JP2007092117A - Aluminum alloy with high strength and low specific gravity - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、高強度であって低比重のアルミニウム合金、及びそれを用いてアルミニウム合金鋳塊等を作製する方法に関する。 The present invention relates to an aluminum alloy having a high strength and a low specific gravity, and a method for producing an aluminum alloy ingot using the aluminum alloy.
耐熱性に優れるアルミニウム合金材について提案されている様々な報告では、遷移元素を添加し、高融点系化合物をアルミニウム母材中に分散させ、高温環境での変形を抑制する試みが行われている（例えば特許文献１参照）。
しかしながら、この場合には、アルミニウムよりも比重の重い遷移元素を含むために、例えば自動車のエンジン用ピストンなどの動弁系部品に適用しようとした場合、軽量化効果が小さい。
In various reports proposed for aluminum alloy materials with excellent heat resistance, attempts have been made to suppress deformation in high-temperature environments by adding transition elements and dispersing high melting point compounds in the aluminum base material. (For example, refer to Patent Document 1).
However, in this case, since a transition element having a specific gravity higher than that of aluminum is included, when it is attempted to be applied to a valve operating system component such as an automobile engine piston, the effect of reducing the weight is small.
また、アルミニウム−遷移元素系合金の機械的特性は、遷移元素の組み合わせに強く依存し、また、凝固時の冷却速度の影響を強く受ける。そのため、工業的に生産する場合には、凝固プロセスが極めて限定され、多大な生産コストがかかる。
以上のようなことから、遷移元素の組み合わせ及び添加量を適正に規制することによって最適化を図り、かつ、耐熱性及び耐軟化性を有する高強度のアルミニウム合金の開発が求められていた。
In addition, the mechanical properties of the aluminum-transition element alloy are strongly dependent on the combination of transition elements, and are strongly influenced by the cooling rate during solidification. Therefore, in the case of industrial production, the solidification process is extremely limited and a great production cost is required.
In view of the above, there has been a demand for the development of a high-strength aluminum alloy that is optimized by appropriately regulating the combination and addition amount of transition elements and that has heat resistance and softening resistance.
本発明は、かかる従来の問題点に鑑みてなされたもので、低比重であると共に耐熱性及び耐軟化性を有する高強度・低比重アルミニウム合金を提供しようとするものである。 The present invention has been made in view of such conventional problems, and an object of the present invention is to provide a high-strength, low-specific gravity aluminum alloy having low specific gravity and heat resistance and softening resistance.
第１の発明は、Ｍｇ：１〜１５％（ｍａｓｓ％、以下同様）及びＦｅ：０．３〜１０％を含有し、
Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｍｏからなる第１成分群から１種以上の元素を、個々の含有量が０．２〜８％、第１成分合計含有量（Ｘ％）が、０．２〜１０％の範囲となるよう含有し、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｃからなる第２成分群から１種以上の元素を、個々の含有量が０．０３〜５％、第２成分合計含有量（Ｙ％）が０．０３〜８％の範囲となるよう含有し、残部が不可避的不純物及びアルミニウムよりなり、
Ｆｅの含有量（Ｆｅ％）と、上記第１成分群の各元素含有量（ｘ％）と、上記第２成分群の各元素含有量（ｙ％）とが、Ｆｅ≧ｘ≧ｙの関係にあり、
かつ、比重が２．７以下であることを特徴とする高強度・低比重アルミニウム合金にある（請求項１）。
1st invention contains Mg: 1-15% (mass%, the following similarly) and Fe: 0.3-10%,
One or more elements from the first component group consisting of V, Cr, Co, Nb, and Mo, each content is 0.2 to 8%, the first component total content (X%) is 0.2. Contained to be in the range of -10%,
One or more elements from the second component group consisting of Ti, Zr, and Sc, with individual contents ranging from 0.03 to 5% and total second component content (Y%) ranging from 0.03 to 8% And the balance consists of inevitable impurities and aluminum,
The relationship of Fe ≧ x ≧ y between the Fe content (Fe%), the element content (x%) of the first component group, and the element content (y%) of the second component group And
And it exists in the high intensity | strength and low specific gravity aluminum alloy characterized by the specific gravity being 2.7 or less (Claim 1).
本発明を完成するに当たっては、アルミニウム合金中に添加する遷移元素の種類によって、耐軟化性に差異が生じることを多数の実験の中から見出し、少なくとも上記構成のＡｌ−Ｍｇ−Ｆｅ−Ｘ−Ｙ（ここに、Ｘは第１成分群の元素を、Ｙは第２成分群の元素を意味する。）にすることによって、耐軟化性を確保し、高強度かつ低比重のアルミニウム合金が得られることを見出したのである。 In completing the present invention, it has been found from a number of experiments that softening resistance varies depending on the type of transition element added to the aluminum alloy, and at least Al—Mg—Fe—X—Y having the above-described configuration. (Where X is an element of the first component group and Y is an element of the second component group), thereby ensuring softening resistance and obtaining an aluminum alloy with high strength and low specific gravity. I found out.
以下に、各元素の含有量限定理由等について説明する。
「Ｍｇ：１〜１５％」
Ｍｇを含むことにより、固溶硬化による強化を図ることができ、また、適正な熱処理条件との組み合わせによってＡｌ−Ｍｇ化合物がアルミニウム母相中に分散することによる分散強化（析出強化を含む）を得ることができる。これにより、低比重でかつ高強度のアルミニウム合金を得ることができる。
Ｍｇ含有量が１％未満の場合には、上記の優れた効果が十分に得られず、一方、１５％を超える場合には特性が飽和するという問題や、粗大なβ−ＡｌＭｇ晶出物が形成されるという問題が生じる。従って、Ｍｇ含有量のより好ましい範囲は、３〜１２％である。
The reasons for limiting the content of each element will be described below.
"Mg: 1-15%"
By including Mg, strengthening by solid solution hardening can be achieved, and dispersion strengthening (including precipitation strengthening) can be achieved by dispersing the Al-Mg compound in the aluminum matrix in combination with appropriate heat treatment conditions. Obtainable. Thereby, a low specific gravity and high strength aluminum alloy can be obtained.
When the Mg content is less than 1%, the above-described excellent effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, when the Mg content exceeds 15%, the characteristics are saturated, and a coarse β-AlMg crystallized product is present. The problem of being formed arises. Therefore, a more preferable range of the Mg content is 3 to 12%.
「Ｆｅ：０．３〜１０％」
アルミニウム合金にＦｅを添加した場合、耐熱性が向上する。また、金属組織的には、Ａｌ−Ｆｅ系化合物とα−Ａｌとによってラメラ構造を形成するようになるが、上記第１成分群の中から適正元素を添加すると共にＭｇを添加することによって、上記ラメラ組織を構成するＡｌ−Ｆｅ系化合物を断片化することができる。その結果、耐熱性、耐軟化性を保ったまま延性能を向上させることができる。ただし、凝固時の冷却速度が遅い場合、上記第１成分群の元素がアルミニウム母相中にほとんど固溶せず上記の効果が得られない場合があるので、本発明の合金を用いて各種製品を作製する場合には、少なくとも１０2℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で急冷凝固させることが好ましい。
Ｆｅ含有量が０．３％未満の場合には、上記の優れた効果が十分に得られず、一方、１０％を超える場合には、工業上生産可能な範囲において、粗大なＡｌＦｅ系晶出物が形成されるようになり、著しく物性を低下させるという問題や、冷却速度に対応して特性が大きく変化するため、生産し難いという問題が生じる。従って、Ｆｅ含有量のより好ましい範囲は、０．４〜６％である。
“Fe: 0.3 to 10%”
When Fe is added to the aluminum alloy, the heat resistance is improved. In addition, in terms of metal structure, a lamellar structure is formed by the Al—Fe-based compound and α-Al. By adding an appropriate element from the first component group and adding Mg, The Al—Fe compound composing the lamellar structure can be fragmented. As a result, the ductility can be improved while maintaining heat resistance and softening resistance. However, when the cooling rate at the time of solidification is slow, the elements of the first component group are hardly dissolved in the aluminum matrix and the above effects may not be obtained. Is preferably solidified rapidly at a cooling rate of at least 10 2 ° C / sec.
When the Fe content is less than 0.3%, the above-described excellent effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, when the Fe content exceeds 10%, coarse AlFe-based crystallization is possible within the industrially producible range. As a result, a problem arises in that the physical properties are remarkably lowered, and the characteristics change greatly in accordance with the cooling rate, which makes it difficult to produce. Therefore, a more preferable range of the Fe content is 0.4 to 6%.
「第１成分群」
Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｍｏからなる第１成分群から１種以上の元素を、個々の含有量が０．２〜８％、第１成分合計含有量（Ｘ％）が０．２〜１０％の範囲となるよう含有する。
第１成分群の個々の元素の含有量が０．２％未満の場合には、耐軟化性が低下し、また、２５０℃を越える高温域での強度が得られないという問題があり、一方、８％を超える場合には、粗大なＡｌ−Ｘ系晶出物が形成され、靭性を著しく低下させるという問題がある。
第１成分群の元素の合計含有量（Ｘ％）が０．２％未満の場合には、耐熱性、耐軟化性が低下するという問題があり、一方、１０％を超える場合には、靱性を低下させるという問題がある。
"First ingredient group"
One or more elements from the first component group consisting of V, Cr, Co, Nb, and Mo, each content is 0.2 to 8%, the first component total content (X%) is 0.2 to It contains so that it may become the range of 10%.
When the content of each element of the first component group is less than 0.2%, there is a problem that the softening resistance is lowered and the strength in a high temperature range exceeding 250 ° C. cannot be obtained. When the content exceeds 8%, coarse Al-X crystallized matter is formed, and the toughness is remarkably lowered.
When the total content (X%) of the elements of the first component group is less than 0.2%, there is a problem that heat resistance and softening resistance are deteriorated. On the other hand, when the total content exceeds 10%, toughness There is a problem of lowering.
「第２成分元素」
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｃからなる第２成分群から１種以上の元素を、個々の含有量が０．０３〜５％、第２成分合計含有量（Ｙ％）が０．０３〜８％の範囲となるよう含有する。第２成分群の元素を添加した場合、鋳塊の組織を微細化するとともに、溶融状態から凝固する際に過飽和固溶したものが、その後の加工、あるいは加熱工程の追加によってアルミニウム母相中に析出し、強度特性を更に向上させる効果を発揮する。
第２成分群の個々の元素の含有量が０．０３％未満の場合には、耐熱性、耐軟化性が低下するという問題があり、一方、５％を超える場合には、粗大なＡｌ−Ｙ系晶出物が形成され、靭性が著しく低下するという問題がある。
第２成分群の元素の合計含有量（Ｙ％）が０．０３％未満の場合には、十分な耐熱性、耐軟化性が得られないという問題があり、一方、８％を超える場合においても、耐軟化性が低下する場合や靱性が低下する場合があるという問題がある。
"Second component element"
One or more elements from the second component group consisting of Ti, Zr, and Sc, with individual contents ranging from 0.03 to 5% and total second component content (Y%) ranging from 0.03 to 8% To be contained. When the elements of the second component group are added, the structure of the ingot is refined and the supersaturated solid solution that is solidified from the molten state is added to the aluminum matrix by subsequent processing or addition of a heating step. It precipitates and exhibits the effect of further improving the strength characteristics.
When the content of each element of the second component group is less than 0.03%, there is a problem that the heat resistance and softening resistance are lowered. On the other hand, when the content exceeds 5%, coarse Al- There exists a problem that a Y-type crystallized substance is formed and toughness falls remarkably.
When the total content (Y%) of the elements of the second component group is less than 0.03%, there is a problem that sufficient heat resistance and softening resistance cannot be obtained. However, there is a problem that softening resistance may be lowered or toughness may be lowered.
また、本発明では、Ｆｅの含有量（Ｆｅ％）と、上記第１成分群の各元素含有量（ｘ％）と、上記第２成分群の各元素含有量（ｙ％）とが、Ｆｅ≧ｘ≧ｙの関係にある範囲に限定する。Ｆｅ＜ｘの場合には、耐軟化性が得られないという問題が生じる。また、Ｆｅ＜ｙの場合には、耐熱性の低下とともに、室温での強度も得られないという問題が生じる。また、Ｘ＜Ｙの場合には、十分な耐熱性が得られないという問題が生じる。 In the present invention, the Fe content (Fe%), the element content (x%) of the first component group, and the element content (y%) of the second component group are Fe It is limited to a range having a relationship of ≧ x ≧ y. In the case of Fe <x, there arises a problem that softening resistance cannot be obtained. Further, in the case of Fe <y, there arises a problem that the strength at room temperature cannot be obtained with the decrease in heat resistance. Further, when X <Y, there arises a problem that sufficient heat resistance cannot be obtained.
本発明において、上記第１成分群の元素としては、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｍｏのうち少なくとも１種とし、個々の含有量は０．２〜６％の範囲とすることが好ましい（請求項２）。上記第１成分群の元素のうち、特に、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｍｏは、Ｆｅとの共存により高い耐熱性、耐軟化性を有するという理由により好ましい。また、これらの元素の個々の含有量は、その上限値を６％とすることが好ましい。これにより、粗大な晶出物を形成せず、靭性を低下させないという効果が得られる。 In the present invention, the element of the first component group is preferably at least one of Cr, Co, and Mo, and the individual content is preferably in the range of 0.2 to 6%. Among the elements of the first component group, Cr, Co, and Mo are particularly preferable because they have high heat resistance and softening resistance due to coexistence with Fe. Moreover, it is preferable that the upper limit of each content of these elements is 6%. Thereby, the effect that a coarse crystallization thing is not formed and toughness is not reduced is acquired.
また、上記第２成分群の元素の個々の含有量は０．０３〜３％の範囲とすることが好ましい（請求項３）。この範囲に限定することによって、さらに粗大な晶出物を形成せず、特に母相中に固溶、析出し、高強度化させるという効果が得られる。 The individual contents of the elements of the second component group are preferably in the range of 0.03 to 3% (claim 3). By limiting to this range, it is possible to obtain an effect of increasing the strength without forming a coarser crystallized product and, in particular, solid solution and precipitation in the parent phase.
また、さらに、Ｓｉ、Ｃｕからなる第３成分群から１種以上の元素を、個々の含有量が５％以下、合計含有量が０．５〜５％となるよう含有し、かつ、Ｓｉを含有する場合には、Ｍｇの含有量（Ｍｇ％）と、Ｓｉの含有量（Ｓｉ）とが、Ｍｇ／Ｓｉ≧２．２の関係にあることが好ましい（請求項４）。 Furthermore, it contains one or more elements from the third component group consisting of Si and Cu so that the individual content is 5% or less and the total content is 0.5 to 5%, and Si is contained. When it is contained, it is preferable that the Mg content (Mg%) and the Si content (Si) have a relationship of Mg / Si ≧ 2.2 (Claim 4).
上記第３成分群のうちＣｕを添加した場合には、Ａｌ−Ｃｕ系化合物及びＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物が材料中に分散し、２５０℃以下の場合の材料強度を高めることができる。
また、Ｓｉを添加した場合でも、２５０℃以下の場合の材料強度を高めることができる。しかしながら、詳細な実験調査の結果、２５０℃超え４００℃以下の高温環境下において高強度で高延性を確保するためには、Ｍｇ／Ｓｉ質量比に制限があることを見出した。すなわち、Ｓｉを添加する場合には、Ｍｇ／Ｓｉを２．２以上にする必要がある。
When Cu is added in the third component group, the Al—Cu compound and the Al—Cu—Mg compound are dispersed in the material, and the material strength when the temperature is 250 ° C. or lower can be increased.
Further, even when Si is added, the material strength at 250 ° C. or lower can be increased. However, as a result of detailed experimental investigations, it has been found that there is a limit to the Mg / Si mass ratio in order to ensure high strength and high ductility in a high temperature environment exceeding 250 ° C. and 400 ° C. or less. That is, when adding Si, Mg / Si needs to be 2.2 or more.
Ｍｇ／Ｓｉが２．２未満の場合には、強度、延性共に低下する場合がある。特に、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物が安定Ｍｇ2Ｓｉ相としてバランスするＭｇ／Ｓｉ質量比が約１．７以下の場合には、材料中にＭｇ2Ｓｉ相及びＳｉ相が分散し、著しく強度、延性を低下させる。また、Ｍｇ／Ｓｉ質量比を２．２以上とすると、Ａｌ−Ｓｉ系合金において問題となる永久成長も極めて小さくなることも見出した。ここでいう永久成長とは、凝固時に固溶したＳｉが室温から例えば３５０℃の間の熱サイクルを受けてアルミニウム母相中に析出し、体積膨張する現象である。特に、エンジン構成部材において永久成長が発生すると、初期設定寸法から変化するため、個々の部材のクリアランスが変化したり、あるいは各部材の連結部に応力が発生し、経時的にエンジン性能の低下を招くようになる。
永久成長の発現要因としては、凝固時にＡｌ中に固溶したＳｉの析出によって生じることが報告されているが、Ｍｇ／Ｓｉ質量比を２．２以上とすることで永久成長を抑制することもできるのである。発明者の調査によれば、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金（ＡＤＣ１２合金、１２ｍａｓｓ％Ｓｉ）のダイキャスト材においては、約０．１２％の永久成長が確認されたが、永久成長の主要因であるＳｉを含む場合でも、Ｍｇ／Ｓｉ質量比を２．２以上とすることで永久成長を０．０５％以下に抑えることができた。
When Mg / Si is less than 2.2, both strength and ductility may decrease. In particular, when the Mg / Si mass ratio at which the Mg—Si compound balances as a stable Mg 2 Si phase is about 1.7 or less, the Mg 2 Si phase and the Si phase are dispersed in the material, and the strength and ductility are remarkably increased. Reduce. It has also been found that when the Mg / Si mass ratio is 2.2 or more, the permanent growth which becomes a problem in the Al—Si alloy is extremely small. The term “permanent growth” as used herein refers to a phenomenon in which Si dissolved in solidification is subjected to a thermal cycle between room temperature and 350 ° C., for example, and precipitates in the aluminum matrix and expands in volume. In particular, when permanent growth occurs in the engine components, the initial set dimensions change, so the clearance of individual members changes, or stress is generated at the connecting parts of each member, and engine performance deteriorates over time. Will be invited.
As a manifestation factor of permanent growth, it has been reported that it is caused by precipitation of Si dissolved in Al during solidification, but it is also possible to suppress permanent growth by setting the Mg / Si mass ratio to 2.2 or more. It can be done. According to the inventor's investigation, about 0.12% permanent growth was confirmed in the die-cast material of Al-Si-Cu alloy (ADC12 alloy, 12mass% Si). Even when some Si was included, the permanent growth could be suppressed to 0.05% or less by setting the Mg / Si mass ratio to 2.2 or more.
また、さらに、Ｂｅを０．０００５〜０．１％含有することが好ましい（請求項５）。
Ｂｅを微量添加すると、Ｍｇの酸化を抑制することができ、Ｍｇ酸化物を起点とする破壊を防止することができる。
Furthermore, it is preferable to contain 0.0005 to 0.1% of Be (claim 5).
When a small amount of Be is added, oxidation of Mg can be suppressed, and breakage starting from Mg oxide can be prevented.
次に、第２の発明は、上記第１の発明のアルミニウム合金を用いてアルミニウム合金鋳塊を製造する方法であって、
上記アルミニウム合金の組成から決定される液相線温度よりも１００〜４００℃高い温度域にて溶解して溶湯を形成する溶解工程と、
上記溶湯を１０2℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却して凝固させてアルミニウム合金鋳塊を得る凝固工程とを有することを特徴とするアルミニウム合金鋳塊の製造方法にある（請求項６）。
Next, the second invention is a method for producing an aluminum alloy ingot using the aluminum alloy of the first invention,
A melting step of forming a molten metal by melting in a temperature range higher by 100 to 400 ° C. than the liquidus temperature determined from the composition of the aluminum alloy;
And a solidifying step of cooling and solidifying the molten metal at a cooling rate of 10 2 ° C / sec or more to obtain an aluminum alloy ingot.
本発明の方法では、上記の優れた合金を用いて鋳塊を作製する。そのため、上述した効果、すなわち、低比重であると共に耐熱性及び耐軟化性を備えたアルミニウム合金鋳塊を得ることができる。
特に、本発明では、上記溶解工程において、液相線温度よりも１００〜４００℃高い温度域にて溶解し、細部まで充填可能な流動性のよい溶湯とし、健全な鋳塊を得ることができる。上記の溶解の温度が液相線温度＋１００℃の温度よりも低い場合には、十分な湯流れ性を得ることができず、鋳塊の内部に巣が形成されるため、健全な鋳塊を得ることができないという問題があり、一方、液相温度＋４００℃よりも高い場合には、Ｍｇが溶油表面で燃焼あるいは蒸発する。また、形成されるＭｇ酸化物が鋳塊中に混入するおそれがある。
In the method of the present invention, an ingot is produced using the above-described excellent alloy. Therefore, it is possible to obtain an aluminum alloy ingot having the above-described effects, that is, low specific gravity and heat resistance and softening resistance.
In particular, in the present invention, in the above melting step, it is melted in a temperature range that is 100 to 400 ° C. higher than the liquidus temperature, and a molten metal having good fluidity that can be filled up to details can be obtained, thereby obtaining a healthy ingot. . When the melting temperature is lower than the liquidus temperature + 100 ° C., sufficient hot water flow cannot be obtained, and a nest is formed inside the ingot. On the other hand, when the liquidus temperature is higher than + 400 ° C., Mg burns or evaporates on the surface of the oil. Moreover, there exists a possibility that the Mg oxide formed may mix in an ingot.
また、上記凝固工程において、凝固時の冷却速度を１０2℃／ｓｅｃ以上に限定する。これにより、上述したように、第１成分群の元素をアルミニウム母相中に固溶させることができる。また、粗大なＡｌ−Ｆｅ系化合物あるいは他の元素を含み構成される晶出相が形成されることを抑制することができ、延性、靱性の低下を防止することができる。耐熱性、強度及び延性のバランスを保つためには、上記のごとく凝固時の冷却速度を１０2℃／ｓｅｃ以上とすることが必要であり、より好ましくは、１０2〜１０3℃／ｓｅｃの範囲の冷却速度とすることがよい。 In the solidification step, the cooling rate during solidification is limited to 10 2 ° C / sec or more. Thereby, as described above, the elements of the first component group can be dissolved in the aluminum matrix. In addition, it is possible to suppress the formation of a crystallized phase including a coarse Al—Fe-based compound or other elements, and it is possible to prevent a decrease in ductility and toughness. In order to maintain the balance between heat resistance, strength and ductility, it is necessary to set the cooling rate during solidification to 10 2 ° C / sec or more as described above, and more preferably 10 2 to 10 3 ° C / sec. A cooling rate in the range is preferable.
また、上記凝固工程の後に、上記アルミニウム合金鋳塊に対して、温度１５０℃〜固相線温度未満の範囲に０．５時間以上保持する熱処理工程を行うことが好ましい（請求項７）。この場合には、含有元素で構成される化合物を均質に析出、分散させ、分散強化による強度ｕｐを計ることができる。なお、上記熱処理工程の温度が１５０℃未満の場合には、安定的に強度を増加させることが難しいという問題があり、一方、固相線温度を超える場合には、材料中に液相が発生するというおそれがある。 Further, after the solidification step, it is preferable to perform a heat treatment step of holding the aluminum alloy ingot for 0.5 hours or more in a temperature range of 150 ° C. to less than the solidus temperature (Claim 7). In this case, it is possible to uniformly precipitate and disperse the compound composed of the contained elements, and measure the strength up due to dispersion strengthening. In addition, when the temperature of the heat treatment step is less than 150 ° C., there is a problem that it is difficult to increase the strength stably. On the other hand, when the temperature exceeds the solidus temperature, a liquid phase is generated in the material. There is a risk of doing.
また、上記凝固工程の後、上記熱処理工程の前には、均等化処理工程及び上記アルミニウム合金鋳塊を温度３００〜５００℃の範囲において鍛造加工する鍛造工程を行うことが好ましい（請求項８）。この場合には、加工ひずみと熱の両エネルギーにより、特に高融点なＡｌ−遷移元素系化合物の析出を促進でき、より安定な耐熱性を得ることができるという効果が得られる。なお、上記鍛造工程を行う温度が３００℃未満の場合には、十分な変形能が得られず、所定形状に加工できないばかりか、割れが発生するというおそれがあり、一方、５００℃を超える場合には、加工時の発熱と合わさって局部溶融し、材料中に空孔が残存するというおそれがある。 In addition, after the solidification step and before the heat treatment step, it is preferable to perform an equalization treatment step and a forging step in which the aluminum alloy ingot is forged in a temperature range of 300 to 500 ° C. (Claim 8). . In this case, it is possible to promote the precipitation of a particularly high melting point Al-transition element compound by both processing strain and heat energy, and to obtain more stable heat resistance. In addition, when the temperature for performing the forging step is less than 300 ° C., sufficient deformability cannot be obtained, and not only can it be processed into a predetermined shape, but also cracking may occur. In some cases, there is a possibility that the heat generated during the processing is combined with local melting and voids remain in the material.
なお、上記アルミニウム合金鋳塊は、上記熱処理工程あるいは鍛造工程を追加することによって、そのビッカース硬度ＨＶを１００以上に調整することが好ましい。これにより、機能性部材あるいは構造用部材として使用可能な強度、延性を得ることができる。 In addition, it is preferable that the said aluminum alloy ingot adjusts the Vickers hardness HV to 100 or more by adding the said heat processing process or a forge process. Thereby, the intensity | strength and ductility which can be used as a functional member or a structural member can be obtained.
次に、第３の発明は、上記第１の発明のアルミニウム合金を用いてアルミニウム合金粉末を製造する方法であって、
上記アルミニウム合金の組成から決定される液相線温度よりも３００〜６００℃高い温度域にて溶解して溶湯を形成する溶解工程と、
上記溶湯を１０2℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却して、粉末状に凝固させてアルミニウム合金粉末を得る粉末形成工程とを有することを特徴とするアルミニウム合金粉末の製造方法にある（請求項９）。
Next, a third invention is a method for producing an aluminum alloy powder using the aluminum alloy of the first invention,
A melting step of forming a molten metal by melting in a temperature range 300 to 600 ° C. higher than the liquidus temperature determined from the composition of the aluminum alloy;
And a powder forming step of cooling the molten metal at a cooling rate of 10 2 ° C / sec or more and solidifying it into a powder to obtain an aluminum alloy powder. 9).
本発明の方法では、上記の優れた合金を用いて粉末を作製する。そのため、上述した効果、すなわち、低比重であると共に耐熱性及び耐軟化性を備えたアルミニウム合金粉末を得ることができる。
特に、本発明でも、上記溶解工程において、液相線温度よりも３００〜６００℃高い温度域にて溶解し、流動性の高い溶湯を形成することができる。
In the method of the present invention, powder is produced using the above-described excellent alloy. Therefore, it is possible to obtain an aluminum alloy powder having the above-described effects, that is, low specific gravity and heat resistance and softening resistance.
In particular, even in the present invention, in the melting step, the molten metal can be melted in a temperature range higher by 300 to 600 ° C. than the liquidus temperature to form a highly fluid molten metal.
また、上記粉末形成工程において、凝固時の冷却速度を１０2℃／ｓｅｃ以上に限定する。これにより、上述したように、第１成分群の元素をアルミニウム母相中に固溶させることができる。そして、これにより、粗大なＡｌ−Ｆｅ系化合物あるいは他の元素を含み構成される晶出相が形成されることを抑制することができ、延性、靱性の低下を防止することができる。この場合も、より好ましくは、１０3〜１０4℃／ｓｅｃの範囲の冷却速度とすることがよい。 In the powder forming step, the cooling rate during solidification is limited to 10 2 ° C / sec or more. Thereby, as described above, the elements of the first component group can be dissolved in the aluminum matrix. And thereby, it can suppress that the crystallization phase comprised including a coarse Al-Fe type compound or another element can be suppressed, and a ductility and toughness fall can be prevented. In this case, the cooling rate is more preferably in the range of 10 3 to 10 4 ° C / sec.
また、上記粉末形成工程は、ガスアトマイズ法又は水アトマイズ法により行うことが好ましい（請求項１０）。
上記ガスアトマイズ法は、アルミニウム合金溶湯をタンディッシュにより流出させると同時に、噴霧媒（空気あるいは不活性ガス）のジェットを溶湯流に衝突させ、微細に飛散した溶湯（液滴）を凝固させるという手順によって粉末を形成する方法である。
また、上記水アトマイズ法は、アルミニウム溶湯をタンディッシュより流出させると同時に、水のジェット流を溶湯に衝突させ、急冷凝固させ、比較的非球形な粉末を形成する方法である。
Moreover, it is preferable to perform the said powder formation process by the gas atomization method or the water atomization method (Claim 10).
The gas atomization method is a procedure in which the molten aluminum alloy is discharged by a tundish, and at the same time, a jet of a spray medium (air or inert gas) collides with the molten metal flow to solidify the finely scattered molten metal (droplet). It is a method of forming a powder.
The water atomization method is a method of forming a relatively non-spherical powder by causing an aluminum melt to flow out of a tundish and simultaneously causing a jet of water to collide with the melt and rapidly solidify.
次に、第４の発明は、上記第１の発明のアルミニウム合金を用いてアルミニウム合金リボンを製造する方法であって、
上記アルミニウム合金の組成から決定される液相線温度よりも３００〜６００℃高い温度域にて溶解して溶湯を形成する溶解工程と、
上記溶湯を１０3℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却して、帯状に凝固させてアルミニウム合金リボンを得るリボン形成工程とを有することを特徴とするアルミニウム合金リボンの製造方法にある（請求項１１）。
Next, a fourth invention is a method for producing an aluminum alloy ribbon using the aluminum alloy of the first invention,
A melting step of forming a molten metal by melting in a temperature range 300 to 600 ° C. higher than the liquidus temperature determined from the composition of the aluminum alloy;
A method of manufacturing an aluminum alloy ribbon, comprising: a ribbon forming step of cooling the molten metal at a cooling rate of 10 3 ° C / sec or more and solidifying the molten metal into a strip shape. ).
本発明の方法では、上記の優れた合金を用いてリボンを作製する。そのため、上述した効果、すなわち、低比重であると共に耐熱性及び耐軟化性を備えたアルミニウム合金リボンを得ることができる。
特に、本発明でも、上記溶解工程において、液相線温度よりも３００〜６００℃高い温度域にて溶解して溶湯を形成する。
In the method of the present invention, a ribbon is produced using the above-described excellent alloy. Therefore, the aluminum alloy ribbon having the above-described effects, that is, low specific gravity and heat resistance and softening resistance can be obtained.
In particular, also in the present invention, in the melting step, the molten metal is formed by melting in a temperature range higher by 300 to 600 ° C. than the liquidus temperature.
また、上記リボン形成工程において、凝固時の冷却速度を１０3℃／ｓｅｃ以上に限定する。これにより、上述したように、第１成分群の元素をアルミニウム母相中に固溶させることができる。そして、これにより、粗大なＡｌ−Ｆｅ系化合物あるいは他の元素を含み構成される晶出相が形成されることを抑制することができ、延性、靱性の低下を防止することができる。この場合も、より好ましくは、１０4〜１０6℃／ｓｅｃの範囲の冷却速度とすることがよい。 In the ribbon forming step, the cooling rate during solidification is limited to 10 3 ° C / sec or more. Thereby, as described above, the elements of the first component group can be dissolved in the aluminum matrix. And thereby, it can suppress that the crystallization phase comprised including a coarse Al-Fe type compound or another element can be suppressed, and a ductility and toughness fall can be prevented. In this case, the cooling rate is more preferably in the range of 10 4 to 10 6 ° C / sec.
また、上記リボン形成工程は、単ロール法又は双ロール法により行うことが好ましい（請求項１２）。
上記単ロール法は、Ａｌ合金溶湯液滴を回転単ロール（銅製）に衝突させ、急冷凝固によりリボン状の急冷凝固材を得る方法である。また、双ロール法は回転ロール（銅製）を対に配置し、両ロールのギャップを任意に調整することで冷却速度を制御することができ、単ロール法と同様にリボン状の急冷凝固材を得る方法である。なお、冷却速度の制御が比較的容易な単ロール法を用いることが望ましく、冷却速度を１０3℃／ｓｅｃ以上、好ましくは１０4〜１０6℃／ｓｅｃの範囲にとする。
なお、上記リボン成形工程にはリボン形状を粉砕する工程も含み、リボン材を成形した後に粉砕、あるいは回転ロールに衝突させる前に、噴霧媒（空気あるいは不活性ガス）のジェット流により断片化した薄片状急冷凝固材を得てもよい。
The ribbon forming step is preferably performed by a single roll method or a twin roll method.
The single roll method is a method in which a molten Al alloy droplet is collided with a rotating single roll (copper) and a ribbon-like rapidly solidified material is obtained by rapid solidification. In the twin roll method, rotating rolls (copper) are arranged in pairs, and the cooling rate can be controlled by arbitrarily adjusting the gap between both rolls. How to get. Note that it is desirable to use a single roll method in which the cooling rate is relatively easy to control, and the cooling rate is set to 10 3 ° C / sec or more, preferably 10 4 to 10 6 ° C / sec.
The ribbon forming step includes a step of pulverizing the ribbon shape, and after the ribbon material is formed, it is fragmented by a jet stream of an atomizing medium (air or inert gas) before being crushed or collided with a rotating roll. A flaky rapidly solidified material may be obtained.
次に、第５の発明は、上記第３の発明又は第４の発明の製造方法により得られたアルミニウム合金粉末又はアルミニウム合金リボンを素材として用いてアルミニウム合金成形体を製造する方法であって、
上記素材を圧縮成形して圧縮成形体を得る圧縮成形工程と、
上記圧縮成形体を真空中あるいは非酸化雰囲気中で加熱して、少なくとも水酸化物又は／及び水分を取り除く脱ガス工程と、
該脱ガス処理工程を施した上記圧縮成形体に塑性加工を施して所望形状の加工材を得る塑性加工工程とを有することを特徴とするアルミニウム合金成形体の製造方法にある（請求項１３）。
Next, a fifth invention is a method for producing an aluminum alloy molded body using the aluminum alloy powder or the aluminum alloy ribbon obtained by the production method of the third invention or the fourth invention as a material,
A compression molding step of compression molding the above material to obtain a compression molded body,
A degassing step of heating at least the hydroxide or / and moisture by heating the compression molded body in a vacuum or in a non-oxidizing atmosphere;
A method of manufacturing an aluminum alloy molded body, comprising: a plastic working step in which the compression molded body subjected to the degassing process step is subjected to plastic working to obtain a workpiece having a desired shape (claim 13). .
本発明の方法では、上述したアルミニウム合金粉末の製造方法により製造した粉末、又は上記アルミニウム合金リボンの製造方法により製造したリボンを素材として用いて、成形体を製造する。
そのため、上述したアルミニウム合金の優れた特性である、低比重であると共に耐熱性及び耐軟化性を備えたアルミニウム合金成形体を得ることができる。
なお、上記リボンを素材として用いる場合には、上記圧縮成形工程の前に、リボンを細かく粉砕するリボン粉砕工程を行うことが好ましい。
In the method of the present invention, a compact is produced using the powder produced by the above-described aluminum alloy powder production method or the ribbon produced by the above-described aluminum alloy ribbon production method as a raw material.
Therefore, it is possible to obtain an aluminum alloy molded body having a low specific gravity, which is an excellent characteristic of the above-described aluminum alloy, and having heat resistance and softening resistance.
In addition, when using the said ribbon as a raw material, it is preferable to perform the ribbon grinding | pulverization process which grind | pulverizes a ribbon finely before the said compression molding process.
また、上記圧縮成形工程では、上記圧縮成形体の相対密度が５０〜９０％となるように圧縮成形を行うことが好ましい（請求項１４）。これにより、後の塑性加工により相対密度の高いＡｌ合金成形体が得られる。一方、圧縮成形工程で得られる圧縮成形体の相対密度が５０％未満の場合には、後の塑性加工を経ても十分な緻密化が行えないという問題が生じるおそれがあり、また、９０％を超える場合には、大型のプレス設備が必要になる等、生産性の低下やコストアップを招くという問題が生じるおそれがある。 In the compression molding step, the compression molding is preferably performed so that the relative density of the compression molded body is 50 to 90%. Thereby, an Al alloy compact with a high relative density is obtained by subsequent plastic working. On the other hand, if the relative density of the compression molded product obtained in the compression molding process is less than 50%, there is a risk that sufficient densification cannot be achieved even after subsequent plastic working, and 90% When exceeding, there exists a possibility that the problem of causing the fall of productivity and an increase in cost may arise, such as a large sized press facility.
上記圧縮成形の具体的方法としては、例えば、金型成形、冷間静水圧加圧成形（ＣＩＰ）、熱間静水圧加圧成形（ＨＩＰ）等の方法がある。 Specific examples of the compression molding include mold molding, cold isostatic pressing (CIP), hot isostatic pressing (HIP), and the like.
また、上記脱ガス工程では、真空中あるいは非酸化雰囲気において、３５０℃〜固相線温度未満の温度範囲で加熱して、表面に吸着している、少なくとも水又は／及び水素を取り除くことが好ましい（請求項１５）。これにより、ガス成分などが残存せず、過熱時に膨れを生じず、特性低下を招かないという効果が得られる。一方、上記焼結工程を行う温度が３５０℃未満の場合には、水分を取り除くことができず、また、固相線温度を超える場合には、液相が発生するという問題が生じるおそれがある。
なお、脱ガス工程に要する時間は０．５時間とすることが好ましく、０．５時間未満の場合には、水分を十分に取り除くことができず、特性の低下や膨れの発生を招くおそれがある。
また、上記非酸化雰囲気を形成する不活性ガスとしては、例えば、Ａｒ、Ｈｅ等がある。
In the degassing step, it is preferable to remove at least water or / and hydrogen adsorbed on the surface by heating in a temperature range of 350 ° C. to less than the solidus temperature in a vacuum or non-oxidizing atmosphere. (Claim 15). As a result, there is obtained an effect that no gas component or the like remains, swelling does not occur during overheating, and characteristics are not deteriorated. On the other hand, when the temperature for performing the sintering step is less than 350 ° C., moisture cannot be removed, and when the temperature exceeds the solidus temperature, there is a possibility that a liquid phase is generated. .
The time required for the degassing step is preferably 0.5 hours, and if it is less than 0.5 hours, moisture cannot be sufficiently removed, which may cause deterioration of characteristics and occurrence of swelling. is there.
Examples of the inert gas that forms the non-oxidizing atmosphere include Ar and He.
また、上記塑性加工工程では、鍛造あるいは押出により、上記圧縮成形体の相対密度が９５％以上となるように塑性加工を行うことが好ましい（請求項１６）。これにより、緻密化を容易に行うことができる。 In the plastic working step, the plastic working is preferably performed by forging or extrusion so that the relative density of the compression molded body is 95% or more. Thereby, densification can be performed easily.
また、上記塑性加工工程を行った後に、上記加工材に対して、１５０℃〜固相線温度未満の温度範囲に０．５時間以上保持して、含有元素からなる金属間化合物を分散させる分散工程を行うことが好ましい（請求項１７）。これにより、得られる成形体の強度を安定的に向上させることができる。一方、上記分散工程を行う温度が１５０℃未満の場合には、安定的に強度を向上させることが難しいという問題が生じるおそれがあり、また、固相線温度を超える場合には、材料内部に液相が発生するという問題が生じるおそれがある。また、上記分散工程における上記温度範囲での保持時間が０．５時間未満の場合には、析出し得る金属間化合物の分布が不均一になるおそれがあり、安定した特性を得ることができないという問題が生じるおそれがある。 Further, after performing the plastic working step, the above-mentioned processed material is held in a temperature range of 150 ° C. to less than the solidus temperature for 0.5 hour or more to disperse the intermetallic compound composed of the contained element. It is preferable to carry out the process (claim 17). Thereby, the intensity | strength of the molded object obtained can be improved stably. On the other hand, when the temperature at which the dispersion step is performed is less than 150 ° C., there is a possibility that it may be difficult to improve the strength stably. There may be a problem that a liquid phase is generated. Moreover, when the holding time in the temperature range in the dispersion step is less than 0.5 hours, the distribution of the intermetallic compound that can be precipitated may be non-uniform, and stable characteristics cannot be obtained. Problems may arise.
なお、この分散工程では、ビッカース硬度ＨＶが１００以上となるように行うことが好ましい。これにより、機能性部材あるいは構造用部材として使用可能な強度を得ることができる。また、上記塑性加工により、相対密度の高い、緻密化したＡｌ合金体が得られ、十分な延性能を備えた材料を得ることができる。 In addition, it is preferable to carry out in this dispersion | distribution process so that Vickers hardness HV may be 100 or more. Thereby, the intensity | strength which can be used as a functional member or a structural member can be obtained. Further, by the plastic working, a dense Al alloy body having a high relative density can be obtained, and a material having sufficient ductility can be obtained.
（実施形態例１）
本例では、表１〜表５に示すごとく、複数種類の組成を有するアルミニウム合金よりなる鋳塊を作製し、その耐軟化性、比重等を求め、本発明合金の優位性を明らかにした。
まず、本発明のアルミニウム合金よりなる試料（実施例１〜３８）について、その成分組成と比重を表１及び表２に示す。
また、比較のために、本発明の成分範囲から外れるアルミニウム合金よりなる試料（比較例１〜７３）も準備した。こられの成分組成と比重を表３、表４及び表５に示す。
Embodiment 1
In this example, as shown in Tables 1 to 5, an ingot made of an aluminum alloy having a plurality of types of compositions was prepared, and its softening resistance, specific gravity and the like were determined, and the superiority of the alloy of the present invention was clarified.
First, Table 1 and Table 2 show the component composition and specific gravity of samples (Examples 1 to 38) made of the aluminum alloy of the present invention.
Moreover, the sample (Comparative Examples 1-73) which consists of an aluminum alloy which remove | deviates from the component range of this invention was also prepared for the comparison. These component compositions and specific gravity are shown in Table 3, Table 4, and Table 5.
本例では、図１に示すごとく、すべての試料を鋳造によって作製し、その後、耐軟化性評価のための熱処理を行った。
すなわち、同図に示すごとく、まず鋳塊よりなる各試料を作製するに当たり、各合金の組成から決定される液相線温度よりも１００〜４００℃高い温度域にて溶解して溶湯を形成する溶解工程Ｓ１と、上記溶湯を１０2℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却して凝固させてアルミニウム合金鋳塊を得る凝固工程Ｓ２とを行った。なお、凝固工程は、くさび形のキャビティを有する鋳型を用い、すべての評価は同じ部位（冷却速度が同じ部位と想定）により行った。
In this example, as shown in FIG. 1, all the samples were produced by casting, and then heat treatment for softening resistance evaluation was performed.
That is, as shown in the figure, when each sample made of an ingot is first prepared, the molten metal is formed by melting in a
また、鋳塊作製後の熱処理としては、４５０℃の温度に１時間保持した後室温まで放冷する焼鈍工程Ｓ３と、３００℃の温度に１００時間保持（例えば、エンジンの走行環境相当の温度域に長時間曝露されたことを想定。）した後に室温まで放冷する加熱工程Ｓ４とを行った。
そして、焼鈍工程Ｓ３前の鋳塊の硬度ＨＶＲ１、焼鈍工程Ｓ３後の鋳塊の硬度ＨＶＲ２、及び焼鈍工程Ｓ３後に更に加熱工程Ｓ４を経た鋳塊の硬度ＨＶＲ３を測定し、その変化によって耐軟化性の評価を行った。なお、上記ＨＶＲｎ（ｎ：Ｎｏ）は残留硬さと呼され、一般には材料融点の１／２を越えるような高温域に曝されると、残留硬さは大きく低下するようになる。そのような観点から、高温域で長時間曝されても硬さ低下の少ない添加元素の組合せ、添加量を検討した。
Further, as the heat treatment after the ingot production, an annealing step S3 in which the temperature is maintained at 450 ° C. for 1 hour and then allowed to cool to room temperature, and maintained at a temperature of 300 ° C. for 100 hours (for example, a temperature range corresponding to an engine running environment) And heating step S4 for cooling to room temperature.
Then, the hardness HVR1 of the ingot before the annealing step S3, the hardness HVR2 of the ingot after the annealing step S3, and the hardness HVR3 of the ingot that further passed through the heating step S4 after the annealing step S3 are measured, and the softening resistance by the change is measured. Was evaluated. The above HVRn (n: No) is called residual hardness. Generally, when exposed to a high temperature range exceeding 1/2 of the material melting point, the residual hardness is greatly reduced. From such a viewpoint, the combination and addition amount of additive elements with little hardness reduction even when exposed to a high temperature range for a long time were examined.
耐軟化性は、図２（ａ）に示すごとく、ＨＶＲ１＜ＨＶＲ２＜ＨＶＲ３のパターン（パターン１）、及び図２（ｂ）に示すごとく、ＨＶＲ１＜ＨＶＲ２、ＨＶＲ１＜ＨＶＲ３、かつＨＶＲ２＞ＨＶＲ３のパターン（パターン２）となるものを良好（○）、それ以外の、例えば、図２（ｃ）に示すごとく、ＨＶＲ＞ＨＶＲ２＞ＨＶＲ３のパターン（パターン３）となるものを不良（×）として判定する。
なお、図２は、横軸にＨＶＲ１、ＨＶＲ２、ＨＶＲ３の区別を、縦軸にビッカース硬さＨＶをとったものである。
また、各実施例及び比較例の耐軟化性の評価結果を、同様の図（図３〜図１１）に示すと共に、表６〜表９に示す。
As shown in FIG. 2A, the softening resistance is a pattern of HVR1 <HVR2 <HVR3 (pattern 1), and a pattern of HVR1 <HVR2, HVR1 <HVR3, and HVR2> HVR3 as shown in FIG. 2B. A pattern (pattern 2) is determined as good (◯), and other patterns such as HVR>HVR2> HVR3 (pattern 3) are determined as defective (×) as shown in FIG. 2C, for example. .
In FIG. 2, the horizontal axis represents HVR1, HVR2, and HVR3, and the vertical axis represents Vickers hardness HV.
Moreover, while showing the evaluation result of the softening resistance of each Example and a comparative example in the same figure (FIGS. 3-11), it shows in Tables 6-9.
表６、表７及び図３〜図５から知られるように、実施例１〜３８の試料は、いずれも、化学組成の調整によって比重が２．７０以下であると共に、耐軟化性が上記パターン１又はパターン２の挙動を示しており、低比重と耐久性を兼ね備えた非常に優れたものとなった。 As is known from Tables 6 and 7 and FIGS. 3 to 5, the samples of Examples 1 to 38 all have a specific gravity of 2.70 or less by adjusting the chemical composition, and the softening resistance is the above pattern. The behavior of No. 1 or Pattern 2 was shown, and it was very excellent having both low specific gravity and durability.
一方、表８及び図６に示す比較例１〜比較例１９の結果から知られるように、Ａｌ−遷移元素合金において、遷移元素種の組み合わせにより、図２（ａ）（ｂ）のパターン１、２を示す“上昇系（○）”と、図２（ｃ）のパターン３の“下降系（△）”に分類されることがわかった。なお、比較例６４〜７３に示すごとく、下降系は汎用のＡｌ合金において観察される現象である。具体的には、上昇系となるのは、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｏ合金、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｏ合金、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ合金、Ａｌ−Ｆｅ−Ｖ合金、Ａｌ−Ｆｅ−Ｎｂ合金であることがわかる。しかしながら、これらの上昇系の合金は、いずれも比重が大きく、改良が必須であることがわかる。
On the other hand, as is known from the results of Comparative Examples 1 to 19 shown in Table 8 and FIG. 6, in the Al-transition element alloy, the pattern 1 in FIGS. It was found that the system was classified into “rising system (◯)” indicating 2 and “descending system (Δ)” of
また、表８及び図７に示す比較例２０〜比較例２６の結果から知られるように、Ａｌ−４ｍａｓｓ％Ｆｅ基合金においても、Ａｌ−Ｆｅ−Ｘ（Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｍｏ）の組み合わせで耐軟化性が良いことが確認されたが、比重が大きく、改良が必須であることがわかる。 Moreover, as is known from the results of Comparative Examples 20 to 26 shown in Table 8 and FIG. 7, Al—Fe—X (V, Cr, Co, Nb, Mo) is also used in the Al-4 mass% Fe-based alloy. Although it was confirmed that the softening resistance was good with the combination, it was found that the specific gravity was large and improvement was essential.
また、表８及び図８に示す比較例２７〜比較例４３の結果から知られるように、Ａｌ−２ｍａｓｓ％Ｆｅ基合金においても、Ａｌ−Ｆｅ−Ｘ（Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｍｏ）の組み合わせで耐軟化性が良いことが確認されたが、比重が大きく、改良が必須であることがわかる。 Further, as can be seen from the results of Comparative Example 27 to Comparative Example 43 shown in Table 8 and FIG. 8, Al—Fe—X (V, Cr, Co, Nb, Mo) is also used in the Al-2 mass% Fe-based alloy. Although it was confirmed that the softening resistance was good with the combination, it was found that the specific gravity was large and improvement was essential.
また、表９及び図９に示す比較例４４〜比較例５０の結果から知られるように、Ａｌ−１ｍａｓｓ％Ｆｅ基合金においても、Ａｌ−Ｆｅ−Ｘ（Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｍｏ）の組み合わせで耐軟化性が良いことが確認されたが、比重が大きく、改良が必須であることがわかる。 Further, as can be seen from the results of Comparative Example 44 to Comparative Example 50 shown in Table 9 and FIG. 9, Al—Fe—X (V, Cr, Co, Nb, Mo) also in the Al-1 mass% Fe-based alloy. Although it was confirmed that the softening resistance was good with the combination, it was found that the specific gravity was large and improvement was essential.
また、表９及び図１０に示す比較例５１〜比較例６３の結果から知られるように、Ｆｅ量よりもＸ、Ｙ、Ｚを多くした場合には、初期硬さは高くても、上昇系は認められないことがわかった。また、これらの場合にも、比重が大きく、改良が必須であることもわかる。 Further, as is known from the results of Comparative Examples 51 to 63 shown in Table 9 and FIG. 10, when X, Y, and Z are increased from the amount of Fe, even if the initial hardness is high, the rising system It was found that is not allowed. Also in these cases, it is understood that the specific gravity is large and improvement is essential.
また、表９及び図１１に示す比較例６４〜比較例７３の結果から知られるように、Ｍｇを含有する場合であっても、市販材料と同一組成については、加熱により著しく硬さが低下（大きく軟化）することがわかった。また、Ａｌ−高Ｓｉ系合金、Ａｌ−Ｍｇ2Ｓｉ合金についても同様であった。 Further, as is known from the results of Comparative Examples 64 to 73 shown in Table 9 and FIG. 11, even when Mg is contained, the hardness of the same composition as the commercially available material is significantly reduced by heating ( It was found to be greatly softened). The same was true for the Al-high Si alloy and the Al-Mg 2 Si alloy.
次に、本例では、実施例１〜実施例３８に関して、従来のアルミニウム合金の代表として、Ａ２６１８合金（比較例６８）を選択し、これとの比較を目的に、室温での強度及び延性、並びに高温での耐軟化性及び強度を評価した。評価方法は、次のように行った。
＜強度＞
鋳塊の最も急冷された部分から引張試験片を切り出し、引張試験を行って引張強さを求める。そして、Ａ２６１８合金の引張強さをａとし、各実施例の引張強さをｂとして、ｃ＝ｂ／ａを求める。このｃが０．５以下の場合を評価１、０．５超え０．８以下の場合を評価２、０．８超え１．２以下の場合を評価３、１．２超え１．５以下の場合を評価４、１．５超えの場合を評価５とした。そして、評価３はＡ２６１８合金と同等、評価４及び評価５はＡ２６１８合金よりも優れていると判定した。
なお、高温の場合には、引張試験片を３００℃に保持した状態で引張試験を行った。
Next, in this example, with respect to Examples 1 to 38, A2618 alloy (Comparative Example 68) was selected as a representative of conventional aluminum alloys, and for the purpose of comparison with this, strength and ductility at room temperature, In addition, the softening resistance and strength at high temperatures were evaluated. The evaluation method was performed as follows.
<Strength>
A tensile test piece is cut out from the most rapidly cooled portion of the ingot and a tensile test is performed to determine the tensile strength. Then, c = b / a is obtained by setting the tensile strength of the A2618 alloy as a and the tensile strength of each example as b. The case where c is 0.5 or less is evaluated 1, the case where 0.5 is greater than 0.8 is evaluated 2, the case where 0.8 is greater than 1.2 is evaluated 3, the case where it is greater than 1.2, 1.5 or less The case was rated 4 and the case of exceeding 1.5 was rated 5.
In addition, in the case of high temperature, the tensile test was done in the state which kept the tensile test piece at 300 degreeC.
＜延性＞
延性は、引張試験片平行部に設けた標点間距離より、引っ張り試験前後の伸び量より伸び率を評価した。そして、Ａ２６１８合金の伸び率をｄとし、各実施例の伸び率をｅとして、ｆ＝ｅ／ｄを求める。このｆが０．１以下の場合を評価１、０．１を越え、０．３以下の場合を評価２、０．３を越え、０．６以下の場合
を評価３、０．６を越え１．０以下の場合を評価４、１を超える場合を評価５とした。そして、評価５はＡ２６１８合金よりも優れていると判定した。
<Ductility>
For the ductility, the elongation rate was evaluated from the amount of elongation before and after the tensile test from the distance between the gauge points provided in the parallel part of the tensile test piece. Then, f = e / d is obtained, where d is the elongation of the A2618 alloy and e is the elongation of each example. When f is 0.1 or less, the evaluation exceeds 1, 0.1, when 0.3 or less, the evaluation exceeds 2, 0.3, when 0.6 or less, the evaluation exceeds 3, 0.6 A case of 1.0 or less was rated 4, and a case of exceeding 1 was rated 5. And it was determined that evaluation 5 was superior to the A2618 alloy.
＜耐軟化性＞
耐軟化性は、各実施例のＨＶＲ１、ＨＶＲ２、ＨＶＲ３の変化により評価した。そして、ＨＶＲ１＞ＨＶＲ２＞ＨＶＲ３で、Ａ２６１８合金Ｔ６材の３００℃×１００ｈ後のＨＶＲとＨＶＲ３との比（ＨＶＲ３／ＨＶＲ）が０．５以下になるものを評価１、ＨＶＲ１＞ＨＶＲ２＞ＨＶＲ３で、ＨＶＲ３／ＨＶＲが０．５を越え、０．９以下となるものを評価２、ＨＶＲ１＞ＨＶＲ２＞ＨＶＲ３で、Ａ２６１８合金Ｔ６材の３００℃×１００ｈ後のＨＶＲとＨＶＲ３との比（ＨＶＲ３／ＨＶＲ）が０．９を越え、１．１以下となるもの、あるいは、ＨＶＲ１＜ＨＶＲ２かつＨＶＲ２＞ＨＶＲ３であり、ＨＶＲ３／ＨＶＲが０．９を越え、１．１以下となる場合を評価３、ＨＶＲ１＜ＨＶＲ２＜ＨＶＲ３で、ＨＶＲ３／ＨＶＲが１．１を越え、１．３以下となる場合を評価４、ＨＶＲ１＜ＨＶＲ２＜ＨＶＲ３で、ＨＶＲ３／ＨＶＲが１．３を超える場合を評価５とした。そして、評価３はＡ２６１８合金と同等、評価４及び評価５はＡ２６１８合金よりも優れていると判定した。
<Softening resistance>
Softening resistance was evaluated based on changes in HVR1, HVR2, and HVR3 in each example. Then, HVR1>HVR2> HVR3, and the evaluation is 1 when the ratio of HVR3 to HVR3 (HVR3 / HVR) after 300 ° C. × 100 h of the A2618 alloy T6 material is 0.5 or less, and HVR1>HVR2> HVR3. Evaluation of HVR3 / HVR exceeding 0.5 and 0.9 or less, 2, HVR1>HVR2> HVR3, ratio of HVR3 to HVR3 after 300 ° C. × 100 h of A2618 alloy T6 (HVR3 / HVR) In which HVR1 <HVR2 and HVR2> HVR3, and HVR3 / HVR exceeds 0.9 and is 1.1 or less,
以上の評価結果を表１、表２に示す。
表１、表２より知られるごとく、実施例１〜実施例３８は、いずれも、Ａ２６１８合金と同等以上の特性を有する優れたものであることがわかる。
The above evaluation results are shown in Tables 1 and 2.
As can be seen from Tables 1 and 2, it can be seen that Examples 1 to 38 are all excellent in having properties equal to or higher than those of the A2618 alloy.
上述した実施例１〜実施例３８からわかるように、ベースとなるＡｌ−Ｍｇ−Ｆｅ合金に対し、選定した第１成分群（Ｘ群：Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｍｏ）、第２成分群（Y群：Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｃ）を添加することで、耐熱性、耐軟化性を損なうことなく、高強度で低比重なＡｌ合金となる。また、必要に応じて、第３の成分群（Ｓｉ、Ｃｕ）またはＢｅを添加することで、さらにその特性を向上させることもできる。
また、上記組成に対して、熱間加工（押出、圧延、鍛造）と熱処理を施すことで、更に高強度化することも見出した。
そして、従来材（例えば、Ａ２６１８合金）に比べ、本発明合金の３００℃での高温引張強度は同等以上であり、かつ、従来材よりも耐軟化性に優れるため、使用環境（例えば、３００℃に長時間曝される）において特性低下が極めて少ない。それ故、本発明の合金は、例えば、ピストン等の自動車部品において好適に利用することができる。
なお、以上の結果から、最適な合金組成は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｆｅ−（Ｃｏ−Ｍｏ）−（Ｚｒ−Ｔｉ）＋（Ｓｉ、Ｂｅ）であると考えられる。
As can be seen from Examples 1 to 38 described above, the selected first component group (X group: V, Cr, Co, Nb, Mo) and second component for the base Al—Mg—Fe alloy. By adding a group (Y group: Ti, Zr, Sc), an Al alloy having high strength and low specific gravity is obtained without impairing heat resistance and softening resistance. Moreover, the characteristic can also be improved further by adding the 3rd component group (Si, Cu) or Be as needed.
It has also been found that the strength can be further increased by subjecting the composition to hot working (extrusion, rolling, forging) and heat treatment.
And compared with the conventional material (for example, A2618 alloy), the high temperature tensile strength at 300 ° C. of the alloy of the present invention is equal to or higher than that of the conventional material, and the softening resistance is superior to that of the conventional material. In the case of long-term exposure). Therefore, the alloy of the present invention can be suitably used in automobile parts such as pistons.
From the above results, it is considered that the optimum alloy composition is Al-Mg-Fe- (Co-Mo)-(Zr-Ti) + (Si, Be).
（実施形態例２）
本例では、上述した実施例１８と同じ組成のアルミニウム合金を用いて、粉末を作製した。具体的には、上記アルミニウム合金の組成から決定される液相線温度よりも５００℃高い温度域にて溶解して溶湯を形成する溶解工程と、上記溶湯を１０2℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却して、粉末状に凝固させてアルミニウム合金粉末を得る粉末形成工程とを実施した。本例では、上記粉末形成工程としてガスアトマイズ法を採用し、孔径２ｍｍのアルミナ製ルツボを用い、ノズルから落下した上記アルミニウム合金溶湯に、１００ｋｇｆ／ｃｍ2に加圧された窒素ガスを吹き付けることにより行った。なお、窒素ガスに代えて、空気もしくはアルゴンなどの不活性ガスを用いてもよい。
(Embodiment 2)
In this example, powder was produced using an aluminum alloy having the same composition as in Example 18 described above. Specifically, a melting step of forming a molten metal by melting in a temperature range 500 ° C. higher than the liquidus temperature determined from the composition of the aluminum alloy, and a cooling rate of 10 2 ° C./sec or more. And a powder forming step of solidifying into a powder to obtain an aluminum alloy powder. In this example, a gas atomization method is adopted as the powder forming step, and an alumina crucible having a pore diameter of 2 mm is used and sprayed with nitrogen gas pressurized to 100 kgf / cm 2 to the molten aluminum alloy dropped from the nozzle. It was. Instead of nitrogen gas, an inert gas such as air or argon may be used.
その結果、粉末粒径が１５０μｍのとき冷却速度が１×１０3℃／Ｓ程度のアルミニウム合金粉末（図示略）が得られた。この粉末を素材として用いて、上記アルミニウム合金粉末について１５０μｍ未満のものをふるい分け、それに少なくとも、圧縮成形工程と、脱ガス工程と、塑性加工工程とを行うことにより、低比重であると共に耐熱性及び耐軟化性を有する高強度・低比重のアルミニウム合金成形体を得ることができる。 As a result, an aluminum alloy powder (not shown) having a cooling rate of about 1 × 10 3 ° C./S was obtained when the powder particle size was 150 μm. By using this powder as a raw material, the aluminum alloy powder having a particle size of less than 150 μm is screened, and at least a compression molding process, a degassing process, and a plastic working process are performed. A high strength and low specific gravity aluminum alloy compact having softening resistance can be obtained.
（実施形態例３）
本例では、上述した実施例１８と同じ組成のアルミニウム合金を用いて、リボンを作製した。具体的には、Ａｒ雰囲気中にて上記アルミニウム合金の組成から決定される液相線温度よりも５００℃高い温度域にて溶解して溶湯を形成する溶解工程と、上記溶湯を１０3℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却して、帯状に凝固させてアルミニウム合金リボンを得るリボン形成工程とを実施した。本例では、上記リボン形成工程として単ロール法を採用し、孔径０．３ｍｍの石英製ノズルを用い、１０００ｒｐｍあるいは、２５００ｒｐｍで回転している直径２０ｃｍの銅製ロールエに０．５ｋｇ／ｃｍ2を噴出し、急冷凝固させて、幅１〜２ｍｍ、厚さ２０μｍ及び８０μｍの急冷凝固リボンを作製した。
(Embodiment 3)
In this example, a ribbon was produced using an aluminum alloy having the same composition as in Example 18 described above. Specifically, a melting step of forming a molten metal by melting in a temperature range higher than the liquidus temperature determined from the composition of the aluminum alloy in an Ar atmosphere by 500 ° C., and the molten metal at 10 3 ° C. / A ribbon forming step of cooling at a cooling rate of not less than sec and solidifying into a belt shape to obtain an aluminum alloy ribbon was performed. In this example, a single roll method is adopted as the ribbon forming process, and a quartz nozzle having a hole diameter of 0.3 mm is used, and 0.5 kg / cm 2 is jetted onto a copper roll having a diameter of 20 cm rotating at 1000 rpm or 2500 rpm. Then, it was rapidly solidified to produce a rapidly solidified ribbon having a width of 1 to 2 mm, a thickness of 20 μm, and 80 μm.
このリボンを素材として用いて、長さ０．５〜２ｍｍ程に分断した後に、そのフレーク状となったリボン材に対して、少なくとも、圧縮成形工程と、脱ガス工程と、塑性加工工程とを行うことにより、低比重であると共に耐熱性及び耐軟化性を有する高強度・低比重のアルミニウム合金成形体を得ることができる。 Using this ribbon as a raw material, after dividing into a length of about 0.5 to 2 mm, at least a compression molding process, a degassing process, and a plastic working process are performed on the flaked ribbon material. By carrying out, a high-strength, low-specific gravity aluminum alloy compact having low specific gravity and heat resistance and softening resistance can be obtained.
Ｓ１ 溶解工程
Ｓ２ 凝固工程
Ｓ３ 焼鈍工程
Ｓ４ 加熱工程
S1 dissolution process S2 solidification process S3 annealing process S4 heating process
Claims (17)
Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｍｏからなる第１成分群から１種以上の元素を、個々の含有量が０．２〜８％、第１成分合計含有量（Ｘ％）が、０．２〜１０％の範囲となるよう含有し、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｃからなる第２成分群から１種以上の元素を、個々の含有量が０．０３〜５％、第２成分合計含有量（Ｙ％）が０．０３〜８％の範囲となるよう含有し、残部が不可避的不純物及びアルミニウムよりなり、
Ｆｅの含有量（Ｆｅ％）と、上記第１成分群の各元素含有量（ｘ％）と、上記第２成分群の各元素含有量（ｙ％）とが、Ｆｅ≧ｘ≧ｙの関係にあり、
かつ、比重が２．７以下であることを特徴とする高強度・低比重アルミニウム合金。 Mg: 1 to 15% (mass%, the same applies hereinafter) and Fe: 0.3 to 10%,
One or more elements from the first component group consisting of V, Cr, Co, Nb, and Mo, each content is 0.2 to 8%, the first component total content (X%) is 0.2. Contained to be in the range of -10%,
One or more elements from the second component group consisting of Ti, Zr, and Sc, with individual contents ranging from 0.03 to 5% and total second component content (Y%) ranging from 0.03 to 8% And the balance consists of inevitable impurities and aluminum,
The relationship of Fe ≧ x ≧ y between the Fe content (Fe%), the element content (x%) of the first component group, and the element content (y%) of the second component group And
A high strength and low specific gravity aluminum alloy characterized by having a specific gravity of 2.7 or less.
上記アルミニウム合金の組成から決定される液相線温度よりも１００〜４００℃高い温度域にて溶解して溶湯を形成する溶解工程と、
上記溶湯を１０2℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却して凝固させてアルミニウム合金鋳塊を得る凝固工程とを有することを特徴とするアルミニウム合金鋳塊の製造方法。 A method for producing an aluminum alloy ingot using the aluminum alloy according to any one of claims 1 to 5,
A melting step of forming a molten metal by melting in a temperature range higher by 100 to 400 ° C. than the liquidus temperature determined from the composition of the aluminum alloy;
A solidifying step of cooling and solidifying the molten metal at a cooling rate of 10 2 ° C / sec or more to obtain an aluminum alloy ingot.
上記アルミニウム合金の組成から決定される液相線温度よりも３００〜６００℃高い温度域にて溶解して溶湯を形成する溶解工程と、
上記溶湯を１０2℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却して、粉末状に凝固させてアルミニウム合金粉末を得る粉末形成工程とを有することを特徴とするアルミニウム合金粉末の製造方法。 A method for producing an aluminum alloy powder using the aluminum alloy according to any one of claims 1 to 5,
A melting step of forming a molten metal by melting in a temperature range 300 to 600 ° C. higher than the liquidus temperature determined from the composition of the aluminum alloy;
A method for producing an aluminum alloy powder, comprising: a step of cooling the molten metal at a cooling rate of 10 2 ° C / sec or more and solidifying the molten metal into a powder to obtain an aluminum alloy powder.
上記アルミニウム合金の組成から決定される液相線温度よりも３００〜６００℃高い温度域にて溶解して溶湯を形成する溶解工程と、
上記溶湯を１０3℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却して、帯状に凝固させてアルミニウム合金リボンを得るリボン形成工程とを有することを特徴とするアルミニウム合金リボンの製造方法。 A method for producing an aluminum alloy ribbon using the aluminum alloy according to any one of claims 1 to 5,
A melting step of forming a molten metal by melting in a temperature range 300 to 600 ° C. higher than the liquidus temperature determined from the composition of the aluminum alloy;
A method for producing an aluminum alloy ribbon, comprising: a ribbon forming step in which the molten metal is cooled at a cooling rate of 10 3 ° C / sec or more and solidified in a strip shape to obtain an aluminum alloy ribbon.
上記素材を圧縮成形して圧縮成形体を得る圧縮成形工程と、
上記圧縮成形体を真空中あるいは非酸化雰囲気中で加熱して、水酸化物又は／及び水分を取り除く脱ガス工程と、
該脱ガス処理工程を施した上記圧縮成形体に塑性加工を施して所望形状の加工材を得る塑性加工工程とを有することを特徴とするアルミニウム合金成形体の製造方法。 A method for producing an aluminum alloy molded body using an aluminum alloy powder or an aluminum alloy ribbon obtained by the production method according to any one of claims 9 to 12 as a material,
A compression molding step of compression molding the above material to obtain a compression molded body,
A degassing step of removing the hydroxide or / and moisture by heating the compression molded body in a vacuum or in a non-oxidizing atmosphere;
A method for producing an aluminum alloy molded body, comprising: a plastic working step in which the compression molded body subjected to the degassing treatment step is subjected to plastic working to obtain a workpiece having a desired shape.
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Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100909699B1 (en) * | 2008-06-11 | 2009-07-31 | 보원경금속(주) | Aluminum alloy with improved impact energy and extrusion made from the same |
| JP2010023051A (en) * | 2008-07-15 | 2010-02-04 | Toyota Central R&D Labs Inc | Light metal member produced from melt and its manufacturing method |
| JP2011042861A (en) * | 2009-08-24 | 2011-03-03 | Toyota Central R&D Labs Inc | Aluminum alloy, heat resistant aluminum alloy material, and method for producing the same |
| JP2012117615A (en) * | 2010-12-01 | 2012-06-21 | Akebono Brake Ind Co Ltd | Aluminum alloy-made brake piston |
| JP2012207283A (en) * | 2011-03-30 | 2012-10-25 | Toyota Central R&D Labs Inc | Heat resistant and high strength aluminum alloy and method for producing the same |
| JP2013501854A (en) * | 2009-09-28 | 2013-01-17 | エスエルエム カンパニー，リミテッド | Method for producing high-strength aluminum-magnesium alloy |
| WO2013031483A1 (en) | 2011-08-31 | 2013-03-07 | 株式会社豊田中央研究所 | Abrasion-resistant member made from aluminum alloy, and method for producing same |
| JP2017186646A (en) * | 2015-12-14 | 2017-10-12 | エアバス ディフェンス アンド スペース ゲーエムベーハーＡｉｒｂｕｓ Ｄｅｆｅｎｃｅ ａｎｄ Ｓｐａｃｅ ＧｍｂＨ | Scandium-containing aluminum alloy for powder metallurgical technologies |
| CN110832093A (en) * | 2018-05-21 | 2020-02-21 | 俄铝工程技术中心有限责任公司 | Aluminum alloys for additive technology |
| JP2020037730A (en) * | 2018-09-05 | 2020-03-12 | トヨタ自動車株式会社 | Aluminum alloy and method for producing the same |
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Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2014152838A1 (en) | 2013-03-14 | 2014-09-25 | Massachusetts Institute Of Technology | Sintered nanocrystalline alloys |
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| CN108330357A (en) * | 2018-02-09 | 2018-07-27 | 兰州理工大学 | A kind of heat resistant type aluminium alloy |
Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60208445A (en) * | 1984-02-29 | 1985-10-21 | アライド・コーポレーシヨン | Low density aluminum alloy |
| JPH01242749A (en) * | 1988-03-24 | 1989-09-27 | Toyo Alum Kk | Heat-resistant aluminum alloy |
| JPH01268838A (en) * | 1988-04-19 | 1989-10-26 | Mitsubishi Alum Co Ltd | Aluminum alloy member having high strength and excellent forgeability |
| JPH03244875A (en) * | 1990-02-20 | 1991-10-31 | Riken Corp | Piston ring |
| JPH0599336A (en) * | 1991-04-19 | 1993-04-20 | Yamaha Motor Co Ltd | Piston for internal combustion engine |
| JPH06145864A (en) * | 1992-11-13 | 1994-05-27 | Nissan Motor Co Ltd | Production of heat resistant aluminum alloy for automotive engine and parts made of heat resistant aluminum alloy |
| JPH0995750A (en) * | 1995-09-30 | 1997-04-08 | Kobe Steel Ltd | Aluminum alloy excellent in heat resistance |
| JP2000119786A (en) * | 1998-10-07 | 2000-04-25 | Kobe Steel Ltd | Aluminum alloy forging material for high speed motion part |
-
2005
- 2005-09-28 JP JP2005282741A patent/JP4923498B2/en not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60208445A (en) * | 1984-02-29 | 1985-10-21 | アライド・コーポレーシヨン | Low density aluminum alloy |
| JPH01242749A (en) * | 1988-03-24 | 1989-09-27 | Toyo Alum Kk | Heat-resistant aluminum alloy |
| JPH01268838A (en) * | 1988-04-19 | 1989-10-26 | Mitsubishi Alum Co Ltd | Aluminum alloy member having high strength and excellent forgeability |
| JPH03244875A (en) * | 1990-02-20 | 1991-10-31 | Riken Corp | Piston ring |
| JPH0599336A (en) * | 1991-04-19 | 1993-04-20 | Yamaha Motor Co Ltd | Piston for internal combustion engine |
| JPH06145864A (en) * | 1992-11-13 | 1994-05-27 | Nissan Motor Co Ltd | Production of heat resistant aluminum alloy for automotive engine and parts made of heat resistant aluminum alloy |
| JPH0995750A (en) * | 1995-09-30 | 1997-04-08 | Kobe Steel Ltd | Aluminum alloy excellent in heat resistance |
| JP2000119786A (en) * | 1998-10-07 | 2000-04-25 | Kobe Steel Ltd | Aluminum alloy forging material for high speed motion part |
Cited By (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100909699B1 (en) * | 2008-06-11 | 2009-07-31 | 보원경금속(주) | Aluminum alloy with improved impact energy and extrusion made from the same |
| JP2010023051A (en) * | 2008-07-15 | 2010-02-04 | Toyota Central R&D Labs Inc | Light metal member produced from melt and its manufacturing method |
| JP2011042861A (en) * | 2009-08-24 | 2011-03-03 | Toyota Central R&D Labs Inc | Aluminum alloy, heat resistant aluminum alloy material, and method for producing the same |
| JP2013501854A (en) * | 2009-09-28 | 2013-01-17 | エスエルエム カンパニー，リミテッド | Method for producing high-strength aluminum-magnesium alloy |
| JP2012117615A (en) * | 2010-12-01 | 2012-06-21 | Akebono Brake Ind Co Ltd | Aluminum alloy-made brake piston |
| JP2012207283A (en) * | 2011-03-30 | 2012-10-25 | Toyota Central R&D Labs Inc | Heat resistant and high strength aluminum alloy and method for producing the same |
| WO2013031483A1 (en) | 2011-08-31 | 2013-03-07 | 株式会社豊田中央研究所 | Abrasion-resistant member made from aluminum alloy, and method for producing same |
| EP2752502A4 (en) * | 2011-08-31 | 2015-05-06 | Toyota Chuo Kenkyusho Kk | Abrasion-resistant member made from aluminum alloy, and method for producing same |
| JP2017186646A (en) * | 2015-12-14 | 2017-10-12 | エアバス ディフェンス アンド スペース ゲーエムベーハーＡｉｒｂｕｓ Ｄｅｆｅｎｃｅ ａｎｄ Ｓｐａｃｅ ＧｍｂＨ | Scandium-containing aluminum alloy for powder metallurgical technologies |
| US11433489B2 (en) | 2015-12-14 | 2022-09-06 | Airbus Defence and Space GmbH | Scandium-containing aluminium alloy for powder metallurgical technologies |
| US11724313B2 (en) | 2015-12-14 | 2023-08-15 | Airbus Defence and Space GmbH | Scandium-containing aluminum alloy for powder metallurgical technologies |
| CN110832093A (en) * | 2018-05-21 | 2020-02-21 | 俄铝工程技术中心有限责任公司 | Aluminum alloys for additive technology |
| CN110832093B (en) * | 2018-05-21 | 2022-05-17 | 俄铝工程技术中心有限责任公司 | Aluminum alloys for additive technology |
| US11802325B2 (en) | 2018-05-21 | 2023-10-31 | Obshchestvo S Ogranichennoy Otvetstvennost'yu Obedinennaya Kompaniya Rusal “Inzherno-Tekhnologicheskiy Tsentr” | Aluminum alloy for additive technologies |
| JP2020037730A (en) * | 2018-09-05 | 2020-03-12 | トヨタ自動車株式会社 | Aluminum alloy and method for producing the same |
| JP7319447B1 (en) | 2022-02-24 | 2023-08-01 | 株式会社神戸製鋼所 | Aluminum alloy material and its manufacturing method |
| WO2023162540A1 (en) * | 2022-02-24 | 2023-08-31 | 株式会社神戸製鋼所 | Aluminum alloy material and method for producing same |
| JP2023123344A (en) * | 2022-02-24 | 2023-09-05 | 株式会社神戸製鋼所 | Aluminum alloy material and method for producing the same |
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| Publication number | Publication date |
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