JP2008248366A

JP2008248366A - 準結晶粒子分散合金成形体の製造方法

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Publication number: JP2008248366A
Application number: JP2007094764A
Authority: JP
Inventors: Masa Fujita; 雅藤田
Original assignee: Honda Motor Co Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd
Priority date: 2007-03-30
Filing date: 2007-03-30
Publication date: 2008-10-16

Abstract

【課題】準結晶粒子分散構造を有する合金粉末を固化成形して、安定的に準結晶粒子分散合金成形体を製造できる方法を提供する。
【解決手段】準結晶相を含む合金粉末からなる準結晶粒子分散合金成形体の製造方法において、前記準結晶相を含む合金粉末を２００〜８００ＭＰａの圧力で、前記準結晶相の分解温度より低く、前記準結晶相の分解温度より２００℃低い温度以上の温度範囲で、加圧成形する。
【選択図】図４

Description

アルミニウム合金等の準結晶相を含む粒子からなり、軽量で高温強度が高い準結晶粒子分散合金成形体の製造方法に関する。

軽量化に資するアルミニウム合金は、固溶強化、結晶粒微細化および分散強化といった手法により、強度向上を図ることができる。固溶強化および結晶粒微細化の場合、再結晶により高温でその結晶構造が変化するため、高温での強度を図ることが困難である。

分散強化材料の一つとして、セラミックス等の硬質粒子をアルミニウム合金基材中に分散させたアルミニウム合金基分散強化材料がある。この分散強化材料の製造には、微細な硬質粒子をアルミニウム合金基材中に均一に分散させることが必要であるが、この微細な硬質粒子を分散させることは極めて困難である。

一方、液体急冷法等の急冷凝固手段により得られるアルミニウム合金を利用した強化材料がある。特許文献１によれば、急冷凝固手段により製造されたアルミニウム基合金が開示されている。このアルミニウム基合金は非晶質と微結晶質の複合体よりなり、その耐熱強度が高められている。特許文献２によれば、非晶質相を含む合金を、その非晶質相の結晶化温度±１００℃の温度範囲で熱処理を施すことにより、平均粒径が１０ｎｍ以下の微細な結晶粒よりなる金属組織を有する合金の製造方法が開示されている。この製造方法では、非晶質相を微細な結晶相へ変態させるものであり、この変態によって合金の強度向上が図られている。

アルミニウム合金等の耐熱強度向上には、急冷凝固により生成する非平衡・準周期構造の一つである準結晶相が有用である。準結晶相よりなる粒子（以下「準結晶粒子」という）はそのベースとなる合金に比べ、はるかに高い硬さおよび弾性率並びに小さい熱膨張率を有している。また、準結晶粒子は非晶質軽合金よりも熱的安定性が高い。準結晶粒子をアルミニウム合金基材に対する分散強化粒子として利用すれば、アルミニウム合金の耐熱強度を向上させることができる。

準結晶粒子が基材中に分散した分散強化材料は冶金的に準結晶粒子をアルミニウム合金等の基材中に分散させて製造される。そのため、球状粒子である準結晶粒子を基材中へ微細かつ均一に分散させることができる。特許文献３では、粒径サイズ１００ｎｍ以下の微細球状粒子を約８０％までの高体積率で均一に分散させることで、基材に耐熱強度および対摩耗性を向上させている。

特公平６−２１３２６号公報特許第２８９２２７０号公報特開２００６−２７４３１１号公報

しかしながら、前記した準結晶粒子分散構造を有する合金粉末の固化成形は、その成形条件によって、製造される成形体の強度が変化し、固化成形体が使用不能になる場合や成形自体ができない場合がある。本発明の目的は、準結晶粒子を含む合金粉末を固化成形して、安定的に準結晶粒子分散合金成形体を製造できる方法を提供することである。

前記課題を解決するために請求項１に記載の発明は、準結晶相を含む合金粉末からなる準結晶粒子分散合金成形体の製造方法において、前記準結晶相を含む合金粉末を２００〜８００ＭＰａの圧力で、前記準結晶相の分解温度より低く、前記準結晶相の分解温度より２００℃低い温度以上の温度範囲で、加圧成形することを特徴とする。

かかる特徴によれば、準結晶粒子を含む粉末が強固に固化成形されるとともに、固化成形過程において合金粉末に含まれる準結晶粒子が熱により分解して、金属間化合物が形成・成長しないので、固化成形体の脆化が防がれる。

請求項２に記載の発明は、準結晶相を含む合金粉末からなる準結晶粒子分散合金成形体の製造方法において、前記準結晶相を含む合金粉末を５以上であって３０以下の押出し比で、前記準結晶相の分解温度より低く、前記準結晶相の分解温度より２００℃低い温度以上の温度範囲で、押出し成形することを特徴とする。

かかる特徴によれば、押出し加工によって、準結晶粒子を含む粉末が強固に固化成形されるとともに、押出し加工による固化成形過程において合金粉末に含まれる準結晶粒子が熱により分解して金属間化合物が形成・成長しないので、固化成形体の脆化が防がれる。

本発明の準結晶粒子分散合金成形体の製造方法によれば、準結晶粒子を含む粉末が強固に固化成形させるとともに、準結晶粒子の脆化を引き起こすことがない。その結果、耐熱強度に優れたアルミニウム合金等の成形体を提供することができる。

以下、本発明に係る準結晶粒子分散合金成形体の製造方法を実施するための最良の形態について詳細に説明する。
本発明に係る準結晶粒子分散合金成形体の製造方法では、まず、準結晶相を含む粉末を準備する。この合金粉末は、急冷凝固法により得られる。たとえば、アルミニウム合金の溶湯をガスアトマイズ法により、急冷することにより微細な準結晶粒子が均一に内部に分散したアルミニウム合金粉末を得ることができる。

この急冷凝固合金粉末中の準結晶粒子は球状であり、その平均粒子径が１０〜１０００ｎｍであることが好ましい。平均粒子径が１０ｎｍ未満の準結晶粒子および１０００ｎｍを超える準結晶粒子は析出強化の機能が小さい。また、この急冷凝固合金粉末中において、準結晶粒子間の平均距離は１０〜１０００ｎｍの範囲内であることが好ましい。準結晶粒子間の平均距離が１０ｎｍ以下の場合、同粉末の靭性が低下するため、同粉末から作製する固化成形体の靭性も低下する。一方、準結晶粒子間の平均距離が１０００ｎｍを超える場合、アルミニウム合金等のマトリックス相中において準結晶粒子の析出強化機能が十分に発揮されない。

このようにして得られた準結晶相を含む粉末中に均一に分散している準結晶粒子は、その準結晶相の分解温度以上に加熱されると、準結晶相の状態から結晶化状態に変化し、比較的脆い金属間化合物が形成され成長する。そのため、本発明に係る準結晶粒子分散合金成形体の製造方法においては、所定の準結晶相の分解温度よりも低い温度で、準結晶相を含む粉末を保持して固化成形を行う。

この温度範囲で固化成形を行うことにより、準結晶相を含む粉末の準結晶相が分解し、脆い金属間化合物が形成・成長しない。そのため、準結晶粒子分散合金成形体が全体として、脆くなることがない。

また、固化成形により成形体の密度を十分に高くするために、準結晶相を含む粉末をこの準結晶相の分解温度−２００℃以上の温度に保持し、２００ＭＰａ以上８００ＭＰａ以下の圧力を加えて、固化成形を行う。この固化成形により、準結晶相を含む粉末が十分に変形して、同粉末同士が互いに強固に結合するため、十分密度が高く、準結晶粒子が均一に分散している準結晶粒子分散合金成形体が形成される。

形成された準結晶粒子分散合金成形体は、平均粒子径が１０〜１０００ｎｍの準結晶粒子が、アルミニウム合金等のマトリックス相中に均一に分散した固化成形体である。この固化成形体の靭性を維持するとともに、アルミニウム合金等のマトリックス相中で準結晶粒子の析出強化機能を十分に発揮させるため、準結晶粒子間の平均距離は１０〜１０００ｎｍであることが望ましい。

以上の製造方法によって固化成形された準結晶粒子分散合金成形体は比較的耐熱強度が高く、また準結晶相を含む粉末のマトリックス相がアルミニウム合金等の軽合金で形成されている場合、軽量化の効果がある。

固化圧力が２００ＭＰａ未満の場合、準結晶相を含む粉末の塑性変形が不十分なため、同粉末表面の強固な酸化皮膜が破壊されず、同粉末間の原子の相互拡散が十分におきない。その結果、固化成形が不完全になり、固化成形体が低強度で脆くなる。逆に、固化圧力は高い方が好ましいが、５００ＭＰａを超えると、密度、ビッカース硬度等の材料特性は飽和する。そこで、実用的な装置の能力を考慮して、固化圧力の上限を８００ＭＰａとした。

本実施形態の準結晶粒子分散合金成形体の製造方法において、固化成形の際に準結晶相を含む粉末に加える圧力は、一軸性の圧力であってもよいし、また静水圧であってもよい。したがって、たとえば、ホットプレスまたは熱間静水圧プレスで行うことができるものである。

本実施形態の準結晶粒子分散合金成形体の製造方法は、準結晶相を含む粉末をこの準結晶相の分解温度よりも低く、この準結晶相の分解温度−２００℃以上の温度に保持して、５以上３０以下の押出し比による押出し加工を行う固化成形を行うことにしてもよい。ここで、押出し比とは、準結晶相を含む粉末よりなる被成形体の押出し前の断面積に対する押出し後の断面積の比である。

押出し比が５未満の場合、準結晶相を含む粉末の塑性変形が不十分なため、同粉末表面の強固な酸化皮膜が破壊されず、同粉末間の原子の相互拡散が十分におきない。その結果、固化成形が不完全になり、固化成形体が低強度で脆くなる。逆に、固化圧力は高い方が、同粉末の塑性流動が促進され好ましいが、５００ＭＰａを超えると、密度、ビッカース硬度等の材料特性は飽和する。そこで、実用的な装置の能力を考慮して、押出し比の上限を３０とした。

この押出し加工によっても、準結晶相を含む粉末が十分に変形して、同粉末同士が互いに強固に結合するため、十分密度が高く、準結晶粒子が均一に分散している準結晶粒子分散合金成形体が形成され、前記した準結晶粒子分散合金成形体と同様な効果を有する。

以下、本実施形態の準結晶粒子分散合金成形体の製造方法の実施例について説明する。
＜実施例１＞
表１に示す組成の母合金を高周波溶解炉で溶解し、Ａｒガスを用いた高圧ガスアトマイズ法により急冷凝固合金粉末を作製した。この粉末作製におけるガスアトマイズ冷却速度は約１×１０^３℃／秒であった。作製された急冷凝固合金粉末の平均粒径は、約２７μｍであった。

作製された急冷凝固合金粉末についてのＸ線回折の測定結果を図１に示す。このＸ線回折測定結果から、この急冷凝固合金粉末は、ｆｃｃ構造の微細なアルミニウム合金結晶相と微細な正２０面体準結晶相との混相組織からなることがわかる。図１において、（１１１）、（２００）、（２２０）および（３１１）で示すピークは、ｆｃｃ構造のアルミニウム合金結晶相に該当するものである。（２１１１１１）および（２２１００１）で示すピークは正２０面体準結晶相に該当するものである。これらピークの解析により、この準結晶相は、Ａｌ_８０Ｃｒ_１３．５Ｆｅ_６．５であることがわかった。

この急冷凝固合金粉末につき示査熱分析を実施した結果を、図２に示す。本示査熱分析において、昇温速度は毎分４０Ｋである。図２に示す示査熱分析結果において、４３０℃で立ち上がる第1ピークと４７５℃で立ち上がる第２ピークがある。第１ピークに対応する発熱反応は、本急冷凝固合金粉末中に残存していた非晶質相が準結晶相に変態する反応である。一方、第２ピークに対応する発熱反応は、準結晶相の分解反応である。以上から、本急冷凝固合金粉末の準結晶分解温度は４７５℃である。

この急冷凝固合金粉末を、固化温度（固化成形時の急冷凝固合金粉末の温度）および固化圧力（固化成形時に急冷凝固合金粉末に印加される圧力）を変化させて、パルス通電焼結装置により固化成形する試験を実施した。固化成形時の設定温度までの昇温は、設定温度―１００℃までは５０℃／分、設定温度―２０℃までは、２０℃／分、さらに設定温度までは１０℃／分の昇温速度で行った。成形圧力は、昇温開始時より印加した。

固化圧力を６００ＭＰａで一定として、固化温度を２５０℃、３００℃、４００℃、４５０℃、５００℃に変化させて固化成形して作製した各固化成形体の密度、ビッカース硬度、組織についての測定結果を表２に示す。

表２からわかるように、固化温度が２５０℃の場合、密度が理論密度に対して低く、固化成形が不十分である。一方、固化温度が３００℃、４００℃、４５０℃の場合、理論密度の固化成形体ができている。

固化温度４００℃で固化圧力６００ＭＰａの条件で固化成形して作製した固化成形体につき、Ｘ線回折測定した結果を図３に示す。同じ固化成形体につきＴＥＭ観察および制限視野電子線回折測定行った結果をそれぞれ、図４（ａ）および図４（ｂ）に示す。

図３からこの固化成形体は、もとの急冷凝固合金粉末と同じ、ｆｃｃ構造の微細なアルミニウム合金結晶相と微細な正２０面体準結晶相との混相組織であることがわかる。

図４（ａ）からこの固化成形体の組織は、アルミ過飽和固溶体相のマトリックス中に微細粒子が均一に分散している組織であることがわかる。この固化成形体中の微細粒子サイズは１０〜１０００ｎｍであり、同微細粒子間の平均距離は、１０〜１０００ｎｍである。また、図４（ｂ）の制限視野電子線回折像のＳＡＤパターンが典型的な２回対称パターンを示していることから、この微細粒子は正２０面体準結晶相であることがわかる。したがって、この微細粒子は準結晶相からなる準結晶粒子である。

固化温度５００℃で固化圧力６００ＭＰａの条件で固化成形して作製した固化成形体につき、Ｘ線回折測定した結果を図５に示す。図５のＸ線回折測定結果より、この固化成形体はｆｃｃ構造のアルミニウム合金結晶相と金属間化合物相の混相組織となっていることがわかる。

他の固化温度で固化成形した固化成形体についても同様に、Ｘ線回折測定を行った結果、表２のように固化温度が３００℃、４００℃、４５０℃の各温度で固化成形した固化成形体は、ｆｃｃ構造の微細なアルミニウム合金結晶相と微細な正２０面体準結晶相との混相組織であることがわかった。

急冷凝固合金粉末の準結晶分解温度より高い固化温度である５００℃では、固化成形体中の準結晶相が分解して、金属間化合物が形成・成長している。その結果、ビッカース硬度が上昇し脆くなっている。以上より、固化成形時の固化温度は、準結晶分解温度より低く、準結晶温度−２００℃以上に設定する必要があることがわかる。

次に、固化温度を４００℃で一定として、固化圧力を１５０ＭＰａ、２００ＭＰａ、４００ＭＰａ、６００ＭＰａ、８００ＭＰａに変化させて固化成形して作製した各固化成形体の密度、ビッカース硬度、組織についての測定結果を表３に示す。

表３からわかるように、固化圧力が１５０ＭＰａの場合、密度が理論密度よりも低く、固化成形が不十分である。一方、固化圧力が２００ＭＰａ以上の場合、準結晶分散構造を有する理論密度の固化成形体ができている。また、固化圧力が６００ＭＰａ以上の場合、固化成形体の密度およびビッカース硬度は飽和している。以上から、固化成形時の固化圧力は２００ＭＰａ〜８００ＭＰａの範囲であることが望ましいことがわかる。

＜実施例２＞
実施例１で作製した急冷凝固合金粉末を用いて、押出し固化成形試験を実施した。
本試験において、押出し固化成形は図６に示す工程によりなされた。すなわち、実施例１で作製した急冷凝固合金粉末を冷間成形後、金属製カプセルに封入し、脱ガスした押出し用日レットを電気炉で所定の温度まで加熱した後、押出し機により押出し固化成形を行った。

押出し比を１１で一定とし、押出し固化温度（以下「押出し温度」という）を２５０℃、３００℃、４００℃、４５０℃、５００℃に変化させて、押出し固化成形を実施し、作製された各固化成形体の密度、ビッカース硬度、組織についての測定結果を表４に示す。

押出し温度が２５０℃の場合、温度が低すぎて急冷凝固合金粉末の変形抵抗が大きく、固化成形体を作製できなかった。一方、押出し温度が３００℃、４００℃、４５０℃の場合、理論密度の固化成形体ができている。

押出し温度４００℃で押出し比１１の条件で押出し固化成形して作製した固化成形体につき、Ｘ線回折測定した結果を図７に示す。同じ固化成形体につきＴＥＭ観察および制限視野電子線回折測定行った結果をそれぞれ、図８（ａ）および図８（ｂ）に示す。

図７からこの固化成形体は、もとの急冷凝固合金粉末と同じ、ｆｃｃ構造の微細なアルミニウム合金結晶相と微細な正２０面体準結晶相との混相組織であることがわかる。

図８（ａ）からこの固化成形体の組織は、アルミ過飽和固溶体相のマトリックス中に微細粒子が均一に分散している組織であることがわかる。この固化成形体中の微細粒子サイズは１０〜１０００ｎｍであり、同微細粒子間の平均距離は、１０〜１０００ｎｍである。また、図４（ｂ）の制限視野電子線回折像のＳＡＤパターンが典型的な２回対称パターンを示していることから、この微細粒子は正２０面体準結晶相であることがわかる。したがって、この微細粒子は準結晶相からなる準結晶粒子である。

押出し温度５００℃で押出し比１１の条件で押出し固化成形して作製した固化成形体につき、Ｘ線回折測定した結果を図９に示す。図９のＸ線回折測定結果より、この固化成形体はｆｃｃ構造のアルミニウム合金結晶相と金属間化合物相の混相組織となっていることがわかる。これは、押出し温度が準結晶分解温度よりも高かったため、急冷凝固合金粉末中の準結晶相が分解した結果である。

他の押出し温度で押出し固化成形した固化成形体についても同様に、Ｘ線回折測定を行った結果、表４のように押出し温度が３００℃、４００℃、４５０℃の各温度で押出し固化成形した固化成形体は、ｆｃｃ構造の微細なアルミニウム合金結晶相と微細な正２０面体準結晶相との混相組織であることがわかった。

以上より、押出し成形においても押出し固化成形時の押出し温度は、準結晶分解温度より低く、準結晶温度−２００℃以上に設定する必要があることがわかる。

次に、押出し温度を４００℃で一定として、押出し比を３．５、５、１１、１５、３０に変化させて押出し固化成形して作製した固化成形体の密度、ビッカース硬度、組織についての測定結果を表５に示す。

表５からわかるように、押出し比が３．５の場合、密度が理論密度よりも低く、押出し固化成形が不十分である。一方、押出し比が５以上の場合、準結晶分散構造を有する理論密度の固化成形体ができている。また、押出し比が１１以上の場合、固化成形体の密度およびビッカース硬度は飽和している。以上から、押出し固化成形時の押出し比は５〜３００の範囲であることが望ましいことがわかる。

＜実施例３＞
表６に示す組成の母合金を高周波溶解炉で溶解し、水ガトマイズ法により急冷凝固合金粉末を作製した。この粉末作製における水アトマイズ冷却速度は約１×１０^５℃／秒であり、実施例１で作製したガスアトマイズ法により作製した急冷凝固合金粉末の冷却速度より速い。作製された急冷凝固合金粉末の平均粒径は、約１６μｍであった。

この急冷凝固合金粉末を用いて、実施例２と同様な図６に示す工程により、押出し固化成形試験を行った。押出し固化成形は、押出し温度は４００℃、また押出し比は１１に設定して行った。

本実施例の固化成形体につき、実施例１および２と同様にＸ線回折、ＴＥＭ観察および電子線回折により、準結晶相からなる微細粒子がアルミ合金結晶相中に均一に分散した組織であることがわかった。図１０に実施例３の固化成形体のＴＥＭ観察結果を示す。図１０に示すＴＥＭ観察の結果から、準結晶粒子径は概ね１５〜３０ｎｍであり、また準結晶粒子の間隔は概ね１５〜２５ｎｍである。

＜実施例４＞
表７に示す組成の母合金を高周波溶解炉で溶解し、Ａｒガスを用いた高圧ガスアトマイズ法により急冷凝固合金粉末を作製した。この粉末作製におけるガスアトマイズ冷却速度は約５×１０^２℃／秒であり、実施例１で作製したガスアトマイズ法により作製した急冷凝固合金粉末の冷却速度より遅い。作製された急冷凝固合金粉末の平均粒径は、約５０μｍであった。

本実施例の固化成形体につき、実施例１および２と同様にＸ線回折、ＴＥＭ観察および電子線回折により、準結晶相からなる微細粒子がアルミ合金結晶相中に均一に分散した組織であることがわかった。図１１に実施例４の固化成形体のＴＥＭ観察結果を示す。図１１に示すＴＥＭ観察の結果から、準結晶粒子径は概ね５００〜１０００ｎｍであり、また準結晶粒子の間隔は概ね５００〜１０００ｎｍである。

実施例で作製した急冷凝固合金粉末のＸ線回折測定結果である。実施例で作製した急冷凝固合金粉末の示査熱分析測定結果である。固化温度４００℃で固化圧力６００ＭＰａの条件で固化成形して作製された固化成形体のＸ線回折測定結果である。（ａ）は、固化温度４００℃で固化圧力６００ＭＰａの条件で固化成形して作製された固化成形体のＴＥＭ観察結果であり、（ｂ）は同じ固化成形体についての電子線回折結果である。固化温度５００℃で固化圧力６００ＭＰａの条件で固化成形して作製された固化成形体のＸ線回折測定結果である。本実施形態の準結晶粒子分散合金成形体の製造方法で用いる、押出し成形の工程を示す図である。固化温度４００℃で押出し比１１の条件で押出し固化成形して作製した固化成形体についてのＸ線回折測定結果である。（ａ）は、固化温度４００℃で押出し比１１の条件で押出し固化成形して作製した固化成形体についてのＴＥＭ観察結果であり、（ｂ）は同じ固化成形体についての電子線回折結果である。押出し温度５００℃で押出し比１１の条件で押出し固化成形して作製した固化成形体についてのＸ線回折測定結果である。冷却速度が比較的速い水アトマイズ法で作製した急冷凝固粉末を用いて、固化温度４００℃で押出し比１１の条件で押出し固化成形して作製した固化成形体についてのＴＥＭ観察結果である。冷却速度が比較的遅いガスアトマイズ法で作製した急冷凝固粉末を用いて、固化温度４００℃で押出し比１１の条件で押出し固化成形して作製した固化成形体についてのＴＥＭ観察結果である。

Claims

準結晶相を含む合金粉末からなる準結晶粒子分散合金成形体の製造方法において、
前記準結晶相を含む合金粉末を２００〜８００ＭＰａの圧力で、前記準結晶相の分解温度より低く、前記準結晶相の分解温度より２００℃低い温度以上の温度範囲で、加圧成形することを特徴とする準結晶粒子分散合金成形体の製造方法。
準結晶相を含む合金粉末からなる準結晶粒子分散合金成形体の製造方法において、
前記準結晶相を含む合金粉末を５以上であって３０以下の押出し比で、前記準結晶相の分解温度より低く、前記準結晶相の分解温度より２００℃低い温度以上の温度範囲で、押出し成形することを特徴とする準結晶粒子分散合金成形体の製造方法。