JPH10298684A - 強度、耐摩耗性及び耐熱性に優れたアルミニウム基合金−硬質粒子複合材料 - Google Patents
強度、耐摩耗性及び耐熱性に優れたアルミニウム基合金−硬質粒子複合材料Info
- Publication number
- JPH10298684A JPH10298684A JP11616397A JP11616397A JPH10298684A JP H10298684 A JPH10298684 A JP H10298684A JP 11616397 A JP11616397 A JP 11616397A JP 11616397 A JP11616397 A JP 11616397A JP H10298684 A JPH10298684 A JP H10298684A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- strength
- alloy
- composite material
- aluminum
- hard
- 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.)
- Pending
Links
- 239000002245 particle Substances 0.000 title claims abstract description 54
- 239000002131 composite material Substances 0.000 title claims abstract description 25
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 title claims abstract description 19
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 title claims description 24
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims description 24
- 239000000463 material Substances 0.000 claims abstract description 28
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 claims abstract description 12
- 239000000843 powder Substances 0.000 claims abstract description 11
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 10
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 claims abstract description 5
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims abstract description 4
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 claims abstract 2
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 42
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 42
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 13
- 238000005299 abrasion Methods 0.000 claims description 7
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 claims description 3
- VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N yttrium atom Chemical compound [Y] VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 238000007711 solidification Methods 0.000 claims description 2
- 230000008023 solidification Effects 0.000 claims description 2
- 238000000465 moulding Methods 0.000 claims 1
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 abstract description 8
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 abstract description 3
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 abstract description 2
- 238000007731 hot pressing Methods 0.000 abstract description 2
- 238000007578 melt-quenching technique Methods 0.000 abstract 1
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 abstract 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 abstract 1
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 28
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 15
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 9
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 7
- 238000007712 rapid solidification Methods 0.000 description 6
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 5
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 5
- 229910021364 Al-Si alloy Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000013011 mating Effects 0.000 description 4
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 4
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 3
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 3
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 3
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 3
- 239000011812 mixed powder Substances 0.000 description 3
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 3
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 3
- 229910001122 Mischmetal Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 description 2
- 230000005484 gravity Effects 0.000 description 2
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 2
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 2
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 2
- 102220253765 rs141230910 Human genes 0.000 description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 2
- 239000011856 silicon-based particle Substances 0.000 description 2
- 229910018072 Al 2 O 3 Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001203 Alloy 20 Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001018 Cast iron Inorganic materials 0.000 description 1
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000737 Duralumin Inorganic materials 0.000 description 1
- 102000005717 Myeloma Proteins Human genes 0.000 description 1
- 108010045503 Myeloma Proteins Proteins 0.000 description 1
- 229910004298 SiO 2 Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910002796 Si–Al Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910010413 TiO 2 Inorganic materials 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000007545 Vickers hardness test Methods 0.000 description 1
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- 229910000808 amorphous metal alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000000498 ball milling Methods 0.000 description 1
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 1
- 239000013590 bulk material Substances 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 description 1
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 1
- 238000009689 gas atomisation Methods 0.000 description 1
- 238000001192 hot extrusion Methods 0.000 description 1
- 238000007373 indentation Methods 0.000 description 1
- 239000010687 lubricating oil Substances 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000004663 powder metallurgy Methods 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 238000005507 spraying Methods 0.000 description 1
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 1
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 1
- 238000000304 warm extrusion Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 下記従来技術のアルミニウム基合金もしくは
複合材料を改良する。 （ａ）粉末冶金法による高Ｓｉ−Ａｌ合金：加工性不良 （ｂ）液体急冷法によるＳｉ含有Ａｌ合金：Ｓｉ粒微細
のために耐摩耗性不良 （ｃ）Ｎｉ含有Ａｌ合金とＳｉＣなどの複合材料：伸び
不良 （ｄ）高強度Ａｌ合金展伸材：耐熱性不良 【解決手段】（イ）組成：一般式Ａｌbal Ｍa Ｘb （但
し、Ｍ：Ｆｅ，Ｃｏから選ばれる１種もしくは２種の元
素、Ｘ：Ｔｉ，Ｙ（イットリウム）を含む希土類元素ま
たはミッシュメタル（Ｍｍ）から選ばれる１種もしくは
２種以上の元素であり、ａ，ｂは原子％で３≦ａ≦８，
０≦ｂ≦５） （ｄ）組織α−Ａｌ固溶体を主体とした基地中に、平均
粒径１０μｍ以下の硬質粒子が３〜２０体積％分散
複合材料を改良する。 （ａ）粉末冶金法による高Ｓｉ−Ａｌ合金：加工性不良 （ｂ）液体急冷法によるＳｉ含有Ａｌ合金：Ｓｉ粒微細
のために耐摩耗性不良 （ｃ）Ｎｉ含有Ａｌ合金とＳｉＣなどの複合材料：伸び
不良 （ｄ）高強度Ａｌ合金展伸材：耐熱性不良 【解決手段】（イ）組成：一般式Ａｌbal Ｍa Ｘb （但
し、Ｍ：Ｆｅ，Ｃｏから選ばれる１種もしくは２種の元
素、Ｘ：Ｔｉ，Ｙ（イットリウム）を含む希土類元素ま
たはミッシュメタル（Ｍｍ）から選ばれる１種もしくは
２種以上の元素であり、ａ，ｂは原子％で３≦ａ≦８，
０≦ｂ≦５） （ｄ）組織α−Ａｌ固溶体を主体とした基地中に、平均
粒径１０μｍ以下の硬質粒子が３〜２０体積％分散
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、強度などの機械的
特性、耐摩耗性及び耐熱性に優れたアルミニウム基合金
−硬質粒子複合材料に関する。
特性、耐摩耗性及び耐熱性に優れたアルミニウム基合金
−硬質粒子複合材料に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より、高強度及び耐熱性を有するア
ルミニウム基合金が液体急冷法等の急冷凝固手段によっ
て製造されている。特に特開平１−２７５７３２号公報
に開示されている、急冷凝固手段によって得られるアル
ミニウム基合金は、非晶質合金又は非晶質と微結晶質の
複合組織合金である。
ルミニウム基合金が液体急冷法等の急冷凝固手段によっ
て製造されている。特に特開平１−２７５７３２号公報
に開示されている、急冷凝固手段によって得られるアル
ミニウム基合金は、非晶質合金又は非晶質と微結晶質の
複合組織合金である。
【０００４】次に、従来から耐摩耗性アルミニウム基合
金として知られている共晶あるいは過共晶Ａｌ−Ｓｉ合
金は、基地中に硬いＳｉを分散していることから優れた
耐摩耗性を示す。しかしながら、鋳造Ａｌ−Ｓｉ合金の
初晶Ｓｉの大きさが数十μｍ以上と粗大であるため加工
が困難であるので、できるだけ最終製品に近い形状に鋳
造品を仕上げる必要がある。ところが、Ａｌ−Ｓｉ合金
は鋳造性が悪いので製造上の問題が多かった。
金として知られている共晶あるいは過共晶Ａｌ−Ｓｉ合
金は、基地中に硬いＳｉを分散していることから優れた
耐摩耗性を示す。しかしながら、鋳造Ａｌ−Ｓｉ合金の
初晶Ｓｉの大きさが数十μｍ以上と粗大であるため加工
が困難であるので、できるだけ最終製品に近い形状に鋳
造品を仕上げる必要がある。ところが、Ａｌ−Ｓｉ合金
は鋳造性が悪いので製造上の問題が多かった。
【０００５】また、粉末冶金法として３５％Ｓｉ程度の
高Ｓｉ−Ａｌ合金をアトマイズ法によ冷却速度を高め初
晶Ｓｉを微細に分散した合金も知られているが、この合
金は耐摩耗性は優れているが硬度が低く、しかもその割
りには脆いために実用合金としての適性は鋳造材より不
満足であった。
高Ｓｉ−Ａｌ合金をアトマイズ法によ冷却速度を高め初
晶Ｓｉを微細に分散した合金も知られているが、この合
金は耐摩耗性は優れているが硬度が低く、しかもその割
りには脆いために実用合金としての適性は鋳造材より不
満足であった。
【０００６】上記問題を解決するために高強度、耐摩耗
性を有するＳｉ含有アルミニウム基合金が液体急冷法等
の急冷凝固手段によって製造されている。特に特開平５
−２２２４７８号公報に開示されているアルミニウム基
合金は、微結晶質のアルミニウム基地相、安定又は準安
定な金属間化合物相及びＳｉ粒子で構成された複合組織
を有し、強度及び耐摩耗性が高く、かつ加工性も高強度
材料としては良好なレベルに保っている。しかしなが
ら、高強度を狙うための急冷凝固の過程を経て晶出する
Ｓｉ粒子サイズおよび金属間化合物粒子サイズが小さく
耐摩耗性の点で改善の余地を残している。
性を有するＳｉ含有アルミニウム基合金が液体急冷法等
の急冷凝固手段によって製造されている。特に特開平５
−２２２４７８号公報に開示されているアルミニウム基
合金は、微結晶質のアルミニウム基地相、安定又は準安
定な金属間化合物相及びＳｉ粒子で構成された複合組織
を有し、強度及び耐摩耗性が高く、かつ加工性も高強度
材料としては良好なレベルに保っている。しかしなが
ら、高強度を狙うための急冷凝固の過程を経て晶出する
Ｓｉ粒子サイズおよび金属間化合物粒子サイズが小さく
耐摩耗性の点で改善の余地を残している。
【０００７】また、硬質粒子分散合金に属する特公昭６
３−２０２９８号公報に記載された合金は、Ａｌ−Ｎｉ
系アルミニウム基合金にＳｉ，ＳｉＣ，Ｓｉ3 Ｎ4 等を
分散させることにより耐熱性及び耐摩耗性を向上させて
いるが、強度は３０ｋｇ／ｍｍ2 以下であり、薄肉の部
材では強度的に問題がある。また伸びも室温では１％以
下であり加工するのが困難な場合が生じる。
３−２０２９８号公報に記載された合金は、Ａｌ−Ｎｉ
系アルミニウム基合金にＳｉ，ＳｉＣ，Ｓｉ3 Ｎ4 等を
分散させることにより耐熱性及び耐摩耗性を向上させて
いるが、強度は３０ｋｇ／ｍｍ2 以下であり、薄肉の部
材では強度的に問題がある。また伸びも室温では１％以
下であり加工するのが困難な場合が生じる。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明は、強
度及び伸びのあるα−Ａｌ相を主体としたＡｌ基地中に
１０μｍ以下の硬質粒子を分散することにより、耐熱性
に優れ、室温強度及び高温強度ならびに硬度に優れ、比
強度が高く、しかも耐摩耗性のあるアルミニウム基合金
−硬質粒子複合材料を提供することを目的とするもので
ある。
度及び伸びのあるα−Ａｌ相を主体としたＡｌ基地中に
１０μｍ以下の硬質粒子を分散することにより、耐熱性
に優れ、室温強度及び高温強度ならびに硬度に優れ、比
強度が高く、しかも耐摩耗性のあるアルミニウム基合金
−硬質粒子複合材料を提供することを目的とするもので
ある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
本発明は一般式：Ａｌbal Ｍa Ｘb （但し、Ｍ：Ｆｅ，
Ｃｏから選ばれる１種もしくは２種以上、Ｘ：Ｔｉ，Ｙ
（イットリウム）を含む希土類元素又はミッシュメタル
（Ｍｍ）から選ばれる１種もしくは２種以上の元素であ
り、ａ，ｂは原子％で３≦ａ≦８，０≦ｂ≦５）で示さ
れる組成を有し、α−Ａｌ相を主体とした基地中に平均
粒径１０μｍ以下の硬質粒子をが３〜２０体積％分散し
ていることを特徴とする強度、耐摩耗性及び耐熱性に優
れたアルミニウム基合金−硬質粒子複合材料を提供す
る。
本発明は一般式：Ａｌbal Ｍa Ｘb （但し、Ｍ：Ｆｅ，
Ｃｏから選ばれる１種もしくは２種以上、Ｘ：Ｔｉ，Ｙ
（イットリウム）を含む希土類元素又はミッシュメタル
（Ｍｍ）から選ばれる１種もしくは２種以上の元素であ
り、ａ，ｂは原子％で３≦ａ≦８，０≦ｂ≦５）で示さ
れる組成を有し、α−Ａｌ相を主体とした基地中に平均
粒径１０μｍ以下の硬質粒子をが３〜２０体積％分散し
ていることを特徴とする強度、耐摩耗性及び耐熱性に優
れたアルミニウム基合金−硬質粒子複合材料を提供す
る。
【００１０】本発明のアルミニウム基合金−硬質粒子複
合材料の基地は、α−Ａｌ（過飽和固溶体）相からな
る。ここでＭ元素が３原子％以上では平衡状態における
固溶量を超えるために溶質を含有するα−Ａｌは過飽和
固溶体になる。また、基地は、α−Ａｌと、アルミニウ
ムとその他の元素（Ｍ，Ｘ）とが生成する種々の金属間
化合物、又はその他の元素（Ｍ，Ｘ）どうしが生成する
金属間化合物が１種又は２種以上の二次相としてＡｌ過
飽和固溶体結晶粒内に含まれている複合相からなること
もある。ここで、金属間化合物は基地の強化及び結晶粒
の制御をするのに有効である。
合材料の基地は、α−Ａｌ（過飽和固溶体）相からな
る。ここでＭ元素が３原子％以上では平衡状態における
固溶量を超えるために溶質を含有するα−Ａｌは過飽和
固溶体になる。また、基地は、α−Ａｌと、アルミニウ
ムとその他の元素（Ｍ，Ｘ）とが生成する種々の金属間
化合物、又はその他の元素（Ｍ，Ｘ）どうしが生成する
金属間化合物が１種又は２種以上の二次相としてＡｌ過
飽和固溶体結晶粒内に含まれている複合相からなること
もある。ここで、金属間化合物は基地の強化及び結晶粒
の制御をするのに有効である。
【００１１】本発明の複合材料は、上記一般式の組成を
有するＡｌ合金の溶湯を単ロール法、双ロール法、各種
アトマイズ法、スプレー法などの液体急冷法により凝固
させ、作製した急冷凝固材を酸化物、炭化物、窒化物、
硼化物等の硬質粒子とボールミルなどにより混合し硬質
微粒子をを均一分散させることにより得ることができ
る。これらの方法の場合、合金組成によって多少異なる
が、基地となる合金は１０2 〜１０4 Ｋ／ｓｅｃ程度の
冷却速度により過飽和固溶体あるいは過飽和固溶体と金
属間化合物との複合組織とすることができる。
有するＡｌ合金の溶湯を単ロール法、双ロール法、各種
アトマイズ法、スプレー法などの液体急冷法により凝固
させ、作製した急冷凝固材を酸化物、炭化物、窒化物、
硼化物等の硬質粒子とボールミルなどにより混合し硬質
微粒子をを均一分散させることにより得ることができ
る。これらの方法の場合、合金組成によって多少異なる
が、基地となる合金は１０2 〜１０4 Ｋ／ｓｅｃ程度の
冷却速度により過飽和固溶体あるいは過飽和固溶体と金
属間化合物との複合組織とすることができる。
【００１２】上記アルミニウム基合金粉末は平均粒子径
が好ましくは２０〜３０μｍのものを、平均粒径が好ま
しくは１〜１０μｍの硬質粒子とボールミルなどで混合
する。ボールミル法としては乾式で行うことが効果的で
ある。湿式の場合粉末の酸化等があり、その後固化成形
した場合、硬質粒子と粉末との接合性が悪く硬質粒子が
脱落する可能性があり、耐摩耗性に寄与できないことが
考えられる。混合粉末は熱間押出、熱間プレス、ＨＩＰ
などにより固化することにより複合材とする。複合材の
空孔率はできるだけ少ないほうがよく、特に２体積％以
下が好ましい。上記アルミニウム基合金は、例えば２５
０〜４５０℃において３０分以上熱処理して金属間化合
物を析出させることができる。ここで熱処理温度が４５
０℃を超えると、ほとんど全量のＸ、Ｍ成分が析出して
しまうので、過飽和固溶体が維持されなくなり、一方熱
処理温度が２５０℃未満，熱処理時間が１時間未満であ
ると顕著な効果がない。なお熱処理は固化前後のいずれ
で行ってもよい。
が好ましくは２０〜３０μｍのものを、平均粒径が好ま
しくは１〜１０μｍの硬質粒子とボールミルなどで混合
する。ボールミル法としては乾式で行うことが効果的で
ある。湿式の場合粉末の酸化等があり、その後固化成形
した場合、硬質粒子と粉末との接合性が悪く硬質粒子が
脱落する可能性があり、耐摩耗性に寄与できないことが
考えられる。混合粉末は熱間押出、熱間プレス、ＨＩＰ
などにより固化することにより複合材とする。複合材の
空孔率はできるだけ少ないほうがよく、特に２体積％以
下が好ましい。上記アルミニウム基合金は、例えば２５
０〜４５０℃において３０分以上熱処理して金属間化合
物を析出させることができる。ここで熱処理温度が４５
０℃を超えると、ほとんど全量のＸ、Ｍ成分が析出して
しまうので、過飽和固溶体が維持されなくなり、一方熱
処理温度が２５０℃未満，熱処理時間が１時間未満であ
ると顕著な効果がない。なお熱処理は固化前後のいずれ
で行ってもよい。
【００１３】以下、本発明の限定理由について詳細に説
明する。前記一般式Ａｌbal Ｍa Ｘb において原子％で
Ｍ（Ｆｅ，Ｃｏ）の含有量ａを３〜８ａｔ％，Ｘ（Ｔ
ｉ，希土類元素）ｂを０〜５ａｔ％の範囲にそれぞれ限
定したのは、その範囲内であると従来（市販）の高強度
アルミニウム合金より室温強度が高く、３００℃以上の
高温強度も高く、ヤング率が高く、同時に実用の加工に
耐えうるだけの延性を備えているためである。ａ，ｂの
残部即ち１００−ａ−ｂはＡｌである。
明する。前記一般式Ａｌbal Ｍa Ｘb において原子％で
Ｍ（Ｆｅ，Ｃｏ）の含有量ａを３〜８ａｔ％，Ｘ（Ｔ
ｉ，希土類元素）ｂを０〜５ａｔ％の範囲にそれぞれ限
定したのは、その範囲内であると従来（市販）の高強度
アルミニウム合金より室温強度が高く、３００℃以上の
高温強度も高く、ヤング率が高く、同時に実用の加工に
耐えうるだけの延性を備えているためである。ａ，ｂの
残部即ち１００−ａ−ｂはＡｌである。
【００１４】Ｍ元素はＦｅ，Ｃｏから選ばれる１種もし
くは２種の元素であり、熱的安定性を向上させる。ま
た、Ｘ元素はＴｉ，Ｙ（イットリウム）を含む希土類元
素又はミッシュメタル（Ｍｍ）から選ばれる１種又は２
種以上の元素である。これらの元素は、Ａｌに対して拡
散能が小さい元素であるところ、急冷凝固中にアルミニ
ウム基地内で生じるＸ元素の濃度偏析は、高Ｘ濃度域に
おいては基地強化効果があり、一方低Ｘ濃度偏析域のＡ
ｌ基地ではすぐれた伸びが維持される。したがって、Ｘ
元素の拡散能が小さいことは有益な性質である。さらに
Ｘ成分に含まれる元素は主元素のＡｌ又はその他の元素
と種々の金属間化合物を形成し、合金の強度の向上及び
耐熱性に貢献する。その他に、Ｘ成分の元素は合金溶湯
の冷却中にＡｌ溶湯から微細な結晶として多数晶出して
核となって、Ａｌ結晶を微細化させ、機械的特性を向上
させるとともに、合金の延性を向上させる。
くは２種の元素であり、熱的安定性を向上させる。ま
た、Ｘ元素はＴｉ，Ｙ（イットリウム）を含む希土類元
素又はミッシュメタル（Ｍｍ）から選ばれる１種又は２
種以上の元素である。これらの元素は、Ａｌに対して拡
散能が小さい元素であるところ、急冷凝固中にアルミニ
ウム基地内で生じるＸ元素の濃度偏析は、高Ｘ濃度域に
おいては基地強化効果があり、一方低Ｘ濃度偏析域のＡ
ｌ基地ではすぐれた伸びが維持される。したがって、Ｘ
元素の拡散能が小さいことは有益な性質である。さらに
Ｘ成分に含まれる元素は主元素のＡｌ又はその他の元素
と種々の金属間化合物を形成し、合金の強度の向上及び
耐熱性に貢献する。その他に、Ｘ成分の元素は合金溶湯
の冷却中にＡｌ溶湯から微細な結晶として多数晶出して
核となって、Ａｌ結晶を微細化させ、機械的特性を向上
させるとともに、合金の延性を向上させる。
【００１５】上述のように本発明において合金の基地組
織はα−Ａｌ（過飽和固溶体）単相もしくは上述の複合
相からなる。基地組織を構成することがある種々の金属
間化合物の平均粒子の大きさは１０〜１０００ｎｍであ
ることが好ましい。平均粒子の大きさが１０ｎｍ未満の
場合、合金の強度が高くならず、又単位面積当りの金属
間化合物の個数が必要以上多くなりすぎるために合金の
脆化を招く危険が生じる。一方金属間化合物の平均粒子
の大きさが１０００ｎｍを越えた場合、粒子が大きくな
りすぎて、強化要素として働きがなくなるため合金の強
度の維持ができなくなる。また強度、硬度及び延性を高
いレベルでバランスさせるために金属間化合物の平均粒
子間距離は１０〜５００ｎｍであることが好ましい。分
散強化機構により強化を行う金属間化合物粒子の平均粒
子間距離が１０ｎｍ〜５００ｎｍの範囲内であると強度
及び延性が特に良好となり、しかも高温で超塑性材とし
ての性質も付与される。
織はα−Ａｌ（過飽和固溶体）単相もしくは上述の複合
相からなる。基地組織を構成することがある種々の金属
間化合物の平均粒子の大きさは１０〜１０００ｎｍであ
ることが好ましい。平均粒子の大きさが１０ｎｍ未満の
場合、合金の強度が高くならず、又単位面積当りの金属
間化合物の個数が必要以上多くなりすぎるために合金の
脆化を招く危険が生じる。一方金属間化合物の平均粒子
の大きさが１０００ｎｍを越えた場合、粒子が大きくな
りすぎて、強化要素として働きがなくなるため合金の強
度の維持ができなくなる。また強度、硬度及び延性を高
いレベルでバランスさせるために金属間化合物の平均粒
子間距離は１０〜５００ｎｍであることが好ましい。分
散強化機構により強化を行う金属間化合物粒子の平均粒
子間距離が１０ｎｍ〜５００ｎｍの範囲内であると強度
及び延性が特に良好となり、しかも高温で超塑性材とし
ての性質も付与される。
【００１６】続いて、基地組織中に分散する分散相であ
る硬質粒子について説明する。硬質粒子とは、一般にＨ
ｖ１０００〜２０００の硬度を有し、基地より硬度が実
質的に高い化合物（２種以上の化合物が複合した複化合
物も含む）の粒子である。硬度差は少なくとも３倍以
上、好ましくは５倍以上である。硬質粒子は、好ましく
は、炭化物、窒化物、酸化物及び硼化物から選択され
る。炭化物はＴｉＣ，ＳｉＣ，ＷＣ，ＮｂＣなど、窒化
物はＡｌＮ，ＴｉＮ，Ｓｉ3 Ｎ4 ，ｃ−ＢＮなど、酸化
物はＡｌ2 Ｏ3 ，ＳｉＯ2 ，ＴｉＯ2 など、硼化物はＴ
ｉＢ，ＦｅＢなどから選択される。分散する硬質粒子の
平均粒子径は１０μｍ以下である。１０μｍを超えると
強度及び被削性が低下する。また硬質粒子の分散量（複
合材料全体に対する割合）を３〜２０体積％に限定した
理由は、３体積％以下では耐摩耗性が不足し、２０体積
％以上では強度及び靭性が低下するからである。
る硬質粒子について説明する。硬質粒子とは、一般にＨ
ｖ１０００〜２０００の硬度を有し、基地より硬度が実
質的に高い化合物（２種以上の化合物が複合した複化合
物も含む）の粒子である。硬度差は少なくとも３倍以
上、好ましくは５倍以上である。硬質粒子は、好ましく
は、炭化物、窒化物、酸化物及び硼化物から選択され
る。炭化物はＴｉＣ，ＳｉＣ，ＷＣ，ＮｂＣなど、窒化
物はＡｌＮ，ＴｉＮ，Ｓｉ3 Ｎ4 ，ｃ−ＢＮなど、酸化
物はＡｌ2 Ｏ3 ，ＳｉＯ2 ，ＴｉＯ2 など、硼化物はＴ
ｉＢ，ＦｅＢなどから選択される。分散する硬質粒子の
平均粒子径は１０μｍ以下である。１０μｍを超えると
強度及び被削性が低下する。また硬質粒子の分散量（複
合材料全体に対する割合）を３〜２０体積％に限定した
理由は、３体積％以下では耐摩耗性が不足し、２０体積
％以上では強度及び靭性が低下するからである。
【００１７】
【作用】上述のように、高温、室温強度、延性、疲労強
度、ヤング率などが高い基地合金に硬質粒子を分散させ
ることにより耐摩耗性を付加させることができる。これ
に対して、従来の硬質粒子を混合した複合Ａｌ合金は強
度などの特性は向上する一方伸びが激減するが、本発明
の合金は基地の優れた特性故に靭性が高い。
度、ヤング率などが高い基地合金に硬質粒子を分散させ
ることにより耐摩耗性を付加させることができる。これ
に対して、従来の硬質粒子を混合した複合Ａｌ合金は強
度などの特性は向上する一方伸びが激減するが、本発明
の合金は基地の優れた特性故に靭性が高い。
【００１８】本発明の複合材料の代表的な性質は以下の
とおりである。 引張強度（室温）：７５０〜９００ＭＰａ、鉄鋼材料と
同等 比重：３．０〜３．３、一般的アルミニウム合金展伸材
と比較して約２０％重い 比強度：２．３×１０4 ｍ〜３．０×１０4 ｍ高強度ア
ルミニウム合金の代表である超々ジュラルミン（Ａ７０
７５）と比較して１．５倍 延性：２〜５％ 高温強度：４００Ｋにおいて硬度換算でＡ７０７５の
１．５〜２倍 耐摩耗性：［００２６］で述べる 本発明の複合材は高温で使用される軽量摺動材料として
適している。
とおりである。 引張強度（室温）：７５０〜９００ＭＰａ、鉄鋼材料と
同等 比重：３．０〜３．３、一般的アルミニウム合金展伸材
と比較して約２０％重い 比強度：２．３×１０4 ｍ〜３．０×１０4 ｍ高強度ア
ルミニウム合金の代表である超々ジュラルミン（Ａ７０
７５）と比較して１．５倍 延性：２〜５％ 高温強度：４００Ｋにおいて硬度換算でＡ７０７５の
１．５〜２倍 耐摩耗性：［００２６］で述べる 本発明の複合材は高温で使用される軽量摺動材料として
適している。
【００１９】本発明のアルミニウム基合金は適当な製造
条件を選ぶことにより、合金組織、各相の粒径、分散状
態などを制御できる。すなわち、合金の組織は単相もし
くは複相の何れかをＭ，Ｘ成分の添加量と冷却速度制
御、及び熱処理により選択できる。各相の粒径は粉末粒
径により、分散状能はボールミル混合条件により制御す
ることができる。この制御により強度、硬度、延性、耐
熱性等を調整することができる。以下、実施例に基づき
本発明を具体的に説明する。
条件を選ぶことにより、合金組織、各相の粒径、分散状
態などを制御できる。すなわち、合金の組織は単相もし
くは複相の何れかをＭ，Ｘ成分の添加量と冷却速度制
御、及び熱処理により選択できる。各相の粒径は粉末粒
径により、分散状能はボールミル混合条件により制御す
ることができる。この制御により強度、硬度、延性、耐
熱性等を調整することができる。以下、実施例に基づき
本発明を具体的に説明する。
【００２０】
実施例１ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 で示される組成（原子比）の母
合金を高周波溶解炉で溶製し、高圧ガス噴霧法（Ａｒガ
ス）により平均粒径２３μｍの粉末を製造した。その際
のガス圧は８０ｋｇ／ｃｍ2 であった。製造した粉末は
Ｘ線回折を行った結果、α−Ａｌ相からなる組織であっ
た。この粉末に平均粒径３μｍのＳｉＣ粉末を５体積％
添加しボールミルで３時間混合した結果、基地中にＳｉ
Ｃが均一に分散したＡｌ基合金−ＳｉＣの混合粉末が得
られた。
合金を高周波溶解炉で溶製し、高圧ガス噴霧法（Ａｒガ
ス）により平均粒径２３μｍの粉末を製造した。その際
のガス圧は８０ｋｇ／ｃｍ2 であった。製造した粉末は
Ｘ線回折を行った結果、α−Ａｌ相からなる組織であっ
た。この粉末に平均粒径３μｍのＳｉＣ粉末を５体積％
添加しボールミルで３時間混合した結果、基地中にＳｉ
Ｃが均一に分散したＡｌ基合金−ＳｉＣの混合粉末が得
られた。
【００２１】実施例２ 実施例１で作製した粉末を、銅製カプセルに詰め４００
℃で真空脱気（１×１０-5ｔｔｏｒ）後、３６０℃で押
出し比１０で温間押出しにより直径が１２ｍｍの丸棒を
得た。この押出棒はα−Ａｌ相からなるＡｌ基地中に、
ＳｉＣ粒子が均一微細に分散した組織を有していた。図
１にこの複合材料を光学顕微鏡で観察した組織写真を示
す。またこの合金の引張強度、室温での伸びはそれぞれ
７７６ＭＰａ，２．８％であった。
℃で真空脱気（１×１０-5ｔｔｏｒ）後、３６０℃で押
出し比１０で温間押出しにより直径が１２ｍｍの丸棒を
得た。この押出棒はα−Ａｌ相からなるＡｌ基地中に、
ＳｉＣ粒子が均一微細に分散した組織を有していた。図
１にこの複合材料を光学顕微鏡で観察した組織写真を示
す。またこの合金の引張強度、室温での伸びはそれぞれ
７７６ＭＰａ，２．８％であった。
【００２２】実施例３ 表１に組成を示す本発明合金１〜１９を実施例１と同様
に粉末として製造し、続いて表１に示す分散粒子とボー
ルミルにより３時間混合した。混合粉末を実施例２と同
様の方法により押出し成形し、得られたバルク材の硬
度、引張強度を調べた結果を図６（表１）に示す。
に粉末として製造し、続いて表１に示す分散粒子とボー
ルミルにより３時間混合した。混合粉末を実施例２と同
様の方法により押出し成形し、得られたバルク材の硬
度、引張強度を調べた結果を図６（表１）に示す。
【００２３】比較例１ 図６（表１）に基地合金組成、分散粒子種類・量・径を
示すＮｏ．２０〜２４につき実施例３と同様に成形し
た。図６（表１）より合金Ｎｏ．２０は硬質粒子無添加
であるために、またＮｏ．２１は硬質粒子添加量が少な
いために、強度及び硬度が低い。Ｎｏ．２２，２４は硬
質粒子添加量が多いために又Ｎｏ．２３硬質粒子径が大
きいために、硬度は高いが強度は低い。
示すＮｏ．２０〜２４につき実施例３と同様に成形し
た。図６（表１）より合金Ｎｏ．２０は硬質粒子無添加
であるために、またＮｏ．２１は硬質粒子添加量が少な
いために、強度及び硬度が低い。Ｎｏ．２２，２４は硬
質粒子添加量が多いために又Ｎｏ．２３硬質粒子径が大
きいために、硬度は高いが強度は低い。
【００２４】図６（表１）の組成は以下のとおりであ
り、比較材は＊印を付して示す。 １ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 ２ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 ３ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 ４ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 ５ Ａｌ92.5Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 Ｃｅ0.5 ６ Ａｌ92.5Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 Ｃｅ0.5 ７ Ａｌ92.5Ｆｅ4 Ｃｏ3 Ｎｄ0.5 ８ Ａｌ92.5Ｆｅ3.5 Ｃｏ3.5 Ｎｄ0.5 ９ Ａｌ92.5Ｆｅ3 Ｃｏ4 Ｎｄ0.5 １０ Ａｌ92.5Ｆｅ4 Ｃｏ3 Ｃｅ0.5 １１ Ａｌ92Ｆｅ4 Ｃｏ3 Ｎｄ0.5 Ｔｉ0.5 １２ Ａｌ92.5Ｆｅ3.5 Ｃｏ4 Ｃｅ0.5 Ｔｉ0.5 １３ Ａｌ92.5Ｆｅ4 Ｃｏ3 Ｃｅ0.5 Ｔｉ0.2 １４ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 １５ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 １６ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 １７ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 １８ Ａｌ93Ｆｅ4 Ｃｏ3 １９ Ａｌ93Ｆｅ3 Ｃｏ4 ２０＊ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 ２１＊ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 ２２＊ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 ２３＊ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 ２４＊ Ａｌ92.5Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 Ｃｅ0.5
り、比較材は＊印を付して示す。 １ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 ２ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 ３ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 ４ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 ５ Ａｌ92.5Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 Ｃｅ0.5 ６ Ａｌ92.5Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 Ｃｅ0.5 ７ Ａｌ92.5Ｆｅ4 Ｃｏ3 Ｎｄ0.5 ８ Ａｌ92.5Ｆｅ3.5 Ｃｏ3.5 Ｎｄ0.5 ９ Ａｌ92.5Ｆｅ3 Ｃｏ4 Ｎｄ0.5 １０ Ａｌ92.5Ｆｅ4 Ｃｏ3 Ｃｅ0.5 １１ Ａｌ92Ｆｅ4 Ｃｏ3 Ｎｄ0.5 Ｔｉ0.5 １２ Ａｌ92.5Ｆｅ3.5 Ｃｏ4 Ｃｅ0.5 Ｔｉ0.5 １３ Ａｌ92.5Ｆｅ4 Ｃｏ3 Ｃｅ0.5 Ｔｉ0.2 １４ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 １５ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 １６ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 １７ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 １８ Ａｌ93Ｆｅ4 Ｃｏ3 １９ Ａｌ93Ｆｅ3 Ｃｏ4 ２０＊ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 ２１＊ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 ２２＊ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 ２３＊ Ａｌ93Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 ２４＊ Ａｌ92.5Ｆｅ3.5 Ｔｉ3.5 Ｃｅ0.5
【００２５】比較例２ 耐摩耗性合金として知られているＡ３９０焼結材（調質
Ｔ6 ）の硬度及び試験結果を測定して結果を図６（表
１）に示す（Ｎｏ．２５）。
Ｔ6 ）の硬度及び試験結果を測定して結果を図６（表
１）に示す（Ｎｏ．２５）。
【００２６】実施例４及び比較例２ 実施例３に示した合金Ｎｏ．１，２，５，８，１８の押
出し材及び比較例１に示した合金Ｎｏ．２０，２１，２
２の押出し材を図２の様に試験片１として加工して図３
に示す様に相手材２（共晶鋳鉄）と接触させ荷重１０ｋ
ｇｆ／ｍｍ，速度１ｍ／ｓ，潤滑油＝日石レフオイル
（ＮＳ−４ＧＳ），テスト時間２０分の条件で摩耗試験
をした。その結果を図４に示す。なお、摩耗量の評価は
供試材は摩耗痕幅を、相手材は摩耗テスト前に摺動面に
ビッカースの圧痕（荷重：１ｋｇ）をつけ圧痕径を計
り、テスト後再び圧痕径を計りその差を摩耗量とした。
出し材及び比較例１に示した合金Ｎｏ．２０，２１，２
２の押出し材を図２の様に試験片１として加工して図３
に示す様に相手材２（共晶鋳鉄）と接触させ荷重１０ｋ
ｇｆ／ｍｍ，速度１ｍ／ｓ，潤滑油＝日石レフオイル
（ＮＳ−４ＧＳ），テスト時間２０分の条件で摩耗試験
をした。その結果を図４に示す。なお、摩耗量の評価は
供試材は摩耗痕幅を、相手材は摩耗テスト前に摺動面に
ビッカースの圧痕（荷重：１ｋｇ）をつけ圧痕径を計
り、テスト後再び圧痕径を計りその差を摩耗量とした。
【００２７】Ａ３９０合金（Ｎｏ．２５）及び比較例合
金Ｎｏ．２２の場合は相手材をまた比較例合金２０，２
１の場合は供試材自身が多く摩耗するが、本発明の場合
は自身と相手材双方の摩耗量が少なく、本発明材は相手
材と相性が良いことが分かる。
金Ｎｏ．２２の場合は相手材をまた比較例合金２０，２
１の場合は供試材自身が多く摩耗するが、本発明の場合
は自身と相手材双方の摩耗量が少なく、本発明材は相手
材と相性が良いことが分かる。
【００２８】実施例５ 実施例３に示した押出し材のうち本発明合金Ｎｏ．２と
本発明合金Ｎｏ．７の高温硬さ試験結果を図５に示す。
比較材として実用高強度Ａｌ合金７０７５−Ｔ６処理材
の高温硬さも示す。７０７５−Ｔ６材に比べ本発明例の
材料は高い硬さを示し、耐熱性が向上していることが分
かる。
本発明合金Ｎｏ．７の高温硬さ試験結果を図５に示す。
比較材として実用高強度Ａｌ合金７０７５−Ｔ６処理材
の高温硬さも示す。７０７５−Ｔ６材に比べ本発明例の
材料は高い硬さを示し、耐熱性が向上していることが分
かる。
【００２９】
【発明の効果】以上のように本発明の合金は、室温にお
ける強度に優れ、耐熱性に優れているとともに、希土類
元素の添加量が少ないことにより、高強度で比重が小さ
いことにより高比強度材料を基地とし、ここに硬質粒子
を均一に分散することにより耐摩耗性を備えたアルミニ
ウム基合金を提供できる。また優れた耐熱性を有するこ
とにより、加工の際の熱的影響を受けても急冷凝固法に
よって作製された優れた特性及び熱処理又は熱加工によ
って作製された特性を維持することができる。
ける強度に優れ、耐熱性に優れているとともに、希土類
元素の添加量が少ないことにより、高強度で比重が小さ
いことにより高比強度材料を基地とし、ここに硬質粒子
を均一に分散することにより耐摩耗性を備えたアルミニ
ウム基合金を提供できる。また優れた耐熱性を有するこ
とにより、加工の際の熱的影響を受けても急冷凝固法に
よって作製された優れた特性及び熱処理又は熱加工によ
って作製された特性を維持することができる。
【図１】 実施例２における光学顕微鏡による金属組織
を示す写真である。
を示す写真である。
【図２】 摩耗試験片の図である。
【図３】 摩耗試験方法の説明図である。
【図４】 実施例４における摩耗試験結果を示すグラフ
である。
である。
【図５】 実施例５における高温硬さ試験結果を示すグ
ラフである。
ラフである。
【図６】 実施例３，比較例１、２の組成及び試験結果
を示す図表（表１）である。
を示す図表（表１）である。
１ 試験片（供試材） ２ 相手材
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ // Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０３ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０３ ６２１ ６２１ ６２７ ６２７ ６２８ ６２８ ６３０ ６３０Ｄ ６５０ ６５０Ａ ６８７ ６８７ (72)発明者 小口 昌弘 東京都中央区八重洲１−９−９ 帝国ピス トンリング株式会社内 (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内元支倉35番地 川 内住宅11−806 (72)発明者 河村 能人 宮城県仙台市青葉区片平２−１−１ 東北 大学金属材料研究所内
Claims (5)
- 【請求項１】 一般式Ａｌbal Ｍa Ｘb （但し、Ｍ：Ｆ
ｅ，Ｃｏから選ばれる１種もしくは２種の元素、Ｘ：Ｔ
ｉ，Ｙ（イットリウム）を含む希土類元素またはミッシ
ュメタル（Ｍｍ）から選ばれる１種もしくは２種以上の
元素であり、ａ，ｂは原子％で３≦ａ≦８，０≦ｂ≦
５）で示される組成を有し、α−Ａｌ固溶体を主体とし
た基地中に、平均粒径１０μｍ以下の硬質粒子が３〜２
０体積％分散していることを特徴とする強度、耐摩耗性
及び耐熱性に優れたアルミニウム基合金−硬質粒子複合
材料。 - 【請求項２】 前記硬質粒子が炭化物、窒化物、酸化物
及び硼化物から選ばれる１種もしくは２種以上である請
求項１記載の強度、耐摩耗性及び耐熱性に優れたアルミ
ニウム基合金−硬質粒子複合材料。 - 【請求項３】 前記基地が、前記α−Ａｌ相固溶体と、
前記元素Ｍ或はＭ及びＸが、これら自身でもしくはアル
ミニウムと化合して生成する金属間化合物とからなる請
求項１又は２記載の強度、耐摩耗性及び耐熱性に優れた
アルミニウム基合金−硬質粒子複合材料。 - 【請求項４】 一般式Ａｌbal Ｍa Ｘb の組成を有する
急冷凝固材の粉末を前記硬質粒子と固化成形した請求項
１から３まで何れか１項記載の強度、耐摩耗性及び耐熱
性に優れたアルミニウム基合金−硬質粒子複合材料。 - 【請求項５】 前記急冷凝固材を固化成形前もしくは後
に２５０〜４５０℃で熱処理した請求項４記載の強度、
耐摩耗性及び耐熱性に優れたアルミニウム基合金−硬質
粒子複合材料。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11616397A JPH10298684A (ja) | 1997-04-18 | 1997-04-18 | 強度、耐摩耗性及び耐熱性に優れたアルミニウム基合金−硬質粒子複合材料 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11616397A JPH10298684A (ja) | 1997-04-18 | 1997-04-18 | 強度、耐摩耗性及び耐熱性に優れたアルミニウム基合金−硬質粒子複合材料 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10298684A true JPH10298684A (ja) | 1998-11-10 |
Family
ID=14680346
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11616397A Pending JPH10298684A (ja) | 1997-04-18 | 1997-04-18 | 強度、耐摩耗性及び耐熱性に優れたアルミニウム基合金−硬質粒子複合材料 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10298684A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012224942A (ja) * | 2010-10-08 | 2012-11-15 | Kobe Steel Ltd | Ａｌ基合金スパッタリングターゲットおよびその製造方法 |
| CN103924129A (zh) * | 2014-04-16 | 2014-07-16 | 同济大学 | 一种快速凝固铝合金材料及其制备方法 |
| JP2021523011A (ja) * | 2018-05-08 | 2021-09-02 | マテリオン コーポレイション | 金属マトリックス複合材ストリップ製品を作製する方法 |
| JP2021523012A (ja) * | 2018-05-08 | 2021-09-02 | マテリオン コーポレイション | ストリップ製品を加熱するための方法 |
| CN115647362A (zh) * | 2022-05-30 | 2023-01-31 | 内蒙古工业大学 | 一种Al2O3-Al复合封装材料的制备方法及用途 |
| CN115725881A (zh) * | 2022-12-06 | 2023-03-03 | 山东创新金属科技有限公司 | 一种耐高温的铝合金材料及其制备方法 |
-
1997
- 1997-04-18 JP JP11616397A patent/JPH10298684A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012224942A (ja) * | 2010-10-08 | 2012-11-15 | Kobe Steel Ltd | Ａｌ基合金スパッタリングターゲットおよびその製造方法 |
| CN103924129A (zh) * | 2014-04-16 | 2014-07-16 | 同济大学 | 一种快速凝固铝合金材料及其制备方法 |
| JP2021523011A (ja) * | 2018-05-08 | 2021-09-02 | マテリオン コーポレイション | 金属マトリックス複合材ストリップ製品を作製する方法 |
| JP2021523012A (ja) * | 2018-05-08 | 2021-09-02 | マテリオン コーポレイション | ストリップ製品を加熱するための方法 |
| CN115647362A (zh) * | 2022-05-30 | 2023-01-31 | 内蒙古工业大学 | 一种Al2O3-Al复合封装材料的制备方法及用途 |
| CN115725881A (zh) * | 2022-12-06 | 2023-03-03 | 山东创新金属科技有限公司 | 一种耐高温的铝合金材料及其制备方法 |
| CN115725881B (zh) * | 2022-12-06 | 2023-11-24 | 山东创新金属科技有限公司 | 一种耐高温的铝合金材料及其制备方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Suryanarayana et al. | Nanostructured materials and nanocomposites by mechanical alloying: an overview | |
| US7648593B2 (en) | Aluminum based alloy | |
| US5744254A (en) | Composite materials including metallic matrix composite reinforcements | |
| JP3929978B2 (ja) | アルミニウム基合金 | |
| EP0821072B1 (en) | Highly wear-resistant aluminium-based composite alloy and wear-resistant parts | |
| EP1111078A2 (en) | High strength aluminium alloy | |
| JP4500916B2 (ja) | マグネシウム合金及びその製造方法 | |
| JPS63317653A (ja) | アルミニウム合金複合材 | |
| US5435825A (en) | Aluminum matrix composite powder | |
| US8795448B2 (en) | Wear resistant materials | |
| JP2965774B2 (ja) | 高強度耐摩耗性アルミニウム合金 | |
| JP3173452B2 (ja) | 耐摩耗性被覆部材及びその製造方法 | |
| EP0475101A1 (en) | High strength aluminum-based alloys | |
| JP2911708B2 (ja) | 高強度、耐熱性急冷凝固アルミニウム合金及びその集成固化材並びにその製造方法 | |
| JP2798841B2 (ja) | 高強度、耐熱性アルミニウム合金集成固化材並びにその製造方法 | |
| JPH10298684A (ja) | 強度、耐摩耗性及び耐熱性に優れたアルミニウム基合金−硬質粒子複合材料 | |
| JP2807374B2 (ja) | 高強度マグネシウム基合金およびその集成固化材 | |
| JPH0610086A (ja) | 耐摩耗性アルミニウム合金及びその加工方法 | |
| JPS60204857A (ja) | アルミニウム合金およびそれを用いた物品 | |
| JP3283550B2 (ja) | 初晶シリコンの最大結晶粒径が１０μｍ以下の過共晶アルミニウム−シリコン系合金粉末の製造方法 | |
| WO1992007676A1 (en) | Hypereutectic aluminum/silicon alloy powder and production thereof | |
| JP3485961B2 (ja) | 高強度アルミニウム基合金 | |
| JPH05140685A (ja) | アルミニウム基合金集成固化材並びにその製造方法 | |
| JPH05311359A (ja) | 高強度アルミニウム基合金及びその集成固化材 | |
| JP2798840B2 (ja) | 高強度アルミニウム基合金集成固化材並びにその製造方法 |