JPH05125474A - 高強度高靭性アルミニウム基合金 - Google Patents
高強度高靭性アルミニウム基合金Info
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- JPH05125474A JPH05125474A JP3287921A JP28792191A JPH05125474A JP H05125474 A JPH05125474 A JP H05125474A JP 3287921 A JP3287921 A JP 3287921A JP 28792191 A JP28792191 A JP 28792191A JP H05125474 A JPH05125474 A JP H05125474A
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- JP
- Japan
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- aluminum
- toughness
- alloy
- strength
- base alloy
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- 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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
Abstract
(57)【要約】
【目的】 急冷凝固法により作成され、高強度で、しか
も靭性に優れたアルミニウム基合金を提供することであ
る。 【構成】 一般式：ＡｌａＮｉｂＸｃＭｄＱｅ（ただ
し、Ｘ：Ｌａ，Ｃｅ，Ｍｍ，Ｔｉ，Ｚｒの１種以上、
Ｍ：Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｙ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈ
ｆ，Ｔａ，Ｗの１種以上、Ｑ：Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｚｎ
の１種以上、原子パーセントで、８３≦ａ≦９４．３、
５≦ｂ≦１０、０．５≦ｃ≦３、０．１≦ｄ≦２、０．
１≦ｅ≦２）で示される組成を有する高強度高靭性アル
ミニウム基合金である。
も靭性に優れたアルミニウム基合金を提供することであ
る。 【構成】 一般式：ＡｌａＮｉｂＸｃＭｄＱｅ（ただ
し、Ｘ：Ｌａ，Ｃｅ，Ｍｍ，Ｔｉ，Ｚｒの１種以上、
Ｍ：Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｙ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈ
ｆ，Ｔａ，Ｗの１種以上、Ｑ：Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｚｎ
の１種以上、原子パーセントで、８３≦ａ≦９４．３、
５≦ｂ≦１０、０．５≦ｃ≦３、０．１≦ｄ≦２、０．
１≦ｅ≦２）で示される組成を有する高強度高靭性アル
ミニウム基合金である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、急冷凝固法により作成
され、高強度で、しかも靭性に優れたアルミニウム基合
金に関するものである。
され、高強度で、しかも靭性に優れたアルミニウム基合
金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、高強度、高耐熱性を有するアルミ
ニウム基合金が液体急冷法等によって製造されている。
特に特開平１−２７５７３２号公報に開示されている。
液体急冷法によって得られるアルミニウム基合金は非晶
質又は微細結晶質であり、高強度、高耐熱性、高耐食性
を有する優れた合金である。
ニウム基合金が液体急冷法等によって製造されている。
特に特開平１−２７５７３２号公報に開示されている。
液体急冷法によって得られるアルミニウム基合金は非晶
質又は微細結晶質であり、高強度、高耐熱性、高耐食性
を有する優れた合金である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記従
来のアルミニウム基合金は、高強度、高耐熱性、高耐食
性を示す優れた合金であり、高強度材料としては加工性
にも優れているが、高い靭性が要求される材料として
は、靭性に改善の余地を残している。また、一般に急冷
凝固法により作成される合金は加工の際の熱的影響を受
けやすく、該熱的影響を受けることにより急激に強度等
の優れた特性を失うといった問題を有する。上記合金に
おいても例外ではなく、この点についても、さらなる改
善の余地を残している。
来のアルミニウム基合金は、高強度、高耐熱性、高耐食
