JP2799642B2 - 高強度アルミニウム合金 - Google Patents
高強度アルミニウム合金Info
- Publication number
- JP2799642B2 JP2799642B2 JP4022497A JP2249792A JP2799642B2 JP 2799642 B2 JP2799642 B2 JP 2799642B2 JP 4022497 A JP4022497 A JP 4022497A JP 2249792 A JP2249792 A JP 2249792A JP 2799642 B2 JP2799642 B2 JP 2799642B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- amorphous
- alloy
- strength
- phase
- specific gravity
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C45/00—Amorphous alloys
- C22C45/08—Amorphous alloys with aluminium as the major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は微細結晶質相中に非晶質
相が分散した高強度のアルミニウム合金に関する。
相が分散した高強度のアルミニウム合金に関する。
【0002】
【従来の技術】アモルファス合金、すなわち非晶質合金
は、物質を構成する原子の配列が結晶様の長周期規則性
を持たないものと定義され、一般に融液の急冷、電着、
蒸着、スパッタリングなどの製法により作製される。こ
の非晶質合金は、対応する結晶質合金と比較して、材料
特性の上で種々の優れた特性を持っていることは良く知
られている。
は、物質を構成する原子の配列が結晶様の長周期規則性
を持たないものと定義され、一般に融液の急冷、電着、
蒸着、スパッタリングなどの製法により作製される。こ
の非晶質合金は、対応する結晶質合金と比較して、材料
特性の上で種々の優れた特性を持っていることは良く知
られている。
【0003】Al基合金においても、非晶質合金が得ら
れることは従来から良く知られており、金属−金属系非
結質合金としては、Al−Ln2元合金(Ln=Y、L
a、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、D
y、Ho、Er、Tm、Yb)、あるいはAl−Ln−
TM3元合金(TM=V、Nb、Mo、Mn、Fe、C
o、Ni)などがある。
れることは従来から良く知られており、金属−金属系非
結質合金としては、Al−Ln2元合金(Ln=Y、L
a、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、D
y、Ho、Er、Tm、Yb)、あるいはAl−Ln−
TM3元合金(TM=V、Nb、Mo、Mn、Fe、C
o、Ni)などがある。
【0004】Al−Ln2元合金の硬さ(Hv)と引張
強さ(σf)とは、Ln量の増加に伴い増大し、2元非
晶質合金でのHvとσfの最高値は250および875
MPaである。さらに高い機械的強度がAl−Ln−T
M3元非晶質合金において得られており、Al−Ln−
Ni系においてσfとHvの最高値はそれぞれ1140
MPa、340であって、これらの値はAl基結晶質合
金の最高値(550MPa、180)を大きく上回って
おり、Al基非晶質合金が優れた機械的性質を有するこ
とがわかる。
強さ(σf)とは、Ln量の増加に伴い増大し、2元非
晶質合金でのHvとσfの最高値は250および875
MPaである。さらに高い機械的強度がAl−Ln−T
M3元非晶質合金において得られており、Al−Ln−
Ni系においてσfとHvの最高値はそれぞれ1140
MPa、340であって、これらの値はAl基結晶質合
金の最高値(550MPa、180)を大きく上回って
おり、Al基非晶質合金が優れた機械的性質を有するこ
とがわかる。
【0005】また、特開平1−275732号公報にお
いては、一般式:AlaMbXc (但し、M:V、C
r、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Zr、Ti、M
o、W、Ca、Li、Mg、Si、Nbから選ばれる1
種もしくは2種以上の金属元素、X:Y、La、Ce、
Sm、Nd、Hf、Ta、Mm(ミッシュメタル)から
選ばれる1種もしくは2種以上の金属元素、a、b、c
は原子パーセントで、a:50〜95at%、b:0.
5〜35at%、c:0.5〜25at%)からなる3
元合金を急冷凝固することにより、引張強度87〜10
3kg/mm2 (853〜1009MPa)、降伏強度
82〜96kg/mm2 (804〜941MPa)の非
晶質または非晶質と微細結晶質の複合体が得られてい
る。
いては、一般式:AlaMbXc (但し、M:V、C
r、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Zr、Ti、M
o、W、Ca、Li、Mg、Si、Nbから選ばれる1
種もしくは2種以上の金属元素、X:Y、La、Ce、
Sm、Nd、Hf、Ta、Mm(ミッシュメタル)から
選ばれる1種もしくは2種以上の金属元素、a、b、c
は原子パーセントで、a:50〜95at%、b:0.
