JPS63169340A - セラミツクス分散強化型アルミニウム合金の製造方法 - 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） 本発明は、粉末冶金法によるアルミニウム合金の製造に
係り、特に高強度、高耐摩耗性、高剛性又は低熱膨張の
セラミックス分散強化型アルミニウム合金の製造方法に
関するものである。

（従来の技術） アルミニウム合金は、従来から、軽量であるという特性
に着目し、省エネルギーの観点からＦｅ系材料の代替材
料とする研究が多くなされてきた。

しかし、アルミニウム合金は耐摩耗性が十分でなく、剛
性が小さく或いは熱膨張係数が大きい等々の多くの問題
点があった。

そこで、これらの問題点を解決するために、セラミック
ス粉の添加が効果であることが知られていることから、
溶解鋳造アルミニウム合金にセラミックス粉などを添加
しようとする試みがなされたが、マトリックスであるア
ルミニウムと添加されるセラミックスとの比重差により
成分偏析等の問題点が新たに生じ、セラミックスがマト
リックス中に均一に分散せず、特性の向上は得られなか
った。また、ｖＩ造後の加工性に難点があった。

また、近年、急冷凝固法により高Ｓｉアルミニウム合金
粉末が得られるようになり、粉末冶金法により耐摩耗性
、剛性等の問題は解決されつ＼あるが、その特性はＦｅ
系材料に置き換え得るほど充分ではない。

そこで、急冷凝固法により得られたアルミニウム合金粉
末にセラミックスを添加分散させてその特性、特に剛性
の向上を図る試みがされている。

しかし、アルミニウム合金粉末は、元来、その表面に酸
化皮膜を有するため、通常の圧粉成形〜焼結ではその酸
化皮膜のために焼結が進行しにくく、高強度のものは得
られない。このような理由から、アルミニウム合金を粉
末冶金法により製造するには一般に熱間押出しが採用さ
れている。

（発明が解決しようとする問題点） 前記セラミックス分散アルミニウム合金についても、一
般に熱間押出しによって製造しようとする試みがなされ
ているが、Ｎｅａｒ　Ｎｅｔ　Ｓ　ｈａｐｅ（最終形状
に近づける）加工ではないため、歩留りが悪いという新
たな問題が生じることは勿論のこと、更に最終製品とす
るには切削加工が必要となり、加工性が悪いためコスト
が非常に高くなり、且つ、加工時間も従来のアルミニウ
ム合金の場合に比べて相当長くなる等の問題が生じた結
果、材料特性は良いものの、コスト面で実用化が困難と
なっている。

一方、このアルミニウム合金粉末の熱間押出しに引続く
加工の問題を解決するために熱間鍛造法が試みられてい
る（特開昭６０−１４５３４９、特願昭６１−６７５５
４参照）が、セラミックスを添加したアルミニウム合金
粉末の熱間鍛造は行われていない。

本発明は、上記従来技術の問題点を解決するためになさ
れたものであって、切削加工等の後加工を殆ど必要とせ
ず、しかも熱間押出し材等に比べて歩留り良く、高強度
、高剛性、高耐摩耗性又は低熱膨張を有するセラミック
ス分散強化型アルミニウム合金を安価に製造し得る方法
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） セラミックス分散アルミニウム合金は切削、鍛造などの
加工がしに＜＜、特に切削加工では切削に長時間を要す
ること、切削工具の寿命が短かい等の問題がある。本発
明者は、この原因を解明するために鋭意検討を重ねたと
ころ、マトリックスであるアルミニウム合金中に分散し
ているセラミックス粒子が非常に硬い材料であるためで
あることが判明した。

そこで、これらの機械加工をなるべく省略し、上記目的
を達成するため、セラミックス粉を含有するアルミニウ
ム合金粉末を原料とし、粉末冶金法により高強度、高耐
摩耗性、高剛性を有し、且つ熱膨張係数の小さいアルミ
ニウム合金部材を最終製品になるべく近い形状にて製造
するため一連の研究を行ったところ、焼結鍛造による方
法が有効であることが判明した。

そこで、本発明者は、この点を踏まえたうえで更に実験
研究を重ねた結果、アルミニウム合金粉末にセラミック
ス粉末を適量添加し、この混合粉末を最終形状に近い金
型に充填して真空密度比７０〜９５％のプリフォームを
作製した後、真空又は不活性ガス雰囲気中で焼結し、そ
の後直ちに最終形状に近い鍛造金型内で熱間鍛造を行う
が、その際に各プロセスの条件を規制するならば、所期
の目的が達成できることを知見するに至り、ここに本発
明をなしたものである。

すなわち、本発明に係るセラミックス分散強化型アルミ
ニウム合金の製造方法は、アルミニウム合金粉末に硬質
粒子を２〜４０ｗｔ％添加した混合粉末を常温〜３００
℃の温度で成形して真密度比７０〜９５％のプリフォー
ムを製造し、次いで該プリフォームを４５０〜６００℃
の真空又は不活性雰囲気中で焼結した後、２００〜５５
０℃の温度で鍛造して真密度比９５％以上にすることを
特徴とするものである。

以下に本発明の詳細な説明する。

本発明で使用するアルミニウム合金粉末は、組成上特に
制限されるものではないが、一般に高強度（常温強度、
高温強度）、高耐摩耗性、高剛性、低熱膨張等のうちの
少なくとも１つの特性を要求される部材に使用される組
成のものが多用され、例えば、Ａｆｌ−高Ｓｉ系、Ａｌ
−Ｆｅ−Ｍｏ系。

Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｎ−８ｉ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ
系等々を挙げることができる。

具体的に例示するならば、Ａｌ−１０〜３０％ＳＬ系又
はこれにＣｕ：　０　、５〜５．０％及び／又はＭｇ：
　０　、２〜３．０％を含む組成の場合には、特に１５
０℃位までの高温強度に優れるほか、耐摩耗性にも優れ
、高剛性、低熱膨張であるので、コンロッドやロッカー
アームなどの自動車部品に適している。またＡｌ−１０
〜３０％５ｉ−１〜１５％（Ｆｅ、Ｍｎ及びＮｊのうち
の少なくとも１種）系の場合には、特に２００℃位まで
の高温強度に優れるほか、耐摩耗性にも優れ、高剛性、
低熱膨張であるので、ピストン、シリンダーヘッド、コ
ンロッド、バルブ、リテイナーなどの自動車部品に適し
ている。

また、Ａｌ−６〜１ｏ％Ｆｅ−１〜４％ＭＯ系の場合に
は、特に２００〜３５０℃の範囲での高温強度に優れて
いると共に高剛性で優れ、低熱膨張塵でもあるので、コ
ンロッドなどの機械構造部品に適している。

また、Ａ　Ｑ　−１，５〜６．０％Ｃｕの２０００番系
（ＡＡ規格合金名、以下同じ）の場合には、高剛性で優
れ、常温で高強度であるので、ネジ等の機械部品に適し
ている。更にＡｌ−０，３〜１．８％５Ｌ−０，４〜１
．６％Ｍｇの６０００番系の場合には、高剛性で優れ、
高強度でもあるので、機械部品、車両部品などに適して
いる。同様にＡｌ−３゜５〜８．０％Ｚｎ−０，５〜３
．５％Ｍｇの７０００番系の場合には、高剛性で優れ、
高強度でもあるので１機械部品、車両部品、航空機材、
高速回転体などに適している。

アルミニウム合金粉末は１００メツシユ以下のものが望
ましく、これに硬質粒子を２〜４０ｗｔ％混合し、以後
の加工処理によってアルミニウム合金基地中に高強度で
ある硬質粒子を均一に分散させる。

硬質粒子の添加量は、２ｗｔ％未満では、原料であるア
ルミニウム合金製品と特性面で左程変わらず、硬質粒子
を添加するメリットがない。また４０ｗｔ％を超えると
、剛性率は高くなるものの、引張強さにそれ以上の向上
はみられず、伸びは殆どなくなってしまい、またプリフ
ォームの成形もラミネーション・クラックなどが入り、
難しくなるので、硬質粒子の添加量は２〜４０ｗｔ％の
範囲とし、５〜２５ｗｔ％が好ましく、通常は５讐ｔ％
、１０ｗｔ％、２５ｗｔ％が多用される。

また、硬質粒子の粒子径は５〜５０μｍの範囲が望まし
く、５〜３０μｍが好ましい。５μｍ以下では粒子表面
の活性化エネルギーが増大し、粒子同志が凝集し７て基
地中に分散しにくくなり、混合手段として高エネルギー
ボールミル等のコスト高の方法が必要となるので、好ま
しくない。また５０ＩＬｍを超えると分散強化が期待で
きなくなるだけでなく、硬質粒子がＡｌ合金粉末の接触
を妨げるようになり、結果としてプリフォームの成形性
を悪くする。

このような硬質粒子としては、ＳｘＣ、Ｓｉ３ＮいＡｌ
、Ｏ，などを−例とする高強度の各種炭化物、窒化物、
酸化物の粒子を用いることができ、それらの１種又は２
種以上を上記添加量で添加することができる。硬質粒子
を均一に分散させるにはミルを用いて充分撹拌すれば良
い。

次いで、上記のように調整した混合粉末を常温〜３００
℃の温度で予備成形して真密度比７０〜９５％のプリフ
ォームを製造する。真密度比が７０％以下であるとプリ
フォームのコーナ一部が欠ける等、ハンドリング上の問
題が生じる。真密度比が７０％以上になれば、ハンドリ
ング上のこのような問題は生じない。

しかし、真密度比を９５％以上にするためには成形圧を
高める必要があり、大きなプレスを必要とするため、設
備費が高価になる。この傾向は、高合金粉のような硬質
粉末の場合に顕著である。

また、圧粉成形後の真密度比を９５％以上とすることは
、その後の焼結工程における脱ガスを阻害するという問
題がある。真密度比が９５％以上になると、成形体中に
存在する空孔の多くは閉鎖空孔（Ｃ１ｏｓｅｄ　　Ｐ　
ｏｒｅ）となるため、Ａｌ合金粉末表面に形成されてい
る酸化皮膜Ａｌ、Ｏ，・３Ｈ２０の結晶水或いは付着、
吸着水が加熱によって分離、発生するガスの成形体外へ
の逸脱が阻害され、焼結後の成形体は多量のガスを含有
していたり、或いはブリスターと呼ばれる成形体表面の
ふくれが発生したりする問題がある。これを防ぐには、
真密度比９５％以下で真空脱気処理等を施し、吸着水や
Ａｌ２０．・３Ｈ２０を除去しておくのが効果がある。

プリフォームの成形には金型成形や冷間又は熱間静水圧
成形を用いるが、材質に応じ、常温或いは３００℃まで
の高温で成形することが可能であり、特に高温成形によ
れば低い成形圧で高真密度比が実現される。例えば、２
０００番系〜７０００番系のアルミニウム合金粉末に硬
質粒子を混合した場合には、常温で成形することができ
、成形圧力は３ｔｏｎｆ／ｃｍ２程度でよい。一方、Ａ
ｌ−高Ｓｉ系のアルミニウム合金粉末に硬質粒子を混合
した場合には、常温で成形するときは６ｔｏｎｆ／ａｍ
２程度の成形圧であるが、２００℃程度の高温で成形す
るときは２　ｔｏｎｆ　／　Ｃｍ２位の成形圧で容易に
予備成形することができるので、高温成形が好ましい。

予備成形後は、プリフォームは４５０〜６００°Ｃの真
空又は不活性雰囲気中で焼結される。大気中で焼結した
場合には脱ガスが十分に進行しない。

成形体のガス量は５ｃｃ／　ｌｏｏｇ−Ａ　Ｑ混合物以
下が好ましい。このため、真空又は不活性雰囲気中で焼
結することが必要である。真空の場合、真空度は０　、
　Ｉ　Ｔｏｒｒ以下、望ましくは０．０ＩＴｏｒｒ以下
にするのがよい。Ａｒ、Ｎ、のような不活性雰囲気では
露点が一１０℃以下、望ましくは一２０℃以下になるよ
うに不活性雰囲気をコントロールするとよい。焼結温度
が４５０℃より低いと焼結の進行が遅く、また、アルミ
ニウム酸化物表面に吸着した水分や結晶水を完全に除去
することができない。６００℃より高いと焼結は進行す
るものの組織の粗大化が生じ、機械的特性の劣化が生ず
るので好ましくない。焼結温度は材質に応じて決めるこ
とができ、Ａｌ−高Ｓｉ系のアルミニウム合金を用いた
ときは４５０〜５５０℃でよいが、２ＯｏＯ番〜７００
０番系のアルミニウム合金を用いたときは母相の融点が
高いので４５０〜６００℃の範囲で焼結する。なお、焼
結時間は、プリフォームの大きさに応じて適宜決定し、
均一加熱を図る。

鍛造は、２００〜５５０℃にて行い、熱間鍛造後の成形
体の真密度比を９５％以上にする。鍛造によってＡｌ合
金混合粉末に十分な塑性変形を与え、その表面に形成さ
れている酸化皮膜を破壊して新生活性表面を現出させる
ためには、Ａｌ合金混合粉末を２００℃以上に加熱し軟
化させておくのが好ましい。このためには、プリフォー
ムを２００℃以上に保持するだけでなく、鍛造用金型も
２００℃以上に加熱保持しておくとよい。温度が５５０
℃を超えると、組織の粗大化が生じ機械的性質の劣化が
生ずるので好ましくない。鍛造温度は材質に応じて決定
し、２０００番〜７０００番系のＡ１２合金粉末を用い
たものは低目の温度でよいが、Ａｌ−高Ｓｉ系のＡ２合
金粉末を用いたものは高目の温度を選択するのがよい。

なお、プリフォームの加熱は焼結時の加熱と兼ねるのが
望ましく、プリフォームの温度降下及び大気中にさらさ
れることによるガス量の増加を少なくするため、焼結炉
から取り出した後、直ちに鍛造することが望ましい、も
し、鍛造前のプリフォームの加熱を焼結時の加熱とは別
途に行うのであるならば、真空或いは不活性雰囲気中で
４５０〜５５０℃に加熱することが必要であり、炉から
取り出した後の配慮は前記と同じである。鍛造後の成形
体の真密度比が９５％より低いと、機械的性質に劣るの
で好ましくない。

なお、鍛造後は必要に応じて再焼結（調質焼鈍）を行う
ことができる。再焼結は４５０〜５５０　’Ｃで行うの
が好ましい。再焼結の目的は、鍛造時に生じた新生活性
面の焼結を十分に行うためであり、このためには４５０
℃以上で行う必要がある６５５０℃より温度が高いと組
織の粗大化が生じ、引張強度等の機械的性質が劣化する
ので、好ましくない。再焼結は大気中で行っても支障な
いが。

望ましくは真空或いは不活性雰囲気が良い。再焼結の際
、鍛造後の成形体のガス量が５ｃｃ／］００ｇ・Ａｌ混
合物より多いと、ブリスターが発生したり或いは機械的
性質の劣化が生ずるため、再焼結の本来の目的を達成す
ることができ難くなる。

（実施例） 次に本発明の実施例を示すが、本発明は本実施例のみに
限定されないことは云うまでもない。

災五桝上 大気アトマイズ法により製造したＡｆｌ−高Ｓｉ系及び
これにＦｅ、Ｎｉ及びＭｎのうちの１種又は２種以上を
添加した組成の１００メツシユ以下のＡｌ、合金粉末に
直径５〜３０μｍのＳｉＣを５〜４Ｑｗｔ％、５ｉｆｆ
Ｎ、を５〜４０ｖｔ％、Ａｌ２０．を５〜４０ｗｔ％添
加し、■型混合機で混合した後、６ｔｏｎｆ／ａＩ１１
”の圧力で金型成形（常温）を行い、３５Ｘ９５Ｘ３０
ｍｍのプリフォームを得た。

次いで、これらのプリフォームを露点−２０℃以下のＮ
２雰囲気中で５００°ＣＸ３０Ｉｌｌｉｎ焼結し、焼結
後、炉内からプリフォームを取り出し、４００℃に加熱
した金型にて大気中で８　ｔｏｎｆ　／　ｃｍ”の圧力
で鍛造した。鍛造した成形体をＴ６処理（４７５℃Ｘ１
ｈｒ、ＷＱ→１７５℃Ｘ８ｈｒ）した後、引張試験片、
剛性率測定用試験片、熱膨張測定用試験片を切出し、各
種試験を行った。これらの結果を第１表〜第６表及び第
１図〜第Ｓ図に示す。

第１表はＳｉ量を変えたＡｌ−１２％５ｉ−３％Ｃｕ−
１％Ｍｇ系、Ａｌ−１６％５ｉ−３％Ｃｕ−１％Ｍｇ系
及びＡｌ−２０％５ｉ−３％Ｃｕ−１％Ｍｇ系のセラミ
ック粒子添加Ａｌ合金焼結鍛造品の引張強さ及び伸びを
示しており、セラミック粒子添加量の増加に伴い引張強
さが向上する。伸びは減少するが、セラミック添加量が
条目になるとはシ一定の値にとどまっている。なお、第
１図はＡｌ−１６％５ｉ−３％Ｃｕ−１％Ｍｇ系にＳｉ
Ｃを添加した場合について引張強度と伸びを図示化した
ものであり、第２図はＳｉＣに代えてＳｉ、Ｎ４を添加
した場合について示したものであり、第３図は同様にＳ
ｉＣに代えてＡｌ２０．を添加した場合について示した
ものである。

一方、上記の各焼結鍛造品の剛性率は、第２表に示すよ
うに、ＳｉＣ、Ｓｉ３Ｎ４及びＡｌ２０３の添加量の増
大と共に高剛性化を示していることがわかる。なお、第
４図はＡｌ−１６％５ｉ−３％Ｃｕ−１％Ｍｇ系にＳｉ
Ｃを添加した場合の剛性率の変化を図式化したものであ
る。

また、上記の各焼結鍛造品の熱膨張係数は、第３表に示
すように、ＳｉＣ，５ｉａＮ４及びＡｌ２０゜を添加す
ることにより室温から高温にわたって低熱膨張化を示し
ていることがわかる。なお、第５図はＡｌ、−１６％５
ｉ−３％Ｃｕ−１％Ｍ＆系ニｓｉＣを添加した場合の熱
膨張係数の変化を示したものである。

第４表は、Ａｌ−高Ｓｉ系にＦｅ、Ｎｉ及びＭｎの１種
又は２種以上添加したＡｌ合金粉末に５ｉＣ１Ｓｉ、Ｎ
４及びＡｌｚＯ，を添加した場合における焼結鍛造品の
引張強さと伸びを示したもので、いずれも硬質粒子の添
加量の増大と共に引張強さが向上していることがわかる
。

また、これらの焼結鍛造品の剛性率、熱膨張係数は第５
表及び第６表に示すように、高剛性化、低熱膨張化を示
していることがわかる。

大嵐五又 実施例１において、Ａｌ合金粉末としてＡｌ−Ｆｅ−Ｍ
ｏ系を用いた以外は同様の条件で焼結鍛造品を得た。鍛
造したままの引張強さ、伸び、剛性率及び熱膨張係数は
第７表に示すように、硬質粒子の添加により高強度、高
剛性、低熱膨張を示しており、特に高温強度、高剛性の
効果が顕著である。なお、第６図はＡｌ−８％Ｆｅ−２
％Ｍｏ系にＳｉＣを添加したものの室温での引張強さと
伸びを図式化したものであり、第７図は同様に２００℃
での引張強さと伸びを示したものであり、２００℃にお
いてもセラミックス粒子の添加により高強度を発揮する
ことを明瞭に示している。

失庭里ユ 実施例１において、Ａｌ合金粉末として２０００番、６
０００番、７０００番のものを用いた以外は同様の条件
で焼結鍛造品を得た。

但し、いずれも成形圧力は３　ｔｏｎ　／　ｃｍ”とし
、鍛造圧力は６　ｔｏｎ　／　ａｎ”とし、またＴ６処
理条件については、２０２４Ａ２合金使用の場合は５０
０℃Ｘ　ｌｈｒ、　ＷＱ−＋　１９０℃Ｘ９ｈｒ、６０
６１ＡＩ２合金使用の場合は５３０℃Ｘ　ｌｈｒ、　Ｗ
Ｑ−＋　１７５°ＣＸ８ｈｒ、７０７５Ａ！合金使用の
場合は４７５℃Ｘ　ｌｈｒ、　ＷＱ−＋　１２０℃Ｘ２
４ｈｒとした。

それらの引張強さ、伸び、剛性率は第８表及び第９表に
示すように、硬質粒子の添加により高強度、高剛性を示
し、特に高剛性の効果が顕著である。なお、第８図は２
０２４Ａｌ合金にＳｉＣを添加したものの引張強さと伸
びを示したものであり、同様に、第９図は６０６１ＡΩ
合金にＳｉＣを添加したものの引張強さと伸びを示し、
第１０図４；ｔ７０７５Ａｌ合金にＳｉＣを添加したも
のの引張強さと伸びを示したものである。また、第１１
図は６０６１Ａｌ合金にＳｉＣを添加したものの剛性率
を示したものである。

なお、一部のものについて真空溶融抽出法（ステンレス
パイプ使用）によりガス分析を行った結果、ガス量は５
　ｃｃ／　１００ｇ−Ａ　Ｑ合金混合物以下で低かった
。

【以下余白１ （発明の効果） 以上詳述したように１本発明によれば、Ａｌ合金粉末に
硬質粒子をｉａ量添加して予備成形、焼結、熱間鍛造を
特定の条件のもと行うので、高強度。

高剛性、高耐摩耗性又は低熱膨張で、且つブリスターの
発生を抑制して安定した特性のアルミニウム合金鍛造品
を安価に製造することができる。また本発明の方法によ
る場合は機械加工が殆ど不要となるので、経済的効果は
極めて大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図乃至第３図はセラミックスを添加したＡ１１−１
６％５１−３％Ｃｕ−１％Ｍｇ合金焼結鍛造品における
セラミックス添加量と引張強さ及び伸びの関係を示す図
で、第１図はＳｉＣを添加した場合を示し、第２図はＳ
ｉ、Ｎ、を添加した場合を示し、第３図はＡｌ、Ｏ，を
添加した場合を示し。 第４図及び第５図はＳｉＣを添加したＡｌ−１６％５ｉ
−３％Ｃｕ−１％Ｍｇ合金焼結鍛造品におけるＳｉＣ添
加量と剛性率又は熱膨張係数の関係を示す図で、第４図
はＳｉＣ添加量と剛性率の関係を示し、第５図はＳｉＣ
添加量と熱膨張係数の関係を示し。 第６図及び第７図はＳｉＣを添加したＡｌ−８％Ｆｅ−
２％Ｍｏ合金焼結鍛造品におけるＳｉＣ添加量と引張強
さ及び伸びの関係を示す図で、第６図は室温での場合を
示し、第７図は２００℃での場合を示し。 第８図はＳｉＣを添加した２０２４Ａｌ合金焼結鍛造品
におけるＳｉＣ添加量と引張強さ及び伸びの関係を示す
図であり、 第９図はＳｉＣを添加した６０６１Ａ１２合金焼結鍛造
品におけるＳｉＣ添加量と引張強さ及び伸びの関係を示
す図であり、 第１０図はＳｉＣを添加した７０７ＳＡｌ合金焼結鍛造
品におけるＳｉＣ添加量と引張強さ及び伸びの関係を示
す図であり。 第１１図はＳｊＣを添加した６０６１Ａｌ合金焼結鍛造
品におけるＳｉＣ添加量と剛性率の関係を示す図である
。 第１図 ＳｉＣ布刀σ量（ｗｔＺ） 第２図 ＳｕＮ＋　　’ｌＸＩＤ１−　　（ｗｔ％）第３図 Ａｌｚ０３Ｇ刀ａｉ　　（ｙｔ％） 第４図 ＳｉＣ４力ロ量　（ｗｔ％ン 第５ｒＡ ＳλＣ４５０ｌ　（ｗｔ　％） 第６図 ＳｉＣ％トカσ　ｌ　　（ｗｔ）つ） 第７図 ＳｉＣ堤、ｊＪＯ量（ｗｔガ） 第８図 ＳｉＣ捧卯量（ｗｔ％〕 第９図 ＳｉＣ４Ｊｇ　量　（ＷＦＡ） 第１０図 Ｓ＾ｃ＜ｔｏ量（ｗｔ％９ 第１１図 ＳｉＣ４’ｆＪｒＪ＋　　　Ｃｗｔ％）手続補正帯 昭和６２年１０月２８日 昭和６１年特許願第３１１９８５号 ２　発明の名称 セラミックス分散強化型アルミニウム合金の製造方法 ３　補正をする者 事件との関係　　　　　特許出願人 住所　東京都港区芝大門二丁目１０番１２号名称　（２
００）　　昭和電工株式会社４　代理人 住所〒１１６東京都荒川区西日暮…５丁目３５番５号」 ６　補正の内容 （１）明細書第１９頁の第１１行目と第１２行目の間に
次の文章を加入する。 「更に、これらの焼結鍛造品の一部について、摩耗試験
片を切り出し、大越式摩耗試験機により摩擦速度を変化
させて摩耗試験を実施して比摩耗量を測定し、耐摩耗性
を評価した６その結果を第１２図〜第１５図に示す。 なお、試験条件としては、相手材にＦｅ１２を用い、Ｊ
５！耗距離６００！＋＠−最終荷重２．１ｋｇとした。 第１２図〜第１５図、Ｊ、す、Ｓ　ｉＣ、Ａ　Ｑ　２０
ｚ　、　Ｓ　Ｌ３　Ｎ４などの硬質粒子を添加した場合
には、無添加のアルミニウム合金単体の場合に比べ、摩
耗特性が向上しており、特に摩擦速度１．４１＋ｍ／ｓ
以下の低速度域において顕著に現われ、この範囲では全
て比摩耗量が１０−″’ｍｍ／ｋｇオーダーと高耐摩耗
特性を示していることがわかる。」（２）同第２０頁の
第４行目と第５行目の間に次の文章を加入する。 「また、実施例１の場合と同様、焼結鍛造品の一部につ
いて耐摩耗性を評価した。 その結果は第１６図に示すように、ＳｉＣを添加した場
合には、無添加のアルミニウム合金単体の場合に比べ、
摩耗特性が向上しており、特に摩擦速度が１．４１ｍ／
ｓ以下の低速度域において顕著に現われ、この範囲では
全て比摩耗量が１０−”　ｍｍ２／　ｋｇオーダーと高
耐摩耗特性を示している。」 （３）同第２１頁の第１０行目と第１１行目の間に次の
文章を加入する。 ［また、実施例１の場合と同様、焼結鍛造品の一部につ
いて耐摩耗性を評価した。 その結果は第１７図〜第１９図に示すように、ＳｉＣを
添加した場合には、無添加のアルミニウム合金単体の場
合に比べ、摩耗特性が向上しており、特に摩擦速度が１
．１４ｍ／ｓ以下の低速度域において顕著に現われ、こ
の範囲では全て比摩耗量が１０−”　ｍｍ”　／　ｋｇ
オーダーと高耐摩耗特性を示している。」 （４）　　同第３２頁末行の「を示す図である。」の記
載を次の記載に訂正する。 「を示す図であり。 第１２図乃至第１９図は各種アルミニウム合金に硬質粒
子を添加したときの比摩耗量と摩擦速度の関係を示す図
であって、第１２図はＳｉＣ添加ＡΩ−１６％５Ｌ−３
％Ｃｕ−１％Ｍｇ合金の摩耗特性、第１３図はＳｉＣ添
加Ａｌ−１２％５１−３％Ｃｕ−１％Ｍｇ合金の摩耗特
性、第１４図はＳｉＣ添加Ａｌ−２０％Ｓｊ、−３％Ｃ
ｕ−１％Ｍｇ−２％Ｆｅ−５％Ｎ１合金の摩耗特性、第
１５図はＡｌ２０．及びＳ　Ｌ　３　Ｎ　４添加Ａｌ−
１６％５ｉ−３％Ｃｕ−１％Ｍｇ合金の摩耗特性、第１
６図はＳｊＣ添加Ａｌ−８％Ｆｅ−２％ＭＯ合金の摩耗
特性、第１７図はＳｉＣ添加添加２嬉２４ ニ６１ （５）第１２図乃至第１９図として、別紙の図面を追加
する。 第１２図 Ｓ搏遠泉（Ａ１５） 第１３図 摩　　堺　ｉｔ＆（肩／Ｓン 第１４図 清偉よ＋　（−１５） 第１５図 、７９搏ｉｔｓ輸７５） 第１６図 、♀搾連曵（−／Ｓ） 第１７図 厚捏ｉｔ　Ａ　ｒｓ７幻 第１８図 清欅１．Ｌノ炙（浦／Ｓ） 第１９図 ４ｆＩｔ蔑（＝、／ｊ）

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. （１）アルミニウム合金粉末に硬質粒子を２〜４０ｗｔ
   ％添加した混合粉末を常温〜３００℃の温度で成形して
   真密度比７０〜９５％のプリフォームを製造し、次いで
   該プリフォームを４５０〜６００℃の真空又は不活性雰
   囲気中で焼結した後、２００〜５５０℃の温度で鍛造し
   て真密度比９５％以上にすることを特徴とするセラミッ
   クス分散強化型アルミニウム合金の製造方法。
2. （２）前記アルミニウム合金粉末は、重量％で（以下、
   同じ）、Ｓｉ：１０〜３０％を含み、更に必要に応じて
   Ｃｕ：０．５〜５．０％及びＭｇ：０．２〜３．０％の
   １種又は２種を含み、残部が実質的にＡｌからなる組成
   の合金溶湯をアトマイズしたものである特許請求の範囲
   第１項記載の方法。
3. （３）前記アルミニウム合金粉末は、Ｓｉ：１０〜３０
   ％とＦｅ、Ｍｎ及びＮｉのうちの少なくとも１種を１〜
   １５％含み、更に必要に応じてＣｕ：０．５〜５．０％
   及びＭｇ：０．２〜３．０％のうちの１種又は２種を含
   み、残部が実質的にＡｌからなる組成の合金溶湯をアト
   マイズしたものである特許請求の範囲第１項記載の方法
   。
4. （４）前記アルミニウム合金粉末は、Ｆｅ：６〜１０％
   及びＭｏ：１〜４％を含み、残部が実質的にＡｌからな
   る組成の合金溶湯をアトマイズしたものである特許請求
   の範囲第１項記載の方法。
5. （５）前記アルミニウム合金粉末は、Ｃｕ：１．５〜６
   ．０％を含み、残部が実質的にＡｌからなる組成の合金
   溶湯をアトマイズしたものである特許請求の範囲第１項
   記載の方法。
6. （６）前記アルミニウム合金粉末は、Ｓｉ：０．３〜１
   ．８％及びＭｇ：０．４〜１．６％を含み、残部が実質
   的にＡｌからなる組成の合金溶湯をアトマイズしたもの
   である特許請求の範囲第１項記載の方法。
7. （７）前記アルミニウム合金粉末は、Ｚｎ：３．５〜８
   ．０％及びＭｇ：０．５〜３．５％を含み、残部が実質
   的にＡｌからなる合金溶湯をアトマイズしたものである
   特許請求の範囲第１項記載の方法。
8. （８）前記硬質粒子は、ＳｉＣ、Ｓｉ＿３Ｎ＿４及びＡ
   ｌ＿２Ｏ＿３のうちの１種又は２種以上の粒子からなり
   、かつ、粒径が５〜５０μｍのものである特許請求の範
   囲第１項記載の方法。