JPH0478697B2 - - Google Patents
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- Powder Metallurgy (AREA)
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
Description
〔発明の技術分野〕
この発明は、急冷凝固法により調製されたアル
ミニウム合金凝固体を熱間成形して、高強度の所
定形状のアルミニウム合金部材を製造するため
の、高強度アルミニウム合金部材の製造方法に関
するものである。 〔従来技術とその問題点〕 近年、急冷凝固法によつて製造された新種の合
金の各方面への応用が期待されている。急冷凝固
法によれば、従来困難とされていた、合金元素の
均一な固溶、過飽和固溶体の形成および金属間化
合物の微細分散化が可能となり、さらに、極微細
結晶組織や非晶質組織の合金が得られる場合もあ
るなど、合金の持つ特性を大幅に向上させること
ができる。 しかしながら、急冷凝固法は、一般に、溶融状
態の少量の合金を、多量の気体や液体の冷却媒体
に接触させるか、または、高速で移動する冷却さ
れた固体表面に流下させて急冷する方法であるか
ら、この方法によつて得られる凝固金属は、粉末
状、薄片状または薄肉リボン状のような微細形状
にならざるを得ない。 従つて、このようにして得られた微小形状の凝
固金属は、微小形状のまま使用する特殊用途のほ
かは、所定の大きさの部材に加工することが必要
れる。例えば、急冷凝固法によつて製造された微
細凝固体状のアルミニウム合金から、構造材用の
板材、棒材、形材などのアルミニウム合金部材を
製造するためには、一般に、微小凝固体状のアル
ミニウム合金を集めそして圧縮することにより予
備成形体を調製し、次いで、この予備成形体に対
し、圧延、押出し、鍜造などの展伸による成形加
工を施す成形加工工程が必要とされる。 上述した成形加工工程は、微小形状の凝固金属
同士の熱的活性化による強固な固着、および、成
形加工時の動力低減の観点から、熱間で行うこと
が好ましい。しかしながら、熱間で成形加工を行
なうと、急冷凝固によつて形成された好ましい非
平衡組織が、熱的活性化により平衡状態に復帰す
る結果、折角、急冷凝固によつて得られた特性の
大半が消失する問題がある。これは、急冷凝固に
よつて形成された過飽和固溶体が、低濃度の固溶
体と金属間化合物とに熱分解し、また、微晶質組
織が粗大化することによつて、急冷凝固組織が変
質するためである。 従来の溶解鋳造法によつて製造されるアルミニ
ウム合金の場合、Feなどの遷移金属元素の固溶
量は、平衡状態で約0.1wt.％であるが、急冷凝固
アルミニウム合金の場合は約10wt.％まで増加さ
れる。従つて、急冷凝固アルミニウム合金の粉末
や薄片では、ヴイツカース硬度が200以上を示す
ものが比較的容易に得られ、薄肉リボン状の急冷
凝固アルミニウム合金をそのまま引張り試験に供
すれば、50Kg／mm2以上の引張り強さが示される。
しかしながら、このような微小凝固体状の急冷凝
固アルミニウム合金に対し、熱間展伸加工を含む
成形加工を施して、所定形状の部材に成形した場
合は、その部材のヴイツカース硬度は約100に、
そして、引張り強さは約30Kgｆ／mm2にまで低下
し、急冷凝固によつて得られた高硬度および高強
度特性が失われる。 このような硬度および強度の低下を防止するた
めに、成形加工を冷間で行うと、アルミニウム合
金に特有の強固な表面酸化皮膜が、微小凝固体間
の固着を妨げるので、良質な成形部材を得ること
ができない。そこで、上記成形加工を、200〜300
℃の温度のいわゆる温間で行えば、急冷凝固組織
の熱分解が比較的少なく、微小凝固体間の固着も
可能であるが、一方、成形のために大きな力を要
するため、得られる成形部材の寸法および形状が
限定され、且つ、成形のために特別な装置が必要
とされるので、実用的ではない。 〔発明の目的〕 従つて、この発明の目的は、急冷凝固法により
高密度アルミニウム合金部材を製造するに当り、
熱間で展伸加工を施しても強度の低下が生ずるこ
とがなく、急冷凝固によつて得られた優れた特性
が保持され、しかも、適度の延性を有する高強度
アルミニウム合金部材を製造するための方法を提
供することにある。 〔発明の概要〕 本発明者等は、急冷凝固法によつて、高強度ア
ルミニウム合金部材を製造するに当り、熱間で展
伸加工を施しても強度の低下が生ずることがな
く、急冷凝固によつて得られた優れた特性が保持
される方法を開発すべく鋭意研究を重ねた。 その結果、本発明者等は、先に、所定量のマン
ガンおよびタングステンを含有するアルミニウム
合金は、急冷凝固によつてその硬度および強度が
高められると共に、この急冷凝固によつて得られ
た特性は、所定温度範囲での熱間成形を行なつた
場合に、殆ど変化しないことを知見した。 このAl−Mn−Ｗ合金の急冷凝固体を熱間成形
して得られたアルミニウム合金部材は、著しく高
い硬度および強度を有するが、その後の研究の結
果、前記アルミニウム合金部材または例えば熱間
押し出しに供するビレツトのようなAl−Mn−Ｗ
合金の予備成形体が大型になると、その延性が低
下し、実用上必ずしも満足し得る延性を有する高
強度アルミニウム合金部材の得られないことがわ
かつた。 そこで、本発明者等は、上述した問題を解決す
べく更に研究を重ねた結果、マンガンの一部を所
定量のニツケルで置換すれば、熱間加工後の強度
はAl−Mn−Ｗ合金以上であつて、しかも延性が
大幅に改善させ、引張り伸びが２倍以上になるこ
とを知見した。 この発明は、上記知見に基いてなされたもので
あつて、 Mn：4.0〜12wt.％、 Ｗ：0.2〜4.0wt.％、 Ni：0.5〜4.0wt.％、 但し、Mn＋Niは、８〜14wt.％、 残り：アルミニウムおよび不可避不純物 からなる成分組成を有するアルミニウム合金を溶
製し、 次いで、前記アルミニウム合金を、103℃／sec
以上の冷却速度で急冷凝固して、粉末状または薄
片状の凝固体を調製し、 このようにして得られた凝固体を、そのまま、
または予備成形した上、少なくとも一度は500℃
以下の温度で熱間成形し、かくして、所定形状の
高強度を有するアルミニウム合金部材を製造する
ことに特徴を有するものである。 〔発明の構成〕 この発明において、アルミニウム合金の化学成
分組成範囲を上述のように限定した理由について
以下に述べる。 (1) マンガン（Mn） マンガンは、鉄などと共に遷移金属元素であ
り、急冷凝固法によりアルミニウム中に過飽和に
固溶または微細に分散析出させると、強度が著し
く向上する作用を有している。また、熱拡散が遅
いので、Al−Mn合金は熱的安定性に優れ、約
300℃までの高温において高い強度を示す。Al−
Mn合金をAl−Fe合金と比較すると、Al−Mn合
金は、Al−Fe合金より低い冷却速度でも過飽和
固溶体が形成されやすく、融点が低いので溶解作
業が容易であり、高い弾性率が得られ、且つ、耐
食性も優れるなどAl−Fe合金よりも優れた性質
を有している。 マンガンの含有量が4.0wt.％未満では、上述し
た作用に所望の効果が得られず、一方、マンガン
の含有量が12wt.％を超えても上述した作用に格
別の向上が現われず、逆に金属間化合物の生成量
が多過ぎて延性が低下する問題が生ずる。従つ
て、マンガンの含有量は、4.0から12wt.％の範囲
内に限定すべきである。 (2) タングステン（Ｗ） Al−Mn合金は、上述した優れた特性を有して
いるが、急冷凝固後に行なわれる熱間成形加工に
おいて、熱分解により上記特性が大きく低下する
問題を有している。タングステンは、Al−Mn合
金が持つ上記問題を解決するものであり、タング
ステンの添加によつて、急冷凝固の際に生ずる急
冷凝固組織の熱分解を緩慢にし、急冷凝固と熱間
成形加工との組合せによるアルミニウム合金部材
の強度を著しく向上させる作用を有している。 タングステンの含有量が0.2wt.％未満では、上
述した作用に所望の効果が得られず、一方、タン
グステンの含有量が4.0wt.％を超えると、金属間
化合物の生成量が多過ぎて延性が低下する問題が
生ずる。従つて、タングステンの含有量は、0.2
から4.0wt.％の範囲内とすべきである。 (3) ニツケル（Ni） ニツケルは、マンガンと同じく強度を向上させ
る作用を有している。更に、Al−Mn−Ｗ合金に
ニツケルを添加することによつて、急冷凝固と熱
間成形加工との組合せによるアルミニウム合金部
材の延性を著しく向上させ、特に、マンガンの一
部をニツケルに置換すると、強度も若干向上する
が、引張り伸びが２倍以上になるほどの延性向上
作用がある。 ニツケルの含有量が0.5wt.％未満では、上述し
た作用に所望の効果が得られず、一方、ニツケル
の含有量が4.0wt.％を超えると、Al−Mn−Ni金
属間化合物の生成量が多過ぎて、かえつて延性が
低下する問題が生ずる。従つて、ニツケルの含有
量は0.5から4.0wt.％の範囲内とすべきである。 (4) （Mn＋Ni）量 上述のように、急冷凝固されたアルミニウム合
金の強度は、（Mn＋Ni）量によつて定まり、タ
ングステンの作用によつて、その強度が熱間成形
加工されたアルミニウム合金部材においても保持
される。 （Mn＋Ni）量が8wt.％未満では所望の強度が
得られず、一方、（Mn＋Ni）量が14wt.％を超え
ると、金属間化合物の生成量が多過ぎて延性が低
下する問題が生ずる。従つて、（Mn＋Ni）量は、
８から14wt.％の範囲とすべきである。 上述した成分組成の範囲のAl−Mn−Ｗ−Ni合
金は溶融状態からの急冷凝固によつて、高い強度
特性が発揮されるが、その冷却速度は103℃／sec
以上とすべきである。即ち、上記成分組成の溶製
されたアルミニウム合金を、103℃／sec以上の冷
却速度で急冷して得られた粉末状または薄片状の
凝固体を熱間成形することにより、従来の高強度
アルミニウム合金に匹敵する室温強度と、従来合
金を上回る耐熱性および剛性を有する高強度アル
ミニウム合金部材が得られる。 冷却速度103℃／sec未満では、合金元素が十分
に固溶せず、粗大な金属間化合物が析出するので
熱間成形加工によつて優れた強度および延性を有
する合金部材を得ることができない。なお、回転
ロール法などの手段により、105℃／sec以上の冷
却速度で急冷凝固された粉末、薄片を使用して
も、熱間成形加工された合金部材の強度は殆ど向
上せず、むしろ急冷凝固法の経済性が悪く、製造
費用の増大を招くことに注意すべきである。 通常のガス・アトマイズ法や水アトマイズ法に
よる冷却速度は、102〜104℃／secであり、改良
されたガス・アトマイズ法や回転ロール法による
冷却速度は、104〜106℃／secである。従つて、
急冷凝固手段は、上述した公知の方法によつて行
なうことができる。 上記のような条件による急冷凝固によつて得ら
れた粉末状、薄片状の凝固体、あるいは、薄肉リ
ボンを裁断した薄片状の微小凝固体、または、必
要に応じてより細かく粉砕した粉末を、そのま
ま、または予備成形した後、板材、棒材、形材
等、所要の形状に成形するための成形加工を、少
なくとも一度は熱間で行なうことが必要である。
このような熱間成形加工は、熱間プレス、熱間静
水圧プレス（HIP）、熱間圧延、熱間押出し、熱
間鍜造など公知の手段によつて行なうことができ
る。 熱間成形加工時の加工温度は、500℃以下とす
べきである。即ち、加工温度が500℃を超えると、
急冷凝固組織が急速に熱分解する結果、所望の強
度が得られない。好ましい温度範囲は350〜480℃
であつて、この温度範囲で成形加工を行えば、急
冷凝固組織の熱分解がほぼ抑制され、成形された
合金部材は、実用的に有意義な強度特性を示し、
且つ、一般に工業的に使用されている成形加工装
置の能力を超えることはない。 〔発明の実施例〕 実施例 １ 第１表に示す本発明の範囲内の成分組成を有す
る２種類の合金Ａ，Ｂを溶製した。この合金Ａ，
Ｂを各々再溶解し、その溶湯に冷却媒体としての
アルゴンガスを吹き付けてアトマイズし、アトマ
イズ条件の設定およびアトマイズ粉末の篩い分け
により、次の２種類の急冷凝固粉末を調製した。 (1) 冷却速度：102〜103℃／sec未満 粒径：32〜100メツシユ（500〜150μm） (2) 冷却速度：103〜105℃／sec 粒径：−100メツシユ（平均粒径約44μm） 上述の急冷凝固粉末を、400℃の温度で熱間プ
レスし、直径150mmのビレツトに予備成形した。
次いで上述のビレツトを、450から510℃の温度
で、押出し比25により熱間押出し成形し、直径30
mmの丸棒を製造した。 第２表は、このようにして製造した本発明合金
No.１〜４および比較合金No.１〜４の成分組成、急
冷凝固粉末の冷却速度、熱間押出しの際の押出し
温度、および、室温での引張り性質である。比較
合金No.１およびNo.２は、冷却速度が本発明の範囲
を外れて遅く、比較合金No.３およびNo.４は、熱間
押出しによる成形加工温度が本発明範囲を外れて
高い。
ミニウム合金凝固体を熱間成形して、高強度の所
定形状のアルミニウム合金部材を製造するため
の、高強度アルミニウム合金部材の製造方法に関
するものである。 〔従来技術とその問題点〕 近年、急冷凝固法によつて製造された新種の合
金の各方面への応用が期待されている。急冷凝固
法によれば、従来困難とされていた、合金元素の
均一な固溶、過飽和固溶体の形成および金属間化
合物の微細分散化が可能となり、さらに、極微細
結晶組織や非晶質組織の合金が得られる場合もあ
るなど、合金の持つ特性を大幅に向上させること
ができる。 しかしながら、急冷凝固法は、一般に、溶融状
態の少量の合金を、多量の気体や液体の冷却媒体
に接触させるか、または、高速で移動する冷却さ
れた固体表面に流下させて急冷する方法であるか
ら、この方法によつて得られる凝固金属は、粉末
状、薄片状または薄肉リボン状のような微細形状
にならざるを得ない。 従つて、このようにして得られた微小形状の凝
固金属は、微小形状のまま使用する特殊用途のほ
かは、所定の大きさの部材に加工することが必要
れる。例えば、急冷凝固法によつて製造された微
細凝固体状のアルミニウム合金から、構造材用の
板材、棒材、形材などのアルミニウム合金部材を
製造するためには、一般に、微小凝固体状のアル
ミニウム合金を集めそして圧縮することにより予
備成形体を調製し、次いで、この予備成形体に対
し、圧延、押出し、鍜造などの展伸による成形加
工を施す成形加工工程が必要とされる。 上述した成形加工工程は、微小形状の凝固金属
同士の熱的活性化による強固な固着、および、成
形加工時の動力低減の観点から、熱間で行うこと
が好ましい。しかしながら、熱間で成形加工を行
なうと、急冷凝固によつて形成された好ましい非
平衡組織が、熱的活性化により平衡状態に復帰す
る結果、折角、急冷凝固によつて得られた特性の
大半が消失する問題がある。これは、急冷凝固に
よつて形成された過飽和固溶体が、低濃度の固溶
体と金属間化合物とに熱分解し、また、微晶質組
織が粗大化することによつて、急冷凝固組織が変
質するためである。 従来の溶解鋳造法によつて製造されるアルミニ
ウム合金の場合、Feなどの遷移金属元素の固溶
量は、平衡状態で約0.1wt.％であるが、急冷凝固
アルミニウム合金の場合は約10wt.％まで増加さ
れる。従つて、急冷凝固アルミニウム合金の粉末
や薄片では、ヴイツカース硬度が200以上を示す
ものが比較的容易に得られ、薄肉リボン状の急冷
凝固アルミニウム合金をそのまま引張り試験に供
すれば、50Kg／mm2以上の引張り強さが示される。
しかしながら、このような微小凝固体状の急冷凝
固アルミニウム合金に対し、熱間展伸加工を含む
成形加工を施して、所定形状の部材に成形した場
合は、その部材のヴイツカース硬度は約100に、
そして、引張り強さは約30Kgｆ／mm2にまで低下
し、急冷凝固によつて得られた高硬度および高強
度特性が失われる。 このような硬度および強度の低下を防止するた
めに、成形加工を冷間で行うと、アルミニウム合
金に特有の強固な表面酸化皮膜が、微小凝固体間
の固着を妨げるので、良質な成形部材を得ること
ができない。そこで、上記成形加工を、200〜300
℃の温度のいわゆる温間で行えば、急冷凝固組織
の熱分解が比較的少なく、微小凝固体間の固着も
可能であるが、一方、成形のために大きな力を要
するため、得られる成形部材の寸法および形状が
限定され、且つ、成形のために特別な装置が必要
とされるので、実用的ではない。 〔発明の目的〕 従つて、この発明の目的は、急冷凝固法により
高密度アルミニウム合金部材を製造するに当り、
熱間で展伸加工を施しても強度の低下が生ずるこ
とがなく、急冷凝固によつて得られた優れた特性
が保持され、しかも、適度の延性を有する高強度
アルミニウム合金部材を製造するための方法を提
供することにある。 〔発明の概要〕 本発明者等は、急冷凝固法によつて、高強度ア
ルミニウム合金部材を製造するに当り、熱間で展
伸加工を施しても強度の低下が生ずることがな
く、急冷凝固によつて得られた優れた特性が保持
される方法を開発すべく鋭意研究を重ねた。 その結果、本発明者等は、先に、所定量のマン
ガンおよびタングステンを含有するアルミニウム
合金は、急冷凝固によつてその硬度および強度が
高められると共に、この急冷凝固によつて得られ
た特性は、所定温度範囲での熱間成形を行なつた
場合に、殆ど変化しないことを知見した。 このAl−Mn−Ｗ合金の急冷凝固体を熱間成形
して得られたアルミニウム合金部材は、著しく高
い硬度および強度を有するが、その後の研究の結
果、前記アルミニウム合金部材または例えば熱間
押し出しに供するビレツトのようなAl−Mn−Ｗ
合金の予備成形体が大型になると、その延性が低
下し、実用上必ずしも満足し得る延性を有する高
強度アルミニウム合金部材の得られないことがわ
かつた。 そこで、本発明者等は、上述した問題を解決す
べく更に研究を重ねた結果、マンガンの一部を所
定量のニツケルで置換すれば、熱間加工後の強度
はAl−Mn−Ｗ合金以上であつて、しかも延性が
大幅に改善させ、引張り伸びが２倍以上になるこ
とを知見した。 この発明は、上記知見に基いてなされたもので
あつて、 Mn：4.0〜12wt.％、 Ｗ：0.2〜4.0wt.％、 Ni：0.5〜4.0wt.％、 但し、Mn＋Niは、８〜14wt.％、 残り：アルミニウムおよび不可避不純物 からなる成分組成を有するアルミニウム合金を溶
製し、 次いで、前記アルミニウム合金を、103℃／sec
以上の冷却速度で急冷凝固して、粉末状または薄
片状の凝固体を調製し、 このようにして得られた凝固体を、そのまま、
または予備成形した上、少なくとも一度は500℃
以下の温度で熱間成形し、かくして、所定形状の
高強度を有するアルミニウム合金部材を製造する
ことに特徴を有するものである。 〔発明の構成〕 この発明において、アルミニウム合金の化学成
分組成範囲を上述のように限定した理由について
以下に述べる。 (1) マンガン（Mn） マンガンは、鉄などと共に遷移金属元素であ
り、急冷凝固法によりアルミニウム中に過飽和に
固溶または微細に分散析出させると、強度が著し
く向上する作用を有している。また、熱拡散が遅
いので、Al−Mn合金は熱的安定性に優れ、約
300℃までの高温において高い強度を示す。Al−
Mn合金をAl−Fe合金と比較すると、Al−Mn合
金は、Al−Fe合金より低い冷却速度でも過飽和
固溶体が形成されやすく、融点が低いので溶解作
業が容易であり、高い弾性率が得られ、且つ、耐
食性も優れるなどAl−Fe合金よりも優れた性質
を有している。 マンガンの含有量が4.0wt.％未満では、上述し
た作用に所望の効果が得られず、一方、マンガン
の含有量が12wt.％を超えても上述した作用に格
別の向上が現われず、逆に金属間化合物の生成量
が多過ぎて延性が低下する問題が生ずる。従つ
て、マンガンの含有量は、4.0から12wt.％の範囲
内に限定すべきである。 (2) タングステン（Ｗ） Al−Mn合金は、上述した優れた特性を有して
いるが、急冷凝固後に行なわれる熱間成形加工に
おいて、熱分解により上記特性が大きく低下する
問題を有している。タングステンは、Al−Mn合
金が持つ上記問題を解決するものであり、タング
ステンの添加によつて、急冷凝固の際に生ずる急
冷凝固組織の熱分解を緩慢にし、急冷凝固と熱間
成形加工との組合せによるアルミニウム合金部材
の強度を著しく向上させる作用を有している。 タングステンの含有量が0.2wt.％未満では、上
述した作用に所望の効果が得られず、一方、タン
グステンの含有量が4.0wt.％を超えると、金属間
化合物の生成量が多過ぎて延性が低下する問題が
生ずる。従つて、タングステンの含有量は、0.2
から4.0wt.％の範囲内とすべきである。 (3) ニツケル（Ni） ニツケルは、マンガンと同じく強度を向上させ
る作用を有している。更に、Al−Mn−Ｗ合金に
ニツケルを添加することによつて、急冷凝固と熱
間成形加工との組合せによるアルミニウム合金部
材の延性を著しく向上させ、特に、マンガンの一
部をニツケルに置換すると、強度も若干向上する
が、引張り伸びが２倍以上になるほどの延性向上
作用がある。 ニツケルの含有量が0.5wt.％未満では、上述し
た作用に所望の効果が得られず、一方、ニツケル
の含有量が4.0wt.％を超えると、Al−Mn−Ni金
属間化合物の生成量が多過ぎて、かえつて延性が
低下する問題が生ずる。従つて、ニツケルの含有
量は0.5から4.0wt.％の範囲内とすべきである。 (4) （Mn＋Ni）量 上述のように、急冷凝固されたアルミニウム合
金の強度は、（Mn＋Ni）量によつて定まり、タ
ングステンの作用によつて、その強度が熱間成形
加工されたアルミニウム合金部材においても保持
される。 （Mn＋Ni）量が8wt.％未満では所望の強度が
得られず、一方、（Mn＋Ni）量が14wt.％を超え
ると、金属間化合物の生成量が多過ぎて延性が低
下する問題が生ずる。従つて、（Mn＋Ni）量は、
８から14wt.％の範囲とすべきである。 上述した成分組成の範囲のAl−Mn−Ｗ−Ni合
金は溶融状態からの急冷凝固によつて、高い強度
特性が発揮されるが、その冷却速度は103℃／sec
以上とすべきである。即ち、上記成分組成の溶製
されたアルミニウム合金を、103℃／sec以上の冷
却速度で急冷して得られた粉末状または薄片状の
凝固体を熱間成形することにより、従来の高強度
アルミニウム合金に匹敵する室温強度と、従来合
金を上回る耐熱性および剛性を有する高強度アル
ミニウム合金部材が得られる。 冷却速度103℃／sec未満では、合金元素が十分
に固溶せず、粗大な金属間化合物が析出するので
熱間成形加工によつて優れた強度および延性を有
する合金部材を得ることができない。なお、回転
ロール法などの手段により、105℃／sec以上の冷
却速度で急冷凝固された粉末、薄片を使用して
も、熱間成形加工された合金部材の強度は殆ど向
上せず、むしろ急冷凝固法の経済性が悪く、製造
費用の増大を招くことに注意すべきである。 通常のガス・アトマイズ法や水アトマイズ法に
よる冷却速度は、102〜104℃／secであり、改良
されたガス・アトマイズ法や回転ロール法による
冷却速度は、104〜106℃／secである。従つて、
急冷凝固手段は、上述した公知の方法によつて行
なうことができる。 上記のような条件による急冷凝固によつて得ら
れた粉末状、薄片状の凝固体、あるいは、薄肉リ
ボンを裁断した薄片状の微小凝固体、または、必
要に応じてより細かく粉砕した粉末を、そのま
ま、または予備成形した後、板材、棒材、形材
等、所要の形状に成形するための成形加工を、少
なくとも一度は熱間で行なうことが必要である。
このような熱間成形加工は、熱間プレス、熱間静
水圧プレス（HIP）、熱間圧延、熱間押出し、熱
間鍜造など公知の手段によつて行なうことができ
る。 熱間成形加工時の加工温度は、500℃以下とす
べきである。即ち、加工温度が500℃を超えると、
急冷凝固組織が急速に熱分解する結果、所望の強
度が得られない。好ましい温度範囲は350〜480℃
であつて、この温度範囲で成形加工を行えば、急
冷凝固組織の熱分解がほぼ抑制され、成形された
合金部材は、実用的に有意義な強度特性を示し、
且つ、一般に工業的に使用されている成形加工装
置の能力を超えることはない。 〔発明の実施例〕 実施例 １ 第１表に示す本発明の範囲内の成分組成を有す
る２種類の合金Ａ，Ｂを溶製した。この合金Ａ，
Ｂを各々再溶解し、その溶湯に冷却媒体としての
アルゴンガスを吹き付けてアトマイズし、アトマ
イズ条件の設定およびアトマイズ粉末の篩い分け
により、次の２種類の急冷凝固粉末を調製した。 (1) 冷却速度：102〜103℃／sec未満 粒径：32〜100メツシユ（500〜150μm） (2) 冷却速度：103〜105℃／sec 粒径：−100メツシユ（平均粒径約44μm） 上述の急冷凝固粉末を、400℃の温度で熱間プ
レスし、直径150mmのビレツトに予備成形した。
次いで上述のビレツトを、450から510℃の温度
で、押出し比25により熱間押出し成形し、直径30
mmの丸棒を製造した。 第２表は、このようにして製造した本発明合金
No.１〜４および比較合金No.１〜４の成分組成、急
冷凝固粉末の冷却速度、熱間押出しの際の押出し
温度、および、室温での引張り性質である。比較
合金No.１およびNo.２は、冷却速度が本発明の範囲
を外れて遅く、比較合金No.３およびNo.４は、熱間
押出しによる成形加工温度が本発明範囲を外れて
高い。
【表】
上記第２表から明らかなように、本発明合金１
〜４は、引張り強さおよび伸びが共に優れてい
る。これに対して、比較合金No.１およびNo.２は、
冷却速度が本発明の範囲を外れて遅いため、冷却
速度が本発明の範囲を外れて遅いため、引張り強
さが低い。また、比較合金No.３およびNo.４は、成
形加工温度（押出し温度）が本発明の範囲を外れ
て高いため、引張り強さおよび伸びが共に低い。 実施例 ２ 第３表に示すように、本発明の範囲内の成分組
成を有する本発明合金No.５〜10および本発明の
〜４は、引張り強さおよび伸びが共に優れてい
る。これに対して、比較合金No.１およびNo.２は、
冷却速度が本発明の範囲を外れて遅いため、冷却
速度が本発明の範囲を外れて遅いため、引張り強
さが低い。また、比較合金No.３およびNo.４は、成
形加工温度（押出し温度）が本発明の範囲を外れ
て高いため、引張り強さおよび伸びが共に低い。 実施例 ２ 第３表に示すように、本発明の範囲内の成分組
成を有する本発明合金No.５〜10および本発明の
【表】
範囲外の成分組成を有する比較合金No.５〜14を
溶製した。これらの合金を再溶解し、その溶湯を
冷却媒体としてのアルゴンガスの吹き付けによる
アルゴンガス・アトマイズにより、急冷し凝固せ
しめ、ふるい分けして、−100メツシユの急冷凝固
粉末を調製した。その冷却温度は103〜105℃／
secであつた。 この急冷凝固粉末を、400℃の温度で熱間プレ
スし、直径150mmのビレツトに予備成形した。次
いで上述のビレツトを、450℃の温度で、押出し
比25により熱間押出し成形し、直径。30mmの丸棒
を製造した。第３表には、このようにして製造さ
れた丸棒の室温での引張り強さおよび伸び、なら
びに、250℃における引張り強さが併せて示され
ている。 比較合金No.５はMnの含有量が本発明の範囲外
である。比較合金No.６およびNo.８はＷを含有せ
ず、No.７はNiを含有してない。比較合金No.９は
Niの含有量が本発明範囲外である。比較合金No.
10はＷおよびNiを含有せず、No.11はNiを含有し
溶製した。これらの合金を再溶解し、その溶湯を
冷却媒体としてのアルゴンガスの吹き付けによる
アルゴンガス・アトマイズにより、急冷し凝固せ
しめ、ふるい分けして、−100メツシユの急冷凝固
粉末を調製した。その冷却温度は103〜105℃／
secであつた。 この急冷凝固粉末を、400℃の温度で熱間プレ
スし、直径150mmのビレツトに予備成形した。次
いで上述のビレツトを、450℃の温度で、押出し
比25により熱間押出し成形し、直径。30mmの丸棒
を製造した。第３表には、このようにして製造さ
れた丸棒の室温での引張り強さおよび伸び、なら
びに、250℃における引張り強さが併せて示され
ている。 比較合金No.５はMnの含有量が本発明の範囲外
である。比較合金No.６およびNo.８はＷを含有せ
ず、No.７はNiを含有してない。比較合金No.９は
Niの含有量が本発明範囲外である。比較合金No.
10はＷおよびNiを含有せず、No.11はNiを含有し
【表】
以上詳述したように、この発明の方法によれ
ば、従来の高強度展伸用アルミニウム合金である
2000番台合金および7000番台合金に匹敵する室温
強度と、従来のアルミニウム合金に比べて極めて
高い高温強度を有し、しかも適度の伸びを有する
アルミニウム合金部材を製造することができ、且
つ、その製造は、従来の溶解鋳造材と熱間成形加
工によつて行なうことができるので、広範囲の応
用が可能である等、幾多の工業上優れた効果がも
たらされる。
ば、従来の高強度展伸用アルミニウム合金である
2000番台合金および7000番台合金に匹敵する室温
強度と、従来のアルミニウム合金に比べて極めて
高い高温強度を有し、しかも適度の伸びを有する
アルミニウム合金部材を製造することができ、且
つ、その製造は、従来の溶解鋳造材と熱間成形加
工によつて行なうことができるので、広範囲の応
用が可能である等、幾多の工業上優れた効果がも
たらされる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Mn：4.0〜12wt.％、 Ｗ：0.2〜4.0wt.％、 Ni：0.5〜4.0wt.％、 但し、Mn＋Niは、８〜14wt.％、 残り：アルミニウムおよび不可避不純物 からなる成分組成を有するアルミニウム合金を溶
製し、 次いで、前記アルミニウム合金を、103℃／sec
以上冷却速度で急冷凝固して、粉末状または薄片
状の凝固体を調製し、 このようにして得られた凝固体を、そのまま、
または予備成形した上、少なくとも一度は500℃
以下の温度で熱間成形し、かくして、所定形状の
高強度を有するアルミニウム合金部材を製造する
ことを特徴とする高強度アルミニウム合金部材の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18292485A JPS6244540A (ja) | 1985-08-22 | 1985-08-22 | 高強度アルミニウム合金部材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18292485A JPS6244540A (ja) | 1985-08-22 | 1985-08-22 | 高強度アルミニウム合金部材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6244540A JPS6244540A (ja) | 1987-02-26 |
| JPH0478697B2 true JPH0478697B2 (ja) | 1992-12-11 |
Family
ID=16126754
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18292485A Granted JPS6244540A (ja) | 1985-08-22 | 1985-08-22 | 高強度アルミニウム合金部材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6244540A (ja) |
-
1985
- 1985-08-22 JP JP18292485A patent/JPS6244540A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6244540A (ja) | 1987-02-26 |
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