JPH06316738A

JPH06316738A - 高強度アルミニウム合金

Info

Publication number: JPH06316738A
Application number: JP4022497A
Authority: JP
Inventors: Yukio Okochi; 幸男大河内; Kazuaki Sato; 和明佐藤; Tetsuya Suganuma; 徹哉菅沼; Akira Kato; 晃加藤; Takeshi Masumoto; 健増本; Akihisa Inoue; 明久井上
Original assignee: Toyota Motor Corp
Current assignee: Toyota Motor Corp
Priority date: 1992-02-07
Filing date: 1992-02-07
Publication date: 1994-11-15
Anticipated expiration: 2013-09-21
Also published as: EP0560048A1; DE69300010T2; JP2799642B2; US5431751A; EP0560048B1; DE69300010D1

Abstract

(57)【要約】【目的】低比重で高強度の非晶質または微細結晶質の
高強度アルミニウム合金。【構成】一般式；Ａｌ_aＸ_bＭｍ_c（Ｍｍ：ミッシュメ
タル、Ｘ：Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、
Ｃｕ、Ｚｒの１種または２種以上、ａ、ｂ、ｃ、は原子
パーセント）であって、Ａｌの原子パーセントをａを９
５．２〜９７．５ａｔ％としたので、比重の軽いＡｌ含
有量が多く、合金の比重を３．０以下に抑えることがで
きた。また、ＭｍおよびＸの含有量ｂおよびｃを図１の
ＡＢＣＤ点で囲まれる範囲に、好ましくは図１のＡＢＥ
Ｆ点で囲まれる範囲に規制したので、非晶質相あるいは
微細結晶質相を適度に基地の微細結晶相中に均一に分散
させ、しかも基地の微細結晶質相がＭｍおよびＸ等の遷
移金属によって固溶強化され、従来合金では得られない
低比重かつ高強度が得られた。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は非晶質相中に微細結晶質
が分散した高強度のアルミニウム合金に関する。

【０００２】

【従来の技術】アモルファス合金、すなわち非晶質合金
は、物質を構成する原子の配列が結晶様の長周期規則性
を持たないものと定義され、一般に融液の急冷、電着、
蒸着、スパッタリングなどの製法により作製される。こ
の非晶質合金は、対応する結晶質合金と比較して、材料
特性の上で種々の優れた特性を持っていることは良く知
られている。

【０００３】Ａｌ基合金においても、非晶質合金が得ら
れることは従来から良く知られており、金属−金属系非
結質合金としては、Ａｌ−Ｌｎ２元合金（Ｌｎ＝Ｙ、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ）、あるいはＡｌ−Ｌｎ−
ＴＭ３元合金（ＴＭ＝Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃ
ｏ、Ｎｉ）などがある。

【０００４】Ａｌ−Ｌｎ２元合金の硬さ（Ｈｖ）と引張
強さ（σｆ）とは、Ｌｎ量の増加に伴い増大し、２元非
晶質合金でのＨｖとσｆの最高値は２５０および８７５
ＭＰａである。さらに高い機械的強度がＡｌ−Ｌｎ−Ｔ
Ｍ３元非晶質合金において得られており、Ａｌ−Ｌｎ−
Ｎｉ系においてσｆとＨｖの最高値はそれぞれ１１４０
ＭＰａ、３４０であって、これらの値はＡｌ基結晶質合
金の最高値（５５０ＭＰａ、１８０）を大きく上回って
おり、Ａｌ基非晶質合金が優れた機械的性質を有するこ
とがわかる。

【０００５】また、特開平１−２７５７３２号公報にお
いては、一般式：Ａｌ_aＭ_bＸ_c （但し、Ｍ：Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍ
ｏ、Ｗ、Ｃａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｎｂから選ばれる１
種もしくは２種以上の金属元素、Ｘ：Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、
Ｓｍ、Ｎｄ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｍｍ（ミッシュメタル）から
選ばれる１種もしくは２種以上の金属元素、ａ、ｂ、ｃ
は原子パーセントで、ａ：５０〜９５ａｔ％、ｂ：０．
５〜３５ａｔ％、ｃ：０．５〜２５ａｔ％）からなる３
元合金を急冷凝固することにより、引張強度８７〜１０
３ｋｇ／ｍｍ²、降伏強度８２〜９６ｋｇ／ｍｍ²の非晶
質または非晶質と微細結晶質の複合体が得られている。

