JPH07278713A

JPH07278713A - アルミニウム粉末合金およびその製造方法

Info

Publication number: JPH07278713A
Application number: JP6069645A
Authority: JP
Inventors: Katsuyoshi Kondo; 勝義近藤; 由重 ▲高▼ノ; Yoshie Kouno
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 1994-04-07
Filing date: 1994-04-07
Publication date: 1995-10-24

Abstract

(57)【要約】【目的】１００ＧＰａ以上のヤング率、３５０ＭＨｖ
以上のビッカース硬度および６００ＭＰａを超える抗折
強度を有し、かつ摩耗摺動特性に優れたＡｌ粉末合金お
よびその製造方法を提供する。【構成】Ｓｉが５．０重量％以上１５．０重量％以
下、Ｆｅが２．０重量％以上７．５重量％以下、Ｎｉが
２．０重量％以上７．５重量％以下、Ｓｎが０．３重量
％以上１．５重量％以下、Ｍｇが０．３重量％以上１．
５重量％以下、Ｃｕが０．４重量％以上８．０重量％以
下、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒからなる群から選ばれ
る少なくとも１種が２．０重量％以上６．０重量％以下
で含有され、その残部がＡｌおよび不可避な不純物であ
る。またＮｉの重量％に対するＦｅの重量％の含有比率
が０．３以上１．２５以下であり、Ｍｇの重量％に対す
るＳｎの重量％の含有比率が０．８以上１．２５以下で
ある。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、アルミニウム粉末合金
およびその製造方法に関し、より特定的には、硬度が高
く、かつ耐摩耗性に優れたアルミニウム粉末合金および
その製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術および発明が解決しようとする課題】従
来、コンプレッサ部品や自動車用オイルポンプあるいは
ローラー、ギア、軸受などには鉄系の材料が使われてき
た。しかし、鉄系材料ではその重さが問題となり、近年
の自動車関連機器の軽量化・高効率化、あるいは事務機
器の高性能化の要求に応えることができなくなってき
た。

【０００３】摺動や回転に伴う加減速時の慣性力・遠心
力は質量に比例して大きくなる。またこの慣性力・遠心
力は回転の角速度の二乗に比例して大きくなる。このた
め、鉄系材料を可変速・高速で摺動する部材に用いてそ
の高速化を図ると、機器や装置全体を大きく、かつ極め
て頑丈に作る必要が生じるなど、装置そのものの効率を
阻害する懸念があった。

【０００４】そこで、注目された材料が低比重材料であ
る。この低比重材料として、最も軽量な材料であるマグ
ネシウムは、熱膨張係数が大きすぎるため、周辺部材と
のマッチングがとれない。また、マグネシウムは低硬度
であるため、全く摺動部材としてその使用に耐え得な
い。

【０００５】次に軽量なアルミニウム（Ａｌ）合金に、
熱膨張を小さくし耐摩耗性を改善するために、主にシリ
コン（Ｓｉ）を多量に添加することが種々の製造方法で
検討された。まずは、溶解鋳造、溶解圧延、連続鋳造な
どの溶製技術により検討された。ところが、この技術に
おけるＳｉ初晶の分散のみでは、優れた耐摩耗性は得ら
れなかった。それゆえ、硬質アルマイト処理やＮｉ（ニ
ッケル）−Ｐ（リン）めっきなどの表面処理なしで鉄系
材料に置換わるような摺動部材は実現しなかった。

【０００６】そこで、溶解鋳造法の凝固速度を改善する
ことにより、遷移元素の合金成分の添加量を増加させる
試みもなされた。しかし、遷移元素の合金成分が微細な
金属間化合物として分散できる量にはおのずと限界があ
る。

【０００７】たとえばＦｅ（鉄）系、Ｎｉ系、Ｆｅ−Ｎ
ｉ系などのアルミナイドの微細な金属間化合物は、強度
・靱性を劣化させることなく耐摩耗性を改善させる効果
を有する。しかし、このような金属間化合物をＡｌ合金
中に分散させ得るには、４．０重量％程度の添加量が限
界である。仮にこの添加量を超えて金属間化合物を添加
すると、溶解鋳造法の凝固速度では粗大な晶出物あるい
は析出物が生成してしまい、強度が劣化してしまう。

【０００８】また、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｔｉ（チタ
ン）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｖ（バナジウム）の元素
も、上述と同様、微量な添加によりＡｌマトリックス中
に微細に析出し、Ａｌ合金を硬化させ、耐摩耗性を一層
改善する。ところが、溶解鋳造法の場合には、その添加
量総計が１重量％を超えると逆にＡｌ合金の強度が低下
してしまう。これらＦｅ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ
などの元素では、実装上、溶湯中の偏析などの問題から
添加が難しく、Ｓｉと同時に添加しても表面処理なしで
鉄系材料に置換わるような耐摩耗性は実現しない。

【０００９】そこで、粉末冶金法によって急冷凝固され
たＡｌ合金粉末を固化することで、溶解法では得られな
かった高Ｓｉ含有合金や高遷移元素合金の製造を可能と
し耐磨耗特性を改善する検討が行なわれてきた。このよ
うなＡｌ合金系の高合金粉末を焼結させるには、合金粉
末の表面にある還元不可能で強固な酸化膜を如何に破
り、粉末同士の金属接触部を形成させ、金属原子の拡散
を可能とするかがポイントである。従来、この方法に
は、焼結助剤を混合する方法、塑性加工を加える方
法、の２つの方法があった。

【００１０】焼結助剤を混合する方法この方法では、焼結助剤としてＡｌ（あるいはＡｌ合金
組成）の融点より低温側で共晶液相を発生する合金成分
を有する粉末が用いられる。つまり、この焼結助剤を原
料に添加・混合して圧縮成形した後、焼結工程の昇温過
程中に成形体内の焼結助剤とＡｌ粉末（またはＡｌ合金
粉末）との金属接触部から共晶液相が発生される。この
液相の発生により、粉末内部から粉末表面の酸化皮膜が
破壊され、金属接触部の拡大を図りつつ焼結が進行す
る。

【００１１】焼結助剤を混合する方法であって、合金元
素を１０重量％以上含有するような製造方法は、特公昭
５３−１１８２０９号公報および特公昭５９−３７３３
９号公報に示されている。

【００１２】特公昭５３−１１８２０９号公報には、共
晶組成であるＡｌ−１１．７重量％Ｓｉ近傍の組成を有
するＡｌ−Ｓｉ二元合金粉末に焼結助剤（金属Ｓｉ粉
末）と必要に応じて合金成分粉末とを混合して、Ｓｉを
合計で２０〜５０重量％含有した焼結体の製造方法が提
案されている。

【００１３】また特公昭５９−３７３３９号公報には、
Ａｌ−１０〜３５重量％Ｓｉ粉末にＣｕ（銅）、Ｍｇ、
Ｓｉ成分を単組成粉末（あるいは合金成分粉末）として
添加配合する高Ｓｉ含有焼結体の製造方法が提案されて
いる。ところが、これらの公報に提案される製造方法か
ら得られる焼結体の耐摩耗性は、目的の用途に使えるレ
ベルではない。

【００１４】塑性加工を加える方法についてこの方法は、新しい粉末冶金技術として近年になって開
発されてきた方法で、塑性変形により粉末同士を結合さ
せる物理的な方法である。

【００１５】粉末に強力な塑性加工を加えることで、粉
末を塑性変形させて粉末表面の酸化膜を破り、分断し、
隣接粉末粒子間をつなぐことにより、金属接触部が生成
される。この方法では、物理的手法で酸化膜を破るため
焼結助剤は不要である。塑性加工の方法としては、ホッ
トプレス法、粉末鍛造法、粉末押出法、粉末圧延法など
が用いられる。またこの塑性加工による方法では比較的
低い温度域で塑性加工処理ができるため、急冷凝固の効
果をある程度保持した高密度合金を得ることができる。

【００１６】このような方法は、たとえば特開昭６０−
１２１２０３号公報、特開昭６１−１３６６０２号公
報、特開昭６２−２２４６０２号公報に示されている。

【００１７】特開昭６０−１２１２０３号公報には、Ａ
ｌ合金粉末を温度２５０〜５５０℃で押出比４：１〜１
５：１にて押出す方法が提案されている。強力なせん断
力でＡｌ合金粉末を押出すため、粉末表面の酸化膜が破
れて隣接する粉末同士の内部の金属が結合する。

【００１８】特開昭６１−１３６６０２号公報にはＡｌ
合金粉末を加熱成形後にホットプレスする方法が、また
特開昭６２−２２４６０２号公報には焼結鍛造法による
製造方法が各々提案されている。

【００１９】しかしながら、これらの公報に提案された
方法により得られる合金では、Ｈｍｖ２００〜２５０程
度の硬さが限界である。このため、これらの合金も、耐
摩耗性の点では、やはり表面処理なしで鉄系材料に置換
できる材料ではない。また、これらの粉末冶金法による
製造においては、焼結工程や塑性加工工程前の加熱工程
で高価な加熱設備が必要とされ、また加熱に多大なエネ
ルギが必要とされる。

【００２０】ほかに、従来から行なわれてきた溶解鋳造
方法や特開昭６０−５０１３８号公報に示されるような
粉末冶金方法によりセラミックスなどの粒子や繊維を分
散させた複合材料化により耐摩耗性を改善する試みもな
された。しかし、この複合材料化によっても、マトリッ
クス部の硬さが２００ＭＨｖ以下であり、摺動時にマト
リックス部に凝着摩耗が発生するためこの材料も実用に
耐えない。

【００２１】よって、現在は極めて負荷の小さい摺動材
を除けば、Ａｌ合金を摺動材に使用した場合、摺動材の
必ず一方に表面処理（たとえばＮｉ−Ｐ鍍金やＣｒＮコ
ーティング鉄溶射など）が施されている。これらの処理
法は高価であるばかりでなく、表面処理を施すにあたっ
て表面部分を再度研磨などの仕上げ加工を施す必要があ
る。無論、使用中に表面処理層が失われると材料として
は直ちに信頼性を失うなどの問題点もある。

【００２２】そこで、本発明者らは、特願平５−１４３
０２７号において、所定の温度に保持さされた金型内に
急冷凝固Ａｌ合金粉末を直接給粉し、金型からの熱伝導
により瞬時に昇温して加圧圧縮することで粉末を成形固
化する手法を提案した。またこの手法を用いることによ
って、ヤング率が１００ＧＰａ以上、かつビッカース硬
度が３５０ＭＨｖ以上の高硬度耐摩耗性Ａｌ合金を開発
した。しかしながら、摩擦摺動条件や試料形状などによ
っては、たとえばコンプレッサー用ベーンのように摺動
時に高負荷荷重が作用するような場合があり、高強度特
性、特に曲げ強度が要求される。具体的には６００ＭＰ
ａを超えるような抗折強度が要求される場合がある。こ
れに対して上記の製法により得られる高硬度耐摩耗性Ａ
ｌ合金では６００ＭＰａを超える抗折強度を実現するこ
とは困難であった。

【００２３】以上より、従来においては、１００ＧＰａ
以上のヤング率、３５０ＭＨｖ以上のビッカース硬度、
６００ＭＰａを超える抗折強度のすべてを満足するＡｌ
合金材料およびその製造方法は実現されていなかった。

【００２４】それゆえ、本発明の目的は、１００ＧＰａ
以上のヤング率、３５０ＭＨｖ以上のビッカース硬度お
よび６００ＭＰａを超える抗折強度を有し、かつ摩擦摺
動特性に優れたＡｌ粉末合金およびその製造方法を提供
することである。

【００２５】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、種々の実
験・検討の結果、所定の成分組成を有するＡｌ粉末合金
を所定の製造条件により製造することによって、１００
ＧＰａ以上のヤング率、３５０ＭＨｖ以上のビッカース
硬度および７００ＭＰａ以上の抗折力を有し、かつ摩擦
摺動特性に優れたＡｌ粉末合金が得られることを見出し
た。

【００２６】本発明のＡｌ粉末合金の成分組成は以下の
とおりである。Ｓｉが５．０重量％以上１５．０重量％
以下、Ｆｅが２．０重量％以上７．５重量％以下、Ｎｉ
が２．０重量％以上７．５重量％以下、Ｓｎ（錫）が
０．３重量％以上１．５重量％以下、Ｍｇ（マグネシウ
ム）が０．３重量％以上１．５重量％以下、Ｃｕが０．
４重量％以上８．０重量％以下、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍ
ｏ、Ｚｒからなる群から選ばれる少なくとも１種が２．
０重量％以上６．０重量％以下で含有され、その残部が
Ａｌおよび不可避な不純物よりなっている。またＮｉの
重量％に対するＦｅの重量％の含有比率が０．８以上
１．２５以下であり、Ｍｇの重量％に対するＳｎの重量
％の含有比率が０．８以上１．２５以下である。

【００２７】本発明の好ましい１の局面に従うＡｌ粉末
合金は、Ａｌ素地（マトリックス）中に均一に分散する
Ｓｉの結晶粒とＡｌ₉ＦｅＮｉからなる金属間化合物の
結晶粒とを有し、Ｓｉの結晶粒の平均粒径は１μｍ以下
であり、金属間化合物の結晶粒の平均粒径は３μｍ以下
である。

【００２８】本発明の好ましい他の局面に従うＡｌ粉末
合金では、ヤング率が１００ＧＰａ以上、ビッカース硬
度が３５０ＭＨｖ以上、抗折力が７００ＭＰａ以上であ
る。

【００２９】本発明者らは、種々の実験・検討の結果、
急冷凝固Ａｌ合金粉末などからなるＡｌ合金粉末を４０
０℃以上５２０℃以下の温度で１０秒以上保持して粉末
表面の酸化皮膜を化学的に分断するとともに熱間成形固
化によって機械的に破断することで、Ａｌ合金粉末同士
が強固に結合し、かつ優れた急冷凝固特性が維持され得
るＡｌ粉末合金が得られることを見出した。

【００３０】本発明の１の局面に従うＡｌ粉末合金の製
造方法は、以下の工程を備えている。

【００３１】まず急冷凝固Ａｌ合金粉末および機械的粉
砕再凝集処理Ａｌ合金粉末の少なくともいずれかにより
Ａｌ合金粉末が準備される。そしてＡｌ合金粉末および
その粉末成形体の少なくともいずれかが４００℃以上５
２０℃以下の温度で１０秒以上保持される。そしてＡｌ
合金粉末およびその粉末成形体の少なくともいずれかを
熱間成形固化して固化体が得られる。

【００３２】本発明の他の局面に従うＡｌ粉末合金の製
造方法は以下の工程を備えている。まず急冷凝固Ａｌ合
金粉末および機械的粉砕再凝集処理Ａｌ合金粉末の少な
くともいずれかによりＡｌ合金粉末が準備される。そし
てＡｌ合金粉末およびその粉末成形体の少なくともいず
れかを４００℃以上５２０℃以下の温度に加熱された金
型内で熱間成形固化して固化体が得られる。

【００３３】本発明の好ましい１の局面に従うＡｌ粉末
合金の製造方法では、粉末成形体はＡｌ合金粉末を常温
以上３００℃以下の温度で成形することにより準備され
る。

【００３４】本発明の好ましい他の局面に従うＡｌ粉末
合金の製造方法では、Ａｌ合金粉末は、Ｓｉが５．０重
量％以上１５．０重量％以下で、Ｆｅが２．０重量％以
上７．５重量％以下で、Ｎｉが２．０重量％以上７．５
重量％以下で、Ｓｎが０．３重量％以上１．５重量％以
下で、Ｍｇが０．３重量％以上１．５重量％以下で、Ｃ
ｕが０．４重量％以上８．０重量％以下で、Ｔｉ、Ｃ
ｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒからなる群から選ばれる少なくとも
１種が２．０重量％以上６．０重量％以下で含有されて
おり、その残部がＡｌおよび不可避な不純物であり、Ｎ
ｉの重量％に対するＦｅの重量％の含有比率が０．８以
上１．２５以下であり、Ｍｇの重量％に対するＳｎの重
量％の含有比率が０．８以上１．２５以下となるように
準備される。

【００３５】本発明の好ましいさらに他の局面に従うＡ
ｌ粉末合金の製造方法では、熱間成形固化は、閉塞金型
内に充填したＡｌ合金粉末およびその粉末成形体を面圧
力４ｔ／ｃｍ²以上１０ｔ／ｃｍ²以下で加圧圧縮する
ことにより行なわれる。

【００３６】本発明の好ましいさらに他の局面に従うＡ
ｌ粉末合金の製造方法では、固化体の真密度比が９７％
以上となるように、Ａｌ合金粉末およびその粉末成形体
が熱間成形固化される。

【００３７】本発明の好ましいさらに他の局面に従うＡ
ｌ粉末合金の製造方法では、急冷凝固Ａｌ合金粉末は、
Ａｌ合金溶湯を急冷凝固噴霧法により１０³℃／秒以上
１０ ⁶℃／秒以下の冷却速度で冷却することにより準備
される。

【００３８】本発明の好ましいさらに他の局面に従うＡ
ｌ粉末合金の製造方法では、急冷凝固Ａｌ合金粉末の最
大粒径は１５０μｍ以下、平均粒径は５０μｍ以下であ
る。

【００３９】本発明の好ましいさらに他の局面に従うＡ
ｌ粉末合金の製造方法では、Ａｌ合金粉末およびその粉
末成形体の少なくともいずれかを４００℃以上５２０℃
以下の温度に昇温する速度は３０℃／分以上である。

【００４０】本発明の好ましいさらに他の局面に従うＡ
ｌ粉末合金の製造方法では、Ａｌ合金粉末は、オリフィ
ス４ｍｍφでの流動度が６０秒／５０ｇ以下となるよう
に準備される。

【００４１】本発明の好ましいさらに他の局面に従うＡ
ｌ粉末合金の製造方法では、Ａｌ合金粉末は、炭化物、
酸化物、窒化物からなる群から選ばれる少なくとも１種
の硬質粒子を有するように準備され、硬質粒子の最大粒
径は２０μｍ以下であり、平均粒径は１０μｍ以下であ
る。

【００４２】本発明の好ましいさらに他の局面に従うＡ
ｌ粉末合金の製造方法では、硬質粒子はＡｌ合金粉末に
２体積％以上４０体積％以下で含有されている。

【００４３】

【作用】目的とする利用分野への用途に対し、鉄系材料
は、摩耗や焼付きの防止を目的とする表面処理を施さな
いでも摺動に耐え得る。この鉄系材料なみの耐摩耗性を
有するＡｌ合金材料を得るには、摺動面での凝着摩耗の
発生を防ぐため、Ａｌ合金のＡｌマトリックスの硬さが
鉄系材料や表面処理皮膜と同等である必要がある。この
ような高い硬さを得るためには、硬度の高い粉末を原料
とする必要がある。Ａｌをマトリックスとしてビッカー
ス硬度３５０ＭＨｖ以上の硬さを実現するには、急冷凝
固法および機械的粉砕凝集法によりＡｌ合金粉末を作成
する手段がある。

【００４４】これら２つの手段は、熱的に準安定あるい
は非平衡な析出物や晶出物を粉末中に微細かつ均一に分
散させて分散強化を図ったり、過飽和に合金成分を固溶
させて固溶強化を図ることで硬度を高める方法である。

【００４５】一方、粉末冶金プロセスによる高強度特性
を有する急冷凝固Ａｌ粉末合金部材を作成するには、Ａ
ｌ合金粉末表面の酸化膜を破壊して新生面を露出させ、
そこでの粉末同士の強固な結合を実現させる必要があ
る。

【００４６】したがって、目的とする高硬度かつ高強度
特性を有するＡｌ粉末合金を作成するには、原料粉末が
有する急冷凝固組織を損うことなく、Ａｌ合金粉末の表
面酸化皮膜を分断・破壊することが有効である。

【００４７】そこで本発明者らは、急冷凝固組織を損わ
ないためには、Ａｌ合金粉末の表面酸化皮膜の物理的分
断・破壊方法に加えて、この表面酸化皮膜を化学的に分
断・破壊する方法を併用する方法が有効であると考え
た。つまり、この方法は、塑性加工による表面酸化皮膜
の物理的破壊だけでなく、Ａｌ合金粉末を加熱する際に
Ａｌと共晶反応を有しない金属元素（Ｓｎ、Ｍｇ）の液
相を生成させ、これを粉末内部から表面へと流出させる
ことで表面酸化皮膜を化学的にも分断・破壊する方法で
ある。

【００４８】この方法では、まず、所定温度範囲への昇
温と加熱保持とによって、急冷凝固時における微細なＳ
ｉの結晶粒や金属間化合物の結晶粒などの粗大化が抑制
され、かつ粉末中に分散するＳｎの液相生成およびＭｇ
の相互拡散の効果が発現する。これによって、急冷凝固
の特性が維持されたまま、粉末表面の酸化皮膜が化学的
に分断・破壊されて粉末表面に新生面が形成され、しか
も粉末が塑性変形しやすい状態になる。それゆえ、引続
く熱間成形固化時にＡｌ合金粉末などをそれほど高い温
度に加熱しなくとも、熱間成形固化により表面酸化皮膜
が容易に機械的に破壊されて、十分強固な粉末結合を得
ることができる。

【００４９】したがって、急冷凝固や機械的粉砕再凝集
処理により得られた準安定・非平衡な組織的特徴をほと
んど損うことのないような熱履歴（加熱温度・時間）の
下で粉末同士を強固に結合することができる。この結
果、高硬度かつ高強度なＡｌ粉末合金材料が実現し、極
めて優れた耐摩耗特性を有する摺動部材が得られる。

【００５０】本発明では、Ａｌ粉末合金の組成などが限
定されている。以下、これらの限定の意味を説明する。

【００５１】［Ｓｉの添加］Ｓｉは硬質粒子の一種であ
る。このため、ＳｉがＡｌ素地（マトリックス）中に微
細かつ均一に分散されることにより、固化体の耐摩耗性
および剛性を向上させる効果を有する。Ｓｉの添加量が
５重量％よりも少ない場合には、上述の効果が十分に得
られない。また固化体の強度・靱性の観点から、分散す
る初晶Ｓｉの粒径は１μｍ以下であることが望ましい。
しかし、Ｓｉの添加量が１５重量％を超えると、初晶Ｓ
ｉの粗大化により、固化体の強度・靱性の低下が誘発さ
れる。

【００５２】したがって、Ｓｉの添加量は５重量％以上
１５重量％以下でなければならない。

【００５３】［ＦｅおよびＮｉの添加］ＦｅおよびＮｉ
は、微細なＡｌと準安定相・非平衡相を形成することで
粉末固化体の耐熱性および剛性を向上させる効果を有す
る。つまり、耐熱性を改善することで、摺動時における
相手材との焼付きが大幅に抑制されることから、Ｆｅや
Ｎｉの添加は必須である。

【００５４】特に本発明者らは、Ｆｅを２．０重量％以
上７．５重量％以下、Ｎｉを２．０重量％以上７．５重
量％以下となるように、かつそれらの含有比率（Ｆｅ／
Ｎｉ）が０．８以上１．２５以下の範囲を満足するよう
に含有することで著しく耐熱性が向上することを見出し
た。

【００５５】上記組成を有するようにＦｅおよびＮｉを
含有するＡｌ合金粉末を急冷凝固噴霧法により作成した
場合、粒径３μｍ以下のＡｌ₉ＦｅＮｉからなる球状の
金属間化合物がＡｌマトリックス中に均一に分散する。
その結果、熱間鍛造によって固化されたＡｌ粉末合金は
１５０℃以上２００℃以下の温度範囲において優れた耐
熱強度を実現する。

【００５６】Ｆｅ、Ｎｉのどちらか一方もしくは両方の
添加量が２．０重量％未満である場合、もしくはそれら
の含有比率（Ｆｅ／Ｎｉ）が０．８未満または１．２５
を超える場合には、上記のような微細なＡｌ₉ＦｅＮｉ
の金属間化合物が生成されない。このため、上述したよ
うな優れた耐熱強度を得ることが困難となる。また、こ
のような組成範囲では、Ａｌ−Ｎｉ系、Ａｌ−Ｆｅ系の
金属間化合物が形成されるが、これらの分散効果による
耐熱性向上の効果よりもＡｌ₉ＦｅＮｉの金属間化合物
による効果の方がはるかに優れている。

【００５７】一方、Ｆｅ、Ｎｉのどちらか一方または両
方を７．５重量％を超えて添加しても、耐熱性に関する
効果は向上せず、かえってＡｌマトリックス中に分散す
る金属間化合物が粗大化もしくは針状化する。このた
め、固化したＡｌ粉末合金の靱性・延性が低下するとい
った問題が生じる。

【００５８】［ＳｎおよびＭｇの添加］Ｓｎは、Ａｌと
共晶反応を有しない。このため、急冷凝固法によりＡｌ
マトリックス中にＡｌと合金化せずにＳｎを単独で均一
に分散させることができる。このＳｎを均一に分散させ
た粉末を加熱することで、Ｓｎは液相を発生して粉末内
部から粉末表面へ流出する。その結果、粉末表面へ流出
する液相によって、粉末表面の酸化皮膜を内部から分断
・破壊することが可能となる。

【００５９】Ｍｇは、加熱によりＡｌマトリックス中を
容易に拡散する。このため、上述のようにＳｎの液相流
出により酸化皮膜が破壊されると、隣接する粉末間（粉
末粒界）でＭｇが相互拡散する。このＭｇの相互拡散に
より、焼結現象が進行し、その結果、強固な粉末同士の
結合力を得ることが可能となる。

【００６０】したがって、ＳｎおよびＭｇの両者が適正
量でＡｌ粉末中に共存することで、初めてＳｎの液相流
出による酸化皮膜の分断・破壊効果とＭｇの相互拡散に
よる焼結促進効果が得られ、急冷凝固Ａｌ合金粉末同士
の強固な結合が実現される。

【００６１】Ｍｇ、Ｓｎのどちらか一方または両方の添
加量が０．３重量％未満である場合、もしくはこれらの
含有比率（Ｍｇ／Ｓｎ）が０．８未満または１．２５を
超える場合には、上述したような酸化皮膜の分断・破壊
効果および相互拡散による粉末間の接合力の向上効果を
得ることができない。Ｓｎの添加量が１．５重量％を超
える場合、粉末表面に流出したＳｎの液相が常温にて凝
固すると、粗大な介在物として旧粉末粒界に存在するた
め、かえって粉末間の結合性が損われる。そのため、十
分な強度を有するＡｌ粉末合金が得られない。またＭｇ
を１．５重量％を超えて添加しても、酸化皮膜の分断・
破壊効果および相互拡散による粉末間の接合力の向上効
果は向上しない。

【００６２】したがって、Ｓｎは０．３重量％以上１．
５重量％以下であり、Ｍｇは０．３重量％以上１．５重
量％以下でなければならない。またＳｎの重量％に対す
るＭｇの重量％の含有比率（Ｍｇ／Ｓｎ）は０．８以上
１．２５以下でなければならない。

【００６３】［Ｔｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒの添加］こ
れらＴｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒの高融点金属元素は熱
的に安定であり、しかも硬質である。このため、これら
の元素は、Ａｌマトリックス中に粒径１μｍ以下、望ま
しくは０．５μｍ以下で均一に分散することで固化体の
耐熱性および硬度を向上させる効果を有する。これらの
元素の合計添加量が２重量％よりも少ない場合には、上
記のような固化体の耐熱性および硬度を向上させるとい
う効果が十分に得られない。またこれらの元素の合計添
加量が６重量％を超える場合、粉末固化体の脆化による
強度低下といった問題が生じる。またこれとともに、粉
末製造工程における噴霧温度が高くなり、それによって
溶解時の電力消費量が増加するため経済性の問題が生じ
る。

【００６４】したがって、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ
からなる群から選ばれる少なくとも１種が２．０重量％
以上６．０重量％以下で含有されていなければならな
い。

【００６５】［Ｃｕの添加］Ｃｕは、Ａｌ粉末合金に所
定量添加させることにより、Ａｌ粉末固化体の耐食性を
改善する。またＣｕは、Ｍｇと共存することで、溶体化
処理（温度：３００℃以上５００℃以下、時間：０．５
時間以上４時間以下）、あるいは時効処理（２００℃以
下）を施すことにより機械的特性を改善することができ
る。Ｃｕの添加量が０．４重量％未満であると、上記の
ような作用効果が不十分となる。またＣｕの添加量が
８．０重量％を超えると、Ａｌ粉末合金の使用環境にお
ける温度の影響を受けやすくなり、Ａｌマトリックスの
耐熱性や硬度が低下する。

【００６６】したがって、Ｃｕは、０．４重量％以上
８．０重量％以下で含有されていなければならない。

【００６７】次に、本発明のＡｌ粉末合金の製造方法で
は、製造条件が限定されている。以下、これらの製造条
件の限定の意味について説明する。

【００６８】本発明のＡｌ粉末合金の製造方法は、Ａｌ
合金粉末表面の酸化皮膜を機械的かつ化学的に破壊する
ことにより、急冷凝固の特性を維持し、かつ粉末同士が
強固に接合されたＡｌ粉末合金を得る方法である。この
製造方法には、２つの態様がある。

【００６９】製法Ｉ：酸化皮膜の機械的破壊と化学的破
壊とを別工程で行なう。製法ＩＩ：酸化皮膜の機械的破壊と化学的破壊とを同工
程で行なう。

【００７０】製法Ｉについて図１は、製法Ｉに対応する本発明のＡｌ粉末合金の製造
方法を示すブロック図である。図１を参照して、まず急
冷凝固Ａｌ合金粉末および機械的粉砕再凝集処理Ａｌ合
金粉末の少なくともいずれかによりＡｌ合金粉末である
原料粉末が準備される（ステップ１）。このＡｌ合金粉
末およびその粉末成形体の少なとくもいずれが４００℃
以上５２０℃以下の温度で１０秒以上保持される（ステ
ップ３）。この後、Ａｌ合金粉末およびその粉末成形体
の少なくともいずれかが熱間成形固化され、固化体が得
られる（ステップ４）。

【００７１】なお、原料粉末には、冷間（常温）成形も
しくは３００℃以下で温間成形が施されてもよい（ステ
ップ２）。

【００７２】また成形体の熱間固化においては、その面
圧は４ｔ／ｃｍ²以上１０ｔ／ｃｍ ²以下に設定されて
もよい。

【００７３】まず、所定温度範囲への昇温と加熱保持と
によって、急冷凝固時における微細なＳｉの結晶粒や金
属間化合物などの粗大化が抑制され、かつ粉末中に分散
するＳｎの液相生成およびＭｇの相互拡散の効果が発現
する。よって、急冷凝固の特性が維持されたまま、粉末
表面の酸化皮膜が化学的分断・破壊され、しかも粉末が
塑性変形しやすい状態になる。それゆえ、熱間成形固化
時にＡｌ合金粉末などをそれほど高い温度に加熱しなく
とも、熱間成形固化により容易に機械的に表面酸化皮膜
が破壊される。したがって、急冷凝固により得られた微
細組織を損うことのないような熱履歴（加熱温度・時
間）の下で粉末同士を強固に結合することができる。

【００７４】また塑性変形しやすい状態になるため、こ
の熱間成形固化をたとえば閉塞金型を用いて熱間鍛造法
により行なった場合には、これにより得られる固化体は
相対密度９７％以上に緻密化される。その結果、十分な
強度・靱性を有する良好なＡｌ粉末合金を製造すること
が可能となる。

【００７５】加熱温度範囲に関して、加熱温度が５２０
℃を超えると、Ａｌ合金粉末およびその粉末成形体内の
準安定相・非平衡相が損われ、またＡｌマトリックス中
に分散している析出物や晶出物が粗大化してしまう。こ
のため、粉末固化体の硬さはビッカース硬度３５０ＭＨ
ｖ以上にならず、その結果、耐摩耗性は著しく低下し摺
動部材として実用化が困難となる。また４００℃未満の
温度範囲では、Ａｌ合金粉末のＡｌマトリックス中に分
散しているＳｎの液相生成およびＭｇの拡散現象の進行
が困難となる。このため、粉末表面の酸化皮膜が十分に
分断・破壊されず、粉末同士の強固な結合が得られない
ため粉末固化体の強度が低下する。

【００７６】加熱保持時間に関して、４００℃以上５２
０℃以下の温度範囲にて１０秒未満の加熱保持では、Ａ
ｌ合金粉末のＡｌマトリックス中に分散しているＳｎの
液相生成およびＭｇの拡散現象の進行が困難となる。こ
のため、粉末表面の酸化皮膜が十分に分断・破壊され
ず、粉末同士の強固の結合が得られないため、Ａｌ粉末
合金の強度が低下する。

【００７７】したがって、Ａｌ合金粉末およびその粉末
成形体の加熱温度は、４００℃以上５２０℃以下でなけ
ればならず、かつその温度での加熱保持時間は１０秒以
上でなければならない。

【００７８】ただし、上記温度範囲にて長時間加熱を施
した場合でも、Ｓｉの結晶粒や金属間化合物の顕著な粗
大化は生じない。しかし、経済性の問題があることか
ら、加熱保持時間は、たとえば１時間以下程度であるこ
とが好ましい。

【００７９】加熱時に上記の温度範囲に昇温する速度
は、３０℃／分以上であることが望ましい。このような
昇温条件では、粉末同士の結合を阻害するような粉末表
面の酸化皮膜の顕著な再生成は生じない。

【００８０】また、３０℃／分未満の昇温速度で加熱す
る場合には、Ａｌ合金粉末の酸化抑制の観点から、その
加熱雰囲気は窒素（Ｎ）またはアルゴン（Ａｒ）などの
不活性ガス雰囲気であることが望ましい。

【００８１】製法ＩＩについて図２および図３は、製法ＩＩに対応する本発明のＡｌ粉
末合金の製造方法を示すブロック図である。図２および
図３を参照して、所定の組成を有する急冷凝固Ａｌ合金
粉末および機械的粉砕再凝集処理Ａｌ合金粉末の少なく
ともいずれかによりＡｌ合金粉末である原料粉末が準備
される（ステップ１１）。このＡｌ合金粉末およびその
粉末成形体の少なくともいずれかが、４００℃以上５２
０℃以下の温度に加熱された金型内で熱間成形固化され
て固化体が得られる（ステップ１３）。

【００８２】この製法ＩＩにおいては、特に図２に示す
ように原料粉末を熱間成形固化する前に冷間（常温）成
形もしくは３００℃以下での温間成形が施されてもよい
（ステップ１２）。

【００８３】また熱間成形固化時においては、その面圧
は４ｔ／ｃｍ²以上１０ｔ／ｃｍ²以下に設定されても
よい。

【００８４】製法ＩＩは製法Ｉよりもさらに経済性に優
れていることを特徴とする。つまり、所定の組成を有す
るＡｌ合金粉末およびその粉末成形体の少なくともいず
れかが所定温度に加熱された金型内に直接充填された
後、直ちに加圧圧縮により熱間成形固化される。このＡ
ｌ合金粉末およびその粉末成形体の少なくともいずれか
の熱間成形固化時に表面酸化皮膜の機械的破壊および化
学的破壊を進行させることにより、熱間成形固化前の昇
温加熱・加熱保持工程を省略することができる。

【００８５】なお、加熱された金型に粉末などを充填
し、加圧圧縮するまでに金型からの熱伝導により粉末は
十分に所定の温度域にまで加熱される。このため、上述
したようなＳｎの液相生成およびＭｇの相互拡散の効果
が発現し、粉末表面の酸化皮膜が化学的に分断・破壊さ
れ、粉末が塑性変形しやすい状態になる。この状態で金
型内で加圧圧縮により粉末に塑性変形が与えられるた
め、少ない熱量で粉末表面の酸化皮膜は機械的にも破壊
されることになる。

【００８６】その結果、閉塞金型内の加圧圧縮により粉
末固化体が真密度比９７％以上に緻密化され、十分な強
度・靱性を有する良好なＡｌ粉末合金を製造することが
可能となる。

【００８７】なお、加熱温度範囲および加熱保持時間に
関しては、上述した製法Ｉとほぼ同様である。

【００８８】また、閉塞金型（上・下パンチおよび臼）
の加熱方法としては、各部に加熱ヒーターを挿入する
方式、高周波による直接誘導加熱方式、などが有効で
ある。

【００８９】［原料粉末の成分組成］本発明のＡｌ粉末
合金の製造方法では、所定の成分組成を有するＡｌ合金
粉末のみを成形・固化することによりＡｌ粉末合金が得
られる。このため、原料となるＡｌ合金粉末とＡｌ粉末
合金とは同一の成分組成を有する。

【００９０】［原料粉末の成形性・圧縮性］合金組成に
よっては、噴霧したままの粉末では硬度が高すぎる場合
がある。このため、金型内に給粉し加圧により十分な成
形性・圧縮性を確保するには、粉末固化工程において高
い成形圧力が必要となる場合がある。しかし成形圧力を
高くすると、金型が摩耗・損傷し、金型寿命が短くなる
といった経済性の問題が生じる。また、粉末が硬いため
に成形性・圧縮性が低下すると粉末成形体に亀裂が発生
したり、部分的に粉末が欠落するなどの問題が生じる場
合がある。

【００９１】そこで、本発明のＡｌ粉末合金の製造方法
においては、噴霧粉末の成形性や圧縮性を改善する必要
がある場合に対しては、粉末の特性を低下させない範囲
での噴霧粉末の予熱処理（焼鈍）が有効であることも明
らかにした。たとえば、以下の表１に見るように予熱処
理により、その常温での成形性は大きく改善され、低い
成形圧力によっても高い粉末成形体密度が得られること
がわかる。

【００９２】

【表１】

【００９３】なお、では大気中で２００℃の温度、
では大気中で３００℃の温度で各々温間成形を行なっ
た。また上記の実験に用いた粉末の合金組成は、Ａｌ−
１２Ｓｉ−５Ｆｅ−６Ｎｉ−１Ｓｎ−１Ｍｇ−２Ｃｒ−
２Ｍｏ−３．５Ｃｕ（重量％表示）であった。

【００９４】本発明者らは、種々の実験を行なった結
果、原料粉末が有する急冷凝固の特性を損うことなく、
かつ成形性・圧縮性を改善するには粉末成形体が３００
℃以下となるような条件下で温間成形を行なうことが有
効であることを見出した。

【００９５】これを実現させる手段としては次の２つの
方法がある。（１）原料粉末を事前に予熱処理して粉末温度が３０
０℃を超えない程度に加熱することで粉末を軟化させた
後に成形する。

【００９６】（２）金型を加熱しておき、これに原料
粉末を給粉して粉末温度が３００℃を超えない範囲にて
成形する。

【００９７】このような温間成形において原料粉末の温
度が３００℃を超えるような場合、噴霧粉末中の微細な
準安定相・非平衡相などが相変換を起こし、その結果、
固化体の特性が低下してしまう。

【００９８】なお、噴霧粉末を予熱する雰囲気に関する
制約はなく、大気中、窒素中、還元雰囲気中のいずれで
あっても粉末固化体の特性低下は生じない。しかし、２
５０℃以上３００℃以下での粉末の予熱・焼鈍を窒素、
アルゴンなどの還元雰囲気中で行なったところ、粉末固
化体の特性のさらなる向上が認められた。このことか
ら、２５０℃以上３００℃以下での粉末の予熱・焼鈍処
理は還元雰囲気中で行なうことが好ましい。

【００９９】［粉末成形体の熱間成形固化時の固化面
圧］熱間成形固化時の圧力が４ｔ／ｃｍ²よりも小さい
場合には、粉末同士が十分強固に結合しないために粉末
固化体の強度が低下する。一方、熱間成形固化時の圧力
が１０ｔ／ｃｍ²を超えても、さらなる強固な結合力は
得られず、粉末固化体の強度も飽和する。逆に、圧力が
大きくなることで金型の摩耗や金型内壁への粉末の焼付
きが著しく進行する。このため、金型寿命が短くなると
いった経済上の問題が生じる。

【０１００】したがって、熱間成形固化時における固化
面圧は４ｔ／ｃｍ²以上１０ｔ／ｃｍ²以下であること
が好ましい。

【０１０１】［噴霧粉末の急冷度（凝固速度）］本発明
のＡｌ粉末合金の製造方法では、噴霧粉末製造時のＡｌ
合金溶湯の凝固速度が重要である。

【０１０２】急冷凝固により原料粉末に上記のような準
安定相や微細な析出物・晶出物が生成されたり過飽和固
溶される。この凝固速度が１０³℃／秒未満であると、
析出相の粗大化により粉末固化体に脆化が生じ、その結
果、著しい強度低下が生じる。このため、上述したよう
な効果が不十分になり、優れた耐摩耗性を有するＡｌ粉
末合金製摺動部材を製造することが困難となる。一方、
凝固速度が１０⁶℃／秒を超える場合、微細な急冷凝固
粉末を歩留りよく噴霧・回収することは困難である。

【０１０３】したがって、凝固速度は１０³℃／秒以上
１０⁶℃／秒以下であることが好ましい。

【０１０４】［噴霧粉末の粒度］噴霧法により粉末を製
造する場合、噴霧粉末の粒度と凝固速度とには密接な関
係がある。つまり、噴霧粉末が微細であるほど、その凝
固速度（急冷度）は大きくなり、Ａｌ合金粉末内には微
細な準安定相・非平衡相や析出物・晶出物が均一に分散
しやすくなる。その結果、Ａｌ合金粉末の固化体の特性
は向上する。この噴霧粉末の最大粒径が１５０μｍを超
えたり、また平均粒径が５０μｍを超えたりすると、上
述したような微細な析出物を得ることが困難となる。そ
の結果、高硬度で耐摩耗性に優れたＡｌ粉末合金を得る
ことができなくなる。

【０１０５】したがって、噴霧粉末の最大粒径は１５０
μｍ以下であり、噴霧粉末の平均粒径は５０μｍ以下で
あることが好ましい。

【０１０６】［噴霧粉末中の硬質粒子］特に機械的・物
理的特性の改善が必要な場合には、微細硬質粒子の分散
によってそれらの特性を改善することができる。分散粒
子としては、複合化することで熱膨張率・剛性・強度・
耐摩耗性などが改善できるものであればよく、昇温・加
熱時に分解拡散もしくは凝縮成長しないことが望まし
い。このために選ばれる硬質粒子には、以下のような炭
化物、酸化物、窒化物などがある。

【０１０７】炭化物…アルミナカーバイド、シリコ
ンカーバイド、チタンカーバイド、ボロンカーバイドな
ど、酸化物…アルミナ、シリカ、ムライト、酸化亜鉛な
ど、窒化物…アルミナイトライド、窒化珪素、チタンナ
イトライドなど、［分散粒子の粒径］粒子の大きさは重要な因子である。
マクロ的に見ると硬質粒子の分散による耐摩耗性・強度
の改善に際して、粒子の大きさは最大粒径２０μｍ以
下、平均粒径１０μｍ以下であることが望ましい。この
ような範囲を超えるような大きさの硬質粒子の分散によ
っては、上記のような効果を十分に得ることは困難とな
る。

【０１０８】一方、ミクロ的に見ると分散粒子は転移の
動きを止める働きをＡｌ合金粉末に与える効果もある。
この場合、分散粒子の粒径は、０．１μｍ以上１．０μ
ｍ以下の細かい粒径であることが望ましい。

【０１０９】［分散粒子の量］上記の効果を得るために
は、分散粒子の量は２体積％以上４０体積％以下である
ことが好ましい。２体積％未満の添加では、さらなる粉
末固化体の硬度・強度・剛性などは得られない。一方、
４０体積％を超えて添加すると、逆に粉末固化体の靱性
が低下してしまう。

【０１１０】［分散粒子の添加手段］分散粒子の添加手
段としては、原料粉末にこれら分散粒子を混合する混合
法が経済的かつ容易であり、物理的特性値の改善には効
果がある。しかし、単純な混合法では、分散させた粒子
がもともとの粉末粒界にのみ存在し、粉末内に粒子を分
散させることができず、粒子分散による特性改善は図り
にくい。また、微細な粒子を分散する場合には、分散粒
子が粉末粒子間の焼結結合を阻害するために好ましくな
い。この解決策として、分散粒子を粉末粒子内に均一に
分散させることが有効であり、その方法には次の２つの
方法がある。

【０１１１】粉末製造時において分散粒子を含有さ
せた溶湯を粉末化する方法。これは、粒子を添加した溶
湯を急冷凝固法によって粉末化する方法である。粉末化
する前に粒子を添加するため、粉末の内部に粒子が分散
する。粒子の偏析や凝集を防ぐために溶解鋳造法により
予め製造した分散粒子を均一に含有するインゴットを用
いたり、溶湯中に分散粒子を添加して撹拌能力の高い誘
導溶解をしたりする必要がある。

【０１１２】分散粒子を添加した混合粉末を機械的
粉砕再凝集処理する方法これは、急冷凝固粉末に粒子を添加し機械的に粉砕して
再凝集する方法である。この機械的粉砕再凝集処理によ
って、Ａｌ合金粉末粒子中に添加粒子を微細かつ均一に
一体化できる。また、処理中に炭化物、酸化物あるいは
窒化物は機械的粉砕再凝集処理により生成分散させるこ
とも可能である。この処理は、従来のボールミル粉砕や
混合のような湿式法ではなく乾式で行なわれる。場合に
よって、ＰＣＡ（Process Control Agent ）としてステ
アリン酸やアルコールなどを少量添加することで過度の
凝集を防ぐこともある。処理装置はアトライタが高速処
理には適している。一方、ボールミルでは、長時間処理
が必要となるが雰囲気制御が容易である。このため、ボ
ールミルは、投入エネルギの設計さえ適切に行なえば比
較的経済性に優れている。

【０１１３】［原料粉末の流動性］本発明のＡｌ粉末合
金の製造方法では、原料粉末が金型に給粉されてニアネ
ット形状に成形される。これにより原料歩留りの改善や
加工費の削減といった経済性の効果が期待できる。しか
し、これを実現するためには、粉末に対する流れ性や充
填性が要求される。粉末の粒度が細かい場合、特に粉末
の金型への流動性が問題となる。

【０１１４】具体的には、本発明のＡｌ粉末合金の製造
方法が量産工程において経済的に問題なく摺動部材を生
産可能とするためには、粉末の流れ性はオリフィス４ｍ
ｍφでの粉末の流動度が６０秒／５０ｇ以下であること
が好ましい。

【０１１５】ただし、使用する急冷凝固Ａｌ合金粉末あ
るいは機械的粉砕再凝集処理Ａｌ合金粉末がこの条件を
満足しないような場合には、粉末を機械的に造粒・混合
処理することで粉末の急冷度や物性を十分維持した状態
で流動度を改善することが好ましい。

【０１１６】なお、製法Ｉ、ＩＩに基づいて作成したＡ
ｌ粉末合金が構造部材として十分な強度・靱性を有し、
また使用環境下での雰囲気の影響を受けないためには、
固化体内に存在する空孔は連結空孔であってはならな
い。つまり、固化体内に存在する空孔は独立空孔である
必要がある。このためには、固化体の真密度比は９７％
以上であることが必要となる。

【０１１７】以上より、本発明によるＡｌ粉末合金で
は、抗折力７００ＭＰａ以上、ヤング率１００ＧＰａ以
上、かつビッカース硬度３５０ＭＨｖ以上を達成するこ
とができた。

【０１１８】

【実施例】実施例１常温においてＡｌ合金粉末を図５に示す粉末成形用金型
により３９．８×１４．８×７．５ｍｍの寸法に成形し
て粉末成形体を得た。つまり、上型（上パンチ）３１と
下型（下パンチ）３２とにより金型（臼）３３内でＡｌ
合金粉末３５を加圧圧縮することにより粉末成形体を得
た。この粉末成形体２５を図４に示す熱間成形固化用金
型内に挿入し、上型（上パンチ）２１と下型（下パン
チ）２２とにより金型（臼）２３内で加圧・圧縮して４
０×１５×５ｍｍの板状の粉末固化体を作製した。

【０１１９】噴霧粉末の合金組成、凝固速度および噴霧
後の粉末粒径Ｄ（最大粒径および平均粒径）は表２およ
び表３に示すとおりである。なお、表２および表３にお
いてはＹは硬質粒子の体積％を示し、Ａ₁はＮｉの重量
％に対するＦｅの重量％の含有比率（Ｆｅ／Ｎｉ）を、
Ａ₂はＭｇの重量％に対するＳｎの重量％の含有比率
（Ｓｎ／Ｍｇ）を示している。

【０１２０】また表２および表３中、特に単位の記され
ていない項目は重量％を単位とする。

【０１２１】また表２および表３中＊１〜＊６は以下の
意味を有する。

【０１２２】＊１：表２において試料Ｎｏ．１４には、
硬質粒子としてＡｌ₂Ｏ₃を５体積％、ＳｉＣを５体積
％で各々含有させた。ただし、各硬質粒子の最大粒径は
８μｍ、平均粒径は３μｍであった。

【０１２３】＊２：試料Ｎｏ．１５には、硬質粒子とし
てＡｌ₂Ｏ₃を５体積％、ＳｉＣを５体積％、Ｓｉ₃Ｎ
₄を１５体積％で各々含有させた。ただし、各硬質粒子
の最大粒径は５μｍ、平均粒径は０．５μｍであった。

【０１２４】＊３：試料Ｎｏ．３０には、硬質粒子とし
てＡｌ₂Ｏ₃を１体積％含有させた。ただし、このＡｌ
₂Ｏ₃粒子の最大粒径は８μｍ、平均粒径は３μｍであ
った。

【０１２５】＊４：試料Ｎｏ．３１には、硬質粒子とし
てＡｌ₂Ｏ₃を１５体積％、ＳｉＣを１５体積％、Ｓｉ
₃Ｎ₄を２０体積％で各々含有させた。ただし、各硬質
粒子の最大粒径は５μｍ、平均粒径は０．５μｍであっ
た。

【０１２６】＊５：試料Ｎｏ．３２には、硬質粒子とし
てＡｌ₂Ｏ₃を５体積％、ＳｉＣを５体積％、Ｓｉ₃Ｎ
₄を１５体積％で各々含有させた。ただし、各硬質粒子
の最大粒径は２０μｍ、平均粒径は１３μｍであった。

【０１２７】＊６：試料Ｎｏ．３３には、硬質粒子とし
てＡｌ₂Ｏ₃を５体積％、ＳｉＣを５体積％、Ｓｉ₃Ｎ
₄を１５体積％で各々含有させた。ただし、各硬質粒子
の最大粒径は３５μｍ、平均粒径は８μｍであった。

【０１２８】なお、粉末の成形および熱間固化条件は以
下の表５中の試料Ｎｏ．２の条件を適用した。つまり、
常温にて６．０ｔ／ｃｍ²の成形圧力で粉末成形体を得
た後、この粉末成形体を大気中で１００℃／分の昇温速
度にて４８０℃に加熱し、この温度で３０秒間保持し
た。この後、この成形体を７．０ｔ／ｃｍ²の熱間固化
圧力で熱間成形固化した。

【０１２９】

【表２】

【０１３０】

【表３】

【０１３１】次に、このようにして得られた固化体の耐
摩耗性を評価すべく、図６に示すピンオンディスクタイ
プの摩耗試験機により試験を行なった。つまり、ピン４
５に８ｍｍφ×１５ｍｍの寸法の本実験試料である固化
体を使用し、かつディスク４６に寸法１０５ｍｍφ×５
ｍｍの共晶鋳鉄を使用して、ピン４５側に一定荷重Ｐ
（＝５ｋｇｆ／ｍｍ²）を付与しながらディスク４６を
回転速度Ｖ（＝１０ｍ／ｓｅｃ．）で１時間回転させる
ことにより試験を行なった。なお、この試験はＡＴＦ作
動油中で行なわれた。

【０１３２】粉末固化体の物理的・機械的特性（熱膨張
率、ビッカース硬度、抗折力）と摩耗試験結果（粉末固
化体および相手材である共晶鋳鉄の摩耗量の測定結果）
を表４に示す。なお、表４における合金組成の項目の番
号は表２および表３のＮｏ．の番号に対応している。

【０１３３】

【表４】

【０１３４】表４において本発明例Ｎｏ．１〜１５で
は、粉末固化体のビッカース硬度は目標値の３５０ＭＨ
ｖ以上であり、かつ抗折力は目標値７００ＭＰａを十分
に満足している。摩耗試験結果においても粉末固化体自
身および相手の共晶鋳鉄材の摩耗損傷量も少ないことか
ら、耐摩耗性に優れ、かつ相手材への攻撃性が小さい。

【０１３５】一方、比較例Ｎｏ．１〜１８では、粉末固
化体のビッカース硬度および抗折力の一方もしくは双方
が目標値に達していない。

【０１３６】比較例Ｎｏ．１：Ｓｉの添加量が０重量％
であるために十分な剛性・硬度が得られず、その結果、
耐摩耗性が著しく低下した。

【０１３７】比較例Ｎｏ．２：Ｓｉの添加量が３０重量
％と多いために粉末固化体が脆化し、その結果、摩耗試
験中に固化体に割れが発生した。

【０１３８】比較例Ｎｏ．３：ＳｎおよびＭｇの添加量
が０重量％であるために粉末表面の酸化皮膜の分断・破
壊効果および相互拡散効果が発現しないか、粉末同士の
強固な結合が得られずに優れた強度が得られなかった。

【０１３９】比較例Ｎｏ．４：ＳｎおよびＭｇの添加量
がそれぞれ３重量％と多いために、加熱により合金の旧
粉末粒界に流出したＳｎ相が凝固し、粗大な介在物を生
じる結果、優れた強度が得られなかった。

【０１４０】比較例Ｎｏ．５：ＳｎとＭｇの含有比率
（Ｓｎ／Ｍｇ）が５と適正でないために、粉末表面の酸
化皮膜の分断・破壊効果および相互拡散効果が十分に発
現しない結果、粉末同士の強固な結合が得られず、優れ
た強度が得られなかった。

【０１４１】比較例Ｎｏ．６：ＦｅとＮｉの含有比率
（Ｆｅ／Ｎｉ）が０．５と適正でないために、微細な球
状の金属間化合物Ａｌ₉ＦｅＮｉが生成されない結果、
粉末固化体の十分な強度・硬度が得られず、優れた耐摩
耗性が得られなかった。

【０１４２】比較例Ｎｏ．７：ＦｅおよびＮｉの添加量
がそれぞれ１重量％と少ないために、粉末固化体の十分
な剛性・硬度が得られず、その結果、優れた耐摩耗性が
得られなかった。

【０１４３】比較例Ｎｏ．８：ＦｅとＮｉの含有比率
（Ｆｅ／Ｎｉ）が０．３と適正でないために、微細な球
状の金属間化合物Ａｌ₉ＦｅＮｉが生成されず、またＮ
ｉ添加量が１０重量％と多いために粗大な金属間化合物
が生成する結果、粉末固化体の十分な強度・硬度が得ら
れず、優れた耐摩耗性が得られなかった。

【０１４４】比較例Ｎｏ．９：高融点金属元素Ｘの添加
量が１重量％であったために十分な硬度が得られず、そ
の結果、優れた耐摩耗性が得られなかった。

【０１４５】比較例Ｎｏ．１０：高融点金属元素Ｘの合
計添加量が９重量％と多いために粉末固化体が脆化し、
その結果、摩耗試験中に固化体に割れが発生した。

【０１４６】比較例Ｎｏ．１１：Ｃｕ添加量が０重量％
であるために十分な粉末固化体の強度が得られず、その
結果、摩耗試験中に固化体の摺動面が部分的に欠損し
た。

【０１４７】比較例Ｎｏ．１２：Ｃｕ添加量が１０重量
％と多いために、粉末固化体の優れた耐熱強度および硬
度が得られなかった。

【０１４８】比較例Ｎｏ．１３：噴霧粉末の平均粒径が
９０μｍであり、その凝固速度が１０³℃／秒よりも小
さいため、粉末内の析出相・晶出相が粗大化し十分な硬
度が得られず、その結果、優れた耐摩耗性が得られなか
った。

【０１４９】比較例Ｎｏ．１４：噴霧粉末の最大粒径が
２２０μｍであり、その凝固速度が１０³℃・秒よりも
小さいために、粉末内の析出相・晶出相が粗大化し十分
な硬度が得られず、その結果、優れた耐摩耗性が得られ
なかった。

【０１５０】比較例Ｎｏ．１５：硬質粒子の合計添加量
が１体積％であるために十分な剛性・硬度の向上効果が
得られず、その結果、耐摩耗性のさらなる向上はなかっ
た。

【０１５１】比較例Ｎｏ．１６：硬質粒子の合計添加量
が５０体積％と多いために、粉末固化体が脆化し、その
結果、摩耗試験中に固化体に割れが発生した。

【０１５２】比較例Ｎｏ．１７：硬質粒子の平均粒径が
１３μｍであるために、粉末固化体が脆化し、その結
果、粉末固化体の優れた強度が得られず固化体に欠損が
発生した。

【０１５３】比較例Ｎｏ．１８：硬質粒子の最大粒径が
３５μｍであるために粉末固化体が脆化し、その結果、
粉末固化体の優れた強度が得られず、固化体に欠損が発
生した。

【０１５４】実施例２常温においてＡｌ合金粉末を、実施例１と同様、図４に
示す粉末成形用金型により成形し、粉末成形体を得た。
この粉末成形体を、実施例１と同様、図３に示す熱間成
形固化用金型（上・下型２１、２２および臼２３）内に
挿入し、加圧・圧縮することで４０×１５×５ｍｍの板
状の粉末固化体を作製した。

【０１５５】原料粉末としては、表２の試料Ｎｏ．６ま
たは８を用いた。この粉末成形体を表５に示す粉末成形
条件および急速加熱条件および熱間固化条件に基づいて
粉末固化体を作製した。

【０１５６】なお、表５において製造条件Ｎｏ．１〜８
により製造される固化体は本発明例であり、製造条件Ｎ
ｏ．９〜１５により製造される固化体は比較例である。
表５の熱処理条件の項目において、ＨＴ１は、得られた
粉末固化体を４００℃の温度で１時間加熱した後水冷
し、さらに１７０℃の温度で８時間加熱した後に空冷す
ることを示している。またＨＴ２は、得られた粉末固化
体を３８０℃の温度で１時間加熱した後、水冷すること
を示している。

【０１５７】

【表５】

【０１５８】次に、このようにして得られた固化体の耐
摩耗性を評価すべく、図６に示すようなピンオンディス
クタイプの摩耗試験機により実施例１と同様の条件で試
験を行なった。

【０１５９】粉末固化体の物理的・機械的特性（熱膨張
率、ビッカース硬度および抗折力）と摩耗試験結果（粉
末固化体および相手材である共晶鋳鉄の摩耗量の測定結
果）を表６に示す。表６の粉末固化体の摩耗量の項目に
おいて、※１は、試験中に粉末固化体に割れが生じたた
め試験を中止したことを示し、※２は、試験中に粉末固
化体の摺動面が部分的に欠損したために試験を中止した
ことを示している。また表６の製造条件の項目の番号
は、表５の製造条件Ｎｏ．の番号に対応している。

【０１６０】

【表６】

【０１６１】表６において本発明例Ｎｏ．１〜８では、
粉末固化体のビッカース硬度は目標値の３５０ＭＨｖ以
上であり、かつ抗折力は目標値の７００ＭＰａを十分に
満足している。摩耗試験結果においても、粉末固化体自
身および相手の共晶鋳鉄材の摩耗損傷量も少ないことか
ら、耐摩耗性に優れ、かつ相手材への攻撃性も小さい。

【０１６２】一方、比較例Ｎｏ．１〜７では、硬度およ
び強度の一方もしくは両方において良好な値が得られな
かった。

【０１６３】比較例Ｎｏ．１：粉末成形体の加熱温度が
３７０℃と十分高くないために粉末中に分散するＳｎお
よびＭｇによる粉末表面の酸化皮膜の分断・破壊効果お
よび相互拡散効果が十分に発現しない結果、粉末同士の
強固な結合が得られず、優れた強度が得られなかった。

【０１６４】比較例Ｎｏ．２：粉末成形体の加熱温度が
５６０℃と高すぎるために粉末固化体中の析出物および
晶出物が粗大化し、固化体の硬度が低下する結果、優れ
た耐摩耗性が得られなかった。

【０１６５】比較例Ｎｏ．３：加熱時の保持時間が１秒
と短いために粉末中のＳｎおよびＭｇによる粉末表面の
酸化皮膜の分断・破壊効果および相互拡散効果が十分に
発現しない結果、粉末同士の強固な結合が得られずに、
優れた強度が得られなかった。

【０１６６】比較例Ｎｏ．４：粉末成形体の加熱が大気
中で行なわれかつその昇温速度が５℃／分と小さいため
に粉末表面に酸化皮膜が再生成する結果、粉末同士の結
合が阻害され、粉末固化体の優れた強度が得られなかっ
た。

【０１６７】比較例Ｎｏ．５：固化面圧が低いために粉
末同士が十分に結合せず、固化体の強度が低下した結
果、磨耗試験中に粉末固化体に割れが発生した。

【０１６８】比較例Ｎｏ．６：固化圧力が高すぎたため
に粉末固化体が臼の内壁と焼付きを生じるといった問題
が発生した。

【０１６９】比較例Ｎｏ．７：粉末の成形温度が３７５
℃であるために粉末の急冷凝固組織が損なわれ、その結
果、粉末固化体の優れた強度が得られなかった。

【０１７０】実施例３常温においてＡｌ合金粉末を、実施例１と同様、図５に
示す粉末成形用金型により成形し、粉末成形体を得た。
この粉末成形体を加熱することなく、直接、図４に示す
ような加熱された熱間成形固化用金型（上・下型２１、
２２および臼２３）内に挿入し、加圧、圧縮することで
４０×１５×５ｍｍの板状の粉末固化体を作製した。こ
の粉末固化体の熱間成形固化条件は表７に示すとおりで
あり、また粉末は表２中の試料Ｎｏ．４を使用した。な
お、ここでは金型（上下パンチ２１、２２、臼２３）内
にヒーター２４ａ、２４ｂ、２４ｃを挿入することで昇
温を行なった。

【０１７１】表７の熱処理条件の項目において、ＨＴ１
は、得られた粉末固化体を４００℃の温度で１時間加熱
した後水冷し、さらに１７０℃の温度で８時間加熱した
後に空冷することを示している。またＨＴ２は、得られ
た粉末固化体を３８０℃の温度で１時間加熱した後、水
冷することを示している。

【０１７２】

【表７】

【０１７３】次にこのようにして得られた固化体の耐摩
耗性を評価すべく、図６に示すようなピンオンディスク
タイプの摩耗試験により実施例１と同様の条件で試験を
行なった。粉末固化体の物理的・機械的特性（熱膨張率
・ビッカース硬度および抗折力）と摩耗試験結果（粉末
固化体および相手材である共晶鋳鉄の摩耗量の測定結
果）を表８に示す。

【０１７４】なお、表８の粉末固化体の摩耗量の項目に
おいて※１は、試験中に粉末固化体に割れが生じたため
試験を中止したことを示している。表８の製造条件の項
目の番号は、表７の製造条件Ｎｏ．の番号に対応してい
る。

【０１７５】

【表８】

【０１７６】表８において本発明例Ｎｏ．１〜４では、
粉末固化体のビッカース硬度は目標値の３５０ＭＨｖ以
上であり、かつ抗折力は目標値の７００ＭＰａを十分に
満足している。摩耗試験結果においても粉末固化体自身
および相手の共晶鋳鉄材の摩耗損傷量も少ないことか
ら、耐摩耗性に優れ、かつ相手材への攻撃性も小さい。

【０１７７】一方、比較例Ｎｏ．１〜５では、硬度およ
び強度の一方もしくは両方において優れた特性が得られ
なかった。

【０１７８】比較例Ｎｏ．１：金型の温度が低いために
粉末同士が十分に結合せず、固化体の強度が低下した結
果、摩耗試験中に粉末固化体に割れが発生した。

【０１７９】比較例Ｎｏ．２：金型の温度が低いために
粉末同士が十分に結合せず、固化体の強度が低下した結
果、摩耗試験中に粉末固化体に割れが発生した。

【０１８０】比較例Ｎｏ．３：金型の温度が５６０℃と
高すぎるために粉末固化体中の析出物および晶出物が粗
大化し、粉末固化体の硬度が低下する結果、優れた耐摩
耗性が得られなかった。

【０１８１】比較例Ｎｏ．４：固化面圧が低いために粉
末同士が十分に結合せず、固化体の強度が低下した結
果、摩耗試験中に粉末固化体に割れが発生した。

【０１８２】比較例Ｎｏ．５：固化圧力が高すぎたため
に粉末固化体が臼の内壁と焼付きを生じるといった問題
が発生した。

【０１８３】実施例４Ａｌ合金粉末を事前に成形することなく、図４に示すよ
うな加熱された熱間成形固化用金型（上・下型２１、２
２および臼２３）内に直接給粉した後、表７に示す熱間
成形固化条件により加圧・圧縮することで４０×１５×
５ｍｍの板状の粉末固化体を作製した。

【０１８４】なお、ここでは金型（上下パンチ２１、２
２、臼２３）内にヒーター２４ａ、２４ｂ、２４ｃを挿
入することで昇温を行なった。また粉末として、表２の
試料Ｎｏ．４を使用した。

【０１８５】次に、このようにして得られた固化体の耐
摩耗性を評価すべく、図６に示すようなピンオンディス
クタイプの摩耗試験により実施例１と同様の条件で試験
を行なった。

【０１８６】粉末固化体の物理的・機械的特性（熱膨張
率、ビッカース硬度および抗折力）と摩耗試験結果（粉
末固化体および相手材である共晶鋳鉄の摩耗量の測定結
果）を表９に示す。

【０１８７】なお、表９の粉末固化体の摩耗量の項目に
おいて※１は、試験中に粉末固化体に割れが生じたため
試験を中止したことを示している。また、表９の製造条
件の項目の番号は、表７の製造条件Ｎｏ．に対応してい
る。

【０１８８】

【表９】

【０１８９】表９において本発明例Ｎｏ．１〜４では粉
末固化体のビッカース硬度は目標値の３５０ＭＨｖ以上
であり、かつ抗折力は目標値の７００ＭＰａを十分に満
足している。摩耗試験結果においても粉末固化体自身お
よび相手の共晶鋳鉄材の摩耗損傷量も少ないことから、
耐摩耗性に優れ、かつ相手材への攻撃性も小さい。

【０１９０】一方、比較例Ｎｏ．１〜５では、硬度およ
び強度の一方もしくは双方において、優れた特性を得ら
れなかった。

【０１９１】比較例Ｎｏ．１：金型の温度が低いために
粉末同士が十分に結合せず、固化体の強度が低下した結
果、摩耗試験中に粉末固化体に割れが発生した。

【０１９２】比較例Ｎｏ．２：金型の温度が低いために
粉末同士が十分に結合せず、固化体の強度が低下した結
果、摩耗試験中に粉末固化体に割れが発生した。

【０１９３】比較例Ｎｏ．３：金型の温度が５６０℃と
高すぎるために粉末固化体中の析出物および晶出物が粗
大化し、粉末固化体の硬度が低下する結果、優れた耐摩
耗性が得られなかった。

【０１９４】比較例Ｎｏ．４：固化面圧が低いために粉
末同士が十分に結合せず、固化体の強度が低下した結
果、摩耗試験中に粉末固化体に割れが発生した。

【０１９５】比較例Ｎｏ．５：固化圧力が高すぎたため
に加圧圧縮時に粉末固化体に臼の内壁と焼付きを生じる
といった問題が発生した。

【０１９６】

【発明の効果】以上の説明より、本発明のＡｌ粉末合金
では、ビッカース硬度が３５０ＭＨｖ以上で、抗折力が
７００ＭＰａ以上で、かつヤング率が１００ＧＰａ以上
である。

【０１９７】また本発明のＡｌ粉末合金の製造方法によ
れば、上記の特性を有する高硬度で、かつ耐摩耗性に優
れたＡｌ粉末合金を高い経済性で製造することができ
る。

【０１９８】その結果、従来の鉄製コンプレッサ部品で
あるベーン、シュー、サイドプレートなど、自動車部品
のオイルポンプロータなど、または事務機器のローラ
ー、ギア、軸受などの摺動部品に対して本発明材料を適
用することができ、それにより装置の軽量化・小型化を
図ることが可能となる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明のＡｌ粉末合金の製造方法の１の態様を
示すブロック図である。

【図２】本発明のＡｌ粉末合金の製造方法の他の態様を
示すブロック図である。

【図３】本発明のＡｌ粉末合金の製造方法の他の態様を
示すブロック図である。

【図４】本発明の実施例において熱間成形固化を行なう
ための金型を示す図である。

【図５】本発明の実施例において粉末成形を行なうため
の金型を示す図である。

【図６】本発明の実施例においてピンオンディスクタイ
プの摩耗試験を行なうための装置を示す図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｓｉが５．０重量％以上１５．０重量％
以下、Ｆｅが２．０重量％以上７．５重量％以下、Ｎｉが２．０重量％以上７．５重量％以下、Ｓｎが０．３重量％以上１．５重量％以下、Ｍｇが０．３重量％以上１．５重量％以下、Ｃｕが０．４重量％以上８．０重量％以下、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒからなる群から選ばれる少
なくとも１種が２．０重量％以上６．０重量％以下で含
有され、その残部がＡｌおよび不可避な不純物であり、前記Ｎｉの重量％に対する前記Ｆｅの重量％の含有比率
（Ｆｅ／Ｎｉ）が０．８以上１．２５以下であり、前記Ｍｇの重量％に対する前記Ｓｎの重量％の含有比率
（Ｓｎ／Ｍｇ）が０．８以上１．２５以下である、アル
ミニウム粉末合金。
【請求項２】当該アルミニウム合金は、アルミニウム
素地中に均一に分散するＳｉの結晶粒とＡｌ₉ＦｅＮｉ
からなる金属間化合物の結晶粒とを有し、前記Ｓｉの結晶粒の平均粒径は１μｍ以下であり、前記金属間化合物の結晶粒の平均粒径は３μｍ以下であ
る、請求項１に記載のアルミニウム粉末合金。
【請求項３】ヤング率が１００ＧＰａ以上、ビッカー
ス硬度が３５０ＭＨｖ以上、抗折力が７００ＭＰａ以上
である、請求項１および２のいずれかに記載のアルミニ
ウム粉末合金。
【請求項４】急冷凝固アルミニウム合金粉末および機
械的粉砕再凝集処理アルミニウム合金粉末の少なくとも
いずれかによりアルミニウム合金粉末を準備する工程
と、前記アルミニウム合金粉末およびその粉末成形体の少な
くともいずれかを４００℃以上５２０℃以下の温度で１
０秒以上保持する工程と、前記アルミニウム合金粉末およびその粉末成形体の少な
くともいずれかを熱間成形固化して固化体を得る工程と
を備えた、アルミニウム粉末合金の製造方法。
【請求項５】急冷凝固アルミニウム合金粉末および機
械的粉砕再凝集処理アルミニウム合金粉末の少なくとも
いずれかによりアルミニウム合金粉末を準備する工程
と、前記アルミニウム合金粉末およびその粉末成形体の少な
くともいずれかを４００℃以上５２０℃以下の温度に加
熱された金型内で熱間成形固化して固化体を得る工程と
を備えた、アルミニウム粉末合金の製造方法。
【請求項６】前記粉末成形体は、前記アルミニウム合
金粉末を常温以上３００℃以下の温度で成形することに
より準備される、請求項４および５のいずれかに記載の
アルミニウム粉末合金の製造方法。
【請求項７】前記アルミニウム合金粉末は、Ｓｉが５．０重量％以上１５．０重量％以下で、Ｆｅが２．０重量％以上７．５重量％以下で、Ｎｉが２．０重量％以上７．５重量％以下で、Ｓｎが０．３重量％以上１．５重量％以下で、Ｍｇが０．３重量％以上１．５重量％以下で、Ｃｕが０．４重量％以上８．０重量％以下で、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒからなる群から選ばれる少
なくとも１種が２．０重量％以上６．０重量％以下で含
有されており、その残部がＡｌおよび不可避な不純物であり、前記Ｎｉの重量％に対する前記Ｆｅの重量％の含有比率
（Ｆｅ／Ｎｉ）が０．８以上１．２５以下であり、前記Ｍｇの重量％に対する前記Ｓｎの重量％の含有比率
（Ｓｎ／Ｍｇ）が０．８以上１．２５以下となるように
準備される、請求項４および５のいずれかに記載のアル
ミニウム粉末合金の製造方法。
【請求項８】前記熱間成形固化は、閉塞金型内に充填
したアルミニウム合金粉末およびその粉末成形体を面圧
力４ｔ／ｃｍ²以上１０ｔ／ｃｍ²以下で加圧圧縮する
ことにより行なわれる、請求項４および５のいずれかに
記載のアルミニウム粉末合金の製造方法。
【請求項９】前記固化体の真密度比が９７％以上とな
るように、前記アルミニウム合金粉末およびその粉末成
形体が熱間成形固化される、請求項４および５のいずれ
かに記載のアルミニウム粉末合金の製造方法。
【請求項１０】前記急冷凝固アルミニウム合金粉末
は、アルミニウム合金溶湯を急冷凝固噴霧法により１０
³℃／秒以上１０⁶℃／秒以下の冷却速度で冷却するこ
とにより準備される、請求項４および５のいずれかに記
載のアルミニウム粉末合金の製造方法。
【請求項１１】前記急冷凝固アルミニウム合金粉末の
最大粒径は１５０μｍ以下、平均粒径は５０μｍ以下で
ある、請求項１０に記載のアルミニウム粉末合金の製造
方法。
【請求項１２】前記アルミニウム合金粉末およびその
粉末成形体の少なくともいずれかを４００℃以上５２０
℃以下の温度に昇温する速度は３０℃／分以上である、
請求項４および５のいずれかに記載のアルミニウム粉末
合金の製造方法。
【請求項１３】前記アルミニウム合金粉末は、オリフ
ィス４ｍｍφでの流動度が６０秒／５０ｇ以下となるよ
うに準備される、請求項４および５のいずれかに記載の
アルミニウム粉末合金の製造方法。
【請求項１４】前記アルミニウム合金粉末は、炭化
物、酸化物、窒化物からなる群から選ばれる少なくとも
１種の硬質粒子を有するように準備され、前記硬質粒子の最大粒径は２０μｍ以下であり、平均粒
径は１０μｍ以下である、請求項４および５のいずれか
に記載のアルミニウム粉末合金の製造方法。
【請求項１５】前記硬質粒子は前記アルミニウム合金
粉末に２体積％以上４０体積％以下で含有されている、
請求項１４に記載のアルミニウム粉末合金の製造方法。