JPH07278714A - アルミニウム粉末合金およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 可能な限り小さい熱履歴の付与により、急冷
凝固Ａｌ合金粉末同士が強固に結合し、かつ優れた急冷
凝固特性が維持され得るＡｌ粉末合金およびその製造方
法を提供する。 【構成】 Ａｌ粉末合金では、Ｍｇが０．３重量％以上
１．５重量％以下、Ｓｎが０．３重量％以上１．５重量
％以下で含有されており、かつＳｎの重量％に対するＭ
ｇの重量％の含有比率（Ｍｇ／Ｓｎ）が０．８以上１．
２５以下であり、その残部が実質的にＡｌおよび不可避
な不純物からなっている。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、アルミニウム粉末合金
およびその製造方法に関し、より特定的には、熱間鍛造
性に優れた耐熱性および耐摩耗性のアルミニウム粉末合
金およびその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術および発明が解決しようとする課題】粉末
冶金法においては、急冷凝固法を用いることで、Ｓｉ
（シリコン）、Ｆｅ（鉄）、Ｎｉ（ニッケル）などの遷
移系金属合金元素を多量に添加しても、微細かつ均一な
組織を有する分散強化型アルミニウム合金粉末を得るこ
とが可能である。特にこの場合、急冷凝固速度を大きく
することによって、粉末の組織がより微細になり、優れ
た特性が得られることが知られている。

【０００３】急冷凝固Ａｌ（アルミニウム）粉末合金
は、この急冷凝固などにより得られた粉末を固化するこ
とにより作製される。ところが、この粉末表面には硬質
な酸化アルミニウム被膜が覆っており、粉末同士の結合
を阻害する。このため、粉末同士を強固に結合させるた
めには、この粉末表面の酸化アルミニウム被膜を破壊・
除去する必要がある。その方法としては、酸化被膜を
機械的に破壊して除去する方法、化学的に分断して除
去する方法が考えられる。

【０００４】まずの機械的な破壊方法として、粉末を
加熱することで粉末が塑性変形できる程度にまで軟化さ
せた後、この粉末に塑性加工を与えて表面酸化被膜を破
壊し、粉末同士を結合させて固化する方法がある。この
固化方法には、熱間押出法と熱間鍛造法がある。

【０００５】熱間押出法においては、十分な塑性変形を
与えて酸化被膜を分断・破壊して強固な粉末同士の結合
を得るため、粉末成形体を十分に大きな押出比で押出加
工する必要がある。ここにいう押出比とは、押出材の断
面積に対する粉末成形体の断面積の比のことである。こ
のため、押出材の寸法を変えることなく押出比を大きく
しようとすると、粉末成形体の寸法が大きくならざるを
得ない。粉末成形体が大きくなると、その内部まで均一
に昇温することが困難となり、押出加工前の予備加熱時
間が長くならざるを得ない。ところが、このように高温
で長時間加熱すると急冷凝固法によって得られた微細な
組織が合金元素の拡散によって分解し、次第に粗大化し
てしまう。このため、急冷凝固による特性が劣下すると
いった問題があり、この熱間押出法によっては、必ずし
も優れた性能を有するＡｌ粉末合金が実現されていなか
った。

【０００６】一方、熱間鍛造法においては大きな塑性流
動を与えることなく、加熱・圧縮により粉末粒子を塑性
変形させて粉末同士を結合させる必要がある。このため
には、粉末粒子を十分に高い温度にまで加熱することが
必要であり、さもなければ粉末粒子が十分に結合しない
ため、粉末粒界で割れが生じ、十分に強固な固化ができ
ない。

【０００７】このように熱間鍛造法による場合も、高温
で加熱する必要がある。よって、上述と同様、急冷凝固
によって得られた微細組織が合金元素の拡散によって分
解し、次第に粗大化して急冷凝固による特性が劣化する
といった問題が生じる。

【０００８】また、Ａｌ粉末合金部材の製造方法として
は、たとえば特開昭６３−６０２６５号公報で提案され
る技術もある。この技術では、粉末粒子表面に吸着して
いる水分の除去を目的として大気雰囲気中で粉末成形体
に熱処理が施される。ところが、この技術では、一旦除
去された水分が再度アルミニウムと反応して粉末表面に
強固な酸化アルミニウム被膜を生成して粉末同士の結合
を阻止することになる。また粉末表面に存在する酸化被
膜を十分に破壊して粉末同士を結合させるために粉末成
形体を加熱処理した後、予備的な熱間密閉型鍛造を経
て、合計２回の熱間鍛造が実施される。ゆえに、この技
術においては、製造工程において経済的な問題点もあ
る。

【０００９】一方、の化学的な分断方法に関しては、
この方法と類似的な考えに基づく発明として、たとえば
特開昭５９−６４１５８号公報の『ＡｌまたはＡｌ合金
焼結部材の接合方法』や特開昭５９−１１０４８２号公
報および特開昭５９−１１０４８３号公報の『Ａｌ系焼
結部材の接合法』が提案されている。

【００１０】これらの公報に提案される技術は、Ａｌ合
金もしくはＡｌ系焼結体を接合する際、接合部のＡｌ合
金中にＣｕ（銅）、Ｓｎ（錫）、Ｚｎ（亜鉛）、Ｍｇ
（マグネシウム）およびＳｉなどの元素を１〜５０重量
％添加する技術である。つまり、この技術は、Ｃｕなど
の添加物を接合部に介在させる、もしくは接合部にそれ
らの元素を粉末または圧粉体の状態で挿入させた後、加
熱（焼結）することで接合部に共晶あるいは一部液相を
発生させ、これに基づく相互拡散現象の進行によりＡｌ
合金もしくはＡｌ系焼結体を強固に接合する方法であ
る。

【００１１】しかしながら、この方法においては加熱
（焼結）温度が約５２０〜６３０℃と比較的高温で、し
かも約３０〜６０分の長時間加熱が必要である。このた
め、急冷凝固組織を有するＡｌ合金粉末を用いた場合、
微細な急冷凝固組織が粗大化してしまい、本来の優れた
急冷凝固組織の性能が低減もしくは消滅してしまう。ま
た、高温で長時間加熱および加圧が必要であることや、
含有する合金組成によっては接合部に接合層を介在させ
る必要があることなどから経済性においても問題があ
る。

【００１２】それゆえ、本発明の目的は、急冷Ａｌ合金
粉末同士が強固に結合し、かつ優れた急冷凝固特性が維
持され得るＡｌ粉末合金およびその製造方法を提供する
ことである。

【００１３】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、種々の実
験および検討を行なった結果、Ｍｇが０．３重量％以上
１．５重量％以下、Ｓｎが０．３重量％以上１．５重量
％以下で含有されており、かつＳｎの重量％に対するＭ
ｇの重量％の含有比率が０．８以上１．２５以下である
Ａｌ粉末合金が、優れた強度および伸びを有することを
見い出した。

【００１４】それゆえ、本発明のＡｌ粉末合金では、Ｍ
ｇが０．３重量％以上１．５重量％以下、Ｓｎが０．３
重量％以上１．５重量％以下で含有され、かつＳｎの重
量％に対するＭｇの重量％の含有比率が０．８以上１．
２５以下であり、その残部が実質的にＡｌおよび不可避
な不純物である。

【００１５】本発明の好ましい１の局面に従うＡｌ粉末
合金では、Ｆｅが２．０重量％以上７．５重量％以下、
Ｎｉが２．０重量％以上７．５重量％以下で含有され、
かつＮｉの重量％に対するＦｅの重量％の含有比率が
０．８以上１．２５以下である。

【００１６】本発明の好ましい他の局面に従うＡｌ粉末
合金では、Ａｌの一部は、Ａｌ₉ ＦｅＮｉからなる金属
間化合物としてＡｌ粉末合金に含有されている。また、
Ａｌ ₉ ＦｅＮｉからなる金属間化合物は０．２μｍ以上
３．０μｍ以下の粒径を有し、かつＡｌマトリックス中
に均一に分散されている。

【００１７】本発明の好ましいさらに他の局面に従うＡ
ｌ粉末合金は、１５０℃以上２００℃以下の温度におい
て４０ｋｇｆ／ｍｍ² 以上の引張強度を有する。

【００１８】本発明の好ましいさらに他の局面に従うＡ
ｌ粉末合金では、Ｓｉが５重量％以上４０重量％以下で
含有されている。

【００１９】本発明の好ましいさらに他の局面に従うＡ
ｌ粉末合金では、Ｓｉの結晶粒は１０μｍ以下の粒径を
有している。

【００２０】本発明の好ましいさらに他の局面に従うＡ
ｌ粉末合金では、Ｃｕが１．０重量％以上４．０重量％
以下、Ｍｎが０．２重量％以上１．０重量％以下で含有
されている。

【００２１】本発明者らは、種々の実験および検討を行
なった結果、急冷凝固Ａｌ合金粉末およびその粉末成形
体を４００℃以上５２０℃以下の温度で１０秒以上保持
して粉末表面の酸化被膜を化学的に分断するとともに機
械的に破断することで、Ａｌ合金粉末同士が強固に結合
し、かつ優れた急冷凝固特性が維持され得るＡｌ粉末合
金が得られることを見い出した。

【００２２】それゆえ、本発明の１の局面に従うＡｌ粉
末合金の製造方法は、以下の工程を備えている。

【００２３】まず、Ｍｇが０．３重量％以上１．５重量
％以下、Ｓｎが０．３重量％以上１．５重量％以下で含
有され、かつＳｎの重量％に対するＭｇの重量％の含有
比率が０．８以上１．２５以下であり、その残部が実質
的にＡｌおよび不可避な不純物よりなるＡｌ合金粉末お
よびその粉末成形体の少なくともいずれかが準備され
る。そしてＡｌ合金粉末およびその粉末成形体の少なく
ともいずれかが４００℃以上５２０℃以下の温度で１０
秒以上保持される。そしてＡｌ合金粉末およびその粉末
成形体の少なくともいずれかが熱間成形固化される。

【００２４】また本発明の他の局面に従うＡｌ粉末合金
の製造方法は、以下の工程を備えている。

【００２５】まず、Ｍｇが０．３重量％以上１．５重量
％以下、Ｓｎが０．３重量％以上１．５重量％以下で含
有され、かつＳｎの重量％に対するＭｇの重量％の含有
比率が０．８以上１．２５以下であり、その残部が実質
的にＡｌおよび不可避な不純物よりなるＡｌ合金粉末お
よびその粉末成形体の少なくともいずれかが準備され
る。そしてＡｌ合金粉末およびその粉末成形体の少なく
ともいずれかが４００℃以上５２０℃以下の温度に加熱
された金型内で熱間成形固化される。

【００２６】本発明の好ましい１の局面に従うＡｌ粉末
合金の製造方法では、Ａｌ合金粉末は、Ａｌ合金溶湯を
急冷凝固噴霧法により１０² ℃／秒以上１０⁴ ℃／秒以
下の冷却速度で冷却することにより準備される。

【００２７】本発明の好ましい他の局面に従うＡｌ粉末
合金の製造方法では、粉末成形体は、Ａｌ合金粉末を常
温以上３００℃以下の温度で成形することにより準備さ
れる。

【００２８】本発明の好ましいさらに他の局面に従うＡ
ｌ粉末合金の製造方法では、Ａｌ合金粉末およびその粉
末成形体の少なくともいずれかを４００℃以上５２０℃
以下の温度に昇温する速度は３０℃／分以上である。

【００２９】本発明の好ましいさらに他の局面に従うＡ
ｌ粉末合金の製造方法では、固化体は、真密度比９７％
以上となるように熱間成形固化される。

【００３０】本発明の好ましいさらに他の局面に従うＡ
ｌ粉末合金の製造方法では、Ａｌ合金粉末は、Ｆｅを
２．０重量％以上７．５重量％以下、Ｎｉを２．０重量
％以上７．５重量％以下で含有し、かつＮｉの重量％に
対するＦｅの重量％の含有比率が０．８以上１．２５以
下となるように準備される。

【００３１】本発明の好ましいさらに他の局面に従うＡ
ｌ粉末合金の製造方法ではＡｌ合金粉末は、Ｓｉを５重
量％以上４０重量％以下でさらに含有するように準備さ
れる。

【００３２】本発明の好ましいさらに他の局面に従うＡ
ｌ粉末合金の製造方法では、Ａｌ合金粉末は、Ｃｕを
１．０重量％以上４．０重量％以下、Ｍｎを０．２重量
％以上１．０重量％以下でさらに含有するように準備さ
れる。

【００３３】

【作用】本発明のＡｌ粉末合金では、合金の各成分およ
びその含有量について限定されている。以下、この合金
の各成分の作用とその含有量について説明する。

【００３４】［ＳｎおよびＭｇの含有量］Ｓｎ：Ａｌと
共晶反応を有しないために急冷凝固法により形成された
粉末内で、ＳｎはＡｌマトリックス中にＡｌと合金化せ
ずに単独で均一に分散する。この粉末を加熱することで
Ｓｎは液相を発生して粉末内部から粉末表面へ流出す
る。その結果、粉末表面の酸化被膜が内部から分断・破
壊され得る。

【００３５】Ｍｇ：加熱により、ＭｇはＡｌマトリック
ス中を容易に拡散する。このため、上述のようにＳｎの
液相流出により酸化被膜が破壊されると隣接する粉末間
（粉末粒界）でＭｇが相互拡散する。これにより、強固
な粉末同士の結合力を得ることが可能となる。

【００３６】したがって、ＳｎとＭｇとの両者が適正量
でＡｌ粉末中に共存することで、初めてＳｎによる酸化
被膜分断・破壊効果とＭｇによる相互拡散効果とが得ら
れ、急冷凝固Ａｌ合金粉末同士の強固な結合を実現させ
ることができる。

【００３７】Ｍｇ、Ｓｎのどちらか一方または両方の添
加量が０．３重量％未満である場合、もしくはそれらの
含有比率（Ｍｇ／Ｓｎ）が０．８未満または１．２５を
越える場合には、上述したような酸化被膜の分断・破壊
効果と相互拡散による粉末間の接合力を向上させるとい
う効果とを得ることができない。Ｓｎの添加量が１．５
重量％を越える場合、粉末表面に流出したＳｎの液相が
常温にて凝固すると、粗大な介在物として存在するため
にかえって粉末間の結合性が損なわれてしまう。そのた
め、十分な強度を有するＡｌ粉末合金が得られない。ま
た、Ｍｇに関しては、１．５重量％を越えて添加して
も、上述の効果は向上しない。

【００３８】それゆえ、Ｍｇは０．３重量％以上１．５
重量％以下、Ｓｎは０．３重量％以上１．５重量％以下
で含有され、かつＳｎの重量％に対するＭｇの重量％の
含有比率（Ｍｇ／Ｓｎ）が０．８以上１．２５以下でな
ければならない。

【００３９】［ＦｅおよびＮｉの含有量］ＦｅとＮｉと
を適正量添加したＡｌ合金粉末を急冷凝固噴霧法により
作製した場合、粒径０．２μｍ以上３．０μｍ以下の微
細なＡｌ₉ ＦｅＮｉからなる球状の金属間化合物がＡｌ
マトリックス中に均一に分散する。その結果、熱間鍛造
により固化されたＡｌ粉末合金は１５０℃以上２００℃
以下の温度範囲において４０ｋｇｆ／ｍｍ² 以上の引張
強度を有する。

【００４０】Ｆｅ、Ｎｉのどちらか一方または両方の添
加量が２．０重量％未満である場合、もしくはそれらの
含有比率（Ｆｅ／Ｎｉ）が０．８未満または１．２５を
越える場合には、上記のような微細なＡｌ₉ ＦｅＮｉの
金属間化合物が生成されない。このために、上述したよ
うな優れた耐熱強度を得ることが困難となる。また、Ｆ
ｅ、Ｎｉのどちらか一方または両方が７．５重量％を越
えて添加されても、耐熱性に関する効果は向上せず、か
えってＡｌマトリックス中に分散する金属間化合物が粗
大化もしくは針状化する。このために、固化したＡｌ粉
末合金の靱性・延性が低下するといった問題が生じてし
まう。

【００４１】したがって、Ｆｅは２．０重量％以上７．
５重量％以下、Ｎｉは２．０重量％以上７．５重量％以
下で含有され、かつＮｉの重量％に対するＦｅの重量％
の含有比率（Ｆｅ／Ｎｉ）が０．８以上１．２５以下で
あることが望ましい。

【００４２】［Ｓｉの含有量］Ｓｉを適正量添加したＡ
ｌ合金粉末においてはそのＡｌマトリックス中にＳｉの
結晶粒が均一に分散する。このＳｉの結晶粒は硬質であ
るため、Ａｌ粉末合金の優れた耐摩耗性および耐焼付性
を確保する。しかもこのＳｉの結晶粒の粒径が１０μｍ
以下と微細な場合には、このＳｉの結晶粒を含むＡｌ粉
末合金の強度・靱性は劣化しない。

【００４３】Ｓｉの結晶粒の粒径が１０μｍよりも大き
いと、このＳｉの結晶粒を含むＡｌ粉末合金に大きな負
荷が作用した場合、このＳｉの結晶粒が破壊の起点とな
り、Ａｌ粉末合金の強度や靱性の低下を招く。Ｓｉの含
有量が５重量％未満である場合には、上述したような優
れた耐摩耗性・耐焼付性を確保することが困難である。
またＳｉを４０重量％を越えて添加させても、耐摩耗性
のさらなる向上効果は認められず、かえってＡｌ粉末合
金の強度・靱性が低下してしまう。

【００４４】したがって、Ｓｉは５重量％以上４０重量
％以下で含有され、またそのＳｉの結晶粒が１０μｍ以
下の粒径を有していることが望ましい。

【００４５】Ａｌ粉末合金の耐摩耗性を向上させる観点
からは、上記のＳｉの他にＡｌ₂ Ｏ ₃ 、ＳｉＣ、ＡｌＮ
などのセラミックスを急冷凝固法によりＡｌマトリック
ス中に均一に分散させた粉末を使用する方法も有効であ
る。その際の添加量としては、Ｓｉと同様の理由により
５重量％以上４０重量％以下が適正である。

【００４６】［ＣｕおよびＭｎの含有量］ＣｕおよびＭ
ｎは固溶強化によりＡｌ粉末合金の強度・硬度などの機
械的特性を向上させるとともに、Ａｌ粉末合金のＡｌマ
トリックス中に析出して上述のＡｌ₉ ＦｅＮｉの金属間
化合物の粗大化を抑制する作用を有している。

【００４７】Ｃｕの添加量が１重量％未満の場合、機械
的特性の向上および金属間化合物の粗大化を抑制すると
いう上述の効果が不十分となる。またＣｕを５重量％を
越えて添加しても、その効果は向上しない上、耐食性が
低下してしまう。Ｍｎの添加量が０．２重量％未満の場
合、その効果は不十分である。またＭｎを１．０重量％
を越えて添加しても、その効果は向上しない上、粗大な
晶出物が生じるため、逆にＡｌ粉末合金の強度・靱性が
低下してしまう。

【００４８】したがって、Ｃｕは１．０重量％以上４．
０重量％以下、Ｍｎは０．２重量％以上１．０重量％以
下で含有されることが望ましい。

【００４９】次に、本発明のＡｌ粉末合金の製造方法で
は、製造条件が限定されている。以下、これらの製造条
件の限定の意味について説明する。

【００５０】［原料粉末］本発明のＡｌ粉末合金の製造
方法では、所定の成分組成を有するＡｌ合金粉末のみを
成形・固化することによりＡｌ粉末合金が得られる。こ
のため、原料となるＡｌ合金粉末とＡｌ粉末合金とは同
一の成分組成を有する。

【００５１】所定の成分からなるＡｌ粉末合金（Ｐ／Ｍ
（Powder Metal）合金）と同一の組成を有するＩ／Ｍ
（Ingot Metal ：溶製材）合金においては急冷凝固の効
果がない。またこのＩ／Ｍ合金では、ＳｎやＭｇをＡｌ
マトリックス中へ均一に分散させることや、金属間化合
物（Ａｌ₉ ＦｅＮｉ）もしくはＳｉをＡｌマトリックス
中に微細かつ均一に析出させることができない。このた
め、Ｉ／Ｍ合金では、上記の特性を確保することが困難
である。したがって、本発明のＡｌ粉末合金の製造方法
においては、急冷凝固されたＡｌ合金粉末が原料とされ
る。

【００５２】なお、急冷凝固させる手法としてたとえば
急冷凝固噴霧法がある。この急冷凝固噴霧法における粉
末の冷却速度（急冷度）が、１０² ℃／秒よりも小さい
場合には、Ａｌマトリックス中に分散する金属間化合物
（Ａｌ₉ ＦｅＮｉ）およびＳｉの結晶粒が粗大化する。
このため、これにより得られるＡｌ粉末合金の強度・靱
性などが低下してしまう。また粉末の冷却速度を１０⁴
℃／秒よりも大きくしても、これにより得られるＡｌ粉
末合金の強度・靱性などのさらなる顕著な向上は認めら
れず、その上粉末のコストが高くなるために経済性にお
いて問題が生じる。

【００５３】したがって、急冷凝固噴霧法における粉末
の冷却速度は、１０² ℃／秒以上１０⁴ ℃／秒以下であ
ることが望ましい。

【００５４】上記の成分組成を有する急冷凝固Ａｌ合金
粉末を用いて熱間鍛造法や熱間コイニング法により粉末
固化体を製造する場合、ＦｅやＮｉなどの遷移元素のＡ
ｌマトリックスに対する拡散係数が小さいこと、大気中
で加熱すると粉末表面に酸化被膜が再生成すること、さ
らに長時間加熱保持により金属間化合物が粗大化して靱
性が低下することなどから、以下に示す製造条件が適正
である。

【００５５】［酸化被膜の破壊］本発明のＡｌ粉末合金
の製造方法は、Ａｌ合金粉末表面の酸化被膜を機械的か
つ化学的に破壊することにより、急冷凝固の特性を維持
し、かつ粉末同士が強固に接合されたＡｌ粉末合金を得
る方法である。この製造方法には、２つの態様がある。

【００５６】製法Ｉ：酸化被膜の機械的破壊と化学的破
壊とを別工程で行なう。 製法ＩＩ：酸化被膜の機械的破壊と化学的破壊とを同工
程で行なう。

【００５７】製法Ｉについて 上記の成分組成を有するＡｌ合金粉末およびその粉末成
形体の少なくともいずれかが４００℃以上５２０℃以下
の温度範囲にまで急速に昇温され、その温度にて１０秒
以上保持される。この後、そのＡｌ合金粉末およびその
粉末成形体の少なくともいずれかを熱間成形固化して固
化体が得られる。

【００５８】まず、所定温度範囲への昇温と加熱保持と
によって、急冷凝固時における微細なＳｉの結晶粒や金
属間化合物などの粗大化が抑制され、かつ粉末中に分散
するＳｎの液相生成およびＭｇの相互拡散の効果が発現
する。よって、急冷凝固の特性が維持されたまま、粉末
表面の酸化被膜が化学的に分断・破壊され、しかも粉末
が塑性変形しやすい状態になる。それゆえ、熱間成形固
化時にＡｌ合金粉末などをそれほど高い温度に加熱しな
くとも、熱間成形固化により容易に機械的に表面酸化被
膜が破壊されて十分強固な粉末結合を得ることができ
る。したがって、急冷凝固により得られた微細組織を損
なうことのないような熱履歴（加熱温度・時間）の下で
粉末同士を強固に結合することができる。

【００５９】また塑性変形しやすい状態になるため、こ
の熱間成形固化をたとえば閉塞金型を用いて熱間鍛造法
により行なった場合には、これにより得られる固化体は
相対密度９７％以上に緻密化される。その結果、十分な
強度・靱性を有する良好なＡｌ粉末合金を製造すること
が可能となる。

【００６０】加熱温度範囲に関して、加熱温度が５２０
℃を越えると、Ａｌ合金粉末およびその粉末成形体内の
微細なＳｉの結晶粒や金属間化合物が粗大化してしま
う。また加熱温度が４００℃未満の場合には、Ａｌ合金
粉末のＡｌマトリックス中に分散しているＳｎの液相生
成およびＭｇの拡散現象が抑制される。このため、Ａｌ
合金粉末表面の酸化被膜が十分に分断・破壊されず、粉
末同士の強固な結合が得られないため、Ａｌ粉末合金の
強度が低下する。

【００６１】加熱保持時間に関して、４００℃以上５２
０℃以下の温度範囲にて１０秒未満の加熱保持では、Ａ
ｌ合金粉末のＡｌマトリックス中に分散しているＳｎの
液相生成およびＭｇの拡散現象が抑制される。このた
め、Ａｌ合金粉末表面の酸化被膜が十分に分断・破壊さ
れず、粉末同士の強固な結合が得られないため、Ａｌ粉
末合金の強度が低下する。

【００６２】ただし、上記温度範囲では長時間加熱を施
しても、Ｓｉの結晶粒や金属間化合物の顕著な粗大化は
生じない。しかし、経済性の問題があることから、加熱
保持時間は、１ｈｒ．以下程度であることが好ましい。

【００６３】加熱時に上記の温度範囲に昇温する速度
は、３０℃／分以上であることが望ましい。このような
昇温条件では、粉末同士の結合を阻害するような顕著な
粉末表面の酸化被膜の再生成は生じない。

【００６４】また、３０℃／分未満の昇温速度で加熱す
る場合には、Ａｌ合金粉末の酸化抑制の観点から、その
加熱雰囲気は窒素（Ｎ）もしくはアルゴン（Ａｒ）など
の不活性ガス雰囲気であることが望ましい。

【００６５】なお、粉末が硬質である場合には、型押し
・成形の際、粉末成形体に亀裂が発生、もしくは部分的
に粉末が欠落するなどの問題が生じる。このような場合
には、Ａｌ合金粉末を３００℃以下の温度にて焼き鈍し
加熱し、軟化した後に型押し・成形することが好まし
い。この場合、３００℃を越えて加熱すると、Ａｌ合金
粉末表面が著しく酸化し、酸化被膜が再生成してしま
う。このため、かえって粉末同士の結合性が低下し、十
分な強度を有するＡｌ粉末合金を製造することができな
くなる。

【００６６】製法ＩＩについて 製法ＩＩは製法Ｉよりもさらに経済性に優れていること
を特徴とする。つまり、所定の組成を有する急冷凝固Ａ
ｌ合金粉末およびその粉末成形体の少なくともいずれか
が４００℃以上５２０℃以下の温度範囲に加熱された金
型内に直接充填された後、直ちに加圧圧縮により熱間成
形固化される。このＡｌ合金粉末およびその粉末成形体
の少なくともいずれかの熱間成形固化時に表面酸化被膜
の機械的破壊および化学的破壊を進行させることによ
り、熱間成形固化前の昇温加熱・加熱保持工程を省略す
ることができる。

【００６７】なお、加熱された金型に粉末などを充填
し、加圧圧縮するまでに金型からの熱伝導により粉末な
どは十分に所定の温度域にまで加熱される。このため、
上述したようなＳｎの液相生成およびＭｇの相互拡散の
効果が発現し、粉末表面の酸化被膜が化学的に分断・破
壊され、粉末が塑性変形しやすい状態になる。この状態
で、金型内で加圧圧縮により粉末に塑性変形が与えられ
るため、少ない熱量で粉末表面の酸化被膜は機械的にも
破壊されることになる。

【００６８】その結果、閉塞金型内での加圧圧縮により
粉末固化体が真密度比９７％以上に緻密化され、十分な
強度・靱性を有する良好なＡｌ粉末合金を製造すること
が可能となる。

【００６９】なお、粉末固化体は真密度比９７％未満の
状態では固化体内に存在する空孔が破壊の起点となり合
金の強度低下を誘発する。したがって、固化体が真密度
比９７％以上に緻密となるように熱間成形固化を行なう
ことが望ましい。

【００７０】さらに、本合金系では溶体化時効硬化型マ
トリックスを用いることが可能である。このため１５０
℃以下の温度域でのＡｌ粉末合金の強度・硬度を向上さ
せるために、必要に応じてＴ４熱処理もしくはＴ６熱処
理を実施することが有効である。

【００７１】

【実施例】実施例１ 図１は、本発明の実施例１におけるＡｌ粉末合金の製造
方法を示すブロック図である。

【００７２】図１を参照して、まず表１に示す合金組成
を有する急冷凝固Ａｌ合金粉末（平均粒径８０μｍ）を
準備した（ステップ１１）。この急冷凝固アルミニウム
合金粉末を常温にて４５×１０×１０ｍｍに型押し成形
（面圧：４ｔ／ｃｍ² ）し、成形体とした（ステップ１
２）。この成形体を高周波加熱炉にて大気中で５００℃
まで昇温加熱（昇温速度１００℃／分）し、その温度
（５００℃）にて３０秒間保持した（ステップ１３）。
その後、直ちに成形体を閉塞金型内（金型温度２８０
℃）に挿入し、加圧圧縮（面圧：７ｔ／ｃｍ² ）により
４６×１１×６ｍｍの形状（真密度比１００％）に熱間
固化した（ステップ１４）。

【００７３】このようにして作製したＡｌ粉末合金の常
温における引張強度（ＵＴＳ）および破断伸びを測定し
た。その測定結果を同表１に示す。

【００７４】

【表１】

【００７５】本発明材Ｎｏ．１〜６は適正量のＳｎおよ
びＭｇを含有する急冷凝固Ａｌ合金粉末を適正な製造条
件の下で熱間粉末固化することにより得られたＡｌ粉末
合金であり、各々優れた引張強度および伸びを示してい
る。

【００７６】一方、比較材Ｎｏ．７〜１０では、以下の
ように良好な引張強度・伸びが得られなかった。

【００７７】Ｎｏ．７：Ｓｎ、Ｍｇ量が少ないために粉
末表面の酸化被膜の分断・破壊効果および相互拡散効果
が十分に発現しない結果、粉末同士の強固な結合が得ら
れずに良好な強度・伸びが得られなかった。

【００７８】Ｎｏ．８：Ｓｎ量が多いために加熱により
合金の旧粉末粒界に流出したＳｎ相が凝固し、粗大な介
在物を生じた結果、良好な強度・伸びが得られなかっ
た。

【００７９】Ｎｏ．９：Ｓｎ／Ｍｇの含有比率が適正で
ないために、粉末表面の酸化被膜の分断・破壊効果およ
び相互拡散効果が十分に発現しない結果、粉末同士の強
固な結合が得られずに良好な強度・伸びが得られなかっ
た。

【００８０】Ｎｏ．１０：Ｓｎ／Ｍｇの含有比率が適正
でないために、粉末表面の酸化被膜の分断・破壊効果お
よび相互拡散効果が十分に発現しない結果、粉末同士の
強固な結合が得られずに良好な強度・伸びが得られなか
った。

【００８１】実施例２ 表２に示す合金組成を有する急冷凝固Ａｌ合金粉末（平
均粒径８０μｍ）を常温にて４５×１０×１０ｍｍに型
押し成形（面圧：４ｔ／ｃｍ² ）し、成形体を得た。こ
の成形体を高周波加熱炉を用いて大気中で５００℃まで
昇温加熱（昇温速度１００℃／分）し、その温度で３０
秒間保持した。その後、直ちにこの成形体を閉塞金型内
（金型温度２８０℃）に挿入し、加圧圧縮（面圧：７ｔ
／ｃｍ²）により４６×１１×６ｍｍ形状（真密度比１
００％）に熱間固化した。

【００８２】このようにして作製したＡｌ粉末合金の常
温および１８０℃における引張強度（ＵＴＳ）を測定し
た。またＡｌマトリックス中に分散するＡｌ₉ ＦｅＮｉ
金属間化合物の平均粒径（Ｄ０）を調査した。その結果
を同表２に示す。なお、１８０℃での引張試験について
は、試料に１８０℃の温度で１００時間の加熱処理を施
した後に実施した。

【００８３】

【表２】

【００８４】本発明材Ｎｏ．１〜５は適正量のＳｎ、Ｍ
ｇおよびＦｅ、Ｎｉを含有する急冷凝固Ａｌ合金粉末を
適正な製造条件の下で熱間粉末固化した合金であり、各
々常温および高温での優れた引張強度を有している。特
に、Ａｌマトリックス中におけるＡｌ₉ ＦｅＮｉの金属
間化合物が、各合金において３μｍ以下と微細な平均粒
径を有し、かつ均一に分散する結果、１８０℃での引張
強度が４０ｋｇｆ／ｍｍ² を越えている。

【００８５】一方、比較材Ｎｏ．６〜９については、以
下のように良好な引張強度が得られなかった。

【００８６】Ｎｏ．６：Ｆｅ、Ｎｉ量が少ないために耐
熱性に乏しく、その結果１８０℃において良好な引張強
度が得られなかった。

【００８７】Ｎｏ．７：Ｆｅ、Ｎｉ量が多いために金属
間化合物Ａｌ₉ ＦｅＮｉが粗大となり、１８０℃におい
て良好な引張強度が得られなかった。

【００８８】Ｎｏ．８：Ｆｅ／Ｎｉの含有比率が適正で
ないために、金属間化合物Ａｌ₉ ＦｅＮｉが粗大化し、
その結果１８０℃において良好な引張強度が得られなか
った。

【００８９】Ｎｏ．９：Ｆｅ／Ｎｉの比率が適正でない
ために金属間化合物Ａｌ₉ ＦｅＮｉが粗大化し、その結
果１８０℃における良好な引張強度が得られなかった。

【００９０】実施例３ 表３に示す合金組成を有する急冷凝固Ａｌ合金粉末（平
均粒径８０μｍ）を常温にて４５×１０×１０ｍｍに型
押し成形（面圧：４ｔ／ｃｍ² ）し、成形体を得た。こ
の成形体を高周波加熱炉を用いて大気中で５００℃まで
昇温加熱（昇温速度１００℃／分）し、その温度（５０
０℃）で３０秒間保持した。その後、直ちにこの成形体
を閉塞金型内（金型温度２８０℃）に挿入し、加圧圧縮
（面圧：７ｔ／ｃｍ² ）により４６×１１×６ｍｍ形状
（真密度比１００％）に熱間固化した。ただし、表３中
のＮｏ．８および９の試料は、大気中にて５５０℃まで
加熱し、その温度にて３０秒間保持した後に、上述した
条件下にて熱間固化することにより作製した。

【００９１】また表３中のＮｏ．５の試料では、Ｓｉの
代わりに平均粒径５μｍのＡｌ₂ ｏ ₃ を２０重量％含有
した粉末を使用した。

【００９２】このようにして作製したＡｌ粉末合金の常
温での引張強度（ＵＴＳ）および破断伸び、さらに耐摩
耗特性を評価した。この耐摩耗特性の評価については、
図３に示すようなリングオンリング摩耗試験機を用い
た。

【００９３】図３を参照して、上試料１と下試料３とを
準備し、上試料１を固定し、上試料１と下試料３との摺
動面に加圧力Ｐ（＝６０ｋｇｆ／ｃｍ² ）を与えながら
下試料３を周速度ｖ（＝２．０ｍ／ｓｅｃ．）で回転さ
せ、上試料１と下試料３とを１ｈｒ．摺動させた。な
お、この摺動はＡＴＦオイル中で行なった。

【００９４】またＡｌ素地（マトリックス）中に分散す
るＳｉの結晶粒の平均粒径（Ｄ１）を光学顕微鏡観察に
より調査した。その結果を同表３に示す。

【００９５】

【表３】

【００９６】本発明材Ｎｏ．１〜５は適正量のＳｎ、Ｍ
ｇおよびＳｉ（Ｎｏ．５はＡｌ₂ Ｏ ₃ ）を含有する急冷
凝固Ａｌ合金粉末を適正な製造条件の下で熱間粉末固化
した合金であり、各々常温での引張強度、伸びおよび耐
摩耗性に優れている。特に、Ａｌマトリックス中のＳｉ
の結晶粒が、各合金において１０μｍ以下と微細な平均
粒径を有し、かつ均一に分散する結果、ＡＴＦオイル中
での共摺摺動（同一材料同士での摩擦摺動）が可能であ
る。

【００９７】一方、比較材Ｎｏ．６〜１１では、以下の
ように引張強度、伸びおよび耐摩耗性のいずれかにおい
て良好な特性を得ることができなかった。

【００９８】Ｎｏ．６：Ｓｉ量が０であるために相手剤
と焼付き（凝着）を生じ、その結果、摩耗損傷量が著し
く多かった。

【００９９】Ｎｏ．７：Ｓｉ量が少ないために相手剤と
焼付き（凝着）を生じ、その結果、摩耗損傷量が著しく
多かった。

【０１００】Ｎｏ．８：成形体の加熱温度が５５０℃と
高いために、加熱中にＳｉの結晶粒が２５μｍ程度に粗
大化し、その結果、Ａｌ粉末合金において良好な強度・
伸びが得られなかった。

【０１０１】Ｎｏ．９：成形体の加熱温度が５５０℃と
高いために、加熱中にＳｉの結晶粒が３０μｍ程度に粗
大化し、その結果、Ａｌ粉末合金において良好な強度・
伸びが得られなかった。

【０１０２】Ｎｏ．１０：Ｓｎ／Ｍｇの含有比率が適正
でないために、粉末表面の酸化被膜の分断・破壊効果お
よび相互拡散効果が十分に発現しない結果、粉末同士の
強固な結合が得られずに、良好な強度・伸びが得られな
かった。

【０１０３】Ｎｏ．１１：Ｓｎ／Ｍｇの含有比率が適正
でないために、粉末表面の酸化被膜の分断・破壊効果お
よび相互拡散効果が十分に発現しない結果、粉末同士の
強固な結合が得られずに良好な強度・伸びが得られなか
った。

【０１０４】実施例４ 表４に示す合金組成を有する急冷凝固Ａｌ合金粉末（平
均粒径８０μｍ）を常温にて４５×１０×１０ｍｍに型
押し成形（面圧：４ｔ／ｃｍ² ）し、成形体を得た。こ
の成形体を高周波加熱炉を用いて大気中で５００℃まで
昇温加熱（昇温速度：１００℃／分）し、その温度（５
００℃）で３０秒間保持した。その後、ただちにこの成
形体を閉塞金型内（金型温度２８０℃）に挿入し、加圧
圧縮（面圧：７ｔ／ｃｍ² ）により４６×１１×６ｍｍ
形状（真密度比１００％）に熱間固化した。このように
作製したＡｌ粉末合金の常温における引張強度（ＵＴ
Ｓ）および破断伸びを測定した。その結果を同表４に示
す。

【０１０５】

【表４】

【０１０６】本発明材Ｎｏ．１〜４は適正量のＳｎ、Ｍ
ｇおよびＦｅ、ＮｉさらにＳｉを含有する急冷凝固Ａｌ
合金粉末を適正な製造条件の下で熱間粉末固化した合金
であり、各々常温での引張強度・伸びに優れている。

【０１０７】一方、比較材Ｎｏ．５〜７については、以
下のように良好な引張強度・伸びが得られなかった。

【０１０８】Ｎｏ．５：Ｓｎ量が少なく、またＭｇ量が
０であるために粉末表面の酸化被膜の分断・破壊効果お
よび相互拡散効果が発現しない結果、粉末同士の強固な
結合が得られずに良好な強度・伸びが得られなかった。

【０１０９】Ｎｏ．６：Ｓｎ／Ｍｇの含有比率が適正で
ないために、粉末表面の酸化被膜の分断・破壊効果およ
び相互拡散効果が十分に発現しない結果、粉末同士の強
固な結合が得られずに良好な引張強度・伸びが得られな
かった。

【０１１０】Ｎｏ．７：Ｓｎ／Ｍｇの含有比率が適正で
ないために、粉末表面の酸化被膜の分断・破壊効果およ
び相互拡散効果が十分に発現しない結果、粉末同士の強
固な結合が得られずに良好な引張強度・伸びが得られな
かった。

【０１１１】実施例５ 表５に示す合金組成を有する急冷凝固Ａｌ合金粉末（平
均粒径８０μｍ）を表６に記載する各製造条件に基づき
熱間固化した。これにより得られたＡｌ粉末合金の真密
度比、常温における引張強度（ＵＴＳ）および破断伸び
を測定した。その結果を同表６に示す。

【０１１２】ただし、合金Ｎｏ．３のみ熱間固化した試
料にＴ６熱処理（４７０℃×２ｈｒ．→水冷→１７５℃
×８ｈｒ．→空冷）を施した。

【０１１３】また表６中において温度の単位は℃であ
り、面圧の単位はｔ／ｃｍ² であり、昇温速度の単位は
℃／分であり、保持時間の単位は秒である。

【０１１４】また、表６において合金Ｎｏ７、８および
１５は、図２に示すように、準備された急冷凝固Ａｌ合
金粉末（ステップ２１）を粉末成形した後、直接熱間固
化（ステップ２２）したものである。

【０１１５】

【表５】

【０１１６】

【表６】

【０１１７】本発明材Ｎｏ．１〜８は本発明における適
正な製造条件により適正な合金組成を有する急冷凝固Ａ
ｌ合金粉末を熱間固化したものである。また本発明の製
造方法によると真密度比９８％以上に粉末を固化するこ
とが可能となり、常温での引張強度・伸びの双方に優れ
たＡｌ粉末合金を製造することが可能となる。さらに、
適正量のＣｕ、Ｍｎを添加した粉末を熱間固化した合金
にＴ６熱処理を施すことでさらなる強度向上が可能であ
る。

【０１１８】一方、所定の組成を有する急冷凝固Ａｌ合
金粉末を比較製法により熱間固化した比較材Ｎｏ．９〜
１５については、以下のように優れた引張強度および伸
びを得ることができなかった。

【０１１９】Ｎｏ．９：粉末成形体の加熱温度が３８０
℃と低いために、Ｓｎ、Ｍｇの添加効果が十分に発現し
ない結果、粉末同士の強固な結合が得られず、優れた引
張強度・伸びが得られなかった。

【０１２０】Ｎｏ．１０：粉末成形体の加熱温度が５６
０℃と高いために金属間化合物Ａｌ ₉ ＦｅＮｉおよびＳ
ｉの結晶粒が粗大化した結果、優れた引張強度・伸びが
得られなかった。

【０１２１】Ｎｏ．１１：大気雰囲気中において昇温速
度が１０℃／分と小さい条件下で加熱・保持したため、
粉末表面に酸化被膜が再生成し、その結果、優れた引張
強度・伸びが得られなかった。

【０１２２】Ｎｏ．１２：粉末成形体の加熱保持時間が
２秒と短いために、Ｓｎ、Ｍｇの添加効果が十分に発現
しない結果、粉末同士の強固な結合が得られず、優れた
引張強度・伸びが得られなかった。

【０１２３】Ｎｏ．１３：粉末成形体の加熱保持時間が
５秒と短いために、Ｓｎ、Ｍｇの添加効果が十分に発現
しない結果、粉末同士の強固な結合が得られず、優れた
引張強度・伸びが得られなかった。

【０１２４】Ｎｏ．１４：熱間固化時の加圧力が２ｔ／
ｃｍ² と小さいために、粉末同士が十分強固に結合せ
ず、その結果、粉末固化体の真密度比が８９％となり、
その内部に空孔が存在するため、優れた引張強度・伸び
が得られなかった。

【０１２５】Ｎｏ．１５：加熱された金型内に粉末成形
体を直接挿入し、加圧圧縮する製法において金型温度が
３６０℃と低く、粉末成形体が十分に加熱されないため
にＳｎおよびＭｇの添加効果が十分に発現しない。その
結果、粉末同士が十分に結合せず、粉末固化体の真密度
比が９５％となりその内部に空孔が存在するため、優れ
た引張強度・伸びが得られなかった。

【０１２６】

【発明の効果】本発明では、適正量のＳｎおよびＭｇを
含有するＡｌ合金粉末を適正な条件に基づいて昇温加熱
することで、Ｓｎの液相流出による表面酸化被膜の分断
・破壊効果とＭｇの相互拡散効果とにより粉末同士が強
固に結合するとともに、粉末が塑性変形しやすくなる。
その結果、小さい熱履歴でＡｌ合金粉末を成形固化する
ことが可能となり、急冷凝固法の特性を維持し、かつ粉
末同士が強固に結合したＡｌ粉末合金を得ることができ
る。また、Ｆｅ、Ｎｉなどの遷移金属元素やＳｉやセラ
ミックスなどの硬質粒子を分散させることで優れた耐熱
性や耐摩耗性をも有するＡｌ粉末合金を製造することも
可能である。

【０１２７】したがって、本発明の材料の用途として
は、コンプレッサ用摺動部品（ベーン・ロータ）、オイ
ルポンプ用部品やピストン・シリンダ・コンロッド等の
エンジン用部品など耐摩耗摺動性能や耐熱性が要求され
るような自動車部品・家電部品が考えられる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明のＡｌ粉末合金の製造方法の１の態様を
示すブロック図である。

【図２】本発明のＡｌ粉末合金の製造方法の他の態様を
示すブロック図である。

【図３】リングオンリング摩耗試験器による耐摩耗特性
の測定の様子を示す図である。

Claims (17)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｍｇが０．３重量％以上１．５重量％以
   下、Ｓｎが０．３重量％以上１．５重量％以下で含有さ
   れており、かつＳｎの重量％に対するＭｇの重量％の含
   有比率（Ｍｇ／Ｓｎ）が０．８以上１．２５以下であ
   り、その残部が実質的にＡｌおよび不可避な不純物であ
   る、アルミニウム粉末合金。
2. 【請求項２】 Ｆｅが２．０重量％以上７．５重量％以
   下、Ｎｉが２．０重量％以上７．５重量％以下で含有さ
   れており、かつＮｉの重量％に対するＦｅの重量％の含
   有比率（Ｆｅ／Ｎｉ）が０．８以上１．２５以下であ
   る、請求項１に記載のアルミニウム粉末合金。
3. 【請求項３】 前記Ａｌの一部はＡｌ₉ ＦｅＮｉからな
   る金属間化合物として当該アルミニウム粉末合金に含有
   されており、前記Ａｌ₉ ＦｅＮｉからなる金属間化合物
   は０．２μｍ以上３．０μｍ以下の粒径を有し、かつ均
   一に分散されている、請求項２に記載のアルミニウム粉
   末合金。
4. 【請求項４】 １５０℃以上２００℃以下の温度におい
   て４０ｋｇｆ／ｍｍ ² 以上の引張強度を有する、請求項
   ３に記載のアルミニウム粉末合金。
5. 【請求項５】 Ｓｉが５重量％以上４０重量％以下で含
   有されており請求項１および２のいずれかに記載のアル
   ミニウム粉末合金。
6. 【請求項６】 前記Ｓｉの結晶粒は１０μｍ以下の粒径
   を有している、請求項５に記載のアルミニウム粉末合
   金。
7. 【請求項７】 Ｃｕが１．０重量％以上４．０重量％以
   下、Ｍｎが０．２重量％以上１．０重量％以下で含有さ
   れている。請求項１、２および５のいずれかに記載のア
   ルミニウム粉末合金。
8. 【請求項８】 Ｍｇが０．３重量％以上１．５重量％以
   下、Ｓｎが０．３重量％以上１．５重量％以下で含有さ
   れており、かつＳｎの重量％に対するＭｇの重量％の含
   有比率（Ｍｇ／Ｓｎ）が０．８以上１．２５以下であ
   り、その残部が実質的にＡｌおよび不可避な不純物であ
   るアルミニウム合金粉末およびその粉末成形体の少なく
   ともいずれかを準備する工程と、 前記アルミニウム合金粉末およびその粉末成形体の少な
   くともいずれかを４００℃以上５２０℃以下の温度で１
   ０秒以上保持する工程と、 前記アルミニウム合金粉末およびその粉末成形体の少な
   くともいずれかを熱間成形固化する工程とを備えた、ア
   ルミニウム粉末合金の製造方法。
9. 【請求項９】 Ｍｇが０．３重量％以上１．５重量％以
   下、Ｓｎが０．３重量％以上１．５重量％以下で含有さ
   れており、かつＳｎの重量％に対するＭｇの重量％の含
   有比率（Ｍｇ／Ｓｌ）が０．８以上１．２５以下であ
   り、その残部が実質的にＡｌおよび不可避な不純物であ
   るアルミニウム合金粉末およびその粉末成形体の少なく
   ともいずれかを準備する工程と、 前記アルミニウム合金粉末およびその粉末成形体の少な
   くともいずれかを４００℃以上５２０℃以下の温度に加
   熱された金型内で熱間成形固化する工程とを備えたアル
   ミニウム粉末合金の製造方法。
10. 【請求項１０】 前記アルミニウム合金粉末はアルミニ
    ウム合金溶湯を急冷凝固噴霧法により１０² ℃／秒以上
    １０⁴ ℃／秒以下の冷却速度で冷却することにより準備
    される、請求項８および９のいずれかに記載のアルミニ
    ウム粉末合金の製造方法。
11. 【請求項１１】 前記粉末成形体は、前記アルミニウム
    合金粉末を常温以上３００℃以下の温度で成形すること
    により準備される、請求項８および９のいずれかに記載
    のアルミニウム粉末合金の製造方法。
12. 【請求項１２】 前記アルミニウム合金粉末およびその
    粉末成形体の少なくともいずれかを４００℃以上５２０
    ℃以下の温度に昇温する速度は３０℃／分以上である、
    請求項８および９のいずれかに記載のアルミニウム粉末
    合金の製造方法。
13. 【請求項１３】 前記固化体は、真密度比が９７％以上
    となるように熱間成形固化される、請求項８および９の
    いずれかに記載のアルミニウム粉末合金の製造方法。
14. 【請求項１４】 前記アルミニウム合金粉末は、Ｆｅが
    ２．０重量％以上７．５重量％以下、Ｎｉが２．０重量
    ％以上７．５重量％以下で含有されており、かつＮｉの
    重量％に対するＦｅの重量％の含有比率（Ｆｅ／Ｎｉ）
    が０．８以上１．２５以下となるように準備される、請
    求項８および９のいずれかに記載のアルミニウム粉末合
    金の製造方法。
15. 【請求項１５】 前記アルミニウム合金粉末は、前記Ａ
    ｌの一部がＡｌ₉ ＦｅＮｉからなる金属間化合物で当該
    アルミニウム粉末合金に含有されており、前記Ａｌ₉ Ｆ
    ｅＮｉからなる金属間化合物は０．２μｍ以上３．０μ
    ｍ以下の粒径を有し、かつ均一に分散されているように
    準備される、請求項８、９および１４のいずれかに記載
    のアルミニウム粉末合金の製造方法。
16. 【請求項１６】 前記アルミニウム合金粉末は、Ｓｉが
    ５重量％以上４０重量％以下で含有されるように準備さ
    れる、請求項８、９のいずれかに記載のアルミニウム粉
    末合金の製造方法。
17. 【請求項１７】 前記アルミニウム合金粉末は、Ｃｕが
    １．０重量％以上４．０重量％以下、Ｍｎが０．２重量
    ％以上１．０重量％以下で含有されるように準備され
    る、請求項８、９、１４および１５のいずれかに記載の
    アルミニウム粉末合金の製造方法。