JP3299404B2 - 高強度アルミニウム合金およびその製造方法 - Google Patents
高強度アルミニウム合金およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、延性に優れた高強度ア
ルミニウム合金およびその製造方法に関する。
ルミニウム合金およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来の急冷凝固されたアルミニウム合金
の微細結晶組織は、急冷凝固法による組織の微細化によ
り高強度化されている（特開平５−１３４６号公報参
照）。さらに、微結晶組織ではなくさらに特定組成にお
いて急冷することによりアモルファス相を得ることによ
りさらに高強度な材料が得られている（特開平１−２７
５７３２号公報参照）。さらに、アモルファス中にナノ
スケールの微結晶相が分散した結果、微細晶によりアモ
ルファス相が強化される（主相のアモルファスの変形を
微結晶が阻止する）ことが報告されている。
の微細結晶組織は、急冷凝固法による組織の微細化によ
り高強度化されている（特開平５−１３４６号公報参
照）。さらに、微結晶組織ではなくさらに特定組成にお
いて急冷することによりアモルファス相を得ることによ
りさらに高強度な材料が得られている（特開平１−２７
５７３２号公報参照）。さらに、アモルファス中にナノ
スケールの微結晶相が分散した結果、微細晶によりアモ
ルファス相が強化される（主相のアモルファスの変形を
微結晶が阻止する）ことが報告されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】上記の微細分散強化に
よる強化方法では、強化と共に延性、靭性を低下させる
恐れがあった。又、急冷により得られたアモルファスは
加熱により結晶化するために、微細結晶組織は加熱によ
り金属間化合物が粒成長するために、強度特性は熱間加
工後に低下する恐れがあった。本発明は延性、靭性に優
れ、熱間加工後も強度特性の低下のない高強度アルミニ
ウム合金を提供するものである。
よる強化方法では、強化と共に延性、靭性を低下させる
恐れがあった。又、急冷により得られたアモルファスは
加熱により結晶化するために、微細結晶組織は加熱によ
り金属間化合物が粒成長するために、強度特性は熱間加
工後に低下する恐れがあった。本発明は延性、靭性に優
れ、熱間加工後も強度特性の低下のない高強度アルミニ
ウム合金を提供するものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は、主元素Ａｌを
含む３元以上の元素で構成され、格子定数ａ＝０．８０
〜０．８７ｎｍからなる立方晶の金属間化合物が分散相
の主相として、マトリックスのアルミニウム又は過飽和
固溶体アルミニウム中に分散してなることを特徴とする
高強度アルミニウム合金である。上記立方晶の体積率
は、マトリックス又は過飽和固溶体アルミニウムとその
中に分散する他の分散相を含めた全体量の１０〜４０％
で、分散相のみでは８０％以上である。
含む３元以上の元素で構成され、格子定数ａ＝０．８０
〜０．８７ｎｍからなる立方晶の金属間化合物が分散相
の主相として、マトリックスのアルミニウム又は過飽和
固溶体アルミニウム中に分散してなることを特徴とする
高強度アルミニウム合金である。上記立方晶の体積率
は、マトリックス又は過飽和固溶体アルミニウムとその
中に分散する他の分散相を含めた全体量の１０〜４０％
で、分散相のみでは８０％以上である。
【０００５】その組成は、一般式：ＡｌbalＣｕbＦｅc
ＲeＭd（ただしＲはＹ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｍｍから選ばれる
少なくとも１種の元素、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆから選ば
れる少なくとも１種の元素、ｂ，ｃ，ｅ，ｄは原子パー
セントでｂ＝２〜６．５、ｃ＝０．５〜４、ｅ＝０．５
〜２、ｄ＝０．５〜２）のものである。そして、ｃ／ｂ
＝１．２５〜５．５の範囲がよく、さらに好ましくはｃ
／ｂ＝１．５〜３．０がよい。又、マトリックスの平均
結晶粒径が１００〜５００ｎｍであり、立方晶を含む金
属間化合物相の平均粒径が１０〜２００ｎｍである。か
かる合金の製造方法としては、前記一般式の組成となる
材料の溶湯を急冷して合金粉末とし、つづいて真空中で
３００〜５００℃で加圧成形する方法がある。加圧成形
の方法としては押出成形が適当である。
ＲeＭd（ただしＲはＹ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｍｍから選ばれる
少なくとも１種の元素、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆから選ば
れる少なくとも１種の元素、ｂ，ｃ，ｅ，ｄは原子パー
セントでｂ＝２〜６．５、ｃ＝０．５〜４、ｅ＝０．５
〜２、ｄ＝０．５〜２）のものである。そして、ｃ／ｂ
＝１．２５〜５．５の範囲がよく、さらに好ましくはｃ
／ｂ＝１．５〜３．０がよい。又、マトリックスの平均
結晶粒径が１００〜５００ｎｍであり、立方晶を含む金
属間化合物相の平均粒径が１０〜２００ｎｍである。か
かる合金の製造方法としては、前記一般式の組成となる
材料の溶湯を急冷して合金粉末とし、つづいて真空中で
３００〜５００℃で加圧成形する方法がある。加圧成形
の方法としては押出成形が適当である。
【０００６】ＣｕとＦｅ量の比と各量を上記のように規
定したのは、その組成範囲でないと本発明の特徴である
高強度、高延性特性の原因である立方晶が急冷凝固によ
り生成しないためである。Ｆｅの量が４原子パーセント
より多くなると、従来の報告にあるように耐熱性は向上
するが、延性、靭性、加工性に問題が生じ、実用上の問
題が生じる。Ｆｅ量が０．５原子パーセントより少なく
なると、耐熱性が低下すると共に強化が不十分になる。
又、Ｃｕが６．５原子パーセントより多くなると、従来
ジェラルミン等で報告されているようなθ相等のＡｌ−
Ｃｕ２元系の金属間化合物が晶出してしまい、押出や熱
間加工時に過時効により特性が劣化してしまう。Ｃｕ量
が２原子パーセントより少ないと強化に必要な立方晶が
生成せず、固溶してしまうために強化が十分ではない。
Ｍ元素は立方晶の生成に不可欠であり、金属間化合物と
して分散することにより強化元素として働くとともに、
固溶によりマトリックスの熱的安定性を向上させる働き
がある。その量が０．５原子パーセントより低いと強化
が十分でなく、又、２原子％より多いとＡｌ−Ｍ系２元
の金属間化合物を生じ、粒界析出により合金は脆化して
しまう。
定したのは、その組成範囲でないと本発明の特徴である
高強度、高延性特性の原因である立方晶が急冷凝固によ
り生成しないためである。Ｆｅの量が４原子パーセント
より多くなると、従来の報告にあるように耐熱性は向上
するが、延性、靭性、加工性に問題が生じ、実用上の問
題が生じる。Ｆｅ量が０．５原子パーセントより少なく
なると、耐熱性が低下すると共に強化が不十分になる。
又、Ｃｕが６．５原子パーセントより多くなると、従来
ジェラルミン等で報告されているようなθ相等のＡｌ−
Ｃｕ２元系の金属間化合物が晶出してしまい、押出や熱
間加工時に過時効により特性が劣化してしまう。Ｃｕ量
が２原子パーセントより少ないと強化に必要な立方晶が
生成せず、固溶してしまうために強化が十分ではない。
Ｍ元素は立方晶の生成に不可欠であり、金属間化合物と
して分散することにより強化元素として働くとともに、
固溶によりマトリックスの熱的安定性を向上させる働き
がある。その量が０．５原子パーセントより低いと強化
が十分でなく、又、２原子％より多いとＡｌ−Ｍ系２元
の金属間化合物を生じ、粒界析出により合金は脆化して
しまう。
【０００７】Ｒ元素は立方晶の生成に不可欠であり、金
属間化合物として分散することにより強化元素として働
くと共に、急冷凝固時の過冷却度を向上させる効果があ
り、組織を微細化する。その量が０．５原子パーセント
より低いと強化が十分でなく、２原子パーセントより多
いとＡｌ−Ｍ系２元の金属間化合物を生じ、合金は脆化
してしまう。又、Ｆｅ／Ｃｕは１．２５〜５．５より好
ましくは１．５〜３．０の範囲が所期の目的を達成する
上で適当な範囲である。
属間化合物として分散することにより強化元素として働
くと共に、急冷凝固時の過冷却度を向上させる効果があ
り、組織を微細化する。その量が０．５原子パーセント
より低いと強化が十分でなく、２原子パーセントより多
いとＡｌ−Ｍ系２元の金属間化合物を生じ、合金は脆化
してしまう。又、Ｆｅ／Ｃｕは１．２５〜５．５より好
ましくは１．５〜３．０の範囲が所期の目的を達成する
上で適当な範囲である。
【０００８】さらに、マトリックスの平均結晶粒径が１
００〜５００ｎｍ、立方晶を含む金属間化合物相の平均
粒径が１０〜２００ｎｍの範囲が強度、延性などの特性
を発揮する上で適当であり、それ以外の範囲では十分に
その特性は発揮できない。又、本発明において分散相の
主相である立方晶は格子定数ａ＝０．８０〜０．８７ｎ
ｍの範囲のものであり、それ以外ではアルミニウムの格
子定数のちょうど２倍近傍から外れるために延性、靭性
が低下してしまうと共に、実際上本合金請求範囲内で
は、この範囲の格子定数の本発明請求の立方晶は形成し
ない。である。この立方晶は分散相の主相であって体積
率で分散相全体の８０％以上必要であり、１００％が最
も好ましい。
００〜５００ｎｍ、立方晶を含む金属間化合物相の平均
粒径が１０〜２００ｎｍの範囲が強度、延性などの特性
を発揮する上で適当であり、それ以外の範囲では十分に
その特性は発揮できない。又、本発明において分散相の
主相である立方晶は格子定数ａ＝０．８０〜０．８７ｎ
ｍの範囲のものであり、それ以外ではアルミニウムの格
子定数のちょうど２倍近傍から外れるために延性、靭性
が低下してしまうと共に、実際上本合金請求範囲内で
は、この範囲の格子定数の本発明請求の立方晶は形成し
ない。である。この立方晶は分散相の主相であって体積
率で分散相全体の８０％以上必要であり、１００％が最
も好ましい。
【０００９】
【実施例】以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明
する。 実施例１ ガスアトマイズ装置により平均冷却速度１０3Ｋ／ｓｅ
ｃで表１に示す所定の成分組成になるアルミニウム基合
金粉末を作製する。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、真空ホットプレスにより脱ガ
スを行いながら押出し用のビレットを作製する。このビ
レットを押出機にて３００〜５００℃の温度で押出しを
行った。上記製造条件により表１に示す組成（ａｔ％）
を有する２３種の固化材（押出材）を得た。本発明固化
材についてＴＥＭ観察用試験片を切り出し、組織の観察
を行った。いずれの試料についても、平均結晶粒径１０
０〜５００ｎｍのアルミニウム又はアルミニウム過飽和
固溶体のマトリックス中に平均粒径１０〜２００ｎｍの
金属間化合物が分散した組織であり、金属間化合物は全
て格子定数ａ＝０．８０〜０．８７ｎｍからなる立方晶
からなるものであった。その体積率を表１に併記した。
する。 実施例１ ガスアトマイズ装置により平均冷却速度１０3Ｋ／ｓｅ
ｃで表１に示す所定の成分組成になるアルミニウム基合
金粉末を作製する。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、真空ホットプレスにより脱ガ
スを行いながら押出し用のビレットを作製する。このビ
レットを押出機にて３００〜５００℃の温度で押出しを
行った。上記製造条件により表１に示す組成（ａｔ％）
を有する２３種の固化材（押出材）を得た。本発明固化
材についてＴＥＭ観察用試験片を切り出し、組織の観察
を行った。いずれの試料についても、平均結晶粒径１０
０〜５００ｎｍのアルミニウム又はアルミニウム過飽和
固溶体のマトリックス中に平均粒径１０〜２００ｎｍの
金属間化合物が分散した組織であり、金属間化合物は全
て格子定数ａ＝０．８０〜０．８７ｎｍからなる立方晶
からなるものであった。その体積率を表１に併記した。
【００１０】
【表１】
【００１１】上記の固化材について、表２に示すように
室温における引張強度および伸びに優れていることが分
る。又、ヤング率は９１ＧＰａ以上であり、同一荷重が
かかるとたわみ量および変形量が小さくて済むといった
効果が期待できる。なお、市販のジェラルミルのヤング
率は７０ＧＰａである。さらに本発明の合金は３００℃
高温下における引張強度および伸びにも優れていること
が分る。市販のジェラルミンは室温での引張強度が５０
０ＭＰａであり、３００℃高温下における引張強度が１
００ＭＰａである。したがって、本発明の合金固化材は
室温から３００℃高温下までの引張強度および伸びに優
れ、ヤング率にも優れているということが分る。
室温における引張強度および伸びに優れていることが分
る。又、ヤング率は９１ＧＰａ以上であり、同一荷重が
かかるとたわみ量および変形量が小さくて済むといった
効果が期待できる。なお、市販のジェラルミルのヤング
率は７０ＧＰａである。さらに本発明の合金は３００℃
高温下における引張強度および伸びにも優れていること
が分る。市販のジェラルミンは室温での引張強度が５０
０ＭＰａであり、３００℃高温下における引張強度が１
００ＭＰａである。したがって、本発明の合金固化材は
室温から３００℃高温下までの引張強度および伸びに優
れ、ヤング率にも優れているということが分る。
【００１２】
【表２】
【００１３】実施例２ ガスアトマイズ装置により平均冷却速度１０3Ｋ／ｓｅ
ｃでＡｌ98-3XＣｕ2XＦｅXＣｅ1Ｚｒ1の成分組成を有す
るアルミニウム基合金粉末を作製する。ついで実施例１
と同様にして固化材（押出材）を得た。上記固化材につ
いて、室温における引張強度および伸びの変化を、Ｆｅ
とＣｕとの割合の違いによって調べた。結果を図１に示
す。図１より本発明の組成範囲およびＦｅとＣｕとの割
合において、室温における引張強度および伸びに優れた
固化材（合金）が得られるということが分かる。なお、
実施例１と同様にＴＥＭ観察を行った結果、いずれの試
料も実施例１と同様の組織および平均粒径であった。
ｃでＡｌ98-3XＣｕ2XＦｅXＣｅ1Ｚｒ1の成分組成を有す
るアルミニウム基合金粉末を作製する。ついで実施例１
と同様にして固化材（押出材）を得た。上記固化材につ
いて、室温における引張強度および伸びの変化を、Ｆｅ
とＣｕとの割合の違いによって調べた。結果を図１に示
す。図１より本発明の組成範囲およびＦｅとＣｕとの割
合において、室温における引張強度および伸びに優れた
固化材（合金）が得られるということが分かる。なお、
実施例１と同様にＴＥＭ観察を行った結果、いずれの試
料も実施例１と同様の組織および平均粒径であった。
【００１４】実施例３ ガスアトマイズ装置により平均冷却速度１０3Ｋ／ｓｅ
ｃで表３に示される成分組成Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄを有するア
ルミニウム基合金粉末を作製する。以下実施例１と同様
に固化材（押出材）を得た。
ｃで表３に示される成分組成Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄを有するア
ルミニウム基合金粉末を作製する。以下実施例１と同様
に固化材（押出材）を得た。
【００１５】
【表３】
【００１６】上記固化材について、その熱的安定性を調
べるため、室温における引張強度と６７３Ｋ、３．６Ｋ
／ｓｅｃの条件で熱処理を施した後の引張強度との比較
を行った。この結果を図２に示す。図２に示すように、
従来のＡｌ−Ｃｕ系の合金にみられるような熱処理によ
る特性の劣化は認められず、熱間加工に非常に有利な熱
的安定性を有していることが分かる。又、伸びも同様に
熱処理後の低下は認められなかった。
べるため、室温における引張強度と６７３Ｋ、３．６Ｋ
／ｓｅｃの条件で熱処理を施した後の引張強度との比較
を行った。この結果を図２に示す。図２に示すように、
従来のＡｌ−Ｃｕ系の合金にみられるような熱処理によ
る特性の劣化は認められず、熱間加工に非常に有利な熱
的安定性を有していることが分かる。又、伸びも同様に
熱処理後の低下は認められなかった。
【００１７】なお、実施例１と同様に、熱処理を施す前
後の試料についてＴＥＭ観察を行った結果、熱処理前後
のいずれの試料も実施例１と同様の組織および平均粒径
であった。又、熱処理前後において、組織、マトリック
スの粒径および化合物の粒径にはほとんど変化がみられ
なかった。
後の試料についてＴＥＭ観察を行った結果、熱処理前後
のいずれの試料も実施例１と同様の組織および平均粒径
であった。又、熱処理前後において、組織、マトリック
スの粒径および化合物の粒径にはほとんど変化がみられ
なかった。
【００１８】
【発明の効果】本発明は延性、靭性共に優れた高強度の
アルミニウム合金であって、その特性は熱間加工後にも
低下しない材料を提供することができる。
アルミニウム合金であって、その特性は熱間加工後にも
低下しない材料を提供することができる。
【図１】実施例２の材料の引張強度および伸びの試験結
果を示すグラフである。
果を示すグラフである。
【図２】実施例３の材料の熱的安定性を示すグラフであ
る。
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 郭 俊清 宮城県黒川郡富谷町富ケ丘１−15−22− 103 (72)発明者 斉藤 孝治 宮城県仙台市若林区志波町１−24 (56)参考文献 特開 平６−17178（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−1346（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 21/00 - 21/12 C22C 1/04
Claims (7)
- 【請求項１】 一般式：Ａｌ bal Ｃｕ b Ｆｅ c Ｒ e Ｍ d （た
だしＲはＹ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｍｍから選ばれる少なくとも
１種の元素、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆから選ばれる少なく
とも１種の元素、ｂ，ｃ，ｅ，ｄは原子パーセントでｂ
＝２〜６．５、ｃ＝０．５〜４、ｅ＝０．５〜２、ｄ＝
０．５〜２）で構成され、格子定数ａ＝０．８０〜０．
８７ｎｍからなる立方晶の金属間化合物が分散相の主相
として、マトリックスのアルミニウム又は過飽和固溶体
アルミニウム中に分散してなることを特徴とする高強度
アルミニウム合金。 - 【請求項２】 マトリックス又は過飽和固溶体アルミニ
ウム中に分散する立方晶の体積率は、他の分散物を含め
た全体量の１０〜４０％である請求項１記載の高強度ア
ルミニウム合金。 - 【請求項３】 マトリックス又は過飽和固溶体アルミニ
ウム中に分散する分散相のうち立方晶の体積率が８０％
以上である請求項１記載の高強度アルミニウム合金。 - 【請求項４】 ｃ／ｂ＝１．２５〜５．５である請求項
１記載の高強度アルミニウム合金。 - 【請求項５】 マトリックスの平均結晶粒径が１００〜
５００ｎｍであり、立方晶を含む金属間化合物相の平均
粒径が１０〜２００ｎｍである請求項１記載の高強度ア
ルミニウム合金。 - 【請求項６】 一般式：ＡｌbalＣｕbＦｅcＲeＭd（た
だしＲはＹ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｍｍから選ばれる少なくとも
１種の元素、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆから選ばれる少なく
とも１種の元素、ｂ，ｃ，ｅ，ｄは原子パーセントでｂ
＝２〜６．５、ｃ＝０．５〜４、ｅ＝０．５〜２、ｄ＝
０．５〜２）の組成となる材料の溶湯を急冷して合金粉
末とし、ついで真空中で３００〜５００℃で加圧成形
し、格子定数ａ＝０．８０〜０．８７ｎｍからなる立方
晶の金属間化合物が分散物の主相とすることを特徴とす
る高強度アルミニウム合金の製造方法。 - 【請求項７】 材料のｃ／ｂ＝１．２５〜５．５である
請求項６記載の高強度アルミニウム合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03690495A JP3299404B2 (ja) | 1995-02-24 | 1995-02-24 | 高強度アルミニウム合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03690495A JP3299404B2 (ja) | 1995-02-24 | 1995-02-24 | 高強度アルミニウム合金およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08232032A JPH08232032A (ja) | 1996-09-10 |
| JP3299404B2 true JP3299404B2 (ja) | 2002-07-08 |
Family
ID=12482772
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03690495A Expired - Fee Related JP3299404B2 (ja) | 1995-02-24 | 1995-02-24 | 高強度アルミニウム合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3299404B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7976775B2 (en) | 2007-03-26 | 2011-07-12 | National Institute For Materials Science | Sintered binary aluminum alloy powder sintered material and method for production thereof |
-
1995
- 1995-02-24 JP JP03690495A patent/JP3299404B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08232032A (ja) | 1996-09-10 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |