JPH05209201A - アルミニウム基複合粉末 - Google Patents
アルミニウム基複合粉末Info
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Landscapes
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- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明の目的はアルミニウムまたはアルミニ
ウム合金のマトリックス中にセラミックス粒子を非常に
均一に分散させたアルミニウム基複合粉末を提供するこ
とにある。 【構成】 本発明のアルミニウム基複合粉末は急速凝固
法により製造され、アルミニウムまたはアルミニウム合
金のマトリックス中に 1〜40重量%のセラミックス粒子
を分散して含む。所要により、マトリックス中にSi、
Cu、Mg、遷移金属の少なくとも1種を含有させても
よい。
ウム合金のマトリックス中にセラミックス粒子を非常に
均一に分散させたアルミニウム基複合粉末を提供するこ
とにある。 【構成】 本発明のアルミニウム基複合粉末は急速凝固
法により製造され、アルミニウムまたはアルミニウム合
金のマトリックス中に 1〜40重量%のセラミックス粒子
を分散して含む。所要により、マトリックス中にSi、
Cu、Mg、遷移金属の少なくとも1種を含有させても
よい。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明はアルミニウム基複合粉
末、詳しくはアルミニウムまたはアルミニウム合金のマ
トリックス中にセラミックス粒子を均一に分散させたア
ルミニウム基複合粉末に関し、耐摩耗性、高剛性率、高
強度等の特性を必要とする自動車・機械部品等への適用
が考えられる。
末、詳しくはアルミニウムまたはアルミニウム合金のマ
トリックス中にセラミックス粒子を均一に分散させたア
ルミニウム基複合粉末に関し、耐摩耗性、高剛性率、高
強度等の特性を必要とする自動車・機械部品等への適用
が考えられる。
【0002】
【従来の技術】アルミニウム及びアルミニウム合金は、
軽量、耐蝕性、高熱伝導度等の種々の優れた特性を持つ
ため、航空機、自動車、その他の機械部品に広く応用さ
れてきた。
軽量、耐蝕性、高熱伝導度等の種々の優れた特性を持つ
ため、航空機、自動車、その他の機械部品に広く応用さ
れてきた。
【0003】欠点としては、主として鋼に比較してであ
るが、200℃以上の温度で急激に強度が落ちること、
熱膨張率が高いこと、剛性率が低いこと等が挙げられ、
この制約によって使用できない部材があった。
るが、200℃以上の温度で急激に強度が落ちること、
熱膨張率が高いこと、剛性率が低いこと等が挙げられ、
この制約によって使用できない部材があった。
【0004】この欠点を克服する手段として、セラミッ
クス粒子(繊維、フレーク、ウィスカーも包含される)
を含むアルミニウム基複合材の精力的な研究開発が行わ
れ、一部では実用化されて量産に入っているものもあ
る。
クス粒子(繊維、フレーク、ウィスカーも包含される)
を含むアルミニウム基複合材の精力的な研究開発が行わ
れ、一部では実用化されて量産に入っているものもあ
る。
【0005】アルミニウム基複合材の製造方法として
は、(1) セラミックス粒子のプリフォームへアルミニウ
ムまたはアルミニウム合金の溶湯を浸透させる溶湯含浸
法、(2) アルミニウムまたはアルミニウム合金粉末とセ
ラミックス粒子とを乾式混合するプレミックス法、(3)
セラミックス粒子をアルミニウムまたはアルミニウム合
金の溶湯中に分散させる方法等がある。
は、(1) セラミックス粒子のプリフォームへアルミニウ
ムまたはアルミニウム合金の溶湯を浸透させる溶湯含浸
法、(2) アルミニウムまたはアルミニウム合金粉末とセ
ラミックス粒子とを乾式混合するプレミックス法、(3)
セラミックス粒子をアルミニウムまたはアルミニウム合
金の溶湯中に分散させる方法等がある。
【0006】(1) の方法はプリフォーム体を形成するた
めにセラミックス粒子の体積含有率がある程度以上(通
常20%以上)必要であること、 (2)及び(3) の方法では
セラミックス粒子の体積含有率は自由に選択できるが、
アルミニウムまたはアルミニウム合金中へのセラミック
スの均一な混合もしくは分散が技術的に難しいこと等が
あり、殆ど実用化には至っていない。また、(3) の方法
の場合凝固時の冷却速度が遅いため図4に示す如く結晶
粒界近傍に合金元素およびセラミックス粒子の偏析・不
均一分散が起こり、これが成形体の機械的特性を低下さ
せる要因となっている。
めにセラミックス粒子の体積含有率がある程度以上(通
常20%以上)必要であること、 (2)及び(3) の方法では
セラミックス粒子の体積含有率は自由に選択できるが、
アルミニウムまたはアルミニウム合金中へのセラミック
スの均一な混合もしくは分散が技術的に難しいこと等が
あり、殆ど実用化には至っていない。また、(3) の方法
の場合凝固時の冷却速度が遅いため図4に示す如く結晶
粒界近傍に合金元素およびセラミックス粒子の偏析・不
均一分散が起こり、これが成形体の機械的特性を低下さ
せる要因となっている。
【0007】
【発明が解決しようとする課題】本発明者らは、急冷凝
固法を用いればアルミニウムまたはアルミニウム合金の
マトリックス中にセラミックス粒子を非常に均一に分散
させることができ、得られたアルミニウム基複合粉末を
熱間押出や熱間鍛造あるいはホットプレス等で熱間成形
した成形体は高弾性、高靭延性、高耐摩耗性等の優れた
機械的特性を併せ持つことを見いだした。
固法を用いればアルミニウムまたはアルミニウム合金の
マトリックス中にセラミックス粒子を非常に均一に分散
させることができ、得られたアルミニウム基複合粉末を
熱間押出や熱間鍛造あるいはホットプレス等で熱間成形
した成形体は高弾性、高靭延性、高耐摩耗性等の優れた
機械的特性を併せ持つことを見いだした。
【0008】セラミックス粒子の含有量は 1〜40重量%
である。 1重量%未満ではこの複合粉末を用いた成形体
において機械的特性の改善が十分でなく、40重量%を越
えるとセラミックス粒子の量が多すぎてマトリックス中
への均一な分散は達成しにくい。
である。 1重量%未満ではこの複合粉末を用いた成形体
において機械的特性の改善が十分でなく、40重量%を越
えるとセラミックス粒子の量が多すぎてマトリックス中
への均一な分散は達成しにくい。
【0009】セラミックス粒子としては、酸化物系(例
えばAl2 O3 ,SiO2 )、炭化物系(例えばSi
C,TiC)、窒化物系(例えばSi3 N4 )、または
硼化物系(例えばTiB2 )の粒子が使用され得る。
えばAl2 O3 ,SiO2 )、炭化物系(例えばSi
C,TiC)、窒化物系(例えばSi3 N4 )、または
硼化物系(例えばTiB2 )の粒子が使用され得る。
【0010】セラミックス粒子の平均粒径は 1〜40μm
が好ましい。セラミックス粒子の平均粒径が1μm未満
ではセラミックス粒子同士の凝集が起こり易く、マトリ
ックス中への均一な分散が困難になる。また平均粒径が
40μmを越えると、この複合粉末を用いた成形体におい
てセラミックス粒子がクラックの開始点になる可能性が
あり好ましくない。
が好ましい。セラミックス粒子の平均粒径が1μm未満
ではセラミックス粒子同士の凝集が起こり易く、マトリ
ックス中への均一な分散が困難になる。また平均粒径が
40μmを越えると、この複合粉末を用いた成形体におい
てセラミックス粒子がクラックの開始点になる可能性が
あり好ましくない。
【0011】マトリックスであるアルミニウムまたはア
ルミニウム合金中に所定量のセラミックス粒子を含む溶
湯を急冷凝固させて製造したアルミニウム基複合粉末の
場合には、マトリックス中の晶出物・析出物が微細かつ
均一に分散し、このため合金元素の種類とその添加量の
自由度が高くなるのでより好ましい。急冷凝固方法には
アトマイズ法及び回転円盤法が包含される。急冷凝固時
の冷却速度は102 K/sec 以上が好ましい。
ルミニウム合金中に所定量のセラミックス粒子を含む溶
湯を急冷凝固させて製造したアルミニウム基複合粉末の
場合には、マトリックス中の晶出物・析出物が微細かつ
均一に分散し、このため合金元素の種類とその添加量の
自由度が高くなるのでより好ましい。急冷凝固方法には
アトマイズ法及び回転円盤法が包含される。急冷凝固時
の冷却速度は102 K/sec 以上が好ましい。
【0012】また、本発明による複合粉末から製造され
る成形体が優れた特性を持つことは先に述べたが、さら
に耐熱性を付与したい場合、成形体の使用温度が 150℃
以下の時はマトリックス中にSi,Cu,Mg等の元素
を1種以上(Si:1〜50重量%、Cu: 0.5〜10重量
%、Mg: 0.5〜10重量%)含ませることにより、室温
強度に加えて高温強度も向上する。これは主に微細な析
出物による析出強化によるものである。成形体の使用温
度が 150℃を越える場合は、上記のマトリックス中にさ
らにFe,Ni,Mn,Cr,V,Ti,Mo,Nb,
Zr,Y等の遷移金属を含むことでさらなる高温強度の
向上が達成できる。遷移金属の場合、通常合計で0.5
から15重量%が最適の範囲である。この耐熱性の向上
は金属間化合物等の分散強化によるものと考えられる。
る成形体が優れた特性を持つことは先に述べたが、さら
に耐熱性を付与したい場合、成形体の使用温度が 150℃
以下の時はマトリックス中にSi,Cu,Mg等の元素
を1種以上(Si:1〜50重量%、Cu: 0.5〜10重量
%、Mg: 0.5〜10重量%)含ませることにより、室温
強度に加えて高温強度も向上する。これは主に微細な析
出物による析出強化によるものである。成形体の使用温
度が 150℃を越える場合は、上記のマトリックス中にさ
らにFe,Ni,Mn,Cr,V,Ti,Mo,Nb,
Zr,Y等の遷移金属を含むことでさらなる高温強度の
向上が達成できる。遷移金属の場合、通常合計で0.5
から15重量%が最適の範囲である。この耐熱性の向上
は金属間化合物等の分散強化によるものと考えられる。
【0013】セラミックス粒子を均一に分散させたアル
ミニウム基複合粉末は、そのままでも例えば溶射用複合
粉末や研磨材としても用いられる可能性がある。
ミニウム基複合粉末は、そのままでも例えば溶射用複合
粉末や研磨材としても用いられる可能性がある。
【0014】
【実施例】本発明の実施例および比較例を示す。
【0015】実施例1 Al−8Si−2Cu−1Mg(以下いずれも重量%を
使用)の組成を持つアルミニウム合金溶湯中に平均粒径
10μmのSiC粒子を15重量%均一に分散させた溶湯か
ら、高圧の空気を用いたアトマイズ法により平均粒径35
μmの急冷凝固粉末を得た。この粉末の光学顕微鏡組織
写真を図1及び図2に示す。複合粉末の粒度が粗いもの
( 177〜350 μm)細かいもの(44〜63μm)にかかわ
らずSiC粒子がマトリックスであるアルミニウム合金
粉末中に均一に分散しているのがわかる。
使用)の組成を持つアルミニウム合金溶湯中に平均粒径
10μmのSiC粒子を15重量%均一に分散させた溶湯か
ら、高圧の空気を用いたアトマイズ法により平均粒径35
μmの急冷凝固粉末を得た。この粉末の光学顕微鏡組織
写真を図1及び図2に示す。複合粉末の粒度が粗いもの
( 177〜350 μm)細かいもの(44〜63μm)にかかわ
らずSiC粒子がマトリックスであるアルミニウム合金
粉末中に均一に分散しているのがわかる。
【0016】これらの粉末は、同一条件でアトマイズさ
れたアルミ合金粉の冷却速度から推定して、102 〜1
04 K/sec の冷却速度を持つと考えられ、事実図1、
及び図2のマトリックス中の晶出物は非常に微細に分散
していて、これを裏付けている。
れたアルミ合金粉の冷却速度から推定して、102 〜1
04 K/sec の冷却速度を持つと考えられ、事実図1、
及び図2のマトリックス中の晶出物は非常に微細に分散
していて、これを裏付けている。
【0017】この粉末を 350μm以下にふるいによって
分級した後、冷間静水圧成形(CIP)により理論密度
の60〜80%に予備成形した。続いてこの予備成形体を 4
80℃に加熱した後、押出比10にて熱間押出し、理論密度
100%の成形体を得た。この成形体の光学顕微鏡組織写
真を図3に示す。ここでもSiC粒子がマトリックスで
あるアルミニウム合金中に非常に均一に分散しているの
がわかる。
分級した後、冷間静水圧成形(CIP)により理論密度
の60〜80%に予備成形した。続いてこの予備成形体を 4
80℃に加熱した後、押出比10にて熱間押出し、理論密度
100%の成形体を得た。この成形体の光学顕微鏡組織写
真を図3に示す。ここでもSiC粒子がマトリックスで
あるアルミニウム合金中に非常に均一に分散しているの
がわかる。
【0018】比較例として、上記と同組成の溶湯から直
接鋳型に鋳込んだアルミニウム合金塊の光学顕微鏡組織
写真を図4に示す。SiC粒子のマトリックスであるア
ルミニウム合金中への分散が図1〜3に比べて非常に劣
ることが一目瞭然である。これは先にも述べたが鋳造材
の場合、凝固速度が遅いため結晶粒界近傍に偏析・不均
一分散が起こるためである。本発明品の場合、凝固速度
が十分に早いのでこのような偏析・不均一分散は起こら
ない。
接鋳型に鋳込んだアルミニウム合金塊の光学顕微鏡組織
写真を図4に示す。SiC粒子のマトリックスであるア
ルミニウム合金中への分散が図1〜3に比べて非常に劣
ることが一目瞭然である。これは先にも述べたが鋳造材
の場合、凝固速度が遅いため結晶粒界近傍に偏析・不均
一分散が起こるためである。本発明品の場合、凝固速度
が十分に早いのでこのような偏析・不均一分散は起こら
ない。
【0019】上記の方法で作製した押出成形体から、φ
6×40mmの平行部を持つ全長80mmの引っ張り試験片
を機械加工によって製作し、T6処理をした後の引張り
特性の調査結果を表1中(1) に示す。
6×40mmの平行部を持つ全長80mmの引っ張り試験片
を機械加工によって製作し、T6処理をした後の引張り
特性の調査結果を表1中(1) に示す。
【0020】また、比較例として同組成の溶湯から直接
鋳型に鋳込んだアルミニウム合金塊の引張り特性を表1
中(2) に示す。
鋳型に鋳込んだアルミニウム合金塊の引張り特性を表1
中(2) に示す。
【0021】
【表1】
【0022】結果から明らかなように、引張強度及び
0.2%耐力は本発明の押出材と比較例の鋳造材との間で
大きな差は見られないが、伸びでは本発明の押出材はは
るかに高い値を示している。
0.2%耐力は本発明の押出材と比較例の鋳造材との間で
大きな差は見られないが、伸びでは本発明の押出材はは
るかに高い値を示している。
【0023】また、T6処理後のアイゾット衝撃試験を
行った結果も表1中に示す。耐衝撃性についても本発明
の押出材のほうが明らかに高い値を示し、延性と同時に
耐衝撃性も優れていることを示す。このことは工業用材
料の信頼性の観点から非常に重要なことである。
行った結果も表1中に示す。耐衝撃性についても本発明
の押出材のほうが明らかに高い値を示し、延性と同時に
耐衝撃性も優れていることを示す。このことは工業用材
料の信頼性の観点から非常に重要なことである。
【0024】本発明の性能が優れている点を述べたが、
分散粒子の分散性が優れていることも定量的に評価し
た。即ち、図3(本発明の押出材)、図4(比較例の鋳
造材)および各々の周辺について川崎製鉄(株)製画像
解析装置(画像博士)を使用し、最近傍粒子の重心間距
離を測定した。測定は1視野あたり 180×230 μmとし
1視野当たりのSiC粒子数をできる限り揃え、おのお
の3視野測定した。結果を表2に示す。
分散粒子の分散性が優れていることも定量的に評価し
た。即ち、図3(本発明の押出材)、図4(比較例の鋳
造材)および各々の周辺について川崎製鉄(株)製画像
解析装置(画像博士)を使用し、最近傍粒子の重心間距
離を測定した。測定は1視野あたり 180×230 μmとし
1視野当たりのSiC粒子数をできる限り揃え、おのお
の3視野測定した。結果を表2に示す。
【0025】
【表2】
【0026】最近傍粒子の重心間距離が大きいことは、
粒子間の凝集あるいは不均一分散による粒子の集合体が
少なく、分散性が良いということが言える。本発明の押
出材は比較例の鋳造材に比べ約1.5倍の距離があり、
本発明品の大きな特徴と言える。
粒子間の凝集あるいは不均一分散による粒子の集合体が
少なく、分散性が良いということが言える。本発明の押
出材は比較例の鋳造材に比べ約1.5倍の距離があり、
本発明品の大きな特徴と言える。
【0027】実施例2 Al−9Si−1Mgの組成のAl合金溶湯中に 3重量
%のSiC粒子(平均粒径25μm)を均一に分散させた
溶湯から、高圧の空気を用いたアトマイズ法により平均
粒径28μmの急冷凝固粉末を得た。この複合粉末を光学
顕微鏡により観察したところ、SiC粒子がマトリック
スであるAl合金粉末中に均一に分散しているのが判明
した。
%のSiC粒子(平均粒径25μm)を均一に分散させた
溶湯から、高圧の空気を用いたアトマイズ法により平均
粒径28μmの急冷凝固粉末を得た。この複合粉末を光学
顕微鏡により観察したところ、SiC粒子がマトリック
スであるAl合金粉末中に均一に分散しているのが判明
した。
【0028】この複合粉末を、冷間静水圧成形(CI
P)により理論密度の60〜80%に予備成形した。続いて
この予備成形体を 480℃に加熱した後、押出比10にて熱
間押出しし、理論密度 100%の成形体を得た。この成形
体を光学顕微鏡により観察したところ、SiC粒子がマ
トリックスであるAl合金中に非常に均一に分散してい
るのが判明した。
P)により理論密度の60〜80%に予備成形した。続いて
この予備成形体を 480℃に加熱した後、押出比10にて熱
間押出しし、理論密度 100%の成形体を得た。この成形
体を光学顕微鏡により観察したところ、SiC粒子がマ
トリックスであるAl合金中に非常に均一に分散してい
るのが判明した。
【0029】実施例3 Al−7Si−1Cu−1Mgの組成のAl合金溶湯中
に25重量%のSiC粒子(平均粒径 5μm)を均一に分
散させた溶湯から、高圧の空気を用いたアトマイズ法に
より平均粒径32μmの急冷凝固粉末を得た。この複合粉
末を光学顕微鏡により観察したところ、SiC粒子がマ
トリックスであるAl合金粉末中に均一に分散している
のが判明した。
に25重量%のSiC粒子(平均粒径 5μm)を均一に分
散させた溶湯から、高圧の空気を用いたアトマイズ法に
より平均粒径32μmの急冷凝固粉末を得た。この複合粉
末を光学顕微鏡により観察したところ、SiC粒子がマ
トリックスであるAl合金粉末中に均一に分散している
のが判明した。
【0030】実施例4 Al−9Si−1Mgの組成を持つアルミニウム合金溶
湯中に平均粒径10μmのAl2 O3 粒子を10重量%均一
に分散させた溶湯から、高圧の空気を用いたアトマイズ
法により平均粒径30μmの急冷凝固粉末を得た。この粉
末の光学顕微鏡による微細組織は図1と同様で、Al2
O3 粒子がマトリックスであるアルミニウム合金粉末中
に均一に分散していた。
湯中に平均粒径10μmのAl2 O3 粒子を10重量%均一
に分散させた溶湯から、高圧の空気を用いたアトマイズ
法により平均粒径30μmの急冷凝固粉末を得た。この粉
末の光学顕微鏡による微細組織は図1と同様で、Al2
O3 粒子がマトリックスであるアルミニウム合金粉末中
に均一に分散していた。
【0031】実施例5 Al−20Si−3Mgの組成を持つアルミニウム合金
溶湯中に平均粒径15μmのSiC粒子を 3重量%均一に
分散させた溶湯から、高圧の空気を用いたアトマイズ法
により平均粒径28μmの急冷凝固粉末を得た。この粉末
の光学顕微鏡による微細組織は図1と同様で、SiC粒
子がマトリックスであるアルミニウム合金粉末中に均一
に分散していた。
溶湯中に平均粒径15μmのSiC粒子を 3重量%均一に
分散させた溶湯から、高圧の空気を用いたアトマイズ法
により平均粒径28μmの急冷凝固粉末を得た。この粉末
の光学顕微鏡による微細組織は図1と同様で、SiC粒
子がマトリックスであるアルミニウム合金粉末中に均一
に分散していた。
【0032】この粉末を、冷間静水圧成形(CIP)に
より理論密度の60〜80%に予備成形し、続いてこの予備
成形体を 480℃に加熱した後、押出比10にて熱間押出し
し、理論密度 100%の成形体を得た。この成形体の光学
顕微鏡による組織観察ではやはり写真3と同様で、ここ
でもSiC粒子がマトリックスであるアルミニウム合金
中に非常に均一に分散していた。
より理論密度の60〜80%に予備成形し、続いてこの予備
成形体を 480℃に加熱した後、押出比10にて熱間押出し
し、理論密度 100%の成形体を得た。この成形体の光学
顕微鏡による組織観察ではやはり写真3と同様で、ここ
でもSiC粒子がマトリックスであるアルミニウム合金
中に非常に均一に分散していた。
【0033】実施例6 Al−1Si−5Cu−2Mgの組成を持つアルミニウ
ム合金溶湯中に平均粒径 5μmのSiC粒子を25重量%
均一に分散させた溶湯から、高圧の空気を用いたアトマ
イズ法により平均粒径32μmの急冷凝固粉末を得た。こ
の粉末の光学顕微鏡による微細組織は図1と同様で、S
iC粒子がマトリックスであるアルミニウム合金粉末中
に均一に分散していた。
ム合金溶湯中に平均粒径 5μmのSiC粒子を25重量%
均一に分散させた溶湯から、高圧の空気を用いたアトマ
イズ法により平均粒径32μmの急冷凝固粉末を得た。こ
の粉末の光学顕微鏡による微細組織は図1と同様で、S
iC粒子がマトリックスであるアルミニウム合金粉末中
に均一に分散していた。
【0034】実施例7 Al−10Si−3Cu−1Ni−1Mgのベース組成
を持つアルミニウム合金溶湯中に平均粒径25μmのSi
C粒子を20重量%均一に分散させた溶湯に、さらにFe
2重量%(表3中 (2))、Fe 4重量%(表3中 (3))
を合金成分として加えたものからそれぞれ高圧の空気を
用いたアトマイズ法により平均粒径38μmの急冷凝固粉
末を得た。これらの粉末の光学顕微鏡による微細組織は
図1と同様で、SiC粒子がマトリックスであるアルミ
ニウム合金粉末中に均一に分散していた。
を持つアルミニウム合金溶湯中に平均粒径25μmのSi
C粒子を20重量%均一に分散させた溶湯に、さらにFe
2重量%(表3中 (2))、Fe 4重量%(表3中 (3))
を合金成分として加えたものからそれぞれ高圧の空気を
用いたアトマイズ法により平均粒径38μmの急冷凝固粉
末を得た。これらの粉末の光学顕微鏡による微細組織は
図1と同様で、SiC粒子がマトリックスであるアルミ
ニウム合金粉末中に均一に分散していた。
【0035】実施例1と同様の方法によりそれぞれの粉
末の押出材を作製し、T6処理の後200℃で 100時間保
持後、同温度で高温引張試験を行った結果を表3中(2)
から(3) に示す。同時にFeを添加しなかったベース組
成のものを表3中(1) に示す。また同表(2) の押出材の
光学顕微鏡組織写真を図5に示す。Fe等の遷移金属を
添加した組成でも図3と同様、SiC粒子の分散が良好
なことが判る。
末の押出材を作製し、T6処理の後200℃で 100時間保
持後、同温度で高温引張試験を行った結果を表3中(2)
から(3) に示す。同時にFeを添加しなかったベース組
成のものを表3中(1) に示す。また同表(2) の押出材の
光学顕微鏡組織写真を図5に示す。Fe等の遷移金属を
添加した組成でも図3と同様、SiC粒子の分散が良好
なことが判る。
【0036】
【表3】
【0037】表3から判るように、Feの添加量が増加
するにつれ、高温強度も増加する傾向にあり、耐摩耗
性、耐熱性、高強度、高弾性を併せ持つ材料を提供する
ことが可能となった。
するにつれ、高温強度も増加する傾向にあり、耐摩耗
性、耐熱性、高強度、高弾性を併せ持つ材料を提供する
ことが可能となった。
【0038】実施例8 Al−10Si−3Cu−1Ni−1Mgのベース組成
を持つアルミニウム合金溶湯中に平均粒径25μmのSi
C粒子を20重量%均一に分散させた溶湯に、さらにNi
を 3重量%(表4中 (2))、Niを 6重量%(表4中
(3))を合金成分として添加したものをそれぞれ高圧の
空気を用いたアトマイズ法により平均粒径38μmの急冷
凝固粉末を得た。これらの粉末の光学顕微鏡による微細
組織は図1と同様で、SiC粒子がマトリックスである
アルミニウム合金中に均一に分散していた。実施例1と
同様の方法によりそれぞれの粉末の押出材を作製し、T
6処理の後 200℃で 100時間保持後、同温度で高温引張
試験を行った結果を表4中(2) と(3) に示す。同時にN
iを後添加しなかったベース組成のものを同表(1) に示
す。
を持つアルミニウム合金溶湯中に平均粒径25μmのSi
C粒子を20重量%均一に分散させた溶湯に、さらにNi
を 3重量%(表4中 (2))、Niを 6重量%(表4中
(3))を合金成分として添加したものをそれぞれ高圧の
空気を用いたアトマイズ法により平均粒径38μmの急冷
凝固粉末を得た。これらの粉末の光学顕微鏡による微細
組織は図1と同様で、SiC粒子がマトリックスである
アルミニウム合金中に均一に分散していた。実施例1と
同様の方法によりそれぞれの粉末の押出材を作製し、T
6処理の後 200℃で 100時間保持後、同温度で高温引張
試験を行った結果を表4中(2) と(3) に示す。同時にN
iを後添加しなかったベース組成のものを同表(1) に示
す。
【0039】
【表4】
【0040】表4から判るように、Niの添加量が増加
するにつれ、高温強度も増加する傾向にあり、耐摩耗
性、耐熱性、高強度、高弾性を併せ持つ材料を提供する
ことが可能となった。
するにつれ、高温強度も増加する傾向にあり、耐摩耗
性、耐熱性、高強度、高弾性を併せ持つ材料を提供する
ことが可能となった。
【図1】実施例1で得られたアルミニウム基複合粉末の
粒子構造(ミクロ組織)を示す光学顕微鏡写真( 400
倍)である。
粒子構造(ミクロ組織)を示す光学顕微鏡写真( 400
倍)である。
【図2】実施例1で得られたアルミニウム基複合粉末の
粒子構造(ミクロ組織)を示す光学顕微鏡写真(倍率 4
00倍)である。
粒子構造(ミクロ組織)を示す光学顕微鏡写真(倍率 4
00倍)である。
【図3】実施例1のアルミニウム基複合粉末から押出し
成形した成形体の粒子構造(ミクロ組織)を示す光学顕
微鏡写真(倍率 400倍)である。
成形した成形体の粒子構造(ミクロ組織)を示す光学顕
微鏡写真(倍率 400倍)である。
【図4】比較例で得られたアルミニウム合金鋳塊の粒子
構造(ミクロ組織)を示す光学顕微鏡写真(倍率 400
倍)である。
構造(ミクロ組織)を示す光学顕微鏡写真(倍率 400
倍)である。
【図5】実施例7のアルミニウム基複合粉末から押出し
成形した成形体の粒子構造(ミクロ組織)を示す光学顕
微鏡写真(倍率 400倍)である。
成形した成形体の粒子構造(ミクロ組織)を示す光学顕
微鏡写真(倍率 400倍)である。
フロントページの続き (72)発明者 田中 昭衛 大阪府大阪市中央区久太郎町三丁目6番8 号 東洋アルミニウム株式会社内 (72)発明者 久保 幸平 大阪府大阪市中央区久太郎町三丁目6番8 号 東洋アルミニウム株式会社内 (72)発明者 横手 隆昌 大阪府大阪市中央区久太郎町三丁目6番8 号 東洋アルミニウム株式会社内
Claims (7)
- 【請求項1】 アルミニウムまたはアルミニウム合金の
マトリックス中に 1〜40重量%のセラミックス粒子を分
散して含むアルミニウム基複合粉末。 - 【請求項2】 セラミックス粒子が炭化物及び/または
酸化物である請求項1の複合粉末。 - 【請求項3】 セラミックス粒子の平均粒径が 1〜40μ
mである請求項1の複合粉末。 - 【請求項4】 マトリックス中にSi,Cu,Mgを1
種以上含み、それぞれの範囲がSi:1〜50重量%、C
u: 0.5〜10重量%、Mg: 0.5〜10重量%である請求
項1の複合粉末。 - 【請求項5】 マトリックス中に更に遷移金属を1種ま
たは2種以上、合計0.5〜15重量%含む請求項1の複合
粉末。 - 【請求項6】 102 K/sec 以上の速度で急速凝固法
により製造される請求項1〜5のいずれかに記載の複合
粉末。 - 【請求項7】 請求項1〜6の複合粉末を使用し、熱間
成形により成形した成形体。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4232880A JPH05209201A (ja) | 1991-08-22 | 1992-08-07 | アルミニウム基複合粉末 |
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23555791 | 1991-08-22 | ||
JP3-235557 | 1991-08-22 | ||
JP4232880A JPH05209201A (ja) | 1991-08-22 | 1992-08-07 | アルミニウム基複合粉末 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH05209201A true JPH05209201A (ja) | 1993-08-20 |
Family
ID=26530718
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP4232880A Pending JPH05209201A (ja) | 1991-08-22 | 1992-08-07 | アルミニウム基複合粉末 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH05209201A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP2514542A1 (en) * | 2009-12-15 | 2012-10-24 | Korea Institute Of Machinery & Materials | Production method and production device for a composite metal powder using the gas spraying method |
-
1992
- 1992-08-07 JP JP4232880A patent/JPH05209201A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP2514542A1 (en) * | 2009-12-15 | 2012-10-24 | Korea Institute Of Machinery & Materials | Production method and production device for a composite metal powder using the gas spraying method |
EP2514542A4 (en) * | 2009-12-15 | 2014-10-01 | Korea Mach & Materials Inst | PRODUCTION PROCESS AND DEVICE FOR PRODUCING COMPOSITE METALLIC POWDER USING THE GAS SPRAYING METHOD |
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