【０００６】Ａｌ−Ｌｎ−Ｎｉ３元系の非晶質合金にお
いて、優れた機械的強度が得られることは前記の通りで
あるが、さらにＡｌ₈₈Ｎｉ₁₀Ｙ₂合金を基本組成とし、
Ｎｉの一部をＭｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｒ等で置換する４元
合金についての研究がなされ、Ａｌ₈₈Ｎｉ₅Ｙ₂Ｆｅ₅合
金において１４００ＭＰａ、Ａｌ₈₈Ｎｉ₈Ｙ₂Ｍｎ₂合金
において１４７０ＭＰａの高い引張強さが得られている
（日本学術振興会アモルファス材料第１４７委員会第３
０回研究資料）。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】このように、Ａｌ基非
晶質合金あるいは非晶質と微細結晶質の複合体からなる
合金が、従来のＡｌ結晶質合金に比べて２倍以上の引張
強さあるいは硬さを有することは、前記の通りである
が、比重および引張強さについて、他の結晶質または非
晶質の合金と比較してみると表１に示す通りとなる。

【０００８】

【表１】

【０００９】表１から明らかなように、Ａｌ非晶質合金
のうち、比重は最も強度の高い４元系合金であるＡｌ₈₈
Ｎｉ₈Ｙ₂Ｍｎ₂合金において３．２、Ａｌ₈₈Ｆｅ₉Ｍｍ₃
合金においては３．３と大きい。それに対して、現行結
晶質の鍛造材・押出材の比重は２．８〜２．９と小さい
が強度は最大でも７００ＭＰａと小さい。

【００１０】このように従来の非晶質合金の比重が重い
原因は、Ａｌより比重の重いＦｅ、Ｎｉ、Ｍｎ等を含有
するためである。そのため、航空機や自動車の軽量化、
低燃費化を進める上において、さらに低比重で高強度を
維持したＡｌ基非晶質合金の出現が望まれていた。

【００１１】本発明はＡｌ基非晶質合金の比重が大きい
という前記のごとき問題点に鑑みてなされたものであっ
て、従来のＡｌ基非晶質合金よりもさらに低比重で高強
度を維持したＡｌ基非晶質合金を提供することを目的と
する。

【００１２】

【課題を解決するための手段】比重を小さくするため、
Ａｌ−Ｌｎ−ＴＭ系においてＡｌの原子パーセントをで
きるだけ増量することを着想した。一方、種々のＬｎお
よびＴＭを最小限添加することにより合金の非晶質形成
能を維持させ、かつ組織の最適化により、高い強度を維
持すると共に、コスト等の実用性についても検討した。

【００１３】その結果、ＴＭとしてはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、
Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒを、Ｌｎとしては
Ｍｍを選択した。さらに、非晶質相の中に微細結晶質相
が分散することにより高強度が得られることに鑑み、適
量の非晶質相あるいは微細結晶相が分散しかつ基地組織
が最適に固溶強化された結晶相でなるようなＴｉ、Ｖ、
Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、ＺｒとＭｍの適
量含有範囲について、研究を重ねた結果、従来Ａｌ非晶
質合金より低比重で高強度を維持したＡｌ基非晶質合金
を完成した。

【００１４】本発明の高強度アルミニウム合金は、一般
式；Ａｌ_aＸ_bＭｍ_c（Ｍｍ：ミッシュメタル）ＸはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、
Ｚｒのうち１種または２種以上ａ、ｂ、ｃ、は原子パーセントでａ：９５．２〜９７．５ａｔ％ｂおよびｃは図１のＡＢＣＤ点で囲まれた組成を有し、
非晶質相の体積率が５０％未満または微細結晶相である
ことを要旨とする。

【００１５】Ｍｍはミッシュメタルを表し、ミッシュメ
タルとは主要元素がＬａ、Ｃｅであり、そのほかに上記
Ｌａ、Ｃｅを除く希土類（ランタノイド系列）元素およ
び不可避不純物（Ｓｉ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ａｇ等）を含有す
る複合体の通称であり、成分はＣｅ４５〜５４ｗｔ％、
Ｌａ２３〜３２ｗｔ％、Ｎｄ１３〜１９ｗｔ％、Ｐｒ３
〜８ｗｔ％、Ｆｅ１％未満、その他１ｗｔ％未満であ
る。

【００１６】本発明の高強度アルミニウム合金におい
て、非晶質と微細結晶質の混相または微細結晶質を得る
には、前記組成を有する合金の溶湯を液体急冷凝固法で
急冷凝固することにより得られる。液体急冷凝固法は溶
融した金属・合金を急速に冷却して過冷させ、その構造
を凍結させて非晶質を得る方法であって、数１００ｍｇ
程度の薄片を得るガン法、ピストン・アンビル法、ある
いは薄帯を連続的に得ることができる遠心法、単ロール
法、双ロール法、粉体が得られるスプレー法、細線とし
て得られる回転液中紡糸法などがある。

【００１７】本発明には、単ロール法、双ロール法また
は回転液中紡糸法が特に有効である。これらの方法では
１０⁴〜１０⁶℃／秒程度の冷却速度が得られる。この単
ロール法、双ロール法により薄帯を製造するには、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厚さが約５〜５００μｍの非晶質薄片を製造
することができる。

【００１８】回転液中紡糸法により、非晶質細線を得る
には、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１〜１０ｃｍの冷却液層を形成
し、この回転する冷却液層中に、ノズル孔を通じ、アル
ゴン背圧にて、溶湯を噴出することにより得られる。

【００１９】高圧溶湯噴霧法により非晶質粉末を得るに
は、滴下させた溶湯に４０〜１００ｋｇｆ／ｃｍ²の高
圧の窒素あるいはアルゴンガスやヘリウムガスなどを吹
き付けて、溶湯を急冷させることにより得られる。な
お、非晶質相あるいは微細結晶相を得るには、液体急冷
凝固法の他に、真空蒸着法、スパッタ法あるいは気相化
学反応法（ＣＶＤ法）などを用いることができる。

【００２０】液体急冷凝固法等によって得られたアルミ
ニウム合金が、非晶質と微細結晶質の混相であるかまた
は微細結晶質であるかどうかは、通常のＸ線回折法によ
って知ることができる。すなわち、非晶質の存在は、非
晶質組織特有のハローパターンを示し、非晶質と微細結
晶質の複合体である場合は、ハローパターンと微細結晶
質に起因する回折ピークの合成された回折パターンが示
される。

【００２１】また、非晶質合金は示差走査熱量計（ＤＳ
Ｃ）において、結晶化温度（Ｔ_X）以上の温度で発熱と
して検出される。

【００２２】

【作用】本発明の高強度アルミニウム合金は、Ａｌの原
子パーセントを９５．２〜９７．５ａｔ％としたので、
比重の軽いＡｌ含有量が多く、合金の比重を３．０以下
に抑えることができた。

【００２３】また、Ａｌ非晶質合金を形成するランタノ
イド系元素および遷移金属元素の中からそれぞれＭｍお
よびＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、
Ｚｒを選択し、その含有量を図１のＡＢＣＤ点で囲まれ
る範囲に規制したので、非晶質相あるいは微細結晶が適
度に微細結晶質相中に均一に分散し、しかも生成する基
地の微細結晶質相がＭｍおよび遷移金属によって固溶強
化され、従来合金では得られない低比重かつ高強度が得
られた。

【００２４】なお、図１中のＡＢＣＤ点の各組成は、Ａ
点（Ｘ：０．５ａｔ％、Ｍｍ：４．３ａｔ％）、Ｂ点
（Ｘ：０．５ａｔ％、Ｍｍ：２．０ａｔ％）、Ｃ点
（Ｘ：１．５ａｔ％、Ｍｍ：１．０ａｔ％）、Ｄ点
（Ｘ：３．８ａｔ％、Ｍｍ：１．０ａｔ％）、Ｅ点
（Ｘ：２．０ａｔ％、Ｍｍ：２．０ａｔ％）、Ｆ点
（Ｘ：２．４ａｔ％、Ｍｍ：２．４ａｔ％）である。こ
こでＸはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃ
ｕ、Ｚｒの１種または２種以上（以下遷移金属Ｘと呼
ぶ。）である。

【００２５】次に、本発明において成分範囲を限定した
理由について、説明する。Ａｌは本発明合金を構成する
主要元素であり、比重を低減するためにはできるだけ多
く配合する必要がある。含有量が９５．２％未満では、
比重低減の効果が充分でなく、またリボンが脆くなるた
め強度が低下する。含有量が９７．５％を越えると非晶
質相あるいは微細結晶質相が形成されなくなるので、Ａ
ｌ含有量を９５．２〜９７．５％に限定した。

【００２６】Ｍｍおよび遷移金属Ｘは非晶質形成能を増
大させ、強度を向上させる効果を有する。Ｍｍおよび遷
移金属Ｘの組成範囲を図１のＡＢＣＤ点で囲まれる範囲
に限定したのは、この範囲内では比重が３．０以下で強
度が９００ＭＰａ以上と大きいが、この範囲外では比重
３．０以下、強度９００ＭＰａ以上の両立ができないた
めである。この範囲内で強度が大きいのは、微細非晶質
相が微細結晶相中に分散し、微細結晶質相を強化してい
ることと、微細結晶質相へのＭｍ、遷移金属Ｘによる固
溶強化しているためである。

【００２７】Ａｌが９５．２％以下、Ｍｍが４．０％以
上、Ｘが３．５％以上では、非晶質の割合が多くなる
が、強度が低下すると共に比重も大きくなる。また、Ａ
ｌが９７．５％以上、Ｍｍが１．０％以下、Ｘが０．５
％以下では、微細結晶質相への遷移金属Ｘによる固溶強
化が少ないので、強度が低下する。

【００２８】好ましくは、図１中のＡＢＥＦ点で囲まれ
た範囲とする。この範囲としたのは、他の範囲よりもア
モルファスとなり易く、強度が大きいためである。非晶
質相の体積率を５０％未満としたのは、結晶質相が主体
のため塑性変形による延性が向上すると共に、強度も大
きいためである。

【００２９】

【実施例】本発明の実施例を比較例と共に説明し、本発
明の効果を明らかにする。ブラズマ溶解により、表２お
よび表３に示す化学成分のＡｌ合金を溶解し、ボタンイ
ンゴットを作製した。なお、Ｎｏ．１〜１３は本発明の
実施例であり、Ｎｏ．１４〜１５は本発明の組成範囲外
の比較例である。

【００３０】

【表２】

【００３１】

【表３】

【００３２】このボタンインゴットから切り出したイン
ゴットを、図３に示す単ロール式液体急冷凝固装置の石
英管１に入れ、石英管１の先端に設けた小孔５（孔径：
０．３ｍｍ）を銅製ロール５の直上に０．５ｍｍの間隙
を設けて設置し、石英管１内のインゴットを高周波溶解
した後、回転数４０００ｒｐｍで回転している銅製ロー
ル５に噴出圧１ｋｇｆ／ｃｍ²で溶湯３を噴射し、急冷
凝固させて幅約１ｍｍ、厚さ約２０μｍのリボン４を得
た。

【００３３】得られたリボンについてＸ線回折を実施し
た結果、回折ピークは全てαＡｌのみで金属間化合物は
なかった。また、示差熱分析を実施した結果、Ｎｏ．１
〜８は全て吸熱反応があり、非晶質相の存在が確認され
たが、Ｎｏ．９〜１３は発熱反応がなかったことから、
Ｎｏ．１〜８は非晶質と結晶質の混相、Ｎｏ．９〜１３
は結晶質であることがわかった。また、示差熱分析曲線
を分析した結果、Ｎｏ．１〜８は非晶質の体積率が全て
５０％未満であることが確認された。

【００３４】次に、リボンの引張試験をインストロン引
張試験機を用いて行った。得られた結果は表２および表
３にまとめて示した。表２および表３に示したように、
比較例であるＮｏ．１４はＭｍおよびＦｅ含有量が多い
ため比重が大きく、また引張強さもさほど大きくなく、
非晶質の体積率が５０％未満の混相であった。比較例Ｎ
ｏ．１５はＭｍおよびけた含有量が少なく比重は低かっ
たものの、ＭｍおよびＦｅの固溶強化が小さく引張強さ
が低く、結晶質であった。

【００３５】これに対して本発明の実施例であるＮｏ．
１〜１３は比重が２．９と小さい上に、引張強さも９５
０〜１１２０ＭＰａと大きく、本発明の効果を確認する
ことができた。

【００３６】なお、図２はＡｌ−１〜４．５％Ｍｍ−１
％ＦｅのＭｍ量と引張強さの関係を示す線図である。図
２から明らかなように、本発明の組成範囲において引張
強さ大きいことがわかる。

【００３７】

【発明の効果】本発明の高強度アルミニウム合金は以上
説明したように、Ａｌの原子パーセントを９５．２〜９
７．５ａｔ％としたので、比重の軽いＡｌ含有量が多
く、合金の比重を３．０以下に抑えることができた。ま
た、Ａｌ非晶質合金を形成するランタノイド系元素およ
び遷移金属元素の中から、ＭｍおよびＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、
Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒのうち１種または
２種以上を選択し、その含有量を図１のＡＢＣＤ点で囲
まれる範囲に、好ましくは図１のＡＢＥＦ点で囲まれる
範囲に規制したので、非晶質相あるいは微細結晶質相を
適度に基地の微細結晶相中に均一に分散させ、しかも基
地の微細結晶質相がＭｍおよびＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒ等の遷移金属によって固
溶強化され、従来合金では得られない低比重かつ高強度
が得られた。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明合金のＭｍと遷移金属Ｘの組成範囲と比
強度を示す組成図である。

【図２】本発明の実施例におけるＡｌ−１〜４．５％Ｍ
ｍ−１％ＦｅのＭｍ量と比強度の関係を示す線図であ
る。

【図３】実施例で用いた単ロール式液体急冷凝固装置の
概略側面図である。

【符号の説明】

１石英管２銅製ロール３溶湯４リボン５小孔

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者大河内幸男愛知県豊田市トヨタ町１番地トヨタ自動車株式会社内 (72)発明者佐藤和明愛知県豊田市トヨタ町１番地トヨタ自動車株式会社内 (72)発明者菅沼徹哉愛知県豊田市トヨタ町１番地トヨタ自動車株式会社内 (72)発明者加藤晃愛知県豊田市トヨタ町１番地トヨタ自動車株式会社内 (72)発明者増本健宮城県仙台市青葉区片平２丁目１−１東北大学金属材料研究所内 (72)発明者井上明久宮城県仙台市青葉区片平２丁目１−１東北大学金属材料研究所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】一般式；Ａｌ_aＸ_bＭｍ_c（Ｍｍ：ミッシ
ュメタル）ＸはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、
Ｚｒのうちから選ばれる１種または２種以上ａ、ｂ、ｃ、は原子パーセントでａ：９５．２〜９７．５ａｔ％ｂおよびｃは図１のＡＢＣＤ点で囲まれた組成を有し、
非晶質相の体積率が５０％未満または微細結晶相である
ことを特徴とする高強度アルミニウム合金。
【請求項２】ｂおよびｃが図１のＡＢＥＦ点で示され
る組成を有することを特徴とする請求項１に記載の高強
度アルミニウム合金。