JPH0518891B2 - - Google Patents
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Landscapes
- 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または金属間化
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小形状
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
とされる。例えば、急冷凝固法によつて製造され
た微小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、また、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、50Kgｆ／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、しかも、適度の延製を有する高強度
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、従来研究されているマンガン含有量
が10wt.％以下の急冷凝固Al−Mn合金が熱間成
形後の強度低下が大きく、また、マンガン含有量
を10wt.％を超えて増加させると、これに比例し
て熱間成形後の強度は僅かづつ向上する一方、引
張り伸びで示される延性が急激に低下するが、前
記熱間成形を所定温度以下で行なうときは、強度
および延性が共に優れたアルミニウム合金部材が
得られること、そして、急冷凝固Al−Mn合金に
おいて、マンガンの一部を、鉄、ニツケル、コバ
ルト、クロム、ジルコニウム、ヴアナジウムおよ
びチタンの少なくとも１つと置換えることによ
り、所定温度以下での熱間成形によつて得られた
合金部材の強度および／または伸びが、Al−
Mn2元合金を上回ることを知見した。 この発明は、上記知見に基いてなされたもので
あつて、 Mn：11〜14wt.％ 残り：アルミニウムおよび不可避不純物、 または、 Mn：８〜14wt.％、 および、 Fe，Ni，Co，Cr，Zr，ＶおよびTiからなる群
から選んだ少なくとも１ つの元素：0.1〜4.0wt.
％、 但し、前記Mnと、そして、前記Fe，Ni，Co，
Cr，Zr，ＶおよびTiからなる群から選んだ少な
くとも１つの元素との合計量は、11〜15wt.％、 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、103Ｃ／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前記凝固体を、そのま
ま、または予備成形した上、少なくとも一度は
450℃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) Mn マンガンが、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
食性に優れるなどAl−Fe合金よりも優れた性質
を有している。 図面は、マンガン含有量が２〜16wt.％のAl−
Mn合金を、冷却速度103℃／sec以上、約105℃／
sec以下で急冷凝固させた粉末を使用して、420℃
または480℃の温度の熱間押出しにより製造した
アルミニウム合金部材の、マンガン含有量と、引
張り強さと伸びとの関係を示すグラフである。図
面において、実線は熱間押出し温度が420℃の場
合を示し、点線は熱間押出し温度が480℃の場合
を示す。 図面からわかるように、熱間押出し温度が480
℃の場合の引張り強さは、マンガン含有量の増加
と共に向上するものの、45Kgｆ／ｍm2以下である
のに対し、熱間押出し温度が420℃の場合の引張
り強さは、マンガン含有量が11wt.％以上になる
と急激に向上し、45〜65Kgｆ／mm2にまで達する。 一方、伸びは、熱間押出し温度によらずマンガ
ン含有量の増加と共に低下し、マンガン含有量が
14wt.％を超えると約１％になる。 急冷凝固状態のAl−Mn合金に含まれる金属間
化合物相の量と種類をＸ線回折により解析した結
果、マンガン含有量が11wt.％を境として、大き
く変化することが判明した。マンガン含有量が約
11wt.％以上の高Mn合金の急冷凝固体中には、
低Mn合金には存在しない種類の金属間化合物相
が含まれている。この金属間化合物相は、熱間成
形を含む合金部材の製造工程中に熱的活性化によ
つて分解し、主として安定相であるAl6Mn相に
変化するが、熱間成形温度が450℃以下で行なわ
れる場合には、前記Al6Mn相は微細に分散し、
合金部材の強度は十分高い値に保たれる。 このようにマンガンの含有量が11wt.％未満で
は所望の強度が得られず、一方、マンガンの含有
量が14wt.％を超えると延性が低下する。従つて、
マンガンの含有量は11から14wt.％の範囲内とす
べきである。 また、後述するように、マンガンの一部を、
鉄、ニツケル、コバルト、クロム、ジルコニウ
ム、ヴアナジウムおよびチタンの少なくとも１つ
と置換える場合には、マンガン含有量を上記範囲
よりも減少させることが可能であるが、マンガン
含有量が8wt.％未満では、耐食性や高弾性率など
のAl−Mn合金特有の優れた性質が損なわれるの
で、この場合のマンガン含有量の下限が8wt.％と
すべきである。 (2) Fe，Ni，Co，Cr，Zr，Ｖ，Ti Fe，Ni，Co，Cr，Zr，Ｖ，Tiは、これをMn
の一部と置換えることにより、所定温度以下での
熱間成形によつて得られる合金部材の強度およ
び／または延性を、増加させることができる。し
かしながら、Fe，Ni，Co，Cr，Zr，Ｖ，Tiの少
なくとも１つの含有量が0.1wt.％未満では上述し
た作用に所望の効果が得られず、一方、上記含有
量が4.0wt.％を超えると延性が低下する。従つ
て、Fe，Ni，Co，Cr，Zr，Ｖ，Tiの少なくとも
１つの含有量は0.1から4.0wt.％の範囲内とすべき
である。 Mnと、そして、上記Fe，Ni，Co，Cr，Zr，
Ｖ，Tiの少なくとも１つとの合計含有量は、11
〜15wt.％の範囲内とすべきである。即ち、上記
合計含有量が11wt.％未満では所望の強度が得ら
れず、一方、上記合計含有量が15wt.％を超える
と、十分な延性が得られない。 上述した成分組成範囲のAl−Mn系合金は、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。冷却速度が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
が晶出するので、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。 通常のガス・アトマイズ法や水アトマイズ法に
よる急冷凝固粉末の冷却速度は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。 本発明の成分組成範囲のアルミニウム合金で
は、103〜105℃／secで急冷凝固されたアトマイ
ズ粉末を熱間成形加工することにより、従来の実
用の高強度アルミニウム合金に匹敵する室温強度
が得られ、さらに、耐熱性や剛性においても従来
合金をはるかに上回る特性を示す。回転ロール法
などの手段により105℃／secを超える冷却速度で
急冷凝固された粉末および薄片を使用すると、む
しろ、急冷凝固法の経済性が悪化し製造費用の増
大を招くことに注意すべきである。従つて、好ま
しい冷却速度は、103〜105℃／secである。 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体を、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、450℃以下とす
べきである。即ち、加工温度が450℃を超えると
急冷凝固組織が急速に熱分解し、更に、金属間化
合物の分散相が粗大化して、分散の密度が粗にな
る結果、所望の強度が得られない。加工温度の下
限は、使用される熱間成形装置の能力によつて自
ら定められるが、従来の高強度アルミニウム合金
の熱間成形加工温度範囲である、約400〜450℃の
温度で成形加工を行なえば、成形された合金部材
は、実用的に有意義な強度特性を示す。また、一
般に上記温度範囲での成形加工における成形所要
力は、従来、工業的に使用されている各種熱間成
形加工装置の能力を超えることはない。従つて、
好ましい加工温度は、400〜450℃である。 〔発明の実施例〕 実施例 １ 第１表に示す成分組成の３種類の合金Ａ，Ｂ，
Ｃを溶製した。合金Ａは、Mn量が少ないこの発
明の範囲外のAl−Mn合金であり、合金Ｂおよび
Ｃは、所定量のMnを含有するこの発明の範囲内
のAl−Mn合金である。
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または金属間化
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小形状
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
とされる。例えば、急冷凝固法によつて製造され
た微小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、また、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、50Kgｆ／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、しかも、適度の延製を有する高強度
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、従来研究されているマンガン含有量
が10wt.％以下の急冷凝固Al−Mn合金が熱間成
形後の強度低下が大きく、また、マンガン含有量
を10wt.％を超えて増加させると、これに比例し
て熱間成形後の強度は僅かづつ向上する一方、引
張り伸びで示される延性が急激に低下するが、前
記熱間成形を所定温度以下で行なうときは、強度
および延性が共に優れたアルミニウム合金部材が
得られること、そして、急冷凝固Al−Mn合金に
おいて、マンガンの一部を、鉄、ニツケル、コバ
ルト、クロム、ジルコニウム、ヴアナジウムおよ
びチタンの少なくとも１つと置換えることによ
り、所定温度以下での熱間成形によつて得られた
合金部材の強度および／または伸びが、Al−
Mn2元合金を上回ることを知見した。 この発明は、上記知見に基いてなされたもので
あつて、 Mn：11〜14wt.％ 残り：アルミニウムおよび不可避不純物、 または、 Mn：８〜14wt.％、 および、 Fe，Ni，Co，Cr，Zr，ＶおよびTiからなる群
から選んだ少なくとも１ つの元素：0.1〜4.0wt.
％、 但し、前記Mnと、そして、前記Fe，Ni，Co，
Cr，Zr，ＶおよびTiからなる群から選んだ少な
くとも１つの元素との合計量は、11〜15wt.％、 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、103Ｃ／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前記凝固体を、そのま
ま、または予備成形した上、少なくとも一度は
450℃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) Mn マンガンが、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
食性に優れるなどAl−Fe合金よりも優れた性質
を有している。 図面は、マンガン含有量が２〜16wt.％のAl−
Mn合金を、冷却速度103℃／sec以上、約105℃／
sec以下で急冷凝固させた粉末を使用して、420℃
または480℃の温度の熱間押出しにより製造した
アルミニウム合金部材の、マンガン含有量と、引
張り強さと伸びとの関係を示すグラフである。図
面において、実線は熱間押出し温度が420℃の場
合を示し、点線は熱間押出し温度が480℃の場合
を示す。 図面からわかるように、熱間押出し温度が480
℃の場合の引張り強さは、マンガン含有量の増加
と共に向上するものの、45Kgｆ／ｍm2以下である
のに対し、熱間押出し温度が420℃の場合の引張
り強さは、マンガン含有量が11wt.％以上になる
と急激に向上し、45〜65Kgｆ／mm2にまで達する。 一方、伸びは、熱間押出し温度によらずマンガ
ン含有量の増加と共に低下し、マンガン含有量が
14wt.％を超えると約１％になる。 急冷凝固状態のAl−Mn合金に含まれる金属間
化合物相の量と種類をＸ線回折により解析した結
果、マンガン含有量が11wt.％を境として、大き
く変化することが判明した。マンガン含有量が約
11wt.％以上の高Mn合金の急冷凝固体中には、
低Mn合金には存在しない種類の金属間化合物相
が含まれている。この金属間化合物相は、熱間成
形を含む合金部材の製造工程中に熱的活性化によ
つて分解し、主として安定相であるAl6Mn相に
変化するが、熱間成形温度が450℃以下で行なわ
れる場合には、前記Al6Mn相は微細に分散し、
合金部材の強度は十分高い値に保たれる。 このようにマンガンの含有量が11wt.％未満で
は所望の強度が得られず、一方、マンガンの含有
量が14wt.％を超えると延性が低下する。従つて、
マンガンの含有量は11から14wt.％の範囲内とす
べきである。 また、後述するように、マンガンの一部を、
鉄、ニツケル、コバルト、クロム、ジルコニウ
ム、ヴアナジウムおよびチタンの少なくとも１つ
と置換える場合には、マンガン含有量を上記範囲
よりも減少させることが可能であるが、マンガン
含有量が8wt.％未満では、耐食性や高弾性率など
のAl−Mn合金特有の優れた性質が損なわれるの
で、この場合のマンガン含有量の下限が8wt.％と
すべきである。 (2) Fe，Ni，Co，Cr，Zr，Ｖ，Ti Fe，Ni，Co，Cr，Zr，Ｖ，Tiは、これをMn
の一部と置換えることにより、所定温度以下での
熱間成形によつて得られる合金部材の強度およ
び／または延性を、増加させることができる。し
かしながら、Fe，Ni，Co，Cr，Zr，Ｖ，Tiの少
なくとも１つの含有量が0.1wt.％未満では上述し
た作用に所望の効果が得られず、一方、上記含有
量が4.0wt.％を超えると延性が低下する。従つ
て、Fe，Ni，Co，Cr，Zr，Ｖ，Tiの少なくとも
１つの含有量は0.1から4.0wt.％の範囲内とすべき
である。 Mnと、そして、上記Fe，Ni，Co，Cr，Zr，
Ｖ，Tiの少なくとも１つとの合計含有量は、11
〜15wt.％の範囲内とすべきである。即ち、上記
合計含有量が11wt.％未満では所望の強度が得ら
れず、一方、上記合計含有量が15wt.％を超える
と、十分な延性が得られない。 上述した成分組成範囲のAl−Mn系合金は、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。冷却速度が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
が晶出するので、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。 通常のガス・アトマイズ法や水アトマイズ法に
よる急冷凝固粉末の冷却速度は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。 本発明の成分組成範囲のアルミニウム合金で
は、103〜105℃／secで急冷凝固されたアトマイ
ズ粉末を熱間成形加工することにより、従来の実
用の高強度アルミニウム合金に匹敵する室温強度
が得られ、さらに、耐熱性や剛性においても従来
合金をはるかに上回る特性を示す。回転ロール法
などの手段により105℃／secを超える冷却速度で
急冷凝固された粉末および薄片を使用すると、む
しろ、急冷凝固法の経済性が悪化し製造費用の増
大を招くことに注意すべきである。従つて、好ま
しい冷却速度は、103〜105℃／secである。 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体を、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、450℃以下とす
べきである。即ち、加工温度が450℃を超えると
急冷凝固組織が急速に熱分解し、更に、金属間化
合物の分散相が粗大化して、分散の密度が粗にな
る結果、所望の強度が得られない。加工温度の下
限は、使用される熱間成形装置の能力によつて自
ら定められるが、従来の高強度アルミニウム合金
の熱間成形加工温度範囲である、約400〜450℃の
温度で成形加工を行なえば、成形された合金部材
は、実用的に有意義な強度特性を示す。また、一
般に上記温度範囲での成形加工における成形所要
力は、従来、工業的に使用されている各種熱間成
形加工装置の能力を超えることはない。従つて、
好ましい加工温度は、400〜450℃である。 〔発明の実施例〕 実施例 １ 第１表に示す成分組成の３種類の合金Ａ，Ｂ，
Ｃを溶製した。合金Ａは、Mn量が少ないこの発
明の範囲外のAl−Mn合金であり、合金Ｂおよび
Ｃは、所定量のMnを含有するこの発明の範囲内
のAl−Mn合金である。
【表】
上記合金Ａ，Ｂ，Ｃ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：−145メツシユ（平均粒径約35μm） 上述の急冷凝固粉末を、400℃の温度で熱間
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：−145メツシユ（平均粒径約35μm） 上述の急冷凝固粉末を、400℃の温度で熱間
【表】
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、420〜460℃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.１〜６の成分組成、熱
間押出しの際の押出し温度、および、室温での引
張り性質を示すものである。 比較合金No.１〜３は、粒径32〜100メツシユの
粉末を使用して製造されたものであり、その冷却
速度が本発明の範囲を外れて遅いため所望の強度
が得られない。比較合金No.４は、冷却速度および
熱間押出し温度は本発明の範囲内であるが、マン
ガン含有量が本発明の範囲を外れて少ないため、
所望の強度が得られない。比較合金No.５および６
は、熱間押出し温度が本発明の範囲を外れて高い
ため、所望の強度が得られない。これに対して、
本発明合金No.１〜４は、何れも優れた強度および
延性を有している。 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.５〜16および本発明の範
囲外の成分組成を有する比較合金No.７〜15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凝固し、ふるい
分けして−145メツシユの急冷凝固粉末を調製し
た。なお、何れの合金粉末も、その冷却速度は
103〜105℃／secであつた。 これらの急冷凝固粉末を、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、420℃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
形状の合金部材を製造した。 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
℃での引張り強さが示されている。 比較合金No.７はMnの含有量が本発明の範囲を
外れて少なく、比較合金No.８および９はMnと他
の元素との合計含有量が本発明の範囲を外れて少
次いで上述のビレツトを、420〜460℃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.１〜６の成分組成、熱
間押出しの際の押出し温度、および、室温での引
張り性質を示すものである。 比較合金No.１〜３は、粒径32〜100メツシユの
粉末を使用して製造されたものであり、その冷却
速度が本発明の範囲を外れて遅いため所望の強度
が得られない。比較合金No.４は、冷却速度および
熱間押出し温度は本発明の範囲内であるが、マン
ガン含有量が本発明の範囲を外れて少ないため、
所望の強度が得られない。比較合金No.５および６
は、熱間押出し温度が本発明の範囲を外れて高い
ため、所望の強度が得られない。これに対して、
本発明合金No.１〜４は、何れも優れた強度および
延性を有している。 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.５〜16および本発明の範
囲外の成分組成を有する比較合金No.７〜15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凝固し、ふるい
分けして−145メツシユの急冷凝固粉末を調製し
た。なお、何れの合金粉末も、その冷却速度は
103〜105℃／secであつた。 これらの急冷凝固粉末を、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、420℃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
形状の合金部材を製造した。 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
℃での引張り強さが示されている。 比較合金No.７はMnの含有量が本発明の範囲を
外れて少なく、比較合金No.８および９はMnと他
の元素との合計含有量が本発明の範囲を外れて少
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
強度を有し、且つ、300℃までの高温においては、
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同様の熱間成形加工
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
強度を有し、且つ、300℃までの高温においては、
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同様の熱間成形加工
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。
図面はマンガン含有量と、引張り強さおよび伸
びとの関係を示したグラフである。
びとの関係を示したグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Mn：11〜14wt.％ 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前記凝固体を、そのま
ま、または予備成形した上、少なくとも一度は
450℃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。 ２ Mn：８〜14wt.％、 および、 Fe，Ni，Co，Cr，Zr，ＶおよびTiからなる群
から選んだ少なくとも１つの元素：0.1〜4.0wt.
％、 但し、前記Mnと、そして、前記Fe，Ni，Co，
Cr，Zr，ＶおよびTiからなる群から選んだ少な
くとも１つの元素との合計量は、11〜15wt.％、 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
得られた前記凝固体を、そのまま、または予備成
形した上、少なくとも一度は450℃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 |
|---|---|---|---|
| JP26131285A JPS62124242A (ja) | 1985-11-22 | 1985-11-22 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP26131285A JPS62124242A (ja) | 1985-11-22 | 1985-11-22 | 高強度アルミニウム合金部材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62124242A JPS62124242A (ja) | 1987-06-05 |
| JPH0518891B2 true JPH0518891B2 (ja) | 1993-03-15 |
Family
ID=17360042
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26131285A Granted JPS62124242A (ja) | 1985-11-22 | 1985-11-22 | 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) | JPS62124242A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9450193B2 (en) | 2009-11-03 | 2016-09-20 | Samsung Sdi Co., Ltd. | Compound for organic photoelectric device and organic photoelectric device including the same |
| US9478755B2 (en) | 2009-11-03 | 2016-10-25 | Cheil Industries, Inc. | Compound for organic photoelectric device and organic photoelectric device including the same |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2672834B2 (ja) * | 1988-05-20 | 1997-11-05 | 三菱アルミニウム株式会社 | 高強度、且つ、鍛造性に優れたアルミニウム合金部材 |
| JP3702044B2 (ja) * | 1996-07-10 | 2005-10-05 | 三菱重工業株式会社 | アルミニウム合金製羽根車及びその製造方法 |
-
1985
- 1985-11-22 JP JP26131285A patent/JPS62124242A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9450193B2 (en) | 2009-11-03 | 2016-09-20 | Samsung Sdi Co., Ltd. | Compound for organic photoelectric device and organic photoelectric device including the same |
| US9478755B2 (en) | 2009-11-03 | 2016-10-25 | Cheil Industries, Inc. | Compound for organic photoelectric device and organic photoelectric device including the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62124242A (ja) | 1987-06-05 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |