JP2007039748A - 耐熱性Ａｌ基合金 - Google Patents

Abstract

【課題】 軽量であり、耐熱強度、耐磨耗性に優れている耐熱性Ａｌ基合金を提供することを目的とする。
【解決手段】 Ｚr ：５〜１５％、Ｆｅ：１〜８％、Ｃｒ：１〜８％、Ｍｎ：１〜８％、Ｔｉ：０．５〜５％、Ｎｉ：０．５〜５％、Ｓｉ：０．５〜５％、Ｖ：０．５〜５％を各々含み、かつ、これらの元素の含有量の総和が１５〜３５％であり、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ基合金であって、このＡｌ基合金組織が体積分率で３５〜８０％の金属間化合物相と残部がＡｌマトリックスとで構成され、前記金属間化合物相組織中に、Ａｌ−Ｚｒ系の金属間化合物相を有するとともに、このＡｌ−Ｚｒ系の金属間化合物相に前記Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、の１種以上が固溶しており、これら固溶した元素の総和が７質量％以上とし、耐熱強度、耐磨耗性とを向上させる。
【選択図】 図１

Description

本発明は、耐磨耗性、剛性とに優れたＡｌ基合金であって、自動車や航空機などのエンジン部品（ピストン、コンロッド）などの用途の内、３００〜４００℃程度までの耐熱強度（高温強度とも言う）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。

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、十分な耐熱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。

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、耐熱強度に優れた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、耐熱強度を高くしている。

更に、前記金属間化合物の微細化により、金属間化合物の分率を増加させ、高強度化を図る技術も提案されている（特許文献３参照）。

また、急冷凝固法の一つであるスプレイフォーミング法による、Ｆｅ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉなどの合金元素を添加し、これら合金元素とＡｌとの金属間化合物を微細化させた、軽量化耐熱Ａｌ基合金も開発されており、過剰のＳｉを添加し、初晶のＳｉを微細化させて、耐磨耗性を兼備させた高強度Ａｌ基合金も開発されている（特許文献４参照）。

更に、上記以外の種々の合金元素を添加して非晶質化させた耐熱Ａｌ基合金（特許文献５参照）や、２種以上の遷移元素を添加した過飽和固溶体からなるマトリックス中に準結晶を均一分散させた耐熱Ａｌ基合金（特許文献６参照）や、Ａｌ−Ｆｅ系急冷凝固Ａｌ基合金を熱間押出加工し、更に熱間鍛造加工した羽根車なども提案されている（特許文献７参照）。
特許２９１１７０８号公報（全文） 特公平７−６２１８９号公報（全文） 特開平５−１９５１３０号公報（全文） 特開平９−１２５１８０号公報（全文） 特公平６−２１３２６号公報（全文） 特許第３１４２６５９号公報（全文） 特開平１０−２６００２号公報（全文）

前記特許文献１〜７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基合金の耐熱強度を高くできる（約３００℃で３００ＭＰａレベル）。しかし、合金元素の添加量を増加し過ぎると、金属間化合物サイズの粗大化を招くため、耐摩耗性が必要な構造材においては、この粗大な化合物から、チッピングを起こし、耐摩耗性を低下させる。

また、これら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、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。

このような分散強化型組織においては、金属Ａｌマトリックスの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、耐摩耗性や剛性が低下するという問題もある。

本発明は、かかる問題に鑑みなされたもので、耐熱強度と耐磨耗性とに優れた耐熱性Ａｌ基合金を提供することを目的とする。

この目的を達成するために、本発明の耐磨耗性と剛性とに優れた耐熱性Ａｌ基合金の要旨は、質量％にて、Ｚr ：５〜１５％、Ｆｅ：１〜８％、Ｃｒ：１〜８％、Ｍｎ：１〜８％、Ｔｉ：０．５〜５％、Ｎｉ：０．５〜５％、Ｓｉ：０．５〜５％、Ｖ：０．５〜５％を各々含み、かつ、これらの元素の含有量の総和が１５〜３５％であり、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ基合金であって、このＡｌ基合金組織が体積分率で３５〜８０％の金属間化合物相と残部が金属Ａｌマトリックスとで構成され、前記金属間化合物相組織中に、Ａｌ−Ｚｒ系の金属間化合物相を有するとともに、このＡｌ−Ｚｒ系の金属間化合物相に前記Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、の１種以上が固溶しており、これら固溶した元素の総和が７質量％以上であることとする。

なお、本発明では、個々の金属間化合物粒子を金属間化合物と称し、これら個々の金属間化合物粒子が複数個互いに隣接した集合体（連続体）を金属間化合物相と言う。また、本発明で言う、Ａｌ−Ｚｒ系の金属間化合物とは、後述する分析方法によって、Ｚｒを含む金属間化合物の構成元素（分析元素）の内、Ａｌを除いて、Ｚｒの含有量が最も高い値を示す金属間化合物を指す。

