JP2703481B2 - 高強度高剛性アルミニウム基合金 - Google Patents
高強度高剛性アルミニウム基合金Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高比強度かつ高剛性を有
するアルミニウム基合金に関する。
するアルミニウム基合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来のアルミニウム基合金には、Ａｌ-
Ｃｕ系、Ａｌ-Ｓｉ系、Ａｌ-Ｍｇ系、Ａｌ-Ｃｕ-Ｓｉ
系、Ａｌ-Ｃｕ-Ｍｇ系、Ａｌ-Ｚｎ-Ｍｇ系などの種々の
成分系の合金が知られており、いずれの系のものにおい
ても軽量で耐食性に優れていることから、それらの個々
の材料特性に応じて、車両、船舶、航空機などの機械構
造部材用として、または、建築用外装材、サッシ、屋根
葺材、ＬＮＧタンク用構造材などとして広く使用されて
いる。
Ｃｕ系、Ａｌ-Ｓｉ系、Ａｌ-Ｍｇ系、Ａｌ-Ｃｕ-Ｓｉ
系、Ａｌ-Ｃｕ-Ｍｇ系、Ａｌ-Ｚｎ-Ｍｇ系などの種々の
成分系の合金が知られており、いずれの系のものにおい
ても軽量で耐食性に優れていることから、それらの個々
の材料特性に応じて、車両、船舶、航空機などの機械構
造部材用として、または、建築用外装材、サッシ、屋根
葺材、ＬＮＧタンク用構造材などとして広く使用されて
いる。
【０００３】ところが、従来のアルミニウム基合金は、
Ｆｅ系の材料に比較して一般に硬度が低く、また耐熱性
も低い欠点がある。また、Ｃｕ、ＭｇあるいはＺｎなど
の元素を添加して強度を高めたもののなかには、耐食性
に欠点を有するものがある。
Ｆｅ系の材料に比較して一般に硬度が低く、また耐熱性
も低い欠点がある。また、Ｃｕ、ＭｇあるいはＺｎなど
の元素を添加して強度を高めたもののなかには、耐食性
に欠点を有するものがある。
【０００４】一方、近来、アルミニウム基合金を溶湯状
態から急冷凝固させることにより組織の微細化を図り、
機械強度と耐食性の両面で優れさせた特性を発揮させる
試みもなされている。このような背景において、特開平
１ー２７５７３２号公報に開示されているように、特定
の組成比のＡｌＭ1Ｘ系（Ｍ1は、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒなどの元素を示し、Ｘは、
Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｎｄなどの希土類元素、Ｙ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｍｍ（ミッシュメタル）などを示す。）の組成で
あって、組織が非晶質または非晶質と微細結晶質とから
なるアルミニウム基合金が特許出願されている。
態から急冷凝固させることにより組織の微細化を図り、
機械強度と耐食性の両面で優れさせた特性を発揮させる
試みもなされている。このような背景において、特開平
１ー２７５７３２号公報に開示されているように、特定
の組成比のＡｌＭ1Ｘ系（Ｍ1は、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒなどの元素を示し、Ｘは、
Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｎｄなどの希土類元素、Ｙ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｍｍ（ミッシュメタル）などを示す。）の組成で
あって、組織が非晶質または非晶質と微細結晶質とから
なるアルミニウム基合金が特許出願されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】前記特許出願のアルミ
ニウム基合金は、高硬度材料、高強度材料、高電気抵抗
材料、耐摩耗材料、ろう付け材料などとして有用であ
り、結晶化温度近傍における超塑性現象を利用して押出
加工やプレス加工も可能であって、耐熱材料としても優
れているものである。ところが、前記のアルミニウム基
合金は、高価な希土類元素や高活性なＹなどの金属元素
を多く含有するために、コスト高になる欠点がある。即
ち、高価な原料を用いる必要があるとともに、高活性で
取り扱いの面で難点のある原料を用いる必要があるため
に、製造設備の規模が大きくなって費用が高くなり、人
件費もかかる問題がある。更に前記組成のアルミニウム
基合金は、耐酸化性、耐食性の面で不足を生じる傾向が
ある。
ニウム基合金は、高硬度材料、高強度材料、高電気抵抗
材料、耐摩耗材料、ろう付け材料などとして有用であ
り、結晶化温度近傍における超塑性現象を利用して押出
加工やプレス加工も可能であって、耐熱材料としても優
れているものである。ところが、前記のアルミニウム基
合金は、高価な希土類元素や高活性なＹなどの金属元素
を多く含有するために、コスト高になる欠点がある。即
ち、高価な原料を用いる必要があるとともに、高活性で
取り扱いの面で難点のある原料を用いる必要があるため
に、製造設備の規模が大きくなって費用が高くなり、人
件費もかかる問題がある。更に前記組成のアルミニウム
基合金は、耐酸化性、耐食性の面で不足を生じる傾向が
ある。
【０００６】本発明は前記事情に鑑みてなされたもので
あり、希土類元素やＹなど高活性元素を含まない組成と
し、低コスト化、低活性化を実現するとともに、高強
度、高剛性、かつ、耐食性に優れさせたアルミニウム基
合金を提供することを目的とする。
あり、希土類元素やＹなど高活性元素を含まない組成と
し、低コスト化、低活性化を実現するとともに、高強
度、高剛性、かつ、耐食性に優れさせたアルミニウム基
合金を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】請求項１記載の発明は前
記課題を解決するために、一般式 ＡｌxＬyＣｏz（た
だしＬは、Ｍｎ、Ｃｒの中から選択される１種の金属元
素を示す。）で示される組成を有し、組成比を示すx，
y，zは、原子％でx＋y＋z＝１００、７５≦x≦９５、２
≦y≦１５、０.５≦z≦１０なる関係を満足し、かつ、
合金組織中に準結晶相を有してなるものである。
記課題を解決するために、一般式 ＡｌxＬyＣｏz（た
だしＬは、Ｍｎ、Ｃｒの中から選択される１種の金属元
素を示す。）で示される組成を有し、組成比を示すx，
y，zは、原子％でx＋y＋z＝１００、７５≦x≦９５、２
≦y≦１５、０.５≦z≦１０なる関係を満足し、かつ、
合金組織中に準結晶相を有してなるものである。
【０００８】請求項２記載の発明は前記の課題を解決す
るために、請求項１記載の組成においてＣｏの１／２以
下をＴｉで置換してなるものである。
るために、請求項１記載の組成においてＣｏの１／２以
下をＴｉで置換してなるものである。
【０００９】
【作用】ＡｌにＭｎやＣｒを所定量添加することで、準
結晶相形成能が向上し、合金の強度、硬度、靱性が向上
する。更に、Ｃｏを所定量添加することで急冷効果が向
上し、組織の熱的安定性が向上し、かつ強度および硬度
が向上する。また更に、Ｔｉを所定量添加すると急冷効
果が向上し、析出粒子の微細化により強度が向上する。
結晶相形成能が向上し、合金の強度、硬度、靱性が向上
する。更に、Ｃｏを所定量添加することで急冷効果が向
上し、組織の熱的安定性が向上し、かつ強度および硬度
が向上する。また更に、Ｔｉを所定量添加すると急冷効
果が向上し、析出粒子の微細化により強度が向上する。
【００１０】次に、本願発明合金の各成分の組成限定理
由について説明する。Ａｌ（アルミニウム）含有量は、
原子％で７５≦Ａｌ≦９５の範囲であるが、これが７５
原子％未満であると脆化するとともに、９５原子％を超
えると強度と硬度が低下する。Ｃｒ（クロム）あるいは
Ｍｎ（マンガン）含有量は、２原子％以上で１５原子％
以下であるが、この含有量が２原子％未満であると準結
晶相が生成されず、強度や硬度が向上しないとともに、
１５原子％を超えると脆化し、靱性、剛性が低下する。
由について説明する。Ａｌ（アルミニウム）含有量は、
原子％で７５≦Ａｌ≦９５の範囲であるが、これが７５
原子％未満であると脆化するとともに、９５原子％を超
えると強度と硬度が低下する。Ｃｒ（クロム）あるいは
Ｍｎ（マンガン）含有量は、２原子％以上で１５原子％
以下であるが、この含有量が２原子％未満であると準結
晶相が生成されず、強度や硬度が向上しないとともに、
１５原子％を超えると脆化し、靱性、剛性が低下する。
【００１１】Ｃｏ（コバルト）含有量は、０.５原子％
以上、かつ１０原子％以下であるが、この含有量が０.
５原子％未満であると強度や硬度が向上しないととも
に、１０原子％を超えるとＡｌ-Ｃｒ系、Ａｌ-Ｍｎ系の
準結晶生成２元系合金においては脆化し、靱性が低下す
る。
以上、かつ１０原子％以下であるが、この含有量が０.
５原子％未満であると強度や硬度が向上しないととも
に、１０原子％を超えるとＡｌ-Ｃｒ系、Ａｌ-Ｍｎ系の
準結晶生成２元系合金においては脆化し、靱性が低下す
る。
【００１２】Ｔｉ（チタン）含有量は、Ｃｏの１／２以
下の範囲であるが、これが０.５原子％未満では急冷効
果が向上しないとともに、合 金組織中に結晶質を含む
場合の結晶粒が微細化しない。また、前記の含有量が５
原子％を超えると強度、硬度、靱性が低下する。
下の範囲であるが、これが０.５原子％未満では急冷効
果が向上しないとともに、合 金組織中に結晶質を含む
場合の結晶粒が微細化しない。また、前記の含有量が５
原子％を超えると強度、硬度、靱性が低下する。
【００１３】前記アルミニウム基合金は、前記組成の合
金溶湯を液体急冷法で急冷凝固させて製造することがで
きる。この液体急冷法とは、溶融した合金を急速に冷却
させる方法をいい、例えば、単ロール法、双ロール法、
回転液中紡糸法などが特に有効であり、これらの方法で
は１０4〜１０6 K/sec程度の冷却速度が容易に得られ
る。この単ロール法、双ロール法などにより薄帯材料を
製造するには、溶湯を入れた石英管などの収納容器に、
石英管先端のノズル孔を通して約３００〜１００００rp
mの範囲の一定速度で回転している直径３０〜３００mm
の例えば銅あるいは銅製のロールに溶湯を噴出する。こ
れにより、幅が約１〜３００mmで厚さが約５〜５００μ
ｍの各種薄帯材料を容易に得ることができる。
金溶湯を液体急冷法で急冷凝固させて製造することがで
きる。この液体急冷法とは、溶融した合金を急速に冷却
させる方法をいい、例えば、単ロール法、双ロール法、
回転液中紡糸法などが特に有効であり、これらの方法で
は１０4〜１０6 K/sec程度の冷却速度が容易に得られ
る。この単ロール法、双ロール法などにより薄帯材料を
製造するには、溶湯を入れた石英管などの収納容器に、
石英管先端のノズル孔を通して約３００〜１００００rp
mの範囲の一定速度で回転している直径３０〜３００mm
の例えば銅あるいは銅製のロールに溶湯を噴出する。こ
れにより、幅が約１〜３００mmで厚さが約５〜５００μ
ｍの各種薄帯材料を容易に得ることができる。
【００１４】一方、回転液中紡糸法により、細線材料を
製造するには、ノズル孔を通じ、アルゴンガス背圧に
て、約５０〜５００rpmで回転する中空ドラム内に遠心
力により保持された深さ約１〜１０cmの溶液冷媒層中に
溶湯を噴出して細線材料を容易に得ることができる。こ
の際のノズルからの噴出溶湯と冷媒面とのなす角度は、
約６０〜９０度、噴出溶湯と溶液冷媒面の相対速度比
は、約０.７〜０.９であることが好ましい。また、前記
の方法によらずに、スパッタリング法などの成膜法によ
り前記組成のアルミニウム基合金の薄膜を得ることがで
き、また高圧ガス噴霧法などの各種アトマイズ法やスプ
レー法により溶湯を急冷して前記組成のアルミニウム基
合金粉末を得ることができる。
製造するには、ノズル孔を通じ、アルゴンガス背圧に
て、約５０〜５００rpmで回転する中空ドラム内に遠心
力により保持された深さ約１〜１０cmの溶液冷媒層中に
溶湯を噴出して細線材料を容易に得ることができる。こ
の際のノズルからの噴出溶湯と冷媒面とのなす角度は、
約６０〜９０度、噴出溶湯と溶液冷媒面の相対速度比
は、約０.７〜０.９であることが好ましい。また、前記
の方法によらずに、スパッタリング法などの成膜法によ
り前記組成のアルミニウム基合金の薄膜を得ることがで
き、また高圧ガス噴霧法などの各種アトマイズ法やスプ
レー法により溶湯を急冷して前記組成のアルミニウム基
合金粉末を得ることができる。
【００１５】前記の方法により得られたアルミニウム基
合金の組織状態の例を以下に示す。 （１）準アルミニウム相と準結晶相の混相組織。 （２）アルミニウムマトリックスからなる金属固溶体と
準結晶相の混相組織。 （３）準結晶相と安定または準安定な金属間化合物相の
混相組織。 （４）アルミニウムマトリックスからなる金属固溶体と
非晶質相と準結晶相の混相組織。 本願発明でいう微細結晶質相とは、結晶粒の最大径の平
均が１μｍ以下である結晶質相のことである。前記
（１）〜（４）に記載の各組織は、合金溶湯の冷却速度
を制御することで任意のものが得られる。
合金の組織状態の例を以下に示す。 （１）準アルミニウム相と準結晶相の混相組織。 （２）アルミニウムマトリックスからなる金属固溶体と
準結晶相の混相組織。 （３）準結晶相と安定または準安定な金属間化合物相の
混相組織。 （４）アルミニウムマトリックスからなる金属固溶体と
非晶質相と準結晶相の混相組織。 本願発明でいう微細結晶質相とは、結晶粒の最大径の平
均が１μｍ以下である結晶質相のことである。前記
（１）〜（４）に記載の各組織は、合金溶湯の冷却速度
を制御することで任意のものが得られる。
【００１６】前記各組織状態の合金の特性 （１）と（２）に示す混相組織状態の合金は、高強度を
有し、良好な曲げ延性を有する。（３）に示す混相組織
状態の合金は、（１）と（２）に示す混相組織状態の合
金よりも高強度であるが、延性は劣る。しかし、高強度
ではある。（４）に示す混相組織状態の合金は、高強
度、高靱性、高延性である。
有し、良好な曲げ延性を有する。（３）に示す混相組織
状態の合金は、（１）と（２）に示す混相組織状態の合
金よりも高強度であるが、延性は劣る。しかし、高強度
ではある。（４）に示す混相組織状態の合金は、高強
度、高靱性、高延性である。
【００１７】前記の各組織状態は、通常のＸ線回折法や
透過電子顕微鏡観察によって容易に知ることができる。
準結晶が存在する場合は、準結晶相特有のなだらかなピ
ークを示す。前記（１）〜（３）に記載した混相組織状
態は合金溶湯の冷却速度を制御することで任意のものが
得られる。前記（４）に記載した組織状態の合金は、Ａ
ｌリッチの組織（例えば、Ａｌ≧９２原子％）の合金溶
湯を急冷することで任意のものが得られる。
透過電子顕微鏡観察によって容易に知ることができる。
準結晶が存在する場合は、準結晶相特有のなだらかなピ
ークを示す。前記（１）〜（３）に記載した混相組織状
態は合金溶湯の冷却速度を制御することで任意のものが
得られる。前記（４）に記載した組織状態の合金は、Ａ
ｌリッチの組織（例えば、Ａｌ≧９２原子％）の合金溶
湯を急冷することで任意のものが得られる。
【００１８】本発明のアルミニウム合金は、結晶化温度
近傍（結晶化温度±１００℃）または微細結晶相の安定
温度領域内の高温域において、超塑性現象を示すので、
容易に押出加工やプレス加工、熱間鍛造等の加工を行な
うことができる。従って、薄帯、線、板状あるいは粉末
の形態で得られた前記組成のアルミニウム基合金を前記
温度で押出加工、プレス加工、熱間鍛造加工すること
で、容易にバルク材を得ることができる。更に前記組成
のアルミニウム基合金は、高度の粘さを有するので、１
８０度曲げ可能なものとなる。
近傍（結晶化温度±１００℃）または微細結晶相の安定
温度領域内の高温域において、超塑性現象を示すので、
容易に押出加工やプレス加工、熱間鍛造等の加工を行な
うことができる。従って、薄帯、線、板状あるいは粉末
の形態で得られた前記組成のアルミニウム基合金を前記
温度で押出加工、プレス加工、熱間鍛造加工すること
で、容易にバルク材を得ることができる。更に前記組成
のアルミニウム基合金は、高度の粘さを有するので、１
８０度曲げ可能なものとなる。
【００１９】なお、前記準アルミニウム相、準結晶相、
金属固溶体、非晶質相などからなる混相組織の合金に
は、結晶質合金のような結晶粒界、偏析等の構造的不均
一性や化学的不均一性がなく、さらにアルミ酸化膜の形
成により、不動態化を起こすために高耐食性を示す。ま
た、希土類元素を含んでいると、その希土類元素の活性
のために合金表面の不動態膜に不均一性を生じやすく、
その部分から内部への腐蝕が進行する欠点があるが、前
記構造の合金にあっては希土類元素を含んでいないため
にその点の問題も解決されている。
金属固溶体、非晶質相などからなる混相組織の合金に
は、結晶質合金のような結晶粒界、偏析等の構造的不均
一性や化学的不均一性がなく、さらにアルミ酸化膜の形
成により、不動態化を起こすために高耐食性を示す。ま
た、希土類元素を含んでいると、その希土類元素の活性
のために合金表面の不動態膜に不均一性を生じやすく、
その部分から内部への腐蝕が進行する欠点があるが、前
記構造の合金にあっては希土類元素を含んでいないため
にその点の問題も解決されている。
【００２０】次に前記組成のアルミニウム基合金につい
て、バルク（塊）状の部材を製造する場合について説明
する。本発明に係るアルミニウム基合金は、加熱すると
微細結晶相を析出して結晶化するとともに、アルミニウ
ムマトリックス（α相）を析出し、それ以上の温度に加
熱すると金属間化合物も析出するので、これらの性質を
利用して高強度と延性を有するバルク化を行なうことが
できる。具体的には、急冷法により製造した薄帯合金を
ボールミルにて粉砕し、真空ホットプレスにより真空下
（例えば、１０-3Ｔorr）、結晶化温度よりも多少低い
温度で（例えば４７０Ｋ程度で）圧粉することにより直
径数十mm、長さ数十mmの押出し用ビレットを作成する。
このビレットを押出機のコンテナ内にセットし、結晶化
温度よりも若干高い温度で数十分保持した後、押出加工
を行なって丸棒などの所望の形状の押出材を得ることが
できる。
て、バルク（塊）状の部材を製造する場合について説明
する。本発明に係るアルミニウム基合金は、加熱すると
微細結晶相を析出して結晶化するとともに、アルミニウ
ムマトリックス（α相）を析出し、それ以上の温度に加
熱すると金属間化合物も析出するので、これらの性質を
利用して高強度と延性を有するバルク化を行なうことが
できる。具体的には、急冷法により製造した薄帯合金を
ボールミルにて粉砕し、真空ホットプレスにより真空下
（例えば、１０-3Ｔorr）、結晶化温度よりも多少低い
温度で（例えば４７０Ｋ程度で）圧粉することにより直
径数十mm、長さ数十mmの押出し用ビレットを作成する。
このビレットを押出機のコンテナ内にセットし、結晶化
温度よりも若干高い温度で数十分保持した後、押出加工
を行なって丸棒などの所望の形状の押出材を得ることが
できる。
【００２１】
【実施例】高周波溶解炉により所定の成分組成を有する
溶融合金を製造し、これを図１に示すような先端に小孔
５（孔径：０.２〜０.５mm）を有する石英管１に装入
し、加熱溶解した後、その石英管１を銅製のロール２の
直上に設置し、ロール２を回転数４０００rpmで高速回
転させ、石英管１にアルゴンガス圧（０.７kg／cm3）を
かけて石英管１の小孔５から溶湯をロール２の表面に噴
射して急冷することにより急冷凝固させて合金薄帯４を
得た。前記製造条件により、表１と表２に示す組成（原
子％）の多数の合金薄帯試料（幅１mm、厚さ２０μｍ）
を作成し、それぞれの試料についてＸ線回折とＴＥＭ
（透過型電子顕微鏡）による観察を行い、表１と表２に
示す結果を得た。
溶融合金を製造し、これを図１に示すような先端に小孔
５（孔径：０.２〜０.５mm）を有する石英管１に装入
し、加熱溶解した後、その石英管１を銅製のロール２の
直上に設置し、ロール２を回転数４０００rpmで高速回
転させ、石英管１にアルゴンガス圧（０.７kg／cm3）を
かけて石英管１の小孔５から溶湯をロール２の表面に噴
射して急冷することにより急冷凝固させて合金薄帯４を
得た。前記製造条件により、表１と表２に示す組成（原
子％）の多数の合金薄帯試料（幅１mm、厚さ２０μｍ）
を作成し、それぞれの試料についてＸ線回折とＴＥＭ
（透過型電子顕微鏡）による観察を行い、表１と表２に
示す結果を得た。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】以上の測定結果から、表１と表２の組織状
態の欄に示すように、fcc構造の微細なＡｌ結晶相と微
細な正２０面体準結晶との混相組織（fcc-Al+Q）、また
は、fcc構造の微細なＡｌ結晶相と微細な正２０面体準
結晶と非晶質相との混相組織（fcc-Al+Amo+Q）が得られ
ていることが確認された。
態の欄に示すように、fcc構造の微細なＡｌ結晶相と微
細な正２０面体準結晶との混相組織（fcc-Al+Q）、また
は、fcc構造の微細なＡｌ結晶相と微細な正２０面体準
結晶と非晶質相との混相組織（fcc-Al+Amo+Q）が得られ
ていることが確認された。
【００２５】次に、各薄帯試料につき、硬度（Ｈｖ）と
引張破断強度（σf：ＭＰa）を測定し、表１と表２に示
す結果を得た。硬度は、微小ビッカース硬度計による測
定値（ＤＰＮ：Diamond Pyramid Number）である。更
に、各薄帯試料について、コ字状になるように１８０度
折り曲げて端部どうしを密着させる１８０度密着曲げ試
験を行なった結果、破断しない程度の延性を示すものを
表１と表２にDucで示し、破断したものをBriで示した。
引張破断強度（σf：ＭＰa）を測定し、表１と表２に示
す結果を得た。硬度は、微小ビッカース硬度計による測
定値（ＤＰＮ：Diamond Pyramid Number）である。更
に、各薄帯試料について、コ字状になるように１８０度
折り曲げて端部どうしを密着させる１８０度密着曲げ試
験を行なった結果、破断しない程度の延性を示すものを
表１と表２にDucで示し、破断したものをBriで示した。
【００２６】表１と表２に示す結果から、Ａｌ-Ｍｎ２
元系あるいはＡｌ-Ｃｒ２元系合金に対し、添加元素と
して、Ｃｏを添加してなる合金においては、原子％で７
５≦Ａｌ≦９５、２≦Ｃｏ≦１５、０.５≦Ｍ≦１０、
または７５≦Ａｌ≦９５、２≦Ｍｎ≦１５、０.５≦Ｍ
≦１０なる関係を満足さ せることによって、耐力が高
く、硬度が高く、曲げにも強く加工が可能なアルミニウ
ム基合金を得ることができることが明らかになった。な
お、表１と表２には、比較例として、Ａｌ-Ｍｎ２元系
あるいはＡｌ-Ｃｒ２元系合金に対し、添加元素とし
て、ＮｉとＣｕを添加してなる合金系の試料の特性も併
記した。
元系あるいはＡｌ-Ｃｒ２元系合金に対し、添加元素と
して、Ｃｏを添加してなる合金においては、原子％で７
５≦Ａｌ≦９５、２≦Ｃｏ≦１５、０.５≦Ｍ≦１０、
または７５≦Ａｌ≦９５、２≦Ｍｎ≦１５、０.５≦Ｍ
≦１０なる関係を満足さ せることによって、耐力が高
く、硬度が高く、曲げにも強く加工が可能なアルミニウ
ム基合金を得ることができることが明らかになった。な
お、表１と表２には、比較例として、Ａｌ-Ｍｎ２元系
あるいはＡｌ-Ｃｒ２元系合金に対し、添加元素とし
て、ＮｉとＣｕを添加してなる合金系の試料の特性も併
記した。
【００２７】表１と表２に示す本発明に係る試料におい
ては、通常のアルミニウム基合金がＨv：５０〜１００
ＤＰＮ程度であるのに対して２４０〜３８１ＤＰＮと極
めて高い硬度を示している。次に、引張破断強度（σ
f）に関しては、通常の時効硬化型アルミニウム基合金
（Ａｌ-Ｓｉ-Ｆｅ系）の値が、２００〜６００ＭＰaで
あるのに対し、本発明試料のものは９８０〜１３１０Ｍ
Ｐａの範囲になり、極めて優れていることが明らかにな
った。なお、引張強さに関し、ＪＩＳ規定の６０００系
あるいは７０００系のアルミニウム基合金においては、
２５０〜３００ＭＰa程度であり、Ｆｅ系の構造用鋼板
で４００ＭＰa程度、Ｆｅ系の高張力鋼板で８００〜９
８０ＭＰa程度であることを考慮すると、本発明に係る
アルミニウム合金が極めて優れていることが明らかであ
る。
ては、通常のアルミニウム基合金がＨv：５０〜１００
ＤＰＮ程度であるのに対して２４０〜３８１ＤＰＮと極
めて高い硬度を示している。次に、引張破断強度（σ
f）に関しては、通常の時効硬化型アルミニウム基合金
（Ａｌ-Ｓｉ-Ｆｅ系）の値が、２００〜６００ＭＰaで
あるのに対し、本発明試料のものは９８０〜１３１０Ｍ
Ｐａの範囲になり、極めて優れていることが明らかにな
った。なお、引張強さに関し、ＪＩＳ規定の６０００系
あるいは７０００系のアルミニウム基合金においては、
２５０〜３００ＭＰa程度であり、Ｆｅ系の構造用鋼板
で４００ＭＰa程度、Ｆｅ系の高張力鋼板で８００〜９
８０ＭＰa程度であることを考慮すると、本発明に係る
アルミニウム合金が極めて優れていることが明らかであ
る。
【００２８】図２は、本発明に係るＡｌ92Ｃｏ2Ｍｎ6な
る組成の合金試料のＸ線回折図形を示し、図３は本発明
に係るＡｌ93Ｃｒ5Ｃｏ2なる組成の合金試料のＸ線回折
図形を示し、図４は、比較例としてのＡｌ92Ｍｎ6Ｃｕ2
なる組成の合金試料のＸ線回折図形を示すもので、これ
らの図は、３つの合金試料がfcc構造の微細なＡｌ結晶
相と微細な正２０面体準結晶との混相組織となっている
ことを示している。図中において、（１１１）、（２０
０）、（２２０）、（３１１）で示すピークは、fcc構
造のＡｌの結晶ピークであり、（２１１１１１）、（２
２１００１）で示すピークは、正２０面体準結晶のなだ
らかなピークである。図５は、比較例としてのＡｌ92Ｎ
ｉ2Ｍｎ6なる組成の合金試料を０.６７ｋ／ｓの昇温速
度で加熱した場合のＤＳＣ（示差走査熱量測定）曲線を
示すものである。この図においては、高温側において、
準結晶相が安定な結晶相に変化するときのなだらかな発
熱ピークが現われている。
る組成の合金試料のＸ線回折図形を示し、図３は本発明
に係るＡｌ93Ｃｒ5Ｃｏ2なる組成の合金試料のＸ線回折
図形を示し、図４は、比較例としてのＡｌ92Ｍｎ6Ｃｕ2
なる組成の合金試料のＸ線回折図形を示すもので、これ
らの図は、３つの合金試料がfcc構造の微細なＡｌ結晶
相と微細な正２０面体準結晶との混相組織となっている
ことを示している。図中において、（１１１）、（２０
０）、（２２０）、（３１１）で示すピークは、fcc構
造のＡｌの結晶ピークであり、（２１１１１１）、（２
２１００１）で示すピークは、正２０面体準結晶のなだ
らかなピークである。図５は、比較例としてのＡｌ92Ｎ
ｉ2Ｍｎ6なる組成の合金試料を０.６７ｋ／ｓの昇温速
度で加熱した場合のＤＳＣ（示差走査熱量測定）曲線を
示すものである。この図においては、高温側において、
準結晶相が安定な結晶相に変化するときのなだらかな発
熱ピークが現われている。
【００２９】
【発明の効果】以上説明したように本発明に係るアルミ
ニウム基合金は、高硬度材料、高強度材料、高剛性材料
として有用であるとともに、曲げにも強いので機械加工
もできるなどの優れた特性を有する。以上のことから本
発明に係るアルミニウム基合金は、航空機、車両、船舶
などの構造用部材、あるいはエンジン部分の構造用部
材、または、建築用外装材、サッシ、屋根材として、更
には、海水機器用部材、原子炉用部材などとして広く使
用することができる。更に、本願発明に係る合金は、前
記の優れた特性を備える上に、希土類元素やＹなど高活
性元素を含まない組成とし、低コスト化、低活性化を実
現することができる。
ニウム基合金は、高硬度材料、高強度材料、高剛性材料
として有用であるとともに、曲げにも強いので機械加工
もできるなどの優れた特性を有する。以上のことから本
発明に係るアルミニウム基合金は、航空機、車両、船舶
などの構造用部材、あるいはエンジン部分の構造用部
材、または、建築用外装材、サッシ、屋根材として、更
には、海水機器用部材、原子炉用部材などとして広く使
用することができる。更に、本願発明に係る合金は、前
記の優れた特性を備える上に、希土類元素やＹなど高活
性元素を含まない組成とし、低コスト化、低活性化を実
現することができる。
【図１】図１は本発明合金を急冷凝固して薄帯を製造す
る際に使用した単ロール装置の一例を示す構成図であ
る。
る際に使用した単ロール装置の一例を示す構成図であ
る。
【図２】図２はＡｌ92Ｃｏ2Ｍｎ6なる組成の合金のＸ線
回折分析結果を示す図である。
回折分析結果を示す図である。
【図３】図３はＡｌ93Ｃｒ5Ｃｏ2なる組成の合金のＸ線
回折分析結果を示す図である。
回折分析結果を示す図である。
【図４】図４はＡｌ92Ｍｎ6Ｃｕ2なる組成の合金のＸ線
回折分析結果を示す図である。
回折分析結果を示す図である。
【図５】図５はＡｌ92Ｎｉ2Ｍｎ6なる組成の合金の熱的
特性を示す図である。
特性を示す図である。
１ 石英管 ２ ロール ３ 溶湯 ４ 薄帯 ５ ノズル孔
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内無番地 川内住 宅11ー806 (72)発明者 堀尾 裕磨 静岡県浜松市中沢町10番１号 ヤマハ株 式会社内 (56)参考文献 特開 平６−256877（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−37335（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−257133（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−311359（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】 一般式 ＡｌxＬyＣｏz （ただしＬは、Ｍｎ、Ｃｒの中から選択される１種の金
属元素を示す。）で示される組成を有し、 組成比を示すx，y，zは、原子％でx＋y＋z＝１００、７
５≦x≦９５、２≦y≦１５、０.５≦z≦１０なる関係を
満足し、かつ合金組織中に準結晶相を有することを特徴
とする高強度高剛性アルミニウム基合金。 - 【請求項２】 Ｃｏの１／２以下をＴｉで置換してなる
ことを特徴とする請求項１記載の高強度高剛性アルミニ
ウム基合金。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5041529A JP2703481B2 (ja) | 1993-03-02 | 1993-03-02 | 高強度高剛性アルミニウム基合金 |
| US08/601,949 US6017403A (en) | 1993-03-02 | 1996-02-15 | High strength and high rigidity aluminum-based alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5041529A JP2703481B2 (ja) | 1993-03-02 | 1993-03-02 | 高強度高剛性アルミニウム基合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06256875A JPH06256875A (ja) | 1994-09-13 |
| JP2703481B2 true JP2703481B2 (ja) | 1998-01-26 |
Family
ID=12610938
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5041529A Expired - Lifetime JP2703481B2 (ja) | 1993-03-02 | 1993-03-02 | 高強度高剛性アルミニウム基合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2703481B2 (ja) |
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| JPH07238336A (ja) * | 1994-02-25 | 1995-09-12 | Takeshi Masumoto | 高強度アルミニウム基合金 |
| JP2795611B2 (ja) * | 1994-03-29 | 1998-09-10 | 健 増本 | 高強度アルミニウム基合金 |
| US5858131A (en) | 1994-11-02 | 1999-01-12 | Tsuyoshi Masumoto | High strength and high rigidity aluminum-based alloy and production method therefor |
| JPH09215791A (ja) * | 1996-02-15 | 1997-08-19 | Ykk Corp | ゴルフクラブヘッド |
| JP3725279B2 (ja) | 1997-02-20 | 2005-12-07 | Ｙｋｋ株式会社 | 高強度、高延性アルミニウム合金 |
| JP2006274311A (ja) * | 2005-03-28 | 2006-10-12 | Honda Motor Co Ltd | アルミニウム基合金 |
| JP2008231519A (ja) * | 2007-03-22 | 2008-10-02 | Honda Motor Co Ltd | 準結晶粒子分散アルミニウム合金およびその製造方法 |
| JP2008248343A (ja) * | 2007-03-30 | 2008-10-16 | Honda Motor Co Ltd | アルミニウム基合金 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6237335A (ja) * | 1985-08-09 | 1987-02-18 | Yoshida Kogyo Kk <Ykk> | 高耐食高強度アルミニウム合金 |
| JP2538692B2 (ja) * | 1990-03-06 | 1996-09-25 | ワイケイケイ株式会社 | 高力、耐熱性アルミニウム基合金 |
| JPH05311359A (ja) * | 1992-05-14 | 1993-11-22 | Yoshida Kogyo Kk <Ykk> | 高強度アルミニウム基合金及びその集成固化材 |
| JP2703480B2 (ja) * | 1993-03-02 | 1998-01-26 | 健 増本 | 高強度高耐食性アルミニウム基合金 |
-
1993
- 1993-03-02 JP JP5041529A patent/JP2703481B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06256875A (ja) | 1994-09-13 |
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