JPS61209765A - 繊維強化複合部材の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 この発明はマトリックスとしてのＡｌ合金に強化用繊維
としてのセラミック繊維を複合一体化させたａＳ、Ｗ強
化複合材料（以下ＦＲＭと記す）がらなる、自動車用エ
ンジンのピストン等の各種部材の製造方法に関し、特に
マトリックスのＡｌ合金の組成を変化させたＦＲＭ部材
の製造方法に関するものである。

従来の技術 最近に至り、自動車用部品等においては、Ａｌ合金にセ
ラミック繊維を複合一体化させたＦＲＭが使用されるよ
うになっている。この種のへβ基ＦＲＭは、Ａｌ合金が
軽量であるという優れた長所を有する反面、耐熱性や耐
摩耗性、耐熱衝撃性などが鉄系材料よりも劣り、また熱
膨張係数も大きいという欠点を有することから、これら
のＡｌ合金の欠点をセラミック繊維との複合一体化によ
り補うことができる。

ところでＦＲＭ部材が使用される自動車部品等において
は、部材全体に同一の特性が要求されるとは限らず、一
部のみに特定の性質が要求されることも多い。またこの
場合、一部に要求される特性と他の部分に要求される特
性とを同一の組成で満足することが困難な場合も多い。

このような場合、ＦＲＭ部材のマトリックスの合金組成
を場所によって異ならしめることによって上述のような
要求を満足することが可能となると考えられる。

例えば自動車用エンジンのピストンなどに多用されてい
るへβ−３ｉ合金はそのＳｉ含有量によって特性が大幅
に変化することが知られており、したがってＦＲＭ部材
のマトリックスとしてＡｌ−Ｓｉ合金を用いた場合、そ
のＳｉ濃度分布を変化させることによって種々の特性を
同時に満足する部材を製造することが可能となる。

この点についてさらに詳細に説明すると、Ａｌ−Ｓｉ合
金はその状態図が典型的な共晶型に近いものであり、Ｓ
１量が１１．１％前後の共晶組成ではα−ＡＪ２と３ｉ
　との共晶組織となり、それより３ｉ量が少ない亜共晶
領域では初晶α−ＡＩと共晶組織との混合組織、３ｉ量
が多い過共晶領域では初晶３ｉと共晶組織との混合組織
となるから、３ｉ量による組織の変化によって特性が大
幅に変　　　１化し、かつ同種の組織でも初晶Ｓｉもし
くは初晶α−ＡＩの割合によって特性が大幅に変化する
。

具体的には、全体的な傾向としては、Ｓｌ量の増加に伴
なって伸びは低下するものの、熱膨張率が下がり、耐摩
耗特性は大きく向上する。特に３ｉ含有量が１１〜１２
％程度の所謂共晶系のＡｌ−８ｉ合金では強度、伸びは
優れるが熱膨張率が大きく、耐摩耗性も充分ではないの
に対し、Ｓ１含有量が１２％程度以上の所謂過共晶系の
／１−８１合金では伸びが小さく脆性的であって、被剛
性が劣るものの、熱膨張が小さくかつ耐摩耗性が優れる
長所を有し、また同じ過共晶系でも３ｉ量が増加して初
晶Ｓ１が多（なるほど、また初晶Ｓ１が微細となるほど
熱膨張が小さくかつ耐摩耗性が良好となることが知られ
ている。また、過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金において３ｉ量が
同じでも初晶Ｓ１が微細となるほど脆性的傾向は弱めら
れ、被剛性、耐熱衝撃性（耐ヒートクラツク性）が向上
することも知られている。

このようなＡｌ−Ｓｉ合金の特性を活用し、Ａｌ−Ｓｉ
合金をマトリックスとして用いたＦＲＭ部材のマトリッ
クスの３ｉ量に変化を与えて、マトリックス中の初晶Ｓ
ｉ１分布を任意に変化させることができれば、ＦＲＭ部
材の一部の耐摩耗性や耐熱衝撃性を高めたりあるいは熱
膨張を小さく抑えたりすると同時に他の部分の加工性な
どを確保することなど、用途に応じた最適なマトリック
スを有するＦＲＭを得ることが可能となる。

ところでＦＲＭ部材の製造方法としては、セラミックｌ
ＩＮの成形体を金型キャビティ内に配置し、マトリック
スとなる合金ＩＩを注湯して高圧鋳造などにより加圧鋳
造し、その溶湯加圧力によりセラミックｌ！維成形体に
合金Ｗ湯を含浸される方法が最も一般的であり、例えば
Ａｌ−Ｓｉ合金をマトリックスとして用いた例が特公昭
５６−５０７８９号に開示されている。またセラミック
繊維層間にマトリックスとなる合金の薄板を積層してお
き、ホットプレスにより複合一体化する方法も知られて
いる。

発明が解決すべき問題点 前述のような加圧鋳造によりＦＲＭ部材を製造する方法
の場合、マトリックスの組成に変化を持だせるためには
、加圧鋳造を１回で行なうことは困難であり、２種以上
の組成のマトリックス合金溶湯を予め用意しておき、２
回以上に分けて注湯して加圧鋳造を行なうか、あるいは
別個に作成したＦＲＭ部材を接合する等の方法を採用せ
ざるを得ないとされていた。そしてこの場合、単に生産
性が低下するのみならず、マトリックス組成が急変する
界面が明確にあられれ、その部分で脆弱化を招いて界面
で亀裂が生じ易くなったりする問題がある。

また前述のホットプレス法によりＦＲＭ部材を製造する
場合には、セラミック繊維層間に挾み込む合金薄板の組
成を変えることによってマトリックス組成に変化を持た
せることが可能であるが、この場合もマトリックス組成
が急変する明確ｄ界面が生じ、前記同様な問題を招く。

このように従来のＦＲＭ部材製造方法では、マトリック
ス組成が急激に変化する界面を生じることなく、マトリ
ックス組成がなだらかに（連続的に）変化するＦＲＭ部
材を得ることは困難とされ、特にＡｌ−８ｉ合金をマト
リックスとして用いた場合にその合金の過共晶領域にお
ける初晶３ｉの分布を連続的に変化させ、しかも初晶３
ｉを微細に晶出させたＦＲＭ部材を得ることは困難とさ
れていた。

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、Ａ
ｌ−３ｉ合金をマトリックスとして用いたＦＲＭ部材を
製造するにあたって、そのＡｌ−８ｉ合金の過共晶領域
で晶出する初晶Ｓｉの晶出量分布を部材全体で均一とせ
ず、その晶出量分布に変化を持たせて、部材の一部ある
いは数ケ所の部分に微細な初晶３ｉを相対的に高濃度で
晶出させたＦＲＭ部材を、８１晶出量分布が急激に変化
する界面が生じることなくしかも低コストで製造する方
法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 本発明者等は上述の目的を達成するべく、鋭意実験・検
討を重ねた結果、特に過共晶Ａｌ−８ｉ合金Ｗｉ漬を用
いてＦＲＭ部材を加圧鋳造する場合、セラミック繊維成
形体として異なる体積率の２以上の成形体を用い、それ
らの成形体を密着させて特定の条件下で加圧鋳造するこ
とにより、マトリックス中の初晶３ｉの晶出量分布を制
御することができることを見出し、この発明をなすに至
った。

すなわちこの発明の方法は、マトリックスとしてのＡｌ
−８ｉ合金と強化繊維としてのセラミック繊維とが複合
一体化されかつＡｌ−８ｉ合金マトリックス中における
過共晶域での初晶３ｉ分布量が変化する繊維強化複合部
材を製造するための方法であって、同種または異種のセ
ラミック繊維からなる体積率の異なる２以上の成形体を
、相互に密着させた状態で金型キャビティ内に配置する
とともにそれらの成形体を７００℃以下の温度に予熱し
ておき、８５０℃以下、液相線温度＋５０℃以上の範囲
内の温度の過共晶、Ａ２−８ｉ合金溶瀾を金型キャビテ
ィ内に注湯して加圧鋳造することを特徴とするものであ
る。

ここで、体積率の異なる２以上のセラミック繊維成形体
は、体積率の相対的に小さいものが加圧鋳造時の溶湯流
入側に位置するように金型キャビティ内に配置すること
が好ましい。また各セラミック繊維成形体としては、体
積率が３０％以下のものを使用することが好ましく、さ
らに各成形体のうち１以上は体積率５％以上とすること
が好ましい。またセラミック繊維成形体の予熱温度の望
ましい範囲は、前記範囲（７００℃以下）のうちでも特
に５００℃以下である。但しこの予熱温度は、過共晶Ａ
ｌ−８ｉ合金注瀾時点注湯形体温度を意味するものとす
る。ざらに過共晶ＡＸ−８ｉ合金溶湯の注湯温度の望ま
しい範囲は、前記範囲（８５０℃〜液相線温度＋５０℃
）のうちでも特に８００℃以下、液相線温度＋１００℃
以上の範囲である。

なおこの発明において過共晶Ａｌ２−８ｉ合金とは、Ａ
Ｉ、Ｓ＋のみを含有する合金だけではなく、Ａｌ１Ｓｉ
を主成分として、そのほかＣｕ　、Ｍｇ。

Ｍｎ、Ｎｉ等の添加元素やざらにｌ”ｅやＺｎ等の不可
避的不純物を含むものを包含することはもちろんである
。

発明の詳細な説明および作用 この発明の方法においては、溶湯鍛造、ダイキャスト、
遠心鋳造、吸引・低圧鋳造などの加圧鋳造法によってＡ
ｌ−５ｉ合金をセラミック繊維と複合一体化するにあた
って、基本的にはマトリックス形成のための溶湯として
過共晶Ａｌ−５＋含金溶湯を用い、かつ体積率の異なる
２以上のセラミック繊維成形体を密着させかつ所定範囲
内の温度に予熱した状態で金型キャビティ内に配置して
おいて、所定範囲内の温度の過共晶Ａｌ−８ｉ合金溶湯
を注湯・加圧鋳造することによりその溶湯を前記２以上
のセラミック繊維成形体の所定の側からその内部まで流
入・含浸させる。このようにすることによって、後述す
るようにＷＩｍの冷却凝固過程において初晶３ｉがセラ
ミック繊維成形体の溶湯流入側の面附近および体積率の
異なる成形体の境界面附近に優先的かつ微細に晶出し、
したがってそれらの面附近に高濃度かつ微細に初晶３ｉ
が分布し、かつその面から離れるほど初晶Ｓｉ量の分布
量が少なくなった製品を得ることができる。

ここで、体積率の異なる２以上のセラミック繊維成形体
を金型キャビティ内に配置する具体的態様としては、体
積率の異なる２以上の成形体のうち、体積率の小なる成
形体が溶湯の注湯・加圧鋳造時における溶瀉注入側に位
置するように配置することが好ましい。すなわち、加圧
鋳造時において過共晶Ａｌ−８ｉ合金溶湯が先ず体積率
の小なる成形体内の空隙に流入し、その体積率が小なる
成形体を透過した溶湯が体積率の大なる成形体内の空隙
に流入するように配置することが好ましい。

このように体積率の異なる２以上のセラミック繊維成形
体を配置して加圧鋳造した場合の初晶Ｓｉの分布を、各
成形体の配置とともに第１図に模式的に示す。第１図に
おいて１は体積率が小さいセラミック繊維成形体（以下
これを低Ｖｆ成形体と記す）、２は体積率が大きいセラ
ミック繊維成形体（以下高■ｆ成形体と記す）、３は過
共晶Ａｊ７−Ｓｉ合金溶瀾、４はその過共晶Ａｌ−Ｓｉ
合金溶瀾の加圧鋳造時の加圧方向を示す。

第１図に示すように、初晶Ｓ１の分布量は、低Ｖｆ成形
体１における溶湯流入側の面５Ａの前後の領域で最も多
く、低Ｖｆ成形体１の内部に向うにしたがって減少し、
低Ｖｆ成形体１と高Ｖｔ成形体２との境界面５Ｂの前後
の領域で再び増大し、さらに高Ｖｔ成形体２内では境界
面５Ｂから離れるにしたがって減少し、溶湯流入側に対
し反対側の高Ｖｔ成形体２の表面５Ｃにおいて最も少な
くなるかまたは初晶Ｓｉが全く存在しない状態となる。

このように初晶３ｉの晶出量が低ｖｔ成形体１の溶ｍｓ
入側の表面５Ａ付近、および低ｖｔ成形体１と高Ｖｔ成
形体２との境界面５Ｂ付近で大きくなる理由は次のよう
に考えられる。すなわち、注湯した過共晶Ａｌ１−８ｉ
合金溶湯が低Ｖｆ成形体１の表面５Ａに接しさらに加圧
鋳造の加圧力によって低Ｖｆ成形体１内の繊維間の空隙
に浸入しようとする時に、繊維表面に接した溶湯から先
ず初晶３ｉが晶出しはじめる。この初晶３ｉは加圧力に
よって連続的に低■ｆ成形体１内の空隙へ流入する後続
の溶湯によって一旦は遊離・溶融するが、その部分はＳ
ｉ濃度が高くなっているから、その後の再度の初晶Ｓ１
の晶出量となる。このような過程が連続的に繰返される
結果、セラミック繊維成形体の溶湯流入側の表面付近で
の初晶３ｉの晶出量の生成頻度が高くなり、その付近で
微細な初晶Ｓ、ｉが多数晶出することになるものと思わ
れる。また、低■ｆ成形体１を透過した溶湯が境界面５
Ｂにおいて高Ｖｔ成形体２の繊維間の空隙に流入しよう
とする際も、その体積率の差（したがって空隙率の差）
によって溶湯が繊維表面に接する機会（接触面積）が急
激に増加するから、前記と同様にその境界面５Ｂ付近で
の初晶Ｓ１の晶出核発生頻度が高くなり、その付近でも
微細な初晶３ｉが多数晶出するものと思われる。なお、
低Ｖｆ成形体１の体積率が著しく低く、その空隙率が高
い場合には、低■ｆ成形体１の表面５Ａ付近には初晶Ｓ
ｉが高濃度で晶出せず、低Ｖｆ成形体１と高Ｖｔ成形体
２との境界面５Ｂ付近にのみ初晶Ｓｉが高濃度で晶出す
ることもある。

ここで、セラミック繊維成形体の繊維形態は、短繊維、
ホイスカ、長繊維、あるいはそれらの複合体のいずれで
も良く、またそのセラミック繊維の材質は、Ａｌ２０３
　、Ｓｉ　Ｃ，Ｓｉ３Ｎ４、Ａｌ２Ｏ３−３ｉ　０２　
、？イア０／、さらニハＣ（カーボン）等、用途に応じ
て任意のものを選択することができ、要は金型内に注湯
される過共晶Ａｌ−８ｉ合金溶凛の温度で溶融あるいは
軟化せず、かつその溶湯との反応性が少ないものであれ
ば良い。また体積率の異なる２以上のセラミック繊維成
形体は、同種のものであっても、また異種のものであっ
ても良い。

なお体積率の異なる２以上の成形体としては、いずれも
その体積率が３０％以下のものを用いることが好ましい
。その理由は、体積率が３０％を越える場合、初晶３ｉ
が高濃度に晶出する領域が溶Ｉ流入側の面あるいは低ｖ
ｆ成形体と高Ｖｆ成形体との境界面の極く薄い層に限ら
れ、３ｉ高濃度部分と８１低濃度部分との境界が明確化
してその部分で亀裂が生じるおそれがあるからである。

また各成形体のうち、１以上は体積率が５％以上のもの
を使用することが好ましい。その理由は、体積率が５％
未満となれば前述のようなセラミック繊維成形体の溶漬
流入側の表面や境界面の附近で高濃度に初晶Ｓ１を晶出
させる効果が充分に得られず、そのため全ての成形体の
体積率か５％未満では初晶Ｓｉの分布が一様となってし
まうおそれがあるからである。

一方金型キャビティに配置するセラミックｍ維成形体の
予熱温度は７００℃以下、望ましくは５００℃以下とす
る。但しここで予熱温度とは、過共晶Ａｌ−８ｉ合金溶
湯を金型キャビティ内に注湯する時点での成形体温度を
意味するものとする。

すなわち、実操業においては、成形体を金型キャビティ
に配置する以前に予め加熱しておき、その後金型キャビ
ティに配置し、次いで合金溶湯を注湯することが多いが
、この場合金型キャビティに配置する前の加熱温度が７
００℃を越えていても注湯時には７００℃以下となるこ
とも多く、特に　　□成形体の質量が金型質量と比較し
て小さい場合には成形体加熱時から注湯時までの成形体
温度の降下量が太き（、したがってこの場合には成形体
の加熱濃度自体は７００℃を越えていても良い。

また過共晶ＡｉＦ−８ｉ合金溶湯の注湯濃度は、８５０
℃以下、液相線＋５０℃以上の範囲内、望ましくは８０
０℃以下、液相線温度＋１００℃以上の範囲内とする。

例えばＳｌ量が１５ｗｔ％の場合、“液相線温度は６２
０℃程度であるから、８５０〜６７０℃ＩＩ、ｉｌ＊し
くは８００〜７２０℃程度の注ｍｍ度とすれば良い。

上述のようにセラミック繊維成形体の予熱温度および過
共晶／１−８ｉ合金の注１温度を定めた理由は次の通り
である。すなわちセラミック繊維成形体の予熱濃度（但
し注湯時点での成形体温度）が７００℃を越える場合、
また合金溶湯の注湯温度が８５０℃を越える場合には、
いずれも低ｖｆ成形体の溶湯流入側表面５Ａや境界面５
Ｂ付近に微細な初晶Ｓ：を高濃度に晶出させる効果が得
られず、初晶Ｓ：の晶出量が平均化してしまったり、あ
るいは初晶３ｉが粗大化してしまったりする。

また合金溶湯の注湯温度が液相線温度＋５０℃より低い
場合、溶湯の流動性が低下して鋳造に困難を招くととも
に、セラミック繊維成形体内への溶湯の含浸が困難とな
る。

なおセラミック繊維成形体の予熱温度の下限は特に限定
しないが、通常は４００℃程度以上とすることが好まし
い。なお、過共晶Ａｌ−８ｉ合金においては初晶３ｉ粒
を微細化するためにＰ（リン）を０．１〜０．５％程度
添加することがあるが、この発明の場合もマトリックス
となる過共晶Ａβ−８ｉ合金溶湯にＰを塩化リンあるい
はＣｕ　−Ｐ合金として０．１〜０．５％（望ましくは
０．２〜０．４％）添加しても良い。

実施例 ＦＲＭＩＪピストンを製造するにあたり、次のようにこ
の発明の方法を実施した。

第２図に示すような形状の低ｖｆ成形体１および高Ｖｆ
成形体２を、低Ｖｆ成形体１は平均直径３ＪＪＩＩのＡ
ｌ１２０３短ｔＪＡＭ＜商品名サフィール）を用いてか
さ密度０．１８ＭＣＣ（体積率５％に相当）で、また高
Ｖｆ成形体２は平均直径０．３声のＳｉＣボイス力（商
品名トーカマックス）を用いてかさ密度０．９５ｇ／　
ｃｃ　（体積率３０％に相当）でそれぞれ成形した。こ
れらの成形体１．２を嵌め合わせて６００℃に加熱し、
ただちに第３図に示すような金型６内に配置し、湯温７
９０℃の過共晶Ａｌ−５部合金（Ａｉ’−１６％Ｓｉ　
−４％Ｃｕ−１％Ｍｇ）の溶湯３を注湯して上型プラン
ジャ７にて面圧１００１０００ｋで加圧し、凝固まで加
圧力を保持し、得られたピストン粗材を金型から取出し
て機械加工により第４図に示すようなピストン８に仕上
げた。なお溶湯注湯時点での成形体温度は５８０℃程度
と推定される。

このようにして得られたピストンの断面を調査したとこ
ろ、低■「成形体１によるＦＲＭ部の下面付近（第４図
のＡ部）、および低Ｖｔ成形体１によるＦＲＭ部と高成
形体２によるＦＲＭ部との境界付近（第４図の８部）で
は平均粒径２５声程度の微細な初晶３ｉが比較的高濃度
で晶出（その初晶３ｉ晶出量分布を第４図中の黒点密度
で示す）しており、一方低Ｖｆ成形体１によるＦＲＭ部
の内部は平均粒径２５声程度の初晶３ｉがわずかに晶出
し、さらに高■を成形体２によるＦＲＭ部の内部および
上面付近には初晶Ｓｉがほとんど晶出していないことが
確認された。このようなピストンにおいては、ＳｉＣボ
イス力からなる高Ｖｆ成形体２によるＦＲＭ部は初晶３
ｉがほとんど存在しないため強度面で著しく優れており
、一方Ａｌ２Ｏ３短繊維からなる低Ｖｔ成形体１による
ＦＲＭ部は前述のようにわずかに初晶Ｓｉが認められた
がその量は少なくかつ微細であるため被削性に優れ、特
に高精度の加工が要求されるリング溝９．１０も容易に
高精度で加工することができた。そしてまた各層の界面
付近、すなわちＡ部、８部に各界面の両側にわたって比
較的高濃度に微細なＳｉが晶出しているため、各層の熱
膨張差を有効に吸収できることが確認された。

一方、比較例として、各成形体を７５０℃に加熱してか
ら金型内に配置した場合（注湯時の成形体温度は７３０
℃程度と推定される）、および溶湯の注湯温度を９００
℃とした場合について、それぞれ前記実施例と同様な製
造実験を行なったところ、いずれも初晶３ｉ粒が７０Ｊ
Ｊ１１程度に粗大化し、良好な特性が得られないことが
判明した。

発明の効果 以上の説明で明らかなようにこの発明の方法によれば、
へβ−３ｉ合金をマトリックスとするＦＲＭ部材を製造
するにあたって、マトリックス中５ｉｌ１度に変化を持
たせて、部材の一部あるいは数個所に微細な初晶３ｉ粒
を相対的に高濃度で分布させ、しかもそのマトリックス
の高３ｉ濃度部分と低Ｓｉ濃度部分との間に明確な界面
を生成させずに８１量を連続的に変化させたＦＲＭ部材
を容易に得ることができ、またその実施にあたっても特
に生産性を低下させたりコスト上昇を招くおそれも少な
い。そしてこのようなＦＲＭ部材は、マトリックス中の
微細な初晶Ｓｉ粒が高濃度に分布している部分では熱膨
張が少ないとともに耐摩耗性、耐熱衝撃性等が優れ、一
方マトリックス中の３部濃度が低い部分では被剛性や引
張強度が優れ、しかも両者の間に明確な界面が生じず連
続的にＳｉｌが変化しているためその界面に亀裂が発生
したりして耐久性等を低下させるおそれもないから、例
えば自動車エンジン用ピストンなど、用途に応じた最適
な特性を有する部材とすることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図はこの発明の方法によるＦＲＭ部材の初晶３ｉ量
の分布状況を各成形体の配置関係と併せて示す図、第２
図から第４図まではこの発明の方法を自動車エンジン用
ピストンの製造に適用した例を説明するための図で、第
２図はセラミック繊維成形体の切欠斜視図、第３図は加
圧鋳造時の状況を示す略解縦断面図、第４図は製品の縦
断面図である。 １・・・体積率の小さいセラミック繊維成形体（低Ｖｔ
成形体）、　２・・・体積率の大きいセラミック繊維成
形体（高Ｖ「成形体）、　３・・・過共晶Ａｌ−８１合
金溶温湯　４・・・加圧方向、　６・・・金型。

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. （１）マトリックスとしてのＡｌ−Ｓｉ合金と強化繊維
   としてのセラミック繊維とが複合一体化された繊維強化
   複合部材を製造するにあたり、同種または異種のセラミ
   ック繊維からなる体積率が異なる２以上の成形体を、相
   互に密着させて金型キャビティ内に配置するとともにそ
   れらの成形体を７００℃以下の温度に予熱しておき、８
   ５０℃以下、液相線温度＋５０℃以上の範囲内の温度の
   過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯を金型キャビティ内に注湯し
   て加圧鋳造することを特徴とする繊維強化複合部材の製
   造方法。
2. （２）前記２以上のセラミック繊維成形体を金型キャビ
   ティ内に配置するにあたって、体積率の小さい成形体が
   過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯の加圧鋳造時における溶湯流
   入側に位置するように配置する特許請求の範囲第１項記
   載の繊維強化複合部材の製造方法。
3. （３）前記各セラミック繊維成形体として、体積率が３
   ０％以下のものを用いる特許請求の範囲第１項記載の繊
   維強化複合部材の製造方法。
4. （４）前記各セラミック繊維成形体のうちの少なくとも
   １以上の成形体として、体積率が５％以上のものを用い
   る特許請求の範囲第１項記載の繊維強化複合部材の製造
   方法。
5. （５）前記セラミック繊維成形体の予熱温度を５００℃
   以下とする特許請求の範囲第１項記載の繊維強化複合部
   材の製造方法。
6. （６）前記過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯の注湯温度を８０
   ０℃以下、液相線温度＋１００℃以上の範囲内とする特
   許請求の範囲第１項記載の繊維強化複合部材の製造方法
   。