本発明に係るＡｌ基合金は、金属Ａｌマトリックス（金属のＡｌからなる母相、以下、単にＡｌマトリックス、Ａｌ母相とも言う）と上記多量の金属間化合物相とで構成され、軟らかい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。このような分散強化型組織においては、前記した通り、Ａｌマトリックスの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、耐摩耗性や剛性が低下するという問題がある。

更に、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より律速するようになる。即ち、前記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より必要となる課題もある。

このようなＡｌ基合金において、本発明者らは、耐熱性向上のための合金元素として汎用されるＺr を必須に含むＡｌ基合金の場合、合金元素の組み合わせによって、耐熱強度と耐磨耗性とが大きく異なることを知見した。

即ち、Ｚr を必須に含むＡｌ基合金の場合、Ｚr 単独は勿論、Ｚr に合金元素を更に加えた、Ｚr −Ｆｅ−Ｖ系や、Ｚr −Ｆｅ−Ｖ−Ｓｉ系などの組み合わせでは、耐熱強度と耐磨耗性との向上効果が少ない。これに対して、合金元素の数を更に増して、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、などの特定の合金元素７種を、Ｚr とともに含有した場合に、始めて、実用的な意味での耐熱強度と耐磨耗性との向上効果が見られた。

これらＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、などの特定の合金元素７種は、Ａｌ基合金を急冷凝固法により製造した場合に、Ｚr とともにＬ12型Ａｌ3 Ｚr の安定な金属間化合物を形成する。また、これら特定の合金元素７種は、Ａｌ基合金を急冷凝固法により製造した場合に、更に、このＡｌ−Ｚｒ系の金属間化合物相に１種以上固溶する。

この結果、本発明Ａｌ基合金は、上記Ｚr の安定な金属間化合物を形成しない場合や、上記Ｚr の安定な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、耐熱性、耐摩耗性とを著しく向上させることができる。

（Ａｌ基合金組成）
本発明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。

本発明Ａｌ基合金の基本的な化学成分組成は、前記した通り、質量％にて、Ｚr ：５〜１５％、Ｆｅ：１〜８％、Ｃｒ：１〜８％、Ｍｎ：１〜８％、Ｔｉ：０．５〜５％、Ｎｉ：０．５〜５％、Ｓｉ：０．５〜５％、Ｖ：０．５〜５％を各々含み、かつ、これらの元素の含有量の総和が１５〜３５％であり、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものとする。

本発明Ａｌ基合金では、これらの基本的な化学成分組成に加えて、更に、Ｃｕ：０．５〜５％、Ｍｇ：０．５〜３％の１種または２種、および／または、更にＮｄ：０．２〜２％、Ｓｃ：０．１〜２％、Ａｇ：０．１〜２％の１種または２種以上を選択的に含んでも良い。

(Ｚr)
Ｚr は、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、などの特定の合金元素７種とともに、Ａｌ基合金を急冷凝固法により製造した場合に、Ｚr とともにＬ₁₂型Ａｌ₃ Ｚr などの安定な金属間化合物を形成する。そして、Ａｌマトリックス中にも固溶し、耐熱強度と耐磨耗性とを向上させる。これらの効果を発揮させるため、Ｚr 含有量の範囲は５〜１５％とする。５％の下限未満では、十分な金属間化合物量（数）やＡｌマトリックス中への固溶量が得られず、上記耐熱強度、耐磨耗性などの特性を向上できない。一方、１5 ％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って、これらの特性を阻害する。したがって、Ｚr 含有量の範囲は５〜１５％とする。

（Ｆｅ）
Ｆｅは、Ｚr や他の特定の合金元素６種とともに、Ｌ₁₂型Ａｌ₃ Ｚr などの安定な金属間化合物を形成する。そして、この金属間化合物やＡｌマトリックス中にも固溶し、耐熱強度と耐磨耗性とを向上させる。１％の下限未満では、十分な金属間化合物量（数）や、金属間化合物乃至Ａｌマトリックス中への固溶量が得られず、上記耐熱強度、耐磨耗性などの特性を向上できない。一方、８％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って、これらの特性を阻害する。したがって、Ｆｅ含有量の範囲は１〜８％とする。

（Ｃｒ）
Ｃｒは、Ｚr や他の特定の合金元素６種とともに、Ｌ₁₂型Ａｌ₃ Ｚr などの安定な金属間化合物を形成する。そして、この金属間化合物やＡｌマトリックス中にも固溶し、耐熱強度と耐磨耗性とを向上させる。１％の下限未満では、十分な金属間化合物量（数）や、金属間化合物乃至Ａｌマトリックス中への固溶量が得られず、上記耐熱強度、耐磨耗性などの特性を向上できない。一方、８％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って、これらの特性を阻害する。したがって、Ｃｒ含有量の範囲は１〜８％とする。

（Ｍｎ）
Ｍｎは、Ｚr や他の特定の合金元素６種とともに、Ｌ₁₂型Ａｌ₃ Ｚr などの安定な金属間化合物を形成する。そして、この金属間化合物やＡｌマトリックス中にも固溶し、耐熱強度と耐磨耗性とを向上させる。１％の下限未満では、十分な金属間化合物量（数）や、金属間化合物乃至Ａｌマトリックス中への固溶量が得られず、上記耐熱強度、耐磨耗性などの特性を向上できない。一方、８％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って、これらの特性を阻害する。したがって、Ｍｎ含有量の範囲は１〜８％とする。

（Ｔｉ）
Ｔｉは、Ｚr や他の特定の合金元素６種とともに、Ｌ₁₂型Ａｌ₃ Ｚr などの安定な金属間化合物を形成する。そして、この金属間化合物やＡｌマトリックス中にも固溶し、耐熱強度と耐磨耗性とを向上させる。０．５％の下限未満では、十分な金属間化合物量（数）や、金属間化合物乃至Ａｌマトリックス中への固溶量が得られず、上記耐熱強度、耐磨耗性などの特性を向上できない。一方、５％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って、これらの特性を阻害する。したがって、Ｔｉ含有量の範囲は０．５〜５％とする。

（Ｎｉ）
Ｎｉは、Ｚr や他の特定の合金元素６種とともに、Ｌ₁₂型Ａｌ₃ Ｚr などの安定な金属間化合物を形成する。そして、この金属間化合物やＡｌマトリックス中にも固溶し、耐熱強度と耐磨耗性とを向上させる。０．５％の下限未満では、十分な金属間化合物量（数）や、金属間化合物乃至Ａｌマトリックス中への固溶量が得られず、上記耐熱強度、耐磨耗性などの特性を向上できない。一方、５％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って、これらの特性を阻害する。したがって、Ｎｉ含有量の範囲は０．５〜５％とする。

（Ｓｉ）
Ｓｉは、Ｚr や他の特定の合金元素６種とともに、Ｌ₁₂型Ａｌ₃ Ｚr などの安定な金属間化合物を形成する。そして、この金属間化合物やＡｌマトリックス中にも固溶し、耐熱強度と耐磨耗性とを向上させる。０．５％の下限未満では、十分な金属間化合物量（数）や、金属間化合物乃至Ａｌマトリックス中への固溶量が得られず、上記耐熱強度、耐磨耗性などの特性を向上できない。一方、５％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って、これらの特性を阻害する。したがって、Ｓｉ含有量の範囲は０．５〜５％とする。

（Ｖ）
Ｖは、Ｚr や他の特定の合金元素６種とともに、Ｌ₁₂型Ａｌ₃ Ｚr などの安定な金属間化合物を形成する。そして、この金属間化合物やＡｌマトリックス中にも固溶し、耐熱強度と耐磨耗性とを向上させる。０．５％の下限未満では、十分な金属間化合物量（数）や、金属間化合物乃至Ａｌマトリックス中への固溶量が得られず、上記耐熱強度、耐磨耗性などの特性を向上できない。一方、５％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って、これらの特性を阻害する。したがって、Ｖ含有量の範囲は０．５〜５％とする。

（８種の元素の総和）
本発明では、Ｌ₁₂型Ａｌ₃ Ｚr などの安定な金属間化合物形成量や、この金属間化合物やＡｌマトリックス中への合金元素の固溶量を確保し、耐熱性、耐摩耗性向上を確実なものとするために、更に、これらＺr 、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、などの８種の合金元素の総和でも規定する。即ち、これら８種の元素含有量の総和（これら８種の元素の合計含有量）を１５〜３５％と規定する。

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本発明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。したがって、本発明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。

これらの金属間化合物相や金属Ａｌマトリックスの機能は、金属間化合物相やＡｌ母相中へ、合金元素が固溶することによって、より発揮される。したがって、上記８種の元素含有量の総和が下限１５％未満では、金属間化合物相およびＡｌ母相中への合金元素の固溶量が各々不足する。

一方、上記８種の元素の総和が３５％の上限を超えた場合、金属間化合物相と、この金属間化合物相やＡｌ母相中にいずれかの合金元素が固溶した組織が例え得られたとしても、靭性が低下して、Ａｌ基合金の耐熱強度を却って低下させる。

