JPH0579750B2

JPH0579750B2 -

Info

Publication number: JPH0579750B2
Application number: JP62199971A
Authority: JP
Inventors: Takeshi Masumoto; Akihisa Inoe; Katsumasa Oodera; Masahiro Oguchi
Original assignee: Teikoku Piston Ring Co Ltd; Yoshida Kogyo KK
Current assignee: YKK Corp; TPR Co Ltd
Priority date: 1987-08-12
Filing date: 1987-08-12
Publication date: 1993-11-04
Also published as: CA1304607C; EP0303100A1; KR930006295B1; DE3886845T2; DE3886845D1; KR890003976A; JPH0673513A; EP0303100B1; JPH0637696B2; US5053084A; JPS6447831A

Description

【発明の詳細な説明】

［産業上の利用分野］本発明は、硬度および強度が高く、高耐摩耗性
を有し、かつ、高耐熱性に優れたアルミニウム基
合金に関する。［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−Zn
−Mg系等の成分系の合金が知られており、その
材料特性に応じて、例えば、航空機、車輛、船舶
等の部材として、また、建築用外装材、サツシ、
屋根材等として、あるいは海水機器用部材、原子
炉用部材等として、広範囲の用途に供されてい
る。［発明が解決しようとする問題点］従来のアルミニウム基合金は一般に硬度が低
く、また耐熱性も低い。また、近時はアルミニウ
ム基合金を急冷凝固させることにより、組織を微
細化して強度等の機械的性質や耐食性等の化学的
性質を改善する試みもなされている。例えば特開昭62−37335号公報には、Ni，Cuお
よびMn群から選ばれるいずれか１種又は２種以
上の元素と、Si，Ti，ZrおよびNbからなる群か
ら選ばれるいずれか１種又は２種以上の合計が
0.2原子％以上15原子％以下含み、残部は実質的
にAlからなり、超急冷凝固によつて作製される
高耐食高強度アルミニウム合金について開示され
ている。このものは超急冷凝固によりα−Al相
中に過飽和に合金元素を固溶させることにより耐
食性と強度とを向上させることに関する。又、特
開昭60−248860号公報には、一般式Al_ba1Fe_aX_b
（Ｘ＝Zn，Co，Ni，Cr，Mo，Ｖ，Zr，Ti，Ｙ，
Si，Ceのうちの少なくとも１つ、ａ：７〜15wt
％、ｂ＝1.5〜10wt％）で表わされ、10⁶℃／sec
以上の冷却速度で（超急冷凝固）で作製される高
力Al合金について開示されている。このものは
超急冷凝固により少なくとも70％がミクロ共晶で
あるミクロ組織をもつ合金とすることにより、強
度、展延性を改善することに関する。しかしなが
ら、現在までに知られている急冷凝固アルミニウ
ム基合金においても強度や耐熱性などの特性が充
分ではない。本発明は上記に鑑み、高硬度、高強度および耐
摩耗性を有し、かつ押出し加工やプレス加工等が
可能であり、また大きな曲げ加工にも耐える高力
かつ耐熱性に優れた新規なアルミニウム基合金を
提供するものである。［問題点を解決するための手段］本発明のアルミニウム基合金は、下記の一般式
（）および（）で示される成分組成を有し、
少なくとも50％（体積率）の非晶質を含むもので
ある。 Al_aM_bX_d …（） Al_aM_bQ_cX_e …（）［ただし、Ｍ：Cu，Ni，Co，Fe、から選ばれ
る一種もしくは二種以上の金属元素、Ｑ：Mn，Cr，Mo，Ｗ，Ｖ，Ti，Zrから選ばれ
る一種もしくは二種以上の金属元素、Ｘ：Nb，Ta，Hf，Ｙから選ばれる一種もしく
は二種以上の金属元素であり、ａ，ｂ，ｃ，ｄおよびｅは原子パーセントで、 45≧ａ≧90 ５≦ｂ≦40 ０＜ｃ≦12 0.5≦ｄ≦15 0.5≦ｅ≦10］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
どを特に有効であり、これらの方法では10⁴−
10⁶K／sec程度の冷却速度が得られる。この単ロ
ール法、双ロール法等により薄帯材料を製造する
には、ノズル孔を通して約300−10000rpmの範囲
の一定速度で回転している直径30−3000mmの例え
ば銅あるいは鋼製のロールに溶湯を噴出する。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。ま
た、回転液中紡糸法により細線材料を製造するに
は、ノズル孔を通し、アルゴンガス背圧にて、約
50−500rpmで回転するドラム内に遠心力により
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、噴出溶湯と冷液冷媒面の相対速
度比は約0.7−0.9であることが好ましい。なお上記方法によらずスパツタリング法によつ
て薄膜を、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急冷粉末を得ることが
できる。得られた急冷アルミニウム基合金が非晶質であ
るかどうかは通常のＸ線回折法によつて非晶質組
織特有のハローパターンが存在するか否かによつ
て知ることができる。更に、この非晶質組織は加
熱すると特定の温度以上で結晶に分解する。（こ
の温度を結晶化温度と呼ぶ）上記一般式（）で示される本発明のアルミニ
ウム基合金において、ａを45−90％の範囲に、ま
たｂを５−40％の範囲にそれぞれ限定したのは、
その範囲から外れると非晶質化しにくくなり、前
記液体急冷等を利用した工業的な急冷手段では、
少なくとも50％（体積率）の非晶質を有する合金
を得ることができなくなるからである。また、ｄ
を0.5〜15％の範囲に限定したのは、Ｘ元素であ
るNb，Ta，Hf，Ｙの一種または二種以上を添
加することにより、高硬度と耐熱性を著しく向上
させる効果があるためであり、15％を越えると少
なくとも50％（体積率）の非晶質を有する合金を
得ることができなくなるからである。また、上記一般式（）で示される本発明のア
ルミニウム基合金において、ａを45−90％の範囲
に、ｂを５−40％の範囲にそれぞれ限定したの
は、その範囲から外れると非晶質化しにくくな
り、前記液体急冷等を利用した工業的な急冷手段
では、少なくとも50％（体積率）の非晶質を有す
る合金を得ることができなくなるからである。ま
た、ｃを12％以下の範囲およびｅを0.5−10％の
範囲に限定したのは、Ｑ元素であるMn，Cr，
Mo，Ｗ，Ｖ，Ti，Zrから選ばれる一種または二
種以上の金属元素と、Ｘ元素であるNb，Ta，
Hf，Ｙの一種または二種以上の金属元素を組合
せることにより合金の高硬度と耐熱性が著しく向
上するためであり、ｃを12％以下およびｅを10％
以下に限定する理由は、それを越えると少なくと
も50％（体積率）の非晶質を有する合金を得るこ
とができなくなるからである。また、本発明のアルミニウム基合金は、結晶化
温度近傍（結晶化温度±100℃）において、超塑
性現象を示すので、容易に押出し加工やプレス加
工、熱間鍜造等の加工を行うことができる。した
がつて、薄帯、線、板状あるいは粉末の形態で得
られた本発明のアルミニウム基合金を結晶化温度
±100℃の温度範囲内で押出し加工、プレス加工、
熱間鍜造等に付することによりバルク材を製造す
ることができる。さらに、本発明のアルミニウム
基合金は高度の粘さを有し、180゜密着曲げ可能な
ものもある。以上に記述したように、本発明のアルミニウム
基合金は、Al中にＭ元素（Cu，Ni，Co，Fe）と
Ｘ素（Nb，Ta，Hf，Ｙ）とを添加した組成の
ものと、Al中にＭ元素とＸ元素にさらにＱ元素
（Mn，Cr，Mo，Ｗ，Ｖ，Ti，Zr）を添加した組
成のものの２つの系列の合金であり、この中でＭ
元素は非晶質形成能を向上させる効果を持ち、Ｑ
およびＸ元素は非晶質形成能を損なわずに硬度と
強度を著しく向上させると共に、結晶化温度を著
しく上昇させて耐熱性を付与する効果を有する。次に実施例によつて本発明合金の特徴を説明す
る。［実施例］実施例１高周波溶解により所定の成分組成を有する溶融
合金３をつくり、これを第１図に示す先端に小孔
５（孔径：0.5mm）を有する石英管１に装し、加
熱溶解した後、その石英管１を銅製の直径20cmの
ロール２の直上に設置し、回転数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（0.7Kg／cm²）により石英管１の小孔５
から噴射し、ロール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。上記製造条件により第１表に示す組成（原子
％）を有する49種の合金薄帯（幅：１mm、厚さ：
20μm）を得て、それぞれＸ線回折に付した結果、
いずれも非晶質金属に特有のハローパターンが確
認された。また、各供試薄帯につき、硬度（Hv）、電気抵
抗値（ρ）および結晶化温度（T_x）を測定し、
第１表右欄に示す結果を得た。硬度（H_v）は、
25ｇ荷重の微小ビツカース硬度計による測定値
（DPN）であり、電気抵抗（ρ）は、直流四端子
法による測定値（μΩ・cm）である。また、結晶
化温度（T_x）は、40K／minで加熱した走査示差
熱曲線における最初の発熱ピーク開始温度（Ｋ）
である。なお、組織におけるａは非晶質、ｃは結
晶を表わし、数値は体積率（％）を示す。

【表】

【表】第１表に示すように、本発明のアルミ基合金の
硬さは通常のアルミニウム基合金がH_v：50−
100DPN程度であるのに対し、約450−1050DPN
と極めて高い硬度を有している。また電気抵抗で
も、通常のアルミニウム基合金では、100〜300μ
Ω・cm程度であるのに対し、本発明の非晶質合金
は、約400μΩ・cm以上の高い電気抵抗を示した。
特に注目すべきは結晶化温度T_xが600W以上と高
く耐熱性を示すことである。更に、第１表のNo.12合金の強度をインストロン
引張試験機で測定した結果、引張強度は約95Kg／
mm²、降伏強度は約80Kg／mm²であつた。この値は従
来の時効硬化型アルミニウム基合金（Al−Si−
Fe）の最高引張強度約45Kg／mm²、最高降伏強度
約40Kg／mm²の約2.1倍であつた。実施例２本発明の合金であるAl_85-xNi₁₀Cu₅X_x合金を実
施例１と同様な方法により急冷凝固させて合金薄
帯（幅：３mm、厚さ：25μm）を得て、それぞれ
の試料の硬さおよび結晶化温度を測定した。ここ
でＸ元素として、Ta，Hf，Nb，Ｙを選定した。
その結果をＸ元素量によりまとめたものを第２図
および第３図に示す。 Al₈₅Ni₁₀Cu₅合金は主として微結晶からなる組
織を示し、硬さが約460DPN、結晶化温度が約
410Kに過ぎないが、この合金にTa，Hf，Nb，
Ｙを添加すると著しく上昇し、高硬度と高耐熱性
が得られることを示す。とくに、TaおよびHfの
効果が著しい。実施例３本発明のAl₇₀Cu₂₀Zr₈Hf₂、Al₇₅Cu₂₀Hf₅、
Al₇₅Ni₂₀T_a5合金薄帯をAl₂O₃に乗せ、真空炉中
650℃で加熱し、Al₂O₃との濡れ性テストを行つ
た結果、いずれも溶融し、Al₂O₃との濡れ性がよ
かつた。これら合金を用いて、Al₂O₃板とアルミ
ニウム板とを接着した結果、強固に接合すること
ができた。したがつて、本発明の合金はろうづけ
材料としても有用であることが確認された。［発明の効果］本発明のアルミニウム基合金は、少なくとも体
積率で50％の非晶質を含む合金であるので、硬
度、強度、耐熱性などの機械的特性、電気抵抗な
どの電気的特性、耐食性などの化学的特性に優れ
ており、高硬度材料、高強度材料、高電気抵抗材
料、耐摩耗材料、ろう付け材料として有用であ
る。さらに、結晶化温度近傍で超塑性現象を示
し、押出し加工やプレス加工等の加工ができ、高
硬度および高引張強度を持つため高力、高耐熱性
材料として種々用途に供することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明合金を急冷凝固して薄帯を作る
時に使用した単ロール装置の説明図、第２図は本
発明合金Al_85-XNi₁₀Cu₅X_x合金の急冷薄帯のビツ
カース硬さ（Hv）とＸ元素量（Ta，Hf，Nb，
Ｙ）との関係を示すグラフ、第３図は本発明合金
Al_85-xNi₁₀Cu₅X_x合金の急冷薄帯の結晶化温度
（T_x）とＸ元素量（Ta，Hf，Nb，Ｙ）との関係
を示すグラフである。１…石英管、２…銅ロール、３…溶融合金、４
…急冷薄帯、５…小孔。

Claims

【特許請求の範囲】１一般式：Al_aM_bX_d ［ただし、Ｍ：Cu，Ni，Co，Fe、から選ばれ
る一種もしくは二種以上の金属元素、Ｘ：Nb，Ta，Hf，Ｙから選ばれる一種もしく
は二種以上の金属元素であり、ａ，ｂおよびｄは原子パーセントで、 45≦ａ≦90 ５≦ｂ≦40 0.5≦ｄ≦15］で示される組成を有し、少なくとも体積率で50％
の非晶質を含む高力、耐熱性アルミニウム基合
金。２一般式：Al_aM_bQ_cX_e ［ただし、Ｍ：Cu，Ni，Co，Fe、から選ばれ
る一種もしくは二種以上の金属元素、Ｑ：Mn，Cr，Mo，Ｗ，Ｖ，Ti，Zrから選ばれ
る一種もしくは二種以上の金属元素、Ｘ：Nb，Ta，Hf，Ｙから選ばれる一種もしく
は二種以上の金属元素であり、ａ，ｂ，ｃおよびｅは原子パーセントで、 45≦ａ≦90 ５≦ｂ≦40 ０＜ｃ≦12 0.5≦ｅ≦10］で示される組成を有し、少なくとも体積率で50％
の非晶質を含む高力、耐熱性アルミニウム基合
金。