JPH06235040A - 高強度、耐熱性アルミニウム合金及びその集成固化材並びにその製造方法 - Google Patents
高強度、耐熱性アルミニウム合金及びその集成固化材並びにその製造方法Info
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- JPH06235040A JPH06235040A JP5083422A JP8342293A JPH06235040A JP H06235040 A JPH06235040 A JP H06235040A JP 5083422 A JP5083422 A JP 5083422A JP 8342293 A JP8342293 A JP 8342293A JP H06235040 A JPH06235040 A JP H06235040A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C1/0408—Light metal alloys
- C22C1/0416—Aluminium-based alloys
-
- 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】 高強度で延性があり、高温強度に優れたＡ
ｌ基合金及びその集成固化材を提供する。 【構成】 一般式：ＡｌbalＴｉaＦｅb、ＡｌbalＴｉ
aＦｅbＭc、｛Ｍ：Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｙ，Ｚｒ，
Ｎｂ，Ｍｏ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｍｍ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗの１種
又は２種以上、７≦ａ≦２０、０．２≦ｂ≦６、０＜ｃ
≦６｝で示されるＡｌ合金及びかかる組成の急冷凝固材
を集成固化した材料並びにその塑性加工手段による成形
方法である。
ｌ基合金及びその集成固化材を提供する。 【構成】 一般式：ＡｌbalＴｉaＦｅb、ＡｌbalＴｉ
aＦｅbＭc、｛Ｍ：Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｙ，Ｚｒ，
Ｎｂ，Ｍｏ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｍｍ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗの１種
又は２種以上、７≦ａ≦２０、０．２≦ｂ≦６、０＜ｃ
≦６｝で示されるＡｌ合金及びかかる組成の急冷凝固材
を集成固化した材料並びにその塑性加工手段による成形
方法である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高強度で延性があり、
高温強度に優れた高強度、耐熱性アルミニウム基合金及
びこの合金を集成固化してなるアルミニウム基合金集成
固化材並びにその製造方法に関する。
高温強度に優れた高強度、耐熱性アルミニウム基合金及
びこの合金を集成固化してなるアルミニウム基合金集成
固化材並びにその製造方法に関する。
【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
を示す優れた合金である。
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
を示す優れた合金である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記特
開平１−２７５７３２号公報に開示されているアルミニ
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、高い靭性及び高温強度が要求される材料として
は、改善の余地を残している。そこで本発明は、高強度
を有し、高い信頼性の要求される構造部材に適用できる
ような強度を維持しつつ、靭性に優れ、高温強度に優れ
る高強度アルミニウム基合金及びその集成固化材並びに
その製造方法を提供することを目的とするものである。
開平１−２７５７３２号公報に開示されているアルミニ
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、高い靭性及び高温強度が要求される材料として
は、改善の余地を残している。そこで本発明は、高強度
を有し、高い信頼性の要求される構造部材に適用できる
ような強度を維持しつつ、靭性に優れ、高温強度に優れ
る高強度アルミニウム基合金及びその集成固化材並びに
その製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の第１発明は、一
般式：ＡｌbalＴｉaＦｅb｛ただし、ａ、ｂは重量パー
セントで、７≦ａ≦２０、０．２≦ｂ≦６｝で示される
組成を有する高強度、耐熱性アルミニウム合金である。
般式：ＡｌbalＴｉaＦｅb｛ただし、ａ、ｂは重量パー
セントで、７≦ａ≦２０、０．２≦ｂ≦６｝で示される
組成を有する高強度、耐熱性アルミニウム合金である。
【０００５】本発明の第２発明は、一般式：ＡｌbalＴ
ｉaＦｅbＭc｛ただし、Ｍ：Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｏ，
Ｙ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｍｍ（ミッシュメ
タル），Ｈｆ，Ｔａ，Ｗから選ばれる一種もしくは二種
以上の元素、ａ、ｂ、ｃは重量パーセントで、７≦ａ≦
２０、０．２≦ｂ≦６、０＜ｃ≦６｝で示される組成を
有する高強度、耐熱性アルミニウム合金である。
ｉaＦｅbＭc｛ただし、Ｍ：Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｏ，
Ｙ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｍｍ（ミッシュメ
タル），Ｈｆ，Ｔａ，Ｗから選ばれる一種もしくは二種
以上の元素、ａ、ｂ、ｃは重量パーセントで、７≦ａ≦
２０、０．２≦ｂ≦６、０＜ｃ≦６｝で示される組成を
有する高強度、耐熱性アルミニウム合金である。
【０００６】また、本発明の第３発明は、一般式：Ａｌ
balＴｉaＦｅb｛ただし、ａ、ｂは重量パーセントで、
７≦ａ≦２０、０．２≦ｂ≦６｝で示される組成の急冷
凝固材を集成固化してなることを特徴とする高強度、耐
熱性アルミニウム合金集成固化材である。
balＴｉaＦｅb｛ただし、ａ、ｂは重量パーセントで、
７≦ａ≦２０、０．２≦ｂ≦６｝で示される組成の急冷
凝固材を集成固化してなることを特徴とする高強度、耐
熱性アルミニウム合金集成固化材である。
【０００７】本発明の第４発明は、一般式：ＡｌbalＴ
ｉaＦｅbＭc｛ただし、Ｍ：Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｏ，
Ｙ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｍｍ（ミッシュメ
タル），Ｈｆ，Ｔａ，Ｗから選ばれる一種もしくは二種
以上の元素、ａ、ｂ、ｃは重量パーセントで、７≦ａ≦
２０、０．２≦ｂ≦６、０＜ｃ≦６｝で示される組成の
急冷凝固材を集成固化してなることを特徴とする高強
度、耐熱性アルミニウム合金集成固化材である。
ｉaＦｅbＭc｛ただし、Ｍ：Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｏ，
Ｙ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｍｍ（ミッシュメ
タル），Ｈｆ，Ｔａ，Ｗから選ばれる一種もしくは二種
以上の元素、ａ、ｂ、ｃは重量パーセントで、７≦ａ≦
２０、０．２≦ｂ≦６、０＜ｃ≦６｝で示される組成の
急冷凝固材を集成固化してなることを特徴とする高強
度、耐熱性アルミニウム合金集成固化材である。
【０００８】又、上記固化材は、平均結晶粒径４０〜２
０００ｎｍのアルミニウムまたはアルミニウムの過飽和
固溶体のマトリックスであり、かつマトリックス元素と
その他の合金元素とが生成する種々の金属間化合物及び
／又はその他の合金元素同士が生成する種々の金属間化
合物の安定相又は準安定相からなる粒子が前記マトリッ
クス中に均一に分布し、その金属間化合物の平均粒子の
大きさが１０〜１０００ｎｍである。
０００ｎｍのアルミニウムまたはアルミニウムの過飽和
固溶体のマトリックスであり、かつマトリックス元素と
その他の合金元素とが生成する種々の金属間化合物及び
／又はその他の合金元素同士が生成する種々の金属間化
合物の安定相又は準安定相からなる粒子が前記マトリッ
クス中に均一に分布し、その金属間化合物の平均粒子の
大きさが１０〜１０００ｎｍである。
【０００９】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−ル
法、双ロ−ル法、回転液中紡糸法などが特に有効であ
り、これらの方法では１０2〜１０8Ｋ／ｓｅｃ程度の冷
却速度が得られる。この単ロ−ル法、双ロ−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３０〜３００ｍｍの例えば銅あるいは鋼製のロ−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、ノズル孔を通じ、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
保持された深さ約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６
０〜９０度、噴出溶湯と溶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。
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−ル
法、双ロ−ル法、回転液中紡糸法などが特に有効であ
り、これらの方法では１０2〜１０8Ｋ／ｓｅｃ程度の冷
却速度が得られる。この単ロ−ル法、双ロ−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３０〜３００ｍｍの例えば銅あるいは鋼製のロ−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、ノズル孔を通じ、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
保持された深さ約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６
０〜９０度、噴出溶湯と溶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。
【００１０】なお、上記方法によらずスパッタリング法
によって薄膜を、また高圧ガス噴霧法などの各種アトマ
イズ法やスプレ−法により急冷粉末を得ることができ
る。
によって薄膜を、また高圧ガス噴霧法などの各種アトマ
イズ法やスプレ−法により急冷粉末を得ることができ
る。
【００１１】本発明の合金は前述の単ロ−ル法、双ロ−
ル法、回転液中紡糸法、スパッタリング、各種アトマイ
ズ法、スプレ−法、メカニカルアロイング法、メカニカ
ルグライディング法等により得ることができる。又、必
要に応じて適当な製造条件を選ぶことにより平均結晶粒
径および金属間化合物の平均粒子の大きさを制御でき
る。
ル法、回転液中紡糸法、スパッタリング、各種アトマイ
ズ法、スプレ−法、メカニカルアロイング法、メカニカ
ルグライディング法等により得ることができる。又、必
要に応じて適当な製造条件を選ぶことにより平均結晶粒
径および金属間化合物の平均粒子の大きさを制御でき
る。
【００１２】さらに、組成によっては非晶質組織を得る
ことができるが、この非晶質組織は加熱すると特定の温
度以上で結晶質に分解する。この非晶質組織の加熱分解
によっても本発明合金を得ることができ、その際、加熱
条件を適当に選ぶことによって、本発明の平均結晶粒径
の範囲内に制御できる。
ことができるが、この非晶質組織は加熱すると特定の温
度以上で結晶質に分解する。この非晶質組織の加熱分解
によっても本発明合金を得ることができ、その際、加熱
条件を適当に選ぶことによって、本発明の平均結晶粒径
の範囲内に制御できる。
【００１３】本発明は、又、前記一般式で示される組成
の材料を溶融して急冷凝固させ、得られた粉末又は薄片
を集成して通常の塑性加工手段により加圧成形固化する
ことを特徴とする方法である。この場合、原材料となる
粉末又は薄片は、非晶質、過飽和固溶体又は上記に示す
ような平均結晶粒径２０００ｎｍ以下で金属間化合物の
平均粒子の大きさが１０〜１０００ｎｍの微細結晶質又
はこれらの混相であることが必要である。非晶質材の場
合は集成時に５０℃〜４００℃に加熱することによって
上記条件の微細結晶質又は混相とすることができる。
の材料を溶融して急冷凝固させ、得られた粉末又は薄片
を集成して通常の塑性加工手段により加圧成形固化する
ことを特徴とする方法である。この場合、原材料となる
粉末又は薄片は、非晶質、過飽和固溶体又は上記に示す
ような平均結晶粒径２０００ｎｍ以下で金属間化合物の
平均粒子の大きさが１０〜１０００ｎｍの微細結晶質又
はこれらの混相であることが必要である。非晶質材の場
合は集成時に５０℃〜４００℃に加熱することによって
上記条件の微細結晶質又は混相とすることができる。
【００１４】上記通常の塑性加工技術とは広義のもの
で、加圧成形や粉末冶金技術も包含する。
で、加圧成形や粉末冶金技術も包含する。
【００１５】上記一般式で示されるアルミニウム基合金
及びアルミニウム基合金集成固化材において、重量パー
セントでａを７〜２０％、ｂを０．２〜６％、ｃを０よ
り大きく６％以下の範囲にそれぞれ限定したのは、その
範囲内であると従来（市販）の高強度アルミニウム合金
より室温から４００℃までの強度が高いとともに実用の
加工に耐え得るだけの延性を備えているためである。
及びアルミニウム基合金集成固化材において、重量パー
セントでａを７〜２０％、ｂを０．２〜６％、ｃを０よ
り大きく６％以下の範囲にそれぞれ限定したのは、その
範囲内であると従来（市販）の高強度アルミニウム合金
より室温から４００℃までの強度が高いとともに実用の
加工に耐え得るだけの延性を備えているためである。
【００１６】上記第２、第４発明において、Ｍが特にＣ
ｒの場合については、Ｆｅ＋Ｃｒ＝４〜１０％、Ｆｅ／
Ｃｒ＝０．２〜１０が好適である。Ｆｅ＋Ｃｒ量を４〜
１０％に限定することにより、より耐熱特性に優れた合
金が得られるとともに、分散する金属間化合物の量が適
量となり、組織の強化が行え、かつ、得られた材料の塑
性変形がより容易に行える。又、Ｆｅ／Ｃｒの比を０．
２〜１０に限定することにより、互いにある最低量を含
んで、両元素が共存するため、より微細組織の耐熱性を
向上させることができる。かかる組成の固化材は、室温
での引張強度が６５ｋｇｆ／ｍｍ2以上、３００℃での
強度が３０ｋｇｆ／ｍｍ2以上である。
ｒの場合については、Ｆｅ＋Ｃｒ＝４〜１０％、Ｆｅ／
Ｃｒ＝０．２〜１０が好適である。Ｆｅ＋Ｃｒ量を４〜
１０％に限定することにより、より耐熱特性に優れた合
金が得られるとともに、分散する金属間化合物の量が適
量となり、組織の強化が行え、かつ、得られた材料の塑
性変形がより容易に行える。又、Ｆｅ／Ｃｒの比を０．
２〜１０に限定することにより、互いにある最低量を含
んで、両元素が共存するため、より微細組織の耐熱性を
向上させることができる。かかる組成の固化材は、室温
での引張強度が６５ｋｇｆ／ｍｍ2以上、３００℃での
強度が３０ｋｇｆ／ｍｍ2以上である。
【００１７】また、本発明のアルミニウム基合金及びア
ルミニウム基合金集成固化材において、Ｆｅ元素はＡｌ
マトリックス中の拡散能が小さい元素であり、種々の準
安定または安定な金属間化合物を形成し、微細結晶組織
の安定化に貢献する。特に０．２〜６ｗｔ％の範囲で添
加することにより弾性率の向上及び高温強度の向上を付
与する。また、６ｗｔ％以上添加した場合、合金の室温
での延性に悪影響をおよぼす。又、Ｔｉ元素は、Ａｌマ
トリックス中の拡散能が比較的小さな元素であり、Ａｌ
マトリックス中に微細に金属間化合物として分散するこ
とにより、マトリックスを強化するとともに結晶粒の成
長を抑制する効果がある。すなわち、合金及び固化材の
硬度、強度、剛性を著しく向上させ、常温はもとより高
温における微細結晶質相を安定化させ、耐熱性を付与す
る。
ルミニウム基合金集成固化材において、Ｆｅ元素はＡｌ
マトリックス中の拡散能が小さい元素であり、種々の準
安定または安定な金属間化合物を形成し、微細結晶組織
の安定化に貢献する。特に０．２〜６ｗｔ％の範囲で添
加することにより弾性率の向上及び高温強度の向上を付
与する。また、６ｗｔ％以上添加した場合、合金の室温
での延性に悪影響をおよぼす。又、Ｔｉ元素は、Ａｌマ
トリックス中の拡散能が比較的小さな元素であり、Ａｌ
マトリックス中に微細に金属間化合物として分散するこ
とにより、マトリックスを強化するとともに結晶粒の成
長を抑制する効果がある。すなわち、合金及び固化材の
硬度、強度、剛性を著しく向上させ、常温はもとより高
温における微細結晶質相を安定化させ、耐熱性を付与す
る。
【００１８】Ｍ元素は、Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｙ，Ｚ
ｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｍｍ（ミッシュメタ
ル），Ｈｆ，Ｔａ，Ｗから選ばれる一種もしくは二種以
上の元素であり、これらの元素は、Ａｌマトリックス中
の拡散能が小さい元素であり、種々の準安定または安定
な金属間化合物を形成し、微細結晶組織の高温での安定
化に貢献する。
ｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｍｍ（ミッシュメタ
ル），Ｈｆ，Ｔａ，Ｗから選ばれる一種もしくは二種以
上の元素であり、これらの元素は、Ａｌマトリックス中
の拡散能が小さい元素であり、種々の準安定または安定
な金属間化合物を形成し、微細結晶組織の高温での安定
化に貢献する。
【００１９】本発明のアルミニウム基合金固化材におい
て、平均結晶粒径を４０〜２０００ｎｍの範囲に限定し
たのは、４０ｎｍ未満の場合強度は強いが延性の点で不
十分であり、２０００ｎｍを越えると強度が低下してし
まうからである。また、金属間化合物の平均粒子の大き
さを１０〜１０００ｎｍの範囲に限定したのは、Ａｌマ
トリックスの強化要素として働かないためである。すな
わち、１０ｎｍ未満の場合、Ａｌマトリックス強化に寄
与せず、必要以上にマトリックスに固溶させると脆化の
危険を生じる。また、１０００ｎｍを越えた場合、分散
粒子が大きくなり過ぎて、強度の維持ができなくなると
ともに強化要素として働かなくなる。したがって、上記
範囲にすることによりヤング率、高温強度、疲労強度を
向上させることができる。
て、平均結晶粒径を４０〜２０００ｎｍの範囲に限定し
たのは、４０ｎｍ未満の場合強度は強いが延性の点で不
十分であり、２０００ｎｍを越えると強度が低下してし
まうからである。また、金属間化合物の平均粒子の大き
さを１０〜１０００ｎｍの範囲に限定したのは、Ａｌマ
トリックスの強化要素として働かないためである。すな
わち、１０ｎｍ未満の場合、Ａｌマトリックス強化に寄
与せず、必要以上にマトリックスに固溶させると脆化の
危険を生じる。また、１０００ｎｍを越えた場合、分散
粒子が大きくなり過ぎて、強度の維持ができなくなると
ともに強化要素として働かなくなる。したがって、上記
範囲にすることによりヤング率、高温強度、疲労強度を
向上させることができる。
【００２０】本発明のアルミニウム基合金固化材は、適
当な製造条件を選ぶことにより、平均結晶粒径と金属間
化合物の分散状態を制御できるが、強度を重視する場
合、平均結晶粒径を小さく制御し、延性を重視する場
合、平均粒径および金属間化合物の平均粒子径を大きく
することによって、種々の目的にあったものを得ること
ができる。
当な製造条件を選ぶことにより、平均結晶粒径と金属間
化合物の分散状態を制御できるが、強度を重視する場
合、平均結晶粒径を小さく制御し、延性を重視する場
合、平均粒径および金属間化合物の平均粒子径を大きく
することによって、種々の目的にあったものを得ること
ができる。
【００２１】また、平均結晶粒径を４０〜１０００ｎｍ
の範囲に制御することにより、１０~2〜１０2Ｓ~1の歪
速度の領域において優れた超塑性加工材としての性質も
付与できる。
の範囲に制御することにより、１０~2〜１０2Ｓ~1の歪
速度の領域において優れた超塑性加工材としての性質も
付与できる。
【００２２】Ｂ、Ｃなどの元素についても、１％以下で
あれば何等強度特性、耐熱性を阻害しない。また、特に
Ｓｉ元素は２％以下であれば、何等強度特性、耐熱性を
阻害しない。Ｎｉ元素は１ｗｔ％以下の添加であれば、
強度および延性を向上させるのに有効に働く。
あれば何等強度特性、耐熱性を阻害しない。また、特に
Ｓｉ元素は２％以下であれば、何等強度特性、耐熱性を
阻害しない。Ｎｉ元素は１ｗｔ％以下の添加であれば、
強度および延性を向上させるのに有効に働く。
【００２３】
【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。
【００２４】ガスアトマイズ装置により平均冷却速度１
０3Ｋ／ｓｅｃで所定の成分組成を有するアルミニウム
基合金粉末を作製する。作製されたアルミニウム基合金
粉末を金属カプセルに充填後、真空ホットプレスにより
脱ガスを行いながら押出し用のビレットを作製する。こ
のビレットを押出機にて３００〜５５０℃の温度で押出
しを行った。
０3Ｋ／ｓｅｃで所定の成分組成を有するアルミニウム
基合金粉末を作製する。作製されたアルミニウム基合金
粉末を金属カプセルに充填後、真空ホットプレスにより
脱ガスを行いながら押出し用のビレットを作製する。こ
のビレットを押出機にて３００〜５５０℃の温度で押出
しを行った。
【００２５】上記製造条件により表１，表２の左欄に示
す組成（ｗｔ％）を有する４０種の固化材（押出材）を
得た。
す組成（ｗｔ％）を有する４０種の固化材（押出材）を
得た。
【００２６】上記固化材について、表１，表２の右欄に
示すように、室温における引張強度、ヤング率（弾性
率）、硬度、３００℃高温下における引張強度について
調べた。
示すように、室温における引張強度、ヤング率（弾性
率）、硬度、３００℃高温下における引張強度について
調べた。
【００２７】表１の結果より、本発明の固化材は、従来
（市販）の高強度Ａｌ合金（超ジュラルミン）が室温で
の引張強度が５００ＭＰａ、３００℃温度下での引張強
度が１００ＭＰａであるのに対して、優れた特性を有す
ることが分かる。また、ヤング率（弾性率）について
も、従来（市販）の高強度Ａｌ合金（ジュラルミン）が
約７０００Ｋｇｆ／ｍｍ2であるのに対して、優れてい
ることが分かる。なお、本発明の固化材は、ヤング率が
高いことにより同一荷重がかかるとたわみ量および変形
量が小さくて済むといった効果を奏する。したがって、
本発明の固化材は、室温から３００℃高温下までの引張
強度、硬度、ヤング率に優れているということが分か
る。
（市販）の高強度Ａｌ合金（超ジュラルミン）が室温で
の引張強度が５００ＭＰａ、３００℃温度下での引張強
度が１００ＭＰａであるのに対して、優れた特性を有す
ることが分かる。また、ヤング率（弾性率）について
も、従来（市販）の高強度Ａｌ合金（ジュラルミン）が
約７０００Ｋｇｆ／ｍｍ2であるのに対して、優れてい
ることが分かる。なお、本発明の固化材は、ヤング率が
高いことにより同一荷重がかかるとたわみ量および変形
量が小さくて済むといった効果を奏する。したがって、
本発明の固化材は、室温から３００℃高温下までの引張
強度、硬度、ヤング率に優れているということが分か
る。
【００２８】なお、硬度は２５ｇ荷重の微小ビッカ−ス
硬度計により測定したものである。また、表１，表２中
記載の固化材について、室温での伸びを調べた結果、一
般的な加工に最低限必要な伸び２％以上であった。さら
に上記製造条件により得られた固化材（押出材）よりＴ
ＥＭ観察用試験片を切り出し結晶粒径及び金属間化合物
の大きさについての観察を行なった。いずれの試料につ
いても、平均結晶粒径４０〜２０００ｎｍのアルミニウ
ム又はアルミニウム過飽和固溶体のマトリックスで、か
つ、マトリックス元素とその他の合金元素とが生成する
種々の金属間化合物及び／又はその他の合金元素同士が
生成する種々の金属間化合物の安定相又は準安定相から
なる粒子が前記マトリックス中に均一微細に分散し、そ
の金属間化合物の平均粒子の大きさが１０〜１０００ｎ
ｍであった。
硬度計により測定したものである。また、表１，表２中
記載の固化材について、室温での伸びを調べた結果、一
般的な加工に最低限必要な伸び２％以上であった。さら
に上記製造条件により得られた固化材（押出材）よりＴ
ＥＭ観察用試験片を切り出し結晶粒径及び金属間化合物
の大きさについての観察を行なった。いずれの試料につ
いても、平均結晶粒径４０〜２０００ｎｍのアルミニウ
ム又はアルミニウム過飽和固溶体のマトリックスで、か
つ、マトリックス元素とその他の合金元素とが生成する
種々の金属間化合物及び／又はその他の合金元素同士が
生成する種々の金属間化合物の安定相又は準安定相から
なる粒子が前記マトリックス中に均一微細に分散し、そ
の金属間化合物の平均粒子の大きさが１０〜１０００ｎ
ｍであった。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】実施例２ ガスアトマイズ装置によりＡｌ83.5Ｔｉ10Ｆｅ5Ｃｒ1.5
の成分組成を有するアルミニウム基合金粉末を作製し
た。ここで、一方は冷却速度１０3Ｋ／ｓｅｃ以上で微
粉末を、他方は１０2Ｋ／ｓｅｃ以下で粗粉末を作製し
た。作製されたアルミニウム合金粉末は、以下実施例１
と同様にし、固化材（押出材）とした。
の成分組成を有するアルミニウム基合金粉末を作製し
た。ここで、一方は冷却速度１０3Ｋ／ｓｅｃ以上で微
粉末を、他方は１０2Ｋ／ｓｅｃ以下で粗粉末を作製し
た。作製されたアルミニウム合金粉末は、以下実施例１
と同様にし、固化材（押出材）とした。
【００３２】得られた固化材を供試材とし、引張強度及
び耐力を測定した。冷却速度１０3Ｋ／ｓｅｃ以上で作
製した微粉末からなる固化材は引張強度７１ｋｇｆ／ｍ
ｍ2（７１０ＭＰａ）、耐力６０ｋｇｆ／ｍｍ2（６００
ＭＰａ）であった。また、冷却速度１０2Ｋ／ｓｅｃ以
下で作製した粗粉末からなる固化材は、引張強度５８ｋ
ｇｆ／ｍｍ2（５８０ＭＰａ）、耐力４７ｋｇｆ／ｍｍ2
（４７０ＭＰａ）であった。
び耐力を測定した。冷却速度１０3Ｋ／ｓｅｃ以上で作
製した微粉末からなる固化材は引張強度７１ｋｇｆ／ｍ
ｍ2（７１０ＭＰａ）、耐力６０ｋｇｆ／ｍｍ2（６００
ＭＰａ）であった。また、冷却速度１０2Ｋ／ｓｅｃ以
下で作製した粗粉末からなる固化材は、引張強度５８ｋ
ｇｆ／ｍｍ2（５８０ＭＰａ）、耐力４７ｋｇｆ／ｍｍ2
（４７０ＭＰａ）であった。
【００３３】以上より冷却速度１０3Ｋ／ｓｅｃ以上で
微粉末を作製することにより、強度及び耐力に優れた合
金粉末を得ることができるとともに、この合金粉末を集
成固化することにより、強度及び耐力に優れた集成固化
材を得ることができる。また、上記供試材のそれぞれに
ついてＸ線回折を行なった。この結果を図１に示す。図
１によれば冷却速度１０3Ｋ／ｓｅｃ以上で作製した微
粉末においては、図中●印で示されるピークの化合物
（正方晶Ａｌ3Ｔｉ；表３に示す構造を有する）が合金
中に析出していることが分かるとともに、●印で示され
るピークの化合物（正方晶Ａｌ3Ｔｉ）が前記強度及び
耐力の向上に寄与しているということが分かる。
微粉末を作製することにより、強度及び耐力に優れた合
金粉末を得ることができるとともに、この合金粉末を集
成固化することにより、強度及び耐力に優れた集成固化
材を得ることができる。また、上記供試材のそれぞれに
ついてＸ線回折を行なった。この結果を図１に示す。図
１によれば冷却速度１０3Ｋ／ｓｅｃ以上で作製した微
粉末においては、図中●印で示されるピークの化合物
（正方晶Ａｌ3Ｔｉ；表３に示す構造を有する）が合金
中に析出していることが分かるとともに、●印で示され
るピークの化合物（正方晶Ａｌ3Ｔｉ）が前記強度及び
耐力の向上に寄与しているということが分かる。
【００３４】
【表３】
【００３５】なお、実施例１の合金においても、実施例
２と同様に、安定相Ａｌ3Ｔｉ及び正方晶Ａｌ3Ｔｉが析
出したものであった。
２と同様に、安定相Ａｌ3Ｔｉ及び正方晶Ａｌ3Ｔｉが析
出したものであった。
【００３６】実施例３ 表４に示す成分組成を有する材料より実施例１と同様に
して固化材を得た。かかる固化材について実施例１と同
様の試験をした結果を表４に示す。
して固化材を得た。かかる固化材について実施例１と同
様の試験をした結果を表４に示す。
【００３７】又、一般式：ＡｌbalＴｉ9.8Ｆｅ6.0-xＣ
ｒxにおいて、ｘの値と常温引張強度との関係を図２
に、又、同じく３００℃における引張強度との関係を図
３に示す。
ｒxにおいて、ｘの値と常温引張強度との関係を図２
に、又、同じく３００℃における引張強度との関係を図
３に示す。
【００３８】
【表４】
【００３９】
【発明の効果】以上のように、本発明のアルミニウム基
合金及びその集成固化材は、室温から高温までの強度に
優れ、高靭性、高弾性を備えることにより、加工性にも
優れ、高い信頼性の要求される構造材に適用できるもの
である。そして、本発明の製造方法によれば、かかる優
れた特性を有する集成固化材を製造することができる。
合金及びその集成固化材は、室温から高温までの強度に
優れ、高靭性、高弾性を備えることにより、加工性にも
優れ、高い信頼性の要求される構造材に適用できるもの
である。そして、本発明の製造方法によれば、かかる優
れた特性を有する集成固化材を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例２における粗粉末と微粉末のＸ線回折に
よるグラフである。
よるグラフである。
【図２】一般式：ＡｌbalＴｉ9.8Ｆｅ6.0-xＣｒxにおけ
るｘの値と常温引張強度との関係を示すグラフである。
るｘの値と常温引張強度との関係を示すグラフである。
【図３】図２と同じくｘの値と３００℃の引張強度との
関係を示すグラフである。
関係を示すグラフである。
Claims (8)
- 【請求項１】 一般式：ＡｌbalＴｉaＦｅb｛ただし、
ａ，ｂは重量パーセントで、７≦ａ≦２０、０．２≦ｂ
≦６｝で示される組成を有する高強度、耐熱性アルミニ
ウム合金。 - 【請求項２】 一般式：ＡｌbalＴｉaＦｅbＭc｛ただ
し、Ｍ：Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｙ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍ
ｏ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｍｍ（ミッシュメタル），Ｈｆ，Ｔ
ａ，Ｗから選ばれる一種もしくは二種以上の元素、ａ、
ｂ、ｃは重量パーセントで、７≦ａ≦２０、０．２≦ｂ
≦６、０＜ｃ≦６｝で示される組成を有する高強度、耐
熱性アルミニウム合金。 - 【請求項３】 一般式：ＡｌbalＴｉaＦｅb｛ただし、
ａ、ｂは重量パーセントで、７≦ａ≦２０、０．２≦ｂ
≦６｝で示される組成の急冷凝固材を集成固化してなる
ことを特徴とする高強度、耐熱性アルミニウム合金集成
固化材。 - 【請求項４】 一般式：ＡｌbalＴｉaＦｅbＭc｛ただ
し、Ｍ：Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｙ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍ
ｏ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｍｍ（ミッシュメタル），Ｈｆ，Ｔ
ａ，Ｗから選ばれる一種もしくは二種以上の元素、ａ、
ｂ、ｃは重量パーセントで、７≦ａ≦２０、０．２≦ｂ
≦６、０＜ｃ≦６｝で示される組成の急冷凝固材を集成
固化してなることを特徴とする高強度、耐熱性アルミニ
ウム合金集成固化材。 - 【請求項５】 平均結晶粒径４０〜２０００ｎｍのアル
ミニウムまたはアルミニウムの過飽和固溶体のマトリッ
クスであり、かつマトリックス元素とその他の合金元素
とが生成する種々の金属間化合物及び／又はその他の合
金元素同士が生成する種々の金属間化合物の安定相又は
準安定相からなる粒子が前記マトリックス中に均一に分
布し、その金属間化合物の平均粒子の大きさが１０〜１
０００ｎｍである請求項３又は４のいずれかに記載の高
強度、耐熱性アルミニウム基合金集成固化材。 - 【請求項６】 室温での弾性率が８０００ｋｇｆ／ｍｍ
2以上、３００℃での強度が２０ｋｇｆ／ｍｍ2以上を有
する請求項３又は４記載の高強度、耐熱性アルミニウム
合金固化材。 - 【請求項７】 一般式：ＡｌbalＴｉaＦｅb｛ただし、
ａ、ｂは重量パーセントで、７≦ａ≦２０、０．２≦ｂ
≦６｝で示される組成の材料を溶融して急冷凝固させ、
得られた粉末、薄片を集成して通常の塑性加工手段によ
り加圧成形固化することを特徴とするアルミニウム基合
金集成固化材の製造方法。 - 【請求項８】 一般式：ＡｌbalＴｉaＦｅbＭc｛ただ
し、Ｍ：Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｙ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍ
ｏ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｍｍ（ミッシュメタル），Ｈｆ，Ｔ
ａ，Ｗから選ばれる一種もしくは二種以上の元素、ａ、
ｂ、ｃは重量パーセントで、７≦ａ≦２０、０．２≦ｂ
≦６、０＜ｃ≦６｝で示される組成の材料を溶融して、
急冷凝固させ、得られた粉末、薄片を集成して通常の塑
性加工手段により加工成形固化することを特徴とする高
強度、耐熱性アルミニウム合金集成固化材の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5083422A JP2911708B2 (ja) | 1992-12-17 | 1993-04-09 | 高強度、耐熱性急冷凝固アルミニウム合金及びその集成固化材並びにその製造方法 |
| EP93119228A EP0606572B1 (en) | 1992-12-17 | 1993-11-29 | High strength, heat resistant aluminum-based alloy, compacted and consolidated material thereof and production process thereof |
| DE69314308T DE69314308T2 (de) | 1992-12-17 | 1993-11-29 | Hochfeste und wärmebeständige Aluminiumlegierung, verdichteter und verfestigter Werkstoff daraus und Verfahren zur Herstellung |
| US08/605,711 US5693897A (en) | 1992-12-17 | 1996-02-22 | Compacted consolidated high strength, heat resistant aluminum-based alloy |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4-337194 | 1992-12-17 | ||
| JP33719492 | 1992-12-17 | ||
| JP5083422A JP2911708B2 (ja) | 1992-12-17 | 1993-04-09 | 高強度、耐熱性急冷凝固アルミニウム合金及びその集成固化材並びにその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06235040A true JPH06235040A (ja) | 1994-08-23 |
| JP2911708B2 JP2911708B2 (ja) | 1999-06-23 |
Family
ID=26424448
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5083422A Expired - Fee Related JP2911708B2 (ja) | 1992-12-17 | 1993-04-09 | 高強度、耐熱性急冷凝固アルミニウム合金及びその集成固化材並びにその製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5693897A (ja) |
| EP (1) | EP0606572B1 (ja) |
| JP (1) | JP2911708B2 (ja) |
| DE (1) | DE69314308T2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6149737A (en) * | 1996-09-09 | 2000-11-21 | Sumitomo Electric Industries Ltd. | High strength high-toughness aluminum alloy and method of preparing the same |
| JP2006104563A (ja) * | 2004-10-08 | 2006-04-20 | Kobe Steel Ltd | 耐磨耗性と加工性とに優れた耐熱性Ａｌ基合金 |
| JP2006104564A (ja) * | 2004-10-08 | 2006-04-20 | Kobe Steel Ltd | 高温疲労特性と制振性に優れた耐熱性Ａｌ基合金 |
| WO2006040938A1 (ja) * | 2004-10-08 | 2006-04-20 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 高温疲労特性、制振性、耐摩耗性、及び加工性に優れた耐熱性Ａｌ基合金 |
| JP2006104561A (ja) * | 2004-10-08 | 2006-04-20 | Kobe Steel Ltd | 高温疲労特性に優れた耐熱性Ａｌ基合金 |
| JP2006104562A (ja) * | 2004-10-08 | 2006-04-20 | Kobe Steel Ltd | 高温疲労特性に優れた耐熱性Ａｌ基合金 |
| US8926898B2 (en) | 2005-03-29 | 2015-01-06 | Kobe Steel, Ltd. | Al base alloy excellent in heat resistance, workability and rigidity |
| WO2019135372A1 (ja) * | 2018-01-05 | 2019-07-11 | 住友電気工業株式会社 | アルミニウム合金線、及びアルミニウム合金線の製造方法 |
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| JP2008248343A (ja) * | 2007-03-30 | 2008-10-16 | Honda Motor Co Ltd | アルミニウム基合金 |
| US10870148B2 (en) | 2010-12-15 | 2020-12-22 | Gkn Sinter Metals, Llc | Aluminum alloy powder metal with transition elements |
| US10450636B2 (en) | 2013-07-10 | 2019-10-22 | United Technologies Corporation | Aluminum alloys and manufacture methods |
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| FR3096689B1 (fr) * | 2019-05-28 | 2021-06-11 | Safran | Alliage à base d’aluminium à tenue mécanique améliorée en vieillissement à températures élevées et adapté à la solidification rapide |
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|---|---|---|---|---|
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| US4715893A (en) * | 1984-04-04 | 1987-12-29 | Allied Corporation | Aluminum-iron-vanadium alloys having high strength at elevated temperatures |
| US4734130A (en) * | 1984-08-10 | 1988-03-29 | Allied Corporation | Method of producing rapidly solidified aluminum-transition metal-silicon alloys |
| JPS6148551A (ja) * | 1984-08-13 | 1986-03-10 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 高温強度に優れたアルミニウム合金成形材 |
| 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 |
| JPH03122232A (ja) * | 1989-10-04 | 1991-05-24 | Showa Alum Corp | 多数の微細化金属間化合物を分散した強度および延性に優れたアルミニウム合金の製造方法 |
| JPH083138B2 (ja) * | 1990-03-22 | 1996-01-17 | ワイケイケイ株式会社 | 耐食性アルミニウム基合金 |
| JPH0565584A (ja) * | 1991-09-05 | 1993-03-19 | Yoshida Kogyo Kk <Ykk> | 高強度アルミニウム基合金粉末の製造方法 |
-
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- 1993-04-09 JP JP5083422A patent/JP2911708B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 1993-11-29 EP EP93119228A patent/EP0606572B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1993-11-29 DE DE69314308T patent/DE69314308T2/de not_active Expired - Fee Related
-
1996
- 1996-02-22 US US08/605,711 patent/US5693897A/en not_active Expired - Fee Related
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| US6149737A (en) * | 1996-09-09 | 2000-11-21 | Sumitomo Electric Industries Ltd. | High strength high-toughness aluminum alloy and method of preparing the same |
| JP2006104563A (ja) * | 2004-10-08 | 2006-04-20 | Kobe Steel Ltd | 耐磨耗性と加工性とに優れた耐熱性Ａｌ基合金 |
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| JP4704722B2 (ja) * | 2004-10-08 | 2011-06-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐磨耗性と加工性とに優れた耐熱性Ａｌ基合金 |
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| WO2019135372A1 (ja) * | 2018-01-05 | 2019-07-11 | 住友電気工業株式会社 | アルミニウム合金線、及びアルミニウム合金線の製造方法 |
| JPWO2019135372A1 (ja) * | 2018-01-05 | 2021-01-28 | 住友電気工業株式会社 | アルミニウム合金線、及びアルミニウム合金線の製造方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0606572A1 (en) | 1994-07-20 |
| DE69314308D1 (de) | 1997-11-06 |
| DE69314308T2 (de) | 1998-04-09 |
| JP2911708B2 (ja) | 1999-06-23 |
| US5693897A (en) | 1997-12-02 |
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