性を示す優れた合金であり、高強度材料としては加工性
にも優れているが、高い靭性が要求される材料として
は、靭性に改善の余地を残している。また、一般に急冷
凝固法により作成される合金は加工の際の熱的影響を受
けやすく、該熱的影響を受けることにより急激に強度等
の優れた特性を失うといった問題を有する。上記合金に
おいても例外ではなく、この点についても、さらなる改
善の余地を残している。
【０００４】そこで、本発明は上記に鑑み、高強度で、
かつ高靭性を有するとともに加工の際の熱的影響を受け
ても、急冷凝固法によって作成された優れた特性を維持
できる高強度高靭性アルミニウム基合金を提供すること
を目的とするものである。
かつ高靭性を有するとともに加工の際の熱的影響を受け
ても、急冷凝固法によって作成された優れた特性を維持
できる高強度高靭性アルミニウム基合金を提供すること
を目的とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、一般式：Ａｌ
ａＮｉｂＸｃＭｄＱｅ｛ただし、Ｘ：Ｌａ，Ｃｅ，Ｍ
ｍ，Ｔｉ，Ｚｒから選ばれる少なくとも１種以上の元
素、Ｍ：Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｙ，Ｎｂ，Ｍ
ｏ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗから選ばれる少なくとも１種以上の
元素、Ｑ：Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｚｎから選ばれる少なく
とも１種以上の元素であり、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子
パーセントで、８３≦ａ≦９４．３、５≦ｂ≦１０、
０．５≦ｃ≦３、０．１≦ｄ≦２、０．１≦ｅ≦２｝で
示される組成を有する高強度高靭性アルミニウム基合金
である。
ａＮｉｂＸｃＭｄＱｅ｛ただし、Ｘ：Ｌａ，Ｃｅ，Ｍ
ｍ，Ｔｉ，Ｚｒから選ばれる少なくとも１種以上の元
素、Ｍ：Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｙ，Ｎｂ，Ｍ
ｏ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗから選ばれる少なくとも１種以上の
元素、Ｑ：Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｚｎから選ばれる少なく
とも１種以上の元素であり、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子
パーセントで、８３≦ａ≦９４．３、５≦ｂ≦１０、
０．５≦ｃ≦３、０．１≦ｄ≦２、０．１≦ｅ≦２｝で
示される組成を有する高強度高靭性アルミニウム基合金
である。
【０００６】上記本発明において、Ｎｉ元素は非晶質ま
たは過飽和固溶体の形成能が高く、金属間化合物も含め
結晶質組織の微細化が計れるとともに急冷凝固法によっ
て高強度を有する合金が得られる。上記合金系でＮｉの
量を、５〜１０ａｔ％に限定したのは、５ａｔ％未満で
は急冷して得られた合金の強度が十分ではなく、１０ａ
ｔ％を越えると靭性（延性）が急激に低下するためであ
る。
たは過飽和固溶体の形成能が高く、金属間化合物も含め
結晶質組織の微細化が計れるとともに急冷凝固法によっ
て高強度を有する合金が得られる。上記合金系でＮｉの
量を、５〜１０ａｔ％に限定したのは、５ａｔ％未満で
は急冷して得られた合金の強度が十分ではなく、１０ａ
ｔ％を越えると靭性（延性）が急激に低下するためであ
る。
【０００７】Ｘ元素は、Ｌａ，Ｃｅ，Ｍｍ，Ｔｉ，Ｚｒ
から選ばれる少なくとも１種の元素であり、これらの元
素は、非晶質、過飽和固溶体または微細結晶質の熱的安
定性を増す働きがあるとともに強度を向上させる働きが
ある。上記合金系でＸ元素の量を、０．５〜３ａｔ％に
限定したのは、０．５ａｔ％未満では上記効果が十分で
はなく、３ａｔ％を越えると靭性（延性）が急激に低下
するためである。
から選ばれる少なくとも１種の元素であり、これらの元
素は、非晶質、過飽和固溶体または微細結晶質の熱的安
定性を増す働きがあるとともに強度を向上させる働きが
ある。上記合金系でＸ元素の量を、０．５〜３ａｔ％に
限定したのは、０．５ａｔ％未満では上記効果が十分で
はなく、３ａｔ％を越えると靭性（延性）が急激に低下
するためである。
【０００８】Ｍ元素は、Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，
Ｙ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗから選ばれる少なくと
も１種の元素であり、これらの元素は、非晶質、過飽和
固溶体、微細結晶質などの急冷組織の熱的安定性を増す
効果に優れ、熱的影響を受けても前記特性を維持する効
果を有する。またこれらの元素を微量添加することによ
り、上記Ａｌ，Ｎｉ，Ｘ元素が有する優れた靭性（延
性）に悪影響を与えない。上記合金系でＭ元素の量を、
０．１〜２ａｔ％に限定したのは、０．１ａｔ％未満で
は上記効果が十分ではなく、２ａｔ％を越えると上記急
冷組織の微細化を阻害するように働き、靭性（延性）に
悪影響を与えるためである。
Ｙ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗから選ばれる少なくと
も１種の元素であり、これらの元素は、非晶質、過飽和
固溶体、微細結晶質などの急冷組織の熱的安定性を増す
効果に優れ、熱的影響を受けても前記特性を維持する効
果を有する。またこれらの元素を微量添加することによ
り、上記Ａｌ，Ｎｉ，Ｘ元素が有する優れた靭性（延
性）に悪影響を与えない。上記合金系でＭ元素の量を、
０．１〜２ａｔ％に限定したのは、０．１ａｔ％未満で
は上記効果が十分ではなく、２ａｔ％を越えると上記急
冷組織の微細化を阻害するように働き、靭性（延性）に
悪影響を与えるためである。
【０００９】Ｑ元素は、微細結晶質組織、特に過飽和固
溶体状態または金属間化合物との複合組織を得た場合、
有効な元素であり、これらの元素がＡｌ結晶質に固溶も
しくは粒内に化合物として分散することにより、マトリ
ックス組織を強化し、熱的安定性を増すとともに比強
度、比剛性を向上させることができる。上記合金系でＱ
元素の量を、０．１〜２ａｔ％に限定したのは、０．１
ａｔ％未満では上記効果が十分ではなく、２ａｔ％を越
えると上記Ｍ元素と同様に急冷組織の微細化を阻害する
ように働き、靭性（延性）に悪影響を与えるためであ
る。
溶体状態または金属間化合物との複合組織を得た場合、
有効な元素であり、これらの元素がＡｌ結晶質に固溶も
しくは粒内に化合物として分散することにより、マトリ
ックス組織を強化し、熱的安定性を増すとともに比強
度、比剛性を向上させることができる。上記合金系でＱ
元素の量を、０．１〜２ａｔ％に限定したのは、０．１
ａｔ％未満では上記効果が十分ではなく、２ａｔ％を越
えると上記Ｍ元素と同様に急冷組織の微細化を阻害する
ように働き、靭性（延性）に悪影響を与えるためであ
る。
【００１０】本発明のアルミニウム基合金は、上記組成
を有する合金の溶湯を液体急冷法で急冷凝固することに
より得ることができる。この際の冷却速度は１０4〜１
０6Ｋ／ｓｅｃが特に有効である。
を有する合金の溶湯を液体急冷法で急冷凝固することに
より得ることができる。この際の冷却速度は１０4〜１
０6Ｋ／ｓｅｃが特に有効である。
【００１１】
【実施例】以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明
する。
する。
【００１２】高周波溶解炉により所定の成分組成を有す
る溶融合金３を作り、これを図１に示す先端に小孔５
（孔径：０．５ｍｍ）を有する石英管１に装入し、加熱
溶融した後、その石英管１を銅製ロ−ル２の直上に設置
し、回転数３０００〜５０００ｒｐｍの高速回転下、石
英管１内の溶融合金３をアルゴンガスの加圧下（０．７
ｋｇ／ｃｍ2）により石英管１の小孔５から噴射し、ロ
−ル２の表面と接触させることにより急冷凝固させて合
金薄帯４を得る。
る溶融合金３を作り、これを図１に示す先端に小孔５
（孔径：０．５ｍｍ）を有する石英管１に装入し、加熱
溶融した後、その石英管１を銅製ロ−ル２の直上に設置
し、回転数３０００〜５０００ｒｐｍの高速回転下、石
英管１内の溶融合金３をアルゴンガスの加圧下（０．７
ｋｇ／ｃｍ2）により石英管１の小孔５から噴射し、ロ
−ル２の表面と接触させることにより急冷凝固させて合
金薄帯４を得る。
【００１３】上記製造条件により表１に示す組成（原子
％）を有する２９種の薄帯（幅：１ｍｍ、厚さ２０μ
ｍ）を得て、それぞれＸ線回折に付した結果、表１の右
側に示すように、非晶質、非晶質と微細結晶質との複合
体が得られていることが確認された。また、上記複合体
からなる試料について、ＴＥＭ観察を行なった結果、そ
の組織は非晶質相にＦＣＣからなる結晶質相が均一微細
に分散した混相であった。
％）を有する２９種の薄帯（幅：１ｍｍ、厚さ２０μ
ｍ）を得て、それぞれＸ線回折に付した結果、表１の右
側に示すように、非晶質、非晶質と微細結晶質との複合
体が得られていることが確認された。また、上記複合体
からなる試料について、ＴＥＭ観察を行なった結果、そ
の組織は非晶質相にＦＣＣからなる結晶質相が均一微細
に分散した混相であった。
【００１４】
【表１】
【００１５】
【表２】
【００１６】
【表３】
【００１７】また、上記製造条件により得られた各供試
薄帯につき、室温での引張強度（ＭＰａ）、４７３Ｋ
（２００℃）環境下における引張強度（ＭＰａ）、靭性
（延性）について調べ、表２の右欄に示す結果を得た。
なお、４７３Ｋ環境下における引張強度は、供試薄帯を
