JP2004211117A - 高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】硬度、強度、耐熱性に優れたアルミニウム合金固化材及びその製造方法を提供すること
【解決手段】アルミニウム合金材の組成を、一般式：ＡｌbalＦｅaＸb(但し、ＸはＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒから選ばれる少なくとも一種の元素であり、またａ、ｂは原子パーセントで０．４≦ａ≦４、０．２≦ｂ≦８)で示される組成とする。
上記合金材は、電子ビーム蒸着法によって基板上に上記組成を有する合金を堆積させることによって製造できる。蒸着によって得た材料は、拡散速度の低い前記元素の添加により高い熱的安定性を示すが、更に熱処理及び／又は熱間塑性加工を施して微細な析出物を結晶粒内に整合析出させることにより、硬度及び強度が上昇し、熱的安定性が高めることができる。
【選択図】 なし
【解決手段】アルミニウム合金材の組成を、一般式：ＡｌbalＦｅaＸb(但し、ＸはＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒから選ばれる少なくとも一種の元素であり、またａ、ｂは原子パーセントで０．４≦ａ≦４、０．２≦ｂ≦８)で示される組成とする。
上記合金材は、電子ビーム蒸着法によって基板上に上記組成を有する合金を堆積させることによって製造できる。蒸着によって得た材料は、拡散速度の低い前記元素の添加により高い熱的安定性を示すが、更に熱処理及び／又は熱間塑性加工を施して微細な析出物を結晶粒内に整合析出させることにより、硬度及び強度が上昇し、熱的安定性が高めることができる。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は機械部品等の構造材として用いる高強度アルミニウム合金固化材及びその製造方法である。
【０００２】
【従来の技術】
従来の急冷凝固させたアルミニウム合金の微細結晶組織は、急冷凝固法による組織の微細化により高強度化されている。また、微細結晶組織ではなく、さらに特定組成において急冷してアモルファス相を得ることによりさらに高強度な材料が得られている。
【０００３】
しかしながら、急冷凝固法又はメカニカルアロイング法などの手法で得られた微細組織を有する合金は、通常薄帯又は粉末に形状が限定されており、機械部品等の構造材として用いるためには、薄帯又は粉末等を集成固化させる必要があった。集成固化の方法としては、熱間押出法、鍛造法等が通常用いられているが、その熱履歴により、急冷によって得られたアモルファスが加熱によって結晶化し、また、微細結晶組織は加熱によって粒成長するために、強度特性は熱間加工後に低下するという問題点があった。
【０００４】
一方、金属間化合物等を第二相粒子として分散させる場合は、第二相粒子での応力集中によって、靭性や延性が低下するという問題がある。又、原料としての薄帯又は粉末の表面の酸化を防ぐには雰囲気の制御では限界があり、表面酸化物の残存による固化の不健全さやガス成分、特に吸着水、結晶水等に起因する水素脆性、粉末ハンドリング時のコンタミネーションの混入等が成形後の製品特性に問題を生じさせる問題がある。
【０００５】
そこで、本出願人は先に、一般式：ＡｌbalＭaＸb（ただし、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉから選ばれる少なくとも１種の元素、ＸはＬｉ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｍ（ミッシュメタル）、希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素であり、ａ、ｂは原子パーセントで、ａ＝０．５〜１０％、ｂ＝０．５〜１０％）、さらには一般式：ＡｌbalＭaＸbＱc（Ｍ、Ｘ、ａ、ｂは前記と同じ、ＱはＢ、Ｃ、Ｎ、Ｏから選ばれる少なくとも１種の元素、ｃは原子パーセントで５％以下）よりなる高強度アルミニウム合金固化材及びその製造方法を開発した（特許文献１参照）。
【０００６】
また、本出願人は一般式：ＡｌbalＭa（ただし、ＭはＴｉまたはＦｅから選ばれる元素であり、ａは原子パーセントで０＜ａ≦２０）で示される組成からなり、実質的に組織が過飽和固溶体相からなるアルミニウム合金固化材を開発した（特許文献２参照）。
また、本出願人は、一般式：ＡｌbalＭa（ただし、ＭはＣｒまたはＺｒから選ばれる元素であり、ａは原子パーセントで０＜ａ≦１２）からなり、実質的に組織が過飽和固溶体相からなるアルミニウム合金固化材を開発し（特許文献３参照）、次いで、一般式：ＡｌbalＴｉa（ただし、ａは原子パーセントで０＜ａ≦２０）で示される組成からなり、実質的に組織が過飽和固溶体相からなるアルミニウム合金固化材を熱処理又は／及び熱間塑性加工を施す方法を開発した（特許文献４参照）。
【０００７】
【特許文献１】
特開平８−２８３９２１号公報
【特許文献２】
特開２０００−２６５２５１公報
【特許文献３】
特開２０００−３５５７４３号公報
【特許文献４】
特開２００１−１２３２５５号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
上記本出願人が先に開発した製造法によって得られた合金固化材は、高硬度、高強度を有し、延性、靭性及び加工性に優れたものであるが、得られる材料の特性には、更なる耐熱性、熱間加工性に改善の余地があるものである。本発明は、このような総合的に優れた特性を有する材料(固化材)をより硬度、強度、耐熱性に優れた材料にする高強度、高耐熱性アルミニウム合金固化材及びその製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは鋭意研究した結果、前記従来の先行技術においてＡｌに特にＦｅ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒを添加することにより、より硬度、強度、耐熱性に優れた材料(固化材)を提供することができることを見出した。
上記課題を解決するため、本件発明は次の構成を有する。
（１）一般式：ＡｌbalＦｅaＸb(但し、ＸはＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒから選ばれる少なくとも一種の元素であり、またａ、ｂは原子パーセントで０．４≦ａ≦４、０．２≦ｂ≦８)で示される組成からなり、組織が実質的に過飽和固溶体の単相からなるか又は過飽和固溶体相と金属間化合物相とからなることを特徴とする高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材。
（２）一般式：ＡｌbalＦｅｃＴｉｄ（ｃ、ｄは原子パーセントで０．６≦ｃ≦３．５、１≦ｄ≦４．５）で示され、組織が実質的に過飽和固溶体の単相からなるか又は過飽和固溶体相と金属間化合物相とからなることを特徴とする上記（１）記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材。
（３）一般式：ＡｌbalＦｅeＣｒf（ｅ、ｆは原子パーセントで０．５≦ｅ≦２．５、２≦ｆ≦７）で、組織が実質的に過飽和固溶体の単相からなるか又は過飽和固溶体相と金属間化合物相とからなることを特徴とする上記（１）記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材。
【００１０】
（４）一般式：ＡｌbalＦｅgＺｒh（g、hは原子パーセントで０．４≦ｇ≦４、０．２≦ｈ≦８）で示され、組織が実質的に過飽和固溶体の単相からなるか又は過飽和固溶体相と金属間化合物相とからなることを特徴とする上記（１）記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材。
（５）２５０℃〜４５０℃での熱処理による経時的な硬度変化が殆どないことを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材。
（６）実質的に平均結晶粒径が４０ｎｍ〜１０μｍの過飽和固溶体相又は／及び過飽和固溶体からなることを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかに記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材。
【００１１】
（７）前記組織中に、金属間化合物(Ｌ１２相)が析出してなることを特徴とする上記（１）、（２）、（４）〜（６）記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材。
（８）合金成分を含む蒸着源材料に電子ビームを照射して合金成分を蒸発させ、これを堆積基板上に蒸着させることによって堆積基板上に高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材を堆積させることを特徴とする上記（１）〜（７）のいずれかに記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材を製造する方法。
（９）合金成分を含む蒸着源材料に電子ビームを照射して合金成分を蒸発させ、これを堆積基板上に蒸着させることによって堆積基板上に高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材を堆積させのち、堆積物に熱処理又は／及び熱間塑性加工を施すことを特徴とする上記（１）〜（７）のいずれかに記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材を製造する方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材の添加成分であるＦｅ、Ｔｉ、Ｃｒ及びＺｒの各成分の詳細について述べる。
【００１３】
〈Ｆｅ〉：Ｆｅは組織の微細化、固溶強化に非常に高い効果がある。これにより、少ない添加元素で、靭性を損なうことなく高強度化が可能となる。４at％を超えると、延性が低下し、更にはアモルファス相を形成しやすくなり、延性、熱的安定性、加工性に問題が生じる。０．４at％未満では組織の微細化、固溶強化が不十分となり、強度が低下する。
【００１４】
Ｆｅの拡散速度はＡｌ中では中程度であり、Ａｌへの単独添加の場合高温では過飽和固溶しているＦｅが分解、結晶成長、金属間化合物の形成により粒界析出が起こるため、高温強度、熱間加工性が低くなる。従って、耐熱性を向上させるためには以下に示す第三元素の添加が必要不可欠となる。なおＦｅの添加量は第三添加元素がＴｉの場合は０．６〜３．５at％、Ｃｒの場合は０．５〜２．５at％、Ｚｒの場合は０．４〜４at％であるのが好ましい。
【００１５】
〈Ｔｉ〉：Ｔｉを１〜４．５at％添加することにより、組織の微細化、固溶強化に効果がある。これにより少ない元素で靭性を損なうことなく高強度化が可能となる。またＡｌ中における拡散速度が遅いため組織の耐熱性を高めることができ、高強度、高硬度で熱間加工性に優れた材料が得られる。１at％より少ないと十分な耐熱性が得られず、４．５at％を超えるとマトリックスとしてのアルミニウムまたはアルミニウムの過飽和固溶体の延性が低下してしまう。またアモルファス相を形成しやすくなり、熱的安定性や、加工性、延性に問題が生じる。
【００１６】
〈Ｃｒ〉：Ｃｒは２〜７at％添加することにより、組織の微細化、固溶強化に効果がある。これにより靭性を損なうことなく高強度化が行える。またＴｉ同様Ａｌ中の拡散速度が遅いため、組織の耐熱性を高めることができ、高強度、高硬度で熱間加工性に優れた材料、高温強度に優れた材料が得られる。添加量が２at％より少なくなると、十分な耐熱性が得られず、逆に添加量が７at％を超えるとマトリックスとしてのアルミニウムまたアルミニウムの過飽和固溶体の延性が低下してしまう。また、アモルファス相を形成しやすくなり、熱的安定性や、加工性、延性に問題が生じる。
【００１７】
〈Ｚｒ〉：Ｚｒは０．２〜８at％添加することにより組織の微細化、析出強化、耐熱性向上効果がある。ＺｒはＴｉ、Ｃｒ同様Ａｌ中での拡散速度が遅い元素であるため、耐熱性を向上させる。また０．２at％以上では堆積基板温度の制御または熱処理および熱間塑性加工によりL12相を整合微細析出させることができ、靭性を損なうことなく高強度化が行える。一般の金属間化合物が析出、分散することによる強化は靱性を低下させるが、Ｌ１２相はＡｌマトリックスに微細・整合析出するため、靱性の低下がなく、高強度化が可能となるほか、Ｌ１２相は耐熱性に優れる。添加量が0.2％より少ないと、十分な耐熱性が得られず、８at％より多くなるとＬ１２相が整合に析出することにより生じるひずみが大きくなりすぎるため、延性が低下し加工性に問題が生じる。
次に本発明の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材の組織、平均結晶粒径について詳述する。
【００１８】
〈組 織〉
一般式：ＡｌbalＦｅｃＴｉｄ（ｃ、ｄは原子パーセントで０．６≦ｃ≦３．５、１≦ｄ≦４．５）で示される組成Ａｌ-Ｆｅ-Ｔｉ系及び一般式：ＡｌbalＦｅeＣｒf（ｅ、ｆは原子パーセントで０．５≦ｅ≦２．５、２≦ｆ≦７）で示されるＡｌ-Ｆｅ-Ｃｒ系の組織は実質的にα−Ａｌの過飽和固溶体単相からなる。Ａｌ-Ｆｅ-Ｔｉ系ではＦｅ及び／またはＴｉがＡｌ中に過飽和に固溶し、 Ａｌ-Ｆｅ-Ｃｒ系ではＦｅ及び／またはＣｒ、がＡｌ中に過飽和に固溶しており、これにより靭性が高くなる。
【００１９】
一般式：ＡｌbalＦｅgＺｒh（g、hは原子パーセントで０．４≦ｇ≦４、０．２≦ｈ≦８）で示される組成Ａｌ-Ｆｅ-Ｚｒ系の組織は、実質的にα−Ａｌの過飽和固溶体単相からなりＦｅ及び／またはＺｒがＡｌ中に過飽和に固溶している状態であるが、堆積基板温度の制御、及び特定組成範囲とすることにより、結晶粒内にＬ１２型整合析出組織を微細析出させることもでき、靭性を損なうことなく高強度化が行える。また析出形態の改善により、熱処理又は／及び熱間加工による強度上昇が行えるとともに耐熱性が向上する。 尚、Ｌ１２型整合析出組織はＦｅを０．４％以上添加することでＬ１２型整合析出組織の変化及び結晶粒成長が抑制され非常に高い耐熱性が得られる。このため超塑性、加工性に優れる。
【００２０】
〈平均結晶粒径〉
平均結晶粒径が４０ｎｍ〜１０μmのα−Ａｌの過飽和固溶体相又は／及び過飽和固溶体とすることにより、通常のＡｌ結晶と同等の延性、加工性を備えたものとすることができる。
【００２１】
次に本発明の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材の製造方法について述べる。
本発明のアルミニウム合金固化材は、好適には、電子ビーム蒸着法により蒸着堆積基板上に堆積することにより得ることができる。
電子ビーム蒸着法により堆積したマクロ構造における粒子の大きさは平均粒子径で１〜１０μmであるが、このような粒子径とすることにより、隙間が生じにくく、相対密度９５％以上の固化材とすることができる。
【００２２】
電子ビーム蒸着装置の具体例を模式的に示したのが図1である。真空チャンバー内において蒸着源材料ロッド２、２をそれぞれ銅製のるつぼ１、１内に下方から上方に向かって移動可能に配し、これらに電子銃３、３により電子ビーム4、4をそれぞれ照射し、蒸発源材料を加熱溶融させ、さらに蒸発させる。蒸発した粒子５はるつぼ１、１と対向して設けられた堆積基板６上に蒸着堆積し、堆積層７を形成する。なお、るつぼ１、１と堆積基板６との間にシャッタを設け、基板温度及び蒸着粒子が適した条件となった場合にのみ開くようにしてもよい。また、図１においては、電子銃３を２つ示しているが、1個~複数個、蒸発面積と蒸発源の数に合わせて設けることも可能である。
【００２３】
このような電子ビーム蒸着は高い冷却状態が得られるので、前記本発明の組織を得るのに適しており、他の物理的蒸着技術に比して高い堆積速度であるため比較的短時間での作製や厚板化が可能である。真空装置内の真空度は４×１０-4〜３×１０-3Ｐａが適当である。又、前記組織を得るためには、蒸着物堆積基板６の温度を４２３〜６２３Ｋに制御することが好ましい。４２３Ｋより低温であると非平衡な状態が得られるが、緻密な材料が得られにくく、柱状になり易い問題がある。また６２３Ｋより高温であると結晶粒径が大きくなり、強度特性が劣化するとともに、金属間化合物の析出、晶出現象が起こり、延性、靭性、加工性が低下してしまう。
【００２４】
次に上記のようにして得られたアルミニウム合金固化材の熱処理又は／及び熱間加工処理について説明する。
上記のようにして得られた特定組成の合金固化材に対して後述する特定の温度で熱処理又は／及び熱間塑性加工処理を施すことにより、α−Ａｌの過飽和固溶体相又は／及び過飽和固溶体からなる組織に極めて微細な析出物が析出し、これが組織中に微細分散することにより、硬度及び強度が上昇し、熱的安定性が高まる。
【００２５】
上述したようにこの処理には大きく分けて２つの態様があり、一つは熱処理であり、もう一つは熱間塑性加工処理である。
熱処理を施す場合には、固化材を熱処理し、熱処理後の固化材を成形、加工(切断、プレス成形、その他冷間あるいは温間での塑性加工)して、上記優れた合金固化材をその使用目的により、多少延性、靭性及び加工性を犠牲にしても、強度を重視しその強度をより向上させた後に使用する。また、熱間塑性加工処理を施す場合は、延性、靭性及び加工性に優れた上記固化材の段階で熱間塑性加工を施し、加工後の材料は、多少前記特性を失わせても強度を重視しその強度をより向上させて用いる。（なお上記において、熱処理と熱間塑性加工を組み合わせることもできる。）
【００２６】
具体的な熱処理／及び熱間塑性加工の温度としては、５００Ｋ〜７５０Ｋであることが好ましく、５００Ｋ未満の場合、熱処理又は／及び熱間塑性加工を施すことによる強度の向上等の効果が得られない。また、７５０Ｋを超える場合、結晶粒径が急激に成長し、熱処理又は／及び熱間加工前に持つ強度を含めた、優れた特性が失われるとともに析出する化合物(金属間化合物)も粗大化しやすく、前記特性に悪影響を与える。
【００２７】
具体的な熱処理又は／及び熱間塑性加工の時間については、前記熱処理又は／及び熱間塑性加工を行うことによりその効果が現れ、工業的に適用可能な時間内においては、その効果が失われないため、特に限定されるものではないが、熱処理又は／及び熱間塑性加工温度によっても異なるが、より有効な範囲としては、１〜６０分、さらには１〜３０分であることが好ましい。
【００２８】
本発明の組成及び組織構造の材料に上述のような熱処理、又は／及び熱間塑性加工を施すことにより、マトリックスである過飽和固溶体相又は／及び過飽和固溶体(具体的には、α−Ａｌの過飽和固溶体相又は／及び過飽和固溶体)の結晶成長はほとんどなく、熱処理又は／及び熱間塑性加工前の材料の組織構造を維持できる。また、組織中には、微細な析出物が析出させることもでき、この析出物(金属間化合物、実質的にはＬ１２型整合析出相)により、マトリックスの結晶成長がほとんどないため、延性、加工性などの特性の低下も小さく抑えることができる。
【００２９】
具体的には析出する金属間化合物はＡｌ−Ｆｅ−Ｚｒ系においてＡｌ3Ｚｒ(実質的にはＡｌもしくはＺｒの一部をＦｅが置換)であり化合物の平均粒径は、１００ｎｍ以下、前記に記載の効果をより顕著にする場合、化合物の平均粒径は、１０ｎｍ以下に制御することが好ましい。
【００３０】
【実施例】
以下、実施例を示して本発明を具体的に説明するが、本発明が下記実施例に限定されるものではないことはもとよりである。
【００３１】
図1に示す電子ビーム蒸着装置により蒸着源材料としてＡｌロッドと所定成分Ｆｅ−Ｔｉ合金ロッドとを用いアルミニウム合金固化材を作製した。具体的な作製方法は直径３１mm、長さ２３５mmのＡｌ母合金からなる蒸着源材料２を一方のるつぼ１に配し、また直径３７mm長さ２５０mmの所定成分組成のＦｅ−Ｔｉ合金からなる蒸着源材料ロッド２を他方側のるつぼ１に配し、真空装置内の真空度を４×１０-4〜３×１０-3Ｐａとする。さらに真空装置内に配される堆積基板６は基板回転速度を２０rpmとするとともに、堆積基板温度を５７３Kとする。なお、堆積基板６を回転することにより、複数個の組成成分の異なる蒸着源配置に起因する組成の不均一性を防ぐ。又、堆積基板６の温度は赤外線ランプ及び水冷により制御され、また適切な温度に保持される。
【００３２】
電子ビ−ム蒸着装置による蒸着条件は、Ａｌからなる蒸着源ロッドに対し、電子ビーム投入電力を７kWとし、所定成分組成のＦｅ−Ｔｉ合金からなる蒸着源材料ロッドに対し、電子ビーム投入電力を０．５〜４ｋＷとした。また、これらの蒸着源材料ロッドの供給速度は０〜０．２２mm／minとした。添加される所定成分組成Ｆｅ−Ｔｉ合金の添加量は、電子ビームの強さを変えることにより、蒸着する速度を制御し、変化させた。具体的には所定成分組成のＦｅ−Ｔｉ合金は０．５〜４ｋＷと変化させて蒸着を行った。電子ビーム蒸着法では電子ビームが照射される蒸着源材料の部分が減少するが、蒸着源材料がるつぼの下方から上方に向かって連続的に移動することにより、連続的な蒸着が行え、厚い堆積層を形成することができる。
【００３３】
また上記の具体例はＡｌ−Ｆｅ−Ｔｉ合金を作製する場合について述べたものであるが、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ合金を作製する場合は蒸発源材料のＦｅ−Ｔｉ合金ロッドをＦｅ−Ｃｒ合金ロッドに替え、またＡｌ−Ｆｅ−Ｚｒ合金を作製する場合は蒸発源材料をＦｅ−Ｚｒ合金ロッドに替えて作製した。
【００３４】
上記のように作製した各種供試材(固化材)について、硬度(Ｈｖ)を測定した結果を表1〜３に示す。なお硬度(Ｈｖ)は５０ｇ荷重の微細ビッカース硬度計による測定値(ＤＰＮ)で示す。表1によれば、本発明のアルミニウム合金固化材においては全体で、硬度（Ｈｖ）１６０〜４１０、Ａｌ−Ｆｅ−Ｔｉ系は１６０〜３６０、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ系は２３０〜４１０、Ａｌ−Ｆｅ−Ｚｒ系は１９０〜３８０の範囲にあり優れていることが分かる。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【００３８】
さらにＡｌ93.6Ｆｅ2.8Ｔｉ3.6、Ａｌ94.2Ｆｅ2.8Ｃｒ3.0、Ａｌ95.6Ｆｅ3.8Ｚｒ0.6、Ａｌ95.8Ｆｅ0.8Ｚｒ3.4についてＸ線回折を行い、その組織構造を調べた。その結果を図2に示す。図2によれば、 Ａｌ93.6Ｆｅ2.8Ｔｉ3.6、Ａｌ94.2Ｆｅ2.8Ｃｒ3.0、Ａｌ95.6Ｆｅ3.8Ｚｒ0.6、はα−Ａｌの過飽和固溶体単相からなることがわかる。ＴＥＭ観察を行った結果、堆積した粒子の大きさは平均粒子径１μｍ〜１０μmで隙間なく緻密な構造となっているとともに前記α−Ａｌの過飽和固溶体の結晶粒径も４０ｎｍ〜１０μｍの範囲で存在した。
【００３９】
また、Ａｌ95.8Ｆｅ0.8Ｚｒ3.4については１９°付近に回折ピークが見られ、合わせておこなったＴＥＭ観察、及び電子線回折の結果、アルミ結晶粒内には、Ｌ１２構造からなるＡｌ3Ｚｒ金属間化合物がマトリックスに整合に微細均一分散した組織であり、その大きさは１０ｎｍ以下の非常に微細なものであった。
【００４０】
次に上記Ａｌ93.6Ｆｅ2.8Ｔｉ3.6、Ａｌ94.2Ｆｅ2.8Ｃｒ3.0、Ａｌ95.6Ｆｅ3.8Ｚｒ0.6、 Ａｌ95.8Ｆｅ0.8Ｚｒ3.4についてＤＳＣ熱分析曲線(示差走査熱量分析曲線)を図３に示す。図３には比較のためＡｌ98.3Ｆｅ1.7のＤＳＣ熱分析曲線も示す。
その結果Ａｌ−Ｆｅ2元素系であるＡｌ98.3Ｆｅ1.7の発熱ピークが３０８℃付近であるのに対し、Ａｌ93.6Ｆｅ2.8Ｔｉ3.6では３６６℃、Ａｌ94.2Ｆｅ2.8Ｃｒ3.0では４１３℃、Ａｌ95.6Ｆｅ3.8Ｚｒ0.6では３４０℃付近に発熱ピークが見られた。また過飽和固溶体とＬ１２相の微細分散した組織を有するＡｌ95.8Ｆｅ0.8Ｚｒ3.4においては、測定温度範囲では明瞭な発熱ピークは認められず、本発明のアルミニウム合金固化材は高温まで熱的に安定であることがわかる。
【００４１】
次に過飽和固溶体単相からなるＡｌ93.6Ｆｅ2.8Ｔｉ3.6、Ａｌ94.2Ｆｅ2.8Ｃｒ3.0、 Ａｌ95.6Ｆｅ1.0Ｚｒ0.3、及び過飽和固溶体とＬ１２相の微細分散組織を有するＡｌ95.8Ｆｅ0.8Ｚｒ3.4について２５０℃での熱処理による硬さの経時変化を図４に示す。また比較のためＡｌ98.3Ｆｅ1.7の測定結果についても示す。Ａｌ−Ｆｅ２元系であるＡｌ98.3Ｆｅ1.7は熱処理時間とともに硬度が低下し、３時間では熱処理硬度の１／２以下になる。これに対して3元合金は実験範囲内においては何れの場合もほとんど変化しない、さらに第三元素の添加量の多いＡｌ93.6Ｆｅ2.8Ｔｉ3.6、Ａｌ94.2Ｆｅ2.8Ｃｒ3.0 、Ａｌ95.8Ｆｅ0.8Ｚｒ3.4についてはいずれも高硬度を維持している。これより、第３元素添加は耐熱性向上に効果あり、さらにその添加量が多いほどよりよい傾向が見られる。
【００４２】
さらに過飽和固溶体とＬ１２相の微細分散組織を有するAｌ95.8Ｆｅ0.8Ｚｒ3.4について４５０℃の高温での熱処理による硬さの経時変化を図５に示す。その結果、４５０℃の高温での熱処理においても硬度はほとんど変化せず、非常に高い耐熱性を持つことが分かる。これは、Ｌ１２相自身の分解温度が高いことに加え、ＡｌもしくはＺｒの一部をＦｅが置換することが更にＬ１２相を安定化し分解温度を上げるために、微細分散組織の維持、結晶内成長の抑制が可能となったためと考えられる。
【００４３】
【発明の効果】
本発明によれば、新規な組織を有する高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材が得られ、高強度、高硬度、高耐熱性を有し、延性、靭性及び加工性に優れた固化材を提供できる。
また電子ビーム蒸着法を利用した場合、母合金から直接高密度な固化材を得ることができ、従来の熱間押出法等による熱履歴による影響を受けることなく、また、前述の製造上の問題を生じさせることなく、安定した製品を提供できる。さらに、本発明の製造方法によれば、上記優れた特性を備えた固化材を容易に提供することができる。
【００４４】
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明のアルミニウム合金固化材を製造するために用いる電子ビーム蒸着装置を模式的に示した図である。
【図２】本発明のアルミニウム合金固化材のＸ線回折図である。
【図３】本発明のアルミニウム合金固化材のＤＳＣ熱分析曲線を示す図である。
【図４】本発明のアルミニウム合金固化材を２５０℃で熱処理した場合の、熱処理時間とビッカース硬さとの関係を示す図である。
【図５】本発明のアルミニウム合金固化材を４５０℃で熱処理した場合の、熱処理時間とビッカース硬さとの関係を示す図である。
【符号の説明】
１ るつぼ
２ 蒸着源材料ロッド
３ 電子銃
４ 電子ビーム
５ 蒸発粒子
６ 堆積基板
７ 堆積層
【発明の属する技術分野】
本発明は機械部品等の構造材として用いる高強度アルミニウム合金固化材及びその製造方法である。
【０００２】
【従来の技術】
従来の急冷凝固させたアルミニウム合金の微細結晶組織は、急冷凝固法による組織の微細化により高強度化されている。また、微細結晶組織ではなく、さらに特定組成において急冷してアモルファス相を得ることによりさらに高強度な材料が得られている。
【０００３】
しかしながら、急冷凝固法又はメカニカルアロイング法などの手法で得られた微細組織を有する合金は、通常薄帯又は粉末に形状が限定されており、機械部品等の構造材として用いるためには、薄帯又は粉末等を集成固化させる必要があった。集成固化の方法としては、熱間押出法、鍛造法等が通常用いられているが、その熱履歴により、急冷によって得られたアモルファスが加熱によって結晶化し、また、微細結晶組織は加熱によって粒成長するために、強度特性は熱間加工後に低下するという問題点があった。
【０００４】
一方、金属間化合物等を第二相粒子として分散させる場合は、第二相粒子での応力集中によって、靭性や延性が低下するという問題がある。又、原料としての薄帯又は粉末の表面の酸化を防ぐには雰囲気の制御では限界があり、表面酸化物の残存による固化の不健全さやガス成分、特に吸着水、結晶水等に起因する水素脆性、粉末ハンドリング時のコンタミネーションの混入等が成形後の製品特性に問題を生じさせる問題がある。
【０００５】
そこで、本出願人は先に、一般式：ＡｌbalＭaＸb（ただし、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉから選ばれる少なくとも１種の元素、ＸはＬｉ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｍ（ミッシュメタル）、希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素であり、ａ、ｂは原子パーセントで、ａ＝０．５〜１０％、ｂ＝０．５〜１０％）、さらには一般式：ＡｌbalＭaＸbＱc（Ｍ、Ｘ、ａ、ｂは前記と同じ、ＱはＢ、Ｃ、Ｎ、Ｏから選ばれる少なくとも１種の元素、ｃは原子パーセントで５％以下）よりなる高強度アルミニウム合金固化材及びその製造方法を開発した（特許文献１参照）。
【０００６】
また、本出願人は一般式：ＡｌbalＭa（ただし、ＭはＴｉまたはＦｅから選ばれる元素であり、ａは原子パーセントで０＜ａ≦２０）で示される組成からなり、実質的に組織が過飽和固溶体相からなるアルミニウム合金固化材を開発した（特許文献２参照）。
また、本出願人は、一般式：ＡｌbalＭa（ただし、ＭはＣｒまたはＺｒから選ばれる元素であり、ａは原子パーセントで０＜ａ≦１２）からなり、実質的に組織が過飽和固溶体相からなるアルミニウム合金固化材を開発し（特許文献３参照）、次いで、一般式：ＡｌbalＴｉa（ただし、ａは原子パーセントで０＜ａ≦２０）で示される組成からなり、実質的に組織が過飽和固溶体相からなるアルミニウム合金固化材を熱処理又は／及び熱間塑性加工を施す方法を開発した（特許文献４参照）。
【０００７】
【特許文献１】
特開平８−２８３９２１号公報
【特許文献２】
特開２０００−２６５２５１公報
【特許文献３】
特開２０００−３５５７４３号公報
【特許文献４】
特開２００１−１２３２５５号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
上記本出願人が先に開発した製造法によって得られた合金固化材は、高硬度、高強度を有し、延性、靭性及び加工性に優れたものであるが、得られる材料の特性には、更なる耐熱性、熱間加工性に改善の余地があるものである。本発明は、このような総合的に優れた特性を有する材料(固化材)をより硬度、強度、耐熱性に優れた材料にする高強度、高耐熱性アルミニウム合金固化材及びその製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは鋭意研究した結果、前記従来の先行技術においてＡｌに特にＦｅ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒを添加することにより、より硬度、強度、耐熱性に優れた材料(固化材)を提供することができることを見出した。
上記課題を解決するため、本件発明は次の構成を有する。
（１）一般式：ＡｌbalＦｅaＸb(但し、ＸはＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒから選ばれる少なくとも一種の元素であり、またａ、ｂは原子パーセントで０．４≦ａ≦４、０．２≦ｂ≦８)で示される組成からなり、組織が実質的に過飽和固溶体の単相からなるか又は過飽和固溶体相と金属間化合物相とからなることを特徴とする高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材。
（２）一般式：ＡｌbalＦｅｃＴｉｄ（ｃ、ｄは原子パーセントで０．６≦ｃ≦３．５、１≦ｄ≦４．５）で示され、組織が実質的に過飽和固溶体の単相からなるか又は過飽和固溶体相と金属間化合物相とからなることを特徴とする上記（１）記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材。
（３）一般式：ＡｌbalＦｅeＣｒf（ｅ、ｆは原子パーセントで０．５≦ｅ≦２．５、２≦ｆ≦７）で、組織が実質的に過飽和固溶体の単相からなるか又は過飽和固溶体相と金属間化合物相とからなることを特徴とする上記（１）記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材。
【００１０】
（４）一般式：ＡｌbalＦｅgＺｒh（g、hは原子パーセントで０．４≦ｇ≦４、０．２≦ｈ≦８）で示され、組織が実質的に過飽和固溶体の単相からなるか又は過飽和固溶体相と金属間化合物相とからなることを特徴とする上記（１）記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材。
（５）２５０℃〜４５０℃での熱処理による経時的な硬度変化が殆どないことを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材。
（６）実質的に平均結晶粒径が４０ｎｍ〜１０μｍの過飽和固溶体相又は／及び過飽和固溶体からなることを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかに記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材。
【００１１】
（７）前記組織中に、金属間化合物(Ｌ１２相)が析出してなることを特徴とする上記（１）、（２）、（４）〜（６）記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材。
（８）合金成分を含む蒸着源材料に電子ビームを照射して合金成分を蒸発させ、これを堆積基板上に蒸着させることによって堆積基板上に高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材を堆積させることを特徴とする上記（１）〜（７）のいずれかに記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材を製造する方法。
（９）合金成分を含む蒸着源材料に電子ビームを照射して合金成分を蒸発させ、これを堆積基板上に蒸着させることによって堆積基板上に高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材を堆積させのち、堆積物に熱処理又は／及び熱間塑性加工を施すことを特徴とする上記（１）〜（７）のいずれかに記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材を製造する方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材の添加成分であるＦｅ、Ｔｉ、Ｃｒ及びＺｒの各成分の詳細について述べる。
【００１３】
〈Ｆｅ〉：Ｆｅは組織の微細化、固溶強化に非常に高い効果がある。これにより、少ない添加元素で、靭性を損なうことなく高強度化が可能となる。４at％を超えると、延性が低下し、更にはアモルファス相を形成しやすくなり、延性、熱的安定性、加工性に問題が生じる。０．４at％未満では組織の微細化、固溶強化が不十分となり、強度が低下する。
【００１４】
Ｆｅの拡散速度はＡｌ中では中程度であり、Ａｌへの単独添加の場合高温では過飽和固溶しているＦｅが分解、結晶成長、金属間化合物の形成により粒界析出が起こるため、高温強度、熱間加工性が低くなる。従って、耐熱性を向上させるためには以下に示す第三元素の添加が必要不可欠となる。なおＦｅの添加量は第三添加元素がＴｉの場合は０．６〜３．５at％、Ｃｒの場合は０．５〜２．５at％、Ｚｒの場合は０．４〜４at％であるのが好ましい。
【００１５】
〈Ｔｉ〉：Ｔｉを１〜４．５at％添加することにより、組織の微細化、固溶強化に効果がある。これにより少ない元素で靭性を損なうことなく高強度化が可能となる。またＡｌ中における拡散速度が遅いため組織の耐熱性を高めることができ、高強度、高硬度で熱間加工性に優れた材料が得られる。１at％より少ないと十分な耐熱性が得られず、４．５at％を超えるとマトリックスとしてのアルミニウムまたはアルミニウムの過飽和固溶体の延性が低下してしまう。またアモルファス相を形成しやすくなり、熱的安定性や、加工性、延性に問題が生じる。
【００１６】
〈Ｃｒ〉：Ｃｒは２〜７at％添加することにより、組織の微細化、固溶強化に効果がある。これにより靭性を損なうことなく高強度化が行える。またＴｉ同様Ａｌ中の拡散速度が遅いため、組織の耐熱性を高めることができ、高強度、高硬度で熱間加工性に優れた材料、高温強度に優れた材料が得られる。添加量が２at％より少なくなると、十分な耐熱性が得られず、逆に添加量が７at％を超えるとマトリックスとしてのアルミニウムまたアルミニウムの過飽和固溶体の延性が低下してしまう。また、アモルファス相を形成しやすくなり、熱的安定性や、加工性、延性に問題が生じる。
【００１７】
〈Ｚｒ〉：Ｚｒは０．２〜８at％添加することにより組織の微細化、析出強化、耐熱性向上効果がある。ＺｒはＴｉ、Ｃｒ同様Ａｌ中での拡散速度が遅い元素であるため、耐熱性を向上させる。また０．２at％以上では堆積基板温度の制御または熱処理および熱間塑性加工によりL12相を整合微細析出させることができ、靭性を損なうことなく高強度化が行える。一般の金属間化合物が析出、分散することによる強化は靱性を低下させるが、Ｌ１２相はＡｌマトリックスに微細・整合析出するため、靱性の低下がなく、高強度化が可能となるほか、Ｌ１２相は耐熱性に優れる。添加量が0.2％より少ないと、十分な耐熱性が得られず、８at％より多くなるとＬ１２相が整合に析出することにより生じるひずみが大きくなりすぎるため、延性が低下し加工性に問題が生じる。
次に本発明の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材の組織、平均結晶粒径について詳述する。
【００１８】
〈組 織〉
一般式：ＡｌbalＦｅｃＴｉｄ（ｃ、ｄは原子パーセントで０．６≦ｃ≦３．５、１≦ｄ≦４．５）で示される組成Ａｌ-Ｆｅ-Ｔｉ系及び一般式：ＡｌbalＦｅeＣｒf（ｅ、ｆは原子パーセントで０．５≦ｅ≦２．５、２≦ｆ≦７）で示されるＡｌ-Ｆｅ-Ｃｒ系の組織は実質的にα−Ａｌの過飽和固溶体単相からなる。Ａｌ-Ｆｅ-Ｔｉ系ではＦｅ及び／またはＴｉがＡｌ中に過飽和に固溶し、 Ａｌ-Ｆｅ-Ｃｒ系ではＦｅ及び／またはＣｒ、がＡｌ中に過飽和に固溶しており、これにより靭性が高くなる。
【００１９】
一般式：ＡｌbalＦｅgＺｒh（g、hは原子パーセントで０．４≦ｇ≦４、０．２≦ｈ≦８）で示される組成Ａｌ-Ｆｅ-Ｚｒ系の組織は、実質的にα−Ａｌの過飽和固溶体単相からなりＦｅ及び／またはＺｒがＡｌ中に過飽和に固溶している状態であるが、堆積基板温度の制御、及び特定組成範囲とすることにより、結晶粒内にＬ１２型整合析出組織を微細析出させることもでき、靭性を損なうことなく高強度化が行える。また析出形態の改善により、熱処理又は／及び熱間加工による強度上昇が行えるとともに耐熱性が向上する。 尚、Ｌ１２型整合析出組織はＦｅを０．４％以上添加することでＬ１２型整合析出組織の変化及び結晶粒成長が抑制され非常に高い耐熱性が得られる。このため超塑性、加工性に優れる。
【００２０】
〈平均結晶粒径〉
平均結晶粒径が４０ｎｍ〜１０μmのα−Ａｌの過飽和固溶体相又は／及び過飽和固溶体とすることにより、通常のＡｌ結晶と同等の延性、加工性を備えたものとすることができる。
【００２１】
次に本発明の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材の製造方法について述べる。
本発明のアルミニウム合金固化材は、好適には、電子ビーム蒸着法により蒸着堆積基板上に堆積することにより得ることができる。
電子ビーム蒸着法により堆積したマクロ構造における粒子の大きさは平均粒子径で１〜１０μmであるが、このような粒子径とすることにより、隙間が生じにくく、相対密度９５％以上の固化材とすることができる。
【００２２】
電子ビーム蒸着装置の具体例を模式的に示したのが図1である。真空チャンバー内において蒸着源材料ロッド２、２をそれぞれ銅製のるつぼ１、１内に下方から上方に向かって移動可能に配し、これらに電子銃３、３により電子ビーム4、4をそれぞれ照射し、蒸発源材料を加熱溶融させ、さらに蒸発させる。蒸発した粒子５はるつぼ１、１と対向して設けられた堆積基板６上に蒸着堆積し、堆積層７を形成する。なお、るつぼ１、１と堆積基板６との間にシャッタを設け、基板温度及び蒸着粒子が適した条件となった場合にのみ開くようにしてもよい。また、図１においては、電子銃３を２つ示しているが、1個~複数個、蒸発面積と蒸発源の数に合わせて設けることも可能である。
【００２３】
このような電子ビーム蒸着は高い冷却状態が得られるので、前記本発明の組織を得るのに適しており、他の物理的蒸着技術に比して高い堆積速度であるため比較的短時間での作製や厚板化が可能である。真空装置内の真空度は４×１０-4〜３×１０-3Ｐａが適当である。又、前記組織を得るためには、蒸着物堆積基板６の温度を４２３〜６２３Ｋに制御することが好ましい。４２３Ｋより低温であると非平衡な状態が得られるが、緻密な材料が得られにくく、柱状になり易い問題がある。また６２３Ｋより高温であると結晶粒径が大きくなり、強度特性が劣化するとともに、金属間化合物の析出、晶出現象が起こり、延性、靭性、加工性が低下してしまう。
【００２４】
次に上記のようにして得られたアルミニウム合金固化材の熱処理又は／及び熱間加工処理について説明する。
上記のようにして得られた特定組成の合金固化材に対して後述する特定の温度で熱処理又は／及び熱間塑性加工処理を施すことにより、α−Ａｌの過飽和固溶体相又は／及び過飽和固溶体からなる組織に極めて微細な析出物が析出し、これが組織中に微細分散することにより、硬度及び強度が上昇し、熱的安定性が高まる。
【００２５】
上述したようにこの処理には大きく分けて２つの態様があり、一つは熱処理であり、もう一つは熱間塑性加工処理である。
熱処理を施す場合には、固化材を熱処理し、熱処理後の固化材を成形、加工(切断、プレス成形、その他冷間あるいは温間での塑性加工)して、上記優れた合金固化材をその使用目的により、多少延性、靭性及び加工性を犠牲にしても、強度を重視しその強度をより向上させた後に使用する。また、熱間塑性加工処理を施す場合は、延性、靭性及び加工性に優れた上記固化材の段階で熱間塑性加工を施し、加工後の材料は、多少前記特性を失わせても強度を重視しその強度をより向上させて用いる。（なお上記において、熱処理と熱間塑性加工を組み合わせることもできる。）
【００２６】
具体的な熱処理／及び熱間塑性加工の温度としては、５００Ｋ〜７５０Ｋであることが好ましく、５００Ｋ未満の場合、熱処理又は／及び熱間塑性加工を施すことによる強度の向上等の効果が得られない。また、７５０Ｋを超える場合、結晶粒径が急激に成長し、熱処理又は／及び熱間加工前に持つ強度を含めた、優れた特性が失われるとともに析出する化合物(金属間化合物)も粗大化しやすく、前記特性に悪影響を与える。
【００２７】
具体的な熱処理又は／及び熱間塑性加工の時間については、前記熱処理又は／及び熱間塑性加工を行うことによりその効果が現れ、工業的に適用可能な時間内においては、その効果が失われないため、特に限定されるものではないが、熱処理又は／及び熱間塑性加工温度によっても異なるが、より有効な範囲としては、１〜６０分、さらには１〜３０分であることが好ましい。
【００２８】
本発明の組成及び組織構造の材料に上述のような熱処理、又は／及び熱間塑性加工を施すことにより、マトリックスである過飽和固溶体相又は／及び過飽和固溶体(具体的には、α−Ａｌの過飽和固溶体相又は／及び過飽和固溶体)の結晶成長はほとんどなく、熱処理又は／及び熱間塑性加工前の材料の組織構造を維持できる。また、組織中には、微細な析出物が析出させることもでき、この析出物(金属間化合物、実質的にはＬ１２型整合析出相)により、マトリックスの結晶成長がほとんどないため、延性、加工性などの特性の低下も小さく抑えることができる。
【００２９】
具体的には析出する金属間化合物はＡｌ−Ｆｅ−Ｚｒ系においてＡｌ3Ｚｒ(実質的にはＡｌもしくはＺｒの一部をＦｅが置換)であり化合物の平均粒径は、１００ｎｍ以下、前記に記載の効果をより顕著にする場合、化合物の平均粒径は、１０ｎｍ以下に制御することが好ましい。
【００３０】
【実施例】
以下、実施例を示して本発明を具体的に説明するが、本発明が下記実施例に限定されるものではないことはもとよりである。
【００３１】
図1に示す電子ビーム蒸着装置により蒸着源材料としてＡｌロッドと所定成分Ｆｅ−Ｔｉ合金ロッドとを用いアルミニウム合金固化材を作製した。具体的な作製方法は直径３１mm、長さ２３５mmのＡｌ母合金からなる蒸着源材料２を一方のるつぼ１に配し、また直径３７mm長さ２５０mmの所定成分組成のＦｅ−Ｔｉ合金からなる蒸着源材料ロッド２を他方側のるつぼ１に配し、真空装置内の真空度を４×１０-4〜３×１０-3Ｐａとする。さらに真空装置内に配される堆積基板６は基板回転速度を２０rpmとするとともに、堆積基板温度を５７３Kとする。なお、堆積基板６を回転することにより、複数個の組成成分の異なる蒸着源配置に起因する組成の不均一性を防ぐ。又、堆積基板６の温度は赤外線ランプ及び水冷により制御され、また適切な温度に保持される。
【００３２】
電子ビ−ム蒸着装置による蒸着条件は、Ａｌからなる蒸着源ロッドに対し、電子ビーム投入電力を７kWとし、所定成分組成のＦｅ−Ｔｉ合金からなる蒸着源材料ロッドに対し、電子ビーム投入電力を０．５〜４ｋＷとした。また、これらの蒸着源材料ロッドの供給速度は０〜０．２２mm／minとした。添加される所定成分組成Ｆｅ−Ｔｉ合金の添加量は、電子ビームの強さを変えることにより、蒸着する速度を制御し、変化させた。具体的には所定成分組成のＦｅ−Ｔｉ合金は０．５〜４ｋＷと変化させて蒸着を行った。電子ビーム蒸着法では電子ビームが照射される蒸着源材料の部分が減少するが、蒸着源材料がるつぼの下方から上方に向かって連続的に移動することにより、連続的な蒸着が行え、厚い堆積層を形成することができる。
【００３３】
また上記の具体例はＡｌ−Ｆｅ−Ｔｉ合金を作製する場合について述べたものであるが、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ合金を作製する場合は蒸発源材料のＦｅ−Ｔｉ合金ロッドをＦｅ−Ｃｒ合金ロッドに替え、またＡｌ−Ｆｅ−Ｚｒ合金を作製する場合は蒸発源材料をＦｅ−Ｚｒ合金ロッドに替えて作製した。
【００３４】
上記のように作製した各種供試材(固化材)について、硬度(Ｈｖ)を測定した結果を表1〜３に示す。なお硬度(Ｈｖ)は５０ｇ荷重の微細ビッカース硬度計による測定値(ＤＰＮ)で示す。表1によれば、本発明のアルミニウム合金固化材においては全体で、硬度（Ｈｖ）１６０〜４１０、Ａｌ−Ｆｅ−Ｔｉ系は１６０〜３６０、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ系は２３０〜４１０、Ａｌ−Ｆｅ−Ｚｒ系は１９０〜３８０の範囲にあり優れていることが分かる。
【００３５】
【表１】
【表２】
【表３】
さらにＡｌ93.6Ｆｅ2.8Ｔｉ3.6、Ａｌ94.2Ｆｅ2.8Ｃｒ3.0、Ａｌ95.6Ｆｅ3.8Ｚｒ0.6、Ａｌ95.8Ｆｅ0.8Ｚｒ3.4についてＸ線回折を行い、その組織構造を調べた。その結果を図2に示す。図2によれば、 Ａｌ93.6Ｆｅ2.8Ｔｉ3.6、Ａｌ94.2Ｆｅ2.8Ｃｒ3.0、Ａｌ95.6Ｆｅ3.8Ｚｒ0.6、はα−Ａｌの過飽和固溶体単相からなることがわかる。ＴＥＭ観察を行った結果、堆積した粒子の大きさは平均粒子径１μｍ〜１０μmで隙間なく緻密な構造となっているとともに前記α−Ａｌの過飽和固溶体の結晶粒径も４０ｎｍ〜１０μｍの範囲で存在した。
【００３９】
また、Ａｌ95.8Ｆｅ0.8Ｚｒ3.4については１９°付近に回折ピークが見られ、合わせておこなったＴＥＭ観察、及び電子線回折の結果、アルミ結晶粒内には、Ｌ１２構造からなるＡｌ3Ｚｒ金属間化合物がマトリックスに整合に微細均一分散した組織であり、その大きさは１０ｎｍ以下の非常に微細なものであった。
【００４０】
次に上記Ａｌ93.6Ｆｅ2.8Ｔｉ3.6、Ａｌ94.2Ｆｅ2.8Ｃｒ3.0、Ａｌ95.6Ｆｅ3.8Ｚｒ0.6、 Ａｌ95.8Ｆｅ0.8Ｚｒ3.4についてＤＳＣ熱分析曲線(示差走査熱量分析曲線)を図３に示す。図３には比較のためＡｌ98.3Ｆｅ1.7のＤＳＣ熱分析曲線も示す。
その結果Ａｌ−Ｆｅ2元素系であるＡｌ98.3Ｆｅ1.7の発熱ピークが３０８℃付近であるのに対し、Ａｌ93.6Ｆｅ2.8Ｔｉ3.6では３６６℃、Ａｌ94.2Ｆｅ2.8Ｃｒ3.0では４１３℃、Ａｌ95.6Ｆｅ3.8Ｚｒ0.6では３４０℃付近に発熱ピークが見られた。また過飽和固溶体とＬ１２相の微細分散した組織を有するＡｌ95.8Ｆｅ0.8Ｚｒ3.4においては、測定温度範囲では明瞭な発熱ピークは認められず、本発明のアルミニウム合金固化材は高温まで熱的に安定であることがわかる。
【００４１】
次に過飽和固溶体単相からなるＡｌ93.6Ｆｅ2.8Ｔｉ3.6、Ａｌ94.2Ｆｅ2.8Ｃｒ3.0、 Ａｌ95.6Ｆｅ1.0Ｚｒ0.3、及び過飽和固溶体とＬ１２相の微細分散組織を有するＡｌ95.8Ｆｅ0.8Ｚｒ3.4について２５０℃での熱処理による硬さの経時変化を図４に示す。また比較のためＡｌ98.3Ｆｅ1.7の測定結果についても示す。Ａｌ−Ｆｅ２元系であるＡｌ98.3Ｆｅ1.7は熱処理時間とともに硬度が低下し、３時間では熱処理硬度の１／２以下になる。これに対して3元合金は実験範囲内においては何れの場合もほとんど変化しない、さらに第三元素の添加量の多いＡｌ93.6Ｆｅ2.8Ｔｉ3.6、Ａｌ94.2Ｆｅ2.8Ｃｒ3.0 、Ａｌ95.8Ｆｅ0.8Ｚｒ3.4についてはいずれも高硬度を維持している。これより、第３元素添加は耐熱性向上に効果あり、さらにその添加量が多いほどよりよい傾向が見られる。
【００４２】
さらに過飽和固溶体とＬ１２相の微細分散組織を有するAｌ95.8Ｆｅ0.8Ｚｒ3.4について４５０℃の高温での熱処理による硬さの経時変化を図５に示す。その結果、４５０℃の高温での熱処理においても硬度はほとんど変化せず、非常に高い耐熱性を持つことが分かる。これは、Ｌ１２相自身の分解温度が高いことに加え、ＡｌもしくはＺｒの一部をＦｅが置換することが更にＬ１２相を安定化し分解温度を上げるために、微細分散組織の維持、結晶内成長の抑制が可能となったためと考えられる。
【００４３】
【発明の効果】
本発明によれば、新規な組織を有する高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材が得られ、高強度、高硬度、高耐熱性を有し、延性、靭性及び加工性に優れた固化材を提供できる。
また電子ビーム蒸着法を利用した場合、母合金から直接高密度な固化材を得ることができ、従来の熱間押出法等による熱履歴による影響を受けることなく、また、前述の製造上の問題を生じさせることなく、安定した製品を提供できる。さらに、本発明の製造方法によれば、上記優れた特性を備えた固化材を容易に提供することができる。
【００４４】
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明のアルミニウム合金固化材を製造するために用いる電子ビーム蒸着装置を模式的に示した図である。
【図２】本発明のアルミニウム合金固化材のＸ線回折図である。
【図３】本発明のアルミニウム合金固化材のＤＳＣ熱分析曲線を示す図である。
【図４】本発明のアルミニウム合金固化材を２５０℃で熱処理した場合の、熱処理時間とビッカース硬さとの関係を示す図である。
【図５】本発明のアルミニウム合金固化材を４５０℃で熱処理した場合の、熱処理時間とビッカース硬さとの関係を示す図である。
【符号の説明】
１ るつぼ
２ 蒸着源材料ロッド
３ 電子銃
４ 電子ビーム
５ 蒸発粒子
６ 堆積基板
７ 堆積層
Claims (9)
- 一般式：ＡｌbalＦｅaＸb(但し、ＸはＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒから選ばれる少なくとも一種の元素であり、またａ、ｂは原子パーセントで０．４≦ａ≦４、０．２≦ｂ≦８)で示される組成からなり、組織が実質的に過飽和固溶体の単相からなるか又は過飽和固溶体相と金属間化合物相とからなることを特徴とする高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材。
- 一般式：ＡｌbalＦｅｃＴｉｄ（ｃ、ｄは原子パーセントで０．６≦ｃ≦３．５、１≦ｄ≦４．５）で示され、組織が実質的に過飽和固溶体の単相からなるか又は過飽和固溶体相と金属間化合物相とからなることを特徴とする請求項１記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材。
- 一般式：ＡｌbalＦｅeＣｒf（ｅ、ｆは原子パーセントで０．５≦ｅ≦２．５、２≦ｆ≦７）で、組織が実質的に過飽和固溶体の単相からなるか又は過飽和固溶体相と金属間化合物相とからなることを特徴とする請求項１記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材。
- 一般式：ＡｌbalＦｅgＺｒh（g、hは原子パーセントで０．４≦ｇ≦４、０．２≦ｈ≦８）で示され、組織が実質的に過飽和固溶体の単相からなるか又は過飽和固溶体相と金属間化合物相とからなることを特徴とする請求項１記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材。
- ２５０℃〜４５０℃での熱処理による経時的な硬度変化が殆どないことを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材。
- 実質的に平均結晶粒径が４０ｎｍ〜１０μｍの過飽和固溶体相又は／及び過飽和固溶体からなることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材。
- 前記組織中に、金属間化合物(Ｌ１２相)が析出してなることを特徴とする請求項１、２、４〜６記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材。
- 合金成分を含む蒸着源材料に電子ビームを照射して合金成分を蒸発させ、これを堆積基板上に蒸着させることによって堆積基板上に高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材を堆積させることを特徴とする請求項１〜７のいずれかに記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材を製造する方法。
- 合金成分を含む蒸着源材料に電子ビームを照射して合金成分を蒸発させ、これを堆積基板上に蒸着させることによって堆積基板上に高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材を堆積させのち、堆積物に熱処理又は／及び熱間塑性加工を施すことを特徴とする請求項１〜７のいずれかに記載の高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材を製造する方法。
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