以下、これ以外の選択的な添加元素について説明する。
（Ｃｕ、Ｍｇの１種または２種）
Ｃｕ、Ｍｇはともに、上記８種の元素とともに金属間化合物を形成し、また、金属間化合物相やＡｌ母相中へ固溶することによって、耐熱性と耐磨耗性を向上させる。Ｃｕ、Ｍｇは０．５％以上の含有でこれらの効果がある。しかし、Ｃｕが５％、Ｍｇが３％を超えると、粗大な化合物を形成して、却って耐熱強度が低下する。したがって、Ｃｕ、Ｍｇの１種または２種を選択的に含有させる場合の含有量の範囲はＣｕ：０．５〜５％、Ｍｇ：０．５〜３％の範囲とする。

（Ｎｄ、Ｓｃ、Ａｇの１種または２種以上）
Ｎｄ、Ｓｃ、Ａｇはともに、上記８種の元素とともに、金属間化合物を形成し、耐熱強度（耐熱性）を向上させる。Ｎｄは０．２％以上の含有で、Ｓｃ、Ａｇは各々０．１％以上の含有でこの効果がある。しかし、Ｎｄ、Ｓｃ、Ａｇが各々２％を超えると、却って耐熱強度や靱性が低下する。したがって、これらの１種または２種以上を選択的に含有させる場合の含有量の範囲は各々、Ｎｄ：０．２〜２％、Ｓｃ：０．１〜２％、Ａｇ：の０．１〜２％範囲とする。

(金属間化合物相の体積分率)
図１は、本発明Ａｌ基合金（後述する実施例の発明例１）の２０００倍のＳＥＭによる組織写真である。図１において、多数の白い粒子部分が金属間化合物であり、これらの集合体が金属間化合物相である。一方、黒い（模様）部分が、金属Ａｌのマトリックス（母相）部分である。

図１の通り、本発明Ａｌ基合金では、金属間化合物相の体積分率を３５％以上と多くしているので、複数の（個々の）金属間化合物（粒子）が互いに隣接して集合体（連続体）、即ち、金属間化合物相を形成しているのが分かる。言い換えると、Ａｌのマトリックス部分が、細かく、金属間化合物相によって区切られている（仕切られている）ことが分かる。このような組織状態が、Ａｌ基合金の耐熱強度と耐磨耗性を保障する。

Ａｌ基合金において、上記合金元素によって形成される金属間化合物相の体積分率が少な過ぎると、これら金属間化合物相が不足する一方で、Ａｌのマトリックス部分の体積分率が大きくなり、Ａｌ基合金の耐熱性、耐摩耗性が低下する。これに対して、これら金属間化合物相の体積分率が多過ぎると、粗大な化合物を形成して、却って耐熱性、耐摩耗性が低下する。また、Ａｌのマトリックス部分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。したがって、これら金属間化合物相は、Ａｌ基合金組織中に、体積分率で３５〜８０％、好ましくは４０〜７５％を占めるように存在させる。

(金属間化合物の平均サイズ)
本発明では、Ａｌ基合金の耐熱性、耐摩耗性を向上させるために、好ましくは、Ａｌ基合金組織中に存在する、上記金属間化合物の平均サイズを７μｍ以下に微細化させる。このように上記金属間化合物の平均サイズを微細化した場合、Ａｌ基合金の靱性も向上する。より好ましくは、４．５μｍ以下である。

本発明では、各合金元素の含有量や金属間化合物の量が多くなるほど、耐熱強度は向上する。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、前記各要件を満足しても、Ａｌ基合金の諸特性や靱性が低下する可能性がある。

（金属間化合物平均サイズの測定）
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。

(Ａｌ−Ｚｒ系金属間化合物相)
本発明では、急冷凝固法により製造した場合に、Ａｌ基合金の金属組織中に、Ｌ₁₂型Ａｌ₃ Ｚr などの安定なＡｌ−Ｚｒ系の金属間化合物相を形成する。このＡｌ−Ｚｒ系の金属間化合物は、具体的に、例えば、Ｌ₁₂型（fcc 構造）のＡｌ₃ Ｚr 、Ｄ0₂₃ 型（tetragonal構造）のＡｌ₃ Ｚr 、Ａｌ₂ Ｚr 、Ａｌ₃ Ｚr₂、ＡｌＺr 、Ａｌ₄ Ｚr₅、Ａｌ₂ Ｚr₃、ＡｌＺr₂、ＡｌＺr₃などの金属間化合物を形成する。本発明では、これらＡｌ−Ｚｒ系の金属間化合物を、後述する分析方法によって、金属間化合物の構成元素（分析元素）の内、Ａｌを除いて、Ｚｒの含有量が最も高い値を示す金属間化合物をＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物と規定する。

このようなＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物を主相とすることにより、Ａｌ基合金の耐熱性、耐摩耗性を向上させる。

(Ａｌ−Ｚｒ系金属間化合物相への固溶)
そして、本発明では、このＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物相に、合金元素としてのＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、の１種以上が固溶しており、これら固溶した元素の総和が７質量％以上であることとする。

Ａｌ−Ｚｒ系金属間化合物相に、合金元素としてのＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、の１種以上が固溶した場合、金属間化合物相にこれら元素が固溶しない場合に比して、Ａｌ−Ｚｒ系金属間化合物およびＡｌ基合金の強度、靭性、硬さ（耐熱強度、耐摩耗性）を著しく向上させることができる。

この効果を発揮するためには、Ａｌ−Ｚｒ系の金属間化合物相における、固溶したＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、の固溶量の総和が７質量％以上、好ましくは１０質量％以上であることが必要である。固溶したこれら合金元素の総和が下限７質量％未満では、Ａｌ基合金の強度、靭性、硬さ（耐熱強度、耐摩耗性）の向上効果が十分ではない。なお、固溶量の上限はこれら合金元素の固溶限界から定まり、特に規定しない。

Ａｌ基合金が、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、の他に、更に、Ｃｕ、Ｍｇの１種または２種を含む場合には、各合金元素の固溶量の総和とは、これらＣｕ、Ｍｇを加えた、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖの合金元素の固溶量の総和となる。この場合、固溶したこれら合金元素の総和は９質量％以上とする。

また、Ａｌ基合金が、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、の他に、更に、Ｎｄ、Ｓｃ、Ａｇの１種または２種以上を含む場合には、これらＮｄ、Ｓｃ、Ａｇを加えた、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖの合金元素の固溶量の総和、または、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｍｇの合金元素の固溶量の総和となる。この場合、固溶したこれら合金元素の総和は１０質量％以上とする。

（Ａｌ−Ｚｒ系金属間化合物相への固溶量測定方法）
Ａｌ−Ｚｒ系金属間化合物相への合金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）を用いる。即ち、これらの分析機器によって、前記ＴＥＭ視野内の、Ｚｒを含む金属間化合物の内、Ａｌを除いて、Ｚｒの含有量が最も高い値を示す金属間化合物をＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物と特定する。そして、これら特定されたＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物を例えば各々１０点任意に選択し、これらＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物中の、前記した元素の固溶量の総和を各々測定して、それを平均化する。

（金属Ａｌ中への各元素の固溶）
上記したＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物相への固溶に加えて、金属Ａｌマトリックス中にも、各固溶合金元素の総和で０．５〜１５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とができる。

各固溶合金元素の固溶量の総和が０．５％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。一方、各合金添加元素の固溶量の総和が１５質量％を超えた場合、却って、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。

Ａｌ基合金が、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、の他に、更に、Ｃｕ、Ｍｇの１種または２種を含む場合には、各合金元素の固溶量の総和とは、これらＣｕ、Ｍｇを加えた、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖの合金元素の固溶量の総和となる。この場合、固溶したこれら合金元素の総和は０．５〜２０質量％とする。

また、Ａｌ基合金が、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、の他に、更に、Ｎｄ、Ｓｃ、Ａｇの１種または２種以上を含む場合には、これらＮｄ、Ｓｃ、Ａｇを加えた、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖの合金元素の固溶量の総和、または、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖの合金元素の固溶量の総和となる。この場合、固溶したこれら合金元素の総和は０．５〜２２質量％以上とする。

（Ａｌ母相への固溶量の評価方法）
金属Ａｌマトリックスへの合金添加元素の固溶量測定は、前記Ａｌ−Ｚｒ系金属間化合物相への合金添加元素の固溶量測定と同じく、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）を用いる。そして、これらの機器により、前記ＴＥＭ視野内の金属Ａｌマトリックスを例えば各々１０点任意に選択して、前記した元素の固溶量の総和を各々測定し、平均化する。

（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、合金元素量が多く、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 (インゴットメイキング) では制作が困難である。このため、本発明Ａｌ基合金は急冷凝固法により得る。急冷凝固法としては、急冷粉末冶金法、スプレイフォーミング法、双ロール法などの公知の方法が適宜選択される。

急冷粉末冶金法では、急冷凝固により得られたＡｌ合金粉末を、ＣＩＰやＨＩＰ処理にて、緻密化した後、鍛造、押出、圧延などの熱間加工（塑性加工）して得られる。スプレイフォーミング法では、急冷凝固により得られたプリフォーム体を、そのまま、あるいは、一旦ＣＩＰやＨＩＰ処理にて緻密化した後、鍛造、押出、圧延などの熱間加工して得られる。双ロール法では、急冷凝固により得られた板状鋳塊を、そのまま、あるいは、更に、冷間圧延などの加工をして得られる。

これら急冷凝固法によれば、通常の溶解鋳造法よりも、格段に速い冷却・凝固速度を有する。このため、これら急冷凝固法によって、Ａｌ基合金組織を、合金元素が固溶した微細なＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物相や、合金元素が固溶した金属Ａｌマトリックスとすることができる。

いずれの急冷凝固法においても、溶解条件、冷却・凝固速度の最適化は必要である。好ましい形態は、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、スプレイあるいは双ロール間への供給などの急冷凝固開始温度まで、２００℃／ｈ以上の冷却速度で冷却し、その後、９００〜１２００℃で、この溶湯をスプレイあるいは双ロール間への供給などの急冷凝固を開始して、急冷粉末（急冷粉末冶金法）または、プリフォーム体（スプレイフォーミング法）、薄板状鋳塊（双ロール法）を作製する。

（溶解温度）
前記溶解温度を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一旦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。

（急冷凝固開始温度）
溶湯の急冷凝固を開始する際、好ましくは、前記溶湯を、急冷凝固開始温度まで２００℃／ｈ以上の冷却速度で冷却し、その後９００〜１２００℃でこの溶湯の急冷凝固を開始する。前記高温で溶解するのは、金属間化合物相を完全に溶解させるためであるが、ここで一旦溶湯を冷却してから急冷凝固を開始するのは、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、急冷凝固中に、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、低温から急冷凝固を開始すると、急冷凝固の冷却速度を上げ、晶出する金属間化合物が更に微細化される効果がある。

より具体的には、上記溶湯を急冷凝固開始温度まで２００℃／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、急冷凝固開始までに、金属間化合物の微細化に効果のあるＡｌ−Ｃｒ、Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物をある程度晶出させ、これを核として、急冷凝固中に、Ａｌ−Ｚｒ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ある。

また、溶湯の急冷凝固開始温度までの前記冷却速度が２００℃／ｈ未満では、上記した、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。

溶湯の急冷凝固開始温度は、急冷凝固過程における、冷却・晶出速度に影響する。即ち、溶湯の急冷凝固開始温度は、低温の方が冷却速度を速くしやすい。しかし、急冷凝固開始温度が９００℃未満では、急冷凝固過程前に、溶湯中に金属間化合物が晶出してしまい、ノズルなどの溶湯供給手段が閉塞しやすくなる。一方、急冷凝固開始温度が１２００℃を超えると、急冷凝固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い。

急冷凝固過程では、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。

（双ロールの冷却条件）
前記双ロール法により、薄板状鋳塊を得る場合では、回転する一対のロール鋳型からなる双ロールの冷却能が重要となる。このため、鋼製やステンレス製などの水冷ロール鋳型よりも、熱伝達率の大きな銅製の水冷ロール鋳型などを用いるなどして、双ロールによる鋳造際の冷却速度５０℃／ｓ以上を確保することが好ましい。

（ガスによる冷却条件）
急冷粉末冶金法のアトマイズまたはスプレイフォーミング法におけるスプレイによる、急冷凝固過程の冷却速度は、例えば、ガス（気体）による急冷の場合、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。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マトリックス中に、各元素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。

Ｇ／Ｍ比が低過ぎると、冷却速度が不足し、金属Ａｌマトリックス中に、各元素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比が高過ぎると歩留まりが低下する。これらの条件を満足するＧ／Ｍ比の下限は６Ｎｍ ³／ｋｇ以上、Ｇ／Ｍ比の上限は２０Ｎｍ³ ／ｋｇ以下とすることが推奨される。

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ことが好ましい。平均粒径が２０μｍを越えるアトマイズ粉末は、冷却速度が遅いため、金属間化合物相が粗大化する。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Ａｌ基合金を製造できない可能性が高い。このため、平均粒径が２０μｍ以下の微粒粉のみを、ＣＩＰ処理あるいはＨＩＰ処理、更にはＣＩＰ後ＨＩＰ処理などにて、固化成型することで、前記Ａｌ合金プリフォーム体が得られる。

（熱間加工）
このように制作された急冷粉末のＡｌ合金プリフォーム体、またはスプレイフォーミングされたＡｌ合金プリフォーム体は、更なる緻密化や製品形状にされるためにも、鍛造、押出、圧延などの熱間加工されることが好ましい。

これらの熱間加工（塑性加工）によって、Ａｌ基合金組織における、金属間化合物相がより微細均一に分散されるとともに、金属Ａｌマトリックスへの各元素の固溶量がより確保される。これらの鍛造、押出、圧延の熱間加工における加工温度は、５００〜６２０℃の範囲とする。但し、金属Ａｌマトリックスへの固溶量確保のためには、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、金属間化合物相がより微細化されるとともに、より均一に分散される。また、Ａｌマトリックス中の固溶量がより確保される。

熱間加工における加工温度が６２０℃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５００℃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。

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。

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。

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。

下記表１に示す各成分組成のＡｌ合金の溶湯を、共通して、１３００〜１６００℃の各溶解温度で溶解し、この溶湯をガスアトマイズ開始温度まで１００℃／ｈ以上の冷却速度で冷却し、その後９００〜１４００℃でこの溶湯のＮ₂ ガスアトマイズを開始して、各Ｇ／Ｍ比２〜１５でＡｌ合金粉末を作製した。発明例、比較例の各例における、これらガスアトマイズ条件（溶解温度、アトマイズ開始温度、平均Ｇ／Ｍ比：単位はＮｍ ³／ｋｇ）も表２に示す。

これら得られた各Ａｌ合金粉末の内、平均粒径が２０μｍ以下の微粒粉を分級して、ＳＵＳ製の缶に装填し、１３ＫＰａ（１００Ｔｏｒｒ）以下に減圧した状態で、温度４００℃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ＣＩＰ処理［温度：常温、圧力：１００ＭＰａ（１０００気圧）、保持時間：２時間］して、プリフォーム体を得た。これらのプリフォーム体を、表２に示す各条件で、熱間鍛造して、丸棒状のＡｌ基合金（試験材）を得た。

これらＡｌ基合金（試験材）の組織と特性を、以下のようにして測定評価した。これらの結果を各々表３に示す。

（金属間化合物相の体積分率）
Ａｌ基合金組織の金属間化合物相の体積分率は、２０００倍のＳＥＭにより、約６０μｍ×約４０μｍの大きさの各１０視野のＡｌ基合金を組織観察した。そして、反射電子像により、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、各視野内の金属間化合物相の体積分率を測定し、１０視野で平均化した。

（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。

（Ａｌ−Ｚｒ系金属間化合物相への元素固溶量）
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、金属間化合物相内の金属間化合物の結晶構造を解析し、その内、Ｚｒの含有量がＡｌを除き他元素に比較して最も高いＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物相を特定し、他の金属間化合物と識別した。

その上で、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−Ｚｒ系金属間化合物相を各々１０点測定した。そして、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｎｄ、Ｓｃ、Ａｇ、の金属間化合物相への固溶量の総和を求め、平均化した。なお、各例とも、これらの元素の内で各規定範囲で含有している元素は全てＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物相へ固溶していた。

（Ａｌ母相中への元素固溶量）
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Ｚｒ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｎｄ、Ｓｃ、Ａｇ、の固溶量の総和を求めた。なお、各例とも、これらの元素の内で各規定範囲で含有している元素は全てＡｌ母相中へ固溶していた。

(強度)
Ａｌ基合金の耐熱性を評価するため、室温と高温の強度を測定した。平行部Φ４×１５ｍｍＬとした各Ａｌ基合金の試験片を、室温（１５℃）で、高温強度は３００℃および４００℃に加熱して１５分この温度に保持後、試験片を前記各温度で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、３００℃で２８０ＭＰａ以上、４００℃で２００ＭＰａ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。

(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℃および４００℃の高温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（高温の場合）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１８０ＨＶ以上、温度４００℃におけるビッカース硬さが１００ＨＶ以上、のものを耐熱性ありとして評価した。

更に、４００℃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、硬さを測定した圧痕（打痕）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。

（耐磨耗性）
Ａｌ基合金の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２００℃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、○と評価し、摩耗減少率が０．２ｇを越えるものを高温での耐磨耗性が不合格として×と評価した。

表１〜３から明らかなように、発明例１〜１２は、本発明で規定する各合金元素量範囲と、これら各合金元素量の総和の範囲をともに満足する。また、組織的にも、Ａｌ−Ｚｒ系の金属間化合物相を有し、金属間化合物相の体積分率規定を満足する。更に、このＡｌ−Ｚｒ系の金属間化合物相に、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｎｄ、Ｓｃ、Ａｇの１種以上が固溶しており、これら固溶した元素の総和が７％以上である。

また、発明例３を除いて、Ａｌ母相中へのＺｒ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｎｄ、Ｓｃ、Ａｇの元素固溶量の総和が０．５〜１５％の範囲である。更に、発明例２を除いて、金属間化合物の平均サイズが好ましい上限７μm 以内である。

このため、発明例１〜１２は、発明例２、３を除いて、表３から明らかなように、高温強度、高温耐摩耗性に優れている。

発明例２は、金属間化合物の平均サイズが好ましい上限を超えて粗大化している。この結果、発明例２は、他の発明例に比して、高温強度、高温耐摩耗性が比較的低い。

発明例３は、Ａｌ母相中への合金元素固溶量の総和が好ましい下限５％未満である。この結果、発明例３は、他の発明例に比して、高温強度、高温耐摩耗性が比較的低い。

一方、比較例１３〜２４は、本発明で規定する各合金元素量範囲、これら各合金元素量の総和の範囲、金属間化合物相の体積分率規定、このＡｌ−Ｚｒ系の金属間化合物相への合金元素固溶量総和のいずれかが外れている。

このため、比較例１３〜２４は、発明例に比して、高温強度、高温耐摩耗性が低い。

比較例１６〜２４は、好ましい製造条件で製造されているものの、本発明で規定する合金元素量範囲から外れている。
比較例１６は、表１の合金例ＩのＺｒ含有量が下限を下回る。
比較例１７は、表１の合金例ＪのＺｒ含有量が上限を上回る。
比較例１８は、表１の合金例Ｋが必須のＦｅを含んでいない（Ｆｅレス）。
比較例１９は、表１の合金例Ｌが必須のＣｒを含んでいない（Ｃｒレス）。
比較例２０は、表１の合金例Ｍが必須のＭｎを含んでいない（Ｍｎレス）。
比較例２１は、表１の合金例Ｎが必須のＴｉを含んでいない（Ｔｉレス）。
比較例２２は、表１の合金例Ｏが必須のＮｉを含んでいない（Ｎｉレス）。
比較例２３は、表１の合金例Ｐが必須のＳｉを含んでいない（Ｓｉレス）。
比較例２４は、表１の合金例Ｑが必須のＶを含んでいない（Ｖレス）。

以上の結果から、高温強度、高温耐摩耗性を向上させるための、本発明の各要件、好ましい要件の臨界的な意義が裏付けられる。

以上説明したように、本発明は、軽量であり、３００〜４００℃付近における耐熱強度、耐磨耗性が高い耐熱性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エンジン部品（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。

本発明Ａｌ基合金の組織を示す、図面代用写真である。

Claims (9)

1. 質量％にて、Ｚr ：５〜１５％、Ｆｅ：１〜８％、Ｃｒ：１〜８％、Ｍｎ：１〜８％、Ｔｉ：０．５〜５％、Ｎｉ：０．５〜５％、Ｓｉ：０．５〜５％、Ｖ：０．５〜５％を各々含み、かつ、これらの元素の含有量の総和が１５〜３５％であり、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ基合金であって、このＡｌ基合金組織が体積分率で３５〜８０％の金属間化合物相と残部が金属Ａｌマトリックスとで構成され、前記金属間化合物相組織中に、Ａｌ−Ｚｒ系の金属間化合物相を有するとともに、このＡｌ−Ｚｒ系の金属間化合物相に前記Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、の１種以上が固溶しており、これら固溶した元素の総和が７質量％以上であることを特徴とする耐熱性Ａｌ基合金。
2. 前記金属Ａｌマトリックス中に、前記Ｚr 、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、の元素の内の１種以上が、これらの総和で０．５〜１５質量％固溶している請求項１に記載の耐熱性Ａｌ基合金。
3. 前記Ａｌ基合金組織中に存在する金属間化合物の平均サイズが７μｍ以下である請求項１または２に記載の耐熱性Ａｌ基合金。
4. 前記Ａｌ基合金が、更に、Ｃｕ：０．５〜５％、Ｍｇ：０．５〜３％の１種または２種を含む、請求項１乃至３のいずれか１項に記載の耐熱性Ａｌ基合金。
5. 前記Ａｌ−Ｚｒ系の金属間化合物相に、Ｃｕ、Ｍｇの１種または２種が更に固溶しており、これらＣｕ、Ｍｇを加えた前記固溶した元素の総和が９質量％以上である請求項４に記載の耐熱性Ａｌ基合金。
6. 前記金属Ａｌマトリックス中に、更に、Ｃｕ、Ｍｇの１種または2 種が、これらＣｕ、Ｍｇを加えた前記固溶した元素の総和で０．５〜２０質量％固溶している請求項４または５に記載の耐熱性Ａｌ基合金。
7. 前記Ａｌ基合金が、更に、Ｎｄ：０．２〜２％、Ｓｃ：０．１〜２％、Ａｇ：０．１〜２％の１種または２種以上を含む請求項１乃至６のいずれか１項に記載の耐熱性Ａｌ基合金。
8. 前記Ａｌ−Ｚｒ系の金属間化合物相に、Ｎｄ、Ｓｃ、Ａｇが更に固溶しており、これらＮｄ、Ｓｃ、Ａｇを加えた前記固溶した元素の総和が１０質量％以上である請求項７に記載の耐熱性Ａｌ基合金。
9. 前記金属Ａｌマトリックス中に、更に、Ｎｄ、Ｓｃ、Ａｇの１種または２種以上が、これらＮｄ、Ｓｃ、Ａｇを加えた前記固溶した元素の総和で０．５〜２２質量％固溶している請求項７または８に記載の耐熱性Ａｌ基合金。

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