JP2954775B2 - 微細結晶組織からなる高強度急冷凝固合金 - Google Patents
微細結晶組織からなる高強度急冷凝固合金Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、急冷凝固法により作製
され、高強度で、しかも靭性に優れた高強度急冷凝固合
金に関するものである。
され、高強度で、しかも靭性に優れた高強度急冷凝固合
金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、高強度、高耐熱性を有するアルミ
ニウム基合金が液体急冷法等によって製造されている。
特に、特開平１−２７５７３２号公報に開示されてい
る。液体急冷法によって得られるアルミニウム基合金は
非晶質又は、微細結晶質であり、高強度、高耐熱性、高
耐食性を有する優れた合金である。
ニウム基合金が液体急冷法等によって製造されている。
特に、特開平１−２７５７３２号公報に開示されてい
る。液体急冷法によって得られるアルミニウム基合金は
非晶質又は、微細結晶質であり、高強度、高耐熱性、高
耐食性を有する優れた合金である。
【０００３】しかしながら、上記従来のアルミニウム基
合金は、高強度、高耐熱性、高耐食性を示す優れた合金
であり、高強度材料としては加工性にも優れているが、
高い靭性が要求される材料としては、靭性に改善の余地
を残している。また、一般的に急冷凝固法により作製さ
れる合金は加工の際の熱的影響を受けやすく、該熱的影
響を受けることにより急激に強度等の優れた特性を失う
といった問題を有する。上記合金においても例外ではな
く、この点についても、さらなる改善の余地を残してい
る。
合金は、高強度、高耐熱性、高耐食性を示す優れた合金
であり、高強度材料としては加工性にも優れているが、
高い靭性が要求される材料としては、靭性に改善の余地
を残している。また、一般的に急冷凝固法により作製さ
れる合金は加工の際の熱的影響を受けやすく、該熱的影
響を受けることにより急激に強度等の優れた特性を失う
といった問題を有する。上記合金においても例外ではな
く、この点についても、さらなる改善の余地を残してい
る。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記問題点に
鑑み、主金属元素からなるマトリックス中に混在する主
金属元素と添加元素または、添加元素同士が生成する種
々の金属間化合物に着目し、室温における強度の改善及
び高靭性を有するとともに加工の際の熱的影響を受けて
も、急冷凝固法によって作製された特性を維持できる高
強度急冷凝固合金を提供することを目的とするものであ
る。
鑑み、主金属元素からなるマトリックス中に混在する主
金属元素と添加元素または、添加元素同士が生成する種
々の金属間化合物に着目し、室温における強度の改善及
び高靭性を有するとともに加工の際の熱的影響を受けて
も、急冷凝固法によって作製された特性を維持できる高
強度急冷凝固合金を提供することを目的とするものであ
る。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
の本発明の構成は、主金属元素とこれに添加される添加
元素とから構成される高強度急冷凝固合金において、主
金属元素の平均結晶粒径が４０〜１０００ｎｍであり、
主金属元素と添加元素とが生成する種々の金属間化合物
および／または、添加元素同士が生成する金属間化合物
の安定相または準安定相の平均粒子の大きさが１０〜８
００ｎｍであり、上記主金属元素からなるマトリックス
中に、上記金属間化合物の粒子が体積率で２０〜５０％
分布していることを特徴とする微細結晶組織からなる高
強度急冷凝固合金である。
の本発明の構成は、主金属元素とこれに添加される添加
元素とから構成される高強度急冷凝固合金において、主
金属元素の平均結晶粒径が４０〜１０００ｎｍであり、
主金属元素と添加元素とが生成する種々の金属間化合物
および／または、添加元素同士が生成する金属間化合物
の安定相または準安定相の平均粒子の大きさが１０〜８
００ｎｍであり、上記主金属元素からなるマトリックス
中に、上記金属間化合物の粒子が体積率で２０〜５０％
分布していることを特徴とする微細結晶組織からなる高
強度急冷凝固合金である。
【０００６】上記合金において、主金属元素の平均結晶
粒径は、主金属元素または主金属元素の過飽和固溶体の
マトリックスの平均結晶粒径であり、これを４０〜１０
００ｎｍの範囲に限定したのは、４０ｎｍ未満の場合、
強度は強いが延性の点で不十分であり、１０００ｎｍを
超える場合、強度が急激に低下し、高強度の合金が得ら
れなくなるためである。
粒径は、主金属元素または主金属元素の過飽和固溶体の
マトリックスの平均結晶粒径であり、これを４０〜１０
００ｎｍの範囲に限定したのは、４０ｎｍ未満の場合、
強度は強いが延性の点で不十分であり、１０００ｎｍを
超える場合、強度が急激に低下し、高強度の合金が得ら
れなくなるためである。
【０００７】また、金属間化合物の平均粒子の大きさ
は、上記マトリックス元素とその他の合金元素とが生成
する種々の金属間化合物及び／又はその他の合金元素同
士が生成する種々の金属間化合物の安定相又は準安定相
からなる粒子の平均粒子の大きさであり、これを１０〜
８００ｎｍの範囲に限定したのは、主金属元素マトリッ
クスの強化要素として働かないためである。すなわち、
１０ｎｍ未満の場合、マトリックス強化に寄与せず、必
要以上にマトリックス中に固溶させると脆化の危険を生
じる。また、８００ｎｍを越えた場合、粒子が大きくな
り過ぎて、強度の維持ができなくなるとともに強化要素
として働かなくなる。
は、上記マトリックス元素とその他の合金元素とが生成
する種々の金属間化合物及び／又はその他の合金元素同
士が生成する種々の金属間化合物の安定相又は準安定相
からなる粒子の平均粒子の大きさであり、これを１０〜
８００ｎｍの範囲に限定したのは、主金属元素マトリッ
クスの強化要素として働かないためである。すなわち、
１０ｎｍ未満の場合、マトリックス強化に寄与せず、必
要以上にマトリックス中に固溶させると脆化の危険を生
じる。また、８００ｎｍを越えた場合、粒子が大きくな
り過ぎて、強度の維持ができなくなるとともに強化要素
として働かなくなる。
【０００８】したがって、主金属元素の平均結晶粒径及
び金属間化合物の平均粒子経を上記範囲にすることによ
りヤング率、高温強度、疲労強度を向上させることがで
きる。なお、上記目的を達成するためには、種々の金属
間化合物の粒子は、主金属元素からなるマトリックス中
に分散させ混在させることが必要である。
び金属間化合物の平均粒子経を上記範囲にすることによ
りヤング率、高温強度、疲労強度を向上させることがで
きる。なお、上記目的を達成するためには、種々の金属
間化合物の粒子は、主金属元素からなるマトリックス中
に分散させ混在させることが必要である。
【０００９】また、主金属元素からなるマトリックス中
に混在させる金属間化合物の粒子を体積率で２０〜５０
％に限定したのは、２０％未満の場合、室温強度、剛性
の強化が十分でなく、５０％を越えた場合、室温におけ
る延性が劣るため、得られた材料の加工が十分に行なえ
ず、本発明の目的を達成することができないためであ
る。
に混在させる金属間化合物の粒子を体積率で２０〜５０
％に限定したのは、２０％未満の場合、室温強度、剛性
の強化が十分でなく、５０％を越えた場合、室温におけ
る延性が劣るため、得られた材料の加工が十分に行なえ
ず、本発明の目的を達成することができないためであ
る。
【００１０】上記主金属元素、添加元素としては、主金
属元素は、ＡｌまたはＭｇ、添加元素は、希土類元素
（Ｙを含む）、Ｚｒ、Ｔｉから選ばれる少なくとも１種
の元素からなる第１添加元素と、該第１添加元素に含ま
れる元素を除く還移元素、Ｌｉ，Ｓｉ，Ｍｇ，Ａｌから
選ばれる少なくとも１種の元素からなる第２添加元素で
あることが好ましい。なお、主金属元素がＡｌである場
合、第２添加元素として、Ａｌは含まれず、主金属元素
がＭｇである場合、第２添加元素としてＭｇは含まれな
いとともに、第１添加元素の希土類元素の中には、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）元素および不可避的不
純物（Ｓｉ，Ｆｅ，Ｍｇ，Ａｌなど）を含有する複合体
であるＭｍ（ミッシュメタル）が含まれる。
属元素は、ＡｌまたはＭｇ、添加元素は、希土類元素
（Ｙを含む）、Ｚｒ、Ｔｉから選ばれる少なくとも１種
の元素からなる第１添加元素と、該第１添加元素に含ま
れる元素を除く還移元素、Ｌｉ，Ｓｉ，Ｍｇ，Ａｌから
選ばれる少なくとも１種の元素からなる第２添加元素で
あることが好ましい。なお、主金属元素がＡｌである場
合、第２添加元素として、Ａｌは含まれず、主金属元素
がＭｇである場合、第２添加元素としてＭｇは含まれな
いとともに、第１添加元素の希土類元素の中には、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）元素および不可避的不
純物（Ｓｉ，Ｆｅ，Ｍｇ，Ａｌなど）を含有する複合体
であるＭｍ（ミッシュメタル）が含まれる。
【００１１】さらに、上記について具体的に例示すれ
ば、（Ｉ）一般式；Ａｌ100-a-bＸaＭ b（ただし、Ｘ；
Ｌａ，Ｃｅ，Ｍｍ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｙから選ばれる少なく
とも１種以上の元素、Ｍ；Ｎｉ，Ｃｏから選ばれる１種
もしくは２種の元素であり、ａ，ｂは原子パーセントで
０．１≦ａ≦５、５≦ｂ≦１０）、（II）一般式：Ａｌ
100-a-b-cＸaＭbＱc（ただし、Ｘ；Ｌａ，Ｃｅ，Ｍｍ，
Ｚｒ，Ｔｉ，Ｙから選ばれる少なくとも１種以上の元
素、Ｍ；Ｎｉ，Ｃｏから選ばれる１種もしくは２種の元
素、Ｑ；Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｚｎから選ばれる１種以上
の元素であり、ａ，ｂ，ｃは原子パーセントで０．１≦
ａ≦５、５≦ｂ≦１０、０．１≦ｃ≦２）で示されるも
のがさらに好ましい。
ば、（Ｉ）一般式；Ａｌ100-a-bＸaＭ b（ただし、Ｘ；
Ｌａ，Ｃｅ，Ｍｍ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｙから選ばれる少なく
とも１種以上の元素、Ｍ；Ｎｉ，Ｃｏから選ばれる１種
もしくは２種の元素であり、ａ，ｂは原子パーセントで
０．１≦ａ≦５、５≦ｂ≦１０）、（II）一般式：Ａｌ
100-a-b-cＸaＭbＱc（ただし、Ｘ；Ｌａ，Ｃｅ，Ｍｍ，
Ｚｒ，Ｔｉ，Ｙから選ばれる少なくとも１種以上の元
素、Ｍ；Ｎｉ，Ｃｏから選ばれる１種もしくは２種の元
素、Ｑ；Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｚｎから選ばれる１種以上
の元素であり、ａ，ｂ，ｃは原子パーセントで０．１≦
ａ≦５、５≦ｂ≦１０、０．１≦ｃ≦２）で示されるも
のがさらに好ましい。
【００１２】上記一般式において、原子パーセントでａ
を０．１〜５％、ｂを５〜１０％、ｃを０．１〜２％の
範囲にそれぞれ限定したものは、その範囲内であると従
来（市販）の高強度アルミニウム合金より室温から３０
０℃までの強度が高いとともに実用の加工に耐え得るだ
けの延性を備えているためである。
を０．１〜５％、ｂを５〜１０％、ｃを０．１〜２％の
範囲にそれぞれ限定したものは、その範囲内であると従
来（市販）の高強度アルミニウム合金より室温から３０
０℃までの強度が高いとともに実用の加工に耐え得るだ
けの延性を備えているためである。
【００１３】また、Ｘ元素はＬａ，Ｃｅ，Ｍｍ，Ｔｉ，
Ｚｒから選ばれる１種もしくは２種以上の元素であり、
Ｘ元素はＡｌマトリックス中の拡散能が小さい元素であ
り、種々の準安定または安定な金属間化合物を形成し、
微細結晶組織の安定化に貢献する。
Ｚｒから選ばれる１種もしくは２種以上の元素であり、
Ｘ元素はＡｌマトリックス中の拡散能が小さい元素であ
り、種々の準安定または安定な金属間化合物を形成し、
微細結晶組織の安定化に貢献する。
【００１４】また上記において、Ｍ元素はＮｉ，Ｃｏか
ら選ばれる１種もしくは２種の元素であり、Ｘ元素はＡ
ｌマトリックス中の拡散能が比較的小さい元素であり、
Ａｌマトリックス中に微細に金属間化合物として分散す
ることにより、マトリックスを強化するとともに結晶粒
の成長を制御する効果がある。すなわち合金の硬度と強
度と剛性を著しく向上させ、常温はもとより高温におけ
る微細結晶質相を安定化させ、耐熱性を付与する。
ら選ばれる１種もしくは２種の元素であり、Ｘ元素はＡ
ｌマトリックス中の拡散能が比較的小さい元素であり、
Ａｌマトリックス中に微細に金属間化合物として分散す
ることにより、マトリックスを強化するとともに結晶粒
の成長を制御する効果がある。すなわち合金の硬度と強
度と剛性を著しく向上させ、常温はもとより高温におけ
る微細結晶質相を安定化させ、耐熱性を付与する。
【００１５】さらに、上記元素の組み合わせにより既存
の加工の際に必要な延性を付与することができる。
の加工の際に必要な延性を付与することができる。
【００１６】Ｑ元素は、Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｚｎから選
ばれる少なくとも１種の元素であり、Ｑ元素はＡｌと化
合物またはＱ元素同士で化合物を作り、マトリックスを
強化するとともに、耐熱性を向上させる。また、比強
度、比弾性を向上させる。
ばれる少なくとも１種の元素であり、Ｑ元素はＡｌと化
合物またはＱ元素同士で化合物を作り、マトリックスを
強化するとともに、耐熱性を向上させる。また、比強
度、比弾性を向上させる。
【００１７】上記一般式に例示されるものにおいても、
前記理由と同様にＡｌまたはＡｌの過飽和固溶体のマト
リックスの平均結晶粒径は、４０〜１０００ｎｍ、上記
マトリックス元素とその他の合金元素とが生成する種々
の金属間化合物及び／またはその他の合金元素同士が生
成する種々の金属間化合物の安定相又は準安定相からな
る粒子の平均粒子の大きさが１０〜８００ｎｍで、Ａｌ
マトリックス中に混在される金属間化合物の粒子は、体
積率で２０〜５０％であることが必要である。さらに例
示される一般式のものにおいては、ＡｌＸ系の化合物は
体積率で、１〜３０％が好ましく、１％未満であるとマ
トリックスの粗大化を招き、強度が低下し、３０％を越
えると極端に延性の低下を招くためである。また、Ａｌ
Ｍ系の化合物は体積率で１９〜４０％が好ましく、１９
％未満であると室温における強度が低下し、４０％を越
えると延性の低下を招くためである。
前記理由と同様にＡｌまたはＡｌの過飽和固溶体のマト
リックスの平均結晶粒径は、４０〜１０００ｎｍ、上記
マトリックス元素とその他の合金元素とが生成する種々
の金属間化合物及び／またはその他の合金元素同士が生
成する種々の金属間化合物の安定相又は準安定相からな
る粒子の平均粒子の大きさが１０〜８００ｎｍで、Ａｌ
マトリックス中に混在される金属間化合物の粒子は、体
積率で２０〜５０％であることが必要である。さらに例
示される一般式のものにおいては、ＡｌＸ系の化合物は
体積率で、１〜３０％が好ましく、１％未満であるとマ
トリックスの粗大化を招き、強度が低下し、３０％を越
えると極端に延性の低下を招くためである。また、Ａｌ
Ｍ系の化合物は体積率で１９〜４０％が好ましく、１９
％未満であると室温における強度が低下し、４０％を越
えると延性の低下を招くためである。
【００１８】特に上記一般式に例示されるものにおい
て、分散しているＭ系の化合物として望ましいのは、Ａ
ｌ3Ｎｉ，Ａｌ9Ｃｏ2であり、Ｘ系の化合物としては、
Ｃｅ3Ａｌ11，Ａｌ4Ｃｅ，Ｌａ3Ａｌ11，Ｍｍ3Ａｌ11，
Ａｌ3Ｔｉ，Ａｌ3Ｚｒ等が望ましく、Ａｌ3Ｔｉ，Ａｌ3
Ｚｒについては、準安定相の化合物の方が微細分散に寄
与する効果が高い。
て、分散しているＭ系の化合物として望ましいのは、Ａ
ｌ3Ｎｉ，Ａｌ9Ｃｏ2であり、Ｘ系の化合物としては、
Ｃｅ3Ａｌ11，Ａｌ4Ｃｅ，Ｌａ3Ａｌ11，Ｍｍ3Ａｌ11，
Ａｌ3Ｔｉ，Ａｌ3Ｚｒ等が望ましく、Ａｌ3Ｔｉ，Ａｌ3
Ｚｒについては、準安定相の化合物の方が微細分散に寄
与する効果が高い。
【００１９】本発明の合金の製造方法は、単ロール法、
ガス又は水アトマイズ法、液中紡糸法などの液体急冷法
で、通常の凝固プロセスの冷却速度を１０7〜１０2Ｋ／
ｓｅｃの範囲で適宜コントロールすることによって直
接、薄帯、粉末、細線等の材料として作製できる。
ガス又は水アトマイズ法、液中紡糸法などの液体急冷法
で、通常の凝固プロセスの冷却速度を１０7〜１０2Ｋ／
ｓｅｃの範囲で適宜コントロールすることによって直
接、薄帯、粉末、細線等の材料として作製できる。
【００２０】また、スパッタリング法、イオンビームス
パッタ法、蒸着法等の気相蒸着手段を利用することによ
っても、直接的に箔状の材料として作製できる。
パッタ法、蒸着法等の気相蒸着手段を利用することによ
っても、直接的に箔状の材料として作製できる。
【００２１】同様に機械的合金法（メカニカルアロイン
グ；ＭＡ法）によっても粉末を作製できる。
グ；ＭＡ法）によっても粉末を作製できる。
【００２２】さらに、特開平３−２５３５２５号公報に
示されるような、二段凝固手段を用いても、その冷却速
度を適宜コントロールすることにより、本発明の合金固
化材を直接的に作製することができる。また固化材とし
て作製する場合、上記により得られた、薄帯、粉末、細
線、箔等の材料を集成し、これを通常の塑性変形手段で
加工することができる。
示されるような、二段凝固手段を用いても、その冷却速
度を適宜コントロールすることにより、本発明の合金固
化材を直接的に作製することができる。また固化材とし
て作製する場合、上記により得られた、薄帯、粉末、細
線、箔等の材料を集成し、これを通常の塑性変形手段で
加工することができる。
【００２３】その際、急冷凝固などで作製された微細組
織を有する粉末や薄片等は、温間５０〜５００℃、さら
に好ましくは、３２０〜４４０℃で塑性変形するのが望
ましく、この際の温度履歴により、より適した結晶組織
とすることができる。
織を有する粉末や薄片等は、温間５０〜５００℃、さら
に好ましくは、３２０〜４４０℃で塑性変形するのが望
ましく、この際の温度履歴により、より適した結晶組織
とすることができる。
【００２４】なお上記において、機械的合金法を用いた
場合、酸化物、窒化物などが形成され、これを集成して
固化材を作製した材料は、高温強度により優れたものが
得られる。
場合、酸化物、窒化物などが形成され、これを集成して
固化材を作製した材料は、高温強度により優れたものが
得られる。
【００２５】上記により得られた本発明の合金は、１０
-3〜１０2ｓ-1の歪速度の領域において３００〜６００
℃の温度範囲で超塑性加工やその際の拡散接合が可能に
なる。
-3〜１０2ｓ-1の歪速度の領域において３００〜６００
℃の温度範囲で超塑性加工やその際の拡散接合が可能に
なる。
【００２６】
【実施例】以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明
する。
する。
【００２７】実施例１ ガスアトマイズ装置により所定の成分組成を有するアル
ミニウム基合金粉末（ＡｌbalＮｉ5〜10Ｃｅ0.5〜4）を
作製する。作製されたアルミニウム基合金粉末を金属カ
プセルに充填後、脱ガスを行ないながら押出用のビレッ
トを作製する。このビレットを押出機にて３２０〜４４
０℃の温度で押出しを行ない各試料を作製した。
ミニウム基合金粉末（ＡｌbalＮｉ5〜10Ｃｅ0.5〜4）を
作製する。作製されたアルミニウム基合金粉末を金属カ
プセルに充填後、脱ガスを行ないながら押出用のビレッ
トを作製する。このビレットを押出機にて３２０〜４４
０℃の温度で押出しを行ない各試料を作製した。
【００２８】上記の製造条件により得られた各試料（押
出材；固化材）の室温及び２００℃における機械的性質
（引張強度）と析出した金属間化合物の体積率との関係
について調べた。
出材；固化材）の室温及び２００℃における機械的性質
（引張強度）と析出した金属間化合物の体積率との関係
について調べた。
【００２９】この結果を図１に示す。
【００３０】なお、上記金属間化合物の体積率は、得ら
れた固化材をＴＥＭによる画像解析の手法を用いて測定
を行なった。また、上記試料により析出した金属間化合
物は、主にＡｌ3Ｎｉ，Ｃｅ3Ａｌ11などであった。さら
に、ＴＥＭ観察の結果、上記試料は平均結晶粒径４０〜
１０００ｎｍのアルミニウムまたはアルミニウムの過飽
和固溶体のマトリックスであり、かつマトリックス元素
とその他の合金元素とが生成する種々の金属間化合物及
び／又はその他の合金元素同士が生成する種々の金属間
化合物の安定相又は準安定相からなる粒子が前記マトリ
ックス中に均一に分布し、その金属間化合物の平均粒子
の大きさが１０〜８００ｎｍであった。図１によれば室
温及び２００℃の高温強度とは、金属間化合物の粒子が
体積率で２０％以上から急激に上昇し、約５０％から徐
々に減少することが分かる。
れた固化材をＴＥＭによる画像解析の手法を用いて測定
を行なった。また、上記試料により析出した金属間化合
物は、主にＡｌ3Ｎｉ，Ｃｅ3Ａｌ11などであった。さら
に、ＴＥＭ観察の結果、上記試料は平均結晶粒径４０〜
１０００ｎｍのアルミニウムまたはアルミニウムの過飽
和固溶体のマトリックスであり、かつマトリックス元素
とその他の合金元素とが生成する種々の金属間化合物及
び／又はその他の合金元素同士が生成する種々の金属間
化合物の安定相又は準安定相からなる粒子が前記マトリ
ックス中に均一に分布し、その金属間化合物の平均粒子
の大きさが１０〜８００ｎｍであった。図１によれば室
温及び２００℃の高温強度とは、金属間化合物の粒子が
体積率で２０％以上から急激に上昇し、約５０％から徐
々に減少することが分かる。
【００３１】また、試料の室温での延性は、金属間化合
物の粒子が体積率で増加するにつれ、減少し、体積率５
０％を越えて、一般的な加工に最低限必要な（２％）よ
り低下した。
物の粒子が体積率で増加するにつれ、減少し、体積率５
０％を越えて、一般的な加工に最低限必要な（２％）よ
り低下した。
【００３２】また、上記製造条件により得られた各試料
について、主たる金属間化合物である。Ａｌ3Ｎｉ，Ｃ
ｅ3Ａｌ11について、夫々の金属間化合物の粒子の変化
にともなう室温及び２００℃の高温強度の変化について
調べた。
について、主たる金属間化合物である。Ａｌ3Ｎｉ，Ｃ
ｅ3Ａｌ11について、夫々の金属間化合物の粒子の変化
にともなう室温及び２００℃の高温強度の変化について
調べた。
【００３３】この結果を図２及び図３に示す。
【００３４】なお、図２において試料の組成は、Ａｌ
balＮｉ5〜10Ｃｅ1.5を用い、Ｃｅ3Ａｌ11の金属間化合
物の粒子の体積率を１０％と固定して、Ａｌ3Ｎｉ金属
間化合物の粒子の体積率の変化にともなう強度の変化を
調べた。
balＮｉ5〜10Ｃｅ1.5を用い、Ｃｅ3Ａｌ11の金属間化合
物の粒子の体積率を１０％と固定して、Ａｌ3Ｎｉ金属
間化合物の粒子の体積率の変化にともなう強度の変化を
調べた。
【００３５】また、図３において、試料の組成は、Ａｌ
balＮｉ8〜8.5Ｃｅ1〜4を用い、Ａｌ3Ｎｉの金属間化合
物の粒子の体積率を３０％と固定して、Ｃｅ3Ａｌ11の
金属間化合物の粒子の体積率の変化にともなう強度の変
化を調べた。
balＮｉ8〜8.5Ｃｅ1〜4を用い、Ａｌ3Ｎｉの金属間化合
物の粒子の体積率を３０％と固定して、Ｃｅ3Ａｌ11の
金属間化合物の粒子の体積率の変化にともなう強度の変
化を調べた。
【００３６】図２によれば、室温及び２００℃の高温強
度は、Ａｌ3Ｎｉの金属間化合物の粒子が体積率で１９
％以上より急激に上昇し、４０％を越えると急激に低下
することが分かる。また、図３によれば室温及び２００
℃の高温強度は、Ｃｅ3Ａｌ11の金属間化合物の粒子が
体積率で１％以上より急激に上昇し、２０％を越えて急
激に低下することが分かる。この際高温強度は３０％を
越えて急激な低下がみられた。また、上記試料について
室温での延びは、Ａｌ3Ｎｉの金属間化合物の場合４０
％を越えると、またＣｅ3Ａｌ11の金属間化合物の場
合、３０％を越えると、一般的な加工に最低限必要な
（２％）より低下した。
度は、Ａｌ3Ｎｉの金属間化合物の粒子が体積率で１９
％以上より急激に上昇し、４０％を越えると急激に低下
することが分かる。また、図３によれば室温及び２００
℃の高温強度は、Ｃｅ3Ａｌ11の金属間化合物の粒子が
体積率で１％以上より急激に上昇し、２０％を越えて急
激に低下することが分かる。この際高温強度は３０％を
越えて急激な低下がみられた。また、上記試料について
室温での延びは、Ａｌ3Ｎｉの金属間化合物の場合４０
％を越えると、またＣｅ3Ａｌ11の金属間化合物の場
合、３０％を越えると、一般的な加工に最低限必要な
（２％）より低下した。
【００３７】実施例２ 上記実施例１と同様にして表１に示す各種成分を有する
押出材（固化材）を作製し、これについて、室温におけ
る機械的性質（引張強度）を調べた。なお、表中には、
主な析出した金属間化合物相及びその体積率を明記し
た。
押出材（固化材）を作製し、これについて、室温におけ
る機械的性質（引張強度）を調べた。なお、表中には、
主な析出した金属間化合物相及びその体積率を明記し
た。
【００３８】この結果を表１に示す。
【００３９】表１より本発明の押出材（固化材）は室温
における引張強度において、優れた特性を有することが
分かる。
における引張強度において、優れた特性を有することが
分かる。
【００４０】また、表中に示される押出材の伸びは全て
一般的な加工に最低限必要な（２％）は得られていた。
一般的な加工に最低限必要な（２％）は得られていた。
【００４１】なお、本実施例の合金においても、平均結
晶粒径４０〜１０００ｎｍのアルミニウムまたはアルミ
ニウムの過飽和固溶体のマトリックスであり、かつマト
リックス元素とその他の合金元素とが生成する種々の金
属間化合物及び／又はその他の合金元素同士が生成する
種々の金属間化合物の安定相又は準安定相からなる粒子
が前記マトリックス中に均一に分布し、その金属間化合
物の平均粒子の大きさが１０〜８００ｎｍであった。
晶粒径４０〜１０００ｎｍのアルミニウムまたはアルミ
ニウムの過飽和固溶体のマトリックスであり、かつマト
リックス元素とその他の合金元素とが生成する種々の金
属間化合物及び／又はその他の合金元素同士が生成する
種々の金属間化合物の安定相又は準安定相からなる粒子
が前記マトリックス中に均一に分布し、その金属間化合
物の平均粒子の大きさが１０〜８００ｎｍであった。
【００４２】
【表１】
【００４３】
【発明の効果】以上のように本発明の急冷凝固合金は、
室温及び高温における強度に優れているとともに、優れ
た靭性を有する。また、加工の際の熱的影響を受けても
急冷凝固法によって作製された優れた特性を維持するこ
とができるものである。
室温及び高温における強度に優れているとともに、優れ
た靭性を有する。また、加工の際の熱的影響を受けても
急冷凝固法によって作製された優れた特性を維持するこ
とができるものである。
【図１】
【図２】
【図３】以上、実施例に記載の合金における化合物相の
体積率と引張強度との関係を示すグラフである。
体積率と引張強度との関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 21/00 C22C 23/00 C22C 45/00 C22C 45/08
Claims (6)
- 【請求項１】 主金属元素とこれに添加される添加元素
とから構成される高強度急冷凝固合金において、主金属
元素の平均結晶粒径が４０〜１０００ｎｍであり、主金
属元素と添加元素とが生成する種々の金属間化合物およ
び／または、添加元素同士が生成する金属間化合物の安
定相または準安定相の平均粒子の大きさが１０〜８００
ｎｍであり、上記主金属元素からなるマトリックス中
に、上記金属間化合物の粒子が体積率で２０〜５０％分
布していることを特徴とする微細結晶組織からなる高強
度急冷凝固合金。 - 【請求項２】 主金属元素がＡｌまたはＭｇであり、添
加元素は希土類元素（Ｙを含む）、Ｚｒ，Ｔｉから選ば
れる少なくとも１種の元素からなる第１添加元素と、該
第１添加元素に含まれる元素を除く遷移元素Ｌｉ，Ｓ
ｉ，Ｍｇ，Ａｌから選ばれる少なくとも１種の元素から
なる第２添加元素であることを特徴とする請求項１記載
の微細結晶組織からなる高強度急冷凝固合金。 - 【請求項３】 高強度急冷凝固合金が、 一般式；Ａｌ100-a-bＸaＭb （ただし、Ｘ；Ｌａ，Ｃｅ，Ｍｍ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｙから
選ばれる少なくとも１種以上の元素、 Ｍ；Ｎｉ，Ｃｏから選ばれる１種もしくは２種の元素で
あり、 ａ，ｂは原子パーセントで０．１≦ａ≦５、５≦ｂ≦１
０）で示され、主として、ＡｌＸ系の金属間化合物が体
積率で１〜３０％、ＡｌＭ系の金属間化合物が体積率で
１９〜４０％であることを特徴とする請求項２記載の微
細結晶組織からなる高強度急冷凝固合金。 - 【請求項４】 ＡｌＸ系の金属間化合物が、Ｃｅ3Ａｌ
11，Ａｌ4Ｃｅ，Ｍｍ3Ａｌ11，Ａｌ3Ｔｉ，Ａｌ3Ｚｒで
あり、ＡｌＭ系の金属間化合物がＡｌ3Ｎｉ，Ａｌ9Ｃｏ
2であることを特徴とする請求項３記載の微細結晶組織
からなる高強度急冷凝固合金。 - 【請求項５】 高強度急冷凝固合金が、 一般式；Ａｌ100-a-b-cＸaＭbＱc （ただし、Ｘ；Ｌａ，Ｃｅ，Ｍｍ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｙから
選ばれる少なくとも１種以上の元素、 Ｍ；Ｎｉ，Ｃｏから選ばれる１種もしくは２種の元素、 Ｑ；Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｚｎから選ばれる少なくとも１
種以上の元素であり、 ａ，ｂ、ｃは原子パーセントで０．１≦ａ≦５、５≦ｂ
≦１０、０．１≦ｃ≦２）で示され、主として、ＡｌＸ
系の金属間化合物が体積率で１〜３０％、ＡｌＭ系の金
属間化合物が体積率で１９〜４０％であることを特徴と
する請求項２記載の微細結晶組織からなる高強度急冷凝
固合金。 - 【請求項６】 ＡｌＸ系の金属間化合物が、Ｃｅ3Ａｌ
11，Ａｌ4Ｃｅ，Ｍｍ3Ａｌ11，Ａｌ3Ｔｉ，Ａｌ3Ｚｒで
あり、ＡｌＭ系の金属間化合物がＡｌ3Ｎｉ，Ａｌ9Ｃｏ
2であることを特徴とする請求項５記載の微細結晶組織
からなる高強度急冷凝固合金。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4028022A JP2954775B2 (ja) | 1992-02-14 | 1992-02-14 | 微細結晶組織からなる高強度急冷凝固合金 |
| DE69310954T DE69310954T2 (de) | 1992-02-14 | 1993-02-12 | Hochfestige, rasch erstarrte Legierung |
| EP93102273A EP0558977B1 (en) | 1992-02-14 | 1993-02-12 | High-strength, rapidly solidified alloy |
| US08/318,531 US5647919A (en) | 1992-02-14 | 1994-10-05 | High strength, rapidly solidified alloy |
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|---|---|---|---|
| JP4028022A JP2954775B2 (ja) | 1992-02-14 | 1992-02-14 | 微細結晶組織からなる高強度急冷凝固合金 |
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|---|---|
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|---|---|---|---|---|
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| 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 |
| JP2785910B2 (ja) * | 1994-08-25 | 1998-08-13 | 本田技研工業株式会社 | 耐熱・耐摩耗性アルミニウム合金、アルミニウム合金製リテーナ及びアルミニウム合金製バルブリフタ |
| 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 |
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| US7387578B2 (en) * | 2004-12-17 | 2008-06-17 | Integran Technologies Inc. | Strong, lightweight article containing a fine-grained metallic layer |
| DE102015220766B4 (de) * | 2014-10-23 | 2019-05-23 | Leibniz-Institut Für Festkörper- Und Werkstoffforschung Dresden E.V. | Verfahren zur Herstellung eines umgeformten Körpers aus vollkristallinen, metastabilen Materialien |
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| US4675157A (en) * | 1984-06-07 | 1987-06-23 | Allied Corporation | High strength rapidly solidified magnesium base metal alloys |
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1993
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-
1994
- 1994-10-05 US US08/318,531 patent/US5647919A/en not_active Expired - Fee Related
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