JP2886810B2 - 高強度アルミニウム合金成形体の製法 - Google Patents
高強度アルミニウム合金成形体の製法Info
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- Powder Metallurgy (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は高強度と延性に優れ
たアルミニウム合金成形体の製法に関する。
たアルミニウム合金成形体の製法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来アルミニウム合金には、Ａｌ-Ｃu
系、Ａｌ-Ｓi系、Ａｌ-Ｍg系、Ａｌ-Ｃu-Ｓi系、Ａｌ-
Ｃu-Ｍg系、Ａｌ-Ｚn-Ｍg系、Ａｌ-Ｚn-Ｍg-Ｃｕ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。ところが、従来のアルミニウム合金は、
Ｆe系の材料に比較して一般に強度が低いという欠点が
ある。例えば、従来のこの種のアルミニウム合金におい
て最高の強度を有する７０７５系（Ａｌ-Ｚn-Ｍg-Ｃｕ
系）のアルミニウム合金であっても、引張強度６００Ｍ
Ｐａ、伸びが１１％程度であった。
系、Ａｌ-Ｓi系、Ａｌ-Ｍg系、Ａｌ-Ｃu-Ｓi系、Ａｌ-
Ｃu-Ｍg系、Ａｌ-Ｚn-Ｍg系、Ａｌ-Ｚn-Ｍg-Ｃｕ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。ところが、従来のアルミニウム合金は、
Ｆe系の材料に比較して一般に強度が低いという欠点が
ある。例えば、従来のこの種のアルミニウム合金におい
て最高の強度を有する７０７５系（Ａｌ-Ｚn-Ｍg-Ｃｕ
系）のアルミニウム合金であっても、引張強度６００Ｍ
Ｐａ、伸びが１１％程度であった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】一方、急冷凝固法によ
って製造された非晶質のアルミニウム合金粉末を原料と
する固化成形体が知られており、この固化成形体は、高
強度ではあるものの、伸びが３％程度と低く、更には、
シャルピー衝撃値も０.４ｋｇｆｍ／ｃｍ2以下と低く、
脆いので、実用的には無理があった。
って製造された非晶質のアルミニウム合金粉末を原料と
する固化成形体が知られており、この固化成形体は、高
強度ではあるものの、伸びが３％程度と低く、更には、
シャルピー衝撃値も０.４ｋｇｆｍ／ｃｍ2以下と低く、
脆いので、実用的には無理があった。
【０００４】本発明は前記事情に鑑みてなされたもので
あり、高強度であって、しかも伸びに優れたアルミニウ
ム合金成形体を得ることができる製法を提供することを
目的とする。
あり、高強度であって、しかも伸びに優れたアルミニウ
ム合金成形体を得ることができる製法を提供することを
目的とする。
【０００５】
【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、Ａｌに添加することにより準
結晶相を形成可能な２種以上の元素とＡｌを具備する原
料粉末あるいは溶製簿合金に、５〜１００時間、メカニ
カルアロイング処理を施し、Ａｌ相と準結晶相の２相、
あるいは、Ａｌ固溶体相と準結晶相の２相を主体とする
合金粉末を得、このアルミニウム合金粉末に３００〜４
５０℃で０.５〜４時間、１０〜８００ＭＰａの圧力で
加圧成形することを特徴とする。請求項２記載の発明は
前記課題を解決するために、Ａｌに添加することにより
準結晶相を形成可能な２種以上の元素とＡｌを具備する
原料粉末あるいは溶製簿合金に、５〜１００時間、メカ
ニカルアロイング処理を施し、Ａｌ相と準結晶相の２
相、あるいは、Ａｌ固溶体相と準結晶相の２相を主体と
する合金粉末を得、このアルミニウム合金粉末に１５０
〜４５０℃で０.５〜３時間加熱後冷却する熱処理を施
し、Ａｌ相と準結晶相の２相、あるいはＡｌ固溶体相と
準結晶相の２相を主体とする合金粉末を得た後、この合
金粉末に３００〜４５０℃で０.５〜４時間、１０〜８
００ＭＰａの圧力で加圧成形することを特徴とする。
記課題を解決するために、Ａｌに添加することにより準
結晶相を形成可能な２種以上の元素とＡｌを具備する原
料粉末あるいは溶製簿合金に、５〜１００時間、メカニ
カルアロイング処理を施し、Ａｌ相と準結晶相の２相、
あるいは、Ａｌ固溶体相と準結晶相の２相を主体とする
合金粉末を得、このアルミニウム合金粉末に３００〜４
５０℃で０.５〜４時間、１０〜８００ＭＰａの圧力で
加圧成形することを特徴とする。請求項２記載の発明は
前記課題を解決するために、Ａｌに添加することにより
準結晶相を形成可能な２種以上の元素とＡｌを具備する
原料粉末あるいは溶製簿合金に、５〜１００時間、メカ
ニカルアロイング処理を施し、Ａｌ相と準結晶相の２
相、あるいは、Ａｌ固溶体相と準結晶相の２相を主体と
する合金粉末を得、このアルミニウム合金粉末に１５０
〜４５０℃で０.５〜３時間加熱後冷却する熱処理を施
し、Ａｌ相と準結晶相の２相、あるいはＡｌ固溶体相と
準結晶相の２相を主体とする合金粉末を得た後、この合
金粉末に３００〜４５０℃で０.５〜４時間、１０〜８
００ＭＰａの圧力で加圧成形することを特徴とする。
【０００６】請求項３記載の発明は前記課題を解決する
ために、Ａｌに添加することにより準結晶相を形成可能
な２種以上の元素とＡｌを具備する原料粉末あるいは溶
製簿合金に、５〜１００時間、メカニカルアロイング処
理を施し、Ａｌ相と準結晶相の２相、あるいは、Ａｌ固
溶体相と準結晶相の２相を主体とする合金粉末を得、こ
のアルミニウム合金粉末を３００〜４５０℃で押出比５
〜３０、押出圧１００〜１５００ＭＰａで押出成形する
ことを特徴とする。請求項４記載の発明は前記課題を解
決するために、Ａｌに添加することにより準結晶相を形
成可能な２種以上の元素とＡｌを具備する原料粉末ある
いは溶製簿合金に、５〜１００時間、メカニカルアロイ
ング処理を施し、Ａｌ相と準結晶相の２相、あるいは、
Ａｌ固溶体相と準結晶相の２相を主体とする合金粉末を
得、このアルミニウム合金粉末に１５０〜４５０℃で
０.５〜３時間加熱後冷却する熱処理を施し、Ａｌ相と
準結晶相の２相、あるいはＡｌ固溶体相と準結晶相の２
相を主体とする合金粉末を得た後、このアルミニウム合
金粉末を３００〜４５０℃で押出比５〜３０、押出圧１
００〜１５００ＭＰａで押出成形することを特徴とする
請求項５記載の発明は前記課題を解決するために、請求
項１〜４のいずれかに記載の準結晶相を生成する２種以
上の元素として、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｐｄ、Ｃｅ、
Ｌａ、Ｎｄ、Ｓｍの中から選択される２種以上の元素を
用いるものである。
ために、Ａｌに添加することにより準結晶相を形成可能
な２種以上の元素とＡｌを具備する原料粉末あるいは溶
製簿合金に、５〜１００時間、メカニカルアロイング処
理を施し、Ａｌ相と準結晶相の２相、あるいは、Ａｌ固
溶体相と準結晶相の２相を主体とする合金粉末を得、こ
のアルミニウム合金粉末を３００〜４５０℃で押出比５
〜３０、押出圧１００〜１５００ＭＰａで押出成形する
ことを特徴とする。請求項４記載の発明は前記課題を解
決するために、Ａｌに添加することにより準結晶相を形
成可能な２種以上の元素とＡｌを具備する原料粉末ある
いは溶製簿合金に、５〜１００時間、メカニカルアロイ
ング処理を施し、Ａｌ相と準結晶相の２相、あるいは、
Ａｌ固溶体相と準結晶相の２相を主体とする合金粉末を
得、このアルミニウム合金粉末に１５０〜４５０℃で
０.５〜３時間加熱後冷却する熱処理を施し、Ａｌ相と
準結晶相の２相、あるいはＡｌ固溶体相と準結晶相の２
相を主体とする合金粉末を得た後、このアルミニウム合
金粉末を３００〜４５０℃で押出比５〜３０、押出圧１
００〜１５００ＭＰａで押出成形することを特徴とする
請求項５記載の発明は前記課題を解決するために、請求
項１〜４のいずれかに記載の準結晶相を生成する２種以
上の元素として、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｐｄ、Ｃｅ、
Ｌａ、Ｎｄ、Ｓｍの中から選択される２種以上の元素を
用いるものである。
【０００７】
【発明の実施の形態】本願発明製法にあっては、Ａｌ
（アルミニウム）に添加して合金化することにより、正
２０面体準結晶相、正１０角形準結晶相を形成する元素
として、Ｔｉ（チタン）、Ｖ（バナジウム）、Ｃｒ（ク
ロム）、Ｍｎ（マンガン）、Ｆｅ（鉄）、Ｃｏ（コバル
ト）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｕ（銅）、Ｙ（イットリウ
ム）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｍｏ
（モリブデン）、Ｐｄ（パラジウム）、Ｗ（タングステ
ン）、Ｌａ（ランタン）、Ｃｅ（セリウム）、Ｎｄ（ネ
オジム）、Ｓｍ（サマリウム）の中から選択される２種
以上の元素と、Ａｌとを含む原料粉末あるいは溶製母合
金を出発材料として用いる。
（アルミニウム）に添加して合金化することにより、正
２０面体準結晶相、正１０角形準結晶相を形成する元素
として、Ｔｉ（チタン）、Ｖ（バナジウム）、Ｃｒ（ク
ロム）、Ｍｎ（マンガン）、Ｆｅ（鉄）、Ｃｏ（コバル
ト）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｕ（銅）、Ｙ（イットリウ
ム）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｍｏ
（モリブデン）、Ｐｄ（パラジウム）、Ｗ（タングステ
ン）、Ｌａ（ランタン）、Ｃｅ（セリウム）、Ｎｄ（ネ
オジム）、Ｓｍ（サマリウム）の中から選択される２種
以上の元素と、Ａｌとを含む原料粉末あるいは溶製母合
金を出発材料として用いる。
【０００８】なお、前記各元素の組み合わせとして具体
的には、Ａｌ（Ｍｎ,Ｃｒ,Ｖ,Ｆｅ,Ｍｏ,Ｗ,Ｎｄ,Ｐ
ｄ）（Ｍｎ,Ｆｅ,Ｃｏ,Ｎｉ,Ｃｕ）なる組成の中から選
択される３元系以上の組成、更に具体的には、Ａｌ（Ｍ
ｎ,Ｃｒ）（Ｎｉ,Ｃｏ,Ｃｕ）、ＡｌＶ（Ｍｎ,Ｆｅ,Ｃ
ｏ,Ｎｉ,Ｃｕ）、ＡｌＦｅ（Ｍｎ,Ｎｉ,Ｃｏ,Ｃｕ,）、
ＡｌＭｏ（Ｍｎ,Ｆｅ,Ｃｏ,Ｎｉ,Ｃｕ）、ＡｌＷ（Ｎ
ｉ,Ｃｏ）、ＡｌＮｂ（Ｍｎ,Ｎｉ）、ＡｌＰｄ（Ｍｎ,
Ｆｅ,Ｃｏ,Ｎｉ）、ＡｌＣｒＣｅ（Ｃｏ,Ｎｉ）、Ａｌ
ＣｒＮｄＮｉ、ＡｌＭｎ（Ｃｅ,Ｌａ,Ｙ,Ｎｄ）（Ｃｏ,
Ｎｉ）、ＡｌＶＣｅ（Ｎｉ,Ｃｏ）、ＡｌＭｏ（Ｃｅ,
Ｙ）（Ｃｏ,Ｎｉ）、ＡｌＷ（Ｃｅ,Ｓｍ）（Ｃｕ,Ｆ
ｅ）、ＡｌＣｒＣｅ（Ｔｉ,Ｚｒ）、ＡｌＣｒＣｅＣｏ
（Ｔｉ,Ｚｒ）なる組成系を用いることができる。
的には、Ａｌ（Ｍｎ,Ｃｒ,Ｖ,Ｆｅ,Ｍｏ,Ｗ,Ｎｄ,Ｐ
ｄ）（Ｍｎ,Ｆｅ,Ｃｏ,Ｎｉ,Ｃｕ）なる組成の中から選
択される３元系以上の組成、更に具体的には、Ａｌ（Ｍ
ｎ,Ｃｒ）（Ｎｉ,Ｃｏ,Ｃｕ）、ＡｌＶ（Ｍｎ,Ｆｅ,Ｃ
ｏ,Ｎｉ,Ｃｕ）、ＡｌＦｅ（Ｍｎ,Ｎｉ,Ｃｏ,Ｃｕ,）、
ＡｌＭｏ（Ｍｎ,Ｆｅ,Ｃｏ,Ｎｉ,Ｃｕ）、ＡｌＷ（Ｎ
ｉ,Ｃｏ）、ＡｌＮｂ（Ｍｎ,Ｎｉ）、ＡｌＰｄ（Ｍｎ,
Ｆｅ,Ｃｏ,Ｎｉ）、ＡｌＣｒＣｅ（Ｃｏ,Ｎｉ）、Ａｌ
ＣｒＮｄＮｉ、ＡｌＭｎ（Ｃｅ,Ｌａ,Ｙ,Ｎｄ）（Ｃｏ,
Ｎｉ）、ＡｌＶＣｅ（Ｎｉ,Ｃｏ）、ＡｌＭｏ（Ｃｅ,
Ｙ）（Ｃｏ,Ｎｉ）、ＡｌＷ（Ｃｅ,Ｓｍ）（Ｃｕ,Ｆ
ｅ）、ＡｌＣｒＣｅ（Ｔｉ,Ｚｒ）、ＡｌＣｒＣｅＣｏ
（Ｔｉ,Ｚｒ）なる組成系を用いることができる。
【０００９】また、前記の組成系において具体的な元素
配合比として、Ａｌ93Ｍｎ5Ｎｉ2、Ａｌ96Ｍｎ3Ｎｉ1、
Ａｌ93Ｍｎ5Ｃｏ2、Ａｌ97Ｍｎ2Ｃｏ1、Ａｌ86.5Ｍｎ3
Ｃｕ0.5、Ａｌ95Ｃｒ3Ｎｉ2、Ａｌ94Ｃｒ5Ｃｏ1、Ａｌ
94Ｃｒ5Ｃｕ1、Ａｌ94Ｖ4Ｍｎ2、Ａｌ94Ｖ4Ｆｅ2、Ａｌ
94Ｖ4Ｃｏ2、Ａｌ94Ｖ4Ｎｉ2、Ａｌ93Ｖ5Ｃｕ2、Ａｌ95
Ｆｅ3Ｍｎ2、Ａｌ96Ｆｅ3Ｎｉ1、Ａｌ96.5Ｆｅ3Ｃ
ｏ0.5、Ａｌ97Ｆｅ2Ｃｕ1、Ａｌ97Ｍｏ2Ｍｎ1、Ａｌ95
Ｍｏ3Ｆｅ2、Ａｌ95Ｍｏ3Ｃｏ2、Ａｌ94Ｍｏ5Ｎｉ1、Ａ
ｌ94Ｍｏ5Ｃｕ1、Ａｌ95Ｗ3Ｎｉ2、Ａｌ96Ｗ3Ｃｏ1、Ａ
ｌ95Ｎｂ3Ｍｎ2、Ａｌ97Ｎｂ2Ｎｉ1、Ａｌ94Ｐｄ4Ｍ
ｎ2、Ａｌ94Ｐｄ5Ｆｅ1、Ａｌ94Ｐｄ5Ｃｏ1、Ａｌ94Ｐ
ｄ5Ｎｉ1、Ａｌ94.5Ｃｒ3Ｃｅ1Ｃｏ1.5、Ａｌ94Ｃｒ3Ｃ
ｅ1Ｃｏ2、Ａｌ94Ｃｒ3Ｃｅ1Ｎｉ2、Ａｌ93Ｃｒ3Ｎｄ1
Ｎｉ2、Ａｌ93Ｍｎ5Ｃｅ1Ｃｏ1、Ａｌ94Ｍｎ4Ｌａ1Ｎｉ
1、Ａｌ92Ｍｎ6Ｙ1Ｎｉ1、Ａｌ96Ｍｎ2.5Ｎｄ1Ｃ
ｏ0.5、Ａｌ94Ｖ4Ｃｅ1Ｎｉ1、Ａｌ94Ｖ4Ｃｅ1Ｃｏ1、
Ａｌ94Ｍｏ4Ｃｅ1Ｃｏ1、Ａｌ96Ｍｏ2.5Ｙ1Ｎｉ0.5、Ａ
ｌ94Ｗ3Ｃｅ1Ｃｕ2、Ａｌ97Ｗ2Ｓｍ0.5Ｆｅ0.5、Ａｌ95
Ｃｒ3Ｃｅ1Ｔｉ1、Ａｌ95Ｃｒ3Ｃｅ1Ｚｒ1、Ａｌ92.5Ｃ
ｒ3Ｃｅ1Ｃｏ1.5Ｔｉ2、Ａｌ92.5Ｃｒ3Ｃｅ1Ｃｏ1.5Ｚ
ｒ2などを用いることができる。
配合比として、Ａｌ93Ｍｎ5Ｎｉ2、Ａｌ96Ｍｎ3Ｎｉ1、
Ａｌ93Ｍｎ5Ｃｏ2、Ａｌ97Ｍｎ2Ｃｏ1、Ａｌ86.5Ｍｎ3
Ｃｕ0.5、Ａｌ95Ｃｒ3Ｎｉ2、Ａｌ94Ｃｒ5Ｃｏ1、Ａｌ
94Ｃｒ5Ｃｕ1、Ａｌ94Ｖ4Ｍｎ2、Ａｌ94Ｖ4Ｆｅ2、Ａｌ
94Ｖ4Ｃｏ2、Ａｌ94Ｖ4Ｎｉ2、Ａｌ93Ｖ5Ｃｕ2、Ａｌ95
Ｆｅ3Ｍｎ2、Ａｌ96Ｆｅ3Ｎｉ1、Ａｌ96.5Ｆｅ3Ｃ
ｏ0.5、Ａｌ97Ｆｅ2Ｃｕ1、Ａｌ97Ｍｏ2Ｍｎ1、Ａｌ95
Ｍｏ3Ｆｅ2、Ａｌ95Ｍｏ3Ｃｏ2、Ａｌ94Ｍｏ5Ｎｉ1、Ａ
ｌ94Ｍｏ5Ｃｕ1、Ａｌ95Ｗ3Ｎｉ2、Ａｌ96Ｗ3Ｃｏ1、Ａ
ｌ95Ｎｂ3Ｍｎ2、Ａｌ97Ｎｂ2Ｎｉ1、Ａｌ94Ｐｄ4Ｍ
ｎ2、Ａｌ94Ｐｄ5Ｆｅ1、Ａｌ94Ｐｄ5Ｃｏ1、Ａｌ94Ｐ
ｄ5Ｎｉ1、Ａｌ94.5Ｃｒ3Ｃｅ1Ｃｏ1.5、Ａｌ94Ｃｒ3Ｃ
ｅ1Ｃｏ2、Ａｌ94Ｃｒ3Ｃｅ1Ｎｉ2、Ａｌ93Ｃｒ3Ｎｄ1
Ｎｉ2、Ａｌ93Ｍｎ5Ｃｅ1Ｃｏ1、Ａｌ94Ｍｎ4Ｌａ1Ｎｉ
1、Ａｌ92Ｍｎ6Ｙ1Ｎｉ1、Ａｌ96Ｍｎ2.5Ｎｄ1Ｃ
ｏ0.5、Ａｌ94Ｖ4Ｃｅ1Ｎｉ1、Ａｌ94Ｖ4Ｃｅ1Ｃｏ1、
Ａｌ94Ｍｏ4Ｃｅ1Ｃｏ1、Ａｌ96Ｍｏ2.5Ｙ1Ｎｉ0.5、Ａ
ｌ94Ｗ3Ｃｅ1Ｃｕ2、Ａｌ97Ｗ2Ｓｍ0.5Ｆｅ0.5、Ａｌ95
Ｃｒ3Ｃｅ1Ｔｉ1、Ａｌ95Ｃｒ3Ｃｅ1Ｚｒ1、Ａｌ92.5Ｃ
ｒ3Ｃｅ1Ｃｏ1.5Ｔｉ2、Ａｌ92.5Ｃｒ3Ｃｅ1Ｃｏ1.5Ｚ
ｒ2などを用いることができる。
【００１０】前記原料粉末は、前記各元素の単独元素粉
末の混合物でも良いし、前記各元素の合金粉末、あるい
は前記各元素の化合物粉末などを適宜混合したものを用
いても良い。また、溶製母合金とは、前記各元素の単独
元素粉末の混合物、前記各元素の合金粉末、または、前
記各元素の化合物粉末のいずれか１つ以上を適宜混合し
たものをアーク溶解などで溶製した母合金を示す。
末の混合物でも良いし、前記各元素の合金粉末、あるい
は前記各元素の化合物粉末などを適宜混合したものを用
いても良い。また、溶製母合金とは、前記各元素の単独
元素粉末の混合物、前記各元素の合金粉末、または、前
記各元素の化合物粉末のいずれか１つ以上を適宜混合し
たものをアーク溶解などで溶製した母合金を示す。
【００１１】次に前記原料粉末あるいは母合金を用意し
たならば、これをメカニカルアロイング法にて以下に説
明するように処理する。メカニカルアロイング法とは、
ボールミルに鋼球などのボールとともに原料を封入し、
ボールミルを回転駆動することでボールミル内のボール
を高速で衝突させ、このボールにより原料を強力に粉砕
攪拌混合し、原料中の固くて脆い成分は粉砕し、原料中
の軟質成分は展延し、展延した成分中に固くて脆い成分
の粉砕物を均一分散させるとともに、加工硬化が進行し
た圧着粉末集合体を更に破壊するなどの圧着と分離処理
を繰り返し行うミリング処理を行うことで、機械的に合
金化を行う方法として知られるものである。
たならば、これをメカニカルアロイング法にて以下に説
明するように処理する。メカニカルアロイング法とは、
ボールミルに鋼球などのボールとともに原料を封入し、
ボールミルを回転駆動することでボールミル内のボール
を高速で衝突させ、このボールにより原料を強力に粉砕
攪拌混合し、原料中の固くて脆い成分は粉砕し、原料中
の軟質成分は展延し、展延した成分中に固くて脆い成分
の粉砕物を均一分散させるとともに、加工硬化が進行し
た圧着粉末集合体を更に破壊するなどの圧着と分離処理
を繰り返し行うミリング処理を行うことで、機械的に合
金化を行う方法として知られるものである。
【００１２】本願発明方法では、図１（Ａ）に示すステ
ンレス鋼製あるいはめのう製の蓋付のポット１に溶製母
合金２とボール３…を挿入するか、図１（Ｂ）に示す蓋
付のポット４に必要な組成になるように調合した原料粉
末５とボール３…を投入して密閉し、ポット１あるいは
ポット４を図２（Ａ）または図２（Ｂ）に示すように回
転軸６を中心としてポット１あるいはポット４を矢印方
向に回転自在に保持する遊星ミリング装置７にセット
し、ポット１あるいはポット４を回転駆動することでミ
リングし、ポット１、４内で鋼球を高速で衝突させて溶
製母合金２あるいは原料粉末を粉砕攪拌混合してメカニ
カルアロイング処理を行う。また、前記ポット１、４を
用いてメカニカルアロイング処理を行う場合は、ポット
１、４の内部を真空引きして減圧雰囲気とした後にＡｒ
ガス等の不活性ガスを満たして不用な酸化反応や還元反
応が生じないようにすることが好ましい。なお、メカニ
カルアロイング処理に用いるポットとして、ポットの内
部に腕状の攪拌棒を設けたアトライタと称される高エネ
ルギー乾式縦型ボールミルを使用し、攪拌棒を回転させ
ることでボールミル内の鋼球を高速衝突させて合金化を
行っても良いのは勿論である。
ンレス鋼製あるいはめのう製の蓋付のポット１に溶製母
合金２とボール３…を挿入するか、図１（Ｂ）に示す蓋
付のポット４に必要な組成になるように調合した原料粉
末５とボール３…を投入して密閉し、ポット１あるいは
ポット４を図２（Ａ）または図２（Ｂ）に示すように回
転軸６を中心としてポット１あるいはポット４を矢印方
向に回転自在に保持する遊星ミリング装置７にセット
し、ポット１あるいはポット４を回転駆動することでミ
リングし、ポット１、４内で鋼球を高速で衝突させて溶
製母合金２あるいは原料粉末を粉砕攪拌混合してメカニ
カルアロイング処理を行う。また、前記ポット１、４を
用いてメカニカルアロイング処理を行う場合は、ポット
１、４の内部を真空引きして減圧雰囲気とした後にＡｒ
ガス等の不活性ガスを満たして不用な酸化反応や還元反
応が生じないようにすることが好ましい。なお、メカニ
カルアロイング処理に用いるポットとして、ポットの内
部に腕状の攪拌棒を設けたアトライタと称される高エネ
ルギー乾式縦型ボールミルを使用し、攪拌棒を回転させ
ることでボールミル内の鋼球を高速衝突させて合金化を
行っても良いのは勿論である。
【００１３】前記のメカニカルアロイング処理は、好ま
しくは、５〜１００時間行うものとする。処理時間が５
時間未満では、準結晶相が析出しないために高強度が得
られなくなり、処理時間が１００時間を超えると、準結
晶相が消失して金属間化合物相が析出するため、脆化し
て伸びが無くなり、結果的に強度の低下を招くので好ま
しくない。このメカニカルアロイング処理により、原料
粉末あるいは母合金中の各成分が充分に機械的に粉砕攪
拌混合される結果、Ａｌ相と準結晶相の２相からなる高
強度アルミニウム合金粉末、あるいは、Ａｌ固溶体相と
準結晶相の２相からなる高強度アルミニウム合金粉末を
得ることができる。また、前記粉末を得たならば、この
粉末を１５０〜４５０℃で０.５〜３時間加熱後冷却す
る熱処理を施すことで、Ａｌ相と準結晶相の２相からな
る高強度アルミニウム合金粉末、あるいは、Ａｌ固溶体
相と準結晶相の２相からなる高強度アルミニウム合金粉
末を得ることができる。
しくは、５〜１００時間行うものとする。処理時間が５
時間未満では、準結晶相が析出しないために高強度が得
られなくなり、処理時間が１００時間を超えると、準結
晶相が消失して金属間化合物相が析出するため、脆化し
て伸びが無くなり、結果的に強度の低下を招くので好ま
しくない。このメカニカルアロイング処理により、原料
粉末あるいは母合金中の各成分が充分に機械的に粉砕攪
拌混合される結果、Ａｌ相と準結晶相の２相からなる高
強度アルミニウム合金粉末、あるいは、Ａｌ固溶体相と
準結晶相の２相からなる高強度アルミニウム合金粉末を
得ることができる。また、前記粉末を得たならば、この
粉末を１５０〜４５０℃で０.５〜３時間加熱後冷却す
る熱処理を施すことで、Ａｌ相と準結晶相の２相からな
る高強度アルミニウム合金粉末、あるいは、Ａｌ固溶体
相と準結晶相の２相からなる高強度アルミニウム合金粉
末を得ることができる。
【００１４】次に、前記メカニカルアロイング処理のみ
により得られた高強度アルミニウム合金粉末、あるい
は、メカニカルアロイング処理と熱処理とにより得られ
た高強度アルミニウム合金粉末を用い、これを４００〜
４５０℃で０.５〜４時間、圧力１０〜８００ＭＰａで
所望の形状にホットプレス法により固化成形する。これ
により、強度が高く、伸びの面でも優れたアルミニウム
合金成形体を得ることができる。このホットプレスの際
に、処理温度が３００℃未満あるいは処理時間が０.５
時間未満であると、拡散が不十分で固化が不完全になる
ために、脆く、伸びが無く、強度が低いものしか得られ
ない。また、処理温度が４５０℃より高温、あるいは処
理時間が４時間より長時間であると、金属間化合物相が
析出するために、脆化して伸びが無くなり、結果的に強
度の低下を招く。更に、プレス圧力が１０ＭＰａ未満で
あると、拡散が不十分で固化が不完全であるために、脆
く、伸びが無く、強度が低くなる。逆に８００ＭＰａよ
り高圧であると、準結晶相が破壊され消失し、金属間化
合物が析出するために脆化して伸びが無くなり、結果的
に強度低下を招く。
により得られた高強度アルミニウム合金粉末、あるい
は、メカニカルアロイング処理と熱処理とにより得られ
た高強度アルミニウム合金粉末を用い、これを４００〜
４５０℃で０.５〜４時間、圧力１０〜８００ＭＰａで
所望の形状にホットプレス法により固化成形する。これ
により、強度が高く、伸びの面でも優れたアルミニウム
合金成形体を得ることができる。このホットプレスの際
に、処理温度が３００℃未満あるいは処理時間が０.５
時間未満であると、拡散が不十分で固化が不完全になる
ために、脆く、伸びが無く、強度が低いものしか得られ
ない。また、処理温度が４５０℃より高温、あるいは処
理時間が４時間より長時間であると、金属間化合物相が
析出するために、脆化して伸びが無くなり、結果的に強
度の低下を招く。更に、プレス圧力が１０ＭＰａ未満で
あると、拡散が不十分で固化が不完全であるために、脆
く、伸びが無く、強度が低くなる。逆に８００ＭＰａよ
り高圧であると、準結晶相が破壊され消失し、金属間化
合物が析出するために脆化して伸びが無くなり、結果的
に強度低下を招く。
【００１５】次に、前記メカニカルアロイング処理のみ
により得られた高強度アルミニウム合金粉末、あるい
は、メカニカルアロイング処理と熱処理とにより得られ
た高強度アルミニウム合金粉末を用い、これを３００〜
６００℃で押出比５〜３０で押出固化成形することによ
っても強度が高く、伸びの面でも優れたアルミニウム合
金成形体を得ることができる。この押出成形の際に、処
理温度が３００℃未満あるいは押出比が５未満である
と、拡散が不十分で固化が不完全であるために、脆く、
伸びが無く、強度が低いものが得られてしまう。また、
処理温度が４５０℃を超えるか、あるいは、押出比が３
０より大きくなると、金属間化合物相が析出するために
脆化して伸びが無くなり、結果的に強度の低下を招くこ
とになる。また、押出圧が１００ＭＰａ未満であると、
材料を押し出すことができずに加工ができない。また、
押出圧が１５００ＭＰａより高圧であると、準結晶相が
破壊され、金属間化合物相が析出するので、脆化して伸
びが無くなり、強度が低下する。
により得られた高強度アルミニウム合金粉末、あるい
は、メカニカルアロイング処理と熱処理とにより得られ
た高強度アルミニウム合金粉末を用い、これを３００〜
６００℃で押出比５〜３０で押出固化成形することによ
っても強度が高く、伸びの面でも優れたアルミニウム合
金成形体を得ることができる。この押出成形の際に、処
理温度が３００℃未満あるいは押出比が５未満である
と、拡散が不十分で固化が不完全であるために、脆く、
伸びが無く、強度が低いものが得られてしまう。また、
処理温度が４５０℃を超えるか、あるいは、押出比が３
０より大きくなると、金属間化合物相が析出するために
脆化して伸びが無くなり、結果的に強度の低下を招くこ
とになる。また、押出圧が１００ＭＰａ未満であると、
材料を押し出すことができずに加工ができない。また、
押出圧が１５００ＭＰａより高圧であると、準結晶相が
破壊され、金属間化合物相が析出するので、脆化して伸
びが無くなり、強度が低下する。
【００１６】
【実施例】以下、本願発明を更に理解し易くするために
実施例について説明するが、以下の実施例は、本願発明
の一態様を示すものであり、この発明を限定するもので
はないので、本願発明の範囲で任意に変更可能である。
Ａｌ92Ｍｎ6Ｎｉ2なる組成の母合金（アーク溶解により
溶製したもの）３０ｇとステンレス球（１５φ）２０個
を、内径３０〜１５０ｍｍ、深さ１００〜１５０ｍｍの
ステンレス製の図１（Ａ）に示す蓋付ポット１に投入
し、内部を１×１０-4Torrに真空引きした後、ポット内
部をＡｒガスに置換し、図２に示す遊星ミリング装置７
にて６時間ミリングし、メカニカルアロイング処理を施
してアルミニウム合金粉末を得た。また、母合金５００
ｇとステンレス球（２０φ）４０個を、内径５００ｍ
ｍ、深さ４５０ｍｍのステンレス製ポットに投入して同
じようにメカニカルアロイング処理を施してアルミニウ
ム合金粉末を得た。ミリング後の粉末の組織観察を行っ
たところ、いずれの粉末試料もＡｌ相と正２０面体準結
晶相からなる２相組織であることを確認できた。
実施例について説明するが、以下の実施例は、本願発明
の一態様を示すものであり、この発明を限定するもので
はないので、本願発明の範囲で任意に変更可能である。
Ａｌ92Ｍｎ6Ｎｉ2なる組成の母合金（アーク溶解により
溶製したもの）３０ｇとステンレス球（１５φ）２０個
を、内径３０〜１５０ｍｍ、深さ１００〜１５０ｍｍの
ステンレス製の図１（Ａ）に示す蓋付ポット１に投入
し、内部を１×１０-4Torrに真空引きした後、ポット内
部をＡｒガスに置換し、図２に示す遊星ミリング装置７
にて６時間ミリングし、メカニカルアロイング処理を施
してアルミニウム合金粉末を得た。また、母合金５００
ｇとステンレス球（２０φ）４０個を、内径５００ｍ
ｍ、深さ４５０ｍｍのステンレス製ポットに投入して同
じようにメカニカルアロイング処理を施してアルミニウ
ム合金粉末を得た。ミリング後の粉末の組織観察を行っ
たところ、いずれの粉末試料もＡｌ相と正２０面体準結
晶相からなる２相組織であることを確認できた。
【００１７】次に、前記メカニカルアロイング処理済み
のＡｌ94.5Ｃｒ3Ｃｅ1Ｃｏ1.5なる組成の粉末（Ａｌ相
と準結晶相の２相からなるもの）を２２μｍ以下に分級
し、外径４５ｍｍ、内径３５ｍｍ、長さ１００ｍｍのＡ
ｌ管の中に封入した。このＡｌ管を３００℃（５７３
Ｋ）にて押出比５、押出速度５ｍｍ／ｓ、押出圧８００
ＭＰａで押出加工を行った。本工程において得られたア
ルミニウム合金成形体の機械的特性は引張強度６２０Ｍ
Ｐａであり、塑性伸びは１０％、ビッカース硬度は１８
５であった。
のＡｌ94.5Ｃｒ3Ｃｅ1Ｃｏ1.5なる組成の粉末（Ａｌ相
と準結晶相の２相からなるもの）を２２μｍ以下に分級
し、外径４５ｍｍ、内径３５ｍｍ、長さ１００ｍｍのＡ
ｌ管の中に封入した。このＡｌ管を３００℃（５７３
Ｋ）にて押出比５、押出速度５ｍｍ／ｓ、押出圧８００
ＭＰａで押出加工を行った。本工程において得られたア
ルミニウム合金成形体の機械的特性は引張強度６２０Ｍ
Ｐａであり、塑性伸びは１０％、ビッカース硬度は１８
５であった。
【００１８】次に、前記と同等の製法により種々の組成
のアルミニウム合金成形体試料を作成し、それぞれの試
料について引張強度（ＭＰａ）と伸び（％）とビッカー
ス硬さを測定した結果を以下の表１、２、３にそれぞれ
示す。
のアルミニウム合金成形体試料を作成し、それぞれの試
料について引張強度（ＭＰａ）と伸び（％）とビッカー
ス硬さを測定した結果を以下の表１、２、３にそれぞれ
示す。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】
【表３】
【００２２】次に、前記と同等の製法で得られた種々の
組成のアルミニウム合金成形体の伸びと引張強度の関係
を図３に示す。図３において、Ｎｏ.１〜３はアモルフ
ァス粉末の押出し材試料であり、試料１の組成はＡｌ88
Ｎｉ10Ｃｅ2、試料２の組成はＡｌ88Ｎｉ10Ｙ2、試料３
の組成はＡｌ88Ｎｉ8Ｌａ2Ｆｅ2である。Ｎｏ.４〜１１
は本発明プロセスによる合金であり、試料４の組成はＡ
ｌ94Ｖ4Ｆｅ1Ｃｏ1、試料５の組成はＡｌ93Ｖ4Ｃｕ3、
試料６の組成はＡｌ95Ｍｏ2Ｃｏ3、試料７の組成はＡｌ
95Ｎｂ3Ｍｎ1Ｃｏ1、試料８の組成はＡｌ94Ｐｄ4Ｍｎ1
Ｆｅ1、試料９の組成はＡｌ96Ｍｎ2Ｎｉ2、試料１０の
組成はＡｌ94Ｃｒ4Ｃｕ2、試料１１の組成はＡｌ96Ｍｎ
2Ｃｒ1Ｃｕ1である。符号Ａ〜Ｆは従来のＡｌ合金であ
り、試料ＡはＪＩＳ ２０２４Ｔ８１材、試料ＢはＪＩ
Ｓ ５１５４材、試料ＣはＪＩＳ ７０７５材、試料Ｄ
はＪＩＳ６０６３材、試料ＥはＪＩＳ ３００３材、試
料ＦはＪＩＳ １１００材である。
組成のアルミニウム合金成形体の伸びと引張強度の関係
を図３に示す。図３において、Ｎｏ.１〜３はアモルフ
ァス粉末の押出し材試料であり、試料１の組成はＡｌ88
Ｎｉ10Ｃｅ2、試料２の組成はＡｌ88Ｎｉ10Ｙ2、試料３
の組成はＡｌ88Ｎｉ8Ｌａ2Ｆｅ2である。Ｎｏ.４〜１１
は本発明プロセスによる合金であり、試料４の組成はＡ
ｌ94Ｖ4Ｆｅ1Ｃｏ1、試料５の組成はＡｌ93Ｖ4Ｃｕ3、
試料６の組成はＡｌ95Ｍｏ2Ｃｏ3、試料７の組成はＡｌ
95Ｎｂ3Ｍｎ1Ｃｏ1、試料８の組成はＡｌ94Ｐｄ4Ｍｎ1
Ｆｅ1、試料９の組成はＡｌ96Ｍｎ2Ｎｉ2、試料１０の
組成はＡｌ94Ｃｒ4Ｃｕ2、試料１１の組成はＡｌ96Ｍｎ
2Ｃｒ1Ｃｕ1である。符号Ａ〜Ｆは従来のＡｌ合金であ
り、試料ＡはＪＩＳ ２０２４Ｔ８１材、試料ＢはＪＩ
Ｓ ５１５４材、試料ＣはＪＩＳ ７０７５材、試料Ｄ
はＪＩＳ６０６３材、試料ＥはＪＩＳ ３００３材、試
料ＦはＪＩＳ １１００材である。
【００２３】次に図４に、前記と同等の製法で得られた
Ａｌ94.5Ｃｒ3Ｃｅ1Ｃｏ1.5なる組成のアルミニウム合
金成形体試料のメカニカルアロイング処理時間（＝ミリ
ング時間＝ポットを回転させる時間）と相変態の関係を
示す。図４に示す結果から、ミリングを行わない試料
（ミリング時間０時間の試料）は、Ａｌ13Ｃｒ2なる組
成の金属間化合物が析出し、準結晶相が析出していない
のに対し、６時間あるいは１２時間ミリングした試料で
は、準結晶相の存在を示すピークが現れるとともに金属
間化合物の存在を示すピークが消失している。
Ａｌ94.5Ｃｒ3Ｃｅ1Ｃｏ1.5なる組成のアルミニウム合
金成形体試料のメカニカルアロイング処理時間（＝ミリ
ング時間＝ポットを回転させる時間）と相変態の関係を
示す。図４に示す結果から、ミリングを行わない試料
（ミリング時間０時間の試料）は、Ａｌ13Ｃｒ2なる組
成の金属間化合物が析出し、準結晶相が析出していない
のに対し、６時間あるいは１２時間ミリングした試料で
は、準結晶相の存在を示すピークが現れるとともに金属
間化合物の存在を示すピークが消失している。
【００２４】次に図５に、先の試料と同じ組成の試料に
ついて、９６時間ミリングした試料を用い、熱処理温度
の試料組織に対する影響を調べた結果を示す。図５に示
す結果から、２８０℃で熱処理した試料では準結晶相の
存在を示すピークのみが見られ、金属間化合物の存在を
示すピークが見られないのに対し、熱処理温度を４６０
℃、５４０℃と高くするほど金属間化合物の生成割合が
高くなることが判明した。
ついて、９６時間ミリングした試料を用い、熱処理温度
の試料組織に対する影響を調べた結果を示す。図５に示
す結果から、２８０℃で熱処理した試料では準結晶相の
存在を示すピークのみが見られ、金属間化合物の存在を
示すピークが見られないのに対し、熱処理温度を４６０
℃、５４０℃と高くするほど金属間化合物の生成割合が
高くなることが判明した。
【００２５】次に、Ａｌ94.5Ｃｒ3Ｃｅ1Ｃｏ1.5なる組
成になるように配合した原料を用い、この原料を３、１
５、１０２時間それぞれ図１と図２に示す遊星ミリング
装置でミリングして得た各々のアルミニウム合金粉末試
料を３００℃、押出比５、押出圧８００ＭＰａで押出成
形した試料の引張強度（ＭＰａ）と伸び（％）とビッカ
ース硬度の測定結果と組織の状態を以下の表４にまとめ
て示す。
成になるように配合した原料を用い、この原料を３、１
５、１０２時間それぞれ図１と図２に示す遊星ミリング
装置でミリングして得た各々のアルミニウム合金粉末試
料を３００℃、押出比５、押出圧８００ＭＰａで押出成
形した試料の引張強度（ＭＰａ）と伸び（％）とビッカ
ース硬度の測定結果と組織の状態を以下の表４にまとめ
て示す。
【００２６】
【表４】
【００２７】表４に示す結果から、メカニカルアロイン
グ処理の時間を５〜１００時間に設定することが好まし
いことが明らかになった。次に、Ａｌ93Ｍｎ5Ｎｉ2なる
組成になるように配合した原料を用い、この原料を先の
例と同等の方法で８０時間ミリングして得た各々のアル
ミニウム合金粉末試料を３１０℃、押出比７、押出圧５
００ＭＰａで押出成形した試料を５０℃と３００℃と５
００℃で１.５時間熱処理した場合の引張強度（ＭＰ
ａ）と伸び（％）とビッカース硬度の測定結果と組織の
状態を以下の表５にまとめて示す。
グ処理の時間を５〜１００時間に設定することが好まし
いことが明らかになった。次に、Ａｌ93Ｍｎ5Ｎｉ2なる
組成になるように配合した原料を用い、この原料を先の
例と同等の方法で８０時間ミリングして得た各々のアル
ミニウム合金粉末試料を３１０℃、押出比７、押出圧５
００ＭＰａで押出成形した試料を５０℃と３００℃と５
００℃で１.５時間熱処理した場合の引張強度（ＭＰ
ａ）と伸び（％）とビッカース硬度の測定結果と組織の
状態を以下の表５にまとめて示す。
【００２８】
【表５】
【００２９】表５に示す結果から、メカニカルアロイン
グ処理後の熱処理温度を１５０〜４５０℃に設定するこ
とが好ましいことが明らかになった。次に、Ａｌ94Ｖ4
Ｃｏ2なる組成になるように配合した原料を用い、この
原料を先の例と同等の方法で９０時間ミリングして得た
各々のアルミニウム合金粉末試料を３２０℃、押出比１
０、押出圧力７００ＭＰａで押出成形した試料を２５０
℃で０.２時間、１.５時間、６.０時間それぞれ熱処理
した場合の引張強度（ＭＰａ）と伸び（％）とビッカー
ス硬度の測定結果と組織の状態を以下の表６にまとめて
示す。
グ処理後の熱処理温度を１５０〜４５０℃に設定するこ
とが好ましいことが明らかになった。次に、Ａｌ94Ｖ4
Ｃｏ2なる組成になるように配合した原料を用い、この
原料を先の例と同等の方法で９０時間ミリングして得た
各々のアルミニウム合金粉末試料を３２０℃、押出比１
０、押出圧力７００ＭＰａで押出成形した試料を２５０
℃で０.２時間、１.５時間、６.０時間それぞれ熱処理
した場合の引張強度（ＭＰａ）と伸び（％）とビッカー
ス硬度の測定結果と組織の状態を以下の表６にまとめて
示す。
【００３０】
【表６】
【００３１】表６に示す結果から、メカニカルアロイン
グ処理後の熱処理時間を０.５〜３時間に設定すること
が好ましいことが明らかになった。次に、Ａｌ94Ｃｒ3
Ｃｅ1Ｎｉ2なる組成になるように配合した原料を用い、
この原料を先の例と同等の方法で１０時間ミリングして
得た各々のアルミニウム合金粉末試料を２００℃、３５
０℃、５００℃で、ホットプレス圧力５０ＭＰａでホッ
トプレス成形した試料の引張強度（ＭＰａ）と伸び
（％）とビッカース硬度の測定結果と組織の状態を以下
の表７にまとめて示す。
グ処理後の熱処理時間を０.５〜３時間に設定すること
が好ましいことが明らかになった。次に、Ａｌ94Ｃｒ3
Ｃｅ1Ｎｉ2なる組成になるように配合した原料を用い、
この原料を先の例と同等の方法で１０時間ミリングして
得た各々のアルミニウム合金粉末試料を２００℃、３５
０℃、５００℃で、ホットプレス圧力５０ＭＰａでホッ
トプレス成形した試料の引張強度（ＭＰａ）と伸び
（％）とビッカース硬度の測定結果と組織の状態を以下
の表７にまとめて示す。
【００３２】
【表７】
【００３３】表７に示す結果から、メカニカルアロイン
グ処理後のホットプレス温度を３００〜４５０℃に設定
することが好ましいことが明らかになった。次に、Ａｌ
97Ｍｎ2Ｃｏ1なる組成になるように配合した原料を用
い、この原料を先の例と同等の方法で１２時間ミリング
して得た各々のアルミニウム合金粉末試料を３８０℃
で、ホットプレス圧力８０ＭＰａで０.２時間、１.５時
間、６．０時間それぞれホットプレス成形した試料の引
張強度（ＭＰａ）と伸び（％）とビッカース硬度の測定
結果と組織の状態を以下の表８にまとめて示す。
グ処理後のホットプレス温度を３００〜４５０℃に設定
することが好ましいことが明らかになった。次に、Ａｌ
97Ｍｎ2Ｃｏ1なる組成になるように配合した原料を用
い、この原料を先の例と同等の方法で１２時間ミリング
して得た各々のアルミニウム合金粉末試料を３８０℃
で、ホットプレス圧力８０ＭＰａで０.２時間、１.５時
間、６．０時間それぞれホットプレス成形した試料の引
張強度（ＭＰａ）と伸び（％）とビッカース硬度の測定
結果と組織の状態を以下の表８にまとめて示す。
【００３４】
【表８】
【００３５】表８に示す結果から、メカニカルアロイン
グ処理後のホットプレス時間を０．５〜４時間に設定す
ることが好ましいことが明らかになった。次に、Ａｌ94
Ｍｎ4Ｃｅ1Ｎｉ1なる組成になるように配合した原料を
用い、この原料を先の例と同等の方法で１５時間ミリン
グして得た各々のアルミニウム合金粉末試料を４００℃
で、ホットプレス圧力５ＭＰａ、１００ＭＰａ、１００
０ＭＰａで１.５時間それぞれホットプレス成形した試
料の引張強度（ＭＰａ）と伸び（％）とビッカース硬度
の測定結果と組織の状態を以下の表９にまとめて示す。
グ処理後のホットプレス時間を０．５〜４時間に設定す
ることが好ましいことが明らかになった。次に、Ａｌ94
Ｍｎ4Ｃｅ1Ｎｉ1なる組成になるように配合した原料を
用い、この原料を先の例と同等の方法で１５時間ミリン
グして得た各々のアルミニウム合金粉末試料を４００℃
で、ホットプレス圧力５ＭＰａ、１００ＭＰａ、１００
０ＭＰａで１.５時間それぞれホットプレス成形した試
料の引張強度（ＭＰａ）と伸び（％）とビッカース硬度
の測定結果と組織の状態を以下の表９にまとめて示す。
【００３６】
【表９】
【００３７】表９に示す結果から、メカニカルアロイン
グ処理後のホットプレス圧力を１０〜８００ＭＰａに設
定することが好ましいことが明らかになった。次に、Ａ
ｌ93Ｖ5Ｃｕ2なる組成になるように配合した原料を用
い、この原料を先の例と同等の方法で７０時間ミリング
して得た各々のアルミニウム合金粉末試料を２００℃、
３７０℃、５００℃で、押出比５、押出圧８００ＭＰａ
でホットプレス成形した試料の引張強度（ＭＰａ）と伸
び（％）とビッカース硬度の測定結果と組織の状態を以
下の表１０にまとめて示す。
グ処理後のホットプレス圧力を１０〜８００ＭＰａに設
定することが好ましいことが明らかになった。次に、Ａ
ｌ93Ｖ5Ｃｕ2なる組成になるように配合した原料を用
い、この原料を先の例と同等の方法で７０時間ミリング
して得た各々のアルミニウム合金粉末試料を２００℃、
３７０℃、５００℃で、押出比５、押出圧８００ＭＰａ
でホットプレス成形した試料の引張強度（ＭＰａ）と伸
び（％）とビッカース硬度の測定結果と組織の状態を以
下の表１０にまとめて示す。
【００３８】
【表１０】
【００３９】表１０に示す結果から、メカニカルアロイ
ング処理後の押出温度を３００〜４５０℃に設定するこ
とが好ましいことが明らかになった。次に、Ａｌ94Ｐｄ
5Ｆｅ1なる組成になるように配合した原料を用い、この
原料を先の例と同等の方法で２０時間ミリングして得た
各々のアルミニウム合金粉末試料を３１０℃で、押出圧
１１０ＭＰａで押出比３、２０、４０でそれぞれ押出成
形した試料の引張強度（ＭＰａ）と伸び（％）とビッカ
ース硬度の測定結果と組織の状態を以下の表１１にまと
めて示す。
ング処理後の押出温度を３００〜４５０℃に設定するこ
とが好ましいことが明らかになった。次に、Ａｌ94Ｐｄ
5Ｆｅ1なる組成になるように配合した原料を用い、この
原料を先の例と同等の方法で２０時間ミリングして得た
各々のアルミニウム合金粉末試料を３１０℃で、押出圧
１１０ＭＰａで押出比３、２０、４０でそれぞれ押出成
形した試料の引張強度（ＭＰａ）と伸び（％）とビッカ
ース硬度の測定結果と組織の状態を以下の表１１にまと
めて示す。
【００４０】
【表１１】
【００４１】表１１に示す結果から、メカニカルアロイ
ング処理後の押出比を５〜３０に設定することが好まし
いことが明らかになった。次に、Ａｌ95Ｃｒ3Ｃｅ1Ｔｉ
1なる組成になるように配合した原料を用い、この原料
を先の例と同等の方法で１５時間ミリングして得た各々
のアルミニウム合金粉末試料を３７０℃、押出比１０、
押出圧力３０、１１０、２０００でそれぞれ押出成形し
た試料の引張強度（ＭＰａ）と伸び（％）とビッカース
硬度の測定結果と組織の状態を以下の表１２にまとめて
示す。
ング処理後の押出比を５〜３０に設定することが好まし
いことが明らかになった。次に、Ａｌ95Ｃｒ3Ｃｅ1Ｔｉ
1なる組成になるように配合した原料を用い、この原料
を先の例と同等の方法で１５時間ミリングして得た各々
のアルミニウム合金粉末試料を３７０℃、押出比１０、
押出圧力３０、１１０、２０００でそれぞれ押出成形し
た試料の引張強度（ＭＰａ）と伸び（％）とビッカース
硬度の測定結果と組織の状態を以下の表１２にまとめて
示す。
【００４２】
【表１２】
【００４３】表１２に示す結果から、メカニカルアロイ
ング処理後の押出圧を１００〜１５００ＭＰａに設定す
ることが好ましいことが明らかになった。
ング処理後の押出圧を１００〜１５００ＭＰａに設定す
ることが好ましいことが明らかになった。
【００４４】
【発明の効果】以上説明したように本発明は、Ａｌに添
加することにより準結晶相を形成可能な２種以上の元素
とＡｌを具備する原料粉末あるいは溶製簿合金に、５〜
１００時間、メカニカルアロイング処理を施し、Ａｌ相
と準結晶相の２相、あるいは、Ａｌ固溶体相と準結晶相
の２相を主体とする合金粉末を得るので、準結晶相を有
し高強度で伸びに優れたアルミニウム合金粉末を得るこ
とができる。そして、このアルミニウム合金粉末を利用
し、３００〜４５０℃で０.５〜４時間、１０〜８００
ＭＰａの圧力で加圧成形することで、高強度でかつ伸び
に優れたアルミニウム合金成形体を得ることができる。
加することにより準結晶相を形成可能な２種以上の元素
とＡｌを具備する原料粉末あるいは溶製簿合金に、５〜
１００時間、メカニカルアロイング処理を施し、Ａｌ相
と準結晶相の２相、あるいは、Ａｌ固溶体相と準結晶相
の２相を主体とする合金粉末を得るので、準結晶相を有
し高強度で伸びに優れたアルミニウム合金粉末を得るこ
とができる。そして、このアルミニウム合金粉末を利用
し、３００〜４５０℃で０.５〜４時間、１０〜８００
ＭＰａの圧力で加圧成形することで、高強度でかつ伸び
に優れたアルミニウム合金成形体を得ることができる。
【００４５】次に本願発明は、先に記載のアルミニウム
合金粉末を３００〜６００℃で押出比５〜３０、押出圧
１００〜１５００ＭＰａで押出成形することで、高強度
でかつ伸びに優れたアルミニウム合金成形体を得ること
ができる。更に、アルミニウム合金成形体を製造する場
合に、先に記載の準結晶相を生成する２種以上の元素と
して、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃ
ｕ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｐｄ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎ
ｄ、Ｓｍの中から選択される２種以上の元素を用いるこ
とができる。
合金粉末を３００〜６００℃で押出比５〜３０、押出圧
１００〜１５００ＭＰａで押出成形することで、高強度
でかつ伸びに優れたアルミニウム合金成形体を得ること
ができる。更に、アルミニウム合金成形体を製造する場
合に、先に記載の準結晶相を生成する２種以上の元素と
して、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃ
ｕ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｐｄ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎ
ｄ、Ｓｍの中から選択される２種以上の元素を用いるこ
とができる。
【図１】図１は本発明製法に用いるポットを示すもの
で、図１（Ａ）はポットに母合金とボールを封入した状
態を示す図、図１（Ｂ）はポットに原料粉末とボールを
封入した状態を示す図である。
で、図１（Ａ）はポットに母合金とボールを封入した状
態を示す図、図１（Ｂ）はポットに原料粉末とボールを
封入した状態を示す図である。
【図２】図２は遊星ボールミリング装置の概略構成を示
すもので、図２（Ａ）は側面図、図２（Ｂ）は平面図で
ある。
すもので、図２（Ａ）は側面図、図２（Ｂ）は平面図で
ある。
【図３】図３は従来のＡｌ合金試料と本願発明製法によ
る押出材試料の引張強度と伸びを比較して示した図であ
る。
る押出材試料の引張強度と伸びを比較して示した図であ
る。
【図４】図４はＡｌ94.5Ｃｒ3Ｃｅ1Ｃｏ1.5なる組成の
試料のミリング時間による組織変化を示す図である。
試料のミリング時間による組織変化を示す図である。
【図５】図５はＡｌ94.5Ｃｒ3Ｃｅ1Ｃｏ1.5なる組成の
試料のミリング後の熱処理による組織変化を示す図であ
る。
試料のミリング後の熱処理による組織変化を示す図であ
る。
１、４…ポット、２…母合金、３…ボール、５…原料粉
末、６…回転軸、７…遊星ミリング装置。
末、６…回転軸、７…遊星ミリング装置。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/04 Ｃ２２Ｆ 1/04 Ａ (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―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７−48601（ＪＰ，Ａ) 粉体および粉末治金，Ｖｏｌ．42，Ｎ ｏ．10（1995）（平成７年10月15日発 行），ＰＰ．1202−1206 粉体および粉末治金，Ｖｏｌ．42，Ｎ ｏ．２（1995），ＰＰ．215−219 (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) B22F 3/14 B22F 1/00 B22F 9/02 C22C 1/04 C22C 21/00 C22F 1/04
Claims (5)
- 【請求項１】 Ａｌに添加することにより準結晶相を形
成可能な２種以上の元素とＡｌを具備する原料粉末ある
いは溶製簿合金に、５〜１００時間、メカニカルアロイ
ング処理を施し、Ａｌ相と準結晶相の２相、あるいは、
Ａｌ固溶体相と準結晶相の２相を主体とする合金粉末を
得、このアルミニウム合金粉末に３００〜４５０℃で
０.５〜４時間、１０〜８００ＭＰａの圧力で加圧成形
することを特徴とする高強度アルミニウム合金成形体の
製法。 - 【請求項２】 Ａｌに添加することにより準結晶相を形
成可能な２種以上の元素とＡｌを具備する原料粉末ある
いは溶製簿合金に、５〜１００時間、メカニカルアロイ
ング処理を施し、Ａｌ相と準結晶相の２相、あるいは、
Ａｌ固溶体相と準結晶相の２相を主体とする合金粉末を
得、このアルミニウム合金粉末に１５０〜４５０℃で
０.５〜３時間加熱後冷却する熱処理を施し、Ａｌ相と
準結晶相の２相、あるいはＡｌ固溶体相と準結晶相の２
相を主体とする合金粉末を得た後、この合金粉末に３０
０〜４５０℃で０.５〜４時間、１０〜８００ＭＰａの
圧力で加圧成形することを特徴とする高強度アルミニウ
ム合金成形体の製法。 - 【請求項３】 Ａｌに添加することにより準結晶相を形
成可能な２種以上の元素とＡｌを具備する原料粉末ある
いは溶製簿合金に、５〜１００時間、メカニカルアロイ
ング処理を施し、Ａｌ相と準結晶相の２相、あるいは、
Ａｌ固溶体相と準結晶相の２相を主体とする合金粉末を
得、このアルミニウム合金粉末を３００〜４５０℃で押
出比５〜３０、押出圧１００〜１５００ＭＰａで押出成
形することを特徴とする高強度アルミニウム合金成形体
の製法。 - 【請求項４】 Ａｌに添加することにより準結晶相を形
成可能な２種以上の元素とＡｌを具備する原料粉末ある
いは溶製簿合金に、５〜１００時間、メカニカルアロイ
ング処理を施し、Ａｌ相と準結晶相の２相、あるいは、
Ａｌ固溶体相と準結晶相の２相を主体とする合金粉末を
得、このアルミニウム合金粉末に１５０〜４５０℃で
０.５〜３時間加熱後冷却する熱処理を施し、Ａｌ相と
準結晶相の２相、あるいはＡｌ固溶体相と準結晶相の２
相を主体とする合金粉末を得た後、このアルミニウム合
金粉末を３００〜４５０℃で押出比５〜３０、押出圧１
００〜１５００ＭＰａで押出成形することを特徴とする
高強度アルミニウム合金成形体の製法。 - 【請求項５】 請求項１〜４のいずれかに記載の準結晶
相を生成する２種以上の元素として、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、
Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍ
ｏ、Ｗ、Ｐｄ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｓｍの中から選択さ
れる２種以上の元素を用いることを特徴とする高強度ア
ルミニウム合金成形体の製法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7268763A JP2886810B2 (ja) | 1995-10-17 | 1995-10-17 | 高強度アルミニウム合金成形体の製法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7268763A JP2886810B2 (ja) | 1995-10-17 | 1995-10-17 | 高強度アルミニウム合金成形体の製法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09111313A JPH09111313A (ja) | 1997-04-28 |
| JP2886810B2 true JP2886810B2 (ja) | 1999-04-26 |
Family
ID=17462981
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7268763A Expired - Fee Related JP2886810B2 (ja) | 1995-10-17 | 1995-10-17 | 高強度アルミニウム合金成形体の製法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2886810B2 (ja) |
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| KR100722530B1 (ko) * | 2005-05-30 | 2007-05-28 | 재단법인서울대학교산학협력재단 | 기계적 밀링/합금화에 의한 고강도 준결정상 강화극미세/나노구조 알루미늄 복합재료의 제조방법 |
| JP5665037B2 (ja) | 2007-03-26 | 2015-02-04 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 二元系アルミニウム合金粉末焼結材とその製造方法 |
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| CN104625066B (zh) * | 2015-01-30 | 2017-09-29 | 北京科技大学 | 一种采用两步压力熔渗制备高铌钛铝合金材料的方法 |
| CN107052349B (zh) * | 2017-04-20 | 2019-07-30 | 华能国际电力股份有限公司 | 一种奥氏体钢锅炉管内外壁表面改性的方法 |
| CN111455327B (zh) * | 2019-08-08 | 2022-04-12 | 湖南稀土金属材料研究院 | 高钪含量铝钪合金靶材及其制备方法 |
-
1995
- 1995-10-17 JP JP7268763A patent/JP2886810B2/ja not_active Expired - Fee Related
Non-Patent Citations (2)
| Title |
|---|
| 粉体および粉末治金，Ｖｏｌ．４２，Ｎｏ．１０（１９９５）（平成７年１０月１５日発行），ＰＰ．１２０２−１２０６ |
| 粉体および粉末治金，Ｖｏｌ．４２，Ｎｏ．２（１９９５），ＰＰ．２１５−２１９ |
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|---|---|
| JPH09111313A (ja) | 1997-04-28 |
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