JP3125042B2 - 高比強度型超塑性アルミニウム−マグネシウム系粉末冶金合金の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、軽量性、機械的強
度、延性、耐食性などの特性が格段に優れるとともに、
それらの特性に加えて超塑性特性を発現し、複雑形状物
品にも適用できるような高比強度型超塑性アルミニウム
−マグネシウム系粉末冶金合金の製造方法に関するもの
である。

【０００２】

【従来の技術】アルミニウム−マグネシウム系合金は、
耐食性、とりわけ耐海水性に優れるとともに、固溶体硬
化ならびに加工硬化による適度な強度を有し、かつ軽量
性、成形加工性、溶接性にも優れている。そのため、光
ディスク基板や機器部品、また、建築、車両、船舶、化
学プラントなどに広く用いられている。このアルミニウ
ム−マグネシウム系合金においては、マグネシウムの添
加量が増加すると強度が高くなり、一方、マグネシウム
が実用金属の中では最軽量の元素であることから、同合
金の密度は低下することが既に分かっている。

【０００３】しかしながら、添加するマグネシウムの量
が増加すると、従来手法による溶解鋳造材では偏析や鋳
造割れが生じ、一方、展伸材では圧延性や鍛造性等の塑
性加工性が低下するなどの重大な問題点があった。その
ため、実用合金におけるマグネシウムの添加量はおよそ
５ｗｔ％程度に抑えられねばならないのが現状であっ
た。また、近年では、技術の高度化・高効率化等にとも
ない、各種部品に対しても複雑形状化の要求が一層強く
なっているが、アルミニウム−マグネシウム系合金で
は、上述のごとく、マグネシウムの多量添加は鋳造材に
おける鋳造割れ、展伸材における塑性加工性の低下等を
もたらすために、この要求に対しても対応できなかっ
た。

【０００４】しかし、アルミニウム−マグネシウム系合
金に、高温において異常な高延性を示す超塑性特性を付
与することができれば、種々の複雑形状物品を、少ない
工程、少ない部品点数で、しかも低容量の成形加工装置
でもって製造できることになり、その工業的意義は非常
に大きいものとなる。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】このような問題に対処
し、本発明者は、従来からの汎用の溶解鋳造法ではな
く、組織制御を行いやすい粉末冶金法に注目し、その中
でも粉末製造法として慣用的に用いられている空気噴霧
法やガス噴霧法の場合よりも、さらに速い冷却速度を達
成できる急冷凝固粉末法に着眼して、鋭意研究を重ねた
結果、該方法によって得られた粉末を出発原料として、
これに最適な固化成形プロセスを施すことにより、軽
量、高強度、高延性はもとより、高温では超塑性特性を
発現して、極めて優れた成形加工性を有するアルミニウ
ム−マグネシウム系合金が得られることを確かめた。

【０００６】本発明は、かかる知見に基づくものであ
り、したがって、その技術的課題は、軽量性、機械的強
度、延性、耐食性などの特性が格段に優れるとともに、
それらの特性に加えて超塑性特性を発現し、複雑形状物
品にも適用できるような高比強度型超塑性アルミニウム
−マグネシウム系粉末冶金合金の製造方法を提供するこ
とにある。

【０００７】すなわち、本発明の技術的課題は、マグネ
シウムの添加量を１０ｗｔ％程度まで増加させて、アル
ミニウム合金のより一層の軽量化、高強度化を図るとと
もに、室温での高延性化をも図り、さらに、それらの特
性に加えて高温における超塑性特性を発現させるように
したアルミニウム−マグネシウム系合金の製造方法を開
発し、今後より一層求められる複雑形状物品へのアルミ
ニウム−マグネシウム系合金の適用を可能にすることに
ある。つまり、成形時にはきわめて容易に複雑な形状に
なり、実際に使用する時には軽くてしかも強く、ねばり
のあるアルミニウム−マグネシウム系合金の製造方法を
得ることにある。

【０００８】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
の本発明のアルミニウム−マグネシウム系粉末冶金合金
製造方法は、マトリックスであるアルミニウム中に８〜
１２ｗｔ％のマグネシウムと０．６〜１．０ｗｔ％のジ
ルコニウムを含むアルミニウム−マグネシウム系急冷凝
固合金粉末を、１０⁴ ℃／ｓｅｃ以上の冷却速度の下で
製造し、これを出発原料として、大気中でプラズマ放電
焼結により予備成形体を作製し、これに熱間押出し加工
を加えて固化成形し、あるいは上記プラズマ放電焼結を
経ることなく、大気中で直接、熱間押出し加工を加えて
固化成形し、超塑性特性を発現させることを特徴とする
ものである。

【０００９】これらの固化成形プロセスを採用すること
によって、本発明者が確かめているように（後記実施例
参照）、急冷凝固粉末が有する微細・均質組織、過飽和
固溶体組織を保持したままの粉末冶金合金を製造するこ
とができる。合金の組織の微細・均質化は、室温におけ
る延性を損なうことなく強度を向上させることができる
有力な手段であり、一方、高温においては超塑性の発現
に必要・不可欠な条件である。

【００１０】

【発明の実施の形態】本発明の方法をさらに具体的に説
明すると、まず、アルミニウム−マグネシウム系粉末冶
金合金において超塑性を発現させるためには、組織が微
細・均質でなければならない。この必須条件を満足させ
るために、本発明においては、出発原料として、マトリ
ックスであるアルミニウム中に８〜１２ｗｔ％のマグネ
シウムと０．６〜１．０ｗｔ％のジルコニウムを含むア
ルミニウム−マグネシウム系合金で、遠心噴霧法あるい
はその他の方法により、冷却速度が１０⁴ ℃／ｓｅｃ以
上、通常は１０⁵ 〜１０⁴ ℃／ｓｅｃに達する急冷凝固
により得られた合金粉末、薄帯を用いる。このような格
段に速い冷却速度によって得られた急冷凝固粉末等にお
いては、従来の溶解鋳造法では非常に粗大に晶出したア
ルミニウム−マグネシウム化合物およびアルミニウムー
ジルコニウム化合物は消失するとともに、合金元素であ
るマグネシウムやジルコニウムはアルミニウムマトリッ
クス中に均一に固溶して、アルミニウム単相となってい
る。

【００１１】上記出発原料を得るためのアルミニウム中
へのマグネシウムとジルコニウムの添加は、例えば、合
金の形で加えることができる。すなわち、純アルミニウ
ムへアルミニウム−マグネシウム母合金とアルミニウム
−ジルコニウム母合金を所定の組成になるように秤量、
添加して、合金化することができる。また、冷却速度が
１０⁵ 〜１０⁴ ℃／ｓｅｃに達する上記合金の急冷凝固
粉末（フレーク状を含む）や急冷凝固薄帯は、上記遠心
噴霧法以外の次のような方法でも得ることができる。こ
のような高い冷却速度を達成するためには、得られる材
料の体積を小さくする必要があり、そのため、得られる
材料形態は粉末、薄帯等になる。

【００１２】．超音波ガス噴霧法：１００kHz 程度の
超音波を噴霧ガスにかけることによって、微細な噴霧粒
子とし、冷却速度を向上させる。 ．回転水中噴霧法：回転するドラム中に冷却媒体を入
れ、遠心力で冷却液層を形成させ、その中に溶湯を噴射
して噴霧化と冷却を行う。 ．噴霧ロール法：通常のガス噴霧法とロール法を組み
合わせたもので、ガス噴霧を行った後、噴霧溶湯が凝固
する以前に水冷された回転ロールへ衝突させて急冷す
る。 ．双ロール法：水冷された回転ロール間に溶湯を噴出
して連続状の薄帯を製造したり、操作条件によっては、
ロール間にキャビテーションを発生させて溶湯を分断
し、フレーク状のものを得る。 ．単ロール法：水冷された回転ロール上に溶湯を噴出
して急冷凝固薄帯を製造する。

【００１３】また、上記遠心噴霧法において、高冷却速
度を達成するためには、噴霧液滴の径を小さくする（回
転円盤の回転速度を上げたり、回転円盤の直径を大きく
する等）、熱伝導率の高いガス（ヘリウム等）を大量に
使用する、ガスと噴霧液滴との相対速度を大きくする
（冷却ガスの流速を増加させる）等の手段がある。な
お、慣用の空気噴霧法やガス噴霧法の場合の冷却速度
は、粉末粒径に依存するが、同一粒径で比較した場合、
これらの汎用の噴霧法では遠心噴霧法の場合よりもおよ
そ１桁遅い１０³ ℃／ｓｅｃ程度の冷却速度になる。

【００１４】このような出発原料のアルミニウム−マグ
ネシウム系急冷凝固粉末等は、大気中でプラズマ放電焼
結した後に、これもまた大気中で熱間押出し加工を加え
て固化成形し、超塑性特性を有するアルミニウム−マグ
ネシウム系粉末冶金合金を得る。また、プラズマ放電焼
結の工程を省略して該粉末を直接、大気中で熱間押出し
加工して粉末冶金合金を得ることもできる。

【００１５】上記プラズマ放電焼結は数分間の短時間で
終了するもので、焼結時におけるプラズマ放電による衝
撃で、粒子の表面に熱やひずみのエネルギーが蓄積さ
れ、粒子表面を活性化し、粉末表面に吸着しているガス
やよごれ、さらに数ｎｍのオーダーの酸化皮膜の一部が
破壊されて清浄な粒子表面が現出し、粉末粒子同士の結
合が促進される。次いで、プラズマ放電焼結で成形され
た予備成形体に、大気中での熱間押し出し加工を施す。
この場合の押出し温度は３５０〜４７０℃程度、押出し
比は５０以上、望ましくは１００程度である。

【００１６】固化成形プロセスの簡略化のためには、上
記プラズマ放電焼結による粉末の予備成形を行わず、粉
末を直接、押出し加工することもできる。その場合に
は、粉末の保存をデシケータ中で行い、さらに望ましく
は真空デシケータ中で行う等の厳重な管理が望まれる。
すなわち、粉末の保存を大気中等で行っていると、粉末
表面には大気中の水分が多量に吸着し、そのような粉末
に脱ガス処理を行わずに直接押出し加工を施すと、最悪
の場合には粉末冶金合金の内部に欠陥が生じることもあ
る。

【００１７】上記のようにして作製されたアルミニウム
−マグネシウム系粉末冶金合金は、その組織が微細・均
質化および過飽和固溶体化されているため、室温におい
ては、強度や延性が大きく、一方、高温においては、４
５０〜４８０℃程度の適切な加工温度と、１０^ー1ｓ^ー1程
度の適切なひずみ速度、すなわち加工速度の下で成形加
工することによって、超塑性を発現し、複雑形状物品を
容易に製造することができる。

【００１８】上述した出発合金において、アルミニウム
へのマグネシウムの添加量が８ｗｔ％よりも少ないと、
アルミニウム−マグネシウム合金の軽量化及び高強度化
に対して十分ではない。一方、マグネシウムの添加量が
１２ｗｔ％よりも多くなると、凝固収縮率が大きくなっ
て、急冷凝固粉末の場合といえども粉末表面に凝固に伴
う収縮割れが発生する場合が生じてくる。したがって、
マグネシウムの添加量は、８〜１２ｗｔ％が適当であ
る。

【００１９】一方、アルミニウムへ添加されたジルコニ
ウムは、急冷凝固によってアルミニウムマトリックス中
に強制固溶（過飽和固溶）され、その後の加熱・熱処理
によって準安定相の微細なＡｌ₃ Ｚｒ化合物となって析
出する。このＡｌ₃ Ｚｒ化合物は、マトリックス中に微
細に均質分散しているため、安定化されたサブグレイン
組織を形成し、室温においては粒子分散型として強度の
向上に寄与し、一方、超塑性を発現するような高温にお
いては、Ａｌ₃ Ｚｒ化合物がマトリックス粒界のピン止
め作用をし、結晶粒成長の阻止効果に大きな役割を果た
すものである。このジルコニウムの量が０．６ｗｔ％よ
り少ないと、上記の効果が十分に発揮されない。逆に、
１．０ｗｔ％よりも多くなると、強制固溶されなかった
ジルコニウムがＡｌ₃ Ｚｒ化合物の形で粗大に溶湯から
晶出して、室温や高温における機械的性質や超塑性特性
を低下させることになる。よって、ジルコニウムの添加
量は０．６〜１．０ｗｔ％が適当である。

【００２０】

【実施例】

［実施例１］合金組成が、Ａｌ−１０Ｍｇ−０．８Ｚｒ
（ｗｔ％）である急冷凝固粉末を、遠心噴霧法により１
０⁵ 〜１０⁴ ℃／ｓｅｃの冷却速度の下で製造した。得
られた粉末を１４９μｍ以下に分級後、２９ＭＰａの成
形圧力を作用させた状態でパルス状の電圧を４分間印加
し、４５０℃でプラズマ放電焼結を行った。次いで、大
気中で、温度４６６℃、押出し比１１０の下で熱間押出
し加工を行った。このようにして得られたアルミニウム
−マグネシウム系粉末冶金合金の室温における引張強さ
と伸びは、熱処理等を施すことなく、各々、５４０ＭＰ
ａと２８％であった。

【００２１】これらの値は、ほぼ同一組成の鋳造合金
（ＡＣ７Ｂ）のＴ４処理材の引張強さが２９４ＭＰａ、
伸びが１０％であることと比較して、大幅に優れてい
る。さらに、規格化されているアルミニウム合金中で最
高強度を有する超々ジュラルミンＡ７０７５の引張強さ
５３９ＭＰａ以上、伸び７％以上（高強度化のために熱
処理が付加されている［ＪＩＳ Ｈ ４０４０参照］）
の値と比較しても遜色のないものである。

【００２２】また、この実施例において得られた粉末冶
金合金のマイクロビッカース硬さはＨＶ＝１４６であ
り、ほぼ同一組成の鋳造合金（ＡＣ７Ｂ）のブリネル硬
さＨＢ＝７５（ＨＶ換算：８４）に比して大幅に優れて
いる。さらに、この粉末冶金合金では、１０ｗｔ％のマ
グネシウムを含むので、密度は純アルミニウムよりも約
４％低く、Ａ７０７５合金よりも約７％低い２．６０Ｍ
ｇ／ｍ³ である。したがって、比強度は２０８ＭＰａ・
ｍ³ ／Ｍｇとなり、高強度チタン合金並みの大きな値を
有する。室温におけるこれらの機械的性質の向上は、組
織微細化の効果と固溶体強化の効果が重畳された結果で
ある。

【００２３】図１には、得られた粉末冶金合金の高温に
おける超塑性特性試験を行った結果の伸びと試験温度と
の関係を、実施例２および比較例の結果とともに示して
いる。この試験結果によれば、本実施例１における合金
の伸びは試験温度の上昇にともなって向上し、４８０℃
の温度で最大値６１６％を示した。また、図２は、同粉
末冶金合金の高温における超塑性特性試験を行った結果
の伸びを、初期ひずみ速度、すなわち加工速度との関係
で示したものである。なお、同図には実施例２および比
較例の結果も併せて示している。この試験結果によれ
ば、伸びには速度依存性がみられ、本実施例の合金の場
合、１０^-1ｓ^-1程度の比較的高速度域で最大伸びを示し
ている。

【００２４】［実施例２］実施例１と同じ粉末を用い
て、プラズマ放電焼結で予備成形することなく、同粉末
に対して大気中で直接、押出し加工を加えた。押出し加
工の際の諸条件は実施例１に同じである。このようにし
て得られた粉末冶金合金の高温における超塑性特性試験
を行った結果、図１に示すように、伸びは試験温度の上
昇にともなって向上し、４８０℃の温度で最大値を示し
た。しかし、その値は実施例１の最大値に比べると小さ
い。同粉末冶金合金の超塑性特性試験を初期ひずみ速度
を変化させて行った結果、図２に示すように、１０^-1ｓ
^-1程度の初期ひずみ速度で伸びは最大値を示している
が、その値は実施例１に比較して小さい。

【００２５】［比較例］慣用的に粉末冶金法で用いられ
ている真空ホットプレスによって予備成形体を作製し、
それを実施例１と同じ条件の下で熱間押出し加工して粉
末冶金合金を得た。用いた粉末は実施例１と同じであ
る。このようにして得られた粉末冶金合金の高温におけ
る超塑性特性試験を行った結果、図１に示すように、伸
びは実施例１および実施例２の場合と同様に試験温度の
上昇にともなって向上する傾向を示しているが、その程
度は小さく、最大伸びも実施例１および実施例２の場合
に比して大幅に小さい。また、同合金の高温における超
塑性特性試験を行った結果、図２に示すように、伸びに
及ぼすひずみ速度依存性は極めて小さく、実施例１およ
び実施例２の場合における伸びに比して大幅に小さい。
この比較例で明らかにされたように、超塑性特性に及ぼ
す固化成形プロセスの影響は大きく、本発明の方法によ
るアルミニウム−マグネシウム系粉末冶金合金の優位性
が確認された。

【００２６】

【発明の効果】以上に詳述したように、本発明の方法に
よれば、軽量でかつ高強度、高延性等の優れた室温での
機械的性質を有するとともに、高温においては超塑性を
発現するアルミニウム−マグネシウム系粉末冶金合金を
得ることができるため、今後より一層求められる複雑形
状物品が容易に製造できることになる。すなわち、加工
段階では超塑性を発現して極めて容易に目的とする複雑
な形状となり、実際に使用するときには軽くてしかも強
い材料を製造できることになる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施例および比較例によって作製した
アルミニウム−マグネシウム系粉末冶金合金の高温引張
試験を行った際の伸びと試験温度との関係を表す図であ
る。

【図２】本発明の実施例および比較例によって作製した
アルミニウム−マグネシウム系粉末冶金合金の高温引張
試験を行った際の伸びと初期ひずみ速度との関係を表す
図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平８−13056（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−76145（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−93205（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−180004（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−64302（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−145408（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 1/04,21/00,21/06 C22F 1/047

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】マトリックスであるアルミニウム中に８〜
   １２ｗｔ％のマグネシウムと０．６〜１．０ｗｔ％のジ
   ルコニウムを含むアルミニウム−マグネシウム系急冷凝
   固合金粉末を、１０⁴ ℃／ｓｅｃ以上の冷却速度の下で
   製造し、これを出発原料として、大気中でプラズマ放電
   焼結により予備成形体を作製し、これに熱間押出し加工
   を加えて固化成形し、超塑性特性を発現させることを特
   徴とする高比強度型超塑性アルミニウム−マグネシウム
   系粉末冶金合金の製造方法。
2. 【請求項２】マトリックスであるアルミニウム中に８〜
   １２ｗｔ％のマグネシウムと０．６〜１．０ｗｔ％のジ
   ルコニウムを含むアルミニウム−マグネシウム系急冷凝
   固合金粉末を、１０⁴ ℃／ｓｅｃ以上の冷却速度の下で
   製造し、これを出発原料として、大気中で直接、熱間押
   出し加工を加えて固化成形し、超塑性特性を発現させる
   ことを特徴とする高比強度型超塑性アルミニウム−マグ
   ネシウム系粉末冶金合金の製造方法。