(57)【要約】【課題】    より高温強度（耐熱性）が高く、耐摩耗性にも優れているＡｌ基合金を提供することを目的とする。【解決手段】    質量％で、Ｃｒ：５〜３０％、Ｆｅ：１〜２０％、Ｔｉ：１〜１５％を含むとともに、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの総和が１５〜５０％であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる、急冷凝固法により得られたＡｌ基合金であって、金属組織中に、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の金属間化合物相を各々有し、これら各金属間化合物相の平均サイズが７μｍ以下であるとともに、これら各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のいずれかが固溶しており、これら金属間化合物相に固溶したＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量の総和が１質量％以上であることとする。【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃｒ：５〜３０％、Ｆｅ：１〜２０％、Ｔｉ：１〜１５％を含むとともに、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの総和が１５〜５０％であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる、急冷凝固法により得られたＡｌ基合金であって、金属組織中に、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の金属間化合物相を各々有し、これら各金属間化合物相の平均サイズが７μｍ以下であるとともに、これら各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のいずれかが固溶しており、これら金属間化合物相に固溶したＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量の総和が１質量％以上であることを特徴とする耐熱性と耐磨耗性とに優れたＡｌ基合金。
【請求項２】
前記金属間化合物相の内、少なくともＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物相に固溶したＦｅ、Ｔｉの含有量の総和が１質量％以上である請求項１に記載の耐熱性と耐磨耗性とに優れた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）と耐摩耗性に優れており、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、３００〜４００℃程度までの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】
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。
【０００３】
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。
【０００４】
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）。
【特許文献１】特許２９１１７０８号公報
【特許文献２】特公平７−６２１８９号公報
【特許文献３】特開平５−１９５１３０号公報
【０００５】
また、急冷凝固法の一つであるスプレー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）。
【特許文献４】特開平９−１２５１８０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
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。
【０００７】
更に、前記特許文献４などのスプレー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。
【０００８】
本発明は、かかる問題に鑑みなされたもので、より高温強度（耐熱性）が高く、耐摩耗性にも優れている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】
【０００９】
この目的を達成するために、本発明の耐熱性と耐磨耗性とに優れたＡｌ基合金の要旨は、質量％で、Ｃｒ：５〜３０％、Ｆｅ：１〜２０％、Ｔｉ：１〜１５％を含むとともに、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの総和が１５〜５０％であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる、急冷凝固法により得られたＡｌ基合金であって、金属組織中に、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の金属間化合物相を各々有し、これら各金属間化合物相の平均サイズが７μｍ以下であるとともに、これら各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のいずれかが固溶しており、これら金属間化合物相に固溶したＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量の総和が１質量％以上であることである。
【発明の効果】
【００１０】
本発明に係るＡｌ基合金は、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。前記金属間化合物相としては、金属Ａｌを介在することなく、隣接する複数の金属間化合物粒子（集合体）で形成されているものが該当する。なお単独の金属間化合物粒子が金属間化合物相を形成していてもよい。
【００１１】
本発明者らは、スプレーフォーミング法により作成されたＡｌ基合金について検討した結果、Ａｌ基合金の金属組織中に存在する、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Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉのいずれかが各々更に固溶している場合があることを知見した。                      
【００１２】
そして、このように、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元素が更に固溶した場合、金属間化合物相に前記元素が更に固溶しない場合に比して、Ａｌ基合金の耐熱性と耐磨耗性とが著しく向上することを知見した。
【００１３】
このように、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元素が更に固溶した場合と、そうでない場合とは、金属間化合物相を構成する元素の組み合わせや、各元素量、そしてスプレーフォーミング法の冷却などの制作条件などの違いによって生じる。
【００１４】
本発明のように、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元素が更に固溶した場合には、後述する実施例の通り、例えば、３００℃で４８０Ｈｖ（ビッカース硬度）以上の高温強度のＡｌ基合金も得られる。この結果、Ａｌ基合金の高温用途に大きく道をひらく。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
（Ａｌ基合金組成）
本発明のＡｌ基合金の化学成分組成（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。
【００１６】
本発明Ａｌ基合金の基本的な化学成分組成は、質量％で、Ｃｒ：５〜３０％、Ｆｅ：１〜２０％、Ｔｉ：１〜１５％を含むとともに、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの総和が１５〜５０％であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるものとする。
【００１７】
Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉは、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系などの金属間化合物相を形成するとともに、これら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。
【００１８】
Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの各含有量およびＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量総和が、上記各下限未満では、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とを向上させることができない。
【００１９】
一方、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの各含有量およびＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量総和が、上記各上限を超えた場合、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、却って、Ａｌ基合金の耐熱強度を低下させる。
【００２０】
したがって、Ｃｒは５〜３０％、Ｆｅは１〜２０％、Ｔｉは１〜１５％の各含有量範囲とし、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量総和も１５〜５０％の範囲とする。
【００２１】
(金属間化合物相の平均サイズ) 
本発明では、金属組織中に、これらＡｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の金属間化合物相を各々有するとともに、Ａｌ基合金の靱性を向上させるために、これら各金属間化合物相の平均サイズを７μｍ以下、好ましくは5 μｍ以下とする。Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量が多くなるほど、高温強度と耐磨耗性は向上するが、反面で、靱性は低下する傾向にある。これに対して靱性を保障するのが、各金属間化合物相の平均サイズであって、平均サイズが小さいほど、靱性は向上する。これら平均サイズが７μｍ、厳しくは5 μｍ以下を超えて大きくなった場合には、Ａｌ基合金の靱性を保障できない。
【００２２】
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、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。したがって、本発明Ａｌ基合金のように、金属間化合物の量を多い場合には、この金属間化合物相自体を微細化する必要性がより生じる。このため、本発明では、これら金属間化合物粒子の単独体及び集合体を、金属間化合物相と総称して、これら金属間化合物相の平均サイズを規定する。
【００２３】
金属間化合物相の平均サイズの測定は、５０００倍のＴＥＭあるいはＳＥＭにより、１０視野程度のＡｌ基合金の組織観察した際に、例えば写真撮影なり画像処理した視野内の組織に、無作為に１００μｍの長さの直線を５本引いて、これらの直線上にある、全ての金属間化合物粒子の連続体（金属間化合物相）の長さを測定して、平均化する。なお、組織観察は、金属間化合物相を明瞭に観察するため、反射電子により観察することが好ましい。この反射電子によれば、約０．０５μｍレベル以上の金属間化合物相の存在状態を確認できる。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。更に、鏡面研磨した試験材のＳＥＭ観察に際し、ＥＤＸを併用することで、金属間化合物相と金属Ａｌ相との区別がより容易となる。
【００２４】
(金属間化合物相への固溶量) 
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いずれかを固溶させ、これらが固溶した金属間化合物相における固溶したＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量の総和を１質量％以上とすることで、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。この効果を発揮させるためには、これらＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉが固溶した金属間化合物相における、固溶したＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの固溶量（含有量）の総和を１質量％以上、好ましくは２質量％以上、より好ましくは３質量％以上とする。当該金属間化合物相における、これら固溶した各元素の含有量の総和が１質量％未満、厳しくは２質量％未満、より厳しくは３質量％未満では、前記急冷粉末冶金法により制作された金属間化合物相乃至Ａｌ基合金と大差なくなり、上記効果が実質的に得られない。
【００２５】
これら金属間化合物相の内でも、少なくとも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おり、これらＦｅ、Ｔｉの含有量の総和が１質量％以上であることが好ましい。Ａｌ−Ｃｒ金属間化合物相は、後述する通り、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、他の金属間化合物に元素が固溶されているがＡｌ−Ｃｒ金属間化合物相には元素が固溶されない場合に比して、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。
【００２６】
なお、各金属間化合物相に、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ以外の元素、例えばＡｌ基合金に元々含まれる不純物元素が固溶することは、Ａｌ基合金の特性を阻害しない範囲で許容する。
【００２７】
金属間化合物相のいずれかに固溶したＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉなどの元素の固溶量の測定は、分析ビーム径を絞ることができるＴＥＭおよびＴＥＭに付随のＥＤＸ分析により、組織中の各金属間化合物相を分析し、最も含有量が高い元素によって、各金属間化合物相がいずれの金属間化合物か特定した後、それ以外の各元素の固溶量（含有量）を求める。なお、金属間化合物相の特定は、Ｘ線回折や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て特定する。
【００２８】
例えば、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の、２元系金属間化合物相以外に、実際には、例えば、Ａｌ−Ｃｒ−Ｆｅ系などの３元系以上の金属間化合物相が形成することも考えられる。この場合には、金属間化合物相を構成する以外の元素が、当該金属間化合物相に固溶しているのか、金属間化合物相を形成しているのか、が問題となる。
【００２９】
しかし、スプレーフォーミング法によれば、これら３元系以上の金属間化合物相は殆ど形成されず、例え形成されても、Ａｌ基合金の特性には影響を及ぼさずに、無視できる程度である。したがって、スプレーフォーミング法によれば、金属間化合物相を構成する以外の元素が、当該金属間化合物相に殆ど固溶しており、上記ＴＥＭおよびＴＥＭに付随のＥＤＸ分析により、各金属間化合物相に固溶したＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉなどの元素の固溶量の測定ができる。
【００３０】
また、このように、製法からの類推によらずとも、Ｘ線回折やＴＥＭの電子線回折パターンを用いて、金属間化合物相を特定すれば、各金属間化合物相に、当該金属間化合物を構成する以外のＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉなどの元素が固溶していることが裏付けられる。即ち、前記ＴＥＭおよびＴＥＭに付随のＥＤＸの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、各金属間化合物相が２元系の金属間化合物であるか、３元系以上の金属間化合物であるかを確認する。これらの結果、各金属間化合物相が２元系の金属間化合物であれば、当該金属間化合物相を構成する以外のＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉなどの元素が、金属間化合物として晶出しているのではなく、当該金属間化合物相に固溶していることが裏付けられる。
【００３１】
(Ａｌ−Ｃｒ金属間化合物) 
本発明Ａｌ基合金組織において、ＡｌとＣｒは、例えば、Ａｌ13Ｃｒ2 、Ａｌ45Ｃｒ7 、Ａｌ112.3 Ｃｒ28.6、Ａｌ11Ｃｒ2 、Ａｌ8 Ｃｒ5 、Ａｌ16Ｃｒ9.5 、Ａｌ2 Ｃｒなどの金属間化合物を形成している。
【００３２】
これらＡｌ−Ｃｒ金属間化合物相は、耐熱強度と耐磨耗性とのバランスに優れている。但し、Ａｌの価数が高い金属間化合物相の方が低密度であり、軽量化の点では好ましい。上記した通り、少なくとも、これらＡｌ−Ｃｒ金属間化合物相に、Ｃｒ以外のＦｅとＴｉのいずれか、あるいは両方を、ＦｅとＴｉとの総和で１質量％以上の量を固溶させることで、固溶強化により、Ａｌ−Ｃｒ金属間化合物の強度、靱性、硬さを向上させることができる。
【００３３】
(Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物) 
また、ＡｌとＦｅは、例えば、Ａｌ13Ｆｅ4 、Ａｌ3 Ｆｅ、Ａｌ2.8 Ｆｅ、Ａｌ5 Ｆｅ2 、Ａｌ2 Ｆｅ、ＡｌＦｅなどの金属間化合物を形成している。
【００３４】
これらＡｌ−Ｆｅ金属間化合物相は、硬いため耐磨耗性に優れており、Ａｌ基合金の耐磨耗性を向上させる。但し、Ａｌの価数が高い金属間化合物相の方が低密度であり、軽量化の点では好ましい。これらＡｌ−Ｆｅ金属間化合物相に、Ｆｅ以外のＣｒとＴｉのいずれか、あるいは両方を、上記した通り、ＣｒとＴｉとの総和で１質量％以上の量を固溶させることで、固溶強化により、Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物の強度、靱性、硬さを向上させることができる。
【００３５】
(Ａｌ−Ｔｉ金属間化合物) 
更に、ＡｌとＴｉは、例えば、Ａｌ3 Ｔｉ、Ａｌ2 Ｔｉ、ＴｉＡｌ、Ｔｉ3 Ａｌなどの金属間化合物を形成している。
【００３６】
これらＡｌ−Ｔｉ金属間化合物相は、金属間化合物相自体を微細化し、金属間化合物相乃至Ａｌ基合金の強度と靱性を向上させる。したがって、後述する、溶解条件との組み合わせで、上記金属間化合物相の微細化のための効果をより発揮する。但し、Ａｌの価数が高い金属間化合物相の方が低密度であり、軽量化の点では好ましい。これらＡｌ−Ｔｉ金属間化合物相に、Ｔｉ以外のＦｅとＣｒのいずれか、あるいは両方を、上記した通り、ＦｅとＣｒとの総和で１質量％以上の量を固溶させることで、固溶強化により、Ａｌ−Ｔｉ金属間化合物の強度、靱性、硬さを向上させることができる。
【００３７】
（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、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、好適にはスプレーフォーミング法で製造される。
【００３８】
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で固化成型することで、本発明の、微細な金属間化合物相であって、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉなどが金属間化合物相に強制固溶したＡｌ基合金が得られる。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し、金属間化合物組成が平衡相に近づくため、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉなどの金属間化合物相への固溶量を確保できない。このため、平均粒径が２０μｍを越えるアトマイズ粉末を使用した場合、本発明要件を満たすＡｌ基合金を製造できない可能性が高い。
【００３９】
スプレーフォーミング法は、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、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉなどの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二つの元素を強制固溶させることができる。言い換えると、スプレーフォーミング法の冷却・凝固速度は、各金属間化合物相形成と、これへの上記元素の強制固溶とに適したものと言える。
【００４０】
但し、スプレーフォーミング法によっても、後述する通り、その冷却・凝固速度を最適化しないと、各金属間化合物相への上記元素の強制固溶は生じないか、強制固溶しても、耐熱性と耐磨耗性とを向上させるに十分な量を固溶させられない。以下に、上記本発明Ａｌ基合金を得るための、スプレーフォーミング法による好ましい製造方法の態様について説明する。
【００４１】
スプレー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１２５０〜１６００℃で溶製した後、この溶湯をスプレー開始温度まで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ーを開始して、スプレーフォーミング法によりプリフォームを作製し、このプリフォームを、真空容器中に密封した状態で、ＨＩＰ処理を行なうことである。
【００４２】
上記した、溶解温度１２５０〜１６００℃で溶製した後、この溶湯をスプレー開始温度まで１００℃／ｈ以上の冷却速度で冷却するパターン制御によって、先ず、スプレー開始までに、金属間化合物の微細化に効果のあるＡｌ−Ｔｉ金属間化合物をある程度晶出させ、これを核として、スプレー中に、他のＡｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系の金属間化合物を微細に晶出させる。このパターン制御を行なわないと、晶出する金属間化合物を微細化できない可能性が高い。
【００４３】
溶解温度を１２５０℃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１２５０℃以上の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。
【００４４】
また、溶湯のスプレー開始温度までの前記冷却速度が１００℃／ｈ未満では、上記した、スプレー開始までにＡｌ−Ｔｉ金属間化合物をある程度晶出させることや、晶出したＡｌ−Ｔｉ金属間化合物を核として、スプレーフォーミング中に、他のＡｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系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。
【００４５】
溶湯のスプレー開始温度は、スプレー過程（スプレーフォーミング過程）における、冷却・晶出速度に影響する。即ち、溶湯のスプレー開始温度は、低温の方が冷却速度を速くしやすい。しかし、スプレー開始温度が９００℃未満では、スプレー過程前に、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、スプレー開始温度が１２００℃を超えると、スプレー過程中での冷却速度が遅くなり、スプレーフォーミング法により作製されたプリフォームの金属間化合物を微細化できない可能性が高い。
【００４６】
スプレー過程（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。
【００４７】
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。
【００４８】
スプレイフォーミングにおける（スプレー過程中の）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、本発明で規定するような微細な金属間化合物相が得られ、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。
【００４９】
Ｇ／Ｍ比が低過ぎると、冷却速度が不足し、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なくなる。また、金属間化合物相も粗大となる。但し、Ｇ／Ｍ比が高過ぎると、プリフォームの歩留まり（溶湯の堆積効率）が低下する。
【００５０】
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。
【００５１】
なお、上記急冷条件でスプレイフォーミングを行うと、プリフォームの気孔率は、例えば１０体積％以上となるため、プリフォームのままでは強靱性が不足しやすい。このため、プリフォームの空孔を圧潰して、プリフォームを緻密化することが好ましい。
【００５２】
この圧潰手段は、特に限定されないが、プリフォームを略等方向的に加圧（プレス）する方法、特に熱間で該加圧をする方法（熱間静水圧プレス処理など）が推奨される。例えば、熱間静水圧プレス処理（ＨＩＰ処理；Ｈｏｔ  Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ  Ｐｒｅｓｓｉｎｇ）では、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。
【００５３】
このようにプリフォームの密度を上げられたＡｌ基合金は、適宜機械加工されて、耐熱強度と軽量性を要求される、前記機械部品として用いられる。
【００５４】
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】
【００５５】
下記表１に示す成分組成のＡｌ合金の溶湯を、１３００〜１６００℃の溶解温度で溶解し、この溶湯をスプレー開始温度まで１００℃／ｈ以上の冷却速度で冷却し、その後９００〜１４００℃でこの溶湯のスプレーを開始して、Ｇ／Ｍ比２〜１０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。発明例、比較例の各例における、これらスプレイフォーミング条件も表２に示す。
【００５６】
得られたプリフォームを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］して、緻密なＡｌ基合金（試験材）を得た。
【００５７】
こ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２に示す。なお、表２において、Ａｌ−Ｃｒ系金属間化合物相（Ａｌ−Ｃｒ相）中の固溶元素量（質量％）は、Ａｌ−Ｃｒ相中の固溶Ｆｅと固溶Ｔｉの含有量の総和を示す。また、Ａｌ−Ｔｉ系金属間化合物相とＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物相（Ａｌ−Ｔｉ相、Ａｌ−Ｆｅ相）中の固溶元素量（質量％）は、Ａｌ−Ｔｉ相中とＡｌ−Ｆｅ相中とにおける、各固溶Ｃｒと、各固溶Ｆｅおよび／または各固溶Ｔｉの含有量の総和を示す。
【００５８】
（金属間化合物相の平均サイズ）
金属間化合物相の平均サイズの測定は、試験材を鏡面研磨し、研磨面の組織を５０００倍のＴＥＭ（日立製作所製：ＨＦ−２０００電界放射型透過電子顕微鏡ＦＥ−ＴＥＭ、加速電圧：２００ＫＶ）および５０００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２０μｍ×約２０μｍ程度の大きさの各１０視野のＡｌ基合金の組織観察した。そして前記した方法で平均サイズを測定した。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、反射電子により観察した。
【００５９】
（金属間化合物相に固溶した元素の固溶量）
各金属間化合物相に固溶したＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉなどの元素の固溶量の測定は、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、前記したように、視野内の各金属間化合物相を各々１０点測定し、平均化した。
【００６０】
なお、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、各金属間化合物相が２元系の金属間化合物であり、３元系以上の金属間化合物は殆ど無いことを確認した。これらの結果から、当該金属間化合物を構成する以外のＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉなどの元素が、金属間化合物として晶出しているのではなく、当該金属間化合物相に強制固溶していることが裏付けられる。
【００６１】
(強靱性）
材料の強靱性は、一般にビッカース硬さと相関があるため、ビッカース硬さによって材料の室温強度および高温強度を評価した。すなわち室温と温度３００℃におけるビッカース硬さを、荷重５ｋｇｆ（室温の場合）および荷重１ｋｇｆ（３００℃の場合）の条件で測定した。ビッカース硬さは、温度３００℃におけるビッカース硬さが１５０ＨＶ以上のものを耐熱性ありとして評価した。
【００６２】
更に、３００℃におけるビッカース硬さを測定した材料の、永久くぼみ（圧痕）をＳＥＭ観察（倍率：５００倍）し、圧痕周囲の割れ発生の有無を調べ、材料の強靱性（耐熱性）を評価した。即ち、割れ発生がないものを強靱性（耐熱性）ありとして○と評価した。一方、割れ発生が有るものを強靱性（耐熱性）無しとして×と評価した。
【００６３】
（耐磨耗性）
耐磨耗性試験は、大越式回転円盤による磨耗試験機を使用し、相手材を鋳鉄として、磨耗速度０．１ｍ／秒、荷重２．１ｋｇの条件下での、比磨耗量（×１０-7ｍｍ2 ／ｋｇ）を測定した。
【００６４】
表１〜２から明らかなように、発明例１〜６は、本発明で規定する、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの各成分範囲と、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ含有量の総和の範囲をともに満足する。更に、Ａｌ基合金組織中に、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の金属間化合物相を各々有し、これら各金属間化合物相の平均サイズが７μｍ以下であるとともに、これら各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が固溶しており、これら固溶したＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量の金属間化合物相における総和が１質量％以上である。なお、発明例３のみは、Ａｌ−Ｃｒ相中の固溶Ｆｅと固溶Ｔｉとの含有量の総和が１％未満の場合（Ａｌ−Ｃｒ相中にＦｅとＴｉとが実質量固溶していない場合）を示す。
【００６５】
この結果、発明例１〜６は、表２から明らかなように、温度３００℃におけるビッカース硬さが、最低でも１８０ＨＶ以上であり、更に、３００℃におけるビッカース硬さ測定時の圧痕周囲の割れ発生がなく、高温強度乃至耐熱性に優れている。また。耐磨耗性試験における比磨耗量が最大でも２．８×１０-7ｍｍ2 ／ｋｇであり、耐磨耗性にも優れている。
【００６６】
これに対して、比較例７〜１４は、本発明で規定する、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの各成分範囲と、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ含有量の総和の範囲、各金属間化合物相の平均サイズ、これら各金属間化合物相のＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉ固溶量総和、のいずれかが範囲から外れている。この結果、比較例７〜１４は、表２から明らかなように、温度３００℃におけるビッカース硬さ、３００℃におけるビッカース硬さ測定時の圧痕周囲の割れ発生のいずれかまたは両方、あるいは耐磨耗性試験における比磨耗量が、発明例に比して著しく劣り、高温強度乃至耐熱性や耐磨耗性に劣っている。
【００６７】
例えば、比較例７は、本発明で規定する成分組成を満足するものの、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なくなる。また、金属間化合物相も粗大となる。この結果、各金属間化合物相の平均サイズが１０μｍと、上限の７μｍを越えている。また、各金属間化合物相のＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉ固溶量の総和が０．３質量％と、下限の１質量％を下回っている。このため、温度３００℃におけるビッカース硬さが１０５ＨＶ程度で、このビッカース硬さ測定時の圧痕周囲の割れが発生しており、耐磨耗性試験における比磨耗量も３．７×１０-7ｍｍ2 ／ｋｇ程度と多い。
【００６８】
比較例８は、本発明で規定する成分組成を満足するものの、各金属間化合物相のＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉ固溶量の総和が０．８質量％と、下限の１質量％を下回っている。このため、温度３００℃におけるビッカース硬さが１３０ＨＶ程度で、このビッカース硬さ測定時の圧痕周囲の割れが発生しており、耐磨耗性試験における比磨耗量も３．８×１０-7ｍｍ2 ／ｋｇ程度と多い。
【００６９】
比較例９は、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ含有量の総和が１３％と、下限の１５％未満である。このため、各金属間化合物相のサイズやＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉ固溶量の総和は発明範囲を満足するものの、温度３００℃におけるビッカース硬さが１２０ＨＶ程度で、耐磨耗性試験における比磨耗量も４．２×１０-7ｍｍ2 ／ｋｇ程度と多い。
【００７０】
比較例１０は、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ含有量の総和が５２％と、上限の５０％を越える。このため、各金属間化合物相のサイズやＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉ固溶量の総和は発明範囲を満足し、温度３００℃におけるビッカース硬さも３４１ＨＶ程度と高く、耐磨耗性試験における比磨耗量も２．１×１０-7ｍｍ2 ／ｋｇ程度と少ない。しかし、ビッカース硬さ測定時の圧痕周囲の割れが発生しており、高温での靱性に欠け、やはり耐熱性（耐熱強靱性）が劣る。
【００７１】
比較例１１は、Ｃｒ含有量が３％と、下限の５％を下回る。このため、各金属間化合物相のサイズやＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉ固溶量の総和は発明範囲を満足しているものの、温度３００℃におけるビッカース硬さが１４０ＨＶ程度で、耐磨耗性試験における比磨耗量も４．０×１０-7ｍｍ2 ／ｋｇ程度と多い。
【００７２】
比較例１２は、Ｃｒ含有量が３４％と、上限の３０％を越える。このため、各金属間化合物相のサイズやＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉ固溶量の総和は発明範囲を満足し、温度３００℃におけるビッカース硬さも４０５ＨＶ程度と高く、耐磨耗性試験における比磨耗量も２．３×１０-7ｍｍ2 ／ｋｇ程度と少ない。しかし、ビッカース硬さ測定時の圧痕周囲の割れが発生しており、高温での靱性に欠け、やはり耐熱性（耐熱強靱性）が劣る。
【００７３】
比較例１３は、Ｆｅ含有量が２５％と、上限の２０％を越える。このため、各金属間化合物相のサイズやＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉ固溶量の総和は発明範囲を満足し、温度３００℃におけるビッカース硬さも３８０ＨＶ程度と高く、耐磨耗性試験における比磨耗量も２．１×１０-7ｍｍ2 ／ｋｇ程度と少ない。しかし、ビッカース硬さ測定時の圧痕周囲の割れが発生しており、高温での靱性に欠け、やはり耐熱性（耐熱強靱性）が劣る。
【００７４】
比較例１４は、Ｔｉ含有量が２０％と、上限の１５％を越える。このため、各金属間化合物相のサイズやＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉ固溶量の総和は発明範囲を満足し、温度３００℃におけるビッカース硬さも３６０ＨＶ程度と高く、耐磨耗性試験における比磨耗量も２．２×１０-7ｍｍ2 ／ｋｇ程度と少ない。しかし、ビッカース硬さ測定時の圧痕周囲の割れが発生しており、高温での靱性に欠け、やはり耐熱性（耐熱強靱性）が劣る。
【００７５】
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。
【００７６】
【表１】
2005187876.tif 000002
【００７７】
【表２】
2005187876.tif 000003
【産業上の利用可能性】
【００７８】
以上説明したように、本発明のＡｌ合金基合金は、軽量であり、かつ高温強靱性や耐磨耗性に優れているため、耐熱強度が求められる種々の部品（例えば、ピストン、コンロッドなどのエンジン部品などのような温度３００℃までの耐熱強度が求められる部品）を提供することができる。