４７３Ｋで１００時間保持後における引張強度を４７３
Ｋ下で調べたものである。
薄帯につき、室温での引張強度（ＭＰａ）、４７３Ｋ
（２００℃）環境下における引張強度（ＭＰａ）、靭性
（延性）について調べ、表２の右欄に示す結果を得た。
なお、４７３Ｋ環境下における引張強度は、供試薄帯を
４７３Ｋで１００時間保持後における引張強度を４７３
Ｋ下で調べたものである。
【００１８】
【表４】
【００１９】
【表５】
【００２０】
【表６】
【００２１】表２からわかるように、本発明のアルミニ
ウム基合金は、室温での引張強度が８５０ＭＰａ以上、
４７３Ｋ環境下における引張強度が５００ＭＰａ以上
と、室温および耐熱強度が非常に高いと共にその急激な
低下が少ない。また、伸びは室温においても１％以上と
靭性に優れた材料である。
ウム基合金は、室温での引張強度が８５０ＭＰａ以上、
４７３Ｋ環境下における引張強度が５００ＭＰａ以上
と、室温および耐熱強度が非常に高いと共にその急激な
低下が少ない。また、伸びは室温においても１％以上と
靭性に優れた材料である。
【００２２】
【発明の効果】以上のように、本発明のアルミニウム基
合金は、高強度で、かつ高靭性を有するとともに加工の
際の熱的影響を受けても、急冷凝固法によって作成され
た優れた特性を維持できる。また、比重の高い元素の添
加が少ないため、比強度の高い合金材料を提供すること
ができる。
合金は、高強度で、かつ高靭性を有するとともに加工の
際の熱的影響を受けても、急冷凝固法によって作成され
た優れた特性を維持できる。また、比重の高い元素の添
加が少ないため、比強度の高い合金材料を提供すること
ができる。
【図１】本発明の合金を製造するに適した装置の一例の
説明図である。
説明図である。
１ 石英管 ２ 銅製ロ−ル ３ 溶融合金 ４ 合金薄帯 ５ 小孔
Claims (1)
- 【請求項１】 一般式：ＡｌａＮｉｂＸｃＭｄＱｅ｛た
だし、Ｘ：Ｌａ，Ｃｅ，Ｍｍ（ミッシュメタル），Ｔ
ｉ，Ｚｒから選ばれる少なくとも１種以上の元素、Ｍ：
Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｙ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，
Ｔａ，Ｗから選ばれる少なくとも１種以上の元素、Ｑ：
Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｚｎから選ばれる少なくとも１種以
上の元素であり、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子パーセント
で、８３≦ａ≦９４．３、５≦ｂ≦１０、０．５≦ｃ≦
３、０．１≦ｄ≦２、０．１≦ｅ≦２｝で示される組成
を有する高強度高靭性アルミニウム基合金。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28792191A JP3205362B2 (ja) | 1991-11-01 | 1991-11-01 | 高強度高靭性アルミニウム基合金 |
| US07/967,195 US5714018A (en) | 1991-11-01 | 1992-10-27 | High-strength and high-toughness aluminum-based alloy |
| DE69208320T DE69208320T2 (de) | 1991-11-01 | 1992-11-02 | Hochfeste Legierung auf Aluminiumbasis mit hoher Zähigkeit |
| EP92118760A EP0540055B1 (en) | 1991-11-01 | 1992-11-02 | High-strength and high-toughness aluminum-based alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28792191A JP3205362B2 (ja) | 1991-11-01 | 1991-11-01 | 高強度高靭性アルミニウム基合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05125474A true JPH05125474A (ja) | 1993-05-21 |
| JP3205362B2 JP3205362B2 (ja) | 2001-09-04 |
Family
ID=17723455
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28792191A Expired - Fee Related JP3205362B2 (ja) | 1991-11-01 | 1991-11-01 | 高強度高靭性アルミニウム基合金 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5714018A (ja) |
| EP (1) | EP0540055B1 (ja) |
| JP (1) | JP3205362B2 (ja) |
| DE (1) | DE69208320T2 (ja) |
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| CN106222496A (zh) * | 2016-08-17 | 2016-12-14 | 任静儿 | 一种热交换器的铝合金材料及制备方法 |
| CN106222462A (zh) * | 2016-08-17 | 2016-12-14 | 任静儿 | 一种热交换器的铝合金材料制备方法 |
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| WO1999000523A1 (en) * | 1997-06-30 | 1999-01-07 | Wisconsin Alumni Research Foundation | Nanocrystal dispersed amorphous alloys and method of preparation thereof |
| CN1304329C (zh) * | 2004-04-15 | 2007-03-14 | 兰州海龙新材料科技股份有限公司 | 高炉用高导热炭砖及其制造方法 |
| CN1293207C (zh) * | 2005-11-03 | 2007-01-03 | 巩义市神龙耐火材料有限公司 | 用于炼铁高炉炉衬、炉缸的热压烧成炭砖 |
| US10294552B2 (en) * | 2016-01-27 | 2019-05-21 | GM Global Technology Operations LLC | Rapidly solidified high-temperature aluminum iron silicon alloys |
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| CN107937771A (zh) * | 2017-12-26 | 2018-04-20 | 浙江工贸职业技术学院 | 一种热稳定型铝合金踢脚线材料及其制备方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| 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 |
| JP2538692B2 (ja) * | 1990-03-06 | 1996-09-25 | ワイケイケイ株式会社 | 高力、耐熱性アルミニウム基合金 |
| JP2864287B2 (ja) * | 1990-10-16 | 1999-03-03 | 本田技研工業株式会社 | 高強度高靭性アルミニウム合金の製造方法および合金素材 |
-
1991
- 1991-11-01 JP JP28792191A patent/JP3205362B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1992
- 1992-10-27 US US07/967,195 patent/US5714018A/en not_active Expired - Fee Related
- 1992-11-02 DE DE69208320T patent/DE69208320T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1992-11-02 EP EP92118760A patent/EP0540055B1/en not_active Expired - Lifetime
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| US10508321B2 (en) | 2013-09-19 | 2019-12-17 | United Technologies Corporation | Age hardenable dispersion strengthened aluminum alloys |
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3205362B2 (ja) | 2001-09-04 |
| US5714018A (en) | 1998-02-03 |
| DE69208320D1 (de) | 1996-03-28 |
| EP0540055A1 (en) | 1993-05-05 |
| EP0540055B1 (en) | 1996-02-14 |
| DE69208320T2 (de) | 1996-08-29 |
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