JPH07188823A

JPH07188823A - アルミニウム基合金

Info

Publication number: JPH07188823A
Application number: JP19230494A
Authority: JP
Inventors: Kazuaki Sato; 和明佐藤; Yukio Okochi; 幸男大河内; Tetsuya Suganuma; 徹哉菅沼
Original assignee: Toyota Motor Corp
Current assignee: Toyota Motor Corp
Priority date: 1993-11-17
Filing date: 1994-07-25
Publication date: 1995-07-25

Abstract

(57)【要約】【目的】本発明は、希土類元素を含まず、非晶質から
なる複合相または微細結晶質からなる、特に常温強度更
には高温強度に優れた高強度アルミニウム基合金を提供
する。【構成】式：Ａｌ_balＦｅ_aＭｎ_bＺｒ_Cで表され、
式中ａ、ｂ、ｃは重量％で、０．１％≦ａ＜２０％、
０．１％≦ｂ＜２０％、０．１％≦ｃ＜２０％、かつ、
３％＜ａ＋ｂ＋ｃ＜４５％を満足することを特徴とする
非晶質、非晶質を含む複合相または微細結晶質からな
る。また、組成が重量％で、Ｆｅ：３〜６％、Ｍｎ：１
〜６％、Ｚｒ：１〜６％、残部Ａｌからなり、金属組織
が添加元素を過飽和に固溶した粒径１．０μm 以下の微
細なα−Ａｌ相とアモルファス相からなり、かつ結晶粒
界が凹凸状であることを特徴とする。

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、非晶質を含む
複合相または微細結晶質からなる、特に常温強度更には
高温強度に優れた高強度アルミニウム基合金に関する。

【０００２】

【従来の技術】合金をアモルファス状態にするには、ガ
ス凝集法、液体急冷凝固法および結晶への欠陥導入法が
知られている。この内、液体急冷凝固法は、急速冷却に
よって過冷させることによって、構造を準安定状態にす
るものである。この方法は、板状、線状および粉末の大
量製造に適しているため、従来より開発が活発である。
アモルファス合金は熱力学的には、その温度に応じた熱
平衡状態の液体構造でなく非平衡状態の液体構造を呈す
るものである。このアモルファス金属として、純金属の
Ｂｉ、Ｇａ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｆｅ等、遷移金属および遷移
金属と希土類金属、貴金属や遷移金属にIV族またはＶ族
の非金属を合金したものが報告されている。

【０００３】一方、金属材料の代表的な強化方法とし
て、組織の微細化による強化と第二相による析出および
分散強化（ＭＭＣを含む）がある。前者は、常温での延
性を損なうことのない強化法として知られているが、高
温では変形機構が転移の運動から粒界すべり等の高温で
の変形機構に変わるため、一転して変形抵抗の低下を引
き起こすことになる。

【０００４】後者では、高温で安定な化合物を析出相も
しくは晶出相として、合金中に分散させることによっ
て、室温のみならず高温での強度も向上させることがで
きるが、一般に強化相は硬質であるため脆く、また強化
相とアルミ相との界面での破壊が生じやすいため、この
ような合金では、特に常温での延性が著しく低下する傾
向にある。このことは常温での変形機構と高温での変形
機構が異なることに基づき、高強度、高延性と耐熱強度
を両立させることは非常に困難である。従来、アルミニ
ウム基合金において、その強度を向上する合金の開発お
よびアモルファス化の開発が進められている。たとえば
特開昭６１─５２３４３号公報にはアトマイズ法、ロー
ル法などによる急冷凝固法によって、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｚｒ
等の急冷凝固材から成形する高温強度、耐食性に優るア
ルミニウム基合金が開示され、特開昭５９−２０４４２
号公報にはアモルファスまたは微晶質からなるアルミニ
ウム基合金として、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｚｒ等にＣａ、Ｌｉ、
Ｍｇ等を添加した硬度が優るアモルファス粉末合金が開
示されている。

【０００５】さらに、特開平１−２７５７３２号公報に
はミッシュメタル、Ｌａ、Ｙ等が添加された高力、耐熱
性アルミニウム基合金のアモルファスまたは微細結晶質
からなる複合体が開示されている。また、本発明者等は
特許出願した特願平４−２２４９７号において、一般
式；Ａｌ_aＸ_bＭｍ_c（Ｍｍ：ミッシュメタル）で表さ
れ、ここでＸはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎ
ｉ、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：９５．２〜９
７．５ａｔ％、ｂおよびｃは特定の範囲に規制し、かつ
非晶質相の体積率が５０％未満または微細結晶質である
ことを特徴とする高強度アルミニウム合金を提案した。

【０００６】しかし、これらアルミニウム基のアモルフ
ァス合金では、希土類金属の添加によって、アモルファ
ス化を容易にし、かつその安定化を改善したものが主体
であった。これら希土類金属を含む組成の合金において
は、希土類金属のコストが高く、かつこの金属は一般に
酸化し易い性質であるため、油漬けでの保管が必要であ
り煩瑣である等の問題を有している。さらに、希土類金
属を含まない組成のアルミニウム基合金では、アモルフ
ァス状態が得られても、低強度、高比重で靱性に乏しい
ものしか得られなかったことに基づいており、これま
で、希土類金属を含まないコスト的に有利な、また使用
範囲の拡大のために、高強度、特に高温強度を具えたア
ルミニウム基合金の開発が望まれていた。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、前記
アルミニウム基合金が液体急冷法によって、熱的非平衡
相が生成され、これによって高強度化がなされることに
着目して、さらに従来のコストが高い希土類金属を含む
ことなく達成し、アモルファス状態であるアルミニウム
基合金を提供することである。本発明の別の目的は、従
来の非晶質合金の比重が大きいことに鑑み、Ａｌより比
重の大きい元素の組み合わせをさらに検討して、より軽
量化を可能とするアモルファス状態のアルミニウム基合
金を提供することである。

【０００８】本発明の他の目的は、前記発明者等の提案
した一般式；Ａｌ_aＸ_bＭｍ_c（Ｍｍ：ミッシュメタ
ル）で表され、ここでＸはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒなるアルミニウム基合金の
機械的性質をさらに向上したアモルファス状態であるア
ルミニウム基合金を提供することである。

【０００９】本発明のさらに他の目的は、前記合金の特
定の成分および組成を検討し、その結晶粒界の形状を調
整することによって、極めて高温引張強度の大きいアル
ミニウム基合金を提供することである。

【００１０】

【課題を解決するための手段】上述の目的が、式：Ａｌ
_balＦｅ_aＭｎ_bＺｒ_Cで表され、式中ａ、ｂ、ｃは重
量％で、０．１％≦ａ＜２０％、０．１％≦ｂ＜２０
％、０．１％≦ｃ＜２０％、かつ、３％＜ａ＋ｂ＋ｃ＜
４５％を満足することを特徴とする非晶質、非晶質を含
む複合相または微細結晶質からなるアルミニウム基合金
によって達成される。また、上述の目的が、組成が重量
％で、Ｆｅ：３〜６％、Ｍｎ：１〜６％、Ｚｒ：１〜６
％、残部Ａｌからなり、金属組織が添加元素を過飽和に
固溶した粒径１．０μm 以下の微細なα−Ａｌ相とアモ
ルファス相からなり、かつ結晶粒界が凹凸状であること
を特徴とする耐熱性に優れたアルミニウム基合金によっ
ても達成される。

【００１１】以下に、本発明の組成範囲の限定理由を説
明する。本発明の第一発明の合金組成例は表１に示すと
おり、広い組成範囲で高強度を発現するが、添加元素で
あるＦｅ、Ｍｎ、Ｚｒは必要不可欠であり、一種でも欠
けると非平衡相の生成能は著しく低下し、強度の低下を
招く。それぞれの添加元素の効果が有効に現れるには、
Ｆｅ、Ｍｎ、Ｚｒがそれぞれ０．１重量％以上でかつ、
添加元素の総和量（ａ＋ｂ＋ｃ）が３重量％以上である
ことが必要である。一方、それぞれの添加元素が２０重
量％もしくは添加元素の総和量が４５重量％以上になる
と、効果が飽和するばかりでなく延性の低下を招き、引
張強さは低下するので、それぞれの添加量を２０重量％
未満、添加元素の総和量を４５重量％未満とした。

【００１２】本発明の第二発明は、液体急冷法による非
平衡相Ａｌ合金において、冷却速度と組成を制御するこ
とにより、特殊な粒界構造を有する微細組織からなるＡ
ｌ合金である。同材は、常温では超々ジュラルミンの２
倍以上の引張強さと１８０°密着曲げの可能な延性を有
し、さらにその特殊な粒界構造により、高温での高強度
を達成した。本発明の合金では、凹凸の激しい波状形状
の結晶粒界を有しており、これが高温での粒界すべりを
阻止する働きをすることにより、従来の約４倍の高温強
度（３００℃）を発現する。また、透過型電子顕微鏡
（ＴＥＭ）による組織観察から、アモルファス体積分率
が５０％を越えると、波状形状は見られなくなり、も
し、波状形状が維持されていても、アモルファス相との
混在により、粒界はかなりの幅を持つことになり、粒界
すべり抑制の効果は低下することがわかった。本発明の
粒径の限定理由は、常温での特性に基づくものである。
平均結晶粒径が、限定範囲を越えると、すなわち１．０
μm 以上では微細化による強化が低下し、加えて延性も
低下するためである。

【００１３】本発明の高強度アルミニウム基合金におい
て、非晶質または非晶質と結晶質の複合相または微細結
晶質を得るには、前記組成を有する合金を前記液体急冷
凝固法で急冷凝固することにより得られる。本発明の液
体急冷凝固法は、単ロールの他、双ロール法または回転
液中紡糸法によっても良い。これらは溶融した金属また
は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、その冷却速度は１０³〜
１０⁶℃／秒程度である。

【００１４】本発明の製造条件は、箔帯を製造するには
小孔を通して約１５００〜１００００ｒｐｍの範囲の一
定速度で回転している直径３０〜３００ｍｍの銅または
銅製のロールに、石英製溶解ルツボを使用して高周波加
熱ヒータによって溶解した前記組成合金の溶湯を噴射す
るものである。これにより幅：１〜３００ｍｍ、厚さ：
５〜５００μｍの非晶質箔帯が得られた。この製造条件
は双ロール法においても同様に適応可能である。一方、
回転液中紡糸法の場合には、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１〜１０
ｃｍ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
とにより非晶質細線を得ることができる。

【００１５】前記方法によって得られたアルミニウム基
合金は、Ｘ線回折に現れる非晶質の存在する場合の特徴
的なハローパターンの有無によって確認される。さらに
非晶質の場合には定圧比熱が不連続的に変化する点が存
在し、これを示差走査熱量測定（ＤＳＣ）によって確認
することが可能である。

【００１６】

【作用】本発明は高価な希土類金属を必要とすることな
く、極めて引張強度の大きいアルミニウム基合金が得ら
れる。本発明のアルミニウム基合金は前記組成を有する
合金の溶湯を液体急冷凝固法で急速凝固することにより
得られる。このときの冷却速度は１０³〜１０⁶℃／秒
である。ＦｅおよびＺｒはＡｌ中での拡散速度が遅いた
め、組織の粗大化を妨げ、非平衡相の生成に寄与し、Ｍ
ｎはこれを促進する効果がある。特に、個々の添加量、
または添加総量が上限値を越えると，延性の低下を招
き、引張強度が低下する。すなわち、本発明の高強度ア
ルミニウム基合金は非晶質を形成する遷移金属の中より
Ｆｅ、Ｍｎ、Ｚｒを選び、その含有量を規制し、非晶質
あるいは微細結晶質が適度に含まれた複合相または微細
結晶質を形成することによって、基地のＡｌに欠陥とし
ての結晶転位を導入し、かつそれを増殖固定することに
よって、強度を向上させたアルミニウム基合金が得られ
る。また、特定組成のアルミニウム基合金を急冷（１０
³〜１０⁶℃／秒）することにより、結晶粒界が凹凸状
となる。この結果、高温時（例えば３００℃）での粒界
の滑りが防止され、高温強度（耐熱性）が向上する。

【００１７】

【実施例】以下、添付図面を参照して、本発明の実施態
様例および比較例によって、本発明を詳細に説明する。実施例１本発明の第１発明の実施例として、アーク溶解により、
表１に示す組成の合金インゴットを作製し、これを図１
に示す単ロール式液体急冷装置を使用して、幅：１〜２
ｍｍ、厚さ：１０〜２０μｍの合金薄帯を得た。

【００１８】

【表１】

【００１９】この製造条件は、前記の冷却速度を１０³
〜１０⁶℃／秒程度として、箔帯５を作製するには小孔
１を通して約１５００〜１００００ｒｐｍの範囲の一定
速度で回転している直径３００ｍｍの銅または銅製のロ
ールに、石英製溶解ルツボ２を使用して高周波加熱ヒー
タ３によって溶解した前記組成の合金溶湯を噴射し急冷
凝固した。作製した箔帯の相の同定のためＸ線回折およ
び示差走査熱量計による熱分析を行った。この結果を図
２〜図５に示す。アモルファス単相組織を有する本発明
例No. ５は、図２の如くＸ線回折では結晶のピークはな
く、アモルファス特有のハローパターンが見られた。

【００２０】また、図３に示すように示差走査熱量計に
よる分析の結果では、結晶化温度は３６５℃、結晶化発
熱量は１０２ｍＪ／ｍｇであることが分かった。一方、
本発明例Ｎｏ．４に示すようなα−Ａｌの結晶相とアモ
ルファスの混合相組織からなる組成においては、図４の
ごとくＸ線回折ではα−Ａｌのピークとハローパターン
のいずれもが確認された。なお、図５のように結晶化発
熱量は２８．５ｍＪ／ｍｇと小さくなっている。

【００２１】また、強度特性の評価として、インストロ
ン型引張試験機による引張試験および微少硬さ計による
硬さ測定を行い、延性評価の目安として１８０°密着曲
げを行った。表１に上記特性の測定結果を示す。本発明
による合金では表１の発明例に示すような組織の相状態
に関わらず、超々ジュラルミンのおよそ二倍以上の引張
強さと１８０°密着曲げ可能な延性を有している。この
高強度発現機構としてはアモルファスを含まない組成
（本発明例No. １）でも高強度が得られていることか
ら、第一に組織の微細化、第二に過飽和固溶体による強
化が考えられる。この添加元素（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｚｒ）の
合金内における作用については、従来の平衡相材料のよ
うに、生成する金属間化合物の観点から議論することが
出来ず、現時点で明言することは出来ない。

【００２２】本発明で行った実験結果から推測するとＦ
ｅ、Ｚｒは、Ａｌ中での拡散速度が遅い元素であること
から組織の粗大化を妨げ、非平衡の生成に寄与し、Ｍｎ
にはこれを促進する効果があると考えられる。実施例２本発明の第２発明の実施例として、表２に本発明例およ
び比較例を示す。本実施例の合金薄帯の作製方法は実施
例１と同様である。ただし、本発明例および比較例とも
にロール回転速度を4000rpm として、その他の条件は同
一として作製した。