5〜35at%、c:0.5〜25at%)からなる3
元合金を急冷凝固することにより、引張強度87〜10
3kg/mm2 (853〜1009MPa)、降伏強度
82〜96kg/mm2 (804〜941MPa)の非
晶質または非晶質と微細結晶質の複合体が得られてい
る。
【0006】Al−Ln−Ni3元系の非晶質合金にお
いて、優れた機械的強度が得られることは前記の通りで
あるが、さらにAl88Ni10Y2合金を基本組成とし、
Niの一部をMn、Fe、Co、Zr等で置換する4元
合金についての研究がなされ、Al88Ni5Y2Fe5合
金において1400MPa、Al88Ni8Y2Mn2合金
において1470MPaの高い引張強さが得られている
(日本学術振興会アモルファス材料第147委員会第3
0回研究資料)。
いて、優れた機械的強度が得られることは前記の通りで
あるが、さらにAl88Ni10Y2合金を基本組成とし、
Niの一部をMn、Fe、Co、Zr等で置換する4元
合金についての研究がなされ、Al88Ni5Y2Fe5合
金において1400MPa、Al88Ni8Y2Mn2合金
において1470MPaの高い引張強さが得られている
(日本学術振興会アモルファス材料第147委員会第3
0回研究資料)。
【0007】
【発明が解決しようとする課題】このように、Al基非
晶質合金あるいは非晶質と微細結晶質の複合体からなる
合金が、従来のAl結晶質合金に比べて2倍以上の引張
強さあるいは硬さを有することは、前記の通りである
が、比重および引張強さについて、他の結晶質または非
晶質の合金と比較してみると表1に示す通りとなる。
晶質合金あるいは非晶質と微細結晶質の複合体からなる
合金が、従来のAl結晶質合金に比べて2倍以上の引張
強さあるいは硬さを有することは、前記の通りである
が、比重および引張強さについて、他の結晶質または非
晶質の合金と比較してみると表1に示す通りとなる。
【0008】
【表1】
【0009】表1から明らかなように、Al非晶質合金
のうち、比重は最も強度の高い4元系合金であるAl88
Ni8Y2Mn2合金において3.2、Al88Fe9Mm3
合金においては3.3と大きい。それに対して、現行結
晶質の鍛造材・押出材の比重は2.8〜2.9と小さい
が強度は最大でも700MPaと小さい。
のうち、比重は最も強度の高い4元系合金であるAl88
Ni8Y2Mn2合金において3.2、Al88Fe9Mm3
合金においては3.3と大きい。それに対して、現行結
晶質の鍛造材・押出材の比重は2.8〜2.9と小さい
が強度は最大でも700MPaと小さい。
【0010】このように従来の非晶質合金の比重が重い
原因は、Alより比重の重いFe、Ni、Mn等を多く
含有するためである。そのため、航空機や自動車の軽量
化、低燃費化を進める上において、さらに低比重で高強
度を維持したAl基非晶質合金の出現が望まれていた。
原因は、Alより比重の重いFe、Ni、Mn等を多く
含有するためである。そのため、航空機や自動車の軽量
化、低燃費化を進める上において、さらに低比重で高強
度を維持したAl基非晶質合金の出現が望まれていた。
【0011】本発明はAl基非晶質合金の比重が大きい
という前記のごとき問題点に鑑みてなされたものであっ
て、従来のAl基非晶質合金よりもさらに低比重で高強
度を維持したAl基非晶質合金を提供することを目的と
する。
という前記のごとき問題点に鑑みてなされたものであっ
て、従来のAl基非晶質合金よりもさらに低比重で高強
度を維持したAl基非晶質合金を提供することを目的と
する。
【0012】
【課題を解決するための手段】比重を小さくするため、
Al−Ln−TM系においてAlの原子パーセントをで
きるだけ増量することを着想した。一方、種々のLnお
よびTMを最小限添加することにより合金の非晶質形成
能を維持させ、かつ組織の最適化により、高い強度を維
持すると共に、コスト等の実用性についても検討した。
Al−Ln−TM系においてAlの原子パーセントをで
きるだけ増量することを着想した。一方、種々のLnお
よびTMを最小限添加することにより合金の非晶質形成
能を維持させ、かつ組織の最適化により、高い強度を維
持すると共に、コスト等の実用性についても検討した。
【0013】その結果、TMとしてはTi、V、Cr、
Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Zrを、Lnとしては
Mmを選択した。さらに、微細結晶質相の中に非晶質相
が分散することにより高強度が得られることに鑑み、適
量の非晶質相あるいは微細結晶相が分散しかつ基地組織
が最適に固溶強化された結晶相でなるようなTi、V、
Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、ZrとMmの適
量含有範囲について、研究を重ねた結果、従来Al非晶
質合金より低比重で高強度を維持したAl基非晶質合金
を完成した。
Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Zrを、Lnとしては
Mmを選択した。さらに、微細結晶質相の中に非晶質相
が分散することにより高強度が得られることに鑑み、適
量の非晶質相あるいは微細結晶相が分散しかつ基地組織
が最適に固溶強化された結晶相でなるようなTi、V、
Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、ZrとMmの適
量含有範囲について、研究を重ねた結果、従来Al非晶
質合金より低比重で高強度を維持したAl基非晶質合金
を完成した。
【0014】本発明の高強度アルミニウム合金は、一般
式;AlaXbMmc(Mm:ミッシュメタル) XはTi、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、
Zrのうち1種または2種以上 a、b、c、は原子パーセントで a:95.2〜97.5at% bおよびcは図1のABCD点で囲まれた組成を有し、
非晶質相の体積率が50%未満または微細結晶相である
ことを要旨とする。
式;AlaXbMmc(Mm:ミッシュメタル) XはTi、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、
Zrのうち1種または2種以上 a、b、c、は原子パーセントで a:95.2〜97.5at% bおよびcは図1のABCD点で囲まれた組成を有し、
非晶質相の体積率が50%未満または微細結晶相である
ことを要旨とする。
【0015】Mmはミッシュメタルを表し、ミッシュメ
タルとは主要元素がLa、Ceであり、そのほかに上記
La、Ceを除く希土類(ランタノイド系列)元素およ
び不可避不純物(Si、Mg、Fe、Ag等)を含有す
る複合体の通称であり、成分はCe45〜54wt%、
La23〜32wt%、Nd13〜19wt%、Pr3
〜8wt%、Fe1%未満、その他1wt%未満であ
る。
タルとは主要元素がLa、Ceであり、そのほかに上記
La、Ceを除く希土類(ランタノイド系列)元素およ
び不可避不純物(Si、Mg、Fe、Ag等)を含有す
る複合体の通称であり、成分はCe45〜54wt%、
La23〜32wt%、Nd13〜19wt%、Pr3
〜8wt%、Fe1%未満、その他1wt%未満であ
る。
【0016】本発明の高強度アルミニウム合金におい
て、非晶質と微細結晶質の混相または微細結晶質を得る
には、前記組成を有する合金の溶湯を液体急冷凝固法で
急冷凝固することにより得られる。液体急冷凝固法は溶
融した金属・合金を急速に冷却して過冷させ、その構造
を凍結させて非晶質を得る方法であって、数100mg
程度の薄片を得るガン法、ピストン・アンビル法、ある
いは薄帯を連続的に得ることができる遠心法、単ロール
法、双ロール法、粉体が得られるスプレー法、細線とし
て得られる回転液中紡糸法などがある。
て、非晶質と微細結晶質の混相または微細結晶質を得る
には、前記組成を有する合金の溶湯を液体急冷凝固法で
急冷凝固することにより得られる。液体急冷凝固法は溶
融した金属・合金を急速に冷却して過冷させ、その構造
を凍結させて非晶質を得る方法であって、数100mg
程度の薄片を得るガン法、ピストン・アンビル法、ある
いは薄帯を連続的に得ることができる遠心法、単ロール
法、双ロール法、粉体が得られるスプレー法、細線とし
て得られる回転液中紡糸法などがある。
【0017】本発明には、単ロール法、双ロール法また
は回転液中紡糸法が特に有効である。これらの方法では
104〜106℃/秒程度の冷却速度が得られる。この単
ロール法、双ロール法により薄帯を製造するには、ノズ
ル孔を通して約300〜10000rpmの範囲の一定
速度で回転している直径30〜300mmの銅あるいは
鋼製のロールに溶湯を噴出する。これにより幅が約1〜
300mm厚さが約5〜500μmの非晶質薄片を製造
することができる。
は回転液中紡糸法が特に有効である。これらの方法では
104〜106℃/秒程度の冷却速度が得られる。この単
ロール法、双ロール法により薄帯を製造するには、ノズ
ル孔を通して約300〜10000rpmの範囲の一定
速度で回転している直径30〜300mmの銅あるいは
鋼製のロールに溶湯を噴出する。これにより幅が約1〜
300mm厚さが約5〜500μmの非晶質薄片を製造
することができる。
【0018】回転液中紡糸法により、非晶質細線を得る
には、約50〜500rpmで回転するドラム内に遠心
力により保持された深さ1〜10cmの冷却液層を形成
し、この回転する冷却液層中に、ノズル孔を通じ、アル
ゴン背圧にて、溶湯を噴出することにより得られる。
には、約50〜500rpmで回転するドラム内に遠心
力により保持された深さ1〜10cmの冷却液層を形成
し、この回転する冷却液層中に、ノズル孔を通じ、アル
ゴン背圧にて、溶湯を噴出することにより得られる。
【0019】高圧溶湯噴霧法により非晶質粉末を得るに
は、滴下させた溶湯に40〜100kgf/cm2の高
圧の窒素あるいはアルゴンガスやヘリウムガスなどを吹
き付けて、溶湯を急冷させることにより得られる。な
お、非晶質相あるいは微細結晶相を得るには、液体急冷
凝固法の他に、真空蒸着法、スパッタ法あるいは気相化
学反応法(CVD法)などを用いることができる。
は、滴下させた溶湯に40〜100kgf/cm2の高
圧の窒素あるいはアルゴンガスやヘリウムガスなどを吹
き付けて、溶湯を急冷させることにより得られる。な
お、非晶質相あるいは微細結晶相を得るには、液体急冷
凝固法の他に、真空蒸着法、スパッタ法あるいは気相化
学反応法(CVD法)などを用いることができる。
【0020】液体急冷凝固法等によって得られたアルミ
ニウム合金が、非晶質と微細結晶質の混相であるかまた
は微細結晶質であるかどうかは、通常のX線回折法によ
って知ることができる。すなわち、非晶質の存在は、非
晶質組織特有のハローパターンを示し、非晶質と微細結
晶質の複合体である場合は、ハローパターンと微細結晶
質に起因する回折ピークの合成された回折パターンが示
される。
ニウム合金が、非晶質と微細結晶質の混相であるかまた
は微細結晶質であるかどうかは、通常のX線回折法によ
って知ることができる。すなわち、非晶質の存在は、非
晶質組織特有のハローパターンを示し、非晶質と微細結
晶質の複合体である場合は、ハローパターンと微細結晶
質に起因する回折ピークの合成された回折パターンが示
される。
【0021】また、非晶質合金は示差走査熱量計(DS
C)において、結晶化温度(TX)以上の温度で発熱と
して検出される。
C)において、結晶化温度(TX)以上の温度で発熱と
して検出される。
【0022】
【作用】本発明の高強度アルミニウム合金は、Alの原
子パーセントを95.2〜97.5at%としたので、
比重の軽いAl含有量が多く、合金の比重を3.0以下
に抑えることができた。
子パーセントを95.2〜97.5at%としたので、
比重の軽いAl含有量が多く、合金の比重を3.0以下
に抑えることができた。
【0023】また、Al非晶質合金を形成するランタノ
イド系元素および遷移金属元素の中からそれぞれMmお
よびTi、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、
Zrを選択し、その含有量を図1のABCD点で囲まれ
る範囲に規制したので、非晶質相あるいは微細結晶が適
度に微細結晶質相中に均一に分散し、しかも生成する基
地の微細結晶質相がMmおよび遷移金属によって固溶強
化され、従来合金では得られない低比重かつ高強度が得
られた。
イド系元素および遷移金属元素の中からそれぞれMmお
よびTi、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、
Zrを選択し、その含有量を図1のABCD点で囲まれ
る範囲に規制したので、非晶質相あるいは微細結晶が適
度に微細結晶質相中に均一に分散し、しかも生成する基
地の微細結晶質相がMmおよび遷移金属によって固溶強
化され、従来合金では得られない低比重かつ高強度が得
られた。
【0024】なお、図1中のABCD点の各組成は、A
点(X:0.5at%、Mm:4.3at%)、B点
(X:0.5at%、Mm:2.0at%)、C点
(X:1.5at%、Mm:1.0at%)、D点
(X:3.8at%、Mm:1.0at%)、E点
(X:2.0at%、Mm:2.0at%)、F点
(X:2.4at%、Mm:2.4at%)である。こ
こでXはTi、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、C
u、Zrの1種または2種以上(以下遷移金属Xと呼
ぶ。)である。
点(X:0.5at%、Mm:4.3at%)、B点
(X:0.5at%、Mm:2.0at%)、C点
(X:1.5at%、Mm:1.0at%)、D点
(X:3.8at%、Mm:1.0at%)、E点
(X:2.0at%、Mm:2.0at%)、F点
(X:2.4at%、Mm:2.4at%)である。こ
こでXはTi、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、C
u、Zrの1種または2種以上(以下遷移金属Xと呼
ぶ。)である。
【0025】次に、本発明において成分範囲を限定した
理由について、説明する。Alは本発明合金を構成する
主要元素であり、比重を低減するためにはできるだけ多
く配合する必要がある。含有量が95.2%未満では、
比重低減の効果が充分でなく、またリボンが脆くなるた
め強度が低下する。含有量が97.5%を越えると非晶
質相あるいは微細結晶質相が形成されなくなるので、A
l含有量を95.2〜97.5%に限定した。
理由について、説明する。Alは本発明合金を構成する
主要元素であり、比重を低減するためにはできるだけ多
く配合する必要がある。含有量が95.2%未満では、
比重低減の効果が充分でなく、またリボンが脆くなるた
め強度が低下する。含有量が97.5%を越えると非晶
質相あるいは微細結晶質相が形成されなくなるので、A
l含有量を95.2〜97.5%に限定した。
【0026】Mmおよび遷移金属Xは非晶質形成能を増
大させ、強度を向上させる効果を有する。Mmおよび遷
移金属Xの組成範囲を図1のABCD点で囲まれる範囲
に限定したのは、この範囲内では比重が3.0以下で強
度が900MPa以上と大きいが、この範囲外では比重
3.0以下、強度900MPa以上の両立ができないた
めである。この範囲内で強度が大きいのは、微細非晶質
相が微細結晶相中に分散し、微細結晶質相を強化してい
ることと、微細結晶質相へのMm、遷移金属Xによる固
溶強化しているためである。
大させ、強度を向上させる効果を有する。Mmおよび遷
移金属Xの組成範囲を図1のABCD点で囲まれる範囲
に限定したのは、この範囲内では比重が3.0以下で強
度が900MPa以上と大きいが、この範囲外では比重
3.0以下、強度900MPa以上の両立ができないた
めである。この範囲内で強度が大きいのは、微細非晶質
相が微細結晶相中に分散し、微細結晶質相を強化してい
ることと、微細結晶質相へのMm、遷移金属Xによる固
溶強化しているためである。
【0027】Alが95.2%以下、Mmが4.3%以
上、Xが3.8%以上では、非晶質の割合が多くなる
が、強度が低下すると共に比重も大きくなる。また、A
lが97.5%以上、Mmが1.0%以下、Xが0.5
%以下では、微細結晶質相への遷移金属Xによる固溶強
化が少ないので、強度が低下する。
上、Xが3.8%以上では、非晶質の割合が多くなる
が、強度が低下すると共に比重も大きくなる。また、A
lが97.5%以上、Mmが1.0%以下、Xが0.5
%以下では、微細結晶質相への遷移金属Xによる固溶強
化が少ないので、強度が低下する。
【0028】好ましくは、図1中のABEF点で囲まれ
た範囲とする。この範囲としたのは、他の範囲よりも非
晶質となり易く、強度が大きいためである。非晶質相の
体積率を50%未満としたのは、結晶質相が主体のため
塑性変形による延性が向上すると共に、強度も大きいた
めである。
た範囲とする。この範囲としたのは、他の範囲よりも非
晶質となり易く、強度が大きいためである。非晶質相の
体積率を50%未満としたのは、結晶質相が主体のため
塑性変形による延性が向上すると共に、強度も大きいた
めである。
【0029】
【実施例】本発明の実施例を比較例と共に説明し、本発
明の効果を明らかにする。ブラズマ溶解により、表2お
よび表3に示す化学成分のAl合金を溶解し、ボタンイ
ンゴットを作製した。なお、No.1〜13は本発明の
実施例であり、No.14〜15は本発明の組成範囲外
の比較例である。
明の効果を明らかにする。ブラズマ溶解により、表2お
よび表3に示す化学成分のAl合金を溶解し、ボタンイ
ンゴットを作製した。なお、No.1〜13は本発明の
実施例であり、No.14〜15は本発明の組成範囲外
の比較例である。
【0030】
【表2】
【0031】
【表3】
【0032】このボタンインゴットから切り出したイン
ゴットを、図3に示す単ロール式液体急冷凝固装置の石
英管1に入れ、石英管1の先端に設けた小孔5(孔径:
0.3mm)を銅製ロール5の直上に0.5mmの間隙
を設けて設置し、石英管1内のインゴットを高周波溶解
した後、回転数4000rpmで回転している銅製ロー
ル5に噴出圧1kgf/cm2 (0.1MPa)で溶湯
3を噴射し、急冷凝固させて幅約1mm、厚さ約20μ
mのリボン4を得た。
ゴットを、図3に示す単ロール式液体急冷凝固装置の石
英管1に入れ、石英管1の先端に設けた小孔5(孔径:
0.3mm)を銅製ロール5の直上に0.5mmの間隙
を設けて設置し、石英管1内のインゴットを高周波溶解
した後、回転数4000rpmで回転している銅製ロー
ル5に噴出圧1kgf/cm2 (0.1MPa)で溶湯
3を噴射し、急冷凝固させて幅約1mm、厚さ約20μ
mのリボン4を得た。
【0033】得られたリボンについてX線回折を実施し
た結果、回折ピークは全てαAlのみで金属間化合物は
なかった。また、示差熱分析を実施した結果、No.1
〜8は全て発熱反応があり、非晶質相の存在が確認され
たが、No.9〜13は発熱反応がなかったことから、
No.1〜8は非晶質と結晶質の混相、No.9〜13
は結晶質であることがわかった。また、示差熱分析曲線
を分析した結果、No.1〜8は非晶質の体積率が全て
50%未満であることが確認された。
た結果、回折ピークは全てαAlのみで金属間化合物は
なかった。また、示差熱分析を実施した結果、No.1
〜8は全て発熱反応があり、非晶質相の存在が確認され
たが、No.9〜13は発熱反応がなかったことから、
No.1〜8は非晶質と結晶質の混相、No.9〜13
は結晶質であることがわかった。また、示差熱分析曲線
を分析した結果、No.1〜8は非晶質の体積率が全て
50%未満であることが確認された。
【0034】次に、リボンの引張試験をインストロン引
張試験機を用いて行った。得られた結果は表2および表
3にまとめて示した。表2および表3に示したように、
比較例であるNo.14はMmおよびFe含有量が多い
ため比重が大きく、また引張強さもさほど大きくなく、
非晶質の体積率が50%未満の混相であった。比較例N
o.15はMmおよびFeの含有量が少なく比重は低か
ったものの、MmおよびFeの固溶強化が小さく引張強
さが低く、結晶質であった。
張試験機を用いて行った。得られた結果は表2および表
3にまとめて示した。表2および表3に示したように、
比較例であるNo.14はMmおよびFe含有量が多い
ため比重が大きく、また引張強さもさほど大きくなく、
非晶質の体積率が50%未満の混相であった。比較例N
o.15はMmおよびFeの含有量が少なく比重は低か
ったものの、MmおよびFeの固溶強化が小さく引張強
さが低く、結晶質であった。
【0035】これに対して本発明の実施例であるNo.
1〜13は比重が2.9と小さい上に、引張強さも95
0〜1120MPaと大きく、本発明の効果を確認する
ことができた。
1〜13は比重が2.9と小さい上に、引張強さも95
0〜1120MPaと大きく、本発明の効果を確認する
ことができた。
【0036】なお、図2はAl−1〜4.5%Mm−1
%FeのMm量と引張強さの関係を示す線図である。図
2から明らかなように、本発明の組成範囲において引張
強さ大きいことがわかる。
%FeのMm量と引張強さの関係を示す線図である。図
2から明らかなように、本発明の組成範囲において引張
強さ大きいことがわかる。
【0037】
【発明の効果】本発明の高強度アルミニウム合金は以上
説明したように、Alの原子パーセントを95.2〜9
7.5at%としたので、比重の軽いAl含有量が多
く、合金の比重を3.0以下に抑えることができた。ま
た、Al非晶質合金を形成するランタノイド系元素およ
び遷移金属元素の中から、MmおよびTi、V、Cr、
Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Zrのうち1種または
2種以上を選択し、その含有量を図1のABCD点で囲
まれる範囲に、好ましくは図1のABEF点で囲まれる
範囲に規制したので、非晶質相あるいは微細結晶質相を
適度に基地の微細結晶相中に均一に分散させ、しかも基
地の微細結晶質相がMmおよびTi、V、Cr、Mn、
Fe、Co、Ni、Cu、Zr等の遷移金属によって固
溶強化され、従来合金では得られない低比重かつ高強度
が得られた。
説明したように、Alの原子パーセントを95.2〜9
7.5at%としたので、比重の軽いAl含有量が多
く、合金の比重を3.0以下に抑えることができた。ま
た、Al非晶質合金を形成するランタノイド系元素およ
び遷移金属元素の中から、MmおよびTi、V、Cr、
Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Zrのうち1種または
2種以上を選択し、その含有量を図1のABCD点で囲
まれる範囲に、好ましくは図1のABEF点で囲まれる
範囲に規制したので、非晶質相あるいは微細結晶質相を
適度に基地の微細結晶相中に均一に分散させ、しかも基
地の微細結晶質相がMmおよびTi、V、Cr、Mn、
Fe、Co、Ni、Cu、Zr等の遷移金属によって固
溶強化され、従来合金では得られない低比重かつ高強度
が得られた。
【図1】本発明合金のMmと遷移金属Xの組成範囲と比
強度を示す組成図である。
強度を示す組成図である。
【図2】本発明の実施例におけるAl−1〜4.5%M
m−1%FeのMm量と比強度の関係を示す線図であ
る。
m−1%FeのMm量と比強度の関係を示す線図であ
る。
【図3】実施例で用いた単ロール式液体急冷凝固装置の
概略側面図である。
概略側面図である。
1 石英管 2 銅製ロール 3 溶湯 4 リボン 5 小孔
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 佐藤 和明 愛知県豊田市トヨタ町1番地 トヨタ自 動車株式会社内 (72)発明者 菅沼 徹哉 愛知県豊田市トヨタ町1番地 トヨタ自 動車株式会社内 (72)発明者 加藤 晃 愛知県豊田市トヨタ町1番地 トヨタ自 動車株式会社内 (72)発明者 増本 健 宮城県仙台市青葉区片平2丁目1−1 東北大学金属材料研究所内 (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区片平2丁目1−1 東北大学金属材料研究所内 (56)参考文献 特開 平3−260037(JP,A) 特開 平1−275732(JP,A) 特開 平5−70877(JP,A) (58)調査した分野(Int.Cl.6,DB名) C22C 21/00 C22C 45/08
Claims (2)
- 【請求項1】 一般式;AlaXbMmc(Mm:ミッシ
ュメタル) XはTi、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、
Zrのうちから選ばれる1種または2種以上 a、b、c、は原子パーセントで a:95.2〜97.5at% bおよびcは図1のABCD点で囲まれた組成を有し、
非晶質相の体積率が50%未満または微細結晶相である
ことを特徴とする高強度アルミニウム合金。 - 【請求項2】 bおよびcが図1のABEF点で示され
る組成を有することを特徴とする請求項1に記載の高強
度アルミニウム合金。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4022497A JP2799642B2 (ja) | 1992-02-07 | 1992-02-07 | 高強度アルミニウム合金 |
DE69300010T DE69300010T2 (de) | 1992-02-07 | 1993-02-04 | Hochfeste Aluminiumlegierung. |
EP93101748A EP0560048B1 (en) | 1992-02-07 | 1993-02-04 | High strength aluminum alloy |
US08/013,980 US5431751A (en) | 1992-02-07 | 1993-02-05 | High strength aluminum alloy |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4022497A JP2799642B2 (ja) | 1992-02-07 | 1992-02-07 | 高強度アルミニウム合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH06316738A JPH06316738A (ja) | 1994-11-15 |
JP2799642B2 true JP2799642B2 (ja) | 1998-09-21 |
Family
ID=12084385
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP4022497A Expired - Fee Related JP2799642B2 (ja) | 1992-02-07 | 1992-02-07 | 高強度アルミニウム合金 |
Country Status (4)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US5431751A (ja) |
EP (1) | EP0560048B1 (ja) |
JP (1) | JP2799642B2 (ja) |
DE (1) | DE69300010T2 (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2570684C1 (ru) * | 2014-07-04 | 2015-12-10 | Федеральное Государственное Автономное Образовательное Учреждение Высшего Профессионального Образования "Сибирский Федеральный Университет" | Алюминиевый сплав |
Families Citing this family (23)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2733006B2 (ja) * | 1993-07-27 | 1998-03-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 半導体用電極及びその製造方法並びに半導体用電極膜形成用スパッタリングターゲット |
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 |
JPH0835029A (ja) * | 1994-07-19 | 1996-02-06 | Toyota Motor Corp | 高強度高延性鋳造アルミニウム合金およびその製造方法 |
JPH0864596A (ja) * | 1994-08-25 | 1996-03-08 | Fujitsu Ltd | 半導体装置及びその製造方法 |
JP4080013B2 (ja) * | 1996-09-09 | 2008-04-23 | 住友電気工業株式会社 | 高強度高靱性アルミニウム合金およびその製造方法 |
DE69801702T2 (de) * | 1997-04-30 | 2002-07-11 | Japan Science And Technology Corp., Kawaguchi | Aluminium-Legierung und Verfahren zu ihrer Herstellung |
KR100222388B1 (ko) * | 1997-05-28 | 1999-10-01 | 윤덕용 | 정방정 금속간화합물 분산강화 알루미늄합금 및 그의 제조방법 |
US20080138239A1 (en) * | 2002-04-24 | 2008-06-12 | Questek Innovatioans Llc | High-temperature high-strength aluminum alloys processed through the amorphous state |
US20040055671A1 (en) * | 2002-04-24 | 2004-03-25 | Questek Innovations Llc | Nanophase precipitation strengthened Al alloys processed through the amorphous state |
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 |
US20110176957A1 (en) * | 2008-07-09 | 2011-07-21 | Yun Che | High strength casting aluminum alloy material |
EP3019638B1 (en) | 2013-07-10 | 2020-03-18 | United Technologies Corporation | Aluminum alloy and manufacture method |
CN104178706B (zh) * | 2014-09-01 | 2016-08-24 | 大连理工大学 | 具有大过冷液相区间含Er的Al基块体金属玻璃合金 |
US10294552B2 (en) * | 2016-01-27 | 2019-05-21 | GM Global Technology Operations LLC | Rapidly solidified high-temperature aluminum iron silicon alloys |
WO2018052515A1 (en) | 2016-09-19 | 2018-03-22 | Rios, Orlando | Surface-hardened aluminum-race earth alloys and methods of making the same |
US11761061B2 (en) | 2017-09-15 | 2023-09-19 | Ut-Battelle, Llc | Aluminum alloys with improved intergranular corrosion resistance properties and methods of making and using the same |
DE102018127401A1 (de) * | 2018-11-02 | 2020-05-07 | AM Metals GmbH | Hochfeste Aluminiumlegierungen für die additive Fertigung von dreidimensionalen Objekten |
CN113614262A (zh) * | 2019-05-29 | 2021-11-05 | 住友电气工业株式会社 | 铝合金、铝合金线、以及铝合金的制造方法 |
US11986904B2 (en) | 2019-10-30 | 2024-05-21 | Ut-Battelle, Llc | Aluminum-cerium-nickel alloys for additive manufacturing |
US11608546B2 (en) | 2020-01-10 | 2023-03-21 | Ut-Battelle Llc | Aluminum-cerium-manganese alloy embodiments for metal additive manufacturing |
CN112117024B (zh) * | 2020-09-02 | 2021-10-26 | 江苏亨通电力电缆有限公司 | 轻量化耐腐蚀节能型铝导体,其制备方法以及中压电力电缆 |
Family Cites Families (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6447831A (en) * | 1987-08-12 | 1989-02-22 | Takeshi Masumoto | High strength and heat resistant aluminum-based alloy and its production |
JPH0621326B2 (ja) * | 1988-04-28 | 1994-03-23 | 健 増本 | 高力、耐熱性アルミニウム基合金 |
JPH07122119B2 (ja) * | 1989-07-04 | 1995-12-25 | 健 増本 | 機械的強度、耐食性、加工性に優れた非晶質合金 |
JPH0372048A (ja) * | 1989-08-11 | 1991-03-27 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 安定したグレー色の陽極酸化皮膜を生成するアルミニウム合金 |
JP2762127B2 (ja) * | 1989-09-13 | 1998-06-04 | 本田技研工業株式会社 | 非晶質Al合金製構造部材の製造方法および非晶質Al合金粉末 |
JP2639455B2 (ja) * | 1990-03-09 | 1997-08-13 | 健 増本 | 高強度非晶質合金 |
JP2619118B2 (ja) * | 1990-06-08 | 1997-06-11 | 健 増本 | 粒子分散型高強度非晶質アルミニウム合金 |
JPH0570877A (ja) * | 1991-09-13 | 1993-03-23 | Takeshi Masumoto | 高強度高靭性アルミニウム合金材料およびその製造方法 |
JPH05331586A (ja) * | 1992-05-29 | 1993-12-14 | Toyota Motor Corp | 高強度アルミニウム合金 |
JP2583718B2 (ja) * | 1992-08-05 | 1997-02-19 | 健 増本 | 高強度耐食性アルミニウム基合金 |
-
1992
- 1992-02-07 JP JP4022497A patent/JP2799642B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1993
- 1993-02-04 DE DE69300010T patent/DE69300010T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1993-02-04 EP EP93101748A patent/EP0560048B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1993-02-05 US US08/013,980 patent/US5431751A/en not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2570684C1 (ru) * | 2014-07-04 | 2015-12-10 | Федеральное Государственное Автономное Образовательное Учреждение Высшего Профессионального Образования "Сибирский Федеральный Университет" | Алюминиевый сплав |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
DE69300010T2 (de) | 1995-02-02 |
US5431751A (en) | 1995-07-11 |
JPH06316738A (ja) | 1994-11-15 |
EP0560048B1 (en) | 1994-09-28 |
EP0560048A1 (en) | 1993-09-15 |
DE69300010D1 (de) | 1994-11-03 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP2799642B2 (ja) | 高強度アルミニウム合金 | |
JP2911673B2 (ja) | 高強度アルミニウム合金 | |
US5304260A (en) | High strength magnesium-based alloys | |
EP0339676B1 (en) | High strength, heat resistant aluminum-based alloys | |
JPH0673513A (ja) | 高力、耐熱性アルミニウム基合金材の製造方法 | |
JPH0336243A (ja) | 機械的強度、耐食性、加工性に優れた非晶質合金 | |
JPH06184712A (ja) | 高強度アルミニウム合金の製造方法 | |
EP0470599A1 (en) | High strength magnesium-based alloys | |
EP0540055B1 (en) | High-strength and high-toughness aluminum-based alloy | |
JPH06264200A (ja) | Ti系非晶質合金 | |
JP2705996B2 (ja) | 高力マグネシウム基合金 | |
JPH0748646A (ja) | 高強度マグネシウム基合金及びその製造方法 | |
JP3238516B2 (ja) | 高強度マグネシウム合金及びその製造方法 | |
JPH05306424A (ja) | 高強度マグネシウム基合金およびその集成固化材 | |
JPH05331584A (ja) | 高弾性・高強度アルミニウム合金 | |
JPH06316740A (ja) | 高強度マグネシウム基合金およびその製造方法 | |
JP2583718B2 (ja) | 高強度耐食性アルミニウム基合金 | |
JPH05331586A (ja) | 高強度アルミニウム合金 | |
Lima et al. | Microstructure and mechanical properties of Ni Al and Ni Al B alloys produced by rapid solidification technique | |
JP3485961B2 (ja) | 高強度アルミニウム基合金 | |
JPH07252561A (ja) | Ti−Zr系合金 | |
JP2703480B2 (ja) | 高強度高耐食性アルミニウム基合金 | |
JPH06293932A (ja) | 高力耐熱アルミニウム基合金及びその製造方法 | |
JPH0693394A (ja) | 高強度耐食性アルミニウム基合金 | |
JPH09310160A (ja) | 高強度、高延性アルミニウム合金 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |