JP4704722B2 - Heat-resistant Al-based alloy with excellent wear resistance and workability - Google Patents
Heat-resistant Al-based alloy with excellent wear resistance and workability Download PDFInfo
- Publication number
- JP4704722B2 JP4704722B2 JP2004296347A JP2004296347A JP4704722B2 JP 4704722 B2 JP4704722 B2 JP 4704722B2 JP 2004296347 A JP2004296347 A JP 2004296347A JP 2004296347 A JP2004296347 A JP 2004296347A JP 4704722 B2 JP4704722 B2 JP 4704722B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- intermetallic compound
- based alloy
- metal
- compound phase
- wear resistance
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
Description
本発明は、耐磨耗性と加工性とに優れており、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、耐熱性Ａｌ基合金に関するものである。 The present invention is excellent in wear resistance and workability, and is required to have heat resistance strength and lightness up to about 300 to 400 ° C. such as engine parts (piston, connecting rod) of automobiles and aircrafts. The present invention relates to a heat-resistant Al-based alloy suitable for use in machine parts.
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。 Various heat-resistant alloys such as Al-Cu alloys (2000-series Al alloys such as 2618) have been developed as conventional melt-cast alloys, but sufficient high-temperature strength is achieved at high temperatures exceeding 150 ° C. Could not get. This is because Al—Cu-based alloys ensure strength with fine precipitates obtained by age hardening, and therefore, when the use temperature exceeds 150 ° C., the precipitate phase becomes coarse and the strength is significantly reduced.
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。 Thus, conventionally, Al-based alloys to which the rapid solidification method is applied have been developed. According to the rapid powder metallurgy method, which is one of the rapid solidification methods, the amount of addition of alloy elements such as Fe, Cr, Mn, Ni, Ti, Zr, etc. can be increased as compared with the melt cast Al alloy. Therefore, an Al alloy containing a large amount of these alloying elements can be pulverized by rapid solidification and solidified to obtain an Al-based alloy having excellent high-temperature strength even at high temperatures exceeding 150 ° C. Yes (see Patent Documents 1 and 2). This is because the alloy element disperses an intermetallic compound with Al that is stable even at high temperatures in the structure, thereby increasing the high-temperature strength.
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）。 Furthermore, a technique for increasing the strength by increasing the fraction of the intermetallic compound by miniaturizing the intermetallic compound has been proposed (see Patent Document 3).
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）。
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。 According to the quenching powder metallurgy method such as Patent Documents 1 and 2, the high temperature strength of the Al-based alloy can be increased by increasing the addition amount of the alloy element. However, if the addition amount of the alloy element is excessively increased, the intermetallic compound is coarsened, so that only a high temperature strength of about 300 MPa at 300 ° C. is obtained. The same applies to Patent Document 3 in which the fraction of intermetallic compounds is increased by miniaturization of intermetallic compounds. Furthermore, even the Al-based alloy by the spray forming method described in Patent Document 4 and the like has only obtained the same high temperature strength.
また、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、これらＡｌ基合金では、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、分散強化型組織となっている。 In addition, these Al-based alloys composed of a metal Al matrix and an intermetallic compound phase have a dispersion strengthened structure in which a hard intermetallic compound phase is dispersed in a soft metal Al matrix.
このような組織において、金属間化合物の種類によっては、Ａｌ基合金の加工性が低下する。例えば、Ａｌ−Ｔｉ系であるＴｉＡｌ、Ａｌ3 Ｔｉなどや、Ｓｉ3 Ｎ4 を含んだ場合、これらの金属間化合物は、５００℃を超えても硬いために、Ａｌ基合金の熱間加工性を低下させる問題がある。 In such a structure, the workability of the Al-based alloy decreases depending on the type of intermetallic compound. For example, when Al—Ti-based TiAl, Al 3 Ti, and Si 3 N 4 are included, these intermetallic compounds are hard even at temperatures exceeding 500 ° C., so the hot workability of Al-based alloys There is a problem of lowering.
更に、このような分散強化型組織においては、金属Ａｌマトリックスが軟らかく、強度が比較的低いために、耐熱強度と軽量性を要求される機械部品に使用された場合、硬い金属間化合物相を表面に保持できず、耐摩耗性が低下するという問題もある。 Further, in such a dispersion strengthened structure, since the metal Al matrix is soft and the strength is relatively low, a hard intermetallic compound phase is formed on the surface when used in a machine part that requires heat resistance and light weight. There is also a problem that the wear resistance is lowered.
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、耐摩耗性と加工性にも優れている耐熱性Ａｌ基合金を提供することを目的とする。 The present invention has been made in view of such problems, and an object thereof is to provide a heat-resistant Al-based alloy having higher high-temperature strength (heat resistance) and excellent wear resistance and workability.
この目的を達成するために、本発明の耐摩耗性と加工性にも優れた耐熱性Ａｌ基合金の要旨は、質量％で、Ｃｒ：５〜３０％、Ｆｅ：１〜２０％、Ｔｉ：１〜１５％を含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、スプレイフォーミング法による急冷凝固法により得られたプリフォーム体を熱間加工して得られたＡｌ基合金であって、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Ａｌ中に、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉが、これらの総和で０．０２〜１０質量％固溶していることである。 In order to achieve this object, the gist of the heat-resistant Al-based alloy excellent in wear resistance and workability of the present invention is mass%, Cr: 5-30%, Fe: 1-20%, Ti: comprises 1% to 15%, the remainder Ri is Do of Al and unavoidable impurities, the preform obtained by the rapid solidification method using a spray forming method an Al-based alloy obtained by hot working, Al group The alloy structure is composed of an intermetallic compound phase having a volume fraction of 50 to 90%, and the balance is a metal Al matrix. In the metal Al, Cr, Fe and Ti are 0.02 to 0.02 in total. That is, 10% by mass is dissolved.
そして、Ａｌ基合金の加工性を確保した上で、Ａｌ基合金の靱性を向上させるために、好ましくは、上記金属間化合物相を構成する金属間化合物の平均サイズを７μｍ以下とする。 In order to improve the toughness of the Al-based alloy while ensuring the workability of the Al-based alloy, the average size of the intermetallic compounds constituting the intermetallic compound phase is preferably 7 μm or less.
