JPH06256877A

JPH06256877A - 高強度高耐食性アルミニウム基合金

Info

Publication number: JPH06256877A
Application number: JP4152893A
Authority: JP
Inventors: Takeshi Masumoto; 健増本; Akihisa Inoue; 明久井上; Yuuma Horio; 裕磨堀尾
Original assignee: Yamaha Corp
Current assignee: Yamaha Corp
Priority date: 1993-03-02
Filing date: 1993-03-02
Publication date: 1994-09-13
Anticipated expiration: 2013-01-26
Also published as: JP2703480B2

Abstract

(57)【要約】【目的】本発明は、高比強度かつ耐食性に優れたアル
ミニウム基合金の提供を目的とする。【構成】本発明は、一般式ＡｌxＣｏyＭz（ただし
Ｍは、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｕの中から選択される１種もしく
は２種以上の金属元素を示す。）で示される組成を有
し、組成比を示すx，y，zは、原子％でx＋y＋z＝１０
０、５０≦x≦９５、０.５≦y≦３５、０.５≦z≦２０
なる関係を満足するものである。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は高比強度かつ耐食性に優
れたアルミニウム基合金に関する。

【０００２】

【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-Ｃｕ-Ｍｇ系、Ａｌ-Ｚｎ-Ｍｇ系などの種々の
成分系の合金が知られており、いずれの系のものにおい
ても軽量で耐食性に優れていることから、それらの個々
の材料特性に応じて、車両、船舶、航空機などの機械構
造部材用として、または、建築用外装材、サッシ、屋根
葺材、ＬＮＧタンク用構造材などとして広く使用されて
いる。

【０００３】ところが、従来のアルミニウム基合金は、
Ｆｅ系の材料に比較して一般に硬度が低く、また耐熱性
も低い欠点がある。また、Ｃｕ、ＭｇあるいはＺｎなど
の元素を添加して強度を高めたもののなかには、耐食性
に欠点を有するものがある。

【０００４】一方、近来、アルミニウム基合金を溶湯状
態から急冷凝固させることにより組織の微細化を図り、
機械強度と耐食性の両面で優れさせた特性を発揮させる
試みもなされている。このような背景において、特開平
１ー２７５７３２号公報に開示されているように、特定
の組成比のＡｌＭ₁Ｘ系（Ｍ₁は、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒなどの元素を示し、Ｘは、
Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｎｄなどの希土類元素、Ｙ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｍｍ（ミッシュメタル）などを示す。）の組成で
あって、組織が非晶質または非晶質と微細結晶質とから
なるアルミニウム基合金が特許出願されている。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】前記特許出願のアルミ
ニウム基合金は、高硬度材料、高強度材料、高電気抵抗
材料、耐摩耗材料、ろう付け材料などとして有用であ
り、結晶化温度近傍における超塑性現象を利用して押出
加工やプレス加工も可能であって、耐熱材料としても優
れているものである。ところが、前記のアルミニウム基
合金は、高価な希土類元素や高活性なＹなどの金属元素
を多く含有するために、コスト高になる欠点がある。即
ち、高価な原料を用いる必要があるとともに、高活性で
取り扱いの面で難点のある原料を用いる必要があるため
に、製造設備の規模が大きくなって費用が高くなり、人
件費もかかる問題がある。更に前記組成のアルミニウム
基合金は、耐酸化性、耐食性の面で不足を生じる傾向が
ある。

【０００６】本発明は前記事情に鑑みてなされたもので
あり、希土類元素やＹなど高活性元素を含まない組成と
し、低コスト化、低活性化を実現するとともに、高強度
で耐食性に優れさせたアルミニウム基合金を提供するこ
とを目的とする。

【０００７】

【課題を解決するための手段】請求項１記載の発明は前
記課題を解決するために、一般式ＡｌxＣｏyＭz（た
だしＭは、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｕの中から選択される１種も
しくは２種以上の金属元素を示す。）で示される組成を
有し、組成比を示すx，y，zは、原子％でx＋y＋z＝１０
０、５０≦x≦９５、０.５≦y≦３５、０.５≦z≦２０
なる関係を満足してなるものである。

【０００８】請求項２記載の発明は前記課題を解決する
ために、一般式ＡｌaＦｅbＬc（ただしＬは、Ｍｎ、
Ｃｕの中から選択される１種もしくは２種以上の金属元
素を示す。）で示される組成を有し、組成比を示すa，
b，cは、原子％でa＋b＋c＝１００、５０≦a≦９５、
０.５≦b≦３５、０.５≦c≦２０なる関係を満足してな
るものである。

【０００９】請求項３記載の発明は前記課題を解決する
ために、請求項１または２記載の元素ＭまたはＬの１／
２以下をＴｉまたはＺｒで置換してなるものである。

【００１０】

【作用】ＡｌにＣｏやＦｅを所定量添加することで、急
冷効果が向上し、非晶質相や微細な結晶質相が得られ易
くなると同時に、組織の熱的安定性が向上する。また、
強度および硬度も向上する。更に、Ａｌ-Ｃｏ２元系合
金、あるいは、Ａｌ-Ｆｅ２元系合金に対してＭｎやＣ
ｕを所定量添加することで、強度および硬度が向上す
る。また更に、ＴｉやＺｒを所定量添加すると、急冷効
果が向上して非晶質相や微細な結晶質相が得られ易くな
るとともに、組織の熱的安定性が向上する。

【００１１】次に、本願発明合金の各成分の組成限定理
由について説明する。Ａｌ（アルミニウム）含有量は、
原子％で５０≦Ａｌ≦９５の範囲であるが、これが５０
原子％未満であると脆化するとともに、９５原子％を超
えると強度と硬度が低下する。

【００１２】Ｃｏ（コバルト）、Ｆｅ（鉄）含有量は、
０.５原子％以上、３５原子％以下の範囲であるが、こ
れが０.５原子％未満であると強度や硬度が向上しない
とともに、３５原子％を超えると脆化し、強度と靱性が
低下する。なお、Ａｌ-Ｃｏ２元系合金に対してＦｅを
添加する場合は、２０原子％を超えて添加すると脆化が
始まる。Ｍｎ（マンガン）、Ｃｕ（銅）含有量は、原子
％で０.５≦Ｍｎ≦２０あるいは０.５≦Ｃｕ≦２０の範
囲であるが、これが０.５％未満では強度や硬度が向上
しないとともに、２０原子％を超えると脆化し、靱性が
低下する。

【００１３】Ｔｉ（チタン）、Ｚｒ（ジルコニウム）含
有量は、元素Ｍまたは元素Ｌの１／２以下の範囲である
が、これが０.５原子％未満では急冷効果が向上しない
とともに、合金組織中に結晶質を含む場合の結晶粒が微
細化しない。また、前記の含有量が１０原子％を超える
と脆化し、靱性が低下する。また、融点が上昇し、溶解
が困難になる。また、溶湯の粘性が高くなり、製造時に
使用するノズルからの噴出が困難になる。なお、元素Ｍ
の含有量の１／２を超える範囲で元素ＭをＴｉまたはＺ
ｒに置換すると、硬度、強度、靱性が低下してしまう。

【００１４】前記アルミニウム基合金は、前記組成の合
金溶湯を液体急冷法で急冷凝固させて製造することがで
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が特に有効であり、これらの方法で
は１０⁴〜１０⁶ K/sec程度の冷却速度が容易に得られ
る。この単ロール法、双ロール法などにより薄帯材料を
製造するには、溶湯を入れた石英管などの収納容器に、
石英管先端のノズル孔を通して約３００〜１００００rp
m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銅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５〜５００μ
ｍの各種薄帯材料を容易に得ることができる。

【００１５】一方、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で回転する中空ドラム内に遠心
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６０〜９０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。また、前記
の方法によらずに、スパッタリング法などの成膜法によ
り前記組成のアルミニウム基合金の薄膜を得ることがで
き、また高圧ガス噴霧法などの各種アトマイズ法やスプ
レー法により溶湯を急冷して前記組成のアルミニウム基
合金粉末を得ることができる。

【００１６】前記の方法により得られたアルミニウム基
合金の組織状態の例を以下に示す。（１）非晶質相。（２）非晶質相とＡｌの微細な結晶相の混相組織。（３）非晶質相と安定または準安定な金属間化合物相の
混相組織。（４）Ａｌと、安定または準安定な金属間化合物相ある
いは非晶質相の混相組織。（５）Ａｌを母相とする固溶体。本願発明でいう微細結晶質相とは、結晶粒の最大径の平
均が１μｍ以下である結晶質相のことである。

【００１７】前記各組織状態の合金の特性（１）に示す組織状態（非晶質相）の合金は、高強度を
有し、良好な曲げ延性を有し、高靱性を有する。（２）
と（３）に示す組織状態（混相組織）の合金は、（１）
に示す組織状態（非晶質相）の合金よりも更に１.２〜
１.５倍程度高強度である。（４）と（５）に示す組織
状態（混相組織または固溶体）の合金は、（１）〜
（３）に示す組織状態の合金よりも高靱性を有し、か
つ、高強度である。

【００１８】前記の各組織状態は、通常のＸ線回折法や
透過電子顕微鏡観察によって容易に知ることができる。
非晶質相の場合は、非晶質相特有のハローパターンを示
し、非晶質相と微細な結晶相との混相組織の場合は、ハ
ローパターンと微細な結晶相に起因する回折ピークとが
合成された回折パターンを示し、非晶質相と金属間化合
物相との混相組織の場合は、ハローパターンと金属間化
合物相に起因する回折ピークとが合成されたパターンを
示す。前記（１）〜（３）に記載した組織状態は合金溶
湯の冷却速度を制御することで任意のものが得られる。
前記（４）〜（５）に記載した組織状態は、Ａｌリッチ
の組織（例えば、Ａｌ≧９２原子％）の合金溶湯を急冷
することで任意のものが得られる。

【００１９】次に、前記非晶質組織は、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）。この非晶質相の加熱分解を利用することによっ
ても微細結晶質からなるアルミニウム固溶相および合金
組成によって異なる金属間化合物の複合体を得ることが
できる。

【００２０】本発明のアルミニウム合金は、結晶化温度
近傍（結晶化温度±１００℃）または微細結晶相の安定
温度領域内の高温域において、超塑性現象を示すので、
容易に押出加工やプレス加工、熱間鍛造等の加工を行な
うことができる。従って、薄帯、線、板状あるいは粉末
の形態で得られた前記組成のアルミニウム基合金を前記
温度で押出加工、プレス加工、熱間鍛造加工すること
で、容易にバルク材を得ることができる。更に前記組成
のアルミニウム基合金は、高度の粘さを有するので、１
８０度曲げ可能なものとなる。

【００２１】なお、前記非晶質相もしくは非晶質相と微
細結晶相の混相組織の合金には、結晶質合金のような結
晶粒界、偏析等の構造的不均一性や化学的不均一性がな
く、さらにアルミ酸化膜の形成により、不動態化を起こ
すために高耐食性を示す。また、希土類元素を含んでい
ると、その希土類元素の活性のために合金表面の不動態
膜に不均一性を生じやすく、その部分から内部への腐蝕
が進行する欠点があるが、前記構造の合金にあっては希
土類元素を含んでいないためにその点の問題も解決され
ている。

【００２２】次に前記組成のアルミニウム基合金につい
て、バルク（塊）状の部材を製造する場合について説明
する。本発明に係るアルミニウム基合金は、加熱すると
微細結晶相を析出して結晶化するとともに、アルミニウ
ムマトリックス（α相）を析出し、それ以上の温度に加
熱すると金属間化合物も析出するので、これらの性質を
利用して高強度と延性を有するバルク化を行なうことが
できる。具体的には、急冷法により製造した薄帯合金を
ボールミルにて粉砕し、真空ホットプレスにより真空下
（例えば、１０^-3Ｔorr）、結晶化温度よりも多少低い
温度で（例えば４７０Ｋ程度で）圧粉することにより直
径数十mm、長さ数十mmの押出し用ビレットを作成する。
このビレットを押出機のコンテナ内にセットし、結晶化
温度よりも若干高い温度で数十分保持した後、押出加工
を行なって丸棒などの所望の形状の押出材を得ることが
できる。

【００２３】

【実施例】高周波溶解炉により所定の成分組成を有する
溶融合金を製造し、これを図１に示すような先端に小孔
５（孔径：０.２〜０.５mm）を有する石英管１に装入
し、加熱溶解した後、その石英管１を銅製のロール２の
直上に設置し、ロール２を回転数４０００rpmで高速回
転させ、石英管１にアルゴンガス圧（０.７kg／cm³）を
かけて石英管１の小孔５から溶湯をロール２の表面に噴
射して急冷することにより急冷凝固させて合金薄帯４を
得た。前記製造条件により、表１〜表３に示す組成（原
子％）の多数の合金薄帯試料（幅１mm、厚さ２０μｍ）
を作成し、それぞれの試料についてＸ線回折とＴＥＭ
（透過型電子顕微鏡）による観察を行い、表１〜表３に
示す結果を得た。

【００２４】

【表１】

【００２５】

【表２】

【００２６】

【表３】

【００２７】以上の測定結果から、表１〜表３の組織状
態の欄に示すように非晶質（Amo）単相組織、または、
金属間化合物相もしくは固溶体からなる結晶組織（Co
m）、または、非晶質相とfcc構造のアルミニウムの微細
な結晶相との混相組織（fcc-Al+Amo）、非晶質相と前記
結晶組織とが混在した組織が得られていることが確認さ
れた。

【００２８】次に、各薄帯試料につき、硬度（Ｈｖ）と
引張破断強度（σ_f：ＭＰa）を測定し、表１〜表３に示
す結果を得た。硬度は、微小ビッカース硬度計による測
定値（ＤＰＮ：Diamond Pyramid Number）である。更
に、各薄帯試料について、コ字状になるように１８０度
折り曲げて端部どうしを密着させる１８０度密着曲げ試
験を行なった結果、破断しない程度の延性を示すものを
表１〜表３にDucで示し、破断したものをBriで示した。

【００２９】表１〜表３に示す結果から、Ａｌ-Ｃｏ２
元系合金に対し、元素Ｍとして、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｕの１
種または２種以上を添加してなる合金においては、原子
％で５０≦Ａｌ≦９５、０.５≦Ｃｏ≦３５、０.５≦Ｍ
≦２０なる関係を満足させることによって、耐力が高
く、硬度が高く、曲げにも強く加工が可能なアルミニウ
ム基合金を得ることができることが明らかになった。更
に、表１〜表３に示す結果から、Ａｌ-Ｆｅ２元系合金
に対し、元素Ｌとして、Ｍｎ、Ｃｕの１種または２種以
上を添加してなる合金においては、原子％で５０≦Ａｌ
≦９５、０.５≦Ｆｅ≦３５、０.５≦Ｌ≦２０なる関係
を満足させることによって、耐力が高く、硬度が高く、
曲げにも強く加工が可能なアルミニウム基合金を得るこ
とができることが明らかになった。

【００３０】表１〜表３に示す本発明に係る試料におい
ては、通常のアルミニウム基合金がＨv：５０〜１００
ＤＰＮ程度であるのに対して１６５〜３８７ＤＰＮと極
めて高い硬度を示している。次に、引張破断強度（σ
f）に関しては、通常の時効硬化型アルミニウム基合金
（Ａｌ-Ｓｉ-Ｆｅ系）の値が、２００〜６００ＭＰaで
あるのに対し、本発明試料のものは７６０〜１２７０Ｍ
Ｐａの範囲になり、極めて優れていることが明らかにな
った。なお、引張強さに関し、ＪＩＳ規定の６０００系
あるいは７０００系のアルミニウム基合金においては、
２５０〜３００ＭＰa程度であり、Ｆｅ系の構造用鋼板
で４００ＭＰa程度、Ｆｅ系の高張力鋼板で８００〜９
８０ＭＰa程度であることを考慮すると、本発明に係る
アルミニウム合金が極めて優れていることが明らかであ
る。

【００３１】図２はＡｌ₈₉Ｃｏ₈Ｍｎ₃なる組成の合金試
料のＸ線回折図形を示すもので、この図では結晶ピーク
が見られないブロードなパターンとなっていて、合金試
料が非晶質単相構造になっていることを示している。図
３はＡｌ₉₀Ｃo₆Ｆｅ₄なる組成の合金試料のＸ線回折図
形を示すもので、この図では非晶質相とナノスケールの
fcc構造の微細なＡｌ結晶相との混相組織になっている
ことを示している。図中において、（１１１）、（２０
０）で示すものは、fcc構造のＡｌの結晶ピークであ
る。

【００３２】図４はＡｌ₉₀Ｃｏ₉Ｃｕ₁なる組成の合金試
料を０.６７k/sの昇温速度で加熱した場合のＤＳＣ（示
差走査熱量測定）曲線を示し、図５はＡｌ₉₀Ｃ₉Ｍｎ₁な
る組成の合金試料を０.６７k/sの昇温速度で加熱した場
合のＤＳＣ曲線を示すものである。図４と図５から明ら
かなように低温側のブロードなピークは、fcc構造のＡ
ｌ粒子の結晶化ピークを示し、高温側の鋭いピークは化
合物の結晶化ピークを示している。このような２つのピ
ークを有することは、適切な温度で焼き入れ等の熱処理
を行なえば、非晶質母相中に分散するＡｌ粒子の体積分
率を制御することができるので、熱処理により機械的特
性を向上できることが明らかである。

【００３３】

【発明の効果】以上説明したように本発明に係るアルミ
ニウム基合金は、高硬度材料、高強度材料、耐食性に富
む材料として有用である。更に、熱処理により機械特性
を向上させることが可能であり、曲げにも強いので機械
加工もできるなどの優れた特性を有する。以上のことか
ら本発明に係るアルミニウム基合金は、航空機、車両、
船舶などの構造用部材、あるいはエンジン部分の構造用
部材、または、建築用外装材、サッシ、屋根材として、
更には、海水機器用部材、原子炉用部材などとして広く
使用することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】図１は本発明合金を急冷凝固して薄帯を製造す
る際に使用した単ロール装置の一例を示す構成図であ
る。

【図２】図２はＡｌ₈₉Ｃｏ₈Ｍｎ₃なる組成の合金のＸ線
回折分析結果を示す図である。

【図３】図３はＡｌ₉₀Ｃｏ₆Ｆｅ₄なる組成の合金のＸ線
回折分析結果を示す図である。

【図４】図４はＡｌ₉₀Ｃｏ₉Ｃｕ₁なる組成の合金の熱的
特性を示す図である。

【図５】図５はＡｌ₉₀Ｃｏ₉Ｍｎ₁なる組成の合金の熱的
特性を示す図である。

【符号の説明】

１石英管２ロール３溶湯４薄帯５ノズル孔

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者井上明久宮城県仙台市青葉区川内無番地川内住宅 11ー806 (72)発明者堀尾裕磨静岡県浜松市中沢町10番１号ヤマハ株式会社内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】一般式ＡｌxＣｏyＭz （ただしＭは、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｕの中から選択される１
種もしくは２種以上の金属元素を示す。）で示される組
成を有し、組成比を示すx，y，zは、原子％でx＋y＋z＝１００、５
０≦x≦９５、０.５≦y≦３５、０.５≦z≦２０なる関
係を満足することを特徴とする高強度高耐食性アルミニ
ウム基合金。
【請求項２】一般式ＡｌaＦｅbＬc （ただしＬは、Ｍｎ、Ｃｕの中から選択される１種もし
くは２種以上の金属元素を示す。）で示される組成を有
し、組成比を示すa，b，cは、原子％でa＋b＋c＝１００、５
０≦a≦９５、０.５≦b≦３５、０.５≦c≦２０なる関
係を満足することを特徴とする高強度高耐食性アルミニ
ウム基合金。
【請求項３】請求項１または２記載の元素ＭまたはＬ
の１／２以下をＴｉあるいはＺｒで置換してなることを
特徴とする高強度高耐食性アルミニウム基合金。