JP3234379B2 - 耐熱アルミニウム粉末合金 - Google Patents
耐熱アルミニウム粉末合金Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐熱Ａｌ合金粉末を接
合一体化した耐熱、耐摩耗性を備えた粉末合金に関す
る。
合一体化した耐熱、耐摩耗性を備えた粉末合金に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】自動車や自動二輪車等の内燃機関に使用
される部品、例えばピストンや連節棒あるいはブレーキ
ロータ等は、高温下での激しい運動に耐える強度を有す
るものでなければならない。一方、近年、自動車等の軽
量化や省エネルギーの見地から部品の軽量化が望まれて
いる。このため、前記高温強度が要求される部品につい
てもアルミニウム合金が使用されるようになってきてい
る。かかる高温強度に優れる耐熱アルミニウム合金とし
て、Ｓｉを１３wt％程度以上含有したＡｌ−Ｓｉ粉末合
金がある。該粉末合金は微細な初晶Ｓｉが基地中に分散
しており、耐熱性等の高温特性に優れる。前記Ａｌ−Ｓ
ｉ粉末合金は、その急冷凝固粉末を単独で、あるいはＳ
ｉＣ粉末等の分散強化材と共に熱間塑性加工されて、粉
末同士が接合一体化されて製造される。
される部品、例えばピストンや連節棒あるいはブレーキ
ロータ等は、高温下での激しい運動に耐える強度を有す
るものでなければならない。一方、近年、自動車等の軽
量化や省エネルギーの見地から部品の軽量化が望まれて
いる。このため、前記高温強度が要求される部品につい
てもアルミニウム合金が使用されるようになってきてい
る。かかる高温強度に優れる耐熱アルミニウム合金とし
て、Ｓｉを１３wt％程度以上含有したＡｌ−Ｓｉ粉末合
金がある。該粉末合金は微細な初晶Ｓｉが基地中に分散
しており、耐熱性等の高温特性に優れる。前記Ａｌ−Ｓ
ｉ粉末合金は、その急冷凝固粉末を単独で、あるいはＳ
ｉＣ粉末等の分散強化材と共に熱間塑性加工されて、粉
末同士が接合一体化されて製造される。
【０００３】また、他の耐熱アルミニウム合金として、
Ｆｅを過飽和に含有したＡｌ−Ｆｅ合金の急冷凝固粉末
を熱間塑性加工により粉末同士を接合一体化した粉末合
金がある。例えば、特開昭６２−４７４４８号公報に
は、Ｆｅを１０ｗｔ％以上過飽和に含有した耐熱アルミ
ニウム合金粉末の熱間押出成形材が開示されている。
Ｆｅを過飽和に含有したＡｌ−Ｆｅ合金の急冷凝固粉末
を熱間塑性加工により粉末同士を接合一体化した粉末合
金がある。例えば、特開昭６２−４７４４８号公報に
は、Ｆｅを１０ｗｔ％以上過飽和に含有した耐熱アルミ
ニウム合金粉末の熱間押出成形材が開示されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ａｌ合
金粉末の表面には酸化膜が形成されているため、かかる
耐熱Ａｌ合金粉末を一体化するには粉末表面の酸化皮膜
を分断、破砕して基地同士を一体化する必要がある。こ
のため、従来、高価な高出力の熱間押出機や熱間鍛造機
が必要とされていた。一方、熱間加圧成形による場合、
比較的簡単な装置で実施できるが、粉末表面の酸化膜の
ため、粉末同士の接合強度引いては粉末合金の強度が不
足するという問題がある。また、従来のＡｌ合金粉末
は、高温強度に優れるも高温での耐摩耗性が劣るという
問題もあった。
金粉末の表面には酸化膜が形成されているため、かかる
耐熱Ａｌ合金粉末を一体化するには粉末表面の酸化皮膜
を分断、破砕して基地同士を一体化する必要がある。こ
のため、従来、高価な高出力の熱間押出機や熱間鍛造機
が必要とされていた。一方、熱間加圧成形による場合、
比較的簡単な装置で実施できるが、粉末表面の酸化膜の
ため、粉末同士の接合強度引いては粉末合金の強度が不
足するという問題がある。また、従来のＡｌ合金粉末
は、高温強度に優れるも高温での耐摩耗性が劣るという
問題もあった。
【０００５】本発明はかかる問題に鑑みなされたもの
で、高温での粉末同士が容易に接合一体化される、換言
すると圧縮強度が大きく、更には高温での耐摩耗性の優
れた耐熱アルミニウム粉末合金を提供することを目的と
する。
で、高温での粉末同士が容易に接合一体化される、換言
すると圧縮強度が大きく、更には高温での耐摩耗性の優
れた耐熱アルミニウム粉末合金を提供することを目的と
する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の耐熱アルミニウ
ム粉末合金は、耐熱Ａｌ合金粉末と分散強化用粉末とＮ
ｉ粉末の混合粉末が前記耐熱Ａｌ合金の液相開始温度以
上で熱間加工により接合一体化されてなる耐熱アルミニ
ウム粉末合金であって、 前記分散強化用粉末の化学組成
が、重量％でＳｉ：３０〜５０％、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｆｅが
Ｎｉ：５〜２０％、Ｃｕ：３〜１５％、Ｆｅ：１〜１０
％の範囲内で総計：２０〜３５％を本質的に含有し、残
部が実質的にＡｌからなるＳｉ−Ａｌ系 合金粉末であ
り、かつ耐熱Ａｌ合金粉末と、Ｎｉ粉末の配合量は、後
者の粉末が混合粉末に対して、２０〜５０ｗｔ％であ
り、分散強化用粉末が前記混合粉末に対して５〜８０ｗ
ｔ％であることを特徴とする(請求項１）。
ム粉末合金は、耐熱Ａｌ合金粉末と分散強化用粉末とＮ
ｉ粉末の混合粉末が前記耐熱Ａｌ合金の液相開始温度以
上で熱間加工により接合一体化されてなる耐熱アルミニ
ウム粉末合金であって、 前記分散強化用粉末の化学組成
が、重量％でＳｉ：３０〜５０％、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｆｅが
Ｎｉ：５〜２０％、Ｃｕ：３〜１５％、Ｆｅ：１〜１０
％の範囲内で総計：２０〜３５％を本質的に含有し、残
部が実質的にＡｌからなるＳｉ−Ａｌ系 合金粉末であ
り、かつ耐熱Ａｌ合金粉末と、Ｎｉ粉末の配合量は、後
者の粉末が混合粉末に対して、２０〜５０ｗｔ％であ
り、分散強化用粉末が前記混合粉末に対して５〜８０ｗ
ｔ％であることを特徴とする(請求項１）。
【０００７】また、本発明の耐熱アルミニウム粉末合金
は、耐熱Ａｌ合金粉末の粒度が５９０μｍ以下、分散強
化用粉末及びＮｉ粉末の粒度がそれぞれ１０μｍ以下で
ある（請求項２）。
は、耐熱Ａｌ合金粉末の粒度が５９０μｍ以下、分散強
化用粉末及びＮｉ粉末の粒度がそれぞれ１０μｍ以下で
ある（請求項２）。
【０００８】
【作用】耐熱Ａｌ合金粉末分散強化用粉末とＮｉ粉末と
の混合粉末を耐熱Ａｌ合金粉末の液相開始温度以上で熱
間加工すると、耐熱Ａｌ合金粉末の溶融部分とＮｉとが
反応して、耐熱Ａｌ合金の共晶温度以上のＮｉ−Ａｌ金
属間化合物が溶融部に分散生成するため、高温強度が向
上する。例えば、耐熱Ａｌ合金粉末としてＡｌ−Ｓｉ合
金粉末を用いた場合、溶融凝固部はＳｉとＮｉ−Ａｌ金
属間化合物からなる。またＡｌ−Ｆｅ合金粉末を用いた
場合、Ｆｅ3 ＡｌとＮｉ−Ａｌ金属間化合物からなる。
このＮｉ−Ａｌ金属間化合物の融点はＮｉＡｌ3 が８５
５℃、Ｎｉ2 Ａｌ3 が１１３５℃、ＮｉＡｌが１６４０
℃、Ｎｉ3 Ａｌが１３９７℃であり、元の耐熱Ａｌ合金
の共晶点（Ａｌ−Ｓｉ合金では５７０℃、Ａｌ−Ｆｅ合
金では６４０℃）が消えるため、耐熱性に優れた粉末合
金が得られる。
の混合粉末を耐熱Ａｌ合金粉末の液相開始温度以上で熱
間加工すると、耐熱Ａｌ合金粉末の溶融部分とＮｉとが
反応して、耐熱Ａｌ合金の共晶温度以上のＮｉ−Ａｌ金
属間化合物が溶融部に分散生成するため、高温強度が向
上する。例えば、耐熱Ａｌ合金粉末としてＡｌ−Ｓｉ合
金粉末を用いた場合、溶融凝固部はＳｉとＮｉ−Ａｌ金
属間化合物からなる。またＡｌ−Ｆｅ合金粉末を用いた
場合、Ｆｅ3 ＡｌとＮｉ−Ａｌ金属間化合物からなる。
このＮｉ−Ａｌ金属間化合物の融点はＮｉＡｌ3 が８５
５℃、Ｎｉ2 Ａｌ3 が１１３５℃、ＮｉＡｌが１６４０
℃、Ｎｉ3 Ａｌが１３９７℃であり、元の耐熱Ａｌ合金
の共晶点（Ａｌ−Ｓｉ合金では５７０℃、Ａｌ−Ｆｅ合
金では６４０℃）が消えるため、耐熱性に優れた粉末合
金が得られる。
【０００９】一方、分散強化用粉末として、本発明では
前記特定組成のＳｉ−Ａｌ系合金粉末を用いる。このＳ
ｉーＡｌ系合金粉末は、Ｓｉ、Ａｌをベースとしている
ため、軽量であり、高硬度（Hv７００〜１０００）で耐
熱耐摩耗性も良好であり、またＮｉ−Ａｌ系の耐熱アル
ミナイドの生成により、高温での強度が保持される。更
に、Ｃｕ−Ａｌ系の硬質化合物が耐摩耗性を向上させる
と共に、５３０〜７５０℃程度の広範囲にわたり、極少
量の液相を段階的に溶出する。このため、耐熱Ａｌ合金
との接合性も良好であり、高温での潤滑性を発揮する。
該Ｓｉ−Ａｌ系合金粉末の熱間加工温度は好ましくは６
５０℃以下とするのがよい。６５０℃以下では急冷凝固
組織が維持されるが、６５０℃を越えると組織が変化す
るようになるからである。
前記特定組成のＳｉ−Ａｌ系合金粉末を用いる。このＳ
ｉーＡｌ系合金粉末は、Ｓｉ、Ａｌをベースとしている
ため、軽量であり、高硬度（Hv７００〜１０００）で耐
熱耐摩耗性も良好であり、またＮｉ−Ａｌ系の耐熱アル
ミナイドの生成により、高温での強度が保持される。更
に、Ｃｕ−Ａｌ系の硬質化合物が耐摩耗性を向上させる
と共に、５３０〜７５０℃程度の広範囲にわたり、極少
量の液相を段階的に溶出する。このため、耐熱Ａｌ合金
との接合性も良好であり、高温での潤滑性を発揮する。
該Ｓｉ−Ａｌ系合金粉末の熱間加工温度は好ましくは６
５０℃以下とするのがよい。６５０℃以下では急冷凝固
組織が維持されるが、６５０℃を越えると組織が変化す
るようになるからである。
【００１０】以上のことより、熱間加工温度は、液相開
始温度より若干高温に設定するのがよい。あまり高くし
ても効果がなく、金型温度は低い方がよい。以下、Ｓｉ
−Ａｌ系合金粉末の成分限定理由を下記に示す。単位は
重量％である。 Ｓｉ：３０〜５０％ Ｓｉは主として耐摩耗性確保および軽量化のために添加
される。３０％未満ではこれらの作用、特に耐摩耗性が
不足し、一方５０％を越えると材質が脆くなる。
始温度より若干高温に設定するのがよい。あまり高くし
ても効果がなく、金型温度は低い方がよい。以下、Ｓｉ
−Ａｌ系合金粉末の成分限定理由を下記に示す。単位は
重量％である。 Ｓｉ：３０〜５０％ Ｓｉは主として耐摩耗性確保および軽量化のために添加
される。３０％未満ではこれらの作用、特に耐摩耗性が
不足し、一方５０％を越えると材質が脆くなる。
【００１１】Ｎｉ：５〜２０％ ＮｉはＮｉＡｌ、Ｎｉ2 Ａｌ3 、ＮｉＡｌ3 等のＮｉ−
Ａｌ系の耐熱アルミナイドを生成させるために含有され
る。また、耐食性向上に寄与する。５％未満では耐熱ア
ルミナイド量が不足し、一方２０％を越えるとコスト高
の要因になると共に合金の融点が高くなり、溶解が困難
になる。 Ｃｕ：３〜１５％ Ｃｕは耐食性向上に寄与するほか、Ｃｕ3 Ａｌ、ＣｕＡ
ｌ2 等の固体潤滑作用を有する硬質アルミナイドを生成
させるために含有される。３％未満ではアルミナイド量
が不足し、一方、１５％を越えるとアルミナイド量が過
多となり、材質が脆化する。
Ａｌ系の耐熱アルミナイドを生成させるために含有され
る。また、耐食性向上に寄与する。５％未満では耐熱ア
ルミナイド量が不足し、一方２０％を越えるとコスト高
の要因になると共に合金の融点が高くなり、溶解が困難
になる。 Ｃｕ：３〜１５％ Ｃｕは耐食性向上に寄与するほか、Ｃｕ3 Ａｌ、ＣｕＡ
ｌ2 等の固体潤滑作用を有する硬質アルミナイドを生成
させるために含有される。３％未満ではアルミナイド量
が不足し、一方、１５％を越えるとアルミナイド量が過
多となり、材質が脆化する。
【００１２】Ｆｅ：１〜１０％ ＦｅはＮｉと同様、耐熱性および熱間強度を向上させる
作用を有する。１％未満ではかかる作用が不足し、一方
１０％を越えると脆いＦｅ−Ａｌ金属間化合物が多量に
生成し、材質が脆化する。上記Ｎｉ、Ｃｕ、Ｆｅ成分は
総量で２０〜３５％とされる。２０％未満ではＮｉ−Ａ
ｌ系及びＣｕ−Ａｌ系の耐熱アルミナイド量が総量とし
て不足するため、優れた高温強度、潤滑作用が期待でき
なくなる。一方、３５％を越えると比重が大きくなり、
軽量化が害されると共に、溶解が困難になる。
作用を有する。１％未満ではかかる作用が不足し、一方
１０％を越えると脆いＦｅ−Ａｌ金属間化合物が多量に
生成し、材質が脆化する。上記Ｎｉ、Ｃｕ、Ｆｅ成分は
総量で２０〜３５％とされる。２０％未満ではＮｉ−Ａ
ｌ系及びＣｕ−Ａｌ系の耐熱アルミナイド量が総量とし
て不足するため、優れた高温強度、潤滑作用が期待でき
なくなる。一方、３５％を越えると比重が大きくなり、
軽量化が害されると共に、溶解が困難になる。
【００１３】上記本質的合金成分のほか、合金成分とし
てＺｒ, Ｖ, Ｔｉ, Ｃｅ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏの１種以上を
総計で１〜５％含有させることができる。これらの成分
は、耐熱性の向上に寄与する。１％未満ではその作用が
ほとんどなく、一方５％を越えると融点が高くなり過ぎ
て、溶解が困難となる。以上の合金成分のほか、残部は
不可避的に混入した不純物とＡｌ、すなわち実質的にＡ
ｌである。該Ｓｉ−Ａｌ系合金の急冷凝固粉末は、合金
元素を過飽和に固溶しており、高含有量のＳｉはその大
部分が０．５〜３μｍ程度の微細粒子として晶出し、そ
のＳｉ粒子の周りにネットワーク状にＡｌ−Ｎｉ，Ｃ
ｕ，Ｆｅの複合金属間化合物が生成した組織となり基地
の強化が図られている。
てＺｒ, Ｖ, Ｔｉ, Ｃｅ，Ｎｂ，Ｂ，Ｃｏの１種以上を
総計で１〜５％含有させることができる。これらの成分
は、耐熱性の向上に寄与する。１％未満ではその作用が
ほとんどなく、一方５％を越えると融点が高くなり過ぎ
て、溶解が困難となる。以上の合金成分のほか、残部は
不可避的に混入した不純物とＡｌ、すなわち実質的にＡ
ｌである。該Ｓｉ−Ａｌ系合金の急冷凝固粉末は、合金
元素を過飽和に固溶しており、高含有量のＳｉはその大
部分が０．５〜３μｍ程度の微細粒子として晶出し、そ
のＳｉ粒子の周りにネットワーク状にＡｌ−Ｎｉ，Ｃ
ｕ，Ｆｅの複合金属間化合物が生成した組織となり基地
の強化が図られている。
【００１４】
【実施例】本発明の原料となる耐熱Ａｌ合金粉末やＳｉ
−Ａｌ系合金粉末は、原料合金をその融点より５０〜２
００℃程度高温に溶解し、水あるいはガスアトマイズ法
や回転水流法等の適宜の粉末製造手段によって、１０3
〜１０6 ℃／sec 程度の冷却速度で急冷することによっ
て得られる。かかる急冷により、例えばＡｌ−Ｆｅ合金
の場合、θ−ＦｅＡｌ3 が微細に分散したＡｌ合金粉末
が得られる。回転水流法とは、特開平４−１７６０５号
公報に開示されているように、冷却用筒体の内周面に旋
回しながら流下する冷却水層を形成し、該冷却水層に溶
融金属流あるいは該金属流を不活性ガスで噴霧した溶滴
を供給し、これを旋回する冷却液層によって分断し、急
冷凝固させて金属粉末を得る方法である。該製造法によ
ると、平均粒径が２００μm というような比較的大きな
粒子でも、１０5 ℃／sec 以上の冷却速度が容易に得ら
れる。
−Ａｌ系合金粉末は、原料合金をその融点より５０〜２
００℃程度高温に溶解し、水あるいはガスアトマイズ法
や回転水流法等の適宜の粉末製造手段によって、１０3
〜１０6 ℃／sec 程度の冷却速度で急冷することによっ
て得られる。かかる急冷により、例えばＡｌ−Ｆｅ合金
の場合、θ−ＦｅＡｌ3 が微細に分散したＡｌ合金粉末
が得られる。回転水流法とは、特開平４−１７６０５号
公報に開示されているように、冷却用筒体の内周面に旋
回しながら流下する冷却水層を形成し、該冷却水層に溶
融金属流あるいは該金属流を不活性ガスで噴霧した溶滴
を供給し、これを旋回する冷却液層によって分断し、急
冷凝固させて金属粉末を得る方法である。該製造法によ
ると、平均粒径が２００μm というような比較的大きな
粒子でも、１０5 ℃／sec 以上の冷却速度が容易に得ら
れる。
【００１５】耐熱Ａｌ合金粉末としては、Ｓｉ含有量が
１３〜３０wt％程度のＡｌ−Ｓｉ合金粉末や既述の特開
昭６２−４７４４８号公報に開示されたＡｌ−Ｆｅ合金
粉末など、適宜の高温高強度Ａｌ合金粉末を使用するこ
とができる。好ましくは、熱間加工により一体化した後
の引張強さが、３００℃において２０ｋｇｆ／ｍｍ2以
上のものがよい。このような耐熱Ａｌ合金として、前記
合金の他、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒからなる遷移金属の
一種又は二種以上を総計で１５〜２５wt％本質的に含有
し、必要により前記本質的合金成分に加えてＭｏ，Ｖ，
Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃｏの一種又は二種以上を総計で３wt％以
下含有し、残部が実質的にＡｌからなるものを例示する
ことができる。尚、Ｆｅを含有するＡｌ合金粉末では、
熱間加工後、液相が生成しない温度域（例えば、Ｆｅを
３８wt％以下含有したＡｌ−Ｆｅ合金粉末の場合、５０
０〜６３０℃）で適宜の熱処理を施すことにより、Ａｌ
−Ｎｉ−Ｆｅ金属間化合物を生成させることができ、耐
熱耐摩耗アルミニウム粉末合金が得られる。
１３〜３０wt％程度のＡｌ−Ｓｉ合金粉末や既述の特開
昭６２−４７４４８号公報に開示されたＡｌ−Ｆｅ合金
粉末など、適宜の高温高強度Ａｌ合金粉末を使用するこ
とができる。好ましくは、熱間加工により一体化した後
の引張強さが、３００℃において２０ｋｇｆ／ｍｍ2以
上のものがよい。このような耐熱Ａｌ合金として、前記
合金の他、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒからなる遷移金属の
一種又は二種以上を総計で１５〜２５wt％本質的に含有
し、必要により前記本質的合金成分に加えてＭｏ，Ｖ，
Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃｏの一種又は二種以上を総計で３wt％以
下含有し、残部が実質的にＡｌからなるものを例示する
ことができる。尚、Ｆｅを含有するＡｌ合金粉末では、
熱間加工後、液相が生成しない温度域（例えば、Ｆｅを
３８wt％以下含有したＡｌ−Ｆｅ合金粉末の場合、５０
０〜６３０℃）で適宜の熱処理を施すことにより、Ａｌ
−Ｎｉ−Ｆｅ金属間化合物を生成させることができ、耐
熱耐摩耗アルミニウム粉末合金が得られる。
【００１６】耐熱Ａｌ合金粉末とＮｉ粉末との配合量
は、後者の粉末が混合粉末に対して、２０〜５０ｗｔ％
程度がよい。２０％ｗｔ未満ではＮｉ粉末の接合促進作
用が不足し、一方５０ｗｔ％を越えると軽量化が損なわ
れるようになる。粉末の粒度は特に規定されないが、通
常、耐熱Ａｌ合金粉末は５９０μｍ以下、Ｎｉ粉末は１
０μｍ以下のものが使用される。耐摩耗性向上のため、
本発明では分散強化用粉末として、Ｓｉ−Ａｌ系合金粉
末を前記混合粉末に添加する。この粉末の粒度は材料の
均一性を確保するため１０μm 以下がよく、またその配
合量は、添加後の混合粉末に対して５〜８０wt％程度が
よい。５ｗｔ％未満では強化作用が少なく、一方８０ｗ
ｔ％を越えると材質が脆くなる。
は、後者の粉末が混合粉末に対して、２０〜５０ｗｔ％
程度がよい。２０％ｗｔ未満ではＮｉ粉末の接合促進作
用が不足し、一方５０ｗｔ％を越えると軽量化が損なわ
れるようになる。粉末の粒度は特に規定されないが、通
常、耐熱Ａｌ合金粉末は５９０μｍ以下、Ｎｉ粉末は１
０μｍ以下のものが使用される。耐摩耗性向上のため、
本発明では分散強化用粉末として、Ｓｉ−Ａｌ系合金粉
末を前記混合粉末に添加する。この粉末の粒度は材料の
均一性を確保するため１０μm 以下がよく、またその配
合量は、添加後の混合粉末に対して５〜８０wt％程度が
よい。５ｗｔ％未満では強化作用が少なく、一方８０ｗ
ｔ％を越えると材質が脆くなる。
【００１７】混合粉末の接合一体化手段としては、熱間
押出、熱間鍛造、熱間等方圧加圧、熱間一軸圧縮等の適
宜の熱間加工手段を適用することができる。本発明で
は、Ｎｉ粉末の作用によりＡｌ−Ｎｉ相が生成し、この
相を介して粉末同士が接合するため、一軸圧縮成形加工
でも容易に成形することができる。尚、熱間加工に供す
るに際し、原料粉末の取扱性を考慮して、予め冷間圧縮
により、予備成形しておいてもよい。次に、本発明の具
体的実施例及び比較例を下記表１に示す。
押出、熱間鍛造、熱間等方圧加圧、熱間一軸圧縮等の適
宜の熱間加工手段を適用することができる。本発明で
は、Ｎｉ粉末の作用によりＡｌ−Ｎｉ相が生成し、この
相を介して粉末同士が接合するため、一軸圧縮成形加工
でも容易に成形することができる。尚、熱間加工に供す
るに際し、原料粉末の取扱性を考慮して、予め冷間圧縮
により、予備成形しておいてもよい。次に、本発明の具
体的実施例及び比較例を下記表１に示す。
【００１８】
【表１】
【００１９】＜本発明実施例（表１の試料No. ２）＞ (1) 平均粒径２００μｍのＡｌ−Ｓｉ合金粉末（２７
％Ｓｉ、残部Ａｌ）、平均粒径５μｍのＮｉ粉末、平均
粒径５０μｍの分散強化用Ｓｉ−Ａｌ系合金粉末（４４
％Ｓｉ、３３％Ａｌ、４％Ｆｅ、７％Ｃｕ、１２％Ｎ
ｉ）を準備し、表１の実施例No. ２に示した配合により
均一に混合して、混合粉末を調製した。単位はいづれも
重量％である。 (2) 混合粉末を同表に示した成形温度で、７００ＭＰ
ａで一軸圧縮（ホットプレス）し、外径φ６４ｍｍの成
形体を得た。この成形体の相対密度は９９．９％であっ
た。 ＜比較例（表１の試料No. １）＞ この比較例No. １と本発明実施例No. ２の相違するとこ
ろは、前記No. １と該実施例No. ２における分散強化用
Ｓｉ−Ａｌ系合金粉末が使用されておらず、主としてＡ
ｌ−Ｓｉ粉末、及びＮｉ粉末の含有量の相違のみを示す
ものである。 ＜比較例（表１の試料No. ３）＞ この比較例No. ３と本発明実施例No. ２と相違するとこ
ろは、前記No. ３は該実施例No. ２におけるＡｌ−Ｓｉ
粉末のみを使用したものを示したものである。 (3) これらの成形体から試験片を採取し、室温から４
００℃における圧縮強度を測定した。その結果を表１に
示す。上記表１より、本発明の実施例No. ２及び比較例
No. １は比較例No. ３に対して、高温圧縮強度が大幅に
向上していることが分かる。 (4) ホットプレス後の本発明の実施例No. ２及び比較
例No. １の成形体を用いて、ＥＰＭＡ分析した結果、Ｎ
ｉ2 Ａｌ3 が同定された。更に、前記成形体に５７０℃
で２ｈｒ保持後、炉冷する熱処理を施し、得られた試料
を用いてＥＰＭＡ分析したところ、前記Ｎｉ2 Ａｌ3 の
ほか、ＮｉＡｌ3 が同定された。一方、Ｎｉは認められ
なかった。これより、Ｎｉ粉末部分はＮｉ2 Ａｌ3 及び
ＮｉＡｌ3に置き換わったものと推定される。
％Ｓｉ、残部Ａｌ）、平均粒径５μｍのＮｉ粉末、平均
粒径５０μｍの分散強化用Ｓｉ−Ａｌ系合金粉末（４４
％Ｓｉ、３３％Ａｌ、４％Ｆｅ、７％Ｃｕ、１２％Ｎ
ｉ）を準備し、表１の実施例No. ２に示した配合により
均一に混合して、混合粉末を調製した。単位はいづれも
重量％である。 (2) 混合粉末を同表に示した成形温度で、７００ＭＰ
ａで一軸圧縮（ホットプレス）し、外径φ６４ｍｍの成
形体を得た。この成形体の相対密度は９９．９％であっ
た。 ＜比較例（表１の試料No. １）＞ この比較例No. １と本発明実施例No. ２の相違するとこ
ろは、前記No. １と該実施例No. ２における分散強化用
Ｓｉ−Ａｌ系合金粉末が使用されておらず、主としてＡ
ｌ−Ｓｉ粉末、及びＮｉ粉末の含有量の相違のみを示す
ものである。 ＜比較例（表１の試料No. ３）＞ この比較例No. ３と本発明実施例No. ２と相違するとこ
ろは、前記No. ３は該実施例No. ２におけるＡｌ−Ｓｉ
粉末のみを使用したものを示したものである。 (3) これらの成形体から試験片を採取し、室温から４
００℃における圧縮強度を測定した。その結果を表１に
示す。上記表１より、本発明の実施例No. ２及び比較例
No. １は比較例No. ３に対して、高温圧縮強度が大幅に
向上していることが分かる。 (4) ホットプレス後の本発明の実施例No. ２及び比較
例No. １の成形体を用いて、ＥＰＭＡ分析した結果、Ｎ
ｉ2 Ａｌ3 が同定された。更に、前記成形体に５７０℃
で２ｈｒ保持後、炉冷する熱処理を施し、得られた試料
を用いてＥＰＭＡ分析したところ、前記Ｎｉ2 Ａｌ3 の
ほか、ＮｉＡｌ3 が同定された。一方、Ｎｉは認められ
なかった。これより、Ｎｉ粉末部分はＮｉ2 Ａｌ3 及び
ＮｉＡｌ3に置き換わったものと推定される。
【００２０】ところで、上記表１における比較例No. １
及び本発明の実施例No. ２の高温である４００℃におけ
る圧縮強度を対比すると、数値的に僅かであるが、前者
の比較例No. １の方がやや高い。従って両者を対比する
限りにおいて、本発明実施例で使用した分散強化用粉末
（Ｓｉ−Ａｌ系合金粉末）の効果は明らかでない。そこ
で、本発明者らは、高温における耐摩耗性を評価する手
段として摩耗試験後の表面粗度Ｒａ．μｍを測定するた
め次の実験を行った結果、表２に示すようなデータを得
た。
及び本発明の実施例No. ２の高温である４００℃におけ
る圧縮強度を対比すると、数値的に僅かであるが、前者
の比較例No. １の方がやや高い。従って両者を対比する
限りにおいて、本発明実施例で使用した分散強化用粉末
（Ｓｉ−Ａｌ系合金粉末）の効果は明らかでない。そこ
で、本発明者らは、高温における耐摩耗性を評価する手
段として摩耗試験後の表面粗度Ｒａ．μｍを測定するた
め次の実験を行った結果、表２に示すようなデータを得
た。
【００２１】
【表２】
【００２２】以上の表１から本発明実施例No. ２は分散
強化用粉末として特定組成のＳｉ−Ａｌ系合金粉末を混
合することにより、比較例No. １とは高温圧縮強度の点
については僅差であるが、高温耐摩耗性は後者に比し向
上したものが得られた。
強化用粉末として特定組成のＳｉ−Ａｌ系合金粉末を混
合することにより、比較例No. １とは高温圧縮強度の点
については僅差であるが、高温耐摩耗性は後者に比し向
上したものが得られた。
【００２３】
【発明の効果】以上説明した通り、本発明の耐熱アルミ
ニウム粉末合金は、耐熱Ａｌ合金粉末とＮｉ粉末との混
合粉末が前記耐熱Ａｌ合金の液相開始温度以上で熱間加
工により接合一体化されてなるので、耐熱Ａｌ合金粉末
の溶融部分とＮｉとが反応して生成した、元の耐熱Ａｌ
合金の共晶温度以上の融点をもつＮｉ−Ａｌ金属間化合
物により高温強度、耐熱性が向上する。このさい、本発
明では特に前記混合粉末に分散強化用粉末として特定組
成のＳｉ−Ａｌ合金粉末を混合することにより、耐熱耐
摩耗性をより一層向上することができる。
ニウム粉末合金は、耐熱Ａｌ合金粉末とＮｉ粉末との混
合粉末が前記耐熱Ａｌ合金の液相開始温度以上で熱間加
工により接合一体化されてなるので、耐熱Ａｌ合金粉末
の溶融部分とＮｉとが反応して生成した、元の耐熱Ａｌ
合金の共晶温度以上の融点をもつＮｉ−Ａｌ金属間化合
物により高温強度、耐熱性が向上する。このさい、本発
明では特に前記混合粉末に分散強化用粉末として特定組
成のＳｉ−Ａｌ合金粉末を混合することにより、耐熱耐
摩耗性をより一層向上することができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 長田 和男 兵庫県尼崎市浜１丁目１番１号 株式会 社クボタ 技術開発研究所内 (56)参考文献 特開 平１−92329（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−279701（ＪＰ，Ａ) 特開 昭55−19476（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−124549（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−277728（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】 耐熱Ａｌ合金粉末と分散強化用粉末とＮ
ｉ粉末の混合粉末が前記耐熱Ａｌ合金の液相開始温度以
上で熱間加工により接合一体化されてなる耐熱アルミニ
ウム粉末合金であって、 前記分散強化用粉末の化学組成が、重量％でＳｉ：３０
〜５０％、Ｎｉ，Ｃｕ，ＦｅがＮｉ：５〜２０％、Ｃ
ｕ：３〜１５％、Ｆｅ：１〜１０％の範囲内で総計：２
０〜３５％を本質的に含有し、残部が実質的にＡｌから
なるＳｉ−Ａｌ系合金粉末であり、かつ耐熱Ａｌ合金粉
末と、Ｎｉ粉末の配合量は、後者の粉末が混合粉末に対
して、２０〜５０ｗｔ％であり、分散強化用粉末が前記
混合粉末に対して５〜８０ｗｔ％であることを特徴とす
る耐熱アルミニウム粉末合金。 - 【請求項２】 耐熱Ａｌ合金粉末の粒度が５９０μｍ以
下、分散強化用粉末及びＮｉ粉末の粒度がそれぞれ１０
μｍ以下である請求項１に記載した耐熱アルミニウム粉
末合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32037593A JP3234379B2 (ja) | 1993-12-20 | 1993-12-20 | 耐熱アルミニウム粉末合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32037593A JP3234379B2 (ja) | 1993-12-20 | 1993-12-20 | 耐熱アルミニウム粉末合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07173554A JPH07173554A (ja) | 1995-07-11 |
| JP3234379B2 true JP3234379B2 (ja) | 2001-12-04 |
Family
ID=18120775
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP32037593A Expired - Fee Related JP3234379B2 (ja) | 1993-12-20 | 1993-12-20 | 耐熱アルミニウム粉末合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3234379B2 (ja) |
-
1993
- 1993-12-20 JP JP32037593A patent/JP3234379B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07173554A (ja) | 1995-07-11 |
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