JPS61201785A - 耐熱・耐摩耗性Ａｌ合金部材 - Google Patents
耐熱・耐摩耗性Ａｌ合金部材Info
- Publication number
- JPS61201785A JPS61201785A JP4308385A JP4308385A JPS61201785A JP S61201785 A JPS61201785 A JP S61201785A JP 4308385 A JP4308385 A JP 4308385A JP 4308385 A JP4308385 A JP 4308385A JP S61201785 A JPS61201785 A JP S61201785A
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- composite layer
- base material
- average
- weight
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- Pending
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- Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
産業上の利用分野
この発明は、例えば自動車用エンジンのバルブシートの
如く、耐熱・耐摩耗性が要求される部位に好適に使用さ
れるへＱ合金部材に関し、特にレーザビームやＴＩＧア
ーク等の高密度エネルギー源を用いてＡｌ合金基材表面
に他の材料を合金化（アロイング）して耐熱・耐摩耗性
が高い表面合金化層を形成したへｅ合金部材に関するも
のである。
如く、耐熱・耐摩耗性が要求される部位に好適に使用さ
れるへＱ合金部材に関し、特にレーザビームやＴＩＧア
ーク等の高密度エネルギー源を用いてＡｌ合金基材表面
に他の材料を合金化（アロイング）して耐熱・耐摩耗性
が高い表面合金化層を形成したへｅ合金部材に関するも
のである。
周知のようにＡｌ合金は汎用されている鉄系材料等と比
較して格段に軽量であるに加え、熱伝導特性に優れ、ま
た耐食性も優れるところから、最近では自動車等の各種
機械部品として広く使用されるようになっている。しか
しながら一般にへｐ合金は鉄系材料と比較して耐熱性、
耐摩耗性が劣り、このことが自動車等における軽量化等
を目的として鉄系部材を＾Ｑ合金部材に代える際の大き
な障害となっていた。
較して格段に軽量であるに加え、熱伝導特性に優れ、ま
た耐食性も優れるところから、最近では自動車等の各種
機械部品として広く使用されるようになっている。しか
しながら一般にへｐ合金は鉄系材料と比較して耐熱性、
耐摩耗性が劣り、このことが自動車等における軽量化等
を目的として鉄系部材を＾Ｑ合金部材に代える際の大き
な障害となっていた。
そこで従来から、耐摩耗性が要求される部位に適用され
る＾Ｑ合金部材の耐熱性、耐摩耗性向上策として、メッ
キや陽極酸化処理、あるいは溶射等の表面処理を施して
耐熱性、耐摩耗性の高い表面処理層を形成する試みがな
されているが、いずれの場合も表面処理層の基材に対す
る密着性が充分でないところから、高面圧下で使用した
場合に充分な耐久性を確保できないという欠点があった
。
る＾Ｑ合金部材の耐熱性、耐摩耗性向上策として、メッ
キや陽極酸化処理、あるいは溶射等の表面処理を施して
耐熱性、耐摩耗性の高い表面処理層を形成する試みがな
されているが、いずれの場合も表面処理層の基材に対す
る密着性が充分でないところから、高面圧下で使用した
場合に充分な耐久性を確保できないという欠点があった
。
このような点から、本出願人は、既に特願昭５９−７８
９９６号において、Ａｌ合金基材表面をＮ；と硬質セラ
ミック粒子との混合粉末で被覆し、ＴＩＧアークやレー
ザビーム等の＾密度エネルギを照射して、へＱ合金基材
と前記混合粉末を合金化（アロインク）させ、Ｎｉｓ＾
１！、Ｎｉ八へ、Ｎｉ２＾ｇ５、Ｎ：＾Ｑ３等のＮｉ−
Ａｇ系金属間化合物からなるマトリックス中に硬質セラ
ミック粒子を分散させた複合層を＾Ｑ合金部材表面に形
成する方法を提案している。
９９６号において、Ａｌ合金基材表面をＮ；と硬質セラ
ミック粒子との混合粉末で被覆し、ＴＩＧアークやレー
ザビーム等の＾密度エネルギを照射して、へＱ合金基材
と前記混合粉末を合金化（アロインク）させ、Ｎｉｓ＾
１！、Ｎｉ八へ、Ｎｉ２＾ｇ５、Ｎ：＾Ｑ３等のＮｉ−
Ａｇ系金属間化合物からなるマトリックス中に硬質セラ
ミック粒子を分散させた複合層を＾Ｑ合金部材表面に形
成する方法を提案している。
発明が解決すべき問題点
前記提案の方法によれば、高密度エネルギ源を用いたア
ロインクによって＾Ｑ合金部材の表面に耐熱性が優れか
つＨｖ４００以上の高硬度を有する耐摩耗性に優れた緻
密な複合層を形成することができ、またこの複合層のマ
トリックスであるＮｉ−Ａｇ系金属間化合物は基材の＾
Ｑ合金と一体に結合されているため、高面圧下でも耐久
性が高い。しかしながら前記提案により得られる複合層
はマトリックス（基地組成）の全体がＮｉ −ＡＩ！系
金合金化合物相となっており、この金属間化合物相は高
硬度ではあるものの、極めて脆いた。め、合金化処理後
の加工が困難であるという問題がある。すなわち一般に
合金化処理後の表面（？！合層表面）は凹凸が不可避的
に生じているから、これをそのままバルブシート等の機
械部品に使用することはできず、そこで表面精度を出す
ために通常は合金化処理後に研磨する必要があり、また
場合によっては研削を必要とすることもあるが、金属間
化合物相のみをマトリックスとする複合層は前述のよう
に脆いため、研磨加工あるいは研削加工時にチッピング
が生じたりクラックが発生したりして、加工が困難とな
り、したがって実用材料として使用するには問題があっ
た。
ロインクによって＾Ｑ合金部材の表面に耐熱性が優れか
つＨｖ４００以上の高硬度を有する耐摩耗性に優れた緻
密な複合層を形成することができ、またこの複合層のマ
トリックスであるＮｉ−Ａｇ系金属間化合物は基材の＾
Ｑ合金と一体に結合されているため、高面圧下でも耐久
性が高い。しかしながら前記提案により得られる複合層
はマトリックス（基地組成）の全体がＮｉ −ＡＩ！系
金合金化合物相となっており、この金属間化合物相は高
硬度ではあるものの、極めて脆いた。め、合金化処理後
の加工が困難であるという問題がある。すなわち一般に
合金化処理後の表面（？！合層表面）は凹凸が不可避的
に生じているから、これをそのままバルブシート等の機
械部品に使用することはできず、そこで表面精度を出す
ために通常は合金化処理後に研磨する必要があり、また
場合によっては研削を必要とすることもあるが、金属間
化合物相のみをマトリックスとする複合層は前述のよう
に脆いため、研磨加工あるいは研削加工時にチッピング
が生じたりクラックが発生したりして、加工が困難とな
り、したがって実用材料として使用するには問題があっ
た。
この発明は以上の事情を＊＊としてなされたものであり
、前記提案の問題点を解決して、合金化処理後の加工の
困難を招くことなく、高面圧下、高温条件下においても
耐摩耗性、耐熱性の優れたＡｌ合金部材を提供すること
を目的とするものである。
、前記提案の問題点を解決して、合金化処理後の加工の
困難を招くことなく、高面圧下、高温条件下においても
耐摩耗性、耐熱性の優れたＡｌ合金部材を提供すること
を目的とするものである。
問題点を解決するための手段
この発明のへＱ合金部材は、へＱ合金基材の表面にＮｉ
ではなく ＦｅとＴｉを合金化することによって特に高
温条件下における耐摩耗性の向上を図、、し力１もそれ
等を合金化するにあたって、前述の問題点に鑑み最終的
に得られる合金化層の全体が金属間化合物相となってし
まわないように、すなわち金１ｌＩＩＷ！化合物相とＡ
ｌ合金相とが混在した組織を有する複合層となるように
その層中の平均Ｆｅ濃度およびＴｉ濃度を設定し、これ
によって前記提案の如きＮ１−ＡＱ系金属間化合物相等
の脆さの問題を解決し、加工性を確保すると同時に優れ
た耐摩耗性、耐熱性を得るものである。
ではなく ＦｅとＴｉを合金化することによって特に高
温条件下における耐摩耗性の向上を図、、し力１もそれ
等を合金化するにあたって、前述の問題点に鑑み最終的
に得られる合金化層の全体が金属間化合物相となってし
まわないように、すなわち金１ｌＩＩＷ！化合物相とＡ
ｌ合金相とが混在した組織を有する複合層となるように
その層中の平均Ｆｅ濃度およびＴｉ濃度を設定し、これ
によって前記提案の如きＮ１−ＡＱ系金属間化合物相等
の脆さの問題を解決し、加工性を確保すると同時に優れ
た耐摩耗性、耐熱性を得るものである。
具体的には、この発明の耐摩耗性＾ｅ合金部材は、耐熱
・耐摩耗性が要求される部位のへＱ合金基材表面にＦｅ
およびＴｉを合金化することにより、平均Ｆｅ濃度を５
．０重量％以上、平均Ｔｉ濃度を５．０重１％以上、Ｆ
ｅおよびＴｉの合計平均濃度を４０重量％以下とし、か
つ残部がＡｇを主体とする複合層をＡｌ合金基材表面に
形成したことを特徴とするものである。
・耐摩耗性が要求される部位のへＱ合金基材表面にＦｅ
およびＴｉを合金化することにより、平均Ｆｅ濃度を５
．０重量％以上、平均Ｔｉ濃度を５．０重１％以上、Ｆ
ｅおよびＴｉの合計平均濃度を４０重量％以下とし、か
つ残部がＡｇを主体とする複合層をＡｌ合金基材表面に
形成したことを特徴とするものである。
作 用
この発明の合金部材は、前述のようにへＱ合金基材の表
面に高密度エネルギ源を用いてＦｅおよヒＴｉヲ合金化
（アロイング）して、八Ｑ合合金地中に金属間化合物を
晶出させた複合層、すなわち＾ｆ１合ｔ。
面に高密度エネルギ源を用いてＦｅおよヒＴｉヲ合金化
（アロイング）して、八Ｑ合合金地中に金属間化合物を
晶出させた複合層、すなわち＾ｆ１合ｔ。
相と金属間化合物相とが混ざり合った複合層を形成した
もので物る。
もので物る。
ここで、金属間化合物相としては、主としてＦｅ−ＡＱ
系合金ｉＩｆｆｌｌ化合物相（鉄アルミナイド）、Ｔｉ
−ＡＱ系合金ｓ化合物相〈チタンアルミナイド）、Ｎ１
− Ｔｉ−Ａｅ系金属間化合物相（鉄・チタンアルミナ
イド）の３種類の化合物が晶出する。これらの金属間化
合物は、いずれも高硬度であって、耐摩耗性および耐熱
性を高める作用を果たす。特にこれらの金属間化合物の
うちでもチタンアルミナイドおよび鉄チタンアルミナイ
ドは耐熱性、耐摩耗性を高める効果が大きい。−万複合
層中のＡｌ合金マトリックス相は後述するように各種固
溶元素が固溶したα−八へ相を主体とするものであり、
このα−八へ相は軟質であるため複合層全体の加工性を
向上させる作用を果たす。すなわち、金属間化合物相と
Ａｌ合金マトリックス相とが共存することによって、優
れた耐摩耗性および耐熱性を得ると同時に金属間化合物
相のみの場合と比較して格段に優れた加工性を得ること
ができる。
系合金ｉＩｆｆｌｌ化合物相（鉄アルミナイド）、Ｔｉ
−ＡＱ系合金ｓ化合物相〈チタンアルミナイド）、Ｎ１
− Ｔｉ−Ａｅ系金属間化合物相（鉄・チタンアルミナ
イド）の３種類の化合物が晶出する。これらの金属間化
合物は、いずれも高硬度であって、耐摩耗性および耐熱
性を高める作用を果たす。特にこれらの金属間化合物の
うちでもチタンアルミナイドおよび鉄チタンアルミナイ
ドは耐熱性、耐摩耗性を高める効果が大きい。−万複合
層中のＡｌ合金マトリックス相は後述するように各種固
溶元素が固溶したα−八へ相を主体とするものであり、
このα−八へ相は軟質であるため複合層全体の加工性を
向上させる作用を果たす。すなわち、金属間化合物相と
Ａｌ合金マトリックス相とが共存することによって、優
れた耐摩耗性および耐熱性を得ると同時に金属間化合物
相のみの場合と比較して格段に優れた加工性を得ること
ができる。
但し、前記複合層中のＦｅおよびＴｉの合計平均濃度が
４０重量％を越えれば、複合層全体が金属間化合物相の
みとなってしまい、複合層が脆くなって加工が困難とな
る。一方複合層中の平均Ｆｅ１濃度が５．０重量％未満
の場合には、ＴｉをＡｌ！合金基材にアロイングするこ
と自体が困難になる。また、平均Ｔｉｌ！度が５．０重
量％未満では、金属間化合物相におけるチタンアルミナ
イド、鉄チタンアルミナイドの割合が少なく、耐熱・耐
摩耗性の向上効果が少なくなる。したがって複合層中の
平均Ｆｅ濃度および平均Ｔｉ１濃度はそれぞれ５．０重
量％以上とし、ＦｅおよびＴｉの合計平均濃度を４０重
量％以下とする必要がある。
４０重量％を越えれば、複合層全体が金属間化合物相の
みとなってしまい、複合層が脆くなって加工が困難とな
る。一方複合層中の平均Ｆｅ１濃度が５．０重量％未満
の場合には、ＴｉをＡｌ！合金基材にアロイングするこ
と自体が困難になる。また、平均Ｔｉｌ！度が５．０重
量％未満では、金属間化合物相におけるチタンアルミナ
イド、鉄チタンアルミナイドの割合が少なく、耐熱・耐
摩耗性の向上効果が少なくなる。したがって複合層中の
平均Ｆｅ濃度および平均Ｔｉ１濃度はそれぞれ５．０重
量％以上とし、ＦｅおよびＴｉの合計平均濃度を４０重
量％以下とする必要がある。
なおＡｌ合金基材としては機械部品等に使用されている
任意のΔｇ合金を用いることができる。また前述の説明
ではＦｅ−Ａｌ系金属間化合物相以外の部分を一括して
Ａｌ合金マトリックス相と称したが、基材として用いる
Δｇ合金の成分によっては実際には各種合金元素が固溶
したα−八へ相のみならず、そのα−ＡＱ相中にＭｇ−
Ａｐ系化合物あるいはＣｕ−Ａｇ系化合物相等が晶出す
る場合もあることは勿論である。
任意のΔｇ合金を用いることができる。また前述の説明
ではＦｅ−Ａｌ系金属間化合物相以外の部分を一括して
Ａｌ合金マトリックス相と称したが、基材として用いる
Δｇ合金の成分によっては実際には各種合金元素が固溶
したα−八へ相のみならず、そのα−ＡＱ相中にＭｇ−
Ａｐ系化合物あるいはＣｕ−Ａｇ系化合物相等が晶出す
る場合もあることは勿論である。
なおまた、上述のような複合層は＾Ｑ基材表面層とＦｅ
およびＴｉとの合金化によって形成されたものであるか
ら、へ９基材の母材部分との密着性は充分にあり、した
がって高面圧下においても高い耐久性を示す。
およびＴｉとの合金化によって形成されたものであるか
ら、へ９基材の母材部分との密着性は充分にあり、した
がって高面圧下においても高い耐久性を示す。
以上のような＾Ｑ合金部材を製造するにあたっては、先
ずへ〇合金部材のうち耐熱・耐摩耗性が要求される部位
のＡｌ合金基材表面をＦｅおよびＴｉで被覆する。その
被覆手段としては、例えばＦｅとＴｉとの混合粉の溶射
法、あるいはスラリー塗布法などを用いることができる
。このようにしてＦｅおよびＴｉの被覆層を形成した後
、その表面にＴＩＧアーク、レーザビームあるいは電子
ビームなどの高密度エネルギを照射して急速短時間加熱
し、Ｆｅおよび毛の被Ｎ層とその下側のΔｇ合金基材の
一部（所要深さまでの部分）を溶融させ、合金化させる
。この合金化にあたっては、合金化Ｍ（複合層）中の平
均Ｆｅ濃度を５．０重厘％以上、平均Ｔｉ濃度を５．０
重口％以上、ＦｅおよびＴｉの合計平均濃度を４０重量
％以下の範囲内に収めるべく、ＦｅおよびＴｉ被覆層の
厚みに対するＡｌ合金基材の溶融深さが適切な深さとな
るように高密度エネルギ照射条件（出力や基材とエネル
ギ源との相対移動速度など）を適切に設定することが肝
要である。
ずへ〇合金部材のうち耐熱・耐摩耗性が要求される部位
のＡｌ合金基材表面をＦｅおよびＴｉで被覆する。その
被覆手段としては、例えばＦｅとＴｉとの混合粉の溶射
法、あるいはスラリー塗布法などを用いることができる
。このようにしてＦｅおよびＴｉの被覆層を形成した後
、その表面にＴＩＧアーク、レーザビームあるいは電子
ビームなどの高密度エネルギを照射して急速短時間加熱
し、Ｆｅおよび毛の被Ｎ層とその下側のΔｇ合金基材の
一部（所要深さまでの部分）を溶融させ、合金化させる
。この合金化にあたっては、合金化Ｍ（複合層）中の平
均Ｆｅ濃度を５．０重厘％以上、平均Ｔｉ濃度を５．０
重口％以上、ＦｅおよびＴｉの合計平均濃度を４０重量
％以下の範囲内に収めるべく、ＦｅおよびＴｉ被覆層の
厚みに対するＡｌ合金基材の溶融深さが適切な深さとな
るように高密度エネルギ照射条件（出力や基材とエネル
ギ源との相対移動速度など）を適切に設定することが肝
要である。
実施例
鋳物用アルミニウム合金として知られるＪＩＳＡ０２Ｃ
のＡｌ合金（Ｃｕ ３，１０％、９ｉ ６．３２％、Ｍ
ｌ＋０．３４ ％ 、 ｚｎ ０．０１ ％ 、 Ｆｅ
Ｏ，４３％ 、 ｌＪｉ Ｏ，３０％ 、残部＾
Ｑ＞ｂ’らなる６０１１１１１１Ｘ２５１１１Ｘ８ｍ＋
１１の試片の表面に、Ｆｅ ７０重量％、Ｔｉ ３０重
量％からなる混合粉末を０．５）厚さとなるように溶射
した後、ＴＩＧアークによって溶射層と母材の＾Ｑ合金
とを第１表に示す条件で合金化させた。
のＡｌ合金（Ｃｕ ３，１０％、９ｉ ６．３２％、Ｍ
ｌ＋０．３４ ％ 、 ｚｎ ０．０１ ％ 、 Ｆｅ
Ｏ，４３％ 、 ｌＪｉ Ｏ，３０％ 、残部＾
Ｑ＞ｂ’らなる６０１１１１１１Ｘ２５１１１Ｘ８ｍ＋
１１の試片の表面に、Ｆｅ ７０重量％、Ｔｉ ３０重
量％からなる混合粉末を０．５）厚さとなるように溶射
した後、ＴＩＧアークによって溶射層と母材の＾Ｑ合金
とを第１表に示す条件で合金化させた。
第１表
合金化によって形成された複合層の表面を研磨した後、
大成式迅速摩耗試験が行なえる寸法、形状に試片を仕上
げ（６０ＩＩＩ×２５■Ｘ８１１１１）、犬種式迅速１
１ｉ粍試験を行なった。さらに犬種式試験片から切り取
って高温硬さ試験片を作成しく５Ｘ５ｘ１０）、高温硬
さ試験を行なった。また複合層表面の金属組織の光学的
顕微鏡観察、および複合層の組成分析を行なった。第２
表に犬種式迅速摩耗試験条件、第３表に高温硬さ測定条
件を示す。
大成式迅速摩耗試験が行なえる寸法、形状に試片を仕上
げ（６０ＩＩＩ×２５■Ｘ８１１１１）、犬種式迅速１
１ｉ粍試験を行なった。さらに犬種式試験片から切り取
って高温硬さ試験片を作成しく５Ｘ５ｘ１０）、高温硬
さ試験を行なった。また複合層表面の金属組織の光学的
顕微鏡観察、および複合層の組成分析を行なった。第２
表に犬種式迅速摩耗試験条件、第３表に高温硬さ測定条
件を示す。
第２表
第３表
第１図には、以上の高温硬さ測定結果を示す。
第１図において、比較材１のデータには合金化を行なっ
ていないＡＣ２Ｃ（ＪＩＳ７！格、Ｔ６９！ｌ理済）の
データを、比較材２にはＦｅのみを合金化したもの（金
属１のＦａ３ｍ度１７ｗｔ％）のデータを用いた。第１
図から実施例のものは他に比べ高温硬さが格段に高く、
耐熱性に優れていることがわかる。
ていないＡＣ２Ｃ（ＪＩＳ７！格、Ｔ６９！ｌ理済）の
データを、比較材２にはＦｅのみを合金化したもの（金
属１のＦａ３ｍ度１７ｗｔ％）のデータを用いた。第１
図から実施例のものは他に比べ高温硬さが格段に高く、
耐熱性に優れていることがわかる。
第２図に、火照式迅速摩耗試験の結果を示す。
比較材１、比較材２は高温硬さ試験と同様のものを用い
た。
た。
第２図から、この発明による実施例の場合には、比較材
と比較して火照式迅速摩耗試験における摩耗痕面積が小
さく、優れた耐摩耗性を有することが明らかである。
と比較して火照式迅速摩耗試験における摩耗痕面積が小
さく、優れた耐摩耗性を有することが明らかである。
第３図に実施例により得られた合金層の組織を示す。図
にみられる薄い灰色、濃い灰色の部分が鉄アルミナイド
、チタンアルミナイド、鉄チタンアルミナイド等の金属
間化合物であり、白色の部分が母材のへＱ合金相である
。図から金属間化合物相と母材のＡｌ合金相とが均一に
混在しており、しかも複合層表面の全域にわたって均一
な組織とっていることが確認された。
にみられる薄い灰色、濃い灰色の部分が鉄アルミナイド
、チタンアルミナイド、鉄チタンアルミナイド等の金属
間化合物であり、白色の部分が母材のへＱ合金相である
。図から金属間化合物相と母材のＡｌ合金相とが均一に
混在しており、しかも複合層表面の全域にわたって均一
な組織とっていることが確認された。
なお、実施例により得られた試験片について合金層の定
置分析を行なった結果、へＬ−１３Ｃ重厘％）Ｆｅ−６
（重量％）Ｔｉ−５（重量％）Ｓｉ−２（重量％） Ｃ
ｕであった。
置分析を行なった結果、へＬ−１３Ｃ重厘％）Ｆｅ−６
（重量％）Ｔｉ−５（重量％）Ｓｉ−２（重量％） Ｃ
ｕであった。
さらになお以上の実施例において、合金化処理後の研磨
加工においては特にクラックやチッピングが生じること
なく、円滑に研磨加工を行なうことができた。
加工においては特にクラックやチッピングが生じること
なく、円滑に研磨加工を行なうことができた。
発明の効果
以上の説明で明らかなようにこの発明の＾Ｑ合金部材は
、＾ｇ合金基材表面にＦｅおよびＴｉを合金化させて、
Δｇ合金マトリックス中に金属間化合物を晶出させかつ
平均Ｆｅ濃度および平均Ｔｉ１濃度をそれぞれ５．０重
量％以上とし、ざらにＦｅおよびＴｉの合計平均濃度を
４０重量％以下の複合層を形成したものであるから、耐
摩耗性および耐熱性が＾いと同時に加工性も良好であり
、したがって高面圧下、高温条件下で耐摩耗性が要求さ
れる部位に使用して優れた耐摩耗性、耐久性を発揮でき
ると共に、実際部品に適用するための研磨加工あるいは
研削加工等をも容易になし得る利点を有する。
、＾ｇ合金基材表面にＦｅおよびＴｉを合金化させて、
Δｇ合金マトリックス中に金属間化合物を晶出させかつ
平均Ｆｅ濃度および平均Ｔｉ１濃度をそれぞれ５．０重
量％以上とし、ざらにＦｅおよびＴｉの合計平均濃度を
４０重量％以下の複合層を形成したものであるから、耐
摩耗性および耐熱性が＾いと同時に加工性も良好であり
、したがって高面圧下、高温条件下で耐摩耗性が要求さ
れる部位に使用して優れた耐摩耗性、耐久性を発揮でき
ると共に、実際部品に適用するための研磨加工あるいは
研削加工等をも容易になし得る利点を有する。
したがってこの発明のＡｌ合金部材は、例えば＾Ｑ合金
製シリンダヘッドのバルブシート、へ９合金製シフトフ
ォークの爪部、へＱ合金製シリンダライナ、Ａｌ合金製
ロッカアームのパッド等に適用して好適なものである。
製シリンダヘッドのバルブシート、へ９合金製シフトフ
ォークの爪部、へＱ合金製シリンダライナ、Ａｌ合金製
ロッカアームのパッド等に適用して好適なものである。
第１図はこの発明の実施例および比較例の硬さ試験結果
を示すグラフ、第２図はこの発明の実施例および比較例
の摩耗試験結果を示すグラフ、第３図はこの発明の実施
例の＾９合金部材における複合層の金属組織を示す頴微
鏡写真（倍率：４００＠）である。 出願人 トヨタ自動車株式会社 代理人 弁理士 豊 １）武 久 （ほか１名）
を示すグラフ、第２図はこの発明の実施例および比較例
の摩耗試験結果を示すグラフ、第３図はこの発明の実施
例の＾９合金部材における複合層の金属組織を示す頴微
鏡写真（倍率：４００＠）である。 出願人 トヨタ自動車株式会社 代理人 弁理士 豊 １）武 久 （ほか１名）
Claims (1)
- 耐熱・耐摩耗性が要求される部位のＡｌ合金基材の表面
にＦｅおよびＴｉを合金化することにより、平均Ｆｅ濃
度を５．０重量％以上、平均Ｔｉ濃度を５．０重量％以
上、ＦｅおよびＴｉの合計平均濃度を４０重量％以下と
し、かつ残部がＡｌを主体とする複合層をＡｌ合金基材
表面に形成したことを特徴とする耐熱・耐摩耗性Ａｌ合
金部材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4308385A JPS61201785A (ja) | 1985-03-04 | 1985-03-04 | 耐熱・耐摩耗性Ａｌ合金部材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4308385A JPS61201785A (ja) | 1985-03-04 | 1985-03-04 | 耐熱・耐摩耗性Ａｌ合金部材 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61201785A true JPS61201785A (ja) | 1986-09-06 |
Family
ID=12653943
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4308385A Pending JPS61201785A (ja) | 1985-03-04 | 1985-03-04 | 耐熱・耐摩耗性Ａｌ合金部材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61201785A (ja) |
-
1985
- 1985-03-04 JP JP4308385A patent/JPS61201785A/ja active Pending
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