JP3940022B2

JP3940022B2 - 焼結アルミニウム合金の製造方法

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Publication number: JP3940022B2
Application number: JP2002137943A
Authority: JP
Inventors: 淳一市川; 貴志鈴木; 英雄四方; 秀夫浦田; 迅人松田
Original assignee: Honda Motor Co Ltd; Hitachi Powdered Metals Co Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd; Hitachi Powdered Metals Co Ltd
Priority date: 2002-05-14
Filing date: 2002-05-14
Publication date: 2007-07-04
Anticipated expiration: 2022-05-14
Also published as: US20030215348A1; DE60300144T2; EP1362654A1; US7166254B2; EP1362654B1; JP2003328053A; DE60300144D1

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、歯車、プーリー、コンプレッサー用べーン、コンロッド、ピストンなどの軽量で強度と耐摩耗性を要求される部品の材料として好適な焼結アルミニウム合金の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
機械効率の向上や省エネルギーの必要性の観点から、機械要素の軽量化材料への置換が進んでいる。特に焼結アルミニウム合金は、鋳造合金に比べて、微細な初晶Ｓｉを含む高Ｓｉ系合金にすることができるので、比強度および耐摩耗性の優れた材料として期待されている。
【０００３】
そのような焼結アルミニウム合金としては、例えば特開平４−３６５８３２号公報、特開平７−１９７１６８号公報、特開平７−１９７１６７号公報および特開平７−２２４３４１号公報等に開示された焼結アルミニウム合金を挙げることができる。これらはいずれも、所定量のＳｉを含有し、所定の粒径の初晶Ｓｉが分散したＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相とを特定面積比で斑組織にした強度と耐摩耗性を向上させた合金である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
上記の焼結アルミニウム合金は、高い強度と耐摩耗性を有するものであるが、近年、より一層の高強度化および薄肉化への要請が高まってきている。一方、上記焼結アルミニウム合金は、強度にばらつきがあるので、ある程度の肉厚が必要であり、また、伸びおよび疲れ強さに関してもなお改良の余地が残されており、上記焼結アルミニウム合金のさらなる改良が望まれている。
【０００５】
このような観点から、この発明の目的は、従来の焼結アルミニウム合金の強度のばらつきを低減し、伸びおよび疲れ強さを向上させた焼結アルミニウム合金の製造方法を提供することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上記のような課題を解決するために、本発明者らは、従来の焼結アルミニウム合金の強度のばらつきの原因について調査を行った。その結果見出した現象は、以下の通りである。
【０００７】
すなわち、粉末の形態で与えられたＣｕまたはＣｕ合金のＣｕは、焼結時の温度上昇に伴い、約５１７〜５２４℃の温度で、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕの共晶液相を発生し、まずＡｌ−Ｓｉ粉未中に拡散する。このＡｌ−Ｓｉ粉未中へのＣｕの拡散は急速に進行し、Ａｌ−Ｓｉ粉末中のＣｕの固溶限まで進行する。Ｃｕ固溶限を超えるＣｕは残留し、その後、温度が上昇して５４８℃以上でＡｌ−Ｃｕの共晶液相が発生するとともにＡｌ粉末へ急速に拡散が進行する。このＡｌ粉末中へのＣｕの拡散は、上記のＡｌ−Ｓｉ粉末中への拡散速度に比べ高温域で進行する。すなわち、一定の温度下におけるマトリックス中へのＣｕの拡散は、Ａｌ−Ｓｉ基地へは急速に、Ａｌ基地へはそれより遅く進行する。そのため、焼結条件によっては、Ａｌ基地の部分は、元の粉末の外周部分ではＣｕ濃度が高く、元の粉末の中心部分ではＣｕ濃度が低くなり成分的に偏析する現象が発生する。本発明者らは、この偏析が、強度のばらつきを生じさせ、伸びおよび疲れ強さの向上を阻害していることを見出した。
【０００８】
この偏析をなくすためには、Ｃｕを十分に拡散させる必要があり焼結時間を長くすることにより達成できるが、焼結時間の延長は製造コストの増加をもたらし得策ではない。また、Ｃｕの拡散を早めるために焼結温度を上昇させると、Ｃｕの拡散速度は向上し、短時間で均一に拡散できるが、焼結温度が５６０℃以上に上昇すると過飽和に固溶したＳｉが析出し粗大な初晶Ｓｉに成長して、強度および耐摩耗性の低下の原因となるのでこれも得策ではない。
【０００９】
そこで、Ｃｕによる濃度偏析をなくして均一化し、強度のばらつきを抑制するために、本発明者らが見出した方策は、Ａｌ粉末のみを微粉化することである。Ａｌ粉末が微粉であれば、粉末表層から中心部までの距離が短くなり、焼結温度を上昇させることなく、短時間で容易に粉末の中心部までＣｕを拡散させて、Ａｌ相中のＣｕ濃度を均一にすることが可能となる。
【００１０】
このときＡｌ−Ｓｉ粉末まで微粉化すると、混合粉末全体の粒度分布が微粉側に大きく偏ることとなり、粉末自体の流動性が極端に悪化し、製品の密度や重量にばらつきを招くため好ましくない。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以上のような技術的背景から、本発明における焼結アルミニウム合金の製造方法は、少なくともＡｌ−Ｓｉ系急冷凝固粉末、Ａｌ粉末、およびＣｕ粉末またはＣｕ合金粉末を含む混合粉末を用い、所定の形状に圧粉成形した後、焼結および必要に応じて熱処理する焼結アルミニウム合金の製造方法において、前記Ａｌ粉末の最大粒径が１００μｍ以下であることを特徴とし、また、平均粒径が４５〜７５μｍであることを特徴とする。さらに、上記Ａｌ粉末の粒径分布は、４５μｍ未満：１０〜３０質量％、４５〜７５μｍ：３５〜６５質量％、および７５〜１００μｍ：１５〜３５質量％であることを特徴とする。
【００１２】
上記のＡｌ粉末の微粉化によるＡｌ相におけるＣｕ濃度の均一化の効果は、Ａｌ粉末の最大粒径が１００μｍ以下で顕著であり、それを超えるとＣｕの拡散が不均一になる。
【００１３】
上記の微粉化による効果は、Ａｌ粉末が微細になるに従い、より一層顕著になるが、微粉末の増加は混合粉未の流動性を低下させ、また、粉未の金型充填時においてブリッジングが発生し易く、充填量が不均一となり、さらに、圧縮性も低下するなどの理由から過度の微粉化は得策ではなく、平均粒径として４５μｍ以上であることが好ましい。
【００１４】
なお、Ａ１粉末は、全てが１００μｍ以下の粉末であることが好ましいが、工業上１００μｍ以下の粉末を入手するには、粉未を篩により分級する方法や、粉末をエアで吹き飛ばして飛散する距離で分級する方法等があるが、篩による分級の場合、アスペクト比の大きい粉末が篩を通過する場合があり、また、エア飛散させて分級する方法の場合においても１００μｍを超える粉末が極僅かに混入する場合がある。しかし、そのような１００μｍを超える不可避の粉末が数％混入しても、平均粒径が７５μｍ以下であれば、ほとんどのＡｌ粉末は微粉側に分布し、上記のＣｕ濃度の均一化の効果が得られる。
【００１５】
さらに、上記Ａｌ粉末の粒径分布が、４５μｍ未満：１０〜３０質量％、４５〜７５μｍ：３５〜６５質量％、および７５μｍ以上：１５〜３５質量％の範囲であると、上記Ａｌ相中のＣｕ濃度の均一化と、混合粉末の流動性、充填性および成形性を両立させる上で効果的である。
【００１６】
なお、本発明においては、Ａｌ粉末とは、Ａｌが９９.５質量％以上で残部が不可避不純物からなる粉末をいう。
【００１７】
上記のように、ＣｕのＡｌ相への拡散を均一にすることによって、強度の低い部分がなくなり、強度のばらつきが低減される。また、強度の低い部分がなくなるので伸びおよび疲れ強さも大幅に改善される。
【００１８】
また、本発明の焼結アルミニウム合金の第２の製造方法としては、Ｃｕ粉末またはＣｕ合金粉末は、Ａｌ相およびＡｌ−Ｓｉ相に拡散して元の粉末部分が気孔として残留するため、粗粉を用いると粗大な気孔が残留して強度低下の原因となるので微粉を用いることが好ましい。また、Ｃｕ粉末またはＣｕ合金粉末を微細にすると、上記のＡｌ微粉末との接触面積を大きくすることができ、Ａｌ相中へのＣｕの均一な拡散にも効果的である。ただし、過度の微粉化は、材料歩留まりや混合粉末中での偏析等の点から好ましくない。以上の理由からＣｕ粉末またはＣｕ合金粉末は、最大粒径が７５μｍ以下、好ましくは４５μｍ以下、であるとともに、平均粒径が１０〜３５μｍであることが好ましい。
【００１９】
さらに本発明の焼結アルミニウム合金の第３の製造方法としては、混合粉末中にＭｇ粉末またはＡｌ−Ｍｇ等のＭｇ合金粉末を含有させるとより効果的である。Ｍｇは、単体の場合は５５０℃近辺で急にＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇの共晶液相を発生してＣｕの拡散を進行させる。また、Ａｌ−Ｍｇとして加えた場合は、４６０℃近辺でＡｌ−Ｍｇ液相を発生し、毛細管力で圧粉体の隅々まで液相が行きわたるとともに、個々の粉末表面を完全に覆い、Ａｌ粉末表面の酸化被膜を除去し、さらに温度が上昇すると、５１４℃程度でＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇの共晶液相を発生し、Ｃｕの拡散を促進させる。
【００２０】
本発明の焼結アルミニウム合金の最良の製造方法は、上記の本発明の第１から第３の焼結アルミニウム合金の製造方法を、特開平７−２２４３４１号公報に開示された合金に適用した第４の製造方法である。すなわち、前記の混合粉末が、Ｓｉ含有量が１３〜３０質量％のＡｌ−Ｓｉ合金粉末２０〜８０質量部に対して、前記Ａｌ粉末を８０〜２０質量部配合した粉末に、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＺｒおよびＮｂから選ばれる１種もしくは２種以上の遷移金属の含有量が０.２〜３０質量％のＣｕ−遷移金属合金粉末、およびＭｇ含有量が３５質量％以上のＡｌ−Ｍｇ合金粉末またはＭｇ粉末を添加してなるとともに、全体組成が質量比でＳｉ：２.４〜２３.５％、Ｃｕ：２〜５％、Ｍｇ：０.２〜１.５％、前記遷移金属：０.０１〜１％および残部のＡｌおよび不可避不純物からなる混合粉末であることを特徴とする。
【００２１】
以下に各粉末の成分量および添加量等の要件について説明する。
［Ａｌ−Ｓｉ合金粉末］
Ｓｉは、一般的に熱膨張係数を低くし、硬質な初晶Ｓｉとして析出して耐摩耗性を向上させる等の効果がある。ＳｉはＡｌ−Ｓｉ合金粉の形態で添加され、Ａｌ−Ｓｉ合金は、その粉末製造の際の急冷凝固によって初晶Ｓｉが析出するためには、Ｓｉ含有量が１３質量％以上であることが必要であり、また、Ｓｉ含有量が３０質量％以上になると、粉末製造時の溶湯温度が高くなるため、Ｓｉ含有量は１３〜３０質量％が適当である。焼結した後のＡｌ−Ｓｉ合金粉の部分は、後述するＭｇ、Ｃｕ、遷移金属の一部が固溶し、初晶Ｓｉが分散したＡｌ−Ｓｉ系合金となって焼結合金斑組織の一方の合金相を構成する。Ａｌ−Ｓｉ系合金相は、比較的硬質であり、主に材料強度および耐摩耗性に寄与する。
【００２２】
全体組成からみたＳｉの量は、初晶Ｓｉが分散したＡｌ−Ｓｉ系合金相とＡｌ固溶体相とが斑組織を呈するような範囲を選択し、２.４〜２３.５質量％である。全体組成のＳｉ量が少な過ぎると、初晶Ｓｉが分散したＡｌ−Ｓｉ系合金中のＳｉ量が少ないか、あるいはＡｌ固溶体相の占める割合が多くなり、その場合には耐摩耗性に寄与する初晶Ｓｉの量が少ないために耐摩耗性が不十分となる。一方、Ｓｉ量が多過ぎると、合金の強度および延性が低下するとともに、硬質な初晶Ｓｉの量が多過ぎるか、あるいはＡｌ固溶体相の占める割合が小さくなり、その場合には硬質な初晶Ｓｉが相手材の摩耗を進行させたり、脱落した初晶Ｓｉが埋め込まれず研磨粒子として作用して摩耗を促進したりして、やはり耐摩耗性が悪くなる。
【００２３】
［Ａｌ微粉末］
上記のＡｌ微粉末は、焼結後、斑状組織内の他方の相であるＡｌ固溶体相を形成する。Ａｌ固溶体相は、Ａｌ中に、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕおよび遷移金属が拡散した相であって、比較的軟質である。合金の靭性、摩擦中の相手材との馴染み性の向上に効果がある。また、摩擦摺動により初晶Ｓｉが分散したＡｌ−Ｓｉ系合金相が塑性流動したときや、初晶Ｓｉが脱落した場合に、硬質相を埋めこむ作用があり、引掻き摩耗を減少させる。
【００２４】
上記のＡｌ−Ｓｉ合金粉未と上記のＡ１微粉末との割合が、質量比で２０〜８０：８０〜２０のときに、耐摩耗性が良好になる。Ａｌ−Ｓｉ合金粉末の質量比が２０より少なくても、８０より多くても耐摩耗性が著しく悪化する。
【００２５】
［Ｍｇ粉末またはＡｌ−Ｍｇ合金粉末］
Ｍｇは、時効析出硬化による基地の強化および耐摩耗性の向上に効果がある。また、Ｍｇは焼結中に液相を生じて基地中に固溶し、効果としては焼結の促進と、時効処理で析出するＭｇ_２Ｓｉによる基地の強化および耐摩耗性の向上が挙げられる。Ｍｇは、Ｍｇ含有量が３５質量％以上のＡｌ−Ｍｇ合金粉またはＭｇ粉の形態で使用する。これは、Ａｌ−Ｍｇ二元系合金の融点がＭｇ含有量３３〜７０質量％の間において４６０℃程度の低い値を示すためである。すなわち、純粋なＭｇ粉の場合は、焼結の過程でＡｌ基地と固相拡散してＭｇ濃度が低下することにより、液相が発生する。一方、Ａｌ−Ｍｇ合金粉を用いる場合には、Ｍｇ含有量が３３質量％程度では、前記と同様にＡｌとの拡散でＭｇ濃度が低下することにより融点が上昇して有効に液相を利用することができないので、Ｍｇ含有量は３５重量％以上とすることが望ましい。
【００２６】
Ｍｇの量は、全体組成で０.２質量％未満では効果が不十分であり、１.５質量％を超えて添加してもその割には効果が伴わないため、０.２〜１.５質量％の範囲とするが、更に好ましい範囲は０.３〜０.７質量％である。
【００２７】
［Ｃｕ粉末またはＣｕ合金粉末］
ＣｕはＡｌ合金基地を強化する元素であり、時効処理により一層大きな効果が得られる。全体組成で２質量％未満では所望の強度の向上が認められない。５質量％を超えると、粉末粒界近傍においてＣｕを主成分とする金属間化合物が多量に析出して靭性が低下する。更に好ましくは３.５〜４.５質量％である。
【００２８】
Ｃｕは、Ｃｕ粉末の形態で加えてもよいが、適量の遷移金属（Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｎｂ）を共存させると、溶体化および時効処理によりＣｕの金属間化合物を消失させることができるため好ましい。
【００２９】
全体組成における遷移金属量は、前記のＣｕ含有量の場合において、０.０１質量％未満ではその効果がなく、一方１質量％を超えると遷移金属を主成分とする金属間化合物が析出して靭性が低下するため、０.０１〜１質量％とする。更に好ましくは０.１〜０.５質量％である。遷移金属は単体で添加すると拡散し難いため、Ｃｕ−遷移金属合金粉の形態で添加する。Ｃｕ−遷移金属合金の融点は高いが、焼結過程でＡｌ、Ｍｇ等の元素が固相拡散することにより融点が低下して液相を生じる。Ｃｕ−遷移金属合金粉中の遷移金属量は、全体組成において必要とされるＣｕ量および遷移金属量の値から推定すると０.２質量％以上必要であるが、３０質量％を超えると融点が高くなり過ぎて焼結中に液相が発生しなくなるので、０.２〜３０質量％の範囲でなければならないが、好ましくは０.２〜１０質量％である。
【００３０】
以上の本発明の焼結アルミニウム合金の製造方法により得られた焼結合金は、焼結体の状態でも使用可能であるが、高密度化および高強度化のために、焼結体を常温または熱間で押出し、鍛造、圧延等の塑性加工を行い、あるいはこの合金系に通常施される溶体化処理および時効処理を行うことができる。
【００３１】
【実施例】
最大粒径が１５０μｍのＡｌ−２０Ｓｉ粉未と、表１および表２に示す最大粒径、平均粒径、および粒度分布のＡｌ粉末、同表に示す最大粒径および平均粒径のＣｕ−４Ｎｉ粉末、および最大粒径が７５μｍのＡｌ−５０Ｍｇ粉末を用意し、表１、２に示す配合比で混合し、表３に示す全体組成の混合粉末を作製した。得られた混合粉末についてＪＩＳＺ−２５０２（金属粉−流動性試験方法）に基づいて流動度を測定した。その結果を表４に示す。
その後、各混合粉末を金型に投入し、成形圧力２００ＭＰａで、φ４０×２５ｍｍの形状に成形し、得られた成形体を４００℃で６０分間加熱して脱ろうした後、引き続き焼結温度５５０℃に昇温して６０分保持して焼結を行った。得られた焼結体を素材温度４５０℃に加熱して熱間鍛造した後、Ｔ７処理を施した。その後、１試料につき１０本、ＪＩＳＺ−２２０１に規定の板状引張り試験片に加工して、各１０回引張り試験を行い、引張り強さと伸びを測定した。この時の各試料の引張り強さおよび伸びの平均値、最大値、最小値および、ばらつきとして（最大値）−（最小値）の値をそれぞれ表４に併せて示す。
また、小野式回転曲げ試験片の形状に加工し、回転曲げ疲れ強さ試験を行い、その結果も表４に示す。
【００３２】
【表１】

【００３３】
【表２】

【００３４】
【表３】

【００３５】
【表４】

【００３６】
表１および３に示す試料番号０１〜０４の評価結果（表４）を比較すると、引張り強さの値自体はほとんど差がないが、従来例であるＡｌ粉末の最大粒径が１５０μｍの試料０１は、引張り強さのばらつきが大きく、伸びおよび疲れ強さが低い値を示す。Ａｌ粉末の最大粒径が１００μｍ以下の試料０２〜０４では引張り強さのばらつきが小さく、伸びおよび疲れ強さが向上していることがわかる。ただし、Ａｌ粉末の平均粒径が４５μｍに満たない試料０４は、混合粉末の流動性が悪く、粉末が流れないことがわかる。
【００３７】
また、表１、２の試料番号０２、０５〜０８の評価結果を比較すると、Ａｌ粉末の最大粒径が１００μｍ、あるいはそれ以下（試料番号０８）であっても、平均粒径が小さいほど、引張り強さのばらつきが小さく、伸びも大きい値を示し、平均粒径７５μｍ以下の試料０２、０６〜０８は、従来例である試料０１より引張り強さのばらつきが７０％以上低減され、伸びは１４０％以上向上している。
【００３８】
以上の結果から、Ａｌ粉末の最大粒径が１００μｍ以下のとき、引張り強さのばらつきを小さくし、伸びおよび疲れ強さを向上させる効果があり、さらに平均粒径が４５〜７５μｍの範囲で流動性を満足しつつ上記の効果が顕著であることが確認された。
【００３９】
さらに、表２および３の試料０７、０９および１０の評価結果（表４）を比較すると、Ｃｕ合金粉末の最大粒径が１５０μｍの試料０９は、引張り強さが低下し、ばらつきも大きくなっており、特に伸びおよび疲れ強さが低下している。一方、Ｃｕ合金粉末の最大粒径が７５μｍ以下の試料０７および１０では、引張り強さの低下が認められず、ばらつきも小さく安定しており、特に伸びおよび疲れ強さの向上が認められる。
【００４０】
これは、Ｃｕ合金粉末の最大粒径が１５０μｍの試料０９では、本実施例の焼結時間ではＣｕの拡散が終了せず、Ｃｕ−Ａｌ合金として一部残留したことにより、引張り強さのばらつきが大きくなり、伸びおよび疲れ強さが低下したものと考えられる。一方、試料０７および１０ではＣｕ合金粉末の最大粒径が７５μｍ以下であるため、本実施例の焼結時間でＣｕの拡散が完了し、Ｃｕの分散が均一となったことにより引張り強さのばらつきが小さく、伸びおよび疲れ強さが向上したものと考えられる。
【００４１】
表２および３の試料０７と１１の評価結果を比較すると、Ｍｇを含有する試料０７の方が伸びは小さくなるが、引張り強さが大きくなることがわかった。
【００４２】
以上の結果から、Ｃｕ合金粉末も微細な方が好ましく、最大粒径が７５μｍ以下で引張り強さのばらつきが小さく、伸びおよび疲れ強さが向上すること、およびＭｇの含有は引張り強さを改善するが伸びが低下するため、用途に応じて適宜選択すればよいことが確認された。
【００４３】
【発明の効果】
本発明の焼結アルミニウム合金の製造方法によれば、引張り強さのばらつきを低減し、伸びおよび疲れ強さを向上させることができ、適用部品の、より一層の高強度化および薄肉化が達成できる。

Claims

少なくともＡｌ−Ｓｉ系急冷凝固粉末、Ａｌ粉末、およびＣｕ粉末またはＣｕ合金粉末を含む混合粉末を用い、所定の形状に圧粉成形した後、焼結および必要に応じて熱処理する焼結アルミニウム合金の製造方法において、
前記Ａｌ粉末は最大粒径が１００μｍ以下で、かつ平均粒径が４５〜７５μｍの微粉末を用いるとともに、最大粒径が１００μｍを超え、かつ平均粒径が７５μｍを超えるＡｌ−Ｓｉ系急冷凝固粉末を用いることを特徴とする焼結アルミニウム合金の製造方法。
前記Ａｌ粉末の粒径分布は、４５μｍ未満：１０〜３０質量％、４５〜７５μｍ：３５〜６５質量％、７５μｍ以上：１５〜３５質量％であることを特徴とする請求項１に記載の焼結アルミニウム合金の製造方法。
前記Ｃｕ粉末またはＣｕ合金粉末の最大粒径が７５μｍ以下であり、かつ平均粒径が１０〜３５μｍであることを特徴とする請求項１または２に記載の焼結アルミニウム合金の製造方法。
前記混合粉末に、Ｍｇ粉末またはＭｇ合金粉末を含有することを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載の焼結アルミニウム合金の製造方法。
前記混合粉末が、Ｓｉ含有量が１３〜３０質量％のＡｌ−Ｓｉ系急冷凝固粉末２０〜８０質量部に対して、８０〜２０質量部の前記Ａｌ粉末を配合した粉末に、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＺｒおよびＮｂから選ばれる１種もしくは２種以上の遷移金属の含有量が０.２〜３０質量％のＣｕ−遷移金属合金粉末、および、Ｍｇ含有量が３５質量％以上のＡｌ−Ｍｇ合金粉末またはＭｇ粉末を添加してなり、かつ、全体組成が質量比でＳｉ：２.４〜２３.５％、Ｃｕ：２〜５％、Ｍｇ：０.２〜１.５％、前記遷移金属：０.０１〜１％、および残部がＡｌおよび不可避不純物からなる混合粉末であることを特徴とする請求項１から４のいずれかに記載の焼結アルミニウム合金の製造方法。