JP3504401B2 - 高強度高剛性アルミニウム基合金 - Google Patents
高強度高剛性アルミニウム基合金Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は高比強度かつ高剛性
を有するアルミニウム基合金に関する。
を有するアルミニウム基合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来のアルミニウム基合金には、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。
Ｃｕ系、Ａｌ-Ｓｉ系、Ａｌ-Ｍｇ系、Ａｌ-Ｃｕ-Ｓｉ
系、Ａｌ-Ｃｕ-Ｍｇ系、Ａｌ-Ｚｎ-Ｍｇ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。
【０００３】ところが、従来のアルミニウム基合金は、
Ｆｅ系の材料に比較して一般に硬度が低く、また耐熱性
も低い欠点がある。また、Ｃｕ、ＭｇあるいはＺｎなど
の元素を添加して強度を高めたもののなかには、耐食性
に欠点を有するものがある。
Ｆｅ系の材料に比較して一般に硬度が低く、また耐熱性
も低い欠点がある。また、Ｃｕ、ＭｇあるいはＺｎなど
の元素を添加して強度を高めたもののなかには、耐食性
に欠点を有するものがある。
【０００４】一方、近来、アルミニウム基合金を溶湯状
態から急冷凝固させることにより組織の微細化を図り、
機械強度と耐食性の両面で優れさせた特性を発揮させる
試みもなされている。このような背景において、特開平
１ー２７５７３２号公報に開示されているように、特定
の組成比のＡｌＭ1Ｘ系（Ｍ1は、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒなどの元素を示し、Ｘは、
Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｎｄなどの希土類元素、Ｙ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｍｍ（ミッシュメタル）などを示す。）の組成で
あって、組織が非晶質または非晶質と微細結晶質とから
なるアルミニウム基合金が特許出願されている。
態から急冷凝固させることにより組織の微細化を図り、
機械強度と耐食性の両面で優れさせた特性を発揮させる
試みもなされている。このような背景において、特開平
１ー２７５７３２号公報に開示されているように、特定
の組成比のＡｌＭ1Ｘ系（Ｍ1は、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒなどの元素を示し、Ｘは、
Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｎｄなどの希土類元素、Ｙ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｍｍ（ミッシュメタル）などを示す。）の組成で
あって、組織が非晶質または非晶質と微細結晶質とから
なるアルミニウム基合金が特許出願されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】前記特許出願のアルミ
ニウム基合金は、高硬度材料、高強度材料、高電気抵抗
材料、耐摩耗材料、ろう付け材料などとして有用であ
り、結晶化温度近傍における超塑性現象を利用して押出
加工やプレス加工も可能であって、耐熱材料としても優
れているものである。ところが、前記のアルミニウム基
合金は、高価な希土類元素や高活性なＹなどの金属元素
を多く含有するために、コスト高になる欠点がある。即
ち、高価な原料を用いる必要があるとともに、高活性で
取り扱いの面で難点のある原料を用いる必要があるため
に、製造設備の規模が大きくなって費用が高くなり、人
件費もかかる問題がある。更に前記組成のアルミニウム
基合金は、耐酸化性、耐食性の面で不足を生じる傾向が
ある。
ニウム基合金は、高硬度材料、高強度材料、高電気抵抗
材料、耐摩耗材料、ろう付け材料などとして有用であ
り、結晶化温度近傍における超塑性現象を利用して押出
加工やプレス加工も可能であって、耐熱材料としても優
れているものである。ところが、前記のアルミニウム基
合金は、高価な希土類元素や高活性なＹなどの金属元素
を多く含有するために、コスト高になる欠点がある。即
ち、高価な原料を用いる必要があるとともに、高活性で
取り扱いの面で難点のある原料を用いる必要があるため
に、製造設備の規模が大きくなって費用が高くなり、人
件費もかかる問題がある。更に前記組成のアルミニウム
基合金は、耐酸化性、耐食性の面で不足を生じる傾向が
ある。
【０００６】本発明は前記事情に鑑みてなされたもので
あり、希土類元素やＹなど高活性元素を含まない組成と
し、低コスト化、低活性化を実現するとともに、高強
度、高剛性、かつ、耐食性に優れさせたアルミニウム基
合金を提供することを目的とする。
あり、希土類元素やＹなど高活性元素を含まない組成と
し、低コスト化、低活性化を実現するとともに、高強
度、高剛性、かつ、耐食性に優れさせたアルミニウム基
合金を提供することを目的とする。
【０００７】
【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、一般式Ａｌ100-(a+b)ＱaＭb
（ただしＱは、Ｖ、Ｆｅ、Ｐｄのいずれか１種の金属元
素を示し、Ｍは、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｃｕの中のいずれか１種
の金属元素を示す。）で示される組成を有し、組成比を
示すa，bは、原子％で１≦a≦１０、０＜b＜５、３≦a
＋b≦１２なる関係を満足し、かつ、合金組織中に準結
晶相を有してなるものである。
記課題を解決するために、一般式Ａｌ100-(a+b)ＱaＭb
（ただしＱは、Ｖ、Ｆｅ、Ｐｄのいずれか１種の金属元
素を示し、Ｍは、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｃｕの中のいずれか１種
の金属元素を示す。）で示される組成を有し、組成比を
示すa，bは、原子％で１≦a≦１０、０＜b＜５、３≦a
＋b≦１２なる関係を満足し、かつ、合金組織中に準結
晶相を有してなるものである。
【０００８】 請求項２に記載の発明は前記課題を解決
するために、請求項１に記載の組成と組成比とを有し、
アルミニウム相と準結晶相の混相組織を有してなるもの
である。
するために、請求項１に記載の組成と組成比とを有し、
アルミニウム相と準結晶相の混相組織を有してなるもの
である。
【０００９】
【発明の実施の形態】次に、本願発明合金の各成分の組
成限定理由について説明する。Ａｌ（アルミニウム）含
有量は、原子％で８８≦Ａｌ≦９７、好ましくは９２≦
Ａｌ≦９７、特に好ましくは９４≦Ａｌ≦９７の範囲で
ある。これは、８８原子％未満であると脆化するととも
に、９７原子％を超えると強度と硬度が低下するからで
ある。Ｖ（バナジウム）、Ｆｅ（Ｆｅ）、Ｐｄ（パラジ
ウム）の中から選択される１種または２種以上の含有量
は、１原子％以上１０原子％以下で、好ましくは２原子
％以上８原子％以下、特に好ましくは２原子％以上６原
子％以下である。これは、これらの含有量が１原子％未
満であると準結晶相が形成されず強度が著しく低下し、
１０原子％を超えると準結晶相が粗大化（粒径５００ｎ
ｍ以上）し、著しく脆化し、（破断）強度が低下するか
らである。
成限定理由について説明する。Ａｌ（アルミニウム）含
有量は、原子％で８８≦Ａｌ≦９７、好ましくは９２≦
Ａｌ≦９７、特に好ましくは９４≦Ａｌ≦９７の範囲で
ある。これは、８８原子％未満であると脆化するととも
に、９７原子％を超えると強度と硬度が低下するからで
ある。Ｖ（バナジウム）、Ｆｅ（Ｆｅ）、Ｐｄ（パラジ
ウム）の中から選択される１種または２種以上の含有量
は、１原子％以上１０原子％以下で、好ましくは２原子
％以上８原子％以下、特に好ましくは２原子％以上６原
子％以下である。これは、これらの含有量が１原子％未
満であると準結晶相が形成されず強度が著しく低下し、
１０原子％を超えると準結晶相が粗大化（粒径５００ｎ
ｍ以上）し、著しく脆化し、（破断）強度が低下するか
らである。
【００１０】 Ｍｎ（マンガン）、Ｃｏ（コバルト）、
Ｃｕ（銅）の中から選択される１種または２種以上の含
有量は、５原子％未満、好ましくは１〜３原子％、特に
好ましくは１〜２原子％である。これは、これらの含有
量が５原子％を越えると金属間化合物が生成、粗大化
（粒径５００ｎｍ以上）し、著しく脆化し、強度が低下
するからである。
Ｃｕ（銅）の中から選択される１種または２種以上の含
有量は、５原子％未満、好ましくは１〜３原子％、特に
好ましくは１〜２原子％である。これは、これらの含有
量が５原子％を越えると金属間化合物が生成、粗大化
（粒径５００ｎｍ以上）し、著しく脆化し、強度が低下
するからである。
【００１１】また、不可避不純物としては、Ｆｅ、Ｓ
ｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｔｉ、Ｏ、Ｃ、Ｎなどが挙げられ、そ
の合計含有量は０．３重量％以下、好ましくは０．１５
重量％以下、特に好ましくは０．１０重量％以下であ
る。これは、０．３重量％を越えると急冷効果を低減
し、準結晶形成能を低下させるためである。なお、不可
避不純物のうち、特にＯは０．１重量％以下、Ｃ、Ｎは
０．０３重量％以下であることが好ましい。
ｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｔｉ、Ｏ、Ｃ、Ｎなどが挙げられ、そ
の合計含有量は０．３重量％以下、好ましくは０．１５
重量％以下、特に好ましくは０．１０重量％以下であ
る。これは、０．３重量％を越えると急冷効果を低減
し、準結晶形成能を低下させるためである。なお、不可
避不純物のうち、特にＯは０．１重量％以下、Ｃ、Ｎは
０．０３重量％以下であることが好ましい。
【００１２】前記アルミニウム基合金は、前記組成の合
金溶湯を液体急冷法で急冷凝固させて製造することがで
きる。この液体急冷法とは、溶融した合金を急速に冷却
させる方法をいい、例えば、単ロール法、双ロール法、
回転液中紡糸法などが特に有効であり、これらの方法で
は１０4〜１０6 K/sec程度の冷却速度が容易に得られ
る。この単ロール法、双ロール法などにより薄帯材料を
製造するには、溶湯を入れた石英管などの収納容器に、
石英管先端のノズル孔を通して約３００〜１００００rp
mの範囲の一定速度で回転している直径３０〜３００mm
の例えば銅あるいは銅合金製のロールなどに溶湯を噴出
する。これにより、幅が約１〜３００mmで厚さが約５〜
５００μｍの各種薄帯材料を容易に得ることができる。
金溶湯を液体急冷法で急冷凝固させて製造することがで
きる。この液体急冷法とは、溶融した合金を急速に冷却
させる方法をいい、例えば、単ロール法、双ロール法、
回転液中紡糸法などが特に有効であり、これらの方法で
は１０4〜１０6 K/sec程度の冷却速度が容易に得られ
る。この単ロール法、双ロール法などにより薄帯材料を
製造するには、溶湯を入れた石英管などの収納容器に、
石英管先端のノズル孔を通して約３００〜１００００rp
mの範囲の一定速度で回転している直径３０〜３００mm
の例えば銅あるいは銅合金製のロールなどに溶湯を噴出
する。これにより、幅が約１〜３００mmで厚さが約５〜
５００μｍの各種薄帯材料を容易に得ることができる。
【００１３】一方、回転液中紡糸法により、細線材料を
製造するには、ノズル孔を通じ、アルゴンガス背圧に
て、約５０〜５００rpmで回転する中空ドラム内に遠心
力により保持された深さ約１〜１０cmの溶液冷媒層中に
溶湯を噴出して細線材料を容易に得ることができる。こ
の際のノズルからの噴出溶湯と冷媒面とのなす角度は、
約６０〜９０度、噴出溶湯と溶液冷媒面の相対速度比
は、約０.７〜０.９であることが好ましい。また、前記
の方法によらずに、スパッタリング法などの成膜法によ
り前記組成のアルミニウム基合金の薄膜を得ることがで
き、また高圧ガス噴霧法などの各種アトマイズ法やスプ
レー法により溶湯を急冷して前記組成のアルミニウム基
合金粉末を得ることができる。
製造するには、ノズル孔を通じ、アルゴンガス背圧に
て、約５０〜５００rpmで回転する中空ドラム内に遠心
力により保持された深さ約１〜１０cmの溶液冷媒層中に
溶湯を噴出して細線材料を容易に得ることができる。こ
の際のノズルからの噴出溶湯と冷媒面とのなす角度は、
約６０〜９０度、噴出溶湯と溶液冷媒面の相対速度比
は、約０.７〜０.９であることが好ましい。また、前記
の方法によらずに、スパッタリング法などの成膜法によ
り前記組成のアルミニウム基合金の薄膜を得ることがで
き、また高圧ガス噴霧法などの各種アトマイズ法やスプ
レー法により溶湯を急冷して前記組成のアルミニウム基
合金粉末を得ることができる。
【００１４】前記の方法により得られたアルミニウム基
合金の組織状態の例を以下に示す。 （１）アルミニウム相と準結晶相の混相組織。 （２）アルミニウムマトリックスからなる金属固溶体と
準結晶相の混相組織。 （３）準結晶相と安定または準安定な金属間化合物相の
混相組織。 （４）アルミニウムマトリックスからなる金属固溶体と
非晶質相と準結晶相の混相組織。 本願発明でいう微細結晶質相とは、結晶粒の最大径の平
均が１μｍ以下である結晶質相のことである。前記
（１）〜（４）に記載の各組織は、合金溶湯の冷却速度
を制御することで任意のものが得られる。
合金の組織状態の例を以下に示す。 （１）アルミニウム相と準結晶相の混相組織。 （２）アルミニウムマトリックスからなる金属固溶体と
準結晶相の混相組織。 （３）準結晶相と安定または準安定な金属間化合物相の
混相組織。 （４）アルミニウムマトリックスからなる金属固溶体と
非晶質相と準結晶相の混相組織。 本願発明でいう微細結晶質相とは、結晶粒の最大径の平
均が１μｍ以下である結晶質相のことである。前記
（１）〜（４）に記載の各組織は、合金溶湯の冷却速度
を制御することで任意のものが得られる。
【００１５】前記各組織状態の合金の特性
（１）と（２）に示す混相組織状態の合金は、高強度を
有し、良好な曲げ延性を有する。（３）に示す混相組織
状態の合金は、（１）と（２）に示す混相組織状態の合
金よりも高強度であるが、延性は劣る。しかし、高強度
ではある。（４）に示す混相組織状態の合金は、高強
度、高靱性、高延性である。
有し、良好な曲げ延性を有する。（３）に示す混相組織
状態の合金は、（１）と（２）に示す混相組織状態の合
金よりも高強度であるが、延性は劣る。しかし、高強度
ではある。（４）に示す混相組織状態の合金は、高強
度、高靱性、高延性である。
【００１６】前記の各組織状態は、通常のＸ線回折法や
透過電子顕微鏡観察によって容易に知ることができる。
準結晶が存在する場合は、準結晶相特有のなだらかなピ
ークを示す。前記（１）〜（３）に記載した混相組織状
態は合金溶湯の冷却速度を制御することで任意のものが
得られる。前記（４）に記載した組織状態の合金は、Ａ
ｌリッチの組織（例えば、Ａｌ≧９２原子％）の合金溶
湯を急冷することで任意のものが得られる。
透過電子顕微鏡観察によって容易に知ることができる。
準結晶が存在する場合は、準結晶相特有のなだらかなピ
ークを示す。前記（１）〜（３）に記載した混相組織状
態は合金溶湯の冷却速度を制御することで任意のものが
得られる。前記（４）に記載した組織状態の合金は、Ａ
ｌリッチの組織（例えば、Ａｌ≧９２原子％）の合金溶
湯を急冷することで任意のものが得られる。
【００１７】本発明のアルミニウム合金は、結晶化温度
近傍（結晶化温度±５０℃）または微細結晶相の安定温
度領域内の高温域において、超塑性現象を示すので、容
易に押出加工やプレス加工、熱間鍛造等の加工を行なう
ことができる。従って、薄帯、線、板状あるいは粉末の
形態で得られた前記組成のアルミニウム基合金を前記温
度で押出加工、プレス加工、熱間鍛造加工することで、
容易にバルク材を得ることができる。更に前記組成のア
ルミニウム基合金は、高度の粘さを有するので、１８０
度曲げ可能なものとなる。
近傍（結晶化温度±５０℃）または微細結晶相の安定温
度領域内の高温域において、超塑性現象を示すので、容
易に押出加工やプレス加工、熱間鍛造等の加工を行なう
ことができる。従って、薄帯、線、板状あるいは粉末の
形態で得られた前記組成のアルミニウム基合金を前記温
度で押出加工、プレス加工、熱間鍛造加工することで、
容易にバルク材を得ることができる。更に前記組成のア
ルミニウム基合金は、高度の粘さを有するので、１８０
度曲げ可能なものとなる。
【００１８】また、希土類元素を含んでいると、その希
土類元素の活性のために合金表面の不動態膜に不均一性
を生じやすく、その部分から内部への腐蝕が進行する欠
点があるが、前記構造の合金にあっては希土類元素を含
んでいないためにその点の問題も解決されている。
土類元素の活性のために合金表面の不動態膜に不均一性
を生じやすく、その部分から内部への腐蝕が進行する欠
点があるが、前記構造の合金にあっては希土類元素を含
んでいないためにその点の問題も解決されている。
【００１９】 次に前記組成のアルミニウム基合金につ
いて、バルク（塊）状の部材を製造する場合について説
明する。本発明に係るアルミニウム基合金は、加熱する
と微細結晶相を析出して結晶化するとともに、アルミニ
ウムマトリックス（α相）を析出し、それ以上の温度に
加熱すると金属間化合物も析出するので、これらの性質
を利用して高強度と延性を有するバルク化を行なうこと
ができる。具体的には、急冷法により製造した薄帯合金
をボールミルにて粉砕し、真空ホットプレスにより真空
下（例えば、１０-3Ｔorr）、結晶化温度よりも多少低
い 温度で（例えば４７０Ｋ程度で）圧粉することによ
り直径数十mm、長さ数十mmの押出し用ビレットを作成す
る。このビレットを押出機のコンテナ内にセットし、結
晶化温度よりも若干高い温度で数十分保持した後、押出
加工を行なって丸棒などの所望の形状の押出材を得るこ
とができる。 （本発明の作用） ＡｌにＶ、Ｆｅ、Ｐｄのいずれか１種を所定量添加する
ことで、準結晶相形成能が向上し、合金の強度、硬度、
靱性が向上する。更に、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｃｕを所定量添加
することで急冷効果が向上し、組織の熱的安定性が向上
し、かつ、強度および硬度が向上する。
いて、バルク（塊）状の部材を製造する場合について説
明する。本発明に係るアルミニウム基合金は、加熱する
と微細結晶相を析出して結晶化するとともに、アルミニ
ウムマトリックス（α相）を析出し、それ以上の温度に
加熱すると金属間化合物も析出するので、これらの性質
を利用して高強度と延性を有するバルク化を行なうこと
ができる。具体的には、急冷法により製造した薄帯合金
をボールミルにて粉砕し、真空ホットプレスにより真空
下（例えば、１０-3Ｔorr）、結晶化温度よりも多少低
い 温度で（例えば４７０Ｋ程度で）圧粉することによ
り直径数十mm、長さ数十mmの押出し用ビレットを作成す
る。このビレットを押出機のコンテナ内にセットし、結
晶化温度よりも若干高い温度で数十分保持した後、押出
加工を行なって丸棒などの所望の形状の押出材を得るこ
とができる。 （本発明の作用） ＡｌにＶ、Ｆｅ、Ｐｄのいずれか１種を所定量添加する
ことで、準結晶相形成能が向上し、合金の強度、硬度、
靱性が向上する。更に、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｃｕを所定量添加
することで急冷効果が向上し、組織の熱的安定性が向上
し、かつ、強度および硬度が向上する。
【００２０】
【実施例】高周波溶解炉により所定の成分組成を有する
溶融合金を製造し、これを図１に示すような先端に小孔
５（孔径：０.２〜０.５mm）を有する石英管１に装入
し、加熱溶解した後、その石英管１を銅製のロール２の
直上に設置し、ロール２を回転数４０００rpmで高速回
転させ、石英管１にアルゴンガス圧（０.７kg／cm3）を
かけて石英管１の小孔５から溶湯をロール２の表面に噴
射して急冷することにより急冷凝固させて合金薄帯４を
得た。前記製造条件により、表１ないし表２４に示す組
成（原子％）の多数の合金薄帯試料（幅１mm、厚さ２０
μｍ）を作成し、各薄帯試料につき、硬度（Ｈｖ）と引
張破断強度（σf：ＭＰa）を測定し、表１ないし表２４
に示す結果を得た。硬度は、微小ビッカース硬度計によ
る測定値（ＤＰＮ：Diamond Pyramid Number）である。
更に、各薄帯試料について、コ字状になるように１８０
度折り曲げて端部どうしを密着させる１８０度密着曲げ
試験を行なった結果、破断しない程度の延性を示すもの
をDucで示し、破断したものをBriで示した。
溶融合金を製造し、これを図１に示すような先端に小孔
５（孔径：０.２〜０.５mm）を有する石英管１に装入
し、加熱溶解した後、その石英管１を銅製のロール２の
直上に設置し、ロール２を回転数４０００rpmで高速回
転させ、石英管１にアルゴンガス圧（０.７kg／cm3）を
かけて石英管１の小孔５から溶湯をロール２の表面に噴
射して急冷することにより急冷凝固させて合金薄帯４を
得た。前記製造条件により、表１ないし表２４に示す組
成（原子％）の多数の合金薄帯試料（幅１mm、厚さ２０
μｍ）を作成し、各薄帯試料につき、硬度（Ｈｖ）と引
張破断強度（σf：ＭＰa）を測定し、表１ないし表２４
に示す結果を得た。硬度は、微小ビッカース硬度計によ
る測定値（ＤＰＮ：Diamond Pyramid Number）である。
更に、各薄帯試料について、コ字状になるように１８０
度折り曲げて端部どうしを密着させる１８０度密着曲げ
試験を行なった結果、破断しない程度の延性を示すもの
をDucで示し、破断したものをBriで示した。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】
【表３】
【００２４】
【表４】
【００２５】
【表５】
【００２６】
【表６】
【００２７】
【表７】
【００２８】
【００２９】
【００３０】
【表８】
【００３１】
【表９】
【００３２】
【表１０】
【００３３】
【表１１】
【００３４】
【表１２】
【００３５】
【表１３】
【００３６】
【表１４】
【００３７】
【表１５】
【００３８】
【表１６】
【００３９】
【表１７】
【００４０】
【表１８】
【００４１】
【表１９】
【００４２】
【表２０】
【００４３】
【表２１】
【００４４】
【表２２】
【００４５】 表１ないし表２２に示す結果から、Ａｌ
ーＶ２元系、ＡｌーＦｅ２元系、あるいはＡｌ - Ｐｄ２
元系合金に対し、元素Ｍとして、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｃｕの１
種を添加してなる合金においては、原子％でＡｌbalＱa
Ｍb、１≦a≦１０、０＜b＜５、３≦a＋b≦１２、Ｑ＝
Ｖ、Ｆｅ、Ｐｄ、Ｍ＝Ｍｎ、Ｃｏ、Ｃｕなる関係を満足
させることによって、耐力が高く、硬度が高く、曲げに
も強く加工が可能なアルミニウム基合金を得ることがで
きることが明らかになった。
ーＶ２元系、ＡｌーＦｅ２元系、あるいはＡｌ - Ｐｄ２
元系合金に対し、元素Ｍとして、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｃｕの１
種を添加してなる合金においては、原子％でＡｌbalＱa
Ｍb、１≦a≦１０、０＜b＜５、３≦a＋b≦１２、Ｑ＝
Ｖ、Ｆｅ、Ｐｄ、Ｍ＝Ｍｎ、Ｃｏ、Ｃｕなる関係を満足
させることによって、耐力が高く、硬度が高く、曲げに
も強く加工が可能なアルミニウム基合金を得ることがで
きることが明らかになった。
【００４６】 表１ないし表７に示す本発明に係る試料
においては、通常のアルミニウム基合金がＨv：５０〜
１００ＤＰＮ程度であるのに対して２９５〜３７０ＤＰ
Ｎと極めて 高い硬度を示している。次に、引張破断強
度（σf）に関しては、通常の時効硬化型アルミニウム
基合 金（Ａｌ-Ｓｉ-Ｆｅ系）の値が、２００〜６００
ＭＰaであるのに対し、本発明 試料のものは７１０〜１
３２０ＭＰａの範囲になり、極めて優れていることが明
らかになった。なお、引張強さに関し、ＪＩＳ規定の６
０００系あるいは７０００系のアルミニウム基合金にお
いては、２５０〜３００ＭＰa程度であり、Ｆｅ系の構
造用鋼 板で４００ＭＰa程度、Ｆｅ系の高張力鋼板で８
００〜９８０ＭＰa程度であることを考慮すると、本発
明に係るアルミニウム基合金が極めて優れていることが
明らかである。
においては、通常のアルミニウム基合金がＨv：５０〜
１００ＤＰＮ程度であるのに対して２９５〜３７０ＤＰ
Ｎと極めて 高い硬度を示している。次に、引張破断強
度（σf）に関しては、通常の時効硬化型アルミニウム
基合 金（Ａｌ-Ｓｉ-Ｆｅ系）の値が、２００〜６００
ＭＰaであるのに対し、本発明 試料のものは７１０〜１
３２０ＭＰａの範囲になり、極めて優れていることが明
らかになった。なお、引張強さに関し、ＪＩＳ規定の６
０００系あるいは７０００系のアルミニウム基合金にお
いては、２５０〜３００ＭＰa程度であり、Ｆｅ系の構
造用鋼 板で４００ＭＰa程度、Ｆｅ系の高張力鋼板で８
００〜９８０ＭＰa程度であることを考慮すると、本発
明に係るアルミニウム基合金が極めて優れていることが
明らかである。
【００４７】図２は、Ａｌ94Ｖ4Ｆｅ2なる組成の合金試
料のＸ線回折図形を示し、図３は Ａｌ95Ｍｏ3Ｎｉ2なる
組成の合金試料のＸ線回折図形を示し、図４は Ａｌ91Ｎ
ｂ6Ｃｏ3なる組成の合金試料のＸ線回折図形を示すもの
で、これらの図は、３つの合金試料がfcc構造の微細な
Ａｌ結晶相と微細な正２０面体準結晶との混相 組織と
なっていることを示している。図中において、（１１
１）、（２００）、（２２０）、（３１１）で示すピー
クは、fcc構造のＡｌの結晶ピークであり、 （２１１１
１１）、（２２１００１）で示すピークは、正２０面体
準結晶のなだらかなピークである。図５はＡｌ94Ｖ4Ｎ
ｉ2なる組成の合金試料を０.６７ｋ／ｓの昇温速度で
加熱した場合のＤＳＣ（示差走査熱量測定）曲線を示す
ものである。この図においては、高温側において、準結
晶相が安定な結晶相に変化するときのなだらかな発熱ピ
ークが現われている。
料のＸ線回折図形を示し、図３は Ａｌ95Ｍｏ3Ｎｉ2なる
組成の合金試料のＸ線回折図形を示し、図４は Ａｌ91Ｎ
ｂ6Ｃｏ3なる組成の合金試料のＸ線回折図形を示すもの
で、これらの図は、３つの合金試料がfcc構造の微細な
Ａｌ結晶相と微細な正２０面体準結晶との混相 組織と
なっていることを示している。図中において、（１１
１）、（２００）、（２２０）、（３１１）で示すピー
クは、fcc構造のＡｌの結晶ピークであり、 （２１１１
１１）、（２２１００１）で示すピークは、正２０面体
準結晶のなだらかなピークである。図５はＡｌ94Ｖ4Ｎ
ｉ2なる組成の合金試料を０.６７ｋ／ｓの昇温速度で
加熱した場合のＤＳＣ（示差走査熱量測定）曲線を示す
ものである。この図においては、高温側において、準結
晶相が安定な結晶相に変化するときのなだらかな発熱ピ
ークが現われている。
【００４８】
【発明の効果】以上説明したように本発明に係るアルミ
ニウム基合金は、高硬度材料、高強度材料、高剛性材料
として有用であるとともに、曲げにも強いので機械加工
もできるなどの優れた特性を有する。以上のことから本
発明に係るアルミニウム基合金は、航空機、車両、船舶
などの構造用部材、あるいはエンジン部分の構造用部
材、または、建築用外装材、サッシ、屋根材として、更
には、海水機器用部材、原子炉用部材などとして広く使
用することができる。
ニウム基合金は、高硬度材料、高強度材料、高剛性材料
として有用であるとともに、曲げにも強いので機械加工
もできるなどの優れた特性を有する。以上のことから本
発明に係るアルミニウム基合金は、航空機、車両、船舶
などの構造用部材、あるいはエンジン部分の構造用部
材、または、建築用外装材、サッシ、屋根材として、更
には、海水機器用部材、原子炉用部材などとして広く使
用することができる。
【図１】 本発明合金を急冷凝固して薄帯を製造する際
に使用した単ロール装置の一例を示す構成図である。
に使用した単ロール装置の一例を示す構成図である。
【図２】 Ａｌ94Ｖ4Ｆｅ2なる組成の合金のＸ線回折分
析結果を示す図である。
析結果を示す図である。
【図３】 Ａｌ95Ｍｏ3Ｎｉ2なる組成の合金のＸ線回折
分析結果を示す図である。
分析結果を示す図である。
【図４】 Ａｌ91Ｎｂ6Ｃｏ3なる組成の合金のＸ線回折
分析結果を示す図である。
分析結果を示す図である。
【図５】 Ａｌ94Ｖ4Ｎｉ2なる組成の合金の熱的特性を
示す図である。
示す図である。
１・・・石英管、２・・・ロール、３・・・溶湯、４・・・薄帯、５
・・・ノズル孔。
・・・ノズル孔。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(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 木村 久道
宮城県亘理郡亘理町荒浜字藤平橋44
(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６−93363（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−256875（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】 一般式 Ａｌ１００−（ａ＋ｂ）ＱａＭ
ｂ（ただしＱは、Ｖ、Ｆｅ、Ｐｄの中のいずれか１種の
金属元素を示し、Ｍは、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｃｕの中のいずれ
か１種の金属元素を示す。）で示される組成を有し、 組成比を示すａ，ｂは、原子％で、１≦ａ≦１０、０＜
ｂ＜５、３≦ａ＋ｂ≦１２なる関係を満足し、かつ合金
組織中に準結晶相を有することを特徴とする高強度高剛
性アルミニウム基合金。 - 【請求項２】 請求項１に記載の組成と組成比とを有
し、アルミニウム相と準結晶相の混相組織を有すること
を特徴とする高強度高剛性アルミニウム基合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26876295A JP3504401B2 (ja) | 1994-11-02 | 1995-10-17 | 高強度高剛性アルミニウム基合金 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6-270062 | 1994-11-02 | ||
| JP27006294 | 1994-11-02 | ||
| JP26876295A JP3504401B2 (ja) | 1994-11-02 | 1995-10-17 | 高強度高剛性アルミニウム基合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08199317A JPH08199317A (ja) | 1996-08-06 |
| JP3504401B2 true JP3504401B2 (ja) | 2004-03-08 |
Family
ID=26548467
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26876295A Expired - Fee Related JP3504401B2 (ja) | 1994-11-02 | 1995-10-17 | 高強度高剛性アルミニウム基合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3504401B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
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| JP2008231519A (ja) * | 2007-03-22 | 2008-10-02 | Honda Motor Co Ltd | 準結晶粒子分散アルミニウム合金およびその製造方法 |
| JP2008248343A (ja) * | 2007-03-30 | 2008-10-16 | Honda Motor Co Ltd | アルミニウム基合金 |
| KR101254570B1 (ko) * | 2009-01-28 | 2013-04-15 | 자동차부품연구원 | ＦｅＮｉ전율고용 강화형 내열 알루미늄 합금 및 그 제조방법 |
| WO2010087605A2 (ko) * | 2009-01-28 | 2010-08-05 | 자동차부품연구원 | 내열 알루미늄 합금 및 그 제조방법 |
| KR101254569B1 (ko) * | 2009-01-28 | 2013-04-15 | 자동차부품연구원 | ＦｅＭｎ전율고용 강화형 내열 알루미늄 합금 및 그 제조방법 |
| KR101295807B1 (ko) * | 2013-05-06 | 2013-08-12 | 자동차부품연구원 | 철-니켈 전율고용체 강화형 알루미늄 합금 및 그 제조방법 |
-
1995
- 1995-10-17 JP JP26876295A patent/JP3504401B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08199317A (ja) | 1996-08-06 |
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