JP2848764B2 - 強靭性アルミニウム合金粉末および合金とその製造方法 - Google Patents
強靭性アルミニウム合金粉末および合金とその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、自動車のエンジン部
品やその他の強靭性が要求される部品に適用することが
可能なアルミニウム合金およびその製造方法に関するも
のである。
品やその他の強靭性が要求される部品に適用することが
可能なアルミニウム合金およびその製造方法に関するも
のである。
【０００２】
【背景技術および発明が解決しようとする課題】希土類
元素等を添加し、アモルファス相を高温まで安定に存在
させ、そのアモルファス相を含むアルミニウム合金を加
熱処理して結晶化させ押出加工する方法が、特開平１−
２７５７３２号公報に開示されている。
元素等を添加し、アモルファス相を高温まで安定に存在
させ、そのアモルファス相を含むアルミニウム合金を加
熱処理して結晶化させ押出加工する方法が、特開平１−
２７５７３２号公報に開示されている。
【０００３】また、急冷凝固したアルミニウム合金粉末
を用い、粉末中に形成されたアモルファス相を加熱処理
して粉末鍛造する方法は、本願発明者らにより特願平４
−７７６５０号で提案されている。
を用い、粉末中に形成されたアモルファス相を加熱処理
して粉末鍛造する方法は、本願発明者らにより特願平４
−７７６５０号で提案されている。
【０００４】さらに、Ａｌ−Ｆｅ−Ｙ系のアトマイズ粉
末を加熱して合金含有成分およびアルミニウムの金属間
化合物等の析出物をナノメータオーダに微細に分散析出
結晶化させたアルミニウム合金を製造する方法は、本願
発明者らによって提案され、特開平２−２７４８３４号
公報に開示されている。
末を加熱して合金含有成分およびアルミニウムの金属間
化合物等の析出物をナノメータオーダに微細に分散析出
結晶化させたアルミニウム合金を製造する方法は、本願
発明者らによって提案され、特開平２−２７４８３４号
公報に開示されている。
【０００５】Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｘ系合金（ＸはＴｉ、
Ｃｏ、Ｎｉ、ＭｎおよびＣｒからなる群より選ばれた少
なくとも１種の元素である）のアトマイズ粉末は、本願
発明者らによって特願平４−１１３７１２号で提案され
ている。
Ｃｏ、Ｎｉ、ＭｎおよびＣｒからなる群より選ばれた少
なくとも１種の元素である）のアトマイズ粉末は、本願
発明者らによって特願平４−１１３７１２号で提案され
ている。
【０００６】上述のように、アモルファス化促進元素を
含むアルミニウム合金の溶湯をガスアトマイズ法により
アモルファス相を含んだ粉末にし、それを固化するため
に熱間塑性加工時に、またはそれに先立つ加熱時にアモ
ルファス相を結晶化させて合金含有成分およびアルミニ
ウムの金属間化合物等の析出物を微細に分散させた組織
を有するアルミニウム合金（以下、ナノアルミと称す
る）を得る手法において、以下のような問題があった。
含むアルミニウム合金の溶湯をガスアトマイズ法により
アモルファス相を含んだ粉末にし、それを固化するため
に熱間塑性加工時に、またはそれに先立つ加熱時にアモ
ルファス相を結晶化させて合金含有成分およびアルミニ
ウムの金属間化合物等の析出物を微細に分散させた組織
を有するアルミニウム合金（以下、ナノアルミと称す
る）を得る手法において、以下のような問題があった。
【０００７】特開平１−２７５７３２号公報に開示され
ている合金においては、アモルファス化を促進させる元
素として希土類元素等の高価な元素が必須元素として用
いられている。そのため、アルミニウム合金に含まれる
合金元素成分が全体として高価なものになる。
ている合金においては、アモルファス化を促進させる元
素として希土類元素等の高価な元素が必須元素として用
いられている。そのため、アルミニウム合金に含まれる
合金元素成分が全体として高価なものになる。
【０００８】これに対して、特願平４−１１３７１２号
においては、希土類元素以外のアモルファス化促進元素
を用いてナノアルミ粉末を製造するという工業上優れた
方法が開示されている。しかしながら、この製造方法に
おいても以下のような問題点があった。
においては、希土類元素以外のアモルファス化促進元素
を用いてナノアルミ粉末を製造するという工業上優れた
方法が開示されている。しかしながら、この製造方法に
おいても以下のような問題点があった。
【０００９】（１） アモルファス相を含む粉末を得る
ためには、溶湯からの冷却速度を約１０4 Ｋ／ｓｅｃ以
上に設定する必要があり、この冷却速度が大きければ大
きいほどアモルファス相が形成されやすい。そのため、
多くのアモルファス相を含む粉末を得るために、従来で
は平均粒度５０μｍ程度の粉末を使用するのに対し、ナ
ノアルミを製造するためには２０μｍ以下の微細な粉末
が用いられる。これは粉末粒径が小さければ小さいほ
ど、冷却速度が大きいことを意味する。しかしながら、
この微細な粉末においては凝集が発生しやすいため、流
れ性が悪いという欠点がある。
ためには、溶湯からの冷却速度を約１０4 Ｋ／ｓｅｃ以
上に設定する必要があり、この冷却速度が大きければ大
きいほどアモルファス相が形成されやすい。そのため、
多くのアモルファス相を含む粉末を得るために、従来で
は平均粒度５０μｍ程度の粉末を使用するのに対し、ナ
ノアルミを製造するためには２０μｍ以下の微細な粉末
が用いられる。これは粉末粒径が小さければ小さいほ
ど、冷却速度が大きいことを意味する。しかしながら、
この微細な粉末においては凝集が発生しやすいため、流
れ性が悪いという欠点がある。
【００１０】（２） 上記のようなナノアルミ製造用粉
末は、従来からの急冷凝固アルミニウム合金粉末と比較
すると、その粉末の粒子の形状が丸い。そのため、粉末
鍛造時に粉末自体の塑性変形に対する抵抗が大きく、大
きな変形を受け難い。その結果、アルミニウム合金粉末
の表面に存在し、かつ粉末同士（金属表面間）の接合を
妨げている酸化皮膜は破壊され難い。これにより、ナノ
アルミ製造用粉末の粉末鍛造加工においては、粉末同士
の接着性が悪い。
末は、従来からの急冷凝固アルミニウム合金粉末と比較
すると、その粉末の粒子の形状が丸い。そのため、粉末
鍛造時に粉末自体の塑性変形に対する抵抗が大きく、大
きな変形を受け難い。その結果、アルミニウム合金粉末
の表面に存在し、かつ粉末同士（金属表面間）の接合を
妨げている酸化皮膜は破壊され難い。これにより、ナノ
アルミ製造用粉末の粉末鍛造加工においては、粉末同士
の接着性が悪い。
【００１１】（３） 上記（２）において表面酸化皮膜
が従来の粉末に比べて破壊され難いという特徴は、粉末
押出法を用いて加工されたアルミニウム合金において異
方性が大きいという結果となって現われる。
が従来の粉末に比べて破壊され難いという特徴は、粉末
押出法を用いて加工されたアルミニウム合金において異
方性が大きいという結果となって現われる。
【００１２】（４） これまでのナノアルミにおいて
は、強度や靭性が用途としての部品で要求される値より
もまだ低く、特に疲労強度（疲労限）と靭性（たとえ
ば、シャルピー衝撃値や破断伸び）のさらなる改善が強
く求められている。
は、強度や靭性が用途としての部品で要求される値より
もまだ低く、特に疲労強度（疲労限）と靭性（たとえ
ば、シャルピー衝撃値や破断伸び）のさらなる改善が強
く求められている。
【００１３】そこで、この発明の目的は、安価で流れ性
の良好なアモルファス化性能を有し、かつ粉末鍛造が容
易であり、押出加工を施しても大きな機械的特性の異方
性が生じないアルミニウム合金粉末を提供し、かつ高い
疲労強度、高い靭性を示す強靭性アルミニウム合金を提
供することである。
の良好なアモルファス化性能を有し、かつ粉末鍛造が容
易であり、押出加工を施しても大きな機械的特性の異方
性が生じないアルミニウム合金粉末を提供し、かつ高い
疲労強度、高い靭性を示す強靭性アルミニウム合金を提
供することである。
【００１４】
【課題を解決するための手段】この発明の１つの局面に
従った強靭性アルミニウム合金は、組成が一般式 Ａｌ100-a-b-c Ｆｅa Ｍｇb Ｘc で表わされ、ＸはＹおよびＭｍ（ミッシュメタル）から
なる群より選ばれた少なくとも１種の元素であり、ａ，
ｂ，ｃはそれぞれ原子％で条件式 ４．０≦ａ≦６．０， ０．３≦ｂ≦５．０， １．０≦ｃ≦４．０ を満たしている。
従った強靭性アルミニウム合金は、組成が一般式 Ａｌ100-a-b-c Ｆｅa Ｍｇb Ｘc で表わされ、ＸはＹおよびＭｍ（ミッシュメタル）から
なる群より選ばれた少なくとも１種の元素であり、ａ，
ｂ，ｃはそれぞれ原子％で条件式 ４．０≦ａ≦６．０， ０．３≦ｂ≦５．０， １．０≦ｃ≦４．０ を満たしている。
【００１５】また、この発明のもう１つの局面に従った
強靭性アルミニウム合金は、組成が一般式 Ａｌ100-a-b-c-d Ｆｅa Ｓｉb Ｍｇc Ｘd で表わされ、ＸはＴｉ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＭｎおよびＣｒか
らなる群より選ばれた少なくとも１種の元素であり、
ａ，ｂ，ｃ，ｄはそれぞれ原子％で条件式 ３．０≦ａ≦６．０， ０．５≦ｂ≦３．０， ０．３≦ｃ≦５．０， ０．５≦ｄ≦３．０ を満たしている。
強靭性アルミニウム合金は、組成が一般式 Ａｌ100-a-b-c-d Ｆｅa Ｓｉb Ｍｇc Ｘd で表わされ、ＸはＴｉ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＭｎおよびＣｒか
らなる群より選ばれた少なくとも１種の元素であり、
ａ，ｂ，ｃ，ｄはそれぞれ原子％で条件式 ３．０≦ａ≦６．０， ０．５≦ｂ≦３．０， ０．３≦ｃ≦５．０， ０．５≦ｄ≦３．０ を満たしている。
【００１６】以上のように組成が規定された本発明のア
ルミニウム合金は、機能的には、これまでに開発された
いずれのアルミニウム合金も示さない以下の特徴を有す
る。すなわち、本発明のアルミニウム合金は、歪速度１
０-2〜１０-5／ｓｅｃで室温で引張応力負荷時に応力３
０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の上降伏点、あるいは上降伏点と
下降伏点を示す。
ルミニウム合金は、機能的には、これまでに開発された
いずれのアルミニウム合金も示さない以下の特徴を有す
る。すなわち、本発明のアルミニウム合金は、歪速度１
０-2〜１０-5／ｓｅｃで室温で引張応力負荷時に応力３
０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の上降伏点、あるいは上降伏点と
下降伏点を示す。
【００１７】さらに、この発明に従ったアルミニウム合
金粉末は、組成が一般式 Ａｌ100-a-b-c Ｆｅa Ｍｇb Ｘc で表わされ、ＸはＹおよびＭｍ（ミッシュメタル）から
なる群より選ばれた少なくとも１種の元素であり、ａ，
ｂ，ｃはそれぞれ原子％で条件式 ４．０≦ａ≦６．０， ０．３≦ｂ≦５．０， １．０≦ｃ≦４．０ を満たしており、アモルファス相を少なくとも１体積％
含有するガスアトマイズ法によって製造された粉末であ
る。
金粉末は、組成が一般式 Ａｌ100-a-b-c Ｆｅa Ｍｇb Ｘc で表わされ、ＸはＹおよびＭｍ（ミッシュメタル）から
なる群より選ばれた少なくとも１種の元素であり、ａ，
ｂ，ｃはそれぞれ原子％で条件式 ４．０≦ａ≦６．０， ０．３≦ｂ≦５．０， １．０≦ｃ≦４．０ を満たしており、アモルファス相を少なくとも１体積％
含有するガスアトマイズ法によって製造された粉末であ
る。
【００１８】さらに、この発明のもう１つの局面に従っ
たアルミニウム合金粉末は、組成が一般式 Ａｌ100-a-b-c-d Ｆｅa Ｓｉb Ｍｇc Ｘd で表わされ、ＸはＴｉ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＭｎおよびＣｒか
らなる群より選ばれた少なくとも１種の元素であり、
ａ，ｂ，ｃ，ｄはそれぞれ原子％で条件式 ３．０≦ａ≦６．０， ０．５≦ｂ≦３．０， ０．３≦ｃ≦５．０， ０．５≦ｄ≦３．０ を満たしており、アモルファス相を少なくとも１体積％
含有するガスアトマイズ法によって製造された粉末であ
る。
たアルミニウム合金粉末は、組成が一般式 Ａｌ100-a-b-c-d Ｆｅa Ｓｉb Ｍｇc Ｘd で表わされ、ＸはＴｉ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＭｎおよびＣｒか
らなる群より選ばれた少なくとも１種の元素であり、
ａ，ｂ，ｃ，ｄはそれぞれ原子％で条件式 ３．０≦ａ≦６．０， ０．５≦ｂ≦３．０， ０．３≦ｃ≦５．０， ０．５≦ｄ≦３．０ を満たしており、アモルファス相を少なくとも１体積％
含有するガスアトマイズ法によって製造された粉末であ
る。
【００１９】上記のように規定された本発明のアルミニ
ウム合金粉末は、機能的には流動性に優れた粉末であ
る。
ウム合金粉末は、機能的には流動性に優れた粉末であ
る。
【００２０】さらに本発明のアルミニウム合金の製造方
法によれば、上記のアルミニウム合金粉末に熱間塑性加
工を施し、結晶化させ、固化させることによって、合金
含有成分およびアルミニウムの金属間化合物等の析出物
をナノメータオーダに微細に分散結晶化させた強靭性ア
ルミニウム合金が得られる。熱間塑性加工は粉末鍛造法
または粉末押出法を用いて行なわれる。
法によれば、上記のアルミニウム合金粉末に熱間塑性加
工を施し、結晶化させ、固化させることによって、合金
含有成分およびアルミニウムの金属間化合物等の析出物
をナノメータオーダに微細に分散結晶化させた強靭性ア
ルミニウム合金が得られる。熱間塑性加工は粉末鍛造法
または粉末押出法を用いて行なわれる。
【００２１】
【作用】この発明のアルミニウム合金およびアルミニウ
ム合金粉末の組成においては、Ｆｅ、Ｘ成分（ここでＸ
はＹ、Ｍｍ（ミッシュメタル）から選ばれる１種以上の
元素）、またはＦｅ、Ｓｉ、Ｘ成分（ここでＸはＴｉ、
Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒから選ばれる１種以上の元素）
は、それぞれアモルファス化促進元素である。ここでＭ
ｍ（ミッシュメタル）とはセリウム族希土類元素の混合
物であり、精錬過程の半製品のことをいう。通常、Ｃｅ
を４０〜５０重量％、Ｌａを２０〜４０重量％含む。ミ
ッシュメタルを使用する目的はそれが安価であることに
よる。これらの元素の中で、Ｆｅ、またはＦｅ、Ｓｉは
必須元素とされ、これらの元素を含む３元素または４元
素以上が一緒になって初めて必要最小限度のアモルファ
ス化性能を有するようになる。各元素の含有量の下限
は、必要最小限のアモルファス化性能を保証するもので
ある。各元素の含有量の上限は、アモルファス相が結晶
化した際に十分な延性を示すことを保証するものであ
る。
ム合金粉末の組成においては、Ｆｅ、Ｘ成分（ここでＸ
はＹ、Ｍｍ（ミッシュメタル）から選ばれる１種以上の
元素）、またはＦｅ、Ｓｉ、Ｘ成分（ここでＸはＴｉ、
Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｒから選ばれる１種以上の元素）
は、それぞれアモルファス化促進元素である。ここでＭ
ｍ（ミッシュメタル）とはセリウム族希土類元素の混合
物であり、精錬過程の半製品のことをいう。通常、Ｃｅ
を４０〜５０重量％、Ｌａを２０〜４０重量％含む。ミ
ッシュメタルを使用する目的はそれが安価であることに
よる。これらの元素の中で、Ｆｅ、またはＦｅ、Ｓｉは
必須元素とされ、これらの元素を含む３元素または４元
素以上が一緒になって初めて必要最小限度のアモルファ
ス化性能を有するようになる。各元素の含有量の下限
は、必要最小限のアモルファス化性能を保証するもので
ある。各元素の含有量の上限は、アモルファス相が結晶
化した際に十分な延性を示すことを保証するものであ
る。
【００２２】また、本発明のアルミニウム合金粉末にお
いて、必ずしも全部がアモルファス相から構成される必
要はないが、全くアモルファス化性能を有さない合金組
成では粗大な金属間化合物が晶出してしまう。そのた
め、アルミニウム合金粉末は最小限で１体積％以上のア
モルファス相を有するものを用いる必要がある。このよ
うな粉末は、ある程度のアモルファス化性能を有してお
り、ナノメータレベルの非常に微細な組織を有する。
いて、必ずしも全部がアモルファス相から構成される必
要はないが、全くアモルファス化性能を有さない合金組
成では粗大な金属間化合物が晶出してしまう。そのた
め、アルミニウム合金粉末は最小限で１体積％以上のア
モルファス相を有するものを用いる必要がある。このよ
うな粉末は、ある程度のアモルファス化性能を有してお
り、ナノメータレベルの非常に微細な組織を有する。
【００２３】さらに、この発明のアルミニウム合金およ
びアルミニウム合金粉末においては、上述の成分に加え
てＭｇが添加されている。
びアルミニウム合金粉末においては、上述の成分に加え
てＭｇが添加されている。
【００２４】（１） Ｍｇを添加することにより、アル
ミニウム合金粉末の表面電位が変化して粉末同士の間に
は互いに反発しようとする力が作用する。この力によっ
て、粉末同士の間には空気層が生じ、粉末同士の摩擦抵
抗が減少する。その結果、アモルファス相を有するアル
ミニウム合金粉末の流動性が改善される。
ミニウム合金粉末の表面電位が変化して粉末同士の間に
は互いに反発しようとする力が作用する。この力によっ
て、粉末同士の間には空気層が生じ、粉末同士の摩擦抵
抗が減少する。その結果、アモルファス相を有するアル
ミニウム合金粉末の流動性が改善される。
【００２５】（２） 添加されたＭｇは、その多くが表
面皮膜ではなく、粉末内部に固溶していると考えられ
る。これらの粉末内部に固溶しているＭｇは、熱間加工
前の粉末加熱時に酸素ポテンシャルの高い粉末表面に向
かって拡散する。そして、Ｍｇは表面酸化膜の主成分で
あるＡｌ2 Ｏ3 （結晶水を有するアルミナ）を以下の化
学反応で還元する。
面皮膜ではなく、粉末内部に固溶していると考えられ
る。これらの粉末内部に固溶しているＭｇは、熱間加工
前の粉末加熱時に酸素ポテンシャルの高い粉末表面に向
かって拡散する。そして、Ｍｇは表面酸化膜の主成分で
あるＡｌ2 Ｏ3 （結晶水を有するアルミナ）を以下の化
学反応で還元する。
【００２６】
【数１】
【００２７】この還元反応の際には表面酸化皮膜の体積
が約７０％に縮小される。その結果として表面酸化皮膜
は微細に破壊されて新鮮な金属面が露出することにな
る。したがって、大きなせん断力が作用せず、酸化皮膜
が破れ難く、粉末が互いに強固に接合し難い粉末鍛造加
工においても、金属表面が互いに圧着され、良好な粉末
接合が得られる。
が約７０％に縮小される。その結果として表面酸化皮膜
は微細に破壊されて新鮮な金属面が露出することにな
る。したがって、大きなせん断力が作用せず、酸化皮膜
が破れ難く、粉末が互いに強固に接合し難い粉末鍛造加
工においても、金属表面が互いに圧着され、良好な粉末
接合が得られる。
【００２８】（３） 上記（２）により、酸化皮膜が微
細に分断されることになる。酸化皮膜は、粉末押出法に
おいて機械的異方性（一般的に押出方向がその直角方向
に対して強靭であるという性質）の発生原因となる。本
発明のアルミニウム合金粉末においては、上述のように
Ｍｇの作用により酸化皮膜が微細に分断されるため、そ
の異方性は小さくなる。すなわち、粉末押出法によって
製造されたアルミニウム合金において、押出方向と、そ
れと直交する方向（Ｔ方向）との間の靭性の差が小さく
なる。
細に分断されることになる。酸化皮膜は、粉末押出法に
おいて機械的異方性（一般的に押出方向がその直角方向
に対して強靭であるという性質）の発生原因となる。本
発明のアルミニウム合金粉末においては、上述のように
Ｍｇの作用により酸化皮膜が微細に分断されるため、そ
の異方性は小さくなる。すなわち、粉末押出法によって
製造されたアルミニウム合金において、押出方向と、そ
れと直交する方向（Ｔ方向）との間の靭性の差が小さく
なる。
【００２９】（４） Ｍｇが上記（２）の反応で使用さ
れる量よりも多く添加されている場合には、過剰なＭｇ
は粉末の内部組織を変化させる作用を有する。その結
果、得られたアルミニウム合金は、歪速度１０-2〜１０
-5／ｓｅｃで室温で引張試験を行なうと、応力３０ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以上の上降伏点と下降伏点を示す。しかしな
がら、この現象は粉末押出法を用いて得られたアルミニ
ウム合金でのみ見られ、その熱間塑性加工時に大きな歪
を与えることによって初めて得られるものである。
れる量よりも多く添加されている場合には、過剰なＭｇ
は粉末の内部組織を変化させる作用を有する。その結
果、得られたアルミニウム合金は、歪速度１０-2〜１０
-5／ｓｅｃで室温で引張試験を行なうと、応力３０ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以上の上降伏点と下降伏点を示す。しかしな
がら、この現象は粉末押出法を用いて得られたアルミニ
ウム合金でのみ見られ、その熱間塑性加工時に大きな歪
を与えることによって初めて得られるものである。
【００３０】従来の溶製アルミニウムにおいては５ＸＸ
Ｘ系のアルミニウム合金（Ａｌ−Ｍｇ系）の焼鈍材が上
降伏点と下降伏点を示すことが知られている。しかし、
それらの焼鈍材における上降伏点と下降伏点はすべて応
力２０ｋｇｆ／ｍｍ2 以下の低い領域で発生するもので
あり、アルミニウム合金において３０ｋｇｆ／ｍｍ2以
上の高い応力の領域で発生する例は過去に存在しない。
Ｘ系のアルミニウム合金（Ａｌ−Ｍｇ系）の焼鈍材が上
降伏点と下降伏点を示すことが知られている。しかし、
それらの焼鈍材における上降伏点と下降伏点はすべて応
力２０ｋｇｆ／ｍｍ2 以下の低い領域で発生するもので
あり、アルミニウム合金において３０ｋｇｆ／ｍｍ2以
上の高い応力の領域で発生する例は過去に存在しない。
【００３１】なお、上降伏点が見られるということは転
位が強固に固着されていることであり、その材料が高い
比疲労強度（疲労限／引張強さ）を示すことを意味す
る。また、下降伏点が見られるということは、変形する
部分が材料の他の領域へ次々に移行していくことを意味
し、すなわち変形が１ヵ所に集中し難い材料ということ
を意味する。つまり、材料は大きな破断歪（高い靭性）
を示すことを意味する。
位が強固に固着されていることであり、その材料が高い
比疲労強度（疲労限／引張強さ）を示すことを意味す
る。また、下降伏点が見られるということは、変形する
部分が材料の他の領域へ次々に移行していくことを意味
し、すなわち変形が１ヵ所に集中し難い材料ということ
を意味する。つまり、材料は大きな破断歪（高い靭性）
を示すことを意味する。
【００３２】本発明のアルミニウム合金において、Ｍｇ
の添加量の下限値は、上記の現象を発現させる最小量で
あり、上限値は、結晶化したときに脆化しないことを保
証するものである。
の添加量の下限値は、上記の現象を発現させる最小量で
あり、上限値は、結晶化したときに脆化しないことを保
証するものである。
【００３３】なお、粉末鍛造法を用いて得られたアルミ
ニウム合金においても、粉末押出法によるものほどでは
ないが、疲労強度と破断強度の改善が見られる。
ニウム合金においても、粉末押出法によるものほどでは
ないが、疲労強度と破断強度の改善が見られる。
【００３４】
【実施例】実施例１ 以下の表１に示す組成Ｎｏ．１〜１５のアルミニウム合
金を図１で示される工程に従って作製した。
金を図１で示される工程に従って作製した。
【００３５】図１を参照して、粉末押出加工において
は、１２ｇの粉末を直径φ１９．５ｍｍの棒状に型押し
した後、赤外線加熱炉で７分間で５７０℃まで加熱し
た。得られた材料を直径φ２０．０ｍｍのコンテナ、直
径φ８ｍｍのダイスで押出加工した。このとき、押出比
は約６．０であった。
は、１２ｇの粉末を直径φ１９．５ｍｍの棒状に型押し
した後、赤外線加熱炉で７分間で５７０℃まで加熱し
た。得られた材料を直径φ２０．０ｍｍのコンテナ、直
径φ８ｍｍのダイスで押出加工した。このとき、押出比
は約６．０であった。
【００３６】一方、粉末鍛造加工においては、１０ｇの
粉末を９．５ｍｍ×２９ｍｍの断面積を有する形状に型
押しした後、押出加工と同様に赤外線加熱炉で５７０℃
まで加熱した。得られた材料を１０ｍｍ×３０ｍｍの金
型を用いて鍛造加工した。このとき、鍛造圧力は８ｔｏ
ｎ／ｃｍ2 であった。
粉末を９．５ｍｍ×２９ｍｍの断面積を有する形状に型
押しした後、押出加工と同様に赤外線加熱炉で５７０℃
まで加熱した。得られた材料を１０ｍｍ×３０ｍｍの金
型を用いて鍛造加工した。このとき、鍛造圧力は８ｔｏ
ｎ／ｃｍ2 であった。
【００３７】上述のように粉末押出加工または粉末鍛造
加工によって得られた各試料を全長３０ｍｍ、平行部が
直径φ３ｍｍ×長さ５ｍｍの引張試験片に加工した。こ
の試験片を用いて機械式引張試験機にて室温で引張速度
一定の試験を行なった。試験時の歪速度は約１０-3／ｓ
ｅｃであった。
加工によって得られた各試料を全長３０ｍｍ、平行部が
直径φ３ｍｍ×長さ５ｍｍの引張試験片に加工した。こ
の試験片を用いて機械式引張試験機にて室温で引張速度
一定の試験を行なった。試験時の歪速度は約１０-3／ｓ
ｅｃであった。
【００３８】各試料の測定結果を表１に示す。表中、組
成Ｎｏ．に＊を記したものは比較例を示す。組成Ｎｏ．
１６とＮｏ．１７は、比較のために、ＪＩＳ−Ａ５０５
２合金（Ａｌ−Ｍｇ系）の圧延素材とその焼鈍材を用い
て測定した結果を示す。流動度を計測したオリフィスの
直径はφ４ｍｍであった。
成Ｎｏ．に＊を記したものは比較例を示す。組成Ｎｏ．
１６とＮｏ．１７は、比較のために、ＪＩＳ−Ａ５０５
２合金（Ａｌ−Ｍｇ系）の圧延素材とその焼鈍材を用い
て測定した結果を示す。流動度を計測したオリフィスの
直径はφ４ｍｍであった。
【００３９】表１中、上降伏点、下降伏点、伸びの定義
はそれぞれ、図２の引張（荷重）−伸び曲線中に示され
ている。なお、下降伏点が現われない場合の引張（荷
重）−伸び曲線の例は図３に示される。
はそれぞれ、図２の引張（荷重）−伸び曲線中に示され
ている。なお、下降伏点が現われない場合の引張（荷
重）−伸び曲線の例は図３に示される。
【００４０】また、表１中の上降伏点の数値が括弧で囲
まれているものは、上降伏点が現われる前に破断したも
のを示し、数値は破断強度であることを示す。下降伏点
の数値が不明になっているものは、同様に下降伏点が現
われる前に破断してしまったことを示す。
まれているものは、上降伏点が現われる前に破断したも
のを示し、数値は破断強度であることを示す。下降伏点
の数値が不明になっているものは、同様に下降伏点が現
われる前に破断してしまったことを示す。
【００４１】破面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による
観察は、粉末同士の結合性の判定のために行なわれた。
旧粉末粒界で破断しているものは×、粉末内部で破断し
ているものは○で示されている。また、両方が混在して
いるものは△で示されている。
観察は、粉末同士の結合性の判定のために行なわれた。
旧粉末粒界で破断しているものは×、粉末内部で破断し
ているものは○で示されている。また、両方が混在して
いるものは△で示されている。
【００４２】表１中において判定は、 （ａ） 流れ性：計測可能 （ｂ） 上降伏点：＞３０ｋｇｆ／ｍｍ2 （ｃ） 伸び：＞３％ （ｄ） 破面：良好 の各条件をすべて満たしているものを○とした。
【００４３】
【表１】
【００４４】表１から明らかなように、上記の判定基準
に従うと、本願発明の組成のアルミニウム合金のみが○
と判定される。
に従うと、本願発明の組成のアルミニウム合金のみが○
と判定される。
【００４５】実施例２ 表１中の組成Ｎｏ．９とＮｏ．１１のアルミニウム合金
粉末に、大型押出機を用いて押出加工を施し、Ｌ方向
（押出方向）、Ｔ方向（押出方向と直交する方向）の特
性を調査した。
粉末に、大型押出機を用いて押出加工を施し、Ｌ方向
（押出方向）、Ｔ方向（押出方向と直交する方向）の特
性を調査した。
【００４６】押出方法の詳細は以下のとおりである。約
１０ｋｇの粉末を直径φ１４５ｍｍ×長さ３００ｍｍの
形状に冷間静水圧成形（ＣＩＰ）加工し、得られた成形
体を窒素循環式加熱炉で５７０℃に加熱した。加熱処理
において昇温直後に直径φ１５０ｍｍのコンテナに成形
体を入れ、直径φ５０ｍｍの断面で押出した。このと
き、押出比は約９であった。
１０ｋｇの粉末を直径φ１４５ｍｍ×長さ３００ｍｍの
形状に冷間静水圧成形（ＣＩＰ）加工し、得られた成形
体を窒素循環式加熱炉で５７０℃に加熱した。加熱処理
において昇温直後に直径φ１５０ｍｍのコンテナに成形
体を入れ、直径φ５０ｍｍの断面で押出した。このと
き、押出比は約９であった。
【００４７】得られたアルミニウム合金材料の調査結果
は表２に示される。
は表２に示される。
【００４８】
【表２】
【００４９】本発明例の組成Ｎｏ．１１においては、Ｌ
方向とＴ方向において上降伏点、下降伏点および伸びに
おいて機械的異方性が見られず、異方性が低下している
ことがわかる。
方向とＴ方向において上降伏点、下降伏点および伸びに
おいて機械的異方性が見られず、異方性が低下している
ことがわかる。
【００５０】実施例３ 表１中の組成Ｎｏ．９とＮｏ．１１のアルミニウム合金
粉末を大型のプレスを用いて粉末鍛造加工した。得られ
た粉末鍛造加工品と、実施例２の押出加工品に対して疲
労試験を行なった。
粉末を大型のプレスを用いて粉末鍛造加工した。得られ
た粉末鍛造加工品と、実施例２の押出加工品に対して疲
労試験を行なった。
【００５１】大型プレスによる粉末鍛造加工は、４００
ｇの粉末を直径φ９９ｍｍの棒状に型押しした後、５７
０℃に加熱して、８ｔｏｎ／ｃｍ2 の圧力で鍛造するこ
とにより行なわれた。
ｇの粉末を直径φ９９ｍｍの棒状に型押しした後、５７
０℃に加熱して、８ｔｏｎ／ｃｍ2 の圧力で鍛造するこ
とにより行なわれた。
【００５２】疲労試験は、小野式回転曲げ疲労試験に従
って行なわれた。試験は、平滑材を用いて回転数３６０
０ｒ．ｐ．ｍ．、室温の条件で行なわれた。疲労限は１
０7オーダのサイクル数で評価された。その測定結果は
表３に示される。
って行なわれた。試験は、平滑材を用いて回転数３６０
０ｒ．ｐ．ｍ．、室温の条件で行なわれた。疲労限は１
０7オーダのサイクル数で評価された。その測定結果は
表３に示される。
【００５３】
【表３】
【００５４】表３から明らかなように、本発明の組成Ｎ
ｏ．１１のアルミニウム合金粉末を用いて加工された材
料は高い疲労限を示すことがわかる。
ｏ．１１のアルミニウム合金粉末を用いて加工された材
料は高い疲労限を示すことがわかる。
【００５５】
【発明の効果】以上のように、この発明によれば、安価
で流動性の良好なアモルファス化性能を有するアルミニ
ウム合金粉末を得ることができ、しかも、その粉末を用
いて粉末鍛造加工をすることが容易であり、押出加工を
施しても、大きな機械的特性の異方性が生じない。ま
た、本発明のアルミニウム合金粉末を用いて加工された
材料は高い疲労強度、高い靭性を示す。したがって、本
発明のアルミニウム合金は強靭性が要求される自動車エ
ンジン部品等に適している。
で流動性の良好なアモルファス化性能を有するアルミニ
ウム合金粉末を得ることができ、しかも、その粉末を用
いて粉末鍛造加工をすることが容易であり、押出加工を
施しても、大きな機械的特性の異方性が生じない。ま
た、本発明のアルミニウム合金粉末を用いて加工された
材料は高い疲労強度、高い靭性を示す。したがって、本
発明のアルミニウム合金は強靭性が要求される自動車エ
ンジン部品等に適している。
【図１】実施例１におけるアルミニウム合金の製造工程
を示す図である。
を示す図である。
【図２】実施例１において測定された上降伏点、下降伏
点および伸びを定義するために用いられる引張（荷重）
−伸び曲線を示す図である。
点および伸びを定義するために用いられる引張（荷重）
−伸び曲線を示す図である。
【図３】下降伏点が現われない場合の引張（荷重）−伸
び曲線を示す図である。
び曲線を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 峰見 正彦 埼玉県和光市中央一丁目４番１号 株式 会社本田技術研究所 和光研究所内 (72)発明者 鍛冶 俊彦 兵庫県伊丹市昆陽北一丁目１番１号 住 友電気工業株式会社 伊丹製作所内 (72)発明者 高ノ 由重 兵庫県伊丹市昆陽北一丁目１番１号 住 友電気工業株式会社 伊丹製作所内 (72)発明者 武田 義信 兵庫県伊丹市昆陽北一丁目１番１号 住 友電気工業株式会社 伊丹製作所内 (56)参考文献 特開 平５−51684（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 21/00 - 21/18 C22C 45/08 C22C 1/04 B22F 3/17
Claims (8)
- 【請求項１】 組成が一般式 Ａｌ100-a-b-c Ｆｅa Ｍｇb Ｘc で表わされ、ＸはＹおよびＭｍ（ミッシュメタル）から
なる群より選ばれた少なくとも１種の元素であり、ａ，
ｂ，ｃはそれぞれ原子％で条件式 ４．０≦ａ≦６．０， ０．３≦ｂ≦５．０， １．０≦ｃ≦４．０ を満たしている、強靭性アルミニウム合金。 - 【請求項２】 組成が一般式 Ａｌ100-a-b-c-d Ｆｅa Ｓｉb Ｍｇc Ｘd で表わされ、ＸはＴｉ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＭｎおよびＣｒか
らなる群より選ばれた少なくとも１種の元素であり、
ａ，ｂ，ｃ，ｄはそれぞれ原子％で条件式 ３．０≦ａ≦６．０， ０．５≦ｂ≦３．０， ０．３≦ｃ≦５．０， ０．５≦ｄ≦３．０ を満たしている、強靭性アルミニウム合金。 - 【請求項３】 組成が一般式 Ａｌ100-a-b-c Ｆｅa Ｍｇb Ｘc で表わされ、ＸはＹおよびＭｍ（ミッシュメタル）から
なる群より選ばれた少なくとも１種の元素であり、ａ，
ｂ，ｃはそれぞれ原子％で条件式 ４．０≦ａ≦６．０， ０．３≦ｂ≦５．０， １．０≦ｃ≦４．０ を満たしており、アモルファス相を少なくとも１体積％
含有する、強靭性アルミニウム合金粉末。 - 【請求項４】 組成が一般式 Ａｌ100-a-b-c-d Ｆｅa Ｓｉb Ｍｇc Ｘd で表わされ、ＸはＴｉ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＭｎおよびＣｒか
らなる群より選ばれた少なくとも１種の元素であり、
ａ，ｂ，ｃ，ｄはそれぞれ原子％で条件式 ３．０≦ａ≦６．０， ０．５≦ｂ≦３．０， ０．３≦ｃ≦５．０， ０．５≦ｄ≦３．０ を満たしており、アモルファス相を少なくとも１体積％
含有する、強靭性アルミニウム合金粉末。 - 【請求項５】 組成が一般式 Ａｌ100-a-b-c Ｆｅa Ｍｇb Ｘc で表わされ、ＸはＹおよびＭｍ（ミッシュメタル）から
なる群より選ばれた少なくとも１種の元素であり、ａ，
ｂ，ｃはそれぞれ原子％で条件式 ４．０≦ａ≦６．０， ０．３≦ｂ≦５．０， １．０≦ｃ≦４．０ を満たしており、アモルファス相を少なくとも１体積％
含有するアルミニウム合金粉末に熱間塑性加工を施し、
結晶化させ、固化する、強靭性アルミニウム合金の製造
方法。 - 【請求項６】 組成が一般式 Ａｌ100-a-b-c-d Ｆｅa Ｓｉb Ｍｇc Ｘd で表わされ、ＸはＴｉ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＭｎおよびＣｒか
らなる群より選ばれた少なくとも１種の元素であり、
ａ，ｂ，ｃ，ｄはそれぞれ原子％で条件式 ３．０≦ａ≦６．０， ０．５≦ｂ≦３．０， ０．３≦ｃ≦５．０， ０．５≦ｄ≦３．０ を満たしており、アモルファス相を少なくとも１体積％
含有するアルミニウム合金粉末に熱間塑性加工を施し、
結晶化させ、固化する、強靭性アルミニウム合金の製造
方法。 - 【請求項７】 前記熱間塑性加工が粉末鍛造法によって
行なわれる、請求項５または６に記載の強靭性アルミニ
ウム合金の製造方法。 - 【請求項８】 前記熱間塑性加工は粉末押出法によって
行われる、請求項５または６に記載の強靭性アルミニウ
ム合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19755493A JP2848764B2 (ja) | 1993-08-09 | 1993-08-09 | 強靭性アルミニウム合金粉末および合金とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19755493A JP2848764B2 (ja) | 1993-08-09 | 1993-08-09 | 強靭性アルミニウム合金粉末および合金とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0754089A JPH0754089A (ja) | 1995-02-28 |
| JP2848764B2 true JP2848764B2 (ja) | 1999-01-20 |
Family
ID=16376429
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19755493A Expired - Fee Related JP2848764B2 (ja) | 1993-08-09 | 1993-08-09 | 強靭性アルミニウム合金粉末および合金とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2848764B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20080318765A1 (en) * | 2007-06-19 | 2008-12-25 | Aradi Allen A | Nanoalloys in emissions control after-treatment systems |
-
1993
- 1993-08-09 JP JP19755493A patent/JP2848764B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0754089A (ja) | 1995-02-28 |
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