JPH0441654A - 粒子分散型高強度非晶質アルミニウム合金 - Google Patents
粒子分散型高強度非晶質アルミニウム合金Info
- Publication number
- JPH0441654A JPH0441654A JP2148770A JP14877090A JPH0441654A JP H0441654 A JPH0441654 A JP H0441654A JP 2148770 A JP2148770 A JP 2148770A JP 14877090 A JP14877090 A JP 14877090A JP H0441654 A JPH0441654 A JP H0441654A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- amorphous
- alloy
- elements
- content
- matrix
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 8
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 title abstract description 8
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 claims abstract description 13
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 11
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 229910000808 amorphous metal alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 claims abstract description 6
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N yttrium atom Chemical compound [Y] VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract 2
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 31
- 239000000956 alloy Substances 0.000 abstract description 30
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 abstract description 29
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 abstract description 6
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 238000007670 refining Methods 0.000 abstract description 3
- 239000000470 constituent Substances 0.000 abstract 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 17
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 5
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 4
- 238000000034 method Methods 0.000 description 4
- 229910001020 Au alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000003353 gold alloy Substances 0.000 description 3
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 3
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 3
- 230000002093 peripheral effect Effects 0.000 description 3
- 239000010453 quartz Substances 0.000 description 3
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N silicon dioxide Inorganic materials O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 3
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 2
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 2
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 229910001339 C alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 description 1
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052688 Gadolinium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052779 Neodymium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052772 Samarium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005280 amorphization Methods 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 239000002178 crystalline material Substances 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- PCHJSUWPFVWCPO-UHFFFAOYSA-N gold Chemical compound [Au] PCHJSUWPFVWCPO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052737 gold Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010931 gold Substances 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 230000002787 reinforcement Effects 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C45/00—Amorphous alloys
- C22C45/08—Amorphous alloys with aluminium as the major constituent
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は微細な結晶質粒子の分散により強度を向上させ
えた非晶質アルミニウム合金に関する。
えた非晶質アルミニウム合金に関する。
[従来の技術]
従来アルミニウム非晶質合金としては、特開昭64−4
7831に記載された各種非晶質アルミニウム合金が知
られているが、いずれも高強度化を促進するためには非
晶質単相を狙ったものである。また、本出願人の特願平
2−059139では結晶質の粒子が非晶質組織の中に
分散することにより強度向上を図るものであり、そのた
めには粒子分散量を決める溶融合金の冷却速度を変える
こと及び母合金組成の希土類元素とF e + Co
+Niの鳳関係が有効とされている。分散粒子は複合則
から考えると強度が高くしかも粒子間距離に対して小さ
いことが要望されるが冷却速度制御はその組織制御にあ
まり有効ではなく、しかもその他の有効な手段がなかっ
た。
7831に記載された各種非晶質アルミニウム合金が知
られているが、いずれも高強度化を促進するためには非
晶質単相を狙ったものである。また、本出願人の特願平
2−059139では結晶質の粒子が非晶質組織の中に
分散することにより強度向上を図るものであり、そのた
めには粒子分散量を決める溶融合金の冷却速度を変える
こと及び母合金組成の希土類元素とF e + Co
+Niの鳳関係が有効とされている。分散粒子は複合則
から考えると強度が高くしかも粒子間距離に対して小さ
いことが要望されるが冷却速度制御はその組織制御にあ
まり有効ではなく、しかもその他の有効な手段がなかっ
た。
非晶質マトリックス中に粒子を分散させた複合材の強化
機構は非晶質合金でははっきりした論理付けはされてい
ないが、粒子が大きな強化を行うための必要な条件とし
て次のことが考えられる。
機構は非晶質合金でははっきりした論理付けはされてい
ないが、粒子が大きな強化を行うための必要な条件とし
て次のことが考えられる。
■分散粒子の強度が大きいこと、■粒子がマトリックス
界面と良く融合していること、■粒子間距離んが小さい
こと。粒子の体積Vp、粒子の大きさd及び粒子間距離
の平均自由距離などの粒子の幾何学的な分布による影響
は大きく、これらの変数の間には >= (2/3)d (1−Vp)/Vp[M、 GE
NSAMER;Trans、 ASM、 36(194
6)、 301の関係があり、このλが小さいことが弓
張強さ増大に有効であると考えられる。降伏強度は一般
的にδ。20CVI)”” ・d−’で表され、dの小
さいことが降伏強度向上に有効である。
界面と良く融合していること、■粒子間距離んが小さい
こと。粒子の体積Vp、粒子の大きさd及び粒子間距離
の平均自由距離などの粒子の幾何学的な分布による影響
は大きく、これらの変数の間には >= (2/3)d (1−Vp)/Vp[M、 GE
NSAMER;Trans、 ASM、 36(194
6)、 301の関係があり、このλが小さいことが弓
張強さ増大に有効であると考えられる。降伏強度は一般
的にδ。20CVI)”” ・d−’で表され、dの小
さいことが降伏強度向上に有効である。
粒子間の平均粒子距離λを小さ(するには、粒子径dを
減少させる、体積Vpを増加させる二つの方法があるが
、後者のvpの増大は伸び減少により靭性を損なうので
、前者の粒子径dを減少させる方法につき本発明者は研
究を行った。
減少させる、体積Vpを増加させる二つの方法があるが
、後者のvpの増大は伸び減少により靭性を損なうので
、前者の粒子径dを減少させる方法につき本発明者は研
究を行った。
C課題を解決するための手段〕
本発明はAr1. X (Y(4ツト1功ム)および希
土類元素の一種または二種以上) 、M (Fe、Co
。
土類元素の一種または二種以上) 、M (Fe、Co
。
Niの一種又は二種以上)からなる基本合金組成にT
(Mn、Mo、Cr、Zr、V種または二種以上の元素
)を添加し、Mの一部なTと置き換えることにより、非
晶質合金マトリックス及び分散粒子中にTを強制固溶さ
せ強度の高い粒子を形成し、またT元素を添加すること
で分散粒子径dを小さ(することを骨子とする。本発明
の合金の構成元素の含有量は、さらにX(Y及び希土類
元素)の含有量を0.5原子%以上5原子%以下、M
(F e + Co + N 1の一種又は二種以上)
の含有量を5原子%以上15原子%以下、粒子微細化元
素T (Mn、Cr、Mo、Zr、V)の含有量を0.
2原子%以上、3原子%以下にそれぞれ設定する。また
、X(Y及び希土類)元素の含有量とM (Fe、Co
、Niの一種または二種以上)元素の含有量との関係は X(希土類)元素の量= a/(a+b) <o、 5
で表される。
(Mn、Mo、Cr、Zr、V種または二種以上の元素
)を添加し、Mの一部なTと置き換えることにより、非
晶質合金マトリックス及び分散粒子中にTを強制固溶さ
せ強度の高い粒子を形成し、またT元素を添加すること
で分散粒子径dを小さ(することを骨子とする。本発明
の合金の構成元素の含有量は、さらにX(Y及び希土類
元素)の含有量を0.5原子%以上5原子%以下、M
(F e + Co + N 1の一種又は二種以上)
の含有量を5原子%以上15原子%以下、粒子微細化元
素T (Mn、Cr、Mo、Zr、V)の含有量を0.
2原子%以上、3原子%以下にそれぞれ設定する。また
、X(Y及び希土類)元素の含有量とM (Fe、Co
、Niの一種または二種以上)元素の含有量との関係は X(希土類)元素の量= a/(a+b) <o、 5
で表される。
[イ乍用]
マトリックスの非晶質相中に分散している結晶質粒子は
APにX(Y及び希土類)−M (Fe。
APにX(Y及び希土類)−M (Fe。
Co、N1)−T (Mo、Mn、Cr、Zr■)が過
飽和に固溶したFCC構造単一相で形成されており、マ
トリックスの非晶質部も同様な組成となっている。AA
−X (Y及び希土類)−M (Fe、Co、Ni)は
非晶質組織を形成する基本元素であり、引張強さで50
kg/mm”を超える強度を有する非晶質合金を作る。
飽和に固溶したFCC構造単一相で形成されており、マ
トリックスの非晶質部も同様な組成となっている。AA
−X (Y及び希土類)−M (Fe、Co、Ni)は
非晶質組織を形成する基本元素であり、引張強さで50
kg/mm”を超える強度を有する非晶質合金を作る。
この中に数nm〜数士nmの結晶質粒子を分散させるこ
とにより粒子強化分散非晶質アルミニウム合金が得られ
る。この時、前記非晶質化基本元素に加えてT (Mo
、Mn、Cr、Zr、Vから選ばれた一種又は二種以上
)元素を所定量添加することにより無添加の場合に比べ
て大きな強度が得られる。この原因として材料の組織を
詳細に検討してみると、■粒子が数nm〜数士nmと微
細である、■粒子分敢が均一である、■また粒子の固溶
強化が認められることが大幅な強度の原因と考えられる
。
とにより粒子強化分散非晶質アルミニウム合金が得られ
る。この時、前記非晶質化基本元素に加えてT (Mo
、Mn、Cr、Zr、Vから選ばれた一種又は二種以上
)元素を所定量添加することにより無添加の場合に比べ
て大きな強度が得られる。この原因として材料の組織を
詳細に検討してみると、■粒子が数nm〜数士nmと微
細である、■粒子分敢が均一である、■また粒子の固溶
強化が認められることが大幅な強度の原因と考えられる
。
ここで元素それぞれの成分範囲規定理由について述べる
。
。
主成分金属であるAffが80原子%未満では、非晶質
合金製造時に結晶質分散粒子中に化合物(ARs Y、
ARs Ni等)が形成され易くまた化合物が単独相と
して出現し易くなり、その結果、合金全体の脆化を招く
。一方、Ar1が94.5原子%を上回ると、通常の溶
湯冷却速度では非晶質相と結晶質相との混相を得ること
が困難であり、これを避けるために冷却速度を極端に上
げたのでは量産性が著しく損なわれ、そのうえ耐熱性の
低下が起こる。したがってAPの含有量は80〜94,
5原子%であることが好ましい。
合金製造時に結晶質分散粒子中に化合物(ARs Y、
ARs Ni等)が形成され易くまた化合物が単独相と
して出現し易くなり、その結果、合金全体の脆化を招く
。一方、Ar1が94.5原子%を上回ると、通常の溶
湯冷却速度では非晶質相と結晶質相との混相を得ること
が困難であり、これを避けるために冷却速度を極端に上
げたのでは量産性が著しく損なわれ、そのうえ耐熱性の
低下が起こる。したがってAPの含有量は80〜94,
5原子%であることが好ましい。
M及び希土類元素(X)は非晶質化達成のために必要な
元素である。
元素である。
X (Y及び希土類)元素としてはY、La。
Ce、Sm、Nd、Gdなどの希土類元素の一種または
二種以上の元素から選択され、その含有量は0.5原子
%以上に設定される。Y及び希土類元素の含有量が0.
5原子%未満では非晶質と結晶質との混和を得ることが
不可能となり、一方5原子%を上回ると、巨大な結晶質
部分が形成され脆い混和組織となる。またM (Ni、
Fe。
二種以上の元素から選択され、その含有量は0.5原子
%以上に設定される。Y及び希土類元素の含有量が0.
5原子%未満では非晶質と結晶質との混和を得ることが
不可能となり、一方5原子%を上回ると、巨大な結晶質
部分が形成され脆い混和組織となる。またM (Ni、
Fe。
Co)元素は5原子%以上15原子%以下の範囲にあり
、非晶質合金を形成するために必要な元素であると共に
、非晶質相中および結晶粒子の組織に含まれそれぞれの
強度を向上する。Mが5原子%未満であると非晶質形成
能が劣り、非晶質形成に工業上の困難を伴う。またMが
15原子%を超えると非晶質相中に金属間化合物の形成
析出が生じる。
、非晶質合金を形成するために必要な元素であると共に
、非晶質相中および結晶粒子の組織に含まれそれぞれの
強度を向上する。Mが5原子%未満であると非晶質形成
能が劣り、非晶質形成に工業上の困難を伴う。またMが
15原子%を超えると非晶質相中に金属間化合物の形成
析出が生じる。
第1図は本発明合金のX、Mの組成範囲を示している。
斜線で囲まれた範囲が本発明の組成範囲である。図のX
+ X、 2線よりX元素の量が多い(M元素の量が
少ない)とα−Aβの析出が困難である。
+ X、 2線よりX元素の量が多い(M元素の量が
少ない)とα−Aβの析出が困難である。
T元素であるMo、Mn、Cr、Zr、Vは分散粒子の
粒子径を小さくする効果がある。
粒子径を小さくする効果がある。
T (Mn、Mo、Cr、Zr、Vから選ばれた一種又
は二種以上からなる)元素は0.2原子%未満であると
固溶強化・粒子微細化の効果が少ない。一方T元素が3
原子%を超えると非晶質形成能を阻害し、工業上利用で
きる冷却速度の装置としては非晶質形成が困難となり量
産性が損なわれる。
は二種以上からなる)元素は0.2原子%未満であると
固溶強化・粒子微細化の効果が少ない。一方T元素が3
原子%を超えると非晶質形成能を阻害し、工業上利用で
きる冷却速度の装置としては非晶質形成が困難となり量
産性が損なわれる。
以下、実施例によりさらに詳しく本発明を説明する。
[実施例]
第2図は単ロール方式を採用した非晶質合金製造装置の
概略を示す。その装置は同図時計方向に回転するクロム
銅製冷却ロールlとその冷却ロール1の周囲に80を冷
却ロール1外周面に近接させて固定された石英製ノズル
2とそれを加熱するための高周波加熱用コイル3とを備
えている。また、これらの装置は場合によっては不活性
雰囲気に保つことが出来る。
概略を示す。その装置は同図時計方向に回転するクロム
銅製冷却ロールlとその冷却ロール1の周囲に80を冷
却ロール1外周面に近接させて固定された石英製ノズル
2とそれを加熱するための高周波加熱用コイル3とを備
えている。また、これらの装置は場合によっては不活性
雰囲気に保つことが出来る。
冷却ロール1の直径は200 mm、ノズル2の出口に
於ける口径は0.3mm、その出口と冷却ロール】外周
面とのギャップは1.5mmにそれぞれ設定されている
。
於ける口径は0.3mm、その出口と冷却ロール】外周
面とのギャップは1.5mmにそれぞれ設定されている
。
非晶質An合金の製造時には雰囲気は通常アルゴンとさ
れている。A℃合金系の溶解はまず所定の比率で作られ
た母金金塊を用意する。この塊を所定の量秤量し、石英
ルツボにセットした後コイル3により誘導溶解し溶融合
金mとする。この溶融合金mがノズル2の出口から冷却
ロール1外周面にアルゴンガス圧力(例えば0.4kg
/cm” )により噴出され、ノズル2と冷却ロール1
との間で、ロール1の外周面に付着−冷却され、リボン
4状に引き出されると同時に急冷され、これにより非晶
質AI2合金が得られる。
れている。A℃合金系の溶解はまず所定の比率で作られ
た母金金塊を用意する。この塊を所定の量秤量し、石英
ルツボにセットした後コイル3により誘導溶解し溶融合
金mとする。この溶融合金mがノズル2の出口から冷却
ロール1外周面にアルゴンガス圧力(例えば0.4kg
/cm” )により噴出され、ノズル2と冷却ロール1
との間で、ロール1の外周面に付着−冷却され、リボン
4状に引き出されると同時に急冷され、これにより非晶
質AI2合金が得られる。
この場合、冷却ロール1の回転速度を非晶質単相Al合
金(非晶質成分の体積分率が100%の合金)を得ると
きよりも下げて冷却速度を遅(すると、溶融合金の凝固
中において結晶質相が一部に出現する。
金(非晶質成分の体積分率が100%の合金)を得ると
きよりも下げて冷却速度を遅(すると、溶融合金の凝固
中において結晶質相が一部に出現する。
このような手法を採用することによりAβX(希土類)
−M (Fe、Ni、Co)−T (Mo、Mn、Cr
、Zr、V)からなるマトリックスを構成する非晶質相
に粒子状α−142(FCC構造)が微細に分散した複
合相で構成された高強度非晶質A2合金が得られる。
−M (Fe、Ni、Co)−T (Mo、Mn、Cr
、Zr、V)からなるマトリックスを構成する非晶質相
に粒子状α−142(FCC構造)が微細に分散した複
合相で構成された高強度非晶質A2合金が得られる。
実施例 1
前記手法を採用しその際冷却ロール1の回転速度を変え
てA Q !liY x N i s M n +
(数値は原子%、以下各合金について同じ)の組成を有
する非晶質へ℃合金A〜Dを製造し冷却ロール1の回転
速度と結晶質相の含有量との関係を調べたところ表1の
結果が得られた。結晶質の粒子はAJ2過餡和固溶体で
あった。
てA Q !liY x N i s M n +
(数値は原子%、以下各合金について同じ)の組成を有
する非晶質へ℃合金A〜Dを製造し冷却ロール1の回転
速度と結晶質相の含有量との関係を調べたところ表1の
結果が得られた。結晶質の粒子はAJ2過餡和固溶体で
あった。
(以下余白)
表 1
第3図は非晶質A℃金合金のX!1回折図を示す。測定
に用いられたX線管の対陰極はCuであり、Ka線が使
用された。非晶質A2合金Cは非晶質マトリックスとα
−AJ2の結晶質が析出した組織であることを示してい
る。
に用いられたX線管の対陰極はCuであり、Ka線が使
用された。非晶質A2合金Cは非晶質マトリックスとα
−AJ2の結晶質が析出した組織であることを示してい
る。
第4図は本発明実施例の非晶質A2合金Aρ−Y t
−N i * −M n +及び従来例の非晶質AQ金
合金11−Yx −N i Ioの粒子の分散体積%と
引張強さとの関係が示しである。図中、曲線S1はAQ
−Ya−Ni+。合金に曲線S2はA 42− Y 2
−2−N1s−+にそれぞれ該当する。
−N i * −M n +及び従来例の非晶質AQ金
合金11−Yx −N i Ioの粒子の分散体積%と
引張強さとの関係が示しである。図中、曲線S1はAQ
−Ya−Ni+。合金に曲線S2はA 42− Y 2
−2−N1s−+にそれぞれ該当する。
第4図に明らかなように、各合金において非晶質単相の
場合に比べ結晶質相の含有量が増加するにつれて強度が
高くなっており、またMn添加の82は結晶質の析出し
ない場合引張強さはMn無添加のSlとほぼ同等である
が、結晶質の析出と共に無添加の110kg/mm”に
比べ130kg / m m ”と増加している。この
場合AI2.−Y。
場合に比べ結晶質相の含有量が増加するにつれて強度が
高くなっており、またMn添加の82は結晶質の析出し
ない場合引張強さはMn無添加のSlとほぼ同等である
が、結晶質の析出と共に無添加の110kg/mm”に
比べ130kg / m m ”と増加している。この
場合AI2.−Y。
−Ni+a合金S1、Aff−Ya −Nis −Mn
+合金82においては結晶質相の含有量40体積%近傍
にて脆化が始まる。なお、AJ2−Y。
+合金82においては結晶質相の含有量40体積%近傍
にて脆化が始まる。なお、AJ2−Y。
−N 1 e −M n +合金材をTEM (200
KV透過型電子顕微鏡)で観察したところ非晶質マトリ
ックスの中に粒子径数nm〜数士nmの範囲の2α−A
ρが点在しているのが認められた。同様にMn無添加の
場合について観察したところα−A℃の粒子径は数+n
m〜数百nmであった。
KV透過型電子顕微鏡)で観察したところ非晶質マトリ
ックスの中に粒子径数nm〜数士nmの範囲の2α−A
ρが点在しているのが認められた。同様にMn無添加の
場合について観察したところα−A℃の粒子径は数+n
m〜数百nmであった。
結晶質粒子の平均直径は前記の様にlnm−1100n
が望ましくまたその体積分散量は5〜40体積%が望ま
しく、好ましくは10〜30体積%である。
が望ましくまたその体積分散量は5〜40体積%が望ま
しく、好ましくは10〜30体積%である。
なお、非晶質単相Aρ金合金熱処理を施した場合にも結
晶質相が出現するが、この場合の結晶質相は結晶粒の成
長が速いために上記範囲上限より粗大化し、また分散状
態が不均一となり、その上結晶質相の偏析が生じるため
、強度及び靭性が低くなる。
晶質相が出現するが、この場合の結晶質相は結晶粒の成
長が速いために上記範囲上限より粗大化し、また分散状
態が不均一となり、その上結晶質相の偏析が生じるため
、強度及び靭性が低くなる。
実施例 2
各種組成の合金を作成し、組織と引張強さを調べた結果
を表2に示す。
を表2に示す。
(以下余白)
[発明の効果]
本発明によればマトリックスである非晶質相に特定の結
晶質相を均一分散させたAβ非晶質合金において、Mn
、Mo、Cr、Zr、Vの添加により結晶質相の粒径の
微細化を図り、粒子分散の効果を大きくすることができ
、高強度へ4合金が提供される。
晶質相を均一分散させたAβ非晶質合金において、Mn
、Mo、Cr、Zr、Vの添加により結晶質相の粒径の
微細化を図り、粒子分散の効果を大きくすることができ
、高強度へ4合金が提供される。
第1図は本発明合金のXとMとの組成範囲を示す図、
第2図は非晶質合金製造装置の該略図、第3図は本発明
合金の実施例CのX線回折図、第4図は本発明合金の実
施例と比較例の引張強さを示すグラフである。 m−溶融合金、■−冷却ロール、2−ノズル、3−高周
波加熱用コイル
合金の実施例CのX線回折図、第4図は本発明合金の実
施例と比較例の引張強さを示すグラフである。 m−溶融合金、■−冷却ロール、2−ノズル、3−高周
波加熱用コイル
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、Al_1_0_0_−_a_−_b_−_cX_a
M_bT_c(X:Y(イットリウム)及び希土類元素
の一種又は二種以上、M:Fe、Co、Niの一種また
は二種以上、T:Mn、Mo、Cr、Zr、Vの一種又
は二種以上)の組成を有する非晶質合金であって、Al
、X、Y、Mの元素を含んでマトリックスを構成する非
晶質相とAl中にX、Y、M元素を過飽和に固溶した結
晶質粒子が前記非晶質相のマトリックス中に分散した組
織をもち、Xの含有量aを0.5原子%以上5原子%以
下、Mの含有量bを5原子%以上15原子%以下、Tの
含有量cを0.2原子%以上3.0原子%以下とし、さ
らにXとMの含有量が第1図の斜線部の範囲で規定され
たことを特徴とする粒子分散型高強度非晶質アルミニウ
ム合金。 2、前記非晶質相のマトリックス中の結晶質の分散相の
量が5体積%以上40体積%以下である請求項1記載の
粒子分散型高強度非晶質アルミニウム合金。
Priority Applications (6)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2148770A JP2619118B2 (ja) | 1990-06-08 | 1990-06-08 | 粒子分散型高強度非晶質アルミニウム合金 |
AU78083/91A AU640483B2 (en) | 1990-06-08 | 1991-06-03 | A particle-dispersion type amorphous aluminum-alloy having high strength |
DE69115567T DE69115567T2 (de) | 1990-06-08 | 1991-06-03 | Teilchendispersionsartige amorphe Aluminiumlegierung mit guter Festigkeit |
EP91304990A EP0460887B1 (en) | 1990-06-08 | 1991-06-03 | A particle-dispersion type amorphous aluminium-alloy having high strength |
CA002043818A CA2043818C (en) | 1990-06-08 | 1991-06-04 | Particle-dispersion type amorphous aluminum-alloy having high strength |
US07/710,035 US5318641A (en) | 1990-06-08 | 1991-06-06 | Particle-dispersion type amorphous aluminum-alloy having high strength |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2148770A JP2619118B2 (ja) | 1990-06-08 | 1990-06-08 | 粒子分散型高強度非晶質アルミニウム合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0441654A true JPH0441654A (ja) | 1992-02-12 |
JP2619118B2 JP2619118B2 (ja) | 1997-06-11 |
Family
ID=15460272
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2148770A Expired - Fee Related JP2619118B2 (ja) | 1990-06-08 | 1990-06-08 | 粒子分散型高強度非晶質アルミニウム合金 |
Country Status (6)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US5318641A (ja) |
EP (1) | EP0460887B1 (ja) |
JP (1) | JP2619118B2 (ja) |
AU (1) | AU640483B2 (ja) |
CA (1) | CA2043818C (ja) |
DE (1) | DE69115567T2 (ja) |
Cited By (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0693393A (ja) * | 1992-08-05 | 1994-04-05 | Takeshi Masumoto | 高強度耐食性アルミニウム基合金 |
US6149737A (en) * | 1996-09-09 | 2000-11-21 | Sumitomo Electric Industries Ltd. | High strength high-toughness aluminum alloy and method of preparing the same |
KR20030087112A (ko) * | 2002-05-06 | 2003-11-13 | 현대자동차주식회사 | 알루미늄 나노입자분산형 비정질합금 및 그 제조방법 |
CN104894407A (zh) * | 2015-03-19 | 2015-09-09 | 中信戴卡股份有限公司 | 一种细化铝合金的方法 |
CN104894410A (zh) * | 2015-03-19 | 2015-09-09 | 中信戴卡股份有限公司 | 一种细化铝合金的方法 |
CN104894409A (zh) * | 2015-03-19 | 2015-09-09 | 中信戴卡股份有限公司 | 一种细化铝合金的方法 |
CN104894403A (zh) * | 2015-03-19 | 2015-09-09 | 中信戴卡股份有限公司 | 一种细化铝合金的方法 |
CN104894406A (zh) * | 2015-03-19 | 2015-09-09 | 中信戴卡股份有限公司 | 一种细化铝合金的方法 |
CN104894405A (zh) * | 2015-03-19 | 2015-09-09 | 中信戴卡股份有限公司 | 一种细化铝合金的方法 |
CN104894402A (zh) * | 2015-03-19 | 2015-09-09 | 中信戴卡股份有限公司 | 一种细化铝合金的方法 |
Families Citing this family (42)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2799642B2 (ja) * | 1992-02-07 | 1998-09-21 | トヨタ自動車株式会社 | 高強度アルミニウム合金 |
JP2798842B2 (ja) * | 1992-02-28 | 1998-09-17 | ワイケイケイ株式会社 | 高強度アルミニウム合金圧延板の製造方法 |
JP2945205B2 (ja) * | 1992-03-18 | 1999-09-06 | 健 増本 | 非晶質合金材料とその製造方法 |
JP2911673B2 (ja) * | 1992-03-18 | 1999-06-23 | 健 増本 | 高強度アルミニウム合金 |
JPH0673479A (ja) * | 1992-05-06 | 1994-03-15 | Honda Motor Co Ltd | 高強度高靱性Al合金 |
JPH05320803A (ja) * | 1992-05-22 | 1993-12-07 | Honda Motor Co Ltd | 高強度Al合金 |
EP0584596A3 (en) * | 1992-08-05 | 1994-08-10 | Yamaha Corp | High strength and anti-corrosive aluminum-based alloy |
US6004506A (en) * | 1998-03-02 | 1999-12-21 | Aluminum Company Of America | Aluminum products containing supersaturated levels of dispersoids |
JP3852805B2 (ja) * | 1998-07-08 | 2006-12-06 | 独立行政法人科学技術振興機構 | 曲げ強度および衝撃強度に優れたZr基非晶質合金とその製法 |
US7374597B2 (en) * | 2001-12-10 | 2008-05-20 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy | Synthesis of metal nanoparticle compositions from metallic and ethynyl compounds |
WO2005005675A2 (en) * | 2003-02-11 | 2005-01-20 | Liquidmetal Technologies, Inc. | Method of making in-situ composites comprising amorphous alloys |
US6974510B2 (en) * | 2003-02-28 | 2005-12-13 | United Technologies Corporation | Aluminum base alloys |
DE102005047037A1 (de) | 2005-09-30 | 2007-04-19 | BAM Bundesanstalt für Materialforschung und -prüfung | Motorische Gleitpaarung aus einer Aluminiumbasislegierung |
JP4728170B2 (ja) * | 2006-05-26 | 2011-07-20 | 三菱電機株式会社 | 半導体デバイスおよびアクティブマトリクス型表示装置 |
US7879162B2 (en) * | 2008-04-18 | 2011-02-01 | United Technologies Corporation | High strength aluminum alloys with L12 precipitates |
US7875131B2 (en) * | 2008-04-18 | 2011-01-25 | United Technologies Corporation | L12 strengthened amorphous aluminum alloys |
US20090263273A1 (en) * | 2008-04-18 | 2009-10-22 | United Technologies Corporation | High strength L12 aluminum alloys |
US7811395B2 (en) * | 2008-04-18 | 2010-10-12 | United Technologies Corporation | High strength L12 aluminum alloys |
US8409373B2 (en) * | 2008-04-18 | 2013-04-02 | United Technologies Corporation | L12 aluminum alloys with bimodal and trimodal distribution |
US7875133B2 (en) * | 2008-04-18 | 2011-01-25 | United Technologies Corporation | Heat treatable L12 aluminum alloys |
US7871477B2 (en) * | 2008-04-18 | 2011-01-18 | United Technologies Corporation | High strength L12 aluminum alloys |
US8002912B2 (en) * | 2008-04-18 | 2011-08-23 | United Technologies Corporation | High strength L12 aluminum alloys |
US20090260724A1 (en) * | 2008-04-18 | 2009-10-22 | United Technologies Corporation | Heat treatable L12 aluminum alloys |
US8017072B2 (en) * | 2008-04-18 | 2011-09-13 | United Technologies Corporation | Dispersion strengthened L12 aluminum alloys |
US8778098B2 (en) * | 2008-12-09 | 2014-07-15 | United Technologies Corporation | Method for producing high strength aluminum alloy powder containing L12 intermetallic dispersoids |
US20100143177A1 (en) * | 2008-12-09 | 2010-06-10 | United Technologies Corporation | Method for forming high strength aluminum alloys containing L12 intermetallic dispersoids |
US8778099B2 (en) * | 2008-12-09 | 2014-07-15 | United Technologies Corporation | Conversion process for heat treatable L12 aluminum alloys |
US8349462B2 (en) * | 2009-01-16 | 2013-01-08 | Alcoa Inc. | Aluminum alloys, aluminum alloy products and methods for making the same |
US20100226817A1 (en) * | 2009-03-05 | 2010-09-09 | United Technologies Corporation | High strength l12 aluminum alloys produced by cryomilling |
US20100254850A1 (en) * | 2009-04-07 | 2010-10-07 | United Technologies Corporation | Ceracon forging of l12 aluminum alloys |
US9611522B2 (en) * | 2009-05-06 | 2017-04-04 | United Technologies Corporation | Spray deposition of L12 aluminum alloys |
US9127334B2 (en) * | 2009-05-07 | 2015-09-08 | United Technologies Corporation | Direct forging and rolling of L12 aluminum alloys for armor applications |
US20110044844A1 (en) * | 2009-08-19 | 2011-02-24 | United Technologies Corporation | Hot compaction and extrusion of l12 aluminum alloys |
US8728389B2 (en) * | 2009-09-01 | 2014-05-20 | United Technologies Corporation | Fabrication of L12 aluminum alloy tanks and other vessels by roll forming, spin forming, and friction stir welding |
US8409496B2 (en) * | 2009-09-14 | 2013-04-02 | United Technologies Corporation | Superplastic forming high strength L12 aluminum alloys |
US20110064599A1 (en) * | 2009-09-15 | 2011-03-17 | United Technologies Corporation | Direct extrusion of shapes with l12 aluminum alloys |
US9194027B2 (en) * | 2009-10-14 | 2015-11-24 | United Technologies Corporation | Method of forming high strength aluminum alloy parts containing L12 intermetallic dispersoids by ring rolling |
US20110091346A1 (en) * | 2009-10-16 | 2011-04-21 | United Technologies Corporation | Forging deformation of L12 aluminum alloys |
US20110091345A1 (en) * | 2009-10-16 | 2011-04-21 | United Technologies Corporation | Method for fabrication of tubes using rolling and extrusion |
US8409497B2 (en) * | 2009-10-16 | 2013-04-02 | United Technologies Corporation | Hot and cold rolling high strength L12 aluminum alloys |
CN103122429A (zh) * | 2012-12-31 | 2013-05-29 | 北京科技大学 | 一种大块铝基非晶/纳米晶复合材料及其制备方法 |
WO2019245784A1 (en) * | 2018-06-20 | 2019-12-26 | Arconic Inc. | Improved aluminum alloy products and methods for making the same |
Family Cites Families (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4743317A (en) * | 1983-10-03 | 1988-05-10 | Allied Corporation | Aluminum-transition metal alloys having high strength at elevated temperatures |
US4715893A (en) * | 1984-04-04 | 1987-12-29 | Allied Corporation | Aluminum-iron-vanadium alloys having high strength at elevated temperatures |
DE3524276A1 (de) * | 1984-07-27 | 1986-01-30 | BBC Aktiengesellschaft Brown, Boveri & Cie., Baden, Aargau | Aluminiumlegierung zur herstellung von ultra-feinkoernigem pulver mit verbesserten mechanischen und gefuegeeigenschaften |
JPS6141732A (ja) * | 1984-08-06 | 1986-02-28 | Takeshi Masumoto | 第2相金属粒子分散型合金の製造法 |
JPS6447831A (en) * | 1987-08-12 | 1989-02-22 | Takeshi Masumoto | High strength and heat resistant aluminum-based alloy and its production |
JPH01127641A (ja) * | 1987-11-10 | 1989-05-19 | Takeshi Masumoto | 高力、耐熱性アルミニウム基合金 |
US4790375A (en) * | 1987-11-23 | 1988-12-13 | Ors Development Corporation | Mineral well heating systems |
JPH0621326B2 (ja) * | 1988-04-28 | 1994-03-23 | 健 増本 | 高力、耐熱性アルミニウム基合金 |
JP2753739B2 (ja) * | 1989-08-31 | 1998-05-20 | 健 増本 | アルミニウム基合金箔又はアルミニウム基合金細線の製造方法 |
-
1990
- 1990-06-08 JP JP2148770A patent/JP2619118B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1991
- 1991-06-03 DE DE69115567T patent/DE69115567T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1991-06-03 EP EP91304990A patent/EP0460887B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1991-06-03 AU AU78083/91A patent/AU640483B2/en not_active Ceased
- 1991-06-04 CA CA002043818A patent/CA2043818C/en not_active Expired - Fee Related
- 1991-06-06 US US07/710,035 patent/US5318641A/en not_active Expired - Fee Related
Cited By (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0693393A (ja) * | 1992-08-05 | 1994-04-05 | Takeshi Masumoto | 高強度耐食性アルミニウム基合金 |
US6149737A (en) * | 1996-09-09 | 2000-11-21 | Sumitomo Electric Industries Ltd. | High strength high-toughness aluminum alloy and method of preparing the same |
KR20030087112A (ko) * | 2002-05-06 | 2003-11-13 | 현대자동차주식회사 | 알루미늄 나노입자분산형 비정질합금 및 그 제조방법 |
CN104894407A (zh) * | 2015-03-19 | 2015-09-09 | 中信戴卡股份有限公司 | 一种细化铝合金的方法 |
CN104894410A (zh) * | 2015-03-19 | 2015-09-09 | 中信戴卡股份有限公司 | 一种细化铝合金的方法 |
CN104894409A (zh) * | 2015-03-19 | 2015-09-09 | 中信戴卡股份有限公司 | 一种细化铝合金的方法 |
CN104894403A (zh) * | 2015-03-19 | 2015-09-09 | 中信戴卡股份有限公司 | 一种细化铝合金的方法 |
CN104894406A (zh) * | 2015-03-19 | 2015-09-09 | 中信戴卡股份有限公司 | 一种细化铝合金的方法 |
CN104894405A (zh) * | 2015-03-19 | 2015-09-09 | 中信戴卡股份有限公司 | 一种细化铝合金的方法 |
CN104894402A (zh) * | 2015-03-19 | 2015-09-09 | 中信戴卡股份有限公司 | 一种细化铝合金的方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
DE69115567T2 (de) | 1996-06-20 |
JP2619118B2 (ja) | 1997-06-11 |
US5318641A (en) | 1994-06-07 |
EP0460887B1 (en) | 1995-12-20 |
EP0460887A1 (en) | 1991-12-11 |
DE69115567D1 (de) | 1996-02-01 |
CA2043818C (en) | 1999-08-24 |
AU640483B2 (en) | 1993-08-26 |
AU7808391A (en) | 1991-12-12 |
CA2043818A1 (en) | 1991-12-09 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JPH0441654A (ja) | 粒子分散型高強度非晶質アルミニウム合金 | |
Morris et al. | Rapid solidification and mechanical alloying techniques applied to Cu Cr alloys | |
Yuan et al. | Effect of Mg addition on Fe phase morphology, distribution and aging kinetics of Cu-6.5 Fe alloy | |
EP0693567B1 (en) | High-strength, high-ductility cast aluminum alloy and process for producing the same | |
EP0675209B1 (en) | High strength aluminum-based alloy | |
Dar et al. | Effect of Cu and Mn content on solidification microstructure, T-phase formation and mechanical property of AlCuMn alloys | |
JP7365735B2 (ja) | アルミニウム含有合金粉末の製造方法及びその使用、ならびに合金リボン | |
Nakazato et al. | On the growth of nanocrystalline grains in an aluminum‐based amorphous alloy | |
JPH04218637A (ja) | 高強度高靱性アルミニウム合金の製造方法 | |
JPH0641702A (ja) | 高強度アルミニウム合金 | |
Zhang et al. | Microstructures and mechanical properties of Mg–13Gd–5Er–1Zn–0.3 Zr alloy | |
Liu et al. | Precipitation of bcc nanocrystals in bulk Mg–Cu–Y amorphous alloys | |
JPH0693363A (ja) | 高力、耐熱アルミニウム基合金 | |
Zhang et al. | Evolution of the microstructure and mechanical properties of an sigma-hardened high-entropy alloy at different annealing temperatures | |
Lebo et al. | Structure and properties of a splat cooled 2024 aluminum alloy | |
CN112828250A (zh) | 制备细小晶粒、偏析程度低的合金铸造装置和方法 | |
Hausch et al. | Recrystallization and Precipitation in Al-Mn-Si-Alloys | |
Chen et al. | Additive manufactured high-strength tungsten composite with high deformability by using a novel CoCrNi medium-entropy binder | |
US5350468A (en) | Process for producing amorphous alloy materials having high toughness and high strength | |
Louzguine et al. | Nanocrystallization of Ti-Ni-Cu-Sn amorphous alloy | |
CN110129596B (zh) | 薄带状纳米Al3(Sc,Zr)/Al复合孕育剂的制备方法 | |
Matsuki et al. | Superplasticity of Rapidly Solidified 7475 Al-Alloys with 0.7 wt.% Zr | |
Nayak et al. | Structure of nanocomposites of Al-Fe alloys prepared by mechanical alloying and rapid solidification processing | |
US4908182A (en) | Rapidly solidified high strength, ductile dispersion-hardened tungsten-rich alloys | |
HE et al. | Microstructures and properties of cold drawn and annealed submicron crystalline Cu-5% Cr alloy |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |