JPH11293374A - 耐熱耐摩耗性アルミニウム合金およびその製造方法 - Google Patents
耐熱耐摩耗性アルミニウム合金およびその製造方法Info
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- JPH11293374A JPH11293374A JP10116135A JP11613598A JPH11293374A JP H11293374 A JPH11293374 A JP H11293374A JP 10116135 A JP10116135 A JP 10116135A JP 11613598 A JP11613598 A JP 11613598A JP H11293374 A JPH11293374 A JP H11293374A
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- F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
- F05C—INDEXING SCHEME RELATING TO MATERIALS, MATERIAL PROPERTIES OR MATERIAL CHARACTERISTICS FOR MACHINES, ENGINES OR PUMPS OTHER THAN NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES
- F05C2201/00—Metals
- F05C2201/02—Light metals
- F05C2201/021—Aluminium
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- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐熱性および耐磨耗性に優れたアルミニウム
合金およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 アルミニウム合金は、Ｓｉを１０〜３０
ｍａｓｓ％、Ｔｉを１〜５ｍａｓｓ％、ＦｅおよびＮｉ
の少なくともいずれかを総量で３〜１０ｍａｓｓ％、Ｍ
ｇを０．０５〜１．０ｍａｓｓ％含有し、残部が実質的
にＡｌからなり、Ｓｉの平均結晶粒径が２μｍ以下であ
り、Ｓｉ以外の金属間化合物相の平均粒径が１μｍ以下
である。
合金およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 アルミニウム合金は、Ｓｉを１０〜３０
ｍａｓｓ％、Ｔｉを１〜５ｍａｓｓ％、ＦｅおよびＮｉ
の少なくともいずれかを総量で３〜１０ｍａｓｓ％、Ｍ
ｇを０．０５〜１．０ｍａｓｓ％含有し、残部が実質的
にＡｌからなり、Ｓｉの平均結晶粒径が２μｍ以下であ
り、Ｓｉ以外の金属間化合物相の平均粒径が１μｍ以下
である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐熱耐磨耗性アル
ミニウム合金およびその製造方法に関し、特に、３００
℃以上で使用でき、しかも耐磨耗性を要求されるピスト
ンやエンジン部品として好適な耐熱耐磨耗性アルミニウ
ム合金およびその製造方法に関するものである。
ミニウム合金およびその製造方法に関し、特に、３００
℃以上で使用でき、しかも耐磨耗性を要求されるピスト
ンやエンジン部品として好適な耐熱耐磨耗性アルミニウ
ム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】耐熱および耐磨耗性を有するアルミニウ
ム粉末合金を示すものには、特開平３−１７７５３０号
公報（「耐熱耐クリープ性アルミニウム合金」、東洋ア
ルミニウム）がある。この公報には、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｎ
ｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉなどを含有した
Ａｌ合金が主に示されている。また、エアーアトマイズ
法により得られた急冷凝固粉末を冷間予備成形で成形体
とした後に４５０℃で押出しを行なうことでアルミニウ
ム合金を製造することが示されている。
ム粉末合金を示すものには、特開平３−１７７５３０号
公報（「耐熱耐クリープ性アルミニウム合金」、東洋ア
ルミニウム）がある。この公報には、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｎ
ｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉなどを含有した
Ａｌ合金が主に示されている。また、エアーアトマイズ
法により得られた急冷凝固粉末を冷間予備成形で成形体
とした後に４５０℃で押出しを行なうことでアルミニウ
ム合金を製造することが示されている。
【０００３】また耐熱および耐磨耗性を有し、かつ高温
での変形性能に優れたアルミニウム粉末合金を示すもの
には、特開平８−２３２０３４号公報（「超塑性アルミ
ニウム合金材料およびその製造方法」、豊田中央研究
所）がある。この公報には、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｕお
よびＭｇを含有したＡｌ合金が主に示されている。ま
た、エアーアトマイズ法で得られた急冷凝固粉末を圧粉
成形によってプリフォームした後に押出を行ない、さら
に熱間スエージ加工を行なうことでアルミニウム合金を
製造することが示されている。
での変形性能に優れたアルミニウム粉末合金を示すもの
には、特開平８−２３２０３４号公報（「超塑性アルミ
ニウム合金材料およびその製造方法」、豊田中央研究
所）がある。この公報には、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｕお
よびＭｇを含有したＡｌ合金が主に示されている。ま
た、エアーアトマイズ法で得られた急冷凝固粉末を圧粉
成形によってプリフォームした後に押出を行ない、さら
に熱間スエージ加工を行なうことでアルミニウム合金を
製造することが示されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】上記２つの公報に示さ
れた技術には、以下に述べるような問題点があった。
れた技術には、以下に述べるような問題点があった。
【０００５】特開平３−１７７５３０号公報に示された
製造方法では、固化時の熱履歴に特別な配慮がなされて
いないため、固化時に合金の特性が低下してしまうとい
う問題点があった。また、微細組織を利用して高温で超
塑性的に固化と造形を一度に行なう、つまり粉末を直接
鍛造するという発想がないため、固化材はその後、塑性
変形させにく特性と組織を有するものとなっているとい
う問題点もあった。
製造方法では、固化時の熱履歴に特別な配慮がなされて
いないため、固化時に合金の特性が低下してしまうとい
う問題点があった。また、微細組織を利用して高温で超
塑性的に固化と造形を一度に行なう、つまり粉末を直接
鍛造するという発想がないため、固化材はその後、塑性
変形させにく特性と組織を有するものとなっているとい
う問題点もあった。
【０００６】また特開平８−２３２０３４号公報の合金
組成では、組織中のＳｉ結晶の耐熱性および微細化性が
まだ不十分であり、合金マトリクスの耐熱性も十分でな
いという問題点があった。また高温での超塑性的な造形
を行なうために必要な組織の微細化を達成するために熱
間スエージ工程が付加されているため、コスト高になる
という問題点もあった。
組成では、組織中のＳｉ結晶の耐熱性および微細化性が
まだ不十分であり、合金マトリクスの耐熱性も十分でな
いという問題点があった。また高温での超塑性的な造形
を行なうために必要な組織の微細化を達成するために熱
間スエージ工程が付加されているため、コスト高になる
という問題点もあった。
【０００７】それゆえ本発明の１の目的は、耐熱性およ
び耐磨耗性に優れたアルミニウム合金を提供することで
ある。
び耐磨耗性に優れたアルミニウム合金を提供することで
ある。
【０００８】また本発明の他の目的は、耐熱性および耐
磨耗性に優れたアルミニウム合金を良好な造形手法を用
いて安価なプロセスで製造できるアルミニウム合金の製
造方法を提供することである。
磨耗性に優れたアルミニウム合金を良好な造形手法を用
いて安価なプロセスで製造できるアルミニウム合金の製
造方法を提供することである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】良好な耐熱性および耐磨
耗性を有するアルミニウム合金を良好な造形手法を用い
て安価なプロセスで製造することを達成するには、以下
の各項目を満たすことが必須であることを本願発明者ら
は見い出した。 １．耐熱かつ耐磨耗性を有し、高温で超塑性変形が発現
するに十分な微細構造を有する合金組成および組織の急
冷粉末を得ること。 ２：その粉末の冷間予備成形体を急速に加熱して、粉末
の有する微細構造を粗大化させることなく、固化と造形
とを一度に行なうこと。
耗性を有するアルミニウム合金を良好な造形手法を用い
て安価なプロセスで製造することを達成するには、以下
の各項目を満たすことが必須であることを本願発明者ら
は見い出した。 １．耐熱かつ耐磨耗性を有し、高温で超塑性変形が発現
するに十分な微細構造を有する合金組成および組織の急
冷粉末を得ること。 ２：その粉末の冷間予備成形体を急速に加熱して、粉末
の有する微細構造を粗大化させることなく、固化と造形
とを一度に行なうこと。
【００１０】本発明の一の局面に従う耐熱耐磨耗性アル
ミニウム合金は、Ｓｉを１０〜３０ｍａｓｓ％、Ｔｉを
１〜５ｍａｓｓ％、ＦｅおよびＮｉの少なくともいずれ
かを総量で３〜１０ｍａｓｓ％、Ｍｇを０．０５〜１．
０ｍａｓｓ％含有し、残部が実質的にＡｌからなり、Ｓ
ｉの平均結晶粒径が２μｍ以下であり、Ｓｉ以外の金属
間化合物相の平均粒径が１μｍ以下である。
ミニウム合金は、Ｓｉを１０〜３０ｍａｓｓ％、Ｔｉを
１〜５ｍａｓｓ％、ＦｅおよびＮｉの少なくともいずれ
かを総量で３〜１０ｍａｓｓ％、Ｍｇを０．０５〜１．
０ｍａｓｓ％含有し、残部が実質的にＡｌからなり、Ｓ
ｉの平均結晶粒径が２μｍ以下であり、Ｓｉ以外の金属
間化合物相の平均粒径が１μｍ以下である。
【００１１】本発明の一の局面に従う耐熱耐磨耗性アル
ミニウム合金は、上記の組成を有するとともに微細な結
晶組織を有するため、良好な耐熱性および耐磨耗性を有
している。
ミニウム合金は、上記の組成を有するとともに微細な結
晶組織を有するため、良好な耐熱性および耐磨耗性を有
している。
【００１２】Ｓｉを１０〜３０ｍａｓｓ％としたのは、
Ｓｉは合金中にＳｉ結晶として晶出し耐磨耗性の向上に
役立つものであり、１０％未満だと耐磨耗性の向上は少
なく、３０％を超えると材料が脆性になるからである。
Ｓｉは合金中にＳｉ結晶として晶出し耐磨耗性の向上に
役立つものであり、１０％未満だと耐磨耗性の向上は少
なく、３０％を超えると材料が脆性になるからである。
【００１３】Ｔｉを１〜５ｍａｓｓ％としたのは次の理
由に基づく。ＴｉはＡｌ−Ｔｉ系の微細金属間化合物を
生成してＡｌマトリクス中に微細に晶出してマトリクス
の耐熱性を高める効果が従来より知られている。これに
加えて本願発明者らは下記の効果を見い出し、本発明に
至った。つまり、ＴｉはＳｉ結晶粒を微細化する効果も
持ち、これによって高温での引張強さを上昇させ、それ
に伴って高温での耐磨耗性も向上させる。Ｔｉの量が１
％未満だと、上記Ｓｉ結晶の耐熱性向上や微細化効果が
少なく、５％を超えると効果が飽和してしまう。
由に基づく。ＴｉはＡｌ−Ｔｉ系の微細金属間化合物を
生成してＡｌマトリクス中に微細に晶出してマトリクス
の耐熱性を高める効果が従来より知られている。これに
加えて本願発明者らは下記の効果を見い出し、本発明に
至った。つまり、ＴｉはＳｉ結晶粒を微細化する効果も
持ち、これによって高温での引張強さを上昇させ、それ
に伴って高温での耐磨耗性も向上させる。Ｔｉの量が１
％未満だと、上記Ｓｉ結晶の耐熱性向上や微細化効果が
少なく、５％を超えると効果が飽和してしまう。
【００１４】ＦｅおよびＮｉの少なくともいずれかを総
量で３〜１０ｍａｓｓ％としたのは次の理由に基づく。
ＦｅはＡｌ−Ｆｅ系の微細金属間化合物をＡｌマトリク
スに晶出してマトリクスの耐熱性を高める働きをするも
のである。Ｎｉを含有せずＦｅを単独で含有する場合、
Ｆｅの含有量が３％未満だと耐熱性の効果がなく、１０
％を超えると大きな針状の金属間化合物が晶出するよう
になって材料が脆性になる。
量で３〜１０ｍａｓｓ％としたのは次の理由に基づく。
ＦｅはＡｌ−Ｆｅ系の微細金属間化合物をＡｌマトリク
スに晶出してマトリクスの耐熱性を高める働きをするも
のである。Ｎｉを含有せずＦｅを単独で含有する場合、
Ｆｅの含有量が３％未満だと耐熱性の効果がなく、１０
％を超えると大きな針状の金属間化合物が晶出するよう
になって材料が脆性になる。
【００１５】またＦｅを単独で添加してもよいが、Ｎｉ
との複合添加をするとＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物がＡｌ
−Ｆｅ−Ｎｉの３元系金属間化合物になることによって
より細かくなる。合計で３％未満だと耐熱性向上の効果
が小さくなり、１０％を超えるとアルミニウム合金が脆
性になる。
との複合添加をするとＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物がＡｌ
−Ｆｅ−Ｎｉの３元系金属間化合物になることによって
より細かくなる。合計で３％未満だと耐熱性向上の効果
が小さくなり、１０％を超えるとアルミニウム合金が脆
性になる。
【００１６】Ｍｇを０．０５〜１．０ｍａｓｓ％とした
のは次の理由に基づく。極く微量のＭｇは、粉末を４８
０℃以上に加熱すると表面にでてきて下記の反応を起こ
すことで、アルミニウム合金粉末表面の酸化皮膜（結晶
水を有する）を破壊してアルミニウムの新生面を露出す
る働きを有する。
のは次の理由に基づく。極く微量のＭｇは、粉末を４８
０℃以上に加熱すると表面にでてきて下記の反応を起こ
すことで、アルミニウム合金粉末表面の酸化皮膜（結晶
水を有する）を破壊してアルミニウムの新生面を露出す
る働きを有する。
【００１７】 Ｍｇ＋Ａｌ2 Ｏ3 ・Ｈ2 Ｏ→ＭｇＡｌ2 Ｏ4 ＋Ｈ2 ↑ 本発明では急速加熱の粉末鍛造を用いることによって、
短熱履歴を達成し、それによって粉末の微細組織を利用
した超塑性的な鍛造をしようとしているため、Ｍｇを入
れて粉末の接合性を高めることは非常に有効である。Ｍ
ｇの量が０．０５％未満だと上記効果が少なく、１．０
％を超えると合金の耐熱性を低下させてしまったり、ア
ルミニウム合金が室温で脆性になったりする。
短熱履歴を達成し、それによって粉末の微細組織を利用
した超塑性的な鍛造をしようとしているため、Ｍｇを入
れて粉末の接合性を高めることは非常に有効である。Ｍ
ｇの量が０．０５％未満だと上記効果が少なく、１．０
％を超えると合金の耐熱性を低下させてしまったり、ア
ルミニウム合金が室温で脆性になったりする。
【００１８】Ｓｉの平均結晶粒径を２μｍ以下としたの
は、２μｍを超えると高速超塑性変形の際にボイドが発
生してしまうからである。
は、２μｍを超えると高速超塑性変形の際にボイドが発
生してしまうからである。
【００１９】その他の金属間化合物相の平均粒径を１μ
ｍ以下としたのは、１μｍを超えると高速超塑性変形が
発生しづらくなるからである。
ｍ以下としたのは、１μｍを超えると高速超塑性変形が
発生しづらくなるからである。
【００２０】本発明の他の局面に従う耐熱耐磨耗性アル
ミニウム合金は、Ｓｉを１０〜３０ｍａｓｓ％、Ｔｉを
１〜５ｍａｓｓ％、ＦｅおよびＮｉの少なくともいずれ
かを総量で３〜１０ｍａｓｓ％、Ｍｇを０．０５〜１．
０ｍａｓｓ％含有し、残部が実質的にＡｌからなり、Ｔ
ｉがＳｉ結晶中に２ｍａｓｓ％以上固溶している。
ミニウム合金は、Ｓｉを１０〜３０ｍａｓｓ％、Ｔｉを
１〜５ｍａｓｓ％、ＦｅおよびＮｉの少なくともいずれ
かを総量で３〜１０ｍａｓｓ％、Ｍｇを０．０５〜１．
０ｍａｓｓ％含有し、残部が実質的にＡｌからなり、Ｔ
ｉがＳｉ結晶中に２ｍａｓｓ％以上固溶している。
【００２１】本発明の他の局面に従うアルミニウム合金
は、所定の組成を有するとともに、ＴｉをＳｉ結晶中に
所定量固溶させているため、良好な耐熱性および耐磨耗
性を有する。
は、所定の組成を有するとともに、ＴｉをＳｉ結晶中に
所定量固溶させているため、良好な耐熱性および耐磨耗
性を有する。
【００２２】本願発明者らはＴｉについて下記の効果を
見い出し、本発明をするに至った。つまり、ＴｉはＳｉ
結晶に固溶することによって、Ｓｉ結晶の耐熱性を高め
るとともに、Ｓｉ結晶の冷却速度が遅くなっても粗大化
するのを防ぐ。Ａｌ−Ｓｉの２元系合金よりもＡｌ−Ｓ
ｉ−Ｆｅ系金属粉末（またはＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｎｉ系
金属粉末）方が、Ｓｉの結晶は小さくなることが知られ
ている。これはＳｉ結晶に接してＡｌ−遷移金属系の金
属間化合物が晶出することでＳｉ結晶の粗大晶出を妨げ
るためと考えられるが、その効果も粉末の冷却速度が小
さくなる（＝大きな粉末）と効果がなくなってしまう。
本願発明者らは、Ｔｉを添加することによって、大きな
粉末でもＳｉ結晶が小さいことを発見した。そしてさら
にＳｉ結晶中にＴｉが固溶していることを発見した。な
お、他の遷移金属ではそのような例はない。
見い出し、本発明をするに至った。つまり、ＴｉはＳｉ
結晶に固溶することによって、Ｓｉ結晶の耐熱性を高め
るとともに、Ｓｉ結晶の冷却速度が遅くなっても粗大化
するのを防ぐ。Ａｌ−Ｓｉの２元系合金よりもＡｌ−Ｓ
ｉ−Ｆｅ系金属粉末（またはＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｎｉ系
金属粉末）方が、Ｓｉの結晶は小さくなることが知られ
ている。これはＳｉ結晶に接してＡｌ−遷移金属系の金
属間化合物が晶出することでＳｉ結晶の粗大晶出を妨げ
るためと考えられるが、その効果も粉末の冷却速度が小
さくなる（＝大きな粉末）と効果がなくなってしまう。
本願発明者らは、Ｔｉを添加することによって、大きな
粉末でもＳｉ結晶が小さいことを発見した。そしてさら
にＳｉ結晶中にＴｉが固溶していることを発見した。な
お、他の遷移金属ではそのような例はない。
【００２３】以上よりＴｉがＳｉ結晶中に固溶すことに
よって、Ｓｉ結晶の耐熱性を高めるとともに、Ｓｉ結晶
の粗大化を防ぐため耐磨耗性を向上させることができ
る。またＳｉ結晶中のＴｉの固溶量を２ｍａｓｓ％以上
としたのは、２ｍａｓｓ％未満だと上記Ｓｉ結晶の耐熱
性向上や微細化効果が少なくなってしまうからである。
よって、Ｓｉ結晶の耐熱性を高めるとともに、Ｓｉ結晶
の粗大化を防ぐため耐磨耗性を向上させることができ
る。またＳｉ結晶中のＴｉの固溶量を２ｍａｓｓ％以上
としたのは、２ｍａｓｓ％未満だと上記Ｓｉ結晶の耐熱
性向上や微細化効果が少なくなってしまうからである。
【００２４】上記２つの局面において好ましくは、Ｆｅ
のみが３〜１０ｍａｓｓ％含有されている。
のみが３〜１０ｍａｓｓ％含有されている。
【００２５】上述したようにＦｅの含有量が３％未満だ
と耐熱性の向上がなく、１０％を超えると大きな針状の
金属間化合物が晶出するようになって材料が脆性になる
からである。
と耐熱性の向上がなく、１０％を超えると大きな針状の
金属間化合物が晶出するようになって材料が脆性になる
からである。
【００２６】上記２つの局面において好ましくは、Ｆｅ
が１〜８ｍａｓｓ％、Ｎｉが１〜８ｍａｓｓ％含有され
ており、ＦｅとＮｉとの総量が３〜１０ｍａｓｓ％であ
る。
が１〜８ｍａｓｓ％、Ｎｉが１〜８ｍａｓｓ％含有され
ており、ＦｅとＮｉとの総量が３〜１０ｍａｓｓ％であ
る。
【００２７】上述したようにＦｅとＮｉとの総含有量が
３％未満だと耐熱性向上の効果が小さくなり、１０％を
超えると材料が脆性になるからである。またＦｅとＮｉ
との各々の含有量を１〜８ｍａｓｓ％としたのは、１％
未満だと複合添加効果が小さくなり、８％を超えるとＦ
ｅまたはＮｉのいずれかの元素が多くなってしまって複
合添加効果が小さくなってしまうからである。
３％未満だと耐熱性向上の効果が小さくなり、１０％を
超えると材料が脆性になるからである。またＦｅとＮｉ
との各々の含有量を１〜８ｍａｓｓ％としたのは、１％
未満だと複合添加効果が小さくなり、８％を超えるとＦ
ｅまたはＮｉのいずれかの元素が多くなってしまって複
合添加効果が小さくなってしまうからである。
【００２８】上記２のつ局面において好ましくは、Ｍｍ
（ミッシュメタル）が１〜５ｍａｓｓ％含有されてい
る。
（ミッシュメタル）が１〜５ｍａｓｓ％含有されてい
る。
【００２９】ＭｍはＡｌ−遷移金属系金属間化合物を小
さくしたり、Ｓｉ結晶を微細にして室温から高温までの
引張強さを向上する働きを有する。Ｍｍの含有量が１％
未満では上記効果が小さく、５％を超えると上記効果が
飽和してしまう。
さくしたり、Ｓｉ結晶を微細にして室温から高温までの
引張強さを向上する働きを有する。Ｍｍの含有量が１％
未満では上記効果が小さく、５％を超えると上記効果が
飽和してしまう。
【００３０】上記２つの局面において好ましくは、Ｚｒ
が１〜３ｍａｓｓ％含有されている。
が１〜３ｍａｓｓ％含有されている。
【００３１】Ｚｒは、耐熱性を向上させるために上記Ｍ
ｍとの同時添加が有効である。Ｚｒの含有量が１％未満
だと上記効果が小さく、３％を超えると上記効果が飽和
してしまう。
ｍとの同時添加が有効である。Ｚｒの含有量が１％未満
だと上記効果が小さく、３％を超えると上記効果が飽和
してしまう。
【００３２】上記２つの局面において好ましくは、Ｃｕ
が０．５ｍａｓｓ％以下含有されている。
が０．５ｍａｓｓ％以下含有されている。
【００３３】Ｃｕは耐熱性を低下させるため極力添加し
ないことが望ましく、耐熱性を低下させない限度が０．
５％である。
ないことが望ましく、耐熱性を低下させない限度が０．
５％である。
【００３４】上記２つの局面において好ましくは、Ｐが
０．００５〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｎａが０．０５ｍａ
ｓｓ％以下、Ｃａが０．０５ｍａｓｓ％以下含有されて
いる。
０．００５〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｎａが０．０５ｍａ
ｓｓ％以下、Ｃａが０．０５ｍａｓｓ％以下含有されて
いる。
【００３５】ＰはＡｌＰ化合物を作ってＳｉ初晶の結晶
核となってＳｉ初晶を微細化する（Ｓｉ量が１７％以上
でないと効果はない）。Ｐの含有量が０．００５％未満
だと上記効果が小さく、０．０３％を超えると上記効果
が飽和してしまう。またＮａおよびＣａは、Ｐと作用し
てＡｌＰ合成を妨げてしまう。ＮａおよびＣａのどちら
とも０．０５％未満ならば上記の害はない。
核となってＳｉ初晶を微細化する（Ｓｉ量が１７％以上
でないと効果はない）。Ｐの含有量が０．００５％未満
だと上記効果が小さく、０．０３％を超えると上記効果
が飽和してしまう。またＮａおよびＣａは、Ｐと作用し
てＡｌＰ合成を妨げてしまう。ＮａおよびＣａのどちら
とも０．０５％未満ならば上記の害はない。
【００３６】上記２つの局面において好ましくは、平均
粒径が１〜５μｍの硬質粒子が２〜１０体積％分散した
組織をアルミニウム合金は有している。
粒径が１〜５μｍの硬質粒子が２〜１０体積％分散した
組織をアルミニウム合金は有している。
【００３７】硬質粒子は高温での耐磨耗性を向上させる
のに役立つ。１μｍ未満の微細硬質粒子を均一に混合す
ることは工業的に大変困難であり、かえって粒子が凝集
してしまって材料を脆くさせてしまい、耐磨耗性を悪化
させる。硬質粒子の平均粒径が５μｍを超えると、被削
性が悪化する（チップ磨耗が大きくなる）。また２体積
％未満では耐磨耗性向上効果が小さく、１０体積％を超
えるとやはり材料が脆くなるとともに被削性が悪化す
る。
のに役立つ。１μｍ未満の微細硬質粒子を均一に混合す
ることは工業的に大変困難であり、かえって粒子が凝集
してしまって材料を脆くさせてしまい、耐磨耗性を悪化
させる。硬質粒子の平均粒径が５μｍを超えると、被削
性が悪化する（チップ磨耗が大きくなる）。また２体積
％未満では耐磨耗性向上効果が小さく、１０体積％を超
えるとやはり材料が脆くなるとともに被削性が悪化す
る。
【００３８】上記２つの局面において好ましくは、硬質
粒子が、酸化アルミニウム、炭化珪素、窒化アルミニウ
ム、グラファイト、窒化珪素および窒化硼素からなる群
から選ばれる１種以上よりなっている。
粒子が、酸化アルミニウム、炭化珪素、窒化アルミニウ
ム、グラファイト、窒化珪素および窒化硼素からなる群
から選ばれる１種以上よりなっている。
【００３９】これらの材料は工業的に容易に入手可能で
あり、かつ高温での硬度も高い。上記２つの局面におい
て好ましくは、アルミニウム合金はピストンまたは吸気
バルブとして使用される。
あり、かつ高温での硬度も高い。上記２つの局面におい
て好ましくは、アルミニウム合金はピストンまたは吸気
バルブとして使用される。
【００４０】本発明の耐熱耐磨耗性アルミニウム合金の
製造方法は、Ｓｉを１０〜３０ｍａｓｓ％、Ｔｉを１〜
５ｍａｓｓ％、ＦｅおよびＮｉの少なくともいずれかを
総量で３〜１０ｍａｓｓ％、Ｍｇを０．０５〜１．０ｍ
ａｓｓ％含有し、残部が実質的にＡｌからなる耐熱耐磨
耗性アルミニウム合金の製造方法であって、アルミニウ
ム合金溶湯をガスアトマイズすることによって、急冷凝
固粉末を得て、急冷凝固粉末を熱間塑性加工することに
よって固化体を得る工程において、熱間塑性加工時の加
熱において３００℃以上での昇温速度が１０℃／秒以上
であり、固化時に４８０℃以上に加熱して固化する。
製造方法は、Ｓｉを１０〜３０ｍａｓｓ％、Ｔｉを１〜
５ｍａｓｓ％、ＦｅおよびＮｉの少なくともいずれかを
総量で３〜１０ｍａｓｓ％、Ｍｇを０．０５〜１．０ｍ
ａｓｓ％含有し、残部が実質的にＡｌからなる耐熱耐磨
耗性アルミニウム合金の製造方法であって、アルミニウ
ム合金溶湯をガスアトマイズすることによって、急冷凝
固粉末を得て、急冷凝固粉末を熱間塑性加工することに
よって固化体を得る工程において、熱間塑性加工時の加
熱において３００℃以上での昇温速度が１０℃／秒以上
であり、固化時に４８０℃以上に加熱して固化する。
【００４１】本発明の耐熱耐磨耗性アルミニウム合金の
製造方法では、Ｔｉを所定量含んでいるため、上述した
ようにＳｉ結晶粒を微細化させることができる。また熱
間塑性加工時の加熱において３００℃以上での昇温速度
が１０℃／秒以上と短熱履歴としているため、Ｓｉ結晶
粒の粗大化を防止できる。このようにＳｉ結晶粒が微細
な状態で熱間塑性加工を行なうことができるため、粉末
の微細組織を利用した超塑性的な鍛造ができ、固化と造
形とを一度に行なうことが可能となる。このため、加工
工程の簡略化を図ることができ、安価なプロセスで耐熱
性および耐磨耗性に優れたアルミニウム合金を良好な造
形手法で製造することができる。
製造方法では、Ｔｉを所定量含んでいるため、上述した
ようにＳｉ結晶粒を微細化させることができる。また熱
間塑性加工時の加熱において３００℃以上での昇温速度
が１０℃／秒以上と短熱履歴としているため、Ｓｉ結晶
粒の粗大化を防止できる。このようにＳｉ結晶粒が微細
な状態で熱間塑性加工を行なうことができるため、粉末
の微細組織を利用した超塑性的な鍛造ができ、固化と造
形とを一度に行なうことが可能となる。このため、加工
工程の簡略化を図ることができ、安価なプロセスで耐熱
性および耐磨耗性に優れたアルミニウム合金を良好な造
形手法で製造することができる。
【００４２】また、Ｍｇを所定量含んでおり、かつ固化
時に４８０℃以上に加熱して固化するため、上記のよう
に粉末の微細組織を利用した超塑性的な鍛造を行なって
も、粉末同士の接合性を高めることができる。
時に４８０℃以上に加熱して固化するため、上記のよう
に粉末の微細組織を利用した超塑性的な鍛造を行なって
も、粉末同士の接合性を高めることができる。
【００４３】なお、熱間塑性加工時の加熱において、３
００℃以上での昇温速度を１０℃／秒以上としたのは、
これより大きな熱履歴ではＳｉ結晶粒がオストワルド成
長を始めるためである。
００℃以上での昇温速度を１０℃／秒以上としたのは、
これより大きな熱履歴ではＳｉ結晶粒がオストワルド成
長を始めるためである。
【００４４】固化時に４８０℃以上に加熱して固化する
こととしたのは、Ｍｇを入れた効果を出すための方策で
ある。つまり、４８０℃未満の温度だと粉末の接合性が
悪くなり、延びが出なくなる。
こととしたのは、Ｍｇを入れた効果を出すための方策で
ある。つまり、４８０℃未満の温度だと粉末の接合性が
悪くなり、延びが出なくなる。
【００４５】上記のアルミニウム合金の製造方法におい
て好ましくは、固化は粉末鍛造により行なわれる。
て好ましくは、固化は粉末鍛造により行なわれる。
【００４６】粉末鍛造は、押出法に比べて粉末の歩留り
の良い手法だからである。上記のアルミニウム合金の製
造方法において好ましくは、ガスアトマイズでの粉末の
冷却速度が１００℃／秒以上である。
の良い手法だからである。上記のアルミニウム合金の製
造方法において好ましくは、ガスアトマイズでの粉末の
冷却速度が１００℃／秒以上である。
【００４７】この冷却速度とすることにより、本発明の
組成の合金では、Ｓｉの平均結晶粒径を２μｍ以下と
し、かつその他の金属間化合物相の平均粒径を１μｍ以
下と微細組織にすることができる。
組成の合金では、Ｓｉの平均結晶粒径を２μｍ以下と
し、かつその他の金属間化合物相の平均粒径を１μｍ以
下と微細組織にすることができる。
【００４８】
【実施例】実施例１ 表１に示す試料１〜４の組成の粉末をエアーアトマイズ
法で作製し、１００ｍｅｓｈで篩粉して使用した。
法で作製し、１００ｍｅｓｈで篩粉して使用した。
【００４９】
【表１】 面圧６ｔｏｎ／ｃｍ2 でφ８０×５０ｍｍの成形体を作
製し、試料３と４とに関してはこれを誘導加熱で３００
℃から５００℃まで２０秒間で加熱（加熱パターンＢ）
し、ピストン形状に鍛造した。金型の温度は４００℃
で、クランクプレスを使用した。試料１と２とに関して
は３００℃から４５０℃まで６９０秒間で加熱（加熱パ
ターンＡ）し、同様に鍛造した。なお、加熱パターンＡ
およびＢの条件を表２に示す。
製し、試料３と４とに関してはこれを誘導加熱で３００
℃から５００℃まで２０秒間で加熱（加熱パターンＢ）
し、ピストン形状に鍛造した。金型の温度は４００℃
で、クランクプレスを使用した。試料１と２とに関して
は３００℃から４５０℃まで６９０秒間で加熱（加熱パ
ターンＡ）し、同様に鍛造した。なお、加熱パターンＡ
およびＢの条件を表２に示す。
【００５０】
【表２】 合金の耐熱性を調査する目的で、鍛造体の頭頂部から引
張試験片（平行部φ３×５ｍｍ）を切出し、引張試験を
室温３００℃にて行なった。
張試験片（平行部φ３×５ｍｍ）を切出し、引張試験を
室温３００℃にて行なった。
【００５１】また合金の高温での耐磨耗性を調べる目的
で、頭頂部から切出したφ３０×１０×厚み３ｍｍのリ
ングを２５０℃のエンジンオイル雰囲気中で、相手材と
して□４０×５ｍｍのＳＵＳ４２０にＣｒめっきを施し
たディスクを用いて面圧２０ＭＰａで２００ｍの試験を
行ない、磨耗深さ（μｍ）を比較した。また組織観察を
ＳＥＭにて行なった。
で、頭頂部から切出したφ３０×１０×厚み３ｍｍのリ
ングを２５０℃のエンジンオイル雰囲気中で、相手材と
して□４０×５ｍｍのＳＵＳ４２０にＣｒめっきを施し
たディスクを用いて面圧２０ＭＰａで２００ｍの試験を
行ない、磨耗深さ（μｍ）を比較した。また組織観察を
ＳＥＭにて行なった。
【００５２】室温および高温での引張強さ、延び、Ｓｉ
粒径、その他の金属間化合物相（ＩＭＣ）の平均粒径、
３００℃での磨耗量および鍛造亀裂についての結果を表
３に示す。また試料２と４との合金の組織写真を図１お
よび図２に示す。
粒径、その他の金属間化合物相（ＩＭＣ）の平均粒径、
３００℃での磨耗量および鍛造亀裂についての結果を表
３に示す。また試料２と４との合金の組織写真を図１お
よび図２に示す。
【００５３】
【表３】 表３の結果より、Ｍｇを添加せず、かつ加熱パターンＡ
で加熱した試料１と２とは３００℃での引張強さが２５
０ＭＰａより低く、特に試料２では３００℃での延びが
１．５％よりも小さくなることがわかった。またこの試
料１と２では、Ｓｉの平均結晶粒径が２μｍよりも大き
く、その他の金属間化合物相の平均粒径が１μｍよりも
大きくなつていることがわかった。
で加熱した試料１と２とは３００℃での引張強さが２５
０ＭＰａより低く、特に試料２では３００℃での延びが
１．５％よりも小さくなることがわかった。またこの試
料１と２では、Ｓｉの平均結晶粒径が２μｍよりも大き
く、その他の金属間化合物相の平均粒径が１μｍよりも
大きくなつていることがわかった。
【００５４】一方、本発明範囲の組成および製造方法で
得られた試料３と４とでは、３００℃での引張強さが２
５０ＭＰａより大きく、かつ３００℃での伸びは１．５
％よりも大きくなることがわかった。
得られた試料３と４とでは、３００℃での引張強さが２
５０ＭＰａより大きく、かつ３００℃での伸びは１．５
％よりも大きくなることがわかった。
【００５５】実施例２ 表４に示す試料５〜３９の組成の粉末を用いて実施例１
と同様の方法で試料を作製した後、実施例１と同様の調
査を行なった。その結果を表５に示す。
と同様の方法で試料を作製した後、実施例１と同様の調
査を行なった。その結果を表５に示す。
【００５６】
【表４】
【００５７】
【表５】 なお表４において試料１３．１、１３．２、１３．３で
は、Ｔｉの代わりに１．７ｍａｓｓ％のＣｒ、１．７ｍ
ａｓｓ％のＶ、１．７ｍａｓｓ％のＭｏが含有されてい
る。
は、Ｔｉの代わりに１．７ｍａｓｓ％のＣｒ、１．７ｍ
ａｓｓ％のＶ、１．７ｍａｓｓ％のＭｏが含有されてい
る。
【００５８】表５の結果より、本発明の組成範囲内のア
ルミニウム合金（本発明例）のすべてにおいて、３００
℃での引張強さが２５０ＭＰａ以上、３００℃での延び
が１．５％以上、３００℃での磨耗量が８０μｍ以下の
良好な特性が得られ、かつＳｉの平均結晶粒径が２μｍ
以下、その他の金属間化合物相の平均結晶粒径が１μｍ
以下の微細組織の得られることが判明した。
ルミニウム合金（本発明例）のすべてにおいて、３００
℃での引張強さが２５０ＭＰａ以上、３００℃での延び
が１．５％以上、３００℃での磨耗量が８０μｍ以下の
良好な特性が得られ、かつＳｉの平均結晶粒径が２μｍ
以下、その他の金属間化合物相の平均結晶粒径が１μｍ
以下の微細組織の得られることが判明した。
【００５９】一方、本発明の組成範囲外のアルミニウム
合金（比較例）では、上記特性のいずれかを満たさない
ことが判明した。
合金（比較例）では、上記特性のいずれかを満たさない
ことが判明した。
【００６０】実施例３ 表６に示す試料４０〜４５の組成の粉末を用いて実施例
１と同様の方法で試料を作製した後、実施例１と同様の
調査を行なった。その結果を表７に示す。
１と同様の方法で試料を作製した後、実施例１と同様の
調査を行なった。その結果を表７に示す。
【００６１】
【表６】
【００６２】
【表７】 表７の結果より、組成が本発明の範囲内のものであって
も加熱パターンが本発明の範囲外のもの（比較例）であ
れば、３００℃での引張強さ、延びおよび磨耗量におい
て良好な特性が得られないことがわかった。
も加熱パターンが本発明の範囲外のもの（比較例）であ
れば、３００℃での引張強さ、延びおよび磨耗量におい
て良好な特性が得られないことがわかった。
【００６３】実施例４ 表８に示す試料４６〜５７の合金に関して、硬質粒子を
所定の量だけＶ型混合機にて混合した粉末を用いて実施
例１と同様の調査を行なった。被削性を調べるために、
ピストンの外周を超硬のバイトで旋削した。旋削条件は
切込み深さ０．３ｍｍ、周速５０ｍ／分で５００ｍ切削
し、チップの逃げ面磨耗量を調査した。その調査結果を
表８に併せて示す。
所定の量だけＶ型混合機にて混合した粉末を用いて実施
例１と同様の調査を行なった。被削性を調べるために、
ピストンの外周を超硬のバイトで旋削した。旋削条件は
切込み深さ０．３ｍｍ、周速５０ｍ／分で５００ｍ切削
し、チップの逃げ面磨耗量を調査した。その調査結果を
表８に併せて示す。
【００６４】
【表８】 この結果より、硬質粒子の粒径が１〜５μｍの範囲外の
試料５１と５３とでは、３００℃における磨耗量が８０
μｍよりも大きくなるか、もしくはチップ磨耗量が２０
０μｍよりも大きくなることが判明した。また硬質粒子
の量が２〜１０体積％の範囲外の試料４６と５０とで
は、３００℃での磨耗量が８０μｍよりも大きくなる
か、もしくはチップ磨耗が２００μｍよりも大きくなる
ことがわかった。
試料５１と５３とでは、３００℃における磨耗量が８０
μｍよりも大きくなるか、もしくはチップ磨耗量が２０
０μｍよりも大きくなることが判明した。また硬質粒子
の量が２〜１０体積％の範囲外の試料４６と５０とで
は、３００℃での磨耗量が８０μｍよりも大きくなる
か、もしくはチップ磨耗が２００μｍよりも大きくなる
ことがわかった。
【００６５】また、硬質粒子を酸化アルミニウム以外に
炭化珪素、窒化アルミニウム、窒化珪素を用いた場合に
も、平均粒径が１〜５μｍの硬質粒子が２〜１０体積％
分散していれば、酸化アルミニウムと同様の効果が得ら
れることがわかった。また、硬質粒子として、グラファ
イトや窒化珪素を用いた場合にも同様の効果が得られる
ものと考えられる。
炭化珪素、窒化アルミニウム、窒化珪素を用いた場合に
も、平均粒径が１〜５μｍの硬質粒子が２〜１０体積％
分散していれば、酸化アルミニウムと同様の効果が得ら
れることがわかった。また、硬質粒子として、グラファ
イトや窒化珪素を用いた場合にも同様の効果が得られる
ものと考えられる。
【００６６】実施例５ 表４に示す試料１３の合金組織をＥＤＸで分析した。そ
の結果として図３に２次電子像を示す。図３において白
く見えているポイント１はＡｌ−遷移金属系のＩＭＣ
（金属間化合物）を示し、灰色に見えるポイント２はＳ
ｉ結晶を示し、黒く見えるポイント３はＡｌのマトリク
スを示す。また、図４〜図６にそれぞれポイント１〜３
でのＥＤＸ分析結果を示す。特に図５の結果より、約２
〜４％程度のＴｉがＳｉ結晶中に固溶していることがわ
かる。
の結果として図３に２次電子像を示す。図３において白
く見えているポイント１はＡｌ−遷移金属系のＩＭＣ
（金属間化合物）を示し、灰色に見えるポイント２はＳ
ｉ結晶を示し、黒く見えるポイント３はＡｌのマトリク
スを示す。また、図４〜図６にそれぞれポイント１〜３
でのＥＤＸ分析結果を示す。特に図５の結果より、約２
〜４％程度のＴｉがＳｉ結晶中に固溶していることがわ
かる。
【００６７】今回開示された実施例はすべての点で例示
であって制限的なものではないと考えられるべきであ
る。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の
範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味およ
び範囲内でのすべての変更が含まれることが意図され
る。
であって制限的なものではないと考えられるべきであ
る。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の
範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味およ
び範囲内でのすべての変更が含まれることが意図され
る。
【００６８】
【発明の効果】以上説明したように、本発明の耐熱耐磨
耗性アルミニウム合金では、組成および組織を所定のも
のとしたことにより、良好な耐熱性および耐磨耗性が得
られる。
耗性アルミニウム合金では、組成および組織を所定のも
のとしたことにより、良好な耐熱性および耐磨耗性が得
られる。
【００６９】また本発明の耐熱耐磨耗性アルミニウム合
金の製造方法では、Ｔｉを所定量含ませるとともに熱履
歴を短くすることにより、Ｓｉ結晶粒の粗大化を防止し
て、粉末の微細組織を利用した超塑性的な鍛造を行なう
ことができる。このため、固化と造形とを一度に行なう
ことができ、加工工程の簡略化を図ることができ、安価
なプロセスで耐熱性および耐磨耗性に優れたアルミニウ
ム合金を製造することがてきる。
金の製造方法では、Ｔｉを所定量含ませるとともに熱履
歴を短くすることにより、Ｓｉ結晶粒の粗大化を防止し
て、粉末の微細組織を利用した超塑性的な鍛造を行なう
ことができる。このため、固化と造形とを一度に行なう
ことができ、加工工程の簡略化を図ることができ、安価
なプロセスで耐熱性および耐磨耗性に優れたアルミニウ
ム合金を製造することがてきる。
【００７０】また、Ｍｇを所定量含み、かつ固化時に４
８０℃以上に加熱して固化するため、上述のように粉末
の微細組織を利用した超塑性的な鍛造を行なっても、粉
末同士の接合性を高めることができる。
８０℃以上に加熱して固化するため、上述のように粉末
の微細組織を利用した超塑性的な鍛造を行なっても、粉
末同士の接合性を高めることができる。
【００７１】以上より、高温、特に３００℃以上で使用
でき、しかも耐磨耗性を要求されるピストンやエンジン
部品として好適なアルミニウム合金およびその製造方法
を得ることができる。
でき、しかも耐磨耗性を要求されるピストンやエンジン
部品として好適なアルミニウム合金およびその製造方法
を得ることができる。
【図１】本発明の実施例１における試料２の合金の金属
組織を示す写真である。
組織を示す写真である。
【図２】本発明の実施例１における試料４の合金の金属
組織を示す写真である。
組織を示す写真である。
【図３】本発明の実施例５における試料１３の合金の金
属組織を示す写真である。
属組織を示す写真である。
【図４】図３のポイント１におけるＥＤＸ分析結果を示
す図である。
す図である。
【図５】図３のポイント２におけるＥＤＸ分析結果を示
す図である。
す図である。
【図６】図３のポイント３におけるＥＤＸ分析結果を示
す図である。
す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｆ０２Ｆ 3/00 ３０２ Ｂ２２Ｆ 3/02 １０１Ｃ (72)発明者 武田 義信 兵庫県伊丹市昆陽北一丁目１番１号 住友 電気工業株式会社伊丹製作所内
Claims (14)
- 【請求項１】 Ｓｉを１０〜３０ｍａｓｓ％、Ｔｉを１
〜５ｍａｓｓ％、ＦｅおよびＮｉの少なくともいずれか
を総量で３〜１０ｍａｓｓ％、Ｍｇを０．０５〜１．０
ｍａｓｓ％含有し、残部が実質的にＡｌからなり、 Ｓｉの平均結晶粒径が２μｍ以下であり、前記Ｓｉ以外
の金属間化合物相の平均粒径が１μｍ以下である、耐熱
耐磨耗性アルミニウム合金。 - 【請求項２】 Ｓｉを１０〜３０ｍａｓｓ％、Ｔｉを１
〜５ｍａｓｓ％、ＦｅおよびＮｉの少なくともいずれか
を総量で３〜１０ｍａｓｓ％、Ｍｇを０．０５〜１．０
ｍａｓｓ％含有し、残部が実質的にＡｌからなり、 ＴｉがＳｉ結晶中に２ｍａｓｓ％以上固溶している、耐
熱耐磨耗性アルミニウム合金。 - 【請求項３】 Ｎｉを含有せず、Ｆｅが３〜１０ｍａｓ
ｓ％含有されている、請求項１または２に記載の耐熱耐
磨耗性アルミニウム合金。 - 【請求項４】 Ｆｅが１〜８ｍａｓｓ％、Ｎｉが１〜８
ｍａｓｓ％含有されており、ＦｅとＮｉとの総量が３〜
１０ｍａｓｓ％である、請求項１または２に記載の耐熱
耐磨耗性アルミニウム合金。 - 【請求項５】 Ｍｍを１〜５ｍａｓｓ％含有する、請求
項１〜４のいずれかに記載の耐熱耐磨耗性アルミニウム
合金。 - 【請求項６】 Ｚｒを１〜３ｍａｓｓ％含有する、請求
項１〜５のいずれかに記載の耐熱耐磨耗性アルミニウム
合金。 - 【請求項７】 Ｃｕを０．５ｍａｓｓ％以下含有する、
請求項１〜６のいずれかに記載の耐熱耐磨耗性アルミニ
ウム合金。 - 【請求項８】 Ｐを０．００５〜０．０３ｍａｓｓ％、
Ｎａを０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｃａを０．０５ｍａｓ
ｓ％以下含有する、請求項１〜７のいずれかに記載の耐
熱耐磨耗性アルミニウム合金。 - 【請求項９】 平均粒径が１〜５μｍの硬質粒子が２〜
１０体積％分散した組織を有している、請求項１〜８の
いずれかに記載の耐熱耐磨耗性アルミニウム合金。 - 【請求項１０】 前記硬質粒子が、酸化アルミニウム、
炭化珪素、窒化アルミニウム、グラファイト、窒化珪素
および窒化硼素からなる群から選ばれる１種以上よりな
る、請求項１〜９のいずれかに記載の耐熱耐磨耗性アル
ミニウム合金。 - 【請求項１１】 ピストンまたは吸気バルブとして使用
される、請求項１〜１０のいずれかに記載の耐熱耐磨耗
性アルミニウム合金。 - 【請求項１２】 Ｓｉを１０〜３０ｍａｓｓ％、Ｔｉを
１〜５ｍａｓｓ％、ＦｅおよびＮｉの少なくともいずれ
かを総量で３〜１０ｍａｓｓ％、Ｍｇを０．０５〜１．
０ｍａｓｓ％含有し、残部が実質的にＡｌからなる耐熱
耐磨耗性アルミニウム合金の製造方法であって、 アルミニウム合金溶湯をガスアトマイズすることによっ
て急冷凝固粉末を得て、前記急冷凝固粉末を熱間塑性加
工することによって固化体を得る工程において、 前記熱間塑性加工時の加熱において３００℃以上での昇
温速度が１０℃／秒以上であり、固化時に４８０℃以上
に加熱して固化する、耐熱耐磨耗性アルミニウム合金の
製造方法。 - 【請求項１３】 前記固化は粉末鍛造により行なわれ
る、請求項１２に記載の耐熱耐磨耗性アルミニウム合金
の製造方法。 - 【請求項１４】 前記ガスアトマイズでの粉末の冷却速
度が１００℃／秒以上である、請求項１２に記載の耐熱
耐磨耗性アルミニウム合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10116135A JPH11293374A (ja) | 1998-04-10 | 1998-04-10 | 耐熱耐摩耗性アルミニウム合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10116135A JPH11293374A (ja) | 1998-04-10 | 1998-04-10 | 耐熱耐摩耗性アルミニウム合金およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11293374A true JPH11293374A (ja) | 1999-10-26 |
Family
ID=14679602
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10116135A Withdrawn JPH11293374A (ja) | 1998-04-10 | 1998-04-10 | 耐熱耐摩耗性アルミニウム合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11293374A (ja) |
Cited By (11)
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-
1998
- 1998-04-10 JP JP10116135A patent/JPH11293374A/ja not_active Withdrawn
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