(57)【要約】【課題】    軽量であり、高温強靱性や耐摩耗性とともに、更に、高温疲労特性にも優れた耐熱性Ａｌ基合金を提供することを目的とする。【解決手段】    Ａｌ基合金組織が、体積分率で５０〜９０％の金属間化合物相と、残部が金属Ａｌマトリックスとで構成され、５００倍の走査型電子顕微鏡にて組織観察された際の、前記金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍ以下であることとし、Ａｌ基合金の高温強靱性や耐摩耗性とともに、高温疲労特性を向上させる。【選択図】    図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌ基合金組織が、体積分率で５０〜９０％の金属間化合物相と、残部が金属Ａｌマトリックスとで構成され、前記金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍ以下であることを特徴とする高温疲労特性に優れた耐熱性Ａｌ基合金。
【請求項２】
前記金属間化合物相を形成する元素として、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓｉから選択される元素を三種、これら三種の元素の総和で１５〜５０質量％含む組成を有する請求項１に記載の高温疲疲労特性に優れた耐熱性Ａｌ基合金。
【請求項３】
前記金属間化合物相を形成する元素として、質量％で、Ｃｒ：５〜３０％、Ｆｅ：１〜２０％、Ｔｉ：１〜１５％、を各々含む組成を有し、前記金属間化合物相がＡｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の金属間化合物相からなる請求項１または２に記載の高温疲労特性に優れた耐熱性Ａｌ基合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高温強靱性（耐熱性）や耐摩耗性とともに、更に、高温疲労特性にも優れた耐熱性Ａｌ基合金であって、自動車や航空機などのエンジン部品（ピストン、コンロッド）などのような、耐熱強度と軽量性を要求される機械部品に用いて好適なＡｌ基合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車や航空機などのエンジン部品では、３００〜４００℃程度までの高温強靱性（耐熱性）や耐摩耗性、更には、このような高温領域での疲労特性（高温疲労特性）も要求される。
【０００３】
先ず、耐熱性について、従来の溶解鋳造合金では、Ａｌ−Ｃｕ系合金（２６１８などの２０００系Ａｌ合金）を始め、種々の耐熱合金が開発されているが、使用温度が１５０℃を超える高温下では、十分な高温強度を得ることができなかった。Ａｌ−Ｃｕ系合金では時効硬化による微細析出物で強度を確保しているため、使用温度が１５０℃を超えると、この析出物相が粗大化し、著しく強度が低下するからである。
【０００４】
そこで、従来から、急冷凝固法を適用したＡｌ基合金が開発されてきた。急冷凝固法の一つである急冷粉末冶金法によれば、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｚｒなどの合金元素の添加量を、前記溶解鋳造Ａｌ合金よりも増すことができる。したがって、これら合金元素を多量に添加したＡｌ合金を急冷凝固によって粉末化し、これを固化成型することで、使用温度が１５０℃を超える高温下でも、高温強度に優れたＡｌ基合金を得ることができる（特許文献１、２参照）。これは、前記合金元素によって、高温でも安定なＡｌとの金属間化合物を組織中に分散させて、高温強度を高くしている。
【０００５】
更に、前記金属間化合物の微細化により、金属間化合物の分率を増加させ、高強度化を図る技術も提案されている（特許文献３参照）。また、急冷凝固法の一つであるスプレイフォーミング法による、Ｆｅ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉなどの合金元素を添加し、これら合金元素とＡｌとの金属間化合物を微細化させた、軽量化耐熱Ａｌ基合金も開発されており、過剰のＳｉを添加し、初晶のＳｉを微細化させて、耐磨耗性を兼備させた高強度Ａｌ基合金も開発されている（特許文献４参照）。
【０００６】
次ぎに、Ａｌ基合金の高温疲労特性について、前記した自動車や航空機などのエンジン部品用に、マトリックスを構成するＡｌ結晶粒の平均粒径を微細化させて、高温疲労特性を向上させることが知られている。例えば、Ｓｉ；４〜１２重量％、Ｃｕ；０〜７重量％、Ｍｇ；０〜０．５重量％、Ｔｉ；０．１５〜０．５重量％、Ｆｅ；０〜０．７重量％、Ｍｎ；０〜０．７重量％、残部Ａｌ及び不純物からなり、基地相と該基地相より弾性率が高い晶出物または硬質粒子とからなる亜共晶組織を有する合金であって、上記合金の結晶粒度は、上記晶出物または硬質粒子によって取り囲まれた基地相の単位セルサイズの２４倍以下であることを特徴とする耐疲労特性に優れたＡｌ基合金が提案されている（特許文献５参照）。
【０００７】
また、合金元素としてＦｅ、ＴｉおよびＳｉを含有し、残部がＡｌよりなるＡｌ合金であって、Ｆｅ、ＴｉおよびＳｉの含有量がそれぞれ４原子％≦Ｆｅ≦６．８原子％、０．５原子％≦Ｔｉ≦１．２原子％、１．５原子％≦Ｓｉ≦２．５原子％であり、マトリックスを構成するＡｌ結晶粒（面心立方構造）の平均粒径Ｄ1 がＤ1 ≦１μｍであり、さらに金属間化合物の平均粒径Ｄ2 がＤ2 ≦０．５μｍであるＡｌ基合金が提案されている（特許文献６参照）。
【特許文献１】特許２９１１７０８号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】特公平７−６２１８９号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】特開平５−１９５１３０号公報（特許請求の範囲）
【特許文献４】特開平９−１２５１８０号公報（特許請求の範囲）
【特許文献５】特開平１１−１９９９６０号公報（特許請求の範囲、表４）
【特許文献６】特許３１５１５９０号公報（特許請求の範囲、表４、７、９）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
前記特許文献１、２などの急冷粉末冶金法によれば、合金元素の添加量を増せば、Ａｌ基合金の高温強度を高くできる。しかし、合金元素の添加量を増加し過ぎると、金属間化合物の粗大化を招くため、３００℃で３００ＭＰａ程度の高温強度しか得られていない。これは、金属間化合物の微細化により、金属間化合物の分率を増加させた、前記特許文献３でも同様である。更に、前記特許文献４などのスプレイフォーミング法によるＡｌ基合金でも、同様の高温強度しか得られていない。
【０００９】
更に、前記した特許文献５、６の疲労特性は、３００〜４００℃程度での高温疲労特性は低くならざるを得ない。例えば、特許文献５における熱疲労試験は、４０〜２６０℃程度の温度でしかなく、また、高サイクル疲労試験（試験片に一定の引張り−圧縮繰返し応力を付与）も室温における評価であり、しかも、応力繰返し数１０7 回の疲労強度は、８０ＭＰａレベル程度と低い。
【００１０】
また、特許文献６でも、２００℃程度の比較的低温における、高サイクル疲労試験での応力繰返し数１０7 回の疲労強度は、１８０ＭＰａレベル程度と低い。したがって、Ａｌ基合金のマトリックスを構成するＡｌ結晶粒の平均粒径を微細化させて、高温疲労特性を向上させることには限界がある。
【００１１】
本発明は、かかる問題に鑑みなされたもので、自動車や航空機などのエンジン部品の要求特性を満足する、高温強靱性や耐摩耗性とともに、更に、高温疲労特性にも優れた耐熱性Ａｌ基合金を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
この目的を達成するために、本発明の高温疲労特性に優れた耐熱性Ａｌ基合金の要旨は、Ａｌ基合金組織が、体積分率で５０〜９０％の金属間化合物相と、残部が金属Ａｌマトリックスとで構成され、前記金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍ以下であることとする。
【００１３】
本発明の高温疲労特性に優れた耐熱性Ａｌ基合金の好ましい組成としては、前記金属間化合物相を形成する元素として、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓｉから選択される元素を、これら元素の総和で１５〜５０質量％含むことである。
【００１４】
また、これらの金属間化合物相を形成する元素の内から選択される、高温疲労特性をより向上させる組み合わせとしては、特に、質量％で、Ｃｒ：５〜３０％、Ｆｅ：１〜２０％、Ｔｉ：１〜１５％、を各々含む組成が好ましい。このような組成では、前記体積分率で５０〜９０％の金属間化合物相が、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の二元系の金属間化合物相から構成され、高温疲労特性を一層向上できる点で好ましい。
【００１５】
本発明の高温疲労特性に優れた耐熱性Ａｌ基合金における、前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均を４０μｍ以下とするためには、スプレイフォーミング法により得られるＡｌ基合金のプリフォームを、熱間にて、鍛造、押出、圧延のいずれかで加工したものであることが好ましい。
【発明の効果】
【００１６】
従来の耐熱Ａｌ基合金は、高温疲労特性を向上させるために、Ａｌ基合金のマトリックスを構成するＡｌ結晶粒の平均粒径を微細化させている。これに対して、本発明に係るＡｌ基合金は、金属間化合物相の体積分率を５０〜９０％と大きくした上で、言い換えると、前記金属Ａｌの体積分率を小さくした上で、前記金属間化合物相にて区切られた（囲まれた）、前記金属Ａｌのプール（Ａｌ基地相）を微細化させて、高温疲労特性を向上させる。
【００１７】
金属Ａｌマトリックスと金属間化合物相とで構成されているＡｌ基合金において、金属Ａｌマトリックスは軟らかく、金属間化合物相は硬い。このような、軟らかい金属Ａｌマトリックス中に、硬い金属間化合物相が分散した組織となっていると、前記金属Ａｌのプールの大きさが大きくなるほど、耐熱機械部品としてのＡｌ基合金使用中に、強度の低い金属Ａｌのプール部分に応力が集中する。このように、強度の低い金属Ａｌのプール部分に高温で応力が集中した場合、疲労特性は当然低下してしまう。
【００１８】
また、前記金属Ａｌのプールの大きさが大きくなるほど、Ａｌ基合金組織における金属Ａｌのプールと金属間化合物相の分散状態は、どうしても不均一とならざるを得ない。このように、硬い金属間化合物相と軟らかい金属Ａｌのプールとが不均一に分散した場合、高サイクルの疲労など、製品Ａｌ基合金に、引張り−圧縮の繰返し応力が高温で付与された場合には、疲労強度は著しく低くならざるを得ない。
【００１９】
特に、スプレイフォーミング法など急冷凝固法により得られたままのＡｌ基合金組織における金属Ａｌのプールと金属間化合物相の分散状態では、金属Ａｌのプールの大きさが大きくなりやすい。これに対して、急冷凝固法により得られたままのＡｌ基合金を、更にＣＩＰ（冷間静水圧プレス）やＨＩＰ（熱間静水圧プレス）で固化成型した場合は、組織自体は緻密化される。しかし、金属Ａｌのプールの大きさが大きい組織状態は、そのまま維持される。前記した特許文献５の高温疲労強度が低いのはこのためである。また、これら従来の耐熱Ａｌ基合金のように、Ａｌ基合金のマトリックスを構成するＡｌ結晶粒の平均粒径を微細化させても、金属Ａｌのプール自体が微細化されるわけではない。
【００２０】
これに対して、前記した特許文献６では、エアアトマイズした粉末をＣＩＰにてビレットに成形して、このビレットを熱間押出加工している。したがって、特許文献５に比較すれば、金属Ａｌのプールの大きさは微細化される方向に進み、疲労強度は高くなっている。しかし、特許文献６では、Ｆｅ、ＴｉおよびＳｉの含有量が少なく、前記金属間化合物相が、体積分率で５０％を超える大きな割合とはならない。このため、金属Ａｌの体積分率が大きくなり、金属プールの大きさが必然的に大きくなる。この結果、前記金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均も、必然的に４０μｍを超えて大きくなり、高温疲労強度が低くなる。特許文献６での熱間押出加工は、絶対的に大きな金属プールをこれとの比較で相対的に微細化しているのみである。また、このように、金属間化合物相の量が少ないときには、金属間化合物は個々に単独で存在しているものが多くなり、これも高温疲労強度が低くなる一因となる。
【００２１】
一方、本発明Ａｌ基合金のように、先ず、金属間化合物の量を多くすると、複数の金属間化合物が、金属Ａｌ（マトリックス）を介在することなく互いに隣接して集合体（連続体）を形成しやすくなる。この結果、前記金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均を小さくできる。
【００２２】
言い換えると、本発明における前記金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均を４０μｍ以下としようとすれば、前提として、Ａｌ基合金組織が、体積分率で５０〜９０％の金属間化合物相を有する必要がある。
【００２３】
ただ、このように金属間化合物相を多くするだけでは、前提的な条件を確保するだけで、前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍを超える可能性もある。このため、本発明のように、前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均を４０μｍ以下と確実にするためには、後述する通り、Ａｌ基合金を更に、熱間加工することが好ましい。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２４】
（Ａｌ基合金組成）
先ず、本発明のＡｌ基合金の好ましい化学成分組成（単位：質量％）について、各元素の限定理由を含めて、以下に説明する。
【００２５】
本発明の高温疲労特性に優れた耐熱性Ａｌ基合金の好ましい組成としては、前記金属間化合物相を形成する元素として、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓｉから選択される元素を、これら元素の総和で１５〜５０質量％含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるものである。
【００２６】
これら、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓｉから選択される元素が、これら元素の総和が１５質量％の下限未満では、金属間化合物相（体積分率）が各々不足する。このため、Ａｌ基合金の耐熱性と耐磨耗性、また高温疲労強度を向上させることができない。一方、これら元素の総和が５０質量％の上限を超えた場合、靱性が低下して脆くなり、耐熱機械部品に用いることができない。
【００２７】
そして、これらの金属間化合物相を形成する元素の内から選択される、高温疲労特性をより向上させる組み合わせとしては、特に、質量％で、Ｃｒ：５〜３０％、Ｆｅ：１〜２０％、Ｔｉ：１〜１５％、を各々含む組成が好ましい。このような組成において、後述する通り、スプレイフォーミング法などによる急冷凝固法によってプリフォーム体を制作すれば、最終的にＡｌ基合金組織の、体積分率で５０〜９０％の金属間化合物相を、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の二元系を主相とする金属間化合物相から構成でき、高温疲労特性を一層向上できる。
【００２８】
また、これらＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉは、スプレイフォーミング法などによる急冷凝固法によって、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系などの金属間化合物相のいずれかに、当該金属間化合物を構成する元素以外のいずれかの元素が更に固溶して、Ａｌ基合金の耐熱性と耐磨耗性とを向上させることができる。
【００２９】
Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系などの二元系の金属間化合物相のいずれかに、当該金属間化合物を構成する元素以外のＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉいずれかが固溶した場合、当該金属間化合物およびＡｌ基合金の強度、靱性、硬さ（耐熱強度、耐磨耗性）を向上させることができる。より具体的な例としては、Ａｌ−Ｃｒ系金属間化合物相に、Ｆｅ、Ｔｉのいずれか、また両方が固溶していることを言う。
【００３０】
これら当該金属間化合物を構成する元素以外のＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉいずれかが固溶した金属間化合物相は、例えば、Ａｌ−Ｃｒ金属間化合物相にＦｅ、Ｔｉの元素が固溶されないような場合に比して、耐熱強度と耐磨耗性とのバランスに優れている。このため、Ａｌ基合金の強度、靱性、硬さを一層向上させることができる。
【００３１】
Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの上記各含有量の下限未満、およびＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量総和が、上記１５質量％の下限未満では、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系などの金属間化合物相（体積分率）と、これら各金属間化合物相に、当該金属間化合物を構成する元素以外のいずれかの元素の固溶量が各々不足する。このため、Ａｌ基合金の耐熱性と耐磨耗性、また高温疲労強度を向上させることができない。
【００３２】
一方、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの上記各含有量の上限を超えた場合、およびＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量総和が、上記５０質量％の上限を超えた場合、上記金属間化合物相と、これら各金属間化合物相に、当該金属間化合物を構成する元素以外のいずれかの元素が固溶した組織が得られたとしても、靱性が低下して、脆くなる。このため、耐熱機械部品に用いることができない。
【００３３】
したがって、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉを各々含む組成において、Ｃｒは５〜３０％、Ｆｅは１〜２０％、Ｔｉは１〜１５％の各含有量範囲とし、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量の総和も１５〜５０％の範囲とする。
【００３４】
この他、Ｍｎ：５〜３０％、Ｆｅ：１〜２０％、Ｓｉ：１〜１０％を各々含む組成か、Ｆｅ：１〜２０％、Ｖ：０．５〜５％、Ｓｉ：１〜１０％を各々含む組成、とすることもできる。このような組成では、後述する通り、スプレイフォーミング法などによる急冷凝固法によって、プリフォーム体を制作すれば、最終的にＡｌ基合金組織の体積分率で５０〜９０％の金属間化合物相が、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系、あるいはＡｌ−Ｆｅ−Ｖ−Ｓｉ系などの四元系を主相とする金属間化合物相から構成でき、高温疲労特性を一層向上できる。
【００３５】
これら、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｖの上記各含有量の下限未満、およびＭｎ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｖの含有量総和が、上記１５質量％の下限未満では、四元系の金属間化合物相（体積分率）が各々不足する。このため、Ａｌ基合金の耐熱性と耐磨耗性、また高温疲労強度を向上させることができない。
一方、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｖの上記各含有量の上限を超えた場合、およびＭｎ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｖの含有量総和が、上記５０質量％の上限を超えた場合、靱性が低下して、脆くなる。このため、耐熱機械部品に用いることができない。
【００３６】
(金属間化合物相) 
本発明Ａｌ基合金組織は、体積分率で５０〜９０％の前記金属間化合物相と、残部が金属Ａｌマトリックスとで構成される。Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉを各々を含む前記組成では、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の二元系を主相とする金属間化合物相が体積分率で５０〜９０％を占めるようにする。また、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉを各々含む前記組成では、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の四元系を主相とする金属間化合物相が体積分率で５０〜９０％を占めるようにする。更に、Ｆｅ、Ｖ、Ｓｉを各々含む前記組成では、Ａｌ−Ｆｅ−Ｖ−Ｓｉ系などの四元系を主相とする金属間化合物相が体積分率で５０〜９０％を占めるようにする。なお、本発明Ａｌ基合金組織において、これら主相に対して、これら主相以外の金属間化合物相を含むことも、Ａｌ基合金の特性を阻害しない範囲で許容する。
【００３７】
金属Ａｌマトリックスと金属間化合物相とで構成されているＡｌ基合金において、金属Ａｌマトリックスは軟らかく、金属間化合物相は硬い。Ａｌ基合金では、このような、軟らかい金属Ａｌマトリックス中に、硬い金属間化合物相が分散した組織となっている。そして、この硬い金属間化合物相が、Ａｌ基合金に、耐熱性と耐磨耗性、また、高温疲労強度を持たせる主相となる。一方、軟らかい金属Ａｌマトリックスは、これら硬い金属間化合物相のバインダー、あるいは、これら硬い金属間化合物相の土台となって、金属間化合物相の機能を発揮させる役割を担う。
【００３８】
金属間化合物の量が少ないときには、金属間化合物は単独で存在しているものが多いが、本発明Ａｌ基合金のように、体積分率を５０％以上と、金属間化合物の量を多くすると、複数の金属間化合物が互いに隣接して集合体（連続体：金属間化合物相）を形成しやすくなる。このため、Ａｌ基合金に、耐熱性と耐磨耗性、また、高温疲労強度を持たせる主相としての機能をより発揮しやすくなり、特に、高温疲労強度が向上する。
【００３９】
また、体積分率を５０％以上と金属間化合物の量を多くして、上記金属間化合物相を形成すると、これら金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均を小さくできる。
【００４０】
前記金属間化合物相の体積分率が５０％未満では、Ａｌ基合金に、耐熱性と耐磨耗性、また、高温疲労強度を持たせる主相となる金属間化合物相が不足し、これらの特性が低下する。また、金属間化合物相の量が少なくなる一方で、金属Ａｌの体積分率が大きくなり、金属間化合物相にて区切られた金属プールの大きさが必然的に大きくなる。この結果、前記金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均も、必然的に４０μｍを超えて大きくなる。このため、耐熱性と耐磨耗性、また、特に高温疲労強度が低くなる。
【００４１】
一方、前記金属間化合物相の体積分率が９０％を超えた場合、金属Ａｌの量が少なくなりすぎ、Ａｌ基合金の靱性が低下して、脆くなる。このため、耐熱Ａｌ基合金として使用できなくなる。
【００４２】
（金属間化合物の平均サイズ）
なお、金属間化合物相を形成する個々の金属間化合物（金属間化合物粒子）の平均サイズは小さいほど好ましい。金属間化合物の平均サイズが大きくなった場合には、Ａｌ基合金の靱性が低下する。この目安として、前記金属間化合物の平均サイズは１０μｍ以下であることが好ましい。
【００４３】
（金属Ａｌのプールの最大長さ）
本発明耐熱性Ａｌ基合金では、特に、高温疲労特性を向上させるために、前記金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均を４０μｍ以下とする。
【００４４】
金属Ａｌマトリックス中に金属間化合物相が分散した組織となっているＡｌ基合金の場合に、前記金属間化合物相にて区切られた金属Ａｌのプールの大きさが大きくなるほど、前記した通り、耐熱機械部品としてのＡｌ基合金使用中に、強度の低い金属Ａｌのプール部分に応力が集中する。このように、強度の低い金属Ａｌのプール部分に高温で応力が集中した場合、高温疲労特性は当然低下してしまう。
【００４５】
また、前記金属Ａｌのプールの大きさが大きくなるほど、前記した通り、Ａｌ基合金組織における金属Ａｌのプールと金属間化合物相の分散状態も、どうしても不均一とならざるを得ない。このため、Ａｌ基合金組織において、金属間化合物相が集中する部分と、金属間化合物相が無い、あるいは疎となる部分とが多く生じる。このように、硬い金属間化合物相と軟らかい金属Ａｌのプールとが不均一に分散する結果、高サイクルの疲労など、製品Ａｌ基合金に、引張り−圧縮の繰返し応力が高温で付与された場合には、疲労強度は著しく低くならざるを得ない。また、耐熱性や耐磨耗性も低くならざるを得ない。
【００４６】
この傾向は、前記金属Ａｌのプールの大きさが大きくなって、この金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍを超えた場合に顕著となる。したがって、本発明では、前記金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均を４０μｍ以下とする。
【００４７】
金属間化合物相の体積分率が少なすぎるか、金属Ａｌの体積分率が大きくなりすぎる場合に、前記金属間化合物相にて区切られた軟らかい金属Ａｌのプールの大きさは、最大長さの平均４０μｍを超えて大きくなりやすい。
【００４８】
また、たとえ金属間化合物相の体積分率が多くても、スプレイフォーミング法など急冷凝固法により得られたままの、プリフォーム体などのＡｌ基合金組織では、金属Ａｌのプールの大きさが最大長さの平均４０μｍを超えて大きくなりやすい。これは、急冷凝固法により得られたプリフォーム体などのＡｌ基合金を、更にＣＩＰやＨＩＰで固化成型した場合でも同様である。
【００４９】
このため、金属間化合物相の体積分率を多くした上で、前記金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均を４０μｍ以下とするためには、急冷凝固法により得られたＡｌ基合金を、熱間にて、鍛造、押出、圧延のいずれかで加工することが好ましい。これらの熱間加工（塑性加工）によって、Ａｌ基合金組織における、金属Ａｌのプールの大きさが微細化されるとともに、金属Ａｌのプールと金属間化合物相とが、微細均一に分散される。なお、前記ＨＩＰあるいはＣＩＰでは、このような金属Ａｌのプールの微細化効果は無い。
【００５０】
（金属Ａｌのプールの最大長さ測定）
本発明では、測定誤差を少なくして再現性あるものとするために、前記金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さを、目安として、最大長さが２０μｍ以上のレベルにある場合には、５００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて、また、最大長さが２０μｍ以下のレベルにある場合には、１０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて、後述する実施例にて詳細を記載する通り、測定する。このＳＥＭの倍率は、金属Ａｌのプールの最大長さに応じて決めており、倍率が大き過ぎると、視野の大きさが前記金属Ａｌのプールの最大長さよりも小さくなり、倍率が小さ過ぎると、金属Ａｌのプール自体の識別が不明瞭となる。
【００５１】
図１、２は、各々耐熱Ａｌ基合金の５００倍のＳＥＭによる組織写真である。図１は、金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍ以下である、本発明耐熱Ａｌ基合金（後述する実施例表３における発明例２）である。一方、図２は、金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍを超える比較例耐熱Ａｌ基合金（後述する実施例表３における比較例８）である。図１、２において、多数の白い点々が金属間化合物（粒子）であり、黒い筋状の模様が、金属Ａｌのプール部分（Ａｌマトリックッス部分）である。
【００５２】
図１、２において、多数の白い点々が金属間化合物（粒子）であり、黒い筋状の模様が、金属Ａｌのプール部分（Ａｌマトリックッス部分）である。図３の視野内にある黒い筋状の模様である金属Ａｌのプール部分の最大長さは小さく、図４の視野内にある黒い筋状の模様である金属Ａｌのプール部分の最大長さは大きいことが分かる。本発明耐熱Ａｌ基合金では、この視野内にある黒い筋状の模様である、個々の（各）金属Ａｌのプール部分の最も長い部分を、後述する通り計測して平均化する。
【００５３】
図１の通り、本発明Ａｌ基合金では、金属間化合物相を、体積分率を５０％以上と多くしているので、複数の（個々の）金属間化合物（粒子）が互いに隣接して集合体（連続体）、即ち、金属間化合物相を形成しているのが分かる。言い換えると、金属Ａｌのプール部分が、細かく、金属間化合物相によって区切られている（仕切られている）ことが分かる。そして、このような金属間化合物相が多く、金属Ａｌのプール部分が細かい組織状態が、Ａｌ基合金の耐熱性と耐磨耗性、また、高温疲労強度を保障する。
【００５４】
（製造方法）
以下に、本発明Ａｌ基合金の製造方法を説明する。本発明Ａｌ基合金は、合金元素量が多いために、金属間化合物相を多く析出させるために、通常の溶解鋳造方法ではなく、急冷凝固法によって、プリフォーム体を制作することが好ましい。また、急冷凝固法のうち、急冷粉末冶金法によっても製造可能であるが、好適にはスプレイフォーミング法で製造される。
【００５５】
急冷凝固法の一つである急冷粉末冶金法によって、本発明Ａｌ基合金を製造する場合、上記本発明成分組成のＡｌ合金のアトマイズ粉末の内、平均粒径が２０μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下の微粒粉を分級して使用する。平均粒径が２０μｍ以下の微粒粉のみをＣＩＰやＨＩＰで固化成型する。平均粒径が２０μｍを越えるアトマイズ粉末は、冷却速度が遅いため、金属間化合物相が粗大化する可能性がある。
【００５６】
スプレイフォーミング法は、通常の溶解鋳造法( インゴットメイキング) よりも、格段に速い冷却・凝固速度を有するために、各金属間化合物相を多量に、かつ微細に、組織中に析出させることができる。また、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉを各々含む組成では、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系などの金属間化合物相のいずれかに、当該金属間化合物を構成する元素以外のいずれかの元素を強制固溶させて、Ａｌ基合金の耐熱性と耐磨耗性とをより向上させることができる。
【００５７】
但し、スプレイフォーミング法でも、その冷却・凝固速度の最適化は必要である。スプレイフォーミング法による好ましい態様は、上記本発明成分組成のＡｌ合金を、溶解温度１１００〜１６００℃で溶製した後、溶湯のスプレイを開始して、スプレイフォーミング法によりプリフォームを作製する。
【００５８】
溶解温度を１１００℃以上としたのは、上記本発明成分組成のＡｌ合金において、各金属間化合物相を完全に溶解させるためである。また、各合金元素の含有量が多いほど、各金属間化合物相を完全に溶解させるためには、溶解温度を１１００℃以上のより高い温度とすることが好ましいが、１６００℃を超える温度とする必要は無い。
【００５９】
溶湯のスプレイを開始する際、好ましくは、前記溶湯を、スプレイ開始温度まで１００℃／ｈ以上の冷却速度で冷却し、その後９００〜１２００℃で、この溶湯のスプレイを開始する。前記高温で溶解するのは、金属間化合物相を完全に溶解させるためであるが、ここで一旦溶湯を冷却してからスプレイを開始するのは、金属間化合物をある程度晶出させることや、晶出した金属間化合物を核として、スプレイフォーミング中に、他の金属間化合物を微細に晶出させる効果があるためである。また、低温からスプレイを開始すると、スプレイの冷却速度を上げ、晶出する金属間化合物が更に微細化される効果がある。
【００６０】
溶湯のスプレイ開始温度までの前記冷却速度が１００℃／ｈ未満では、上記した、スプレイ開始までに、金属間化合物をある程度晶出させることや、晶出した金属間化合物を核として、スプレイフォーミング中に、他の金属間化合物を微細に晶出させることができず、晶出する金属間化合物を微細化できない可能性が高い。
【００６１】
溶湯のスプレイ開始温度は、スプレイ過程（スプレイフォーミング過程）における、冷却・晶出速度に影響する。即ち、溶湯のスプレイ開始温度は、低温の方が冷却速度を速くしやすい。しかし、スプレイ開始温度が９００℃未満では、スプレイ過程前に、溶湯中に金属間化合物が晶出してしまい、ノズルが閉塞しやすくなる。一方、スプレイ開始温度が１２００℃を超えると、スプレイ過程中での冷却速度が遅くなり、金属間化合物が粗大化しやすく、特に、後述する熱間加工によって、最終的なＡｌ基合金組織における、金属Ａｌのプールの最大長さが粗大化する可能性が高い。
【００６２】
スプレイ過程（スプレイフォーミング過程）では、冷却速度を十分に速くすることが重要となる。冷却速度を十分に速くすると、金属間化合物の晶出核生成頻度が多くなるために金属間化合物粒子の粗大化を防止でき、金属間化合物相を微細化できる。また、金属間化合物粒子が微細かされるために、隣接粒と接触する頻度も小さくなり、金属間化合物相の外郭寸法も小さくできる。
【００６３】
なお、一般のスプレイフォーミング法では、強度向上のためにプリフォームを緻密化する方向を重視している。このため、緻密なプリフォームを形成できる程度の緩い凝固状態を形成するために、冷却速度を遅くしている。この結果、一般のスプレイフォーミング法では、微細な金属間化合物相は形成され難い。例えば前記特許文献４のように、プリフォームの気孔率が１質量％以下となっているような場合には、明らかに、冷却速度が遅すぎ、必然的に本発明のような微細な金属間化合物相は得られず、金属間化合物相が粗大となっている。
【００６４】
スプレイフォーミングにおける（スプレイ過程中の）冷却速度は、例えば、ガス／メタル比（Ｇ／Ｍ比：単位質量あたりの溶湯に吹き付けるガスの量）によって制御できる。本発明では、Ｇ／Ｍ比が高いほど、冷却速度を速くでき、微細な金属間化合物が得られ、後述する熱間加工によって、最終的にＡｌ基合金組織における、金属Ａｌのプールの最大長さの平均を４０μｍ以下とできる。また、金属間化合物相に、前記した金属間化合物を構成する以外の元素を強制固溶させられる。
【００６５】
これらの条件を満足するＧ／Ｍ比の下限は、例えば、３Ｎｍ 3／ｋｇ以上、好ましくは５Ｎｍ 3／ｋｇ以上、さらに好ましくは６Ｎｍ3 ／ｋｇ以上であり、Ｇ／Ｍ比の上限は、例えば、２０Ｎｍ3 ／ｋｇ以下、好ましくは１５Ｎｍ3 ／ｋｇ以下とすることが推奨される。これよりＧ／Ｍ比が小さい (冷却速度が遅い) と、金属間化合物が粗大化しやすく、また、後述する熱間加工によっても、Ａｌ基合金組織における、金属Ａｌのプールの最大長さの平均を４０μｍ以下とできない可能性が高い。
【００６６】
このようなスプレイフォーミング法より得られたＡｌ基合金は、このＡｌ基合金プリフォーム体を一旦真空容器中に密封した状態でＨＩＰ処理を行なって緻密化するか、あるいは、そのままのプリフォーム体の状態で、熱間にて、鍛造、押出、圧延のいずれかで加工する。また、前記急冷粉末冶金法によって得られた粉末も、ＣＩＰやＨＩＰで一旦固化成型したＡｌ基合金（プリフォーム体）を、上記熱間加工する。
【００６７】
なお、上記熱間静水圧プレス処理（ＨＩＰ処理；Ｈｏｔ  Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ  Ｐｒｅｓｓｉｎｇ）における条件は、特に限定されないが、真空容器中にプリフォームを密封した状態で、例えば、温度４５０〜６００℃、圧力８０ＭＰａ（８００気圧）以上、時間１〜１０ｈｒでの処理条件が推奨される。温度及び圧力が低すぎたり時間が短すぎると気孔が残留し易くなり、温度が高すぎたり時間が長すぎると、金属間化合物相が粗大化しやすくなるためである。好ましい温度範囲は、５００〜６００℃程度、特に５５０〜６００℃程度である。好ましい圧力は、９００ＭＰａ以上、特に１０００ＭＰａ以上である。なお圧力の上限は特に限定されないが、圧力をかけすぎても効果が飽和するため、通常２０００ＭＰａ以下とする。好ましい時間は、１〜５ｈｒ程度、特に１〜３ｈｒ程度である。
【００６８】
前記した、鍛造、押出、圧延のいずれかの熱間加工（塑性加工）によって、Ａｌ基合金組織における、金属Ａｌのプールの大きさが微細化されるとともに、金属Ａｌのプールと金属間化合物相とが、微細均一に分散される。また、Ａｌマトリックス中に固溶する前記添加元素の固溶量が確保され、析出している金属間化合物粒子の粗大化を防止できる。
【００６９】
これらの熱間加工を行なわない、前記ＣＩＰやＨＩＰ処理ままでは、緻密化はされるものの、Ａｌ基合金組織における、金属Ａｌのプールの最大長さが本発明規定のように微細化されない。
【００７０】
ただ、鍛造、押出、圧延の熱間加工における加工温度は、４２０〜５００℃の範囲と、本発明における好ましい合金系としては、比較的低くすることが好ましい。また、これら熱間加工における加工率は７０％以上と比較的高く、歪み速度は１０-4〜１０-1 (１／ｓ) の範囲とすることが好ましい。このような加工条件で熱間加工すると、上記した効果が再現性良く得られる。
【００７１】
また、熱間加工に際して、上記した効果が再現性良く得るためには、Ａｌ基合金のプリフォーム体（ＣＩＰやＨＩＰ処理後）の前記高温での保持時間は、熱間加工に際しての加熱や均質化処理、熱間加工時間、熱間加工後の冷却時間を含めて、３時間以上とすることが好ましい。ただ、この高温での保持時間は、通常の熱間加工であれば、３時間以上となる。
【００７２】
一方、この加工条件から外れて、加工温度が低過ぎる、加工率や歪み速度が小さ過ぎる、前記高温での保持時間が短過ぎると、熱間加工による上記効果が達成できない可能性が高い。また、加工温度や歪み速度がこれより大き過ぎると、金属間化合物相が析出して、Ａｌマトリックス中に固溶する前記添加元素の固溶量が確保できなくなるとともに、金属間化合物自体が粗大化する可能性が高い。
【００７３】
このように熱間加工されたＡｌ基合金は、そのまま、あるいは、機械加工など適宜の処理が施されて、製品Ａｌ基合金とされる。
【００７４】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【実施例１】
【００７５】
下記表１に示すＡ〜Ｇの成分組成のＡｌ合金の溶湯を、表２に示す溶解温度で溶解し、この溶湯をスプレイ開始温度まで１００℃／ｈ以上の冷却速度で冷却し、その後表２に示す温度で溶湯のスプレイを開始して、表２に示すＧ／Ｍ比でスプレイフォーミング（使用ガス：Ｎ2 ）し、種々のプリフォームを作製した。
表１において、Ａ〜ＥはＣｒ−Ｆｅ−Ｔｉ系組成、ＦはＭｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系組成、ＧはＦｅ−Ｖ−Ｓｉ系組成である。
【００７６】
得られた各プリフォーム（表２に示す例１〜７、例１０〜１５）を、ＨＩＰ処理後に、表２に示す、加熱温度条件、歪み速度、加工率条件で、丸棒に熱間鍛造加工した。この際の、前記した高温保持時間は、加熱時間を含めて５時間以上であった。なお、表２に示す比較例８、９は、熱間鍛造加工せず、ＨＩＰ処理ままとした。これら一連の熱間鍛造加工における４００℃以上の温度での保持時間は約５時間である。
【００７７】
ＨＩＰ処理は、各プリフォームをＳＵＳ製の缶に装填し、１３ｋＰａ（１００Ｔｏｒｒ）以下に減圧した状態で、温度５７５℃で２時間保持して脱気し、缶を密封してカプセルを形成した。得られたカプセルをＨＩＰ処理［温度：５５０℃、圧力：１００ＭＰａ（１０００気圧）、保持時間：２時間］した。なお、これら一連のＨＩＰ処理における５００℃以上の温度での保持時間は約５時間である。
【００７８】
これら熱間鍛造加工後のＡｌ基合金およびＨＩＰ処理後の試験材の特性を以下のようにして評価した。これらの結果を各々表３に示す。
【００７９】
（金属Ａｌのプールの最大長さ）
金属Ａｌのプールの最大長さ（μｍ）の測定は、試験材を鏡面研磨し、研磨面の組織を、前記した通り、最大長さレベルに応じて、５００倍または１０００倍のＳＥＭ（日立製作所製：Ｓ４５００型電界放出型走査電子顕微鏡ＦＥ−ＳＥＭ：Field Emissionn Scanninng Electron Microscoppy）により、約２００μｍ×約１５０μｍ程度の大きさの各１０視野のＡｌ基合金の組織観察した。この反射電子像の観察により、金属Ａｌプール（金属Ａｌ相）は、前記図１のように、黒い像として観察される。
【００８０】
そして、視野内のこれら黒い像の領域をトレースし、画像解析のソフトウエアとして、MEDIACYBERNETICS社製のImage-ProPlus を用いて、各金属Ａｌのプール（黒い像）の最大長さ（重心直径の最大値）を画像解析により求めた。測定対象とする、視野内の金属Ａｌプールの最大長さは１μｍ以上とし、この１μｍ以上の全ての金属Ａｌプールの最大長さを各々求めて、視野内の金属Ａｌプールの最大長さとして平均化した。なお、金属Ａｌプールの最大長さが１μｍ未満のものは測定が困難であり、却って誤差を生じるために、測定対象から外して足切りした。そして、この観察を１０視野で行い、更に平均化した。なお、組織観察においては、ＳＥＭ写真における金属Ａｌ相と金属間化合物相との区別をＥＤＸ（Ｋｅｖｅｘ社製、Ｓｉｇｍａエネルギー分散型Ｘ線検出器：ｅｎｅｒｇｙ  ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ  Ｘ- ｒａｙ  ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）によって行った。また、金属間化合物相を明瞭に観察するため、上記反射電子により観察した。
【００８１】
（金属間化合物相の体積分率）
Ａｌ基合金組織の金属間化合物相の体積分率は、前記金属Ａｌのプールの最大長さの測定方法と同様に、ＳＥＭにより各１０視野のＡｌ基合金の組織観察および画像処理した視野内の組織の、金属Ａｌ相と金属間化合物相との区別を、上記ＥＤＸによって行った上で、視野内の金属間化合物相の体積分率を測定した。また、金属Ａｌプールの最大長さが１μｍ未満のものは測定対象から外して足切りした。
【００８２】
（金属間化合物の平均サイズ）
金属間化合物（金属間化合物粒子）の平均サイズの測定は、５０００〜１５０００倍のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）により行なった。即ち、ＴＥＭの視野内の観察組織像から、金属間化合物をトレースし、画像解析のソフトウエアとして、MEDIACYBERNETICS社製のImage-ProPlus を用いて、各金属間化合物の重心直径を求め、平均化して求めた。測定対象視野数は１０とし、各視野の平均サイズを更に平均化して、金属間化合物の平均サイズとした。ただ、あまり観察倍率が高倍率になり過ぎると、観察箇所による金属間化合物相の疎密の差が大きく、試料全体の状態を表さなくなる。一方、低倍率になり過ぎると、サブμｍレベルの金属間化合物相の存在状態を検知できなくなる。このため、更に、ＥＤＸを併用することで、金属間化合物相と金属Ａｌ相との区別を容易とした。
【００８３】
（金属間化合物相の同定）
前記視野内の各金属間化合物相を、Ｘ線回折およびＴＥＭの電子線回折パターンから、金属間化合物相の結晶構造を解析した。その結果、表２の発明例１〜５、比較例８〜１２の、Ｃｒ−Ｆｅ−Ｔｉ系Ａｌ合金組成を用いた例では、金属間化合物相は、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の二元系を主相とする金属間化合物と金属Ａｌマトリックスで構成されていることを確認した。
【００８４】
また、表２の発明例６のＭｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系Ａｌ合金組成を用いた例では、金属間化合物相は、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の四元系を主相とする金属間化合物相と金属Ａｌマトリックスとで構成されていた。更に、表２の発明例７のＦｅ−Ｖ−Ｓｉ系Ａｌ合金組成を用いた例では、金属間化合物相は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｖ−Ｓｉ系などの四元系を主相とする金属間化合物相と金属Ａｌマトリックスとで構成されていた。
【００８５】
したがって、表３に示す金属間化合物相の体積分率は、Ｃｒ−Ｆｅ−Ｔｉ系Ａｌ合金組成を用いた例では、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の二元系の各金属間化合物の体積分率の総和を表す。また、表２の発明例６のＭｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系Ａｌ合金組成を用いた例では、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の四元系の金属間化合物相の体積分率を表す。更に、表２の発明例７のＦｅ−Ｖ−Ｓｉ系Ａｌ合金組成を用いた例では、Ａｌ−Ｆｅ−Ｖ−Ｓｉ系などの四元系の金属間化合物相の体積分率を表す。
【００８６】
（金属間化合物相への元素の固溶量）
因みに、表２の発明例１〜５、比較例８〜１２のＣｒ−Ｆｅ−Ｔｉ系Ａｌ合金組成を用いた例において、Ａｌ−Ｃｒ系金属間化合物相に固溶したＦｅ、Ｔｉなどの元素の固溶量を測定したところ、程度差はあるが、Ｆｅ、Ｔｉ含有量の内の、５〜１０％程度のＦｅ、Ｔｉが固溶していることを確認した。元素の固溶量測定は、上記ＴＥＭおよび、このＴＥＭに付随の、４５０００倍のＥＤＸ（Ｋｅｖｅｘ社製、Ｓｉｇｍａエネルギー分散型Ｘ線検出器：ｅｎｅｒｇｙ  ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ  Ｘ- ｒａｙ  ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）により、前記視野内のＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物相を各々１０点測定し、平均化した。
【００８７】
(高温強度）
これらＡｌ基合金の高温強度を測定した。平行部Φ４×１５ｍｍＬとした各Ａｌ基合金の試験片を４００℃に加熱して１５分この温度に保持後、試験片をこの温度で高温引張試験を行なった。引張速度は０．５ｍｍ／ｍｉｎとし、歪み速度５×１０-4（１／ｓ）とした。高温引張強度は２５０ＭＰａ以上のものを高温強度乃至耐熱性が合格として評価した。
【００８８】
（耐磨耗性）
高温での耐磨耗性試験は、ピンオンディスク磨耗試験で行なった。ピン材（Φ７ｍｍ×１５ｍｍ長さ、約１ｇ）に各試験材をセットし、磨耗相手側である試験ディスク材はＦＣ２００（鋳鉄）とした。試験温度は４００℃とし、荷重１０ｋｇｆ、ピンの回転半径０．０２ｍで、回転する前記試験ディスク材に、試験材を、潤滑無しで１０分間接触させた。この際の各試験材の摩耗による質量減少率、（試験前質量−試験後質量）／試験材の試験前質量で評価した。この質量の摩耗減少率が０．２ｇ以下のものを高温での耐磨耗性が合格として評価した。
【００８９】
（高温疲労強度）
高温疲労特性は、小野式回転曲げ疲労試験機を用い、平行部Φ８×３０ｍｍＬ、全長９０ｍｍＬとした各Ａｌ基合金の試験片を４００℃に加熱して１５分この温度に保持後、高温試験片を回転数３０００ｒｐｍ、繰り返し数１０7 回で高温回転曲げ疲労試験を行ない、疲労強度を求めた。高温疲労強度は１１０ＭＰａ以上のものを高温疲労特性が合格として評価した。
【００９０】
表３から明らかなように、発明例１〜７は、Ａｌ基合金組織が、本発明で規定する、体積分率で５０〜９０％の金属間化合物相と、残部が金属Ａｌマトリックスとで構成されている。そして、金属間化合物相を構成する金属間化合物（粒子）の平均サイズは１０μｍ以下である。また、金属間化合物相にて区切られた金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍ以下である。
【００９１】
この結果、発明例１〜７は、表３から明らかなように、４００℃の高温での、高温強度、耐摩耗性、高温疲労強度に優れている。
【００９２】
これに対して、比較例８、９は、ＨＩＰ処理によって緻密化はされているものの、熱間鍛造加工していない。このため、金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍを超えて粗大である。この結果、同じ合金を用いた発明例２、３と比較して、高温強度、耐摩耗性、高温疲労強度の内、特に、高温強度と高温疲労強度とが劣っている。
【００９３】
比較例１０は、熱間鍛造加工における加工温度が低過ぎ、加工率も低過ぎる。このため、金属間化合物相にて区切られた金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍを超えて粗大である。この結果、同じ合金を用いた発明例２と比較して、高温強度、耐摩耗性、高温疲労強度の内、特に、高温強度と高温疲労強度とが劣っている。
【００９４】
比較例１１は、熱間鍛造加工における加工温度が高過ぎる。このため、金属間化合物相にて区切られた金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍを超えて粗大である。この結果、同じ合金を用いた発明例２と比較して、高温強度、耐摩耗性、高温疲労強度の内、特に、高温強度と高温疲労強度とが劣っている。
【００９５】
比較例１２は、熱間鍛造加工における歪み速度が小さ過ぎる。このため、金属間化合物相にて区切られた金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍを超えて粗大である。この結果、同じ合金を用いた発明例２と比較して、高温強度、耐摩耗性、高温疲労強度の内、特に、高温強度と高温疲労強度とが劣っている。
【００９６】
比較例１３は、スプレイフォーミングの際のスプレイ開始温度が低過ぎ、金属間化合物が比較的大きい。また、金属間化合物相にて区切られた金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍを超えている。この結果、同じ合金を用いた発明例２と比較して、高温強度、耐摩耗性、高温疲労強度の内、特に、高温強度と高温疲労強度とが劣っている。
【００９７】
比較例１４は、スプレイフォーミングの際のＧ／Ｍ比が低過ぎ、冷却速度が不足し、金属間化合物相が比較的大きい。また、金属間化合物相にて区切られた金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍを超えている。この結果、同じ合金を用いた発明例２と比較して、高温強度、耐摩耗性、高温疲労強度の内、特に、高温強度と高温疲労強度とが劣っている。
【００９８】
比較例１５は、熱間鍛造の際の加工率が低過ぎる。このため、金属間化合物相にて区切られた金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍを超えている。この結果、同じ合金を用いた発明例２と比較して、高温強度、耐摩耗性、高温疲労強度の内、特に、高温強度と高温疲労強度とが劣っている。
【００９９】
以上の結果から、本発明の各要件の臨界的な意義が分かる。
【０１００】
【表１】
2006104561.tif 000003
【０１０１】
【表２】
2006104561.tif 000004
【０１０２】
【表３】
2006104561.tif 000005
【産業上の利用可能性】
【０１０３】
以上説明したように、本発明は、軽量であり、高温強靱性や耐摩耗性とともに、更に、高温疲労特性にも優れた耐熱性Ａｌ基合金を提供できる。したがって、自動車や航空機などの、ピストン、コンロッドなどの耐熱特性が求められる種々の部品に適用することができる。
【図面の簡単な説明】
【０１０４】
【図１】本発明耐熱性Ａｌ基合金の組織を示す、図面代用写真である。
【図２】比較例耐熱性Ａｌ基合金の組織を示す、図面代用写真である。
【図１】
2006104561.tif 000006
【図２】
2006104561.tif 000007