JPH02225635A - 熱膨張率が低く、耐摩耗性に優れ、且つ、高い靭性を有する、Ａｌ―Ｓｉ合金部材の製造方法 - 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】 ［産業上の利用分野コ この発明は、急冷凝固粉末冶金法によりｌｌ製されたア
ルミニウム合金凝固体を熱間成形して、熱膨張率が低く
、耐摩耗性に優れ、且つ、高い靭性を有する。所定形状
のＡｌ１−５ｉ合金部材を製造する方法に関するもので
ある。

［従来の技術］ 近年、急冷凝固粉末冶金法によって製造された新種の合
金の各方面への応用が期待されている。

急冷凝固粉末冶金法によれば、従来困難とされていた含
有合金元素の均一な固溶および金属間化合物のｌＩ細細
分化化可能となり、さらに、極微細結晶組織が得られる
場合もあるなど、合金の持つ特性を大幅に向上させる。

また、急冷凝固粉末冶金法によれば従来不可能であった
ような組成の合金も実用に供し得る。

このような急冷凝固粉末冶金法によって製造される、ア
ルミニウム合金の１つに、Ａｌ−３ｉ合金がある。Ａｌ
１−９ｉ合金は、広く鋳造用合金として、また一部展伸
用合金として用いられてきた。上述したＡＭ−５ｉ合金
の特徴は、熱膨張率が低いこと。

耐摩耗性および高温強度に優れることにある。これらの
特性は、急冷凝固粉末冶金法の急冷凝固過程において、
アルミニウム地中に晶出分散するＳｉ粒子によってもた
らされる。そして、これらの特性をさらに向上させるた
めには、Ｓ１含有量を増大させることが必要である。し
かしながら、従来の鋳造法においては合金の凝固速度が
遅いため、　Ｓｉ含有量の増加に従って、初晶Ｓ１粒子
の粗大化を生じ、かえって、上述した諸特性の劣化を招
く問題があった。これに対して、急冷凝固粉末冶金法の
登場により、初晶Ｓｉ粒子の粗大化を抑制することは充
分可能となった。さらに、急冷凝固粉末冶金法が登場し
たことによって、従来のＡｌ−３ｉ合金へあまり含有さ
れなかったＦａおよび訃などの遷移金属元素を、合金の
熱膨張率の低下、耐摩耗性および耐高温強度性の向上を
目的として、数−ｔ０％乃至ユ０帆％あるいはこれ以上
含有した、Ａｌ−５ｉ合金が、近年１種々提案されてい
る。

［発明が解決しようとする課題］ しかるに、これらの急冷凝固粉末冶金法により製造した
Ａｎ−５ｉ−遷移金属元素合金を、従来の鋳造法によっ
て製造されたＡｌ−５ｉ合金の主たる用途の１つである
１例えばレシプロ内燃機関のピストンに適用した場合、
前記レシプロ内燃機関の運転中に機械的衝撃および熱衝
撃を受けた場合においては、しばしばその部材に亀裂を
生じ、あるいは前記部材が破壊に至ることが問題となっ
ている。また、素材自体の特性においても、例えば。

引張り試験における破断伸び、あるいはシャルピー試験
の衝撃値などにおいて、急冷凝固粉末冶金法により製造
されたＡｆｌ−５ｉ合金が、従来の鋳造方法によって製
造された合金を下回ることもしばしば生じている。

従って、この発明の目的は、急冷凝固粉末冶金法による
Ａｎ−５ｉ合金の製造方法において、Ｓ１含有量を適正
とすることは勿論のこと、その他の遷移金属元素等の添
加元素の種類および含有量を厳密に調整し、さらに、急
冷凝固粉末冶金法に特有の粉末表面の酸化皮膜による部
材特性への悪影響を最小限に抑えることにより、熱膨張
率が低く。

耐摩耗性に優れ、且つ、高い靭性を有するＡ　Ｑ　−３
ｉ合金部材の製造方法を提供することにある。

［１１題を解決するための手段］ 発明者らは、前述の問題、目的に沿って急冷凝固粉末冶
金法によるＡｆｉ−３ｉ合金の組成および固化成形技術
について鋭意研究を重ね、以下の発明に到達した。

この発明は。

Ｓｉ　：　１８〜２８　ｗｔＪ、 Ｃｕ　：　０．５〜３．５＠ｔＪ、 Ｍｇ　：　０．２〜２．０ｖｔＪ。

下記からなる群から選んだ、少なくとも１つの元素： Ｔｉ　：　０．０３〜０．４０ｗｔ、％、Ｖ：０．０３
〜０，４０ｗｔ、％、 Ｚｒ　：　０．０３〜０．４０ｖｔＪ、Ｃｒ　：　０．
０３〜１．００ｗｔ．％、および、Ｎｉ　：　０．３〜
２．５　ｗｔ、％、但し、Ｔｉ、ＶおよびＺｒの合計量
は、　０．４０ｗｔ、％以下、および。

残り：Ａｉおよび不可避的不純物からなる１０合金を溶
製し、 次いで、前記アルミニウム合金を、１０１℃／ｓｅｃ以
上の冷却速度によって急冷凝固して、粉末または薄片状
の凝固体を調製し。

次いで、前記凝固体を、そのまま、または、予備成形し
、少なくとも１度は５５０℃以下の温度において熱間成
形し、かくして、所定形状の合金部材を得ることに特徴
を有するものであり、さらに、詳しくいえば、 不可避的不純物として、 Ｆｓ　：　０，６ｗｔ、％未満、および。

Ｍｎ　：　０．３ｗｔ．％未満 に規制することに特徴を有するものである。

この発明において、Ａｌ１−Ｓｉ合金の化学成分組成範
囲を、上述のように限定した理由について以下に述べる
。

（１）Ｓｉ： ＳｌはＡｌｌと共晶する関係にある。Ａｌ中に含有され
たＳｉの大半はＳｉ粒子としてｌ地中に晶出する。

Ｓｌの共晶組成は約１２ｗｔ、％Ｓｉであり、これを上
回って含有されたＳｉは初晶Ｓｉとして、他のＳｌは共
晶ＳｉとしてＡ】地中に晶出する。初晶Ｓｉは共晶Ｓｉ
と比べて粗大化しやすく、且つ、初晶Ｓ１の形状は鋭角
的、または針状となる場合もあり、この場合の初晶Ｓ上
は合金製造時の凝固速度および冷却速度が遅い場合には
、Ａｆｌ−Ｓｉ合金の靭性を低下させる。

急冷凝固粉末冶金法によってＡｌ−Ｓｉ合金を製造する
場合においても、初晶Ｓｉは共晶Ｓｉよりも粒子径が大
きいが、初晶Ｓｉの粒子径を約２０μ園を超えない値と
することは容易である。Ｓｉ粒子はＡｌ地と比較して熱
膨張率が低く、高い硬度を有する。

さらに、急冷凝固粉末冶金法によって製造されるＡｎ−
Ｓｉ合金は、金属間化合物が微細分散化される。かくし
て、急冷凝固粉末冶金法によって製造されたＡｌ１−Ｓ
ｉ合金は、熱膨張率が低く、且つ、耐摩耗性および高温
強度に優れている。

本発明において、Ｓｉ含有量の下限は、従来の鋳造用＾
Ｑ−３ｉ合金との比較において定められた。

すなわち、　Ａｆｌ　−１２ｗｔＪＳｉ合金は、Ｉ進用
、特にピストン用の合金として広く用いられている０次
に、Ａｌ　−１７ｗｔ、％ＳＬ合金は、耐摩耗性を有す
る鋳造用の合金として、一部の用途に用いられている。

さらに、Ａｎ−２３ｗｔ　、％Ｓｔ合金は、靭性が低過
ぎる難点が有るものの、鋳造用の合金として特殊な用途
に少量使用されている０本発明においては、これらの鋳
造合金と熱膨張率がほぼ同等または低率となるように、
Ｓｉの含有量を１８ｗｔ、％以上と限定した。　Ｓｉ含
有量の増加に比例して１合金の熱膨張率は低下するが、
一方、Ｓｉ含有量が２８ｗｔ、ｌを超えると、合金の靭
性は急速に低下する。従って、　Ｓｉ含有量は、１８〜
２８ｖｔＪの範囲内に限定すべきである。但し１合金の
靭性は、その他の同時添加元素の含有量によっても大き
く低下する場合があるので、この場合には、Ｓｉ含有量
を２８ｗｔ、％よりも少なくすることが好ましい。

（２）Ｃｕ： 純２元のＡｎ−Ｓｉ合金は、急冷凝固粉末冶金法によっ
て製造しても、十分な強度を得ることは不可能であり、
前記合金に実用的な強度を付与するには、他に添加元素
を必要とする。　Ｃｕは合金の固溶硬化、および、合金
に適当な焼入れ、焼戻しからなる熱処理を施すことによ
り、前記合金の時効による析出硬化をもたらす作用があ
る。一方、Ｃｕは、Ａｆｉ　　および他の添加元素と金
属間化合物を形成して粗大に晶出すると、合金の靭性を
低下させる０本発明において、Ｃｕ含有量が０，５ｗｔ
、１未満では、上述した作用に所望の効果が得られず、
十分な強度が得られない、一方、Ｃｕ含有量が３．５ｗ
ｔ、％を超えると、合金の靭性の低下が著しい、従って
。

Ｃｕ含有量は０．５〜３．５ｗｔ、％の範囲内に限定す
べきである。

（３）Ｍｇ： Ｍｇは固溶硬化により、Ａｌ２−Ｓｉ合金の強度を増加
させる作用を有している。さらに、Ｍ、はＣＵと同時に
Ａｌ１−Ｓｉ合金中に添加することにより、時効による
析出硬化を増大させ、Ａｆｌ−Ｓｉ合金の強度を増加さ
せる作用を有している。一方、Ｍｇは特にＳｌと金属間
化合物を形成して晶出し１合金の靭性を低下させる。　
さらに、　Ｍｇを含有する＾悲合金を溶融したときは、
溶湯表面が酸化されやすく、前記溶湯表面に酸化アルミ
ニウム皮膜および酸化マグネシウム皮膜が形成する。急
冷凝固粉末冶金法によって、＾ａ８合金材を製造する過
程において、Ａｌ　合金の溶製中、保持中、および急冷
凝固中の微細液滴または液流の表面に、上述した酸化物
皮膜が形成されると、急冷強固によって得られた。

凝固粉末、薄片およびリボンなどの凝固体の表面に上述
の酸化物が残留する。残留した酸化物は。

前記凝固体を固化成形することにり、そのまま固化成形
された合金部材中の介在物となり、合金部材の靭性を著
しく低下させる。上述した。酸化皮膜の形成は、溶湯の
温度、雰囲気およびＭｇ含有量などの因子の影響を受け
る。従って、これらの因子は厳密に調整される必要があ
る１本発明において、Ｍｇ含有量が０．２ｗｔ．％未満
では、上述した作用に所望の効果が得られず、十分な強
度が得られない、一方、Ｋｇ含有量が２．Ｏｕｔ、％を
超えると、金属間化合物の晶出および酸化物の増加によ
って、合金の靭性の低下が著しい、従って、にｇ含有量
は０．２〜２．Ｏｗｔ、％の範囲内に限定すべきである
。

（４）　　Ｔｌ＋　Ｖ、　Ｚｒ、　Ｃｒ：Ｔｉ、　Ｖ、
　Ｚｒおよびｃｒは、いずれもＡｌにはほとんど固溶せ
ず、Ａｌと金属間化合物を形成して粗大に晶出する場合
が多い。　しかしながら、Ｔｉ　、　Ｖ　、　Ｚｒおよ
びＣｒをいずれも比較的少量含有し、即ち、Ｔｊ、。

ＶおよびＺｒにおいては各々約０．２ｗｔ．Ｚ以下、　
Ｃｒにおいては約０．３ｖｔＪ以下を含有し、従来の鋳
造法によって約り℃／ｓｅｅ以上の凝固速度によって製
造された展伸用Ａｌ２合金おいては、Ａｌと上記元素と
の金属間化合物が、約０．１μｍ以下の微細な析出物と
してＡｌ地中に分散し、これにより、前記ＡＩ２合金の
、室温から高温までの強度上昇、および、靭性の向上に
効果があることが知られている。急冷ｗｉ同粒粉末冶金
法おいては、溶製された合金の凝固速度が高いほど、Ｔ
ｉ、　Ｖ、　ＺｒおよびＣｒを、上述した従来の含有量
の上限を超えて添加しても、粗大な金属間化合物の晶出
を抑制でき、従って。

合金の強度および靭性の向上に効果がある。しかしなが
ら、　Ｔｉ、　Ｖ、　ＺｒおよびＣｒを含有することに
より１合金が完全に溶融する温度は著しく高温化される
１例えば、Ａｌ　−１，ＯｗｔＪＴｉ合金の融点は約９
００℃に達する。このため、　Ｔｉ、　Ｖ、　Ｚｒおよ
びＣｒの多量の含有は、粗大品出物に因る合金の靭性の
低下を招くだけでなく、　Ａｆｌ　　合金、特にＭｇを
含有するへ〇合金の溶湯の表面酸化を増大させ、急冷凝
固粉末冶金法で得られる合金部材の靭性を低下させる６
本発明において、Ｔｘ、　ｖｌ　Ｚｒ、およびＣｒの少
なくとも１つの元素を含有させる場合において、各々の
含有量が０，０３ｗｔ．１未満では上述した作用に所望
の効果が得られず、強度および靭性の向上効果が不十分
である。一方、　Ｔｉ、　ＶおよびＺｒの含有量が各々
０．４０ｗｔ．％を超え、およびＴｉ、　ＶおよびＺｒ
の含有量の合計が０．４０ｗｔ、％を超えさらに、Ｃｒ
の含有量が１．ｏｗｔ、％を超えると、靭性の低下が著
しい。

従って、Ｔｉ、　Ｖ、およびＺｒ　（７）含有量は０．
０３〜０，４０ｗｔ、Ｌの範囲内に但し、Ｔｉ、Ｖ、お
よびＺｒの含有量の合計は０．４０ｗｔＪ０ｖｔＪ以下
ｒ含有量は０．３〜２．５ｗｔ、％の範囲内に、各々限
定すべきである。

（５）　　Ｎｉ： Ｎｉへは、合金の高温強度の向上に効果がある。

数種の鋳造用１合金には、約１　、５ｗｔ、％以下のＮ
ｉが含有されており、Ｎｉが主として合金の高温強度の
向上に効果があることは従来から、知られている。急冷
凝固粉末冶金法によってＡｌ−５Ｌ合金部材を製造する
場合において、Ａｌ−３Ｌ合金に対してＮｉを含有させ
ると、Ａｌ−Ｎｉ金属間化合物の微細分散によって、合
金の高温強度の向上に一暦の効果が有り、さらに、合金
の熱膨張率の低下、耐摩耗性の向上にも一定の効果が得
られる。また、Ａ（１−５ｉ合金に約６．Ｏｗｔ．％以
下のＮｉを含有させると。

＾Ｑ−５ｉ合金の融点は低下し、前記合金の溶湯の表面
酸化の増大が抑制される。さらに、Ａｌ−３Ｌ合金に適
当量のＮｉを含有させることにより、Ａｌ−３ｉ合金の
靭性は若干上昇するか、または、靭性には影響を及ぼさ
ない８本発明において、Ｎｉ含有量が０．３ｗｔ、％未
満では合金の高温強度の増加、熱膨張率の低下および耐
摩耗性の向上に所望の効果が得られない、一方、Ｎｉ含
有量が２．５ｗｔＪを超えると合金の靭性が低下する。

従って、Ｎ１含有量は０．３〜２゜５ｗｔ、％の範囲内
に限定すべきである。

（６）　　Ｆｅ、　Ｍｎ　： 不可避的不純物としてのＦｅおよびにｎの含有量の規制
は１合金の靭性の向上および耐熱衝撃性の向上に効果が
ある。　ＦａおよびＭｎが高ＳＬの＾Ｑ−５Ｌ合金に含
有されると、　Ａｌ１−５Ｌ−ＦａおよびＡ（１−５ｉ
−−Ｍｎの形で金属間化合物が晶出する。これらの金属
間化合物は合金の熱膨張率の低下や耐摩耗性の向上には
一定の効果を有するものの、靭性および耐熱衝撃性を低
下させる。特に、急冷凝固粉末冶金法によって、溶融し
たＡｆｉ−５ｌ合金を１０２〜１０””Ｃ／ｓｓｅの範
囲の凝固速度によって凝固すると、上述の金属間化合物
は、粗大且つ針状の晶出物となり、合金の靭性は著しく
低下する。また、　Ｍｎは合金の熱伝導率を小さくして
耐熱衝撃性を劣下させる効果が大きい、従って１本発明
において、不可避的不純物であるＦｅ含有量は０．６ｗ
ｔ、Ｘ未満、１含有量は０．３ｗｔ、Ｘ未満に限定する
ことにより、Ａ１１ｌ−５ｌ合金部材の靭性をさらに向
上させることができる。

次に、急冷凝固および固化成形条件を上述のように限定
した理由を以下に述べる。

上述した組成範囲の合金は、公知の手段によって溶製す
る。前記合金は、上述した組成範囲の限定によって、約
８００℃未満且つｇｏｏ℃近傍の所定温度で、溶融によ
る全成分の完全な均一な合金化が容易に達成される。

溶製された合金は、１０３℃／ｓｅｅ以上の冷却速度に
よって粉末または薄片状の凝固体に形成される。

溶製された合金は適当な冷却媒体によって急冷凝固され
るが、冷却媒体への急速な熱伝達を達成する必要がある
ことから、ＩＸ固体は粉末または薄片状に形成される。

１０２℃／９８ｃ以上の冷却速度を必要とする理由は、
冷却速度が１０２℃／ｓｅｅ未滴の場合には、粗大な晶
出物が生じ、合金の強度および靭性が不十分となるので
これを避けるためである。

急冷凝固手段としては、最も経済性および量産性に優れ
た空気アトマイズ法を用いるのが好ましい。

他の急冷凝固手段５例えば単ロール法など、空気アトマ
イズ法よりも高い冷却速度が得られる急冷凝固手段も実
用化されつつあるが、単ロール法は経済性に劣り不利で
あるとともに、過度に高い冷却速度によって急冷凝固を
行なうと、かえってＳ１粒子が微細となり過ぎ、合金の
耐摩耗性をむしろ低下させる場合もある。

次に、固化成形条件について述べる。

本発明においては、急冷凝固によってｒＡｓｌされた前
記凝固体を、そのまま、または、予備成形し、少なくと
も１度は、５５０℃以下の温度において熱間成形するこ
とが必要である。

粉末または薄片状の凝固体は、適当な方法によって合金
部材に固化成形されるが、Ａｌ金合金粉末または薄片に
おいては強固な酸化皮膜の存在により同化が阻害される
ので、熱間において、そしてさらに比較的大きな成形圧
力の付与により酸化皮膜を破壊して粉末間または薄片間
の金属結合を達成することが重要である。この熱間成形
において十分な塑性流動を付与することにより、合金表
面に形成される酸化皮膜の破壊、および、金属結合の達
成を確実に行なわせることが好ましい、このためには、
熱間成形の温度は３５０℃以上であることが好ましい、
ただし、成形圧力が高く、塑性流動が十分化ずる条件に
おいては、より低温での熱間成形が可能である。一方、
熱間成形温度が高過ぎると、金属間化合物が著しく粗大
化し、または、一部再溶解が生じて、合金部材の強度お
よび靭性が低下する。従って、熱間成形温度は、５５０
℃以下とすべきである。

上述した熱間成形は、鍛造、押出、金型成形および静水
圧成形などの公知の手段により行うことができる。また
、熱間成形に先立って、金型成形および静水圧成形など
による冷間予備成形を行なうことにより、経済性および
量産性を向上することができる。さらに、熱間成形に先
立って、あるいは熱間成形と同時に真空引きまたは不活
性雰囲気の導入による脱ガスを行なうことは、健全な合
金部材を得るのに効果的である。

以上述べたように、固化成形された合金部材は、理論密
度に対しほぼ１００％の相対密度を有し、実質的に部材
内部に空隙を有していないことが必要であり、上述の方
法により達成することができる。

［実施例］ 次に、この発明を実施例により説明する。

第１表に示す成分組成の１０種の本発明合金部材翫１〜
１０．および８種の比較合金部材ＮＱＩ〜８を以下に述
べるように製造した。即ち、あらかじめ推定された各合
金組成に対する融点を約１００℃上回る温度で、各々所
定の成分組成となるように溶製し、保持した１本発明合
金部材＆１〜１０および比較合金部材Ｍｉｌｌｉ〜３，
８に対する保持温度は約７６０〜８４０℃であった。一
方、比較合金部材ＮＱ４〜７に対する保持温度は８７０
〜９４０℃を必要とした１次いで、各組成の合金溶湯を
空気アトマイズ法により急冷凝固粉末に固化した。そし
て、固化した凝固粉末から、ふるい分けにより一３２メ
ツシュ（ふるいの目開き５００μｍ）の粉末を選別した
。そして、ふるい分けた一３２メツシュの粉末の一部を
、さらにふるい分けによって分赦し粒度分布を調べたと
ころ、各組成の粉末で一３５０メツシュ（ふるいの目開
き４４μｍ）の粉末の累積重量％は約５０〜６０％であ
った１次いで、各組成の急冷凝固粉末の少量を樹脂に埋
め込み、研摩して光学！１１微鏡により粉末の断面組織
をｗ４祭し、２次デンドライト・アーム間隔を測定して
冷却速度を調べたところ、約５００μ園の粉末の冷却速
度は約１０２℃／ｓｅｅであった。

これらの急冷凝固粉末を４００℃の温度で特殊金型を用
い真空熱間プレスし、脱ガスを行ない、脱ガスを行なう
と同時に相対密度約９０％、直径２００■のビレットに
固化成形した。これらのビレットを４５０℃の温度で熱
間押出により成形し。

押出比２５で、直径４０ｎａの丸棒を製造した。調質は
特に実施せず、押出のまま（Ｆｉｌ）とした。

従来の鋳造用Ａｌ−５ｉ合金との比較のため、ＪＩＳＡ
Ｃ８ＡおよびＪＩＳ　ＡＣ９Ａ　（成分組成は第１表に
併せて示した）を溶製し、　ＪＩＳ舟形に鋳造し、　焼
戻して丁５１１質とした。

上述した本発明合金部材島１〜１０．比較合金部材魔１
〜８、および、比較鋳造部材ＪＩＳ　ＡＣ８ＡおよびＡ
Ｃ９Ａに対し、以下に述べる試験を行ない、引張り性質
、靭性、耐摩耗性および熱膨張について調べた。これら
の試験の結果を第２表に示す。

（１）引張り性質 各部材に対し、室温および３００℃の温度で引張り試験
を行ない、各部材の引張り強さ（ｋｇｆ／ｍ”）および
伸び（％）を調べた。

（２）　　靭性 各部材に対し、室温においてシャルピー衝撃試験を行な
い、シャルピー衝撃値（ｋｇ−ｍ／ａＪ）を調べた。

（３）耐摩耗性 各部材に対し、乾式入滅式摩耗試験を行ない。

比摩耗量（１０１■’／ｋｇ）を調べた。試験条件は。

相手材ヲＦＣ３０ｇ鉄トシ、面圧が２　ｋｇｆ／ｄ、　
　摺動距離が２００ｍ、摺動速度が３．８ｍ／ｓｅｃで
あった。

（４）熱膨張性 ２５〜３００℃の温度範囲での各合金部材の熱膨張を複
数回測定し、平均の熱膨張係数（１０−“７℃）を調べ
た。

第１表 第１表および第２表から明らかなように、本発明合金部
材＆１〜１０は、室温の引張り強さがいずれも約４０ｋ
ｇｆ／■１以上で、従来の鋳造用１−５１合金ＪＩＳ　
ＡＣ８ＡおよびＡＣ９Ａの引張り強さを１０ｋｇｆ／１
Ｉ１２以上上回り、伸びも４％以上でＪＸＳ　ＡＣ８Ａ
の３倍以上である。さらに、３００℃の引張り強さも１
２ｋｇｆ／■２以上で、ＡＣ８Ａに対し約５０％以上向
上している。

本発明合金部材＆１〜１０のシャルピー衝撃値は１．８
ｋｇ−ｍ／ａｊ以上で、従来の高強度展伸用Ａｌ金合金
表示せず）に匹敵する靭性を有している。

本発明合金部材ＮＧ１〜・１０の比摩耗量および熱膨張
係数は、　ＪＩＳ　ＡＣ９Ａにほぼ匹敵する。

ＪＩＳ　ＡＣ９Ａは、粗大Ｓｉ晶出物の存在により著し
く靭性が劣り、さらに、切削性にも大きな問題があるた
め、その用途は極く限られているのに対し。

本発明合金は、急冷凝固法により８１晶出物が微細とな
って、靭性、切削性が大幅に改善され、さらに耐摩耗性
および熱膨張性について、ＪＩＳ　ＡＣ９＾と同等以上
の特性を示すことから、その応用範囲は非常に広い。

なお、本発明合金部材においては、押出などの熱間成形
を行ない、次いで得られた合金部材に焼戻し処理を行な
いＴ５調質とする、あるいは、同様に熱間成形を行ない
、次いで溶体化し、焼入れ処理を施し、室温放置してＴ
４調質とする、さらに、前記室温放置後焼戻してＴ６ま
たはＴ１＠質とする、などの熱処理により、靭性を若干
犠牲として、室温乃至約３００℃の強度を増加させるこ
とも可能である。

これに対して、比較合金部材Ｍａｌ〜８は、急冷凝固粉
末冶金法により、本発明合金部材と同様の製造方法によ
って調製されたが、化学組成成分において、いずれも本
発明の限定範囲を外れている。

Ｔｉ、　Ｖ、　Ｚｒ、　ＣｒおよびＮ１の遷移金属元素
が含有されていない比較合金部材動１は、３００℃の温
度での引張り強さが劣っていた。

Ｓ１含有量が本発明の限定範囲を外れて高い比較合金部
材＆２は、シャルピー衝撃値が低く、靭性が劣っていた
。

Ｎｉ含有量が本発明の限定範囲を外れて高い比較合金部
材翫３は、シャルピー衝撃値が低く、靭性が劣っていた
。その理由は、粗大な金属間化合物の晶出にある。

Ｃｒ含有量が本発明の限定範囲を外れて高い比較合金部
材＆４．Ｚｒ含有量が本発明の限定範囲を外れて高い比
較合金部材Ｎｎ５．Ｔｉ、ＶおよびＺｒの含有量の合計
が本発明の限定範囲を外れて高い比較合金部材＆６は、
いずれもシャルピー衝撃値が低く、靭性が劣っていた。

その理由は、粗大な金属間化合物の晶出、および１合金
の溶製、保持温度が上昇した結果、粉末中の酸化物量が
増大したことが挙げられる。

不純物としてのＦａ含有量が、本発明の規制範囲を超え
ている比較合金部材４７．Ｍｎ含有量が本発明の規制範
囲を超えている比較合金部材ＮＱ８は、シャルピー衝撃
値が低く、靭性が劣っており、　Ｆｅまたはにｎ含有量
の増加がシャルピー衝撃値を低下させることを示してい
る。

［発明の効果］ 以上説明したように、この発明の製造方法によれば、従
来の鋳造用Ａｌ−５ｉ合金と同等以上の耐摩耗性を有し
、熱膨張率が低く、且つ、靭性が著しく改善されたＡΩ
−５ｉ合金部材が提供される。

また、この発明のＡ（Ａ−５ｉ合金部材は、　切削性お
よび高温強度も改善されている。従って、例えば、自動
車、二軸車などのレシプロ内燃機関のピストンの材料と
して用いれば、寸法精度の向上および軽量化によって、
内燃機関の特性を向上させることが可能となる。また、
産業機器の摺動部品であって、従来は靭性などが不足す
るため、軽量のアルミニウム合金部材の使用が困難であ
ったものへの適用も可能になる。このように、この発明
によれば、幾多の工業上有用な効果がもたらされる。

出願人　　三菱アルミニウム株式会社 代理人　　潮　　谷　　京　津　夫

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　Ｓｉ：１８〜２８ｗｔ．％、 Ｃｕ：０．５〜３．５ｗｔ．％、 Ｍｇ：０．２〜２．０ｗｔ．％、 下記からなる群から選んだ、少なくとも１つの元素： Ｔｉ：０．０３〜０．４０ｗｔ．％、 Ｖ：０．０３〜０．４０ｗｔ．％、 Ｚｒ：０．０３〜０．４０ｗｔ．％、 Ｃｒ：０．０３〜１．００ｗｔ．％、 Ｎｉ：０．３〜２．５ｗｔ．％、 但し、Ｔｉ、ＶおよびＺｒの合計量は、０．４０ｗｔ．
   ％以下、および、 残り：Ａｌおよび不可避的不純物。 からなるＡｌ合金を溶製し、 次いで、前記Ａｌ合金を、１０＾２℃／ｓｅｃ以上の冷
   却速度によって急冷凝固して、粉末または薄片状の凝固
   体を調製し、 次いで、前記凝固体を、そのまま、または、予備成形し
   、少なくとも１度は５５０℃以下の温度において熱間成
   形し、かくして、所定形状の合金部材を得ることを特徴
   とする、熱膨張率が低く、耐摩耗性に優れ、且つ、高い
   靭性を有する、Ａｌ−Ｓｉ合金部材の製造方法。 ２　前記不可避的不純物としてのＦｅ、Ｍｎの含有量は
   、Ｆｅ：０．６ｗｔ．％未満、および、 Ｍｎ：０．３ｗｔ．％未満、 である、請求項１記載の、熱膨張率が低く、耐摩耗性に
   優れ、且つ、高い靭性を有する、Ａｌ−Ｓｉ合金部材の
   製造方法。