本発明に係るＡｌ基合金は、金属Ａｌマトリックスと上記多量の金属間化合物相とで構成されている。本発明のように、合金元素の添加量が多くなり、金属間化合物相が多くなると、Ａｌ基合金の耐摩耗性は、Ａｌマトリックスの強度が律速するようになる。即ち、耐熱機械部品に使用された場合に、硬い金属間化合物相を表面に保持できるだけのＡｌマトリックスの強度が必要となる。 The Al-based alloy according to the present invention is composed of a metal Al matrix and a large amount of the intermetallic compound phase. As in the present invention, when the amount of alloy element added is increased and the intermetallic compound phase is increased, the wear resistance of the Al-based alloy is determined by the strength of the Al matrix. That is, when used for heat-resistant machine parts, the strength of the Al matrix is required to hold the hard intermetallic compound phase on the surface.
これに対して、本発明者らは、金属Ａｌマトリックス中に、添加合金元素を固溶させることによって、金属Ａｌマトリックスの強度が上昇し、Ａｌ基合金の耐摩耗性を向上させうることを知見した。 On the other hand, the present inventors have found that by dissolving the additive alloy element in the metal Al matrix, the strength of the metal Al matrix can be increased and the wear resistance of the Al-based alloy can be improved. did.
即ち、本発明では、金属間化合物形成用添加元素である、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉを、金属Ａｌマトリックス中に一定量固溶させることによって、金属Ａｌマトリックス強度を上昇させる。そして、これによって、耐熱機械部品などの使用環境下においても、金属間化合物相を表面に保持できるだけの、金属Ａｌマトリックス強度を確保して、Ａｌ基合金の耐摩耗性を向上させる。 That is, in the present invention, the metal Al matrix strength is increased by dissolving a certain amount of Cr, Fe, Ti, which are additive elements for forming intermetallic compounds, in the metal Al matrix. As a result, even under a use environment such as a heat-resistant machine part, the strength of the Al-based alloy is improved by securing a metal Al matrix strength sufficient to hold the intermetallic compound phase on the surface.
更に、本発明では、金属間化合物相の内でも、比較的加工しやすいＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物を、他のＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の金属間化合物とともに析出させて、熱間加工性を向上乃至確保する。この結果、４００℃以上の温度での熱間加工性を向上させるとともに、３００〜４００℃程度での使用環境下では、優れた耐熱強度を発揮するＡｌ基合金を提供できる。 Furthermore, in the present invention, among the intermetallic compound phases, Al-Cr-based intermetallic compounds that are relatively easy to process are precipitated together with other Al-Fe-based and Al-Ti-based intermetallic compounds, Improve or ensure workability. As a result, it is possible to improve the hot workability at a temperature of 400 ° C. or higher and provide an Al-based alloy that exhibits excellent heat resistance strength in a use environment at about 300 to 400 ° C.
（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。
(Al-based alloy composition)
The chemical component composition (unit: mass%) of the Al-based alloy of the present invention will be described below, including reasons for limiting each element.
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％を含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるものとする。また、これらＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの総和は１５〜５０％であることが好ましい。 The basic chemical composition of the Al-based alloy of the present invention is mass%, including Cr: 5-30%, Fe: 1-20%, Ti: 1-15%, with the balance being Al and inevitable impurities. Shall. Moreover, it is preferable that the sum total of these Cr, Fe, and Ti is 15 to 50%.
Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉは、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系などの金属間化合物乃至金属間化合物相を形成するとともに、金属Ａｌ中に各々固溶し、金属Ａｌの強度を高めて、Ａｌ基合金の耐熱性と耐磨耗性とを向上させる。また、これらＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉは、例えば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。 Cr, Fe, and Ti form an intermetallic compound or intermetallic compound phase such as Al—Cr, Al—Fe, and Al—Ti, and are dissolved in the metal Al to increase the strength of the metal Al. Increase the heat resistance and wear resistance of the Al-based alloy. In addition, these Cr, Fe, and Ti may be added to any of intermetallic compounds such as Al—Cr, Al—Fe, and Al—Ti by a rapid solidification method such as a spray forming method. Any element other than the constituent elements can be further dissolved to improve the heat resistance and wear resistance of the Al-based alloy.
Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの各含有量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、金属Ａｌ中への固溶量とが不足する。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。また、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量総和が上記各下限未満でも、同じく、金属間化合物相と、金属Ａｌ中への固溶量とが不足する可能性がある。 If each content of Cr, Fe, and Ti is less than the above lower limits, the intermetallic compound phases such as Al—Cr, Al—Fe, and Al—Ti, and the amount of solid solution in metal Al are insufficient. . For this reason, the heat resistance and wear resistance of the Al-based alloy cannot be improved. Further, even if the total content of Cr, Fe, and Ti is less than the above lower limits, the intermetallic compound phase and the amount of solid solution in metal Al may be insufficient.
一方、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの各含有量が上記各上限を超えた場合、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。また、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量総和が上記各上限を超えた場合でも、同じく、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可能性がある。 On the other hand, when the contents of Cr, Fe, and Ti exceed the above upper limits, the toughness is lowered, and on the contrary, the heat resistance strength of the Al-based alloy is lowered. Further, even when the total content of Cr, Fe, and Ti exceeds the above upper limits, the toughness is similarly reduced, and on the contrary, the heat resistance strength of the Al-based alloy may be reduced.
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。また、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの総和は、好ましくは、１５〜５０％とする。 Accordingly, the Cr content ranges from 5 to 30%, Fe from 1 to 20%, and Ti from 1 to 15%. The total content of Cr, Fe, and Ti is also set from 15 to 50%. The total sum of Cr, Fe, and Ti is preferably 15 to 50%.
（Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの金属Ａｌへの固溶量）
金属Ａｌ中に、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉが、これらの総和で０．０２〜１０質量％固溶することによって、金属Ａｌマトリックスの強度が上昇し、耐熱機械部品に使用された場合でも、金属Ａｌマトリックスが硬い金属間化合物相を表面に保持でき、Ａｌ基合金の耐摩耗性を向上させるこができる。
(Solution amount of Cr, Fe, Ti in metal Al)
When Cr, Fe and Ti are dissolved in 0.02 to 10% by mass in total in metal Al, the strength of the metal Al matrix is increased, and even when used in heat-resistant machine parts, metal Al An intermetallic compound phase having a hard matrix can be held on the surface, and the wear resistance of the Al-based alloy can be improved.
Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの固溶量が、これらの総和で０．０２％質量未満では、金属Ａｌマトリックスの強度が、耐熱機械部品に使用された場合に、硬い金属間化合物相を表面に保持できる程度に上昇しない。 When the solid solution amount of Cr, Fe, and Ti is less than 0.02% by mass, the strength of the metal Al matrix can hold the hard intermetallic compound phase on the surface when used in heat-resistant machine parts. Does not rise to the extent.
一方、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの固溶量が、これらの総和で１０質量％を超えた場合、金属Ａｌマトリックスが脆くなって、靱性が低下し、耐熱機械部品として使用できなくなる。 On the other hand, when the solid solution amount of Cr, Fe, and Ti exceeds 10% by mass in total, the metal Al matrix becomes brittle, the toughness is lowered, and cannot be used as a heat-resistant machine part.
金属ＡｌマトリックスへのＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの固溶量は、元素の固溶量測定は、５０００〜１５０００倍のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）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ＴＥＭ視野内の金属Ａｌマトリックスを各々１０点測定し、平均化する。 The solid solution amounts of Cr, Fe, and Ti in the metal Al matrix were measured by TEM (transmission electron microscope) of 5000 to 15000 times and 45000 times of EDX (Kevex Corporation) attached to this TEM. Ten metal Al matrices in the TEM visual field are measured and averaged by an energy dispersive X-ray spectrometer manufactured by Sigma Energy Dispersive X-ray Detector.
(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系の二元系などの金属間化合物相が体積分率で５０〜９０％を占めるようにする。
(Intermetallic compound phase)
The Al-based alloy structure of the present invention is composed of the intermetallic compound phase having a volume fraction of 50 to 90% and the balance being a metal Al matrix. In the composition containing each of Cr, Fe, and Ti, the intermetallic compound phase such as Al—Cr, Al—Fe, and Al—Ti binary may occupy 50 to 90% by volume fraction. To do.
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。 In an Al-based alloy composed of a metal Al matrix and an intermetallic compound phase, the metal Al matrix is soft and the intermetallic compound phase is hard. The Al-based alloy has a structure in which hard intermetallic compound phases are dispersed in such a soft metal Al matrix. This hard intermetallic compound phase becomes the main phase that gives the Al-based alloy heat resistance, wear resistance, and high temperature fatigue strength. On the other hand, the soft metal Al matrix serves as a binder for these hard intermetallic compound phases, or serves as a foundation for these hard intermetallic compound phases and plays a role of exerting the functions of the intermetallic compound phases.
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、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る。 When the amount of intermetallic compound is small, many intermetallic compounds exist alone, but when the volume fraction is 50% or more and the amount of intermetallic compound is increased as in the Al-based alloy of the present invention. A plurality of intermetallic compounds can easily form an aggregate (continuous body) adjacent to each other without interposing metal Al (matrix). For this reason, it becomes easy to exhibit the function as a main phase which gives Al base alloy heat resistance and wear resistance, and high temperature fatigue strength.
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、耐熱性と耐磨耗性、また、特に高温疲労強度が低くなる可能性がある。 If the volume fraction of the intermetallic compound phase is less than 50%, the Al-based alloy lacks heat resistance and wear resistance, and the intermetallic compound phase that is the main phase for imparting high-temperature fatigue strength. Characteristics are degraded. Further, while the amount of the intermetallic compound phase is reduced, the volume fraction of the metal Al is increased, and the size of the metal pool divided by the intermetallic compound phase is necessarily increased. As a result, heat resistance and wear resistance, and particularly high temperature fatigue strength may be reduced.
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。 On the other hand, when the volume fraction of the intermetallic compound phase exceeds 90%, the amount of metal Al becomes too small, and the toughness of the Al-based alloy is lowered and becomes brittle. For this reason, it cannot be used as a heat-resistant Al-based alloy.
(金属間化合物相の平均サイズ)
本発明では、Ａｌ基合金の加工性を確保し、Ａｌ基合金の靱性を向上させるために、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の各金属間化合物相を構成する、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。具体的には、金属間化合物の平均サイズを７μｍ以下とすることが好ましい。
(Average size of intermetallic compound phase)
In the present invention, in order to ensure the workability of the Al-based alloy and improve the toughness of the Al-based alloy, each of the intermetallic compound phases of Al-Cr, Al-Fe, and Al-Ti is configured. The average size of the intermetallic compound (intermetallic compound particles) is preferably as small as possible. Specifically, the average size of the intermetallic compound is preferably 7 μm or less.
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粒子が、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、金属間化合物の量が多い場合には、この金属間化合物粒子を微細化することがより好ましい。本発明では、これら金属間化合物粒子の集合体乃至連続体を、金属間化合物相と総称し、これら金属間化合物相を構成する、個々の金属間化合物粒子の平均サイズを、好ましくは上記のように規定する。 When the amount of the intermetallic compound is small, the intermetallic compound is often present alone, but when the amount of the intermetallic compound is increased as in the Al-based alloy of the present invention, a plurality of intermetallic compound particles, It becomes easy to form an aggregate (continuous body) adjacent to each other without interposing metal Al (matrix). Therefore, when the amount of intermetallic compound is large as in the Al-based alloy of the present invention, it is more preferable to refine the intermetallic compound particles. In the present invention, an aggregate or continuum of these intermetallic compound particles is collectively referred to as an intermetallic compound phase, and the average size of the individual intermetallic compound particles constituting the intermetallic compound phase is preferably as described above. Stipulate.
本発明のように、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量や金属間化合物の量が多くなるほど、高温強度と耐磨耗性は向上する。しかし、一方で、合金元素量や金属間化合物量が少ないＡｌ基合金に比して、金属間化合物の平均サイズの靱性への影響が大きくなる。この点、金属間化合物の平均サイズが７μｍを超えて大きくなった場合には、Ａｌ基合金の加工性や靱性が大幅に低下する可能性がある。また、前記Ａｌ−Ｃｒ系金属間化合物の熱間加工性を向上乃至確保する効果も、それ自身や、他のＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の金属間化合物が粗大化した場合には、半減してしまう可能性がある。 As in the present invention, the higher the Cr, Fe, Ti content and the amount of intermetallic compound, the higher the high-temperature strength and wear resistance. However, on the other hand, the influence on the toughness of the average size of the intermetallic compound is larger than that of the Al-based alloy having a small amount of alloying element or intermetallic compound. In this respect, when the average size of the intermetallic compound exceeds 7 μm, the workability and toughness of the Al-based alloy may be significantly reduced. Also, the effect of improving or ensuring the hot workability of the Al-Cr intermetallic compound itself, when other Al-Fe-based, Al-Ti-based intermetallic compounds are coarsened, There is a possibility of halving.
したがって、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量や金属間化合物の量が多いＡｌ基合金の加工性や靱性を保障するためには、金属間化合物の平均サイズを７μｍ以下とすることが好ましい。これら平均サイズが７μｍ以下を超えて大きくなった場合には、Ａｌ基合金の加工性や靱性を保障できない可能性がある。 Therefore, in order to ensure the workability and toughness of the Al-based alloy having a large content of Cr, Fe, Ti and the amount of intermetallic compound, the average size of the intermetallic compound is preferably 7 μm or less. If these average sizes exceed 7 μm or less, the workability and toughness of the Al-based alloy may not be guaranteed.
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相との区別がより容易となる。 The average size of the intermetallic compound (intermetallic compound particles) was measured with a TEM (transmission electron microscope) of 5000 to 15000 times. That is, the intermetallic compound is traced from the observed tissue image in the TEM field of view, and the center-of-gravity diameter of each intermetallic compound is obtained and averaged using Image-ProPlus made by MEDIACYBERNETICS as image analysis software. Asked. The number of visual fields to be measured was 10, and the average size of each visual field was further averaged to obtain the average size of the intermetallic compound. However, if the observation magnification becomes too high, the difference in density of the intermetallic compound phase depending on the observation location is large, and the state of the entire sample is not represented. On the other hand, if the magnification is too low, the presence state of the intermetallic compound phase at the sub-μm level cannot be detected. For this reason, by further using EDX together, it becomes easier to distinguish between the intermetallic compound phase and the metal Al phase.
(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。
(Al-Cr intermetallic compound)
In the Al-based alloy structure of the present invention, Al and Cr are, for example, Al 13 Cr 2 , Al 45 Cr 7 , Al 112.3 Cr 28.6 , Al 11 Cr 2 , Al 8 Cr 5 , Al 16 Cr 9.5 , Al 2 Cr, etc. Intermetallic compounds are formed.
これらＡｌ−Ｃｒ金属間化合物相は、熱間加工性を向上乃至確保するために必須である。Ａｌ−Ｃｒ金属間化合物相は、前記金属間化合物相の内でも、比較的加工しやすい。このため、Ａｌ−Ｃｒ系金属間化合物を、他のＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の金属間化合物とともに析出させると、熱間加工性を向上乃至確保できる。この結果、４００℃以上の温度での熱間加工性を向上させるとともに、３００〜４００℃程度での使用環境下では、優れた耐熱強度を発揮できる。 These Al—Cr intermetallic compound phases are essential for improving or ensuring hot workability. The Al—Cr intermetallic compound phase is relatively easy to process even among the intermetallic compound phases. For this reason, when the Al—Cr-based intermetallic compound is precipitated together with other Al—Fe-based and Al—Ti-based intermetallic compounds, the hot workability can be improved or secured. As a result, the hot workability at a temperature of 400 ° C. or higher can be improved, and excellent heat resistance strength can be exhibited in a use environment at about 300 to 400 ° C.
また、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。更に、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。 Moreover, the Al—Cr intermetallic compound phase is excellent in the balance between the heat resistance strength and the wear resistance. However, an intermetallic compound phase having a high Al valence has a lower density and is preferable in terms of weight reduction. In addition, by solid solution strengthening, in these Al-Cr intermetallic compound phases, either Fe or Ti other than Cr, or both, in a total amount of 1% by mass or more in total of Fe and Ti. The strength, toughness, and hardness of the Al—Cr intermetallic compound can be improved.
(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。
(Al-Fe intermetallic compound)
Al and Fe form intermetallic compounds such as Al 13 Fe 4 , Al 3 Fe, Al 2.8 Fe, Al 5 Fe 2 , Al 2 Fe, and AlFe.
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。更に、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、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。 Since these Al—Fe intermetallic compound phases are hard, they are excellent in wear resistance, and improve the wear resistance of the Al-based alloy. However, an intermetallic compound phase having a high Al valence has a lower density and is preferable in terms of weight reduction. Furthermore, by solid-solution strengthening by adding 1% by mass or more of Cr and Ti other than Fe or both to these Al—Fe intermetallic compound phases in total with Cr and Ti. The strength, toughness and hardness of the Al—Fe intermetallic compound can be improved.
(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。
(Al-Ti intermetallic compound)
Furthermore, Al and Ti form an intermetallic compound such as Al 3 Ti, Al 2 Ti, TiAl, Ti 3 Al, for example.
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。更に、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、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。 These Al—Ti intermetallic compound phases refine the intermetallic compound phase itself and improve the strength and toughness of the intermetallic compound phase or the Al-based alloy. Therefore, the effect for refinement | miniaturization of the said intermetallic compound phase is exhibited more in combination with the melt | dissolution conditions mentioned later. However, an intermetallic compound phase having a high Al valence has a lower density and is preferable in terms of weight reduction. Further, by solid-solution strengthening, in these Al-Ti intermetallic compound phases, either or both of Fe and Cr other than Ti are dissolved in an amount of 1% by mass or more in total of Fe and Cr. The strength, toughness and hardness of the Al—Ti intermetallic compound can be improved.
（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。また、急冷凝固法のうち、スプレイフォーミング法で製造される。
(Production method)
Below, the manufacturing method of this invention Al group alloy is demonstrated. Since the Al-based alloy of the present invention has a large amount of alloying elements, a preform body is produced by a rapid solidification method instead of a usual melt casting method in order to precipitate a large amount of intermetallic compound phases . Also, of the rapid solidification, it is produced by the scan play forming method.
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、金属Ａｌマトリックッス中に、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉを所定量固溶させることができる。また、生成されるＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉなどの各金属間化合物に、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もでき、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。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、金属Ａｌマトリックッスや各金属間化合物への上記元素の強制固溶とに適したものと言える。 The spray forming method has a much faster cooling and solidification rate than a normal melting casting method (ingot making), and therefore, a predetermined amount of Cr, Fe, and Ti can be dissolved in a metal Al matrix. In addition, two elements other than the elements constituting the intermetallic compound can be forcibly dissolved in each intermetallic compound such as Cr, Fe, Ti, etc., and the heat resistance and wear resistance of the Al-based alloy can be obtained. Can be further improved. In other words, it can be said that the cooling / solidification rate of the spray forming method is suitable for the formation of each intermetallic compound phase and the forced solid solution of the above elements in the metal Al matrix or each intermetallic compound.
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。 However, it is necessary to optimize the cooling and solidification rate even in the spray forming method. In a preferred embodiment by the spray forming method, the Al alloy having the composition of the present invention is melted at a melting temperature of 1100 to 1600 ° C., then spraying of the molten metal is started, and a preform is produced by the spray forming method.
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。 The reason why the melting temperature is set to 1100 ° C. or higher is to completely dissolve each intermetallic compound phase in the Al alloy having the composition of the present invention. Moreover, in order to dissolve each intermetallic compound phase completely as the content of each alloy element increases, the melting temperature is preferably higher than 1100 ° C., but the temperature exceeds 1600 ° C. There is no need.
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することである。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。 When starting the spraying of the molten metal, preferably, the molten metal is cooled to a spray start temperature at a cooling rate of 100 ° C./h or more, and then spraying of the molten metal is started at 900 to 1200 ° C. by a spray forming method. It is to make a preform. The reason for melting at the high temperature is to completely dissolve the intermetallic compound phase, but here, after the molten metal is once cooled, the spraying is started to crystallize the intermetallic compound to some extent, This is because there is an effect of finely crystallizing other intermetallic compounds during spray forming using the intermetallic compound as a nucleus. Moreover, when spraying is started from a low temperature, there is an effect that the spray cooling rate is increased and the intermetallic compound to be crystallized is further refined.
より具体的には、上記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。 More specifically, by the pattern control for cooling the molten metal to the spray start temperature at a cooling rate of 100 ° C./h or more, first, between the Al and Ti metals effective for the refinement of intermetallic compounds by the start of spraying. The compound is crystallized to some extent, and with this as a nucleus, other Al—Cr-based and Al—Fe-based intermetallic compounds are finely crystallized during spraying. If this pattern control is not performed, there is a high possibility that the intermetallic compound to be crystallized cannot be refined.
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。 In addition, when the cooling rate to the spray start temperature of the molten metal is less than 100 ° C./h, the Al—Ti intermetallic compound is crystallized to some extent before the spray starts, or the crystallized Al—Ti intermetallic compound It is highly possible that other Al—Cr-based and Al—Fe-based intermetallic compounds cannot be crystallized finely during spray forming, and the crystallized intermetallic compounds cannot be refined.
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、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。 The spray start temperature of the molten metal affects the cooling and crystallization speed in the spray process (spray forming process). That is, it is easier to increase the cooling rate when the melt spray start temperature is lower. However, when the spray start temperature is less than 900 ° C., the intermetallic compound is crystallized in the molten metal before the spray process, and the nozzle is likely to be blocked. On the other hand, if the spray start temperature exceeds 1200 ° C., the cooling rate during the spray process becomes slow, and the intermetallic compound tends to be coarsened. In particular, the metal in the final Al-based alloy structure by hot working described later. The maximum length of the Al pool is likely to be coarse.
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。 In the spray process (spray forming process), it is important to sufficiently increase the cooling rate. When the cooling rate is sufficiently high, the frequency of crystallization nucleation of the intermetallic compound increases, so that coarsening of the intermetallic compound particles can be prevented and the intermetallic compound phase can be refined. Further, since the intermetallic compound particles are made fine, the frequency of contact with adjacent grains is reduced, and the outer dimensions of the intermetallic compound phase can be reduced.
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。 In the general spray forming method, the direction of densifying the preform is emphasized in order to improve the strength. For this reason, in order to form a loose solidified state that can form a dense preform, the cooling rate is reduced. As a result, in a general spray forming method, a fine intermetallic compound phase is hardly formed. For example, in the case where the porosity of the preform is 1% by mass or less as in Patent Document 4, the cooling rate is obviously too slow and inevitably the fine metal interstices as in the present invention. The compound phase is not obtained, and the intermetallic compound phase is coarse.
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、この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、金属Ａｌマトリックッス中に、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉを所定量固溶させることができる。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ることができる。 The cooling rate (during spraying) in spray forming can be controlled by, for example, the gas / metal ratio (G / M ratio: the amount of gas sprayed on the molten metal per unit mass). In the present invention, the higher the G / M ratio, the faster the cooling rate, and a fine intermetallic compound phase as defined in the present invention can be obtained. A predetermined amount of Cr, Fe, Ti is contained in the metal Al matrix. Can be dissolved. In addition, elements other than those constituting the above-described intermetallic compound can be forcibly dissolved in the intermetallic compound phase.
Ｇ／Ｍ比が低過ぎると、冷却速度が不足し、金属Ａｌマトリックッス中に、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉを所定量固溶させることができなくなる。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。 If the G / M ratio is too low, the cooling rate is insufficient, and a predetermined amount of Cr, Fe, Ti cannot be dissolved in the metal Al matrix. In addition, elements other than those constituting the above-described intermetallic compound cannot be forcibly dissolved in the intermetallic compound phase. Also, the intermetallic compound phase becomes coarse. However, if the G / M ratio is too high, the yield of the preform (melt deposition efficiency) is lowered.
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。 The lower limit of the G / M ratio that satisfies these conditions is, for example, 3 Nm 3 / kg or more, preferably 5 Nm 3 / kg or more, more preferably 6 Nm 3 / kg or more. The upper limit of the G / M ratio is, for example, 20 Nm 3 / kg or less, preferably 15 Nm 3 / kg or less is recommended.
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真空容器中に密封した状態でＣＩＰ処理を行なうか、あるいは、スプレイフォーミング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、上記熱間加工することが好ましい。 The Al-based alloy obtained by such a spray forming method is subjected to CIP treatment in a state where the Al-based alloy preform body is sealed in a vacuum vessel, or in the state of the preform body as spray-formed, Processed by hot forging, extrusion, or rolling. Moreover, it is preferable that the powder obtained by the rapid powder metallurgy is also hot-worked with an Al-based alloy (preform body) once solidified and formed by CIP.
なお、熱間静水圧プレス処理（ＨＩＰ処理；Ｈｏｔ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓｉｎｇ）は、５００℃以上の高温に、Ａｌ基合金（プリフォーム体）を曝すことになるので、金属ＡｌマトリックスへのＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの固溶量を減少させ、金属間化合物が粗大化しやすくなる。このため、本発明では、ＨＩＰ処理はしない方が好ましい。 In addition, since hot isostatic pressing (HIP treatment; Hot Isostatic Pressing) exposes an Al-based alloy (preform body) to a high temperature of 500 ° C. or higher, Cr, Fe, Ti on the metal Al matrix The amount of the solid solution is reduced, and the intermetallic compound is easily coarsened. For this reason, in the present invention, it is preferable not to perform HIP processing.
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、金属間化合物相が微細均一に分散されるとともに、金属ＡｌマトリックスへのＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの固溶量が確保される。但し、金属ＡｌマトリックスへのＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの固溶量確保のためには、これらの鍛造、押出、圧延の熱間加工における加工温度は、４００〜４５０℃の範囲と、比較的低くすることが好ましい。このような加工温度範囲において熱間加工すると、金属間化合物相が微細化されるとともに、均一に分散される。また、Ａｌマトリックス中に固溶するＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの固溶量が確保される。 By these hot working (plastic working), the intermetallic compound phase in the Al-based alloy structure is finely and uniformly dispersed, and the solid solution amount of Cr, Fe, Ti in the metal Al matrix is ensured. However, in order to ensure the solid solution amount of Cr, Fe, and Ti in the metal Al matrix, the processing temperature in the hot working of these forging, extrusion, and rolling is relatively low, in the range of 400 to 450 ° C. It is preferable. When hot working in such a working temperature range, the intermetallic compound phase is refined and uniformly dispersed. In addition, solid solution amounts of Cr, Fe, and Ti that are dissolved in the Al matrix are ensured.
熱間加工における加工温度が４５０℃を超えて高くなると、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Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの固溶量が確保できなくなるとともに、金属間化合物相が粗大化する可能性が高い。一方、加工温度が４００℃未満では、熱間加工による上記金属間化合物微細化効果が達成できない。 When the processing temperature in hot working exceeds 450 ° C., an intermetallic compound phase precipitates, and it becomes impossible to secure the solid solution amount of Cr, Fe, Ti dissolved in the Al matrix, and the intermetallic compound phase. Is likely to become coarse. On the other hand, when the processing temperature is less than 400 ° C., the above-described intermetallic compound refinement effect by hot working cannot be achieved.
同様の主旨で、これらの熱間加工における歪み速度は１０-4〜１０-1 (１／ｓ) と比較的低くすることが好ましい。歪み速度がこれより大き過ぎると、熱間加工による上記効果が達成できない。また、歪み速度がこれより小さ過ぎると、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、金属間化合物相が粗大化する可能性が高い。 For the same purpose, it is preferable that the strain rate in the hot working is relatively low, 10 −4 to 10 −1 (1 / s). If the strain rate is too large, the above-mentioned effect by hot working cannot be achieved. Also, if the strain rate is too low, the intermetallic compound phase precipitates, and it becomes impossible to secure the solid solution amount of the additive element dissolved in the Al matrix, and the intermetallic compound phase may become coarse. Is expensive.
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。 The Al-based alloy thus hot-worked is used as it is or after appropriate processing such as machining to obtain a product Al-based alloy.
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。 EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples, but may be appropriately modified within a range that can meet the purpose described above and below. Of course, it is possible to implement them, and they are all included in the technical scope of the present invention.
下記表１に示す、Ａ〜Ｋまでの各成分組成（Ａ〜Ｆが発明例組成、Ｇ〜Ｋが比較例組成）のＡｌ合金の溶湯を、１１００〜１６００℃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。 As shown in Table 1 below, melted Al alloy melts of each component composition from A to K (A to F are invention composition, G to K are comparative composition) at a melting temperature of 1100 to 1600 ° C. The molten metal is cooled to a spray start temperature at a cooling rate of 100 ° C./h or more, and then spraying of the molten metal is started at 900 to 1400 ° C., and spray forming is performed at a G / M ratio of 2 to 10 (used gas: N 2 ). Various preforms were prepared. Table 2 also shows these spray forming conditions in each of the inventive examples and the comparative examples.
得られたプリフォームをそのまま、更に、表２に示す加熱温度条件、歪み速度条件で、丸棒に熱間鍛造加工し、各Ａｌ基合金（試験材）を得た。 The obtained preform was directly hot-forged into a round bar under the heating temperature condition and strain rate condition shown in Table 2 to obtain each Al-based alloy (test material).
但し、表２に示す比較例１１のみは、上記プリフォームをＨＩＰ処理し、熱間鍛造加工しなかった。具体的には、上記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。 However, in only Comparative Example 11 shown in Table 2, the preform was subjected to HIP treatment and was not hot forged. Specifically, the preform obtained above is loaded into a SUS can, depressurized to 13 kPa (100 Torr) or less, kept at a temperature of 575 ° C. for 2 hours, degassed, the can is sealed and capsules Formed. The obtained capsule was subjected to HIP treatment [temperature: 550 ° C., pressure: 100 MPa (1000 atm), holding time: 2 hours] to obtain a dense Al-based alloy (test material).
これら熱間鍛造加工後のＡｌ基合金および比較例１１のＨＩＰ処理ままのＡｌ基合金など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。 The characteristics of the test materials such as the Al-based alloy after hot forging and the Al-based alloy as compared with Comparative Example 11 were evaluated as follows. These results are shown in Table 3, respectively.
（金属Ａｌへの固溶量）
前記したＴＥＭ−ＥＤＸによる固溶量測定方法により、各例とも、金属Ａｌ中への、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの固溶量の総和を求めた。
(Solubility amount in metal Al)
In each example, the total amount of solid solutions of Cr, Fe, and Ti in metal Al was determined by the above-described solid solution measurement method using TEM-EDX.
（金属間化合物相の体積分率）
Ａｌ基合金組織の体積分率は、１０００倍のＳＥＭにより、約５００μｍ×約５００μｍ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、写真撮影なり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。
(Volume fraction of intermetallic compound phase)
As for the volume fraction of the Al-based alloy structure, the structure of the Al-based alloy in each of 10 fields of view having a size of about 500 μm × about 500 μm was observed with a SEM of 1000 times. Then, after distinguishing between the metallic Al phase and the intermetallic compound phase of the tissue in the field of view obtained by photography or image processing, the volume fraction of the intermetallic phase in the field of view was measured.
（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ＥＤＸを併用して行なった。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。
(Average size of intermetallic compounds)
The average size of the intermetallic compound (intermetallic compound particles) was measured using EDX with a TEM (transmission electron microscope) of 5000 to 15000 times. That is, the intermetallic compound is traced from the observed tissue image in the TEM field of view, and the center-of-gravity diameter of each intermetallic compound is obtained and averaged using Image-ProPlus made by MEDIACYBERNETICS as image analysis software. Asked. The number of visual fields to be measured was 10, and the average size of each visual field was further averaged to obtain the average size of the intermetallic compound.
（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３の発明例１〜６と比較例７〜１４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。
(Identification of intermetallic compound phase)
The crystal structure of each intermetallic compound phase in the field of view was analyzed from the X-ray diffraction and TEM electron diffraction patterns. As a result, in Invention Examples 1 to 6 and Comparative Examples 7 to 14 in Table 3, the intermetallic compound phase is an intermetallic compound whose main phase is a binary system of Al—Cr, Al—Fe, and Al—Ti. It was confirmed that it was composed of a compound and a metal Al matrix.
（金属間化合物相への元素の固溶量）
因みに、表３の発明例１〜６、比較例７〜１４の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が固溶していた。元素の固溶量測定は、１５０００倍の組織のＦＥ−ＴＥＭ（日立製作所製、ＨＦ−２０００電界放射型透過電子顕微鏡）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。
(Amount of element dissolved in intermetallic compound phase)
Incidentally, when the amount of solid solution of elements such as Fe and Ti dissolved in the Al—Cr intermetallic compound phases of Invention Examples 1 to 6 and Comparative Examples 7 to 14 of Table 3 was measured, there was a difference in degree. Fe and Ti of about 5 to 10% of the Fe and Ti contents were dissolved. The amount of solid solution of the element is measured by FE-TEM (Hitachi, HF-2000 Field Emission Transmission Electron Microscope) with 15000 times the structure, and 45000 times EDX (Kevex, Sigma energy) attached to this TEM. Ten points of each Al—Cr intermetallic phase in the field of view were measured and averaged by an energy dispersive X-ray spectrometer.
(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。
(High temperature strength)
The high temperature strength of these Al-based alloys was measured. Each Al-based alloy test piece having a parallel part Φ4 × 15 mmL was heated to 400 ° C. and held at this temperature for 15 minutes, and then the test piece was subjected to a high-temperature tensile test at this temperature. The tensile speed was 0.5 mm / min, and the strain speed was 5 × 10 −4 (1 / s). The high-temperature tensile strength was evaluated with a high-temperature strength or heat resistance as passing if the pressure was 250 MPa or more.
（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。
(Abrasion resistance)
The abrasion resistance test at high temperature was performed by a pin-on-disk abrasion test. Each test material was set on a pin material (Φ7 mm × 15 mm length, about 1 g), and the test disk material on the wear partner side was FC200 (cast iron). The test temperature was 400 ° C., the load was 10 kgf, the rotation radius of the pin was 0.02 m, and the test material was brought into contact with the rotating test disk material for 10 minutes without lubrication. The mass reduction rate due to wear of each test material at this time, (mass before test−mass after test) / mass before test of the test material was evaluated. A sample having a mass wear reduction rate of 0.2 g or less was evaluated as being acceptable for wear resistance at high temperatures.
(加工性）
これらＡｌ基合金の加工性は、上記各熱間鍛造加工の際に、歪み速度１０-4以上の比較的速い速度で、表面に割れが発生せずに、正常に鍛造できたものを加工性が○として評価した。一方、歪み速度１０-4以上の比較的速い速度で、表面に割れが発生したものを加工性が×として評価した。
(Processability)
The workability of these Al-based alloys is the one that can be normally forged without cracks on the surface at a relatively high strain rate of 10 −4 or more during the above hot forging. Was rated as ○. On the other hand, the case where cracks occurred on the surface at a relatively high speed of 10 −4 or more was evaluated as x for workability.
表１〜２から明らかなように、発明例１〜６（発明組成Ａ〜Ｆ）は、本発明で規定する、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの各成分範囲と、好ましい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、金属Ａｌ中に固溶したＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの総和が０．０２〜１０質量％の範囲内である。 As is clear from Tables 1 and 2, Invention Examples 1 to 6 (Invention Compositions A to F) have Cr, Fe and Ti component ranges defined in the present invention, and preferable Cr, Fe and Ti contents. Satisfy the range of the sum. Furthermore, the Al-based alloy structure has Al—Cr, Al—Fe, and Al—Ti intermetallic compound phases, and the average size of each of these intermetallic compound phases is 7 μm or less. The total sum of Cr, Fe, and Ti dissolved in Al is in the range of 0.02 to 10% by mass.
この結果、発明例１〜６は、表３から明らかなように、高温強度、耐摩耗性、加工性に優れている。 As a result, as shown in Table 3, Invention Examples 1 to 6 are excellent in high temperature strength, wear resistance, and workability.
これに対して、比較例７〜１５は、本発明で規定する、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの各成分範囲、金属間化合物相の体積分率、金属間化合物の平均サイズ、金属Ａｌ中に固溶したＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの総和、のいずれかが範囲から外れている。この結果、比較例７〜１５は、表３から明らかなように、高温強度、耐摩耗性、加工性のいずれかが発明例に比して著しく劣っている。 In contrast, in Comparative Examples 7 to 15, each component range of Cr, Fe, Ti, volume fraction of the intermetallic compound phase, average size of the intermetallic compound, and solid solution in the metal Al specified in the present invention. Any of the sum of Cr, Fe, and Ti is out of range. As a result, as is clear from Table 3, Comparative Examples 7 to 15 are significantly inferior to the invention examples in terms of high-temperature strength, wear resistance, and workability.
例えば、比較例７は、Ｃｒ含有量が３％と下限の５％を下回る、表１の合金Ｇを用いている。このため、本発明で規定する組織要件を満足しているものの、高温強度、耐摩耗性が発明例に比して劣る。 For example, the comparative example 7 uses the alloy G of Table 1 in which the Cr content is 3% and lower than the lower limit of 5%. For this reason, although the structure | tissue requirement prescribed | regulated by this invention is satisfied, high temperature strength and abrasion resistance are inferior compared with the invention example.
比較例８は、Ｃｒ含有量が３２％と上限の３０％を越える、表１の合金Ｈを用いている。このため、本発明で規定する組織要件を満足しているものの、高温強度、耐摩耗性、そして加工性が発明例に比して劣る。 Comparative Example 8 uses the alloy H of Table 1 having a Cr content of 32% and exceeding the upper limit of 30%. For this reason, although the structure | tissue requirement prescribed | regulated by this invention is satisfied, high temperature strength, abrasion resistance, and workability are inferior compared with the invention example.
比較例９は、Ｆｅを含有しない、表１の合金Ｉを用いている。このため、このため、本発明で規定する組織要件を満足しているものの、高温強度、耐摩耗性が発明例に比して劣る。 Comparative Example 9 uses Alloy I of Table 1 that does not contain Fe. For this reason, although the structure | tissue requirement prescribed | regulated by this invention is satisfied, high temperature strength and abrasion resistance are inferior compared with the invention example.
比較例１０は、Ｔｉを含有しない、表１の合金Ｊを用いている。このため、このため、本発明で規定する組織要件を満足しているものの、高温強度、耐摩耗性が発明例に比して劣る。 Comparative Example 10 uses Alloy J in Table 1 that does not contain Ti. For this reason, although the structure | tissue requirement prescribed | regulated by this invention is satisfied, high temperature strength and abrasion resistance are inferior compared with the invention example.
比較例１１は、本発明組成の表１のＢ合金を用い、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。この結果、金属Ａｌ中に固溶している、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの総和が低く、金属間化合物も粗大化している。このため、高温強度、耐摩耗性が発明例に比して劣る。 Comparative Example 11 uses the B alloy of Table 1 having the composition of the present invention and is densified by HIP treatment but not hot forged. As a result, the total of Cr, Fe, and Ti dissolved in the metal Al is low, and the intermetallic compound is also coarsened. For this reason, high temperature strength and wear resistance are inferior to those of the inventive examples.
比較例１２は、本発明組成の表１のＢ合金を用いているが、熱間鍛造加工における加工温度が低過ぎる。この結果、金属間化合物相の体積分率が不足し、高温強度、耐摩耗性が発明例に比して劣る。 Although the comparative example 12 uses B alloy of Table 1 of this invention composition, the processing temperature in a hot forging process is too low. As a result, the volume fraction of the intermetallic compound phase is insufficient, and the high-temperature strength and wear resistance are inferior to those of the inventive examples.
比較例１３は、本発明組成の表１のＢ合金を用いているが、熱間鍛造加工における加工温度が高過ぎる。この結果、金属間化合物が粗大化しており、発明例と比較して、高温強度、耐摩耗性が劣っている。 Although the comparative example 13 uses B alloy of Table 1 of this invention composition, the processing temperature in a hot forging process is too high. As a result, the intermetallic compound is coarsened, and the high temperature strength and wear resistance are inferior to those of the inventive examples.
比較例１４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Ａｌ中に固溶したＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの総和が低い。また、金属間化合物も粗大となっている。この結果、発明例と比較して、高温強度、耐摩耗性、加工性が著しく劣っている。 Comparative Example 14 satisfied the component composition defined in the present invention, but the G / M ratio at the time of spray forming was too low, the cooling rate was insufficient, and the total of Cr, Fe, and Ti dissolved in metal Al. Is low. Moreover, the intermetallic compound is also coarse. As a result, the high temperature strength, wear resistance, and workability are remarkably inferior as compared with the inventive examples.
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。 From the above results, the critical significance of each requirement of the present invention can be understood.
以上説明したように、本発明は、軽量であり、より高温強度（耐熱性）が高く、耐摩耗性と加工性にも優れている耐熱性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。
As described above, the present invention can provide a heat-resistant Al-based alloy that is lightweight, has higher high-temperature strength (heat resistance), and is excellent in wear resistance and workability. Therefore, it can be applied to various parts such as pistons and connecting rods that require heat resistance such as automobiles and airplanes.
Claims (2)
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2004296347A JP4704722B2 (en) | 2004-10-08 | 2004-10-08 | Heat-resistant Al-based alloy with excellent wear resistance and workability |
| PCT/JP2005/018007 WO2006040938A1 (en) | 2004-10-08 | 2005-09-29 | HEAT RESISTANT Al BASE ALLOY EXCELLING IN HIGH-TEMPERATURE FATIGUE PROPERTY, DUMPING PROPERTY, ABRASION RESISTANCE AND WORKABILITY |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2004296347A JP4704722B2 (en) | 2004-10-08 | 2004-10-08 | Heat-resistant Al-based alloy with excellent wear resistance and workability |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2006104563A JP2006104563A (en) | 2006-04-20 |
| JP4704722B2 true JP4704722B2 (en) | 2011-06-22 |
Family
ID=36374635
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2004296347A Expired - Fee Related JP4704722B2 (en) | 2004-10-08 | 2004-10-08 | Heat-resistant Al-based alloy with excellent wear resistance and workability |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4704722B2 (en) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5059512B2 (en) | 2007-02-28 | 2012-10-24 | 株式会社神戸製鋼所 | High strength, high ductility Al alloy and method for producing the same |
| JP5463795B2 (en) * | 2009-08-24 | 2014-04-09 | 株式会社豊田中央研究所 | Aluminum alloy and heat-resistant aluminum alloy material and method for producing the same |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0762199B2 (en) * | 1987-05-07 | 1995-07-05 | 株式会社神戸製鋼所 | A1-based alloy |
| JPH01149936A (en) * | 1987-12-04 | 1989-06-13 | Honda Motor Co Ltd | Heat-resistant Al alloy for powder metallurgy |
| JP2911708B2 (en) * | 1992-12-17 | 1999-06-23 | ワイケイケイ株式会社 | High-strength, heat-resistant, rapidly solidified aluminum alloy, its solidified material, and its manufacturing method |
-
2004
- 2004-10-08 JP JP2004296347A patent/JP4704722B2/en not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2006104563A (en) | 2006-04-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US12077837B2 (en) | Heat-resistant aluminum powder material | |
| WO2010122960A1 (en) | High-strength copper alloy | |
| CN102016089B (en) | Brass alloy powder, brass alloy extruded material and method for producing the brass alloy extruded material | |
| WO2018198534A1 (en) | High-strength aluminum alloy laminated molding and production method therefor | |
| KR20200011470A (en) | Dendrite-Reinforced Titanium-Based Metal Matrix Composites | |
| EP0587186B1 (en) | Aluminum-based alloy with high strength and heat resistance | |
| JP5691477B2 (en) | Al-Si alloy and method for producing the same | |
| JP5759426B2 (en) | Titanium alloy and manufacturing method thereof | |
| JP5111005B2 (en) | Manufacturing method of high fatigue strength Al alloy | |
| JP2020523475A (en) | Monoclinic aluminum plain bearing alloy, method of making the same, and plain bearing made thereby | |
| JP4923498B2 (en) | High strength and low specific gravity aluminum alloy | |
| CN114574731A (en) | Aluminum alloy and method for additive manufacturing of lightweight components | |
| JPH0116292B2 (en) | ||
| WO2006103885A1 (en) | Al BASE ALLOY EXCELLENT IN HEAT RESISTANCE, WORKABILITY AND RIGIDITY | |
| JP4764094B2 (en) | Heat-resistant Al-based alloy | |
| JP6738212B2 (en) | Aluminum alloy forged product and manufacturing method thereof | |
| JP4704722B2 (en) | Heat-resistant Al-based alloy with excellent wear resistance and workability | |
| WO2003080881A1 (en) | Process for the production of al-fe-v-si alloys | |
| JP4704720B2 (en) | Heat-resistant Al-based alloy with excellent high-temperature fatigue properties | |
| JP3987471B2 (en) | Al alloy material | |
| JP4704723B2 (en) | Heat-resistant Al-based alloy with excellent high-temperature fatigue properties and vibration damping | |
| JP4699786B2 (en) | Al-based alloy with excellent workability and heat resistance | |
| JP4704721B2 (en) | Heat-resistant Al-based alloy with excellent high-temperature fatigue properties | |
| JP4064917B2 (en) | Al-based alloy with excellent heat resistance and wear resistance | |
| JP4699787B2 (en) | Heat-resistant Al-based alloy with excellent wear resistance and rigidity |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20070815 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20100803 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20100930 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20110308 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20110310 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |