耗性を向上させる。

更に、本発明では、金属間化合物相の内でも、比較的加工しやすいＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物を、他のＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の金属間化合物とともに析出させて、熱間加工性を向上乃至確保する。この結果、４００℃以上の温度での熱間加工性を向上させるとともに、３００〜４００℃程度での使用環境下では、優れた耐熱強度を発揮するＡｌ基合金を提供できる。

（Ａｌ基合金組成）
本発明のＡｌ基合金の化学成分組成（単位：質量％）について、各元素の限定理由を含めて、以下に説明する。

本発明Ａｌ基合金の基本的な化学成分組成は、質量％で、Ｃｒ：５〜３０％、Ｆｅ：１〜２０％、Ｔｉ：１〜１５％を含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるものとする。また、これらＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの総和は１５〜５０％であることが好ましい。

Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉは、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系などの金属間化合物乃至金属間化合物相を形成するとともに、金属Ａｌ中に各々固溶し、金属Ａｌの強度を高めて、Ａｌ基合金の耐熱性と耐磨耗性とを向上させる。また、これらＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉは、例えばスプレイフォーミング法などによる急冷凝固法によって、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系などの金属間化合物のいずれかに、当該金属間化合物を構成する元素以外のいずれかの元素が更に固溶して、Ａｌ基合金の耐熱性と耐磨耗性とを向上させることができる。

Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの各含有量が上記各下限未満では、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系などの金属間化合物相と、金属Ａｌ中への固溶量とが不足する。このため、Ａｌ基合金の耐熱性と耐磨耗性とを向上させることができない。また、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量総和が上記各下限未満でも、同じく、金属間化合物相と、金属Ａｌ中への固溶量とが不足する可能性がある。

一方、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの各含有量が上記各上限を超えた場合、靱性が低下して、却って、Ａｌ基合金の耐熱強度を低下させる。また、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量総和が上記各上限を超えた場合でも、同じく、靱性が低下して、却って、Ａｌ基合金の耐熱強度を低下させる可能性がある。

したがって、Ｃｒは５〜３０％、Ｆｅは１〜２０％、Ｔｉは１〜１５％の各含有量範囲とし、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量総和も１５〜５０％の範囲とする。また、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの総和は、好ましくは、１５〜５０％とする。

（Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの金属Ａｌへの固溶量）
金属Ａｌ中に、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉが、これらの総和で０．０２〜１０質量％固溶することによって、金属Ａｌマトリックスの強度が上昇し、耐熱機械部品に使用された場合でも、金属Ａｌマトリックスが硬い金属間化合物相を表面に保持でき、Ａｌ基合金の耐摩耗性を向上させるこができる。

Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの固溶量が、これらの総和で０．０２％質量未満では、金属Ａｌマトリックスの強度が、耐熱機械部品に使用された場合に、硬い金属間化合物相を表面に保持できる程度に上昇しない。

一方、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの固溶量が、これらの総和で１０質量％を超えた場合、金属Ａｌマトリックスが脆くなって、靱性が低下し、耐熱機械部品として使用できなくなる。

金属ＡｌマトリックスへのＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの固溶量は、元素の固溶量測定は、５０００〜１５０００倍のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）および、このＴＥＭに付随の４５０００倍のＥＤＸ（Ｋｅｖｅｘ社製、Ｓｉｇｍａエネルギー分散型Ｘ線検出器：ｅｎｅｒｇｙｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅＸ- ｒａｙｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）により、前記ＴＥＭ視野内の金属Ａｌマトリックスを各々１０点測定し、平均化する。

(金属間化合物相)
本発明Ａｌ基合金組織は、体積分率で５０〜９０％の前記金属間化合物相と、残部が金属Ａｌマトリックスとで構成される。Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉを各々を含む前記組成では、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の二元系などの金属間化合物相が体積分率で５０〜９０％を占めるようにする。

金属Ａｌマトリックスと金属間化合物相とで構成されているＡｌ基合金において、金属Ａｌマトリックスは軟らかく、金属間化合物相は硬い。Ａｌ基合金では、このような、軟らかい金属Ａｌマトリックス中に、硬い金属間化合物相が分散した組織となっている。そして、この硬い金属間化合物相が、Ａｌ基合金に、耐熱性と耐磨耗性、また、高温疲労強度を持たせる主相となる。一方、軟らかい金属Ａｌマトリックスは、これら硬い金属間化合物相のバインダー、あるいは、これら硬い金属間化合物相の土台となって、金属間化合物相の機能を発揮させる役割を担う。

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、本発明Ａｌ基合金のように、体積分率を５０％以上と、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。このため、Ａｌ基合金に、耐熱性と耐磨耗性、また、高温疲労強度を持たせる主相としての機能をより発揮しやすくなる。

前記金属間化合物相の体積分率が５０％未満では、Ａｌ基合金に、耐熱性と耐磨耗性、また、高温疲労強度を持たせる主相となる金属間化合物相が不足し、これらの特性が低下する。また、金属間化合物相の量が少なくなる一方で、金属Ａｌの体積分率が大きくなり、金属間化合物相にて区切られた金属プールの大きさが必然的に大きくなる。この結果、耐熱性と耐磨耗性、また、特に高温疲労強度が低くなる可能性がある。

一方、前記金属間化合物相の体積分率が９０％を超えた場合、金属Ａｌの量が少なくなりすぎ、Ａｌ基合金の靱性が低下して、脆くなる。このため、耐熱Ａｌ基合金として使用できなくなる。

(金属間化合物相の平均サイズ)
本発明では、Ａｌ基合金の加工性を確保し、Ａｌ基合金の靱性を向上させるために、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の各金属間化合物相を構成する、個々の金属間化合物（金属間化合物粒子）の平均サイズは小さいほど好ましい。具体的には、金属間化合物の平均サイズを７μｍ以下とすることが好ましい。

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、本発明Ａｌ基合金のように、金属間化合物の量を多くすると、複数の金属間化合物粒子が、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。したがって、本発明Ａｌ基合金のように、金属間化合物の量が多い場合には、この金属間化合物粒子を微細化することがより好ましい。本発明では、これら金属間化合物粒子の集合体乃至連続体を、金属間化合物相と総称し、これら金属間化合物相を構成する、個々の金属間化合物粒子の平均サイズを、好ましくは上記のように規定する。

本発明のように、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量や金属間化合物の量が多くなるほど、高温強度と耐磨耗性は向上する。しかし、一方で、合金元素量や金属間化合物量が少ないＡｌ基合金に比して、金属間化合物の平均サイズの靱性への影響が大きくなる。この点、金属間化合物の平均サイズが７μｍを超えて大きくなった場合には、Ａｌ基合金の加工性や靱性が大幅に低下する可能性がある。また、前記Ａｌ−Ｃｒ系金属間化合物の熱間加工性を向上乃至確保する効果も、それ自身や、他のＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の金属間化合物が粗大化した場合には、半減してしまう可能性がある。

したがって、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量や金属間化合物の量が多いＡｌ基合金の加工性や靱性を保障するためには、金属間化合物の平均サイズを７μｍ以下とすることが好ましい。これら平均サイズが７μｍ以下を超えて大きくなった場合には、Ａｌ基合金の加工性や靱性を保障できない可能性がある。

金属間化合物（金属間化合物粒子）の平均サイズの測定は、５０００〜１５０００倍のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）により行なった。即ち、ＴＥＭの視野内の観察組織像から、金属間化合物をトレースし、画像解析のソフトウエアとして、MEDIACYBERNETICS社製のImage-ProPlus を用いて、各金属間化合物の重心直径を求め、平均化して求めた。測定対象視野数は１０とし、各視野の平均サイズを更に平均化して、金属間化合物の平均サイズとした。ただ、あまり観察倍率が高倍率になり過ぎると、観察箇所による金属間化合物相の疎密の差が大きく、試料全体の状態を表さなくなる。一方、低倍率になり過ぎると、サブμｍレベルの金属間化合物相の存在状態を検知できなくなる。このため、更に、ＥＤＸを併用することで、金属間化合物相と金属Ａｌ相との区別がより容易となる。

(Ａｌ−Ｃｒ金属間化合物)
本発明Ａｌ基合金組織において、ＡｌとＣｒは、例えば、Ａｌ₁₃Ｃｒ₂、Ａｌ₄₅Ｃｒ₇、Ａｌ_112.3Ｃｒ_28.6、Ａｌ₁₁Ｃｒ₂、Ａｌ₈Ｃｒ₅、Ａｌ₁₆Ｃｒ_9.5、Ａｌ₂Ｃｒなどの金属間化合物を形成している。

これらＡｌ−Ｃｒ金属間化合物相は、熱間加工性を向上乃至確保するために必須である。Ａｌ−Ｃｒ金属間化合物相は、前記金属間化合物相の内でも、比較的加工しやすい。このため、Ａｌ−Ｃｒ系金属間化合物を、他のＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の金属間化合物とともに析出させると、熱間加工性を向上乃至確保できる。この結果、４００℃以上の温度での熱間加工性を向上させるとともに、３００〜４００℃程度での使用環境下では、優れた耐熱強度を発揮できる。

また、Ａｌ−Ｃｒ金属間化合物相は、耐熱強度と耐磨耗性とのバランスに優れている。但し、Ａｌの価数が高い金属間化合物相の方が低密度であり、軽量化の点では好ましい。更に、これらＡｌ−Ｃｒ金属間化合物相に、Ｃｒ以外のＦｅとＴｉのいずれか、あるいは両方を、ＦｅとＴｉとの総和で１質量％以上の量を固溶させることで、固溶強化により、Ａｌ−Ｃｒ金属間化合物の強度、靱性、硬さを向上させることができる。

(Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物)
また、ＡｌとＦｅは、例えば、Ａｌ₁₃Ｆｅ₄、Ａｌ₃Ｆｅ、Ａｌ_2.8Ｆｅ、Ａｌ₅Ｆｅ₂、Ａｌ₂Ｆｅ、ＡｌＦｅなどの金属間化合物を形成している。

これらＡｌ−Ｆｅ金属間化合物相は、硬いため耐磨耗性に優れており、Ａｌ基合金の耐磨耗性を向上させる。但し、Ａｌの価数が高い金属間化合物相の方が低密度であり、軽量化の点では好ましい。更に、これらＡｌ−Ｆｅ金属間化合物相に、Ｆｅ以外のＣｒとＴｉのいずれか、あるいは両方を、ＣｒとＴｉとの総和で１質量％以上の量を固溶させることで、固溶強化により、Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物の強度、靱性、硬さを向上させることができる。

(Ａｌ−Ｔｉ金属間化合物)
更に、ＡｌとＴｉは、例えば、Ａｌ₃Ｔｉ、Ａｌ₂Ｔｉ、ＴｉＡｌ、Ｔｉ₃Ａｌなどの金属間化合物を形成している。

これらＡｌ−Ｔｉ金属間化合物相は、金属間化合物相自体を微細化し、金属間化合物相乃至Ａｌ基合金の強度と靱性を向上させる。したがって、後述する、溶解条件との組み合わせで、上記金属間化合物相の微細化のための効果をより発揮する。但し、Ａｌの価数が高い金属間化合物相の方が低密度であり、軽量化の点では好ましい。更に、これらＡｌ−Ｔｉ金属間化合物相に、Ｔｉ以外のＦｅとＣｒのいずれか、あるいは両方を、ＦｅとＣｒとの総和で１質量％以上の量を固溶させることで、固溶強化により、Ａｌ−Ｔｉ金属間化合物の強度、靱性、硬さを向上させることができる。

（製造方法）
以下に、本発明Ａｌ基合金の製造方法を説明する。本発明Ａｌ基合金は、合金元素量が多いために、金属間化合物相を多く析出させるために、通常の溶解鋳造方法ではなく、急冷凝固法によって、プリフォーム体を制作することが好ましい。また、急冷凝固法のうち、急冷粉末冶金法によっても製造可能であるが、好適にはスプレイフォーミング法で製造される。

急冷凝固法の一つである急冷粉末冶金法によって、本発明Ａｌ基合金を製造する場合、上記本発明成分組成のＡｌ合金のアトマイズ粉末の内、平均粒径が２０μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下の微粒粉を分級して使用する。平均粒径が２０μｍ以下の微粒粉のみをＣＩＰで固化成型することで、本発明の、微細な金属間化合物相であって、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉなどが金属間化合物に強制固溶したＡｌ基合金が得られる。平均粒径が２０μｍを越えるアトマイズ粉末は、冷却速度が遅いため、金属間化合物相が粗大化し、金属間化合物組成が平衡相に近づくため、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉなどの金属間化合物相への固溶量を確保できない。このため、平均粒径が２０μｍを越えるアトマイズ粉末を使用した場合、本発明要件を満たすＡｌ基合金を製造できない可能性が高い。

スプレーフォーミング法は、通常の溶解鋳造法( インゴットメイキング) よりも、格段に速い冷却・凝固速度を有するために、金属Ａｌマトリックッス中に、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉを所定量固溶させることができる。また、生成されるＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉなどの各金属間化合物に、当該金属間化合物を構成する元素以外の二つの元素を強制固溶させることもでき、Ａｌ基合金の耐熱性と耐磨耗性とをより向上させることができる。言い換えると、スプレーフォーミング法の冷却・凝固速度は、各金属間化合物相形成と、金属Ａｌマトリックッスや各金属間化合物への上記元素の強制固溶とに適したものと言える。

但し、スプレイフォーミング法でも、その冷却・凝固速度の最適化は必要である。スプレイフォーミング法による好ましい態様は、上記本発明成分組成のＡｌ合金を、溶解温度１１００〜１６００℃で溶製した後、溶湯のスプレイを開始して、スプレイフォーミング法によりプリフォームを作製する。

溶解温度を１１００℃以上としたのは、上記本発明成分組成のＡｌ合金において、各金属間化合物相を完全に溶解させるためである。また、各合金元素の含有量が多いほど、各金属間化合物相を完全に溶解させるためには、溶解温度を１１００℃以上のより高い温度とすることが好ましいが、１６００℃を超える温度とする必要は無い。

溶湯のスプレイを開始する際、好ましくは、前記溶湯を、スプレー開始温度まで１００℃／ｈ以上の冷却速度で冷却し、その後９００〜１２００℃でこの溶湯のスプレーを開始して、スプレーフォーミング法によりプリフォームを作製することである。前記高温で溶解するのは、金属間化合物相を完全に溶解させるためであるが、ここで一旦溶湯を冷却してからスプレイを開始するのは、金属間化合物をある程度晶出させることや、晶出した金属間化合物を核として、スプレイフォーミング中に、他の金属間化合物を微細に晶出させる効果があるためである。また、低温からスプレイを開始すると、スプレイの冷却速度を上げ、晶出する金属間化合物が更に微細化される効果がある。

より具体的には、上記溶湯をスプレー開始温度まで１００℃／ｈ以上の冷却速度で冷却するパターン制御によって、先ず、スプレー開始までに、金属間化合物の微細化に効果のあるＡｌ−Ｔｉ金属間化合物をある程度晶出させ、これを核として、スプレー中に、他のＡｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系の金属間化合物を微細に晶出させる。このパターン制御を行なわないと、晶出する金属間化合物を微細化できない可能性が高い。

また、溶湯のスプレー開始温度までの前記冷却速度が１００℃／ｈ未満では、上記した、スプレー開始までにＡｌ−Ｔｉ金属間化合物をある程度晶出させることや、晶出したＡｌ−Ｔｉ金属間化合物を核として、スプレーフォーミング中に、他のＡｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系の金属間化合物を微細に晶出させることができず、晶出する金属間化合物を微細化できない可能性が高い。

溶湯のスプレー開始温度は、スプレー過程（スプレーフォーミング過程）における、冷却・晶出速度に影響する。即ち、溶湯のスプレー開始温度は、低温の方が冷却速度を速くしやすい。しかし、スプレー開始温度が９００℃未満では、スプレー過程前に、溶湯中に金属間化合物が晶出してしまい、ノズルが閉塞しやすくなる。一方、スプレー開始温度が１２００℃を超えると、スプレー過程中での冷却速度が遅くなり、金属間化合物が粗大化しやすく、特に、後述する熱間加工によって、最終的なＡｌ基合金組織における、金属Ａｌのプールの最大長さが粗大化する可能性が高い。

スプレー過程（スプレイフォーミング過程）では、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、金属間化合物相を微細化できる。また、金属間化合物粒子が微細かされるために、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する方向を重視している。このため、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、冷却速度を遅くしている。この結果、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難い。例えば前記特許文献４のように、プリフォームの気孔率が１質量％以下となっているような場合には、明らかに、冷却速度が遅すぎ、必然的に本発明のような微細な金属間化合物相は得られず、金属間化合物相が粗大となっている。

スプレイフォーミングにおける（スプレー過程中の）冷却速度は、例えば、ガス／メタル比（Ｇ／Ｍ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、このＧ／Ｍ比が高いほど、冷却速度を速くでき、本発明で規定するような微細な金属間化合物相が得られ、金属Ａｌマトリックッス中に、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉを所定量固溶させることができる。また、金属間化合物相に、前記した金属間化合物を構成する以外の元素を強制固溶させることができる。

Ｇ／Ｍ比が低過ぎると、冷却速度が不足し、金属Ａｌマトリックッス中に、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉを所定量固溶させることができなくなる。また、金属間化合物相に、前記した金属間化合物を構成する以外の元素を強制固溶させられなくなる。また、金属間化合物相も粗大となる。但し、Ｇ／Ｍ比が高過ぎると、プリフォームの歩留まり（溶湯の堆積効率）が低下する。

これらの条件を満足するＧ／Ｍ比の下限は、例えば、３Ｎｍ³／ｋｇ以上、好ましくは５Ｎｍ³／ｋｇ以上、さらに好ましくは６Ｎｍ³／ｋｇ以上であり、Ｇ／Ｍ比の上限は、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。

このようなスプレイフォーミング法より得られたＡｌ基合金は、このＡｌ基合金プリフォーム体を真空容器中に密封した状態でＣＩＰ処理を行なうか、あるいは、スプレイフォーミングままのプリフォーム体の状態で、熱間にて、鍛造、押出、圧延のいずれかで加工する。また、前記急冷粉末冶金法によって得られた粉末も、ＣＩＰで一旦固化成型したＡｌ基合金（プリフォーム体）を、上記熱間加工することが好ましい。

なお、熱間静水圧プレス処理（ＨＩＰ処理；ＨｏｔＩｓｏｓｔａｔｉｃＰｒｅｓｓｉｎｇ）は、５００℃以上の高温に、Ａｌ基合金（プリフォーム体）を曝すことになるので、金属ＡｌマトリックスへのＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの固溶量を減少させ、金属間化合物が粗大化しやすくなる。このため、本発明では、ＨＩＰ処理はしない方が好ましい。

これらの熱間加工（塑性加工）によって、Ａｌ基合金組織における、金属間化合物相が微細均一に分散されるとともに、金属ＡｌマトリックスへのＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの固溶量が確保される。但し、金属ＡｌマトリックスへのＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの固溶量確保のためには、これらの鍛造、押出、圧延の熱間加工における加工温度は、４００〜４５０℃の範囲と、比較的低くすることが好ましい。このような加工温度範囲において熱間加工すると、金属間化合物相が微細化されるとともに、均一に分散される。また、Ａｌマトリックス中に固溶するＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの固溶量が確保される。

熱間加工における加工温度が４５０℃を超えて高くなると、金属間化合物相が析出して、Ａｌマトリックス中に固溶するＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの固溶量が確保できなくなるとともに、金属間化合物相が粗大化する可能性が高い。一方、加工温度が４００℃未満では、熱間加工による上記金属間化合物微細化効果が達成できない。

同様の主旨で、これらの熱間加工における歪み速度は１０^-4〜１０^-1 (１／ｓ) と比較的低くすることが好ましい。歪み速度がこれより大き過ぎると、熱間加工による上記効果が達成できない。また、歪み速度がこれより小さ過ぎると、金属間化合物相が析出して、Ａｌマトリックス中に固溶する前記添加元素の固溶量が確保できなくなるとともに、金属間化合物相が粗大化する可能性が高い。

このように熱間加工されたＡｌ基合金は、そのまま、あるいは、機械加工など適宜の処理が施されて、製品Ａｌ基合金とされる。

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。

下記表１に示す、Ａ〜Ｋまでの各成分組成（Ａ〜Ｆが発明例組成、Ｇ〜Ｋが比較例組成）のＡｌ合金の溶湯を、１１００〜１６００℃の溶解温度で溶解し、この溶湯をスプレー開始温度まで１００℃／ｈ以上の冷却速度で冷却し、その後９００〜１４００℃でこの溶湯のスプレーを開始して、Ｇ／Ｍ比２〜１０でスプレイフォーミング（使用ガス：Ｎ₂）し、種々のプリフォームを作製した。発明例、比較例の各例における、これらスプレイフォーミング条件も表２に示す。

得られたプリフォームをそのまま、更に、表２に示す加熱温度条件、歪み速度条件で、丸棒に熱間鍛造加工し、各Ａｌ基合金（試験材）を得た。

但し、表２に示す比較例１１のみは、上記プリフォームをＨＩＰ処理し、熱間鍛造加工しなかった。具体的には、上記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５７５℃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）、保持時間：２時間］して、緻密なＡｌ基合金（試験材）を得た。

これら熱間鍛造加工後のＡｌ基合金および比較例１１のＨＩＰ処理ままのＡｌ基合金などの試験材の特性を以下のようにして評価した。これらの結果を各々表３に示す。

（金属Ａｌへの固溶量）
前記したＴＥＭ−ＥＤＸによる固溶量測定方法により、各例とも、金属Ａｌ中への、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの固溶量の総和を求めた。

（金属間化合物相の体積分率）
Ａｌ基合金組織の体積分率は、１０００倍のＳＥＭにより、約５００μｍ×約５００μｍ程度の大きさの各１０視野のＡｌ基合金の組織観察した。そして、写真撮影なり画像処理した視野内の組織の、金属Ａｌ相と金属間化合物相との区別をＥＤＸによって行った上で、視野内の金属間化合物相の体積分率を測定した。

（金属間化合物の平均サイズ）
金属間化合物（金属間化合物粒子）の平均サイズの測定は、５０００〜１５０００倍のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）によりＥＤＸを併用して行なった。即ち、ＴＥＭの視野内の観察組織像から、金属間化合物をトレースし、画像解析のソフトウエアとして、MEDIACYBERNETICS社製のImage-ProPlus を用いて、各金属間化合物の重心直径を求め、平均化して求めた。測定対象視野数は１０とし、各視野の平均サイズを更に平均化して、金属間化合物の平均サイズとした。

（金属間化合物相の同定）
前記視野内の各金属間化合物相を、Ｘ線回折およびＴＥＭの電子線回折パターンから、金属間化合物相の結晶構造を解析した。その結果、表３の発明例１〜６と比較例７〜１４では、金属間化合物相は、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の二元系を主相とする金属間化合物と金属Ａｌマトリックスで構成されていることを確認した。

（金属間化合物相への元素の固溶量）
因みに、表３の発明例１〜６、比較例７〜１４のＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物相に固溶したＦｅ、Ｔｉなどの元素の固溶量を測定したところ、程度差はあるが、Ｆｅ、Ｔｉ含有量の内の５〜１０％程度のＦｅ、Ｔｉが固溶していた。元素の固溶量測定は、１５０００倍の組織のＦＥ−ＴＥＭ（日立製作所製、ＨＦ−２０００電界放射型透過電子顕微鏡）および、このＴＥＭに付随の、４５０００倍のＥＤＸ（Ｋｅｖｅｘ社製、Ｓｉｇｍａエネルギー分散型Ｘ線検出器：ｅｎｅｒｇｙｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅＸ- ｒａｙｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）により、前記視野内のＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物相を各々１０点測定し、平均化した。

(高温強度）
これらＡｌ基合金の高温強度を測定した。平行部Φ４×１５ｍｍＬとした各Ａｌ基合金の試験片を４００℃に加熱して１５分この温度に保持後、試験片をこの温度で高温引張試験を行なった。引張速度は０．５ｍｍ／ｍｉｎとし、歪み速度５×１０^-4（１／ｓ）とした。高温引張強度は、２５０ＭＰａ以上のものを高温強度乃至耐熱性が合格として評価した。

（耐磨耗性）
高温での耐磨耗性試験は、ピンオンディスク磨耗試験で行なった。ピン材（Φ７ｍｍ×１５ｍｍ長さ、約１ｇ）に各試験材をセットし、磨耗相手側である試験ディスク材はＦＣ２００（鋳鉄）とした。試験温度は４００℃とし、荷重１０ｋｇｆ、ピンの回転半径０．０２ｍで、回転する前記試験ディスク材に、試験材を、潤滑無しで１０分間接触させた。この際の各試験材の摩耗による質量減少率、（試験前質量−試験後質量）／試験材の試験前質量で評価した。この質量の摩耗減少率が０．２ｇ以下のものを高温での耐磨耗性が合格として評価した。

(加工性）
これらＡｌ基合金の加工性は、上記各熱間鍛造加工の際に、歪み速度１０^-4以上の比較的速い速度で、表面に割れが発生せずに、正常に鍛造できたものを加工性が○として評価した。一方、歪み速度１０^-4以上の比較的速い速度で、表面に割れが発生したものを加工性が×として評価した。

表１〜２から明らかなように、発明例１〜６（発明組成Ａ〜Ｆ）は、本発明で規定する、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの各成分範囲と、好ましいＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉ含有量の総和の範囲をともに満足する。更に、Ａｌ基合金組織中に、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の金属間化合物相を各々有し、これら各金属間化合物相の平均サイズが７μｍ以下であるとともに、金属Ａｌ中に固溶したＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの総和が０．０２〜１０質量％の範囲内である。

この結果、発明例１〜６は、表３から明らかなように、高温強度、耐摩耗性、加工性に優れている。

これに対して、比較例７〜１５は、本発明で規定する、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの各成分範囲、金属間化合物相の体積分率、金属間化合物の平均サイズ、金属Ａｌ中に固溶したＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの総和、のいずれかが範囲から外れている。この結果、比較例７〜１５は、表３から明らかなように、高温強度、耐摩耗性、加工性のいずれかが発明例に比して著しく劣っている。

例えば、比較例７は、Ｃｒ含有量が３％と下限の５％を下回る、表１の合金Ｇを用いている。このため、本発明で規定する組織要件を満足しているものの、高温強度、耐摩耗性が発明例に比して劣る。

比較例８は、Ｃｒ含有量が３２％と上限の３０％を越える、表１の合金Ｈを用いている。このため、本発明で規定する組織要件を満足しているものの、高温強度、耐摩耗性、そして加工性が発明例に比して劣る。

比較例９は、Ｆｅを含有しない、表１の合金Ｉを用いている。このため、このため、本発明で規定する組織要件を満足しているものの、高温強度、耐摩耗性が発明例に比して劣る。

比較例１０は、Ｔｉを含有しない、表１の合金Ｊを用いている。このため、このため、本発明で規定する組織要件を満足しているものの、高温強度、耐摩耗性が発明例に比して劣る。

比較例１１は、本発明組成の表１のＢ合金を用い、ＨＩＰ処理によって緻密化はされているものの、熱間鍛造加工していない。この結果、金属Ａｌ中に固溶している、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの総和が低く、金属間化合物も粗大化している。このため、高温強度、耐摩耗性が発明例に比して劣る。

比較例１２は、本発明組成の表１のＢ合金を用いているが、熱間鍛造加工における加工温度が低過ぎる。この結果、金属間化合物相の体積分率が不足し、高温強度、耐摩耗性が発明例に比して劣る。

比較例１３は、本発明組成の表１のＢ合金を用いているが、熱間鍛造加工における加工温度が高過ぎる。この結果、金属間化合物が粗大化しており、発明例と比較して、高温強度、耐摩耗性が劣っている。

比較例１４は、本発明で規定する成分組成を満足するものの、スプレイフォーミングの際のＧ／Ｍ比が低過ぎ、冷却速度が不足し、金属Ａｌ中に固溶したＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの総和が低い。また、金属間化合物も粗大となっている。この結果、発明例と比較して、高温強度、耐摩耗性、加工性が著しく劣っている。

以上の結果から、本発明の各要件の臨界的な意義が分かる。

以上説明したように、本発明は、軽量であり、より高温強度（耐熱性）が高く、耐摩耗性と加工性にも優れている耐熱性Ａｌ基合金を提供できる。したがって、自動車や航空機などの、ピストン、コンロッドなどの耐熱特性が求められる種々の部品に適用することができる。

Claims

質量％で、Ｃｒ：５〜３０％、Ｆｅ：１〜２０％、Ｔｉ：１〜１５％を含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる、急冷凝固法により得られたＡｌ基合金であって、Ａｌ基合金組織が、体積分率で５０〜９０％の金属間化合物相と、残部が金属Ａｌマトリックスとで構成され、前記金属Ａｌ中に、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉが、これらの総和で０．０２〜１０質量％固溶していることを特徴とする耐磨耗性と加工性とに優れた耐熱性Ａｌ基合金。
前記金属間化合物相を構成する金属間化合物の平均サイズが７μｍ以下である請求項１に記載の耐磨耗性と加工性とに優れた耐熱性Ａｌ基合金。