【００２３】

【表２】

【００２４】本発明例No.14 〜17に示す本発明請求範囲
組成の急冷リボンでは、いずれも従来材（比較例No.20
）の約４倍の高温（３００℃）強度が得られた。これ
らの粒界は前述の波状形状であった。すなわち、粒界が
凹凸を有しているために、粒界すべり等の高温での変形
機構が阻止され、強度の低下が抑えられたものと考えら
れる。この波状形状の結晶粒界の一例を図６および図７
に示す。これらは本明例No.15 の結晶粒界を透過型電子
顕微鏡にて観察した金属組織写真である。これらの写真
で、特に図７においてアモルファス相を含むα−Ａｌ相
の結晶粒界が凹凸状（波状形状）を呈していることがわ
かる。

【００２５】一方、本発明請求範囲外となる比較例No.1
8 およびNo.19 では高い常温強度にもかかわらず高温強
度は大きく低下している。比較例No.20 は比較として取
り上げた従来材のものでバルク材のデータである。比較
例No.18 では粒界が通常のスムースな形状であるため
に、高温での変形を阻止できず、高温での強度が低下す
るものと思われる。比較例No.19 は同合金系のアモルフ
ァス組成の結果であり、この結果より、アモルファス組
織による強化は高温では効果的でないことが分かる。

【００２６】また、表２から波状粒界を有し高い高温強
度を示した合金のアモルファス体積分率は、結晶単相
（アモルファス体積分率０％、本発明例No.14 ）を含め
約５０％以下の範囲であることがわかる。すなわち、本
合金系は前述のようにアモルファスを生成する非平衡組
成であり、これにより高い常温強度と延性を有するが、
高温での高強度を得るためには、過剰なアモルファスは
むしろ高温強度を低下させてしまうと考えられる。ア
モルファス体積分率と波状粒界形成の関係を現段階では
明言することはできないが、表２の結果から以下のよう
に考えられる。アモルファス相と結晶相の混相状態にお
けるアモルファス相の分布状態を正確に把握することは
困難であるが、これまでの観察例より、アモルファス相
は主に粒界に存在すると考えられる。従って、アモルフ
ァス量が増加すると、粒界すべりを阻止する働きをする
波状粒界に過剰なアモルファス相が混在し、その効果が
消失することが容易に推察される。

【００２７】なお、前記アモルファス相の体積分率は、
本合金系のアモルファス合金の結晶化発熱量が、組成に
よらずほぼ100mJ/mgであった結果( 比較例No.19 ）よ
り、それぞれの結晶化発熱量（示差走査熱量計により測
定）を100 で割ることにより、それぞれの概算値を求め
たものてある。例えば、本発明例No.17 では約４０％の
体積分率であることを示している。

【００２８】

【発明の効果】本発明は液体急冷凝固法によって得られ
る非平衡相での高強度発現に注目して、高価な希土類金
属を含まない新規なアモルファス、アモルファスと微細
α−Ａｌまたは微細α−Ａｌからなる常温強度更には高
温強度に優れた高強度アルミニウム基合金を提供するこ
とを可能とし、かつ従来のアモルファスアルミニウム合
金と同等以上の特性を得ることが出来る。さらに、希土
類金属を含まないので、その取扱および保管上も容易と
なり、また、比強度が極端に高いため、より軽量化する
ことが可能となる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明に係る単ロール液体急冷装置の概要図で
ある。

【図２】本発明の実施例における本発明例No.5のＸ線回
折結果を示す図である。

【図３】本発明の実施例における本発明例No.5の示差走
査熱量計による測定結果を示す図である。

【図４】本発明の実施例における本発明例No.4のＸ線回
折結果を示す図である。

【図５】本発明の実施例における本発明例No.4の示差走
査熱量計による測定結果を示す図である。

【図６】本発明の本発明例No.15 の粒界形状を示す透過
型電子顕微鏡による金属組織写真である。

【図７】本発明の本発明例No.15 の粒界形状を示すより
高倍率の透過型電子顕微鏡による金属組織写真である。

【符号の説明】

１…小孔２…石英製溶解ルツボ３…高周波加熱ヒーター４…銅ロール５…箔帯

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】式：Ａｌ_balＦｅ_aＭｎ_bＺｒ_Cで表さ
れ、式中ａ、ｂ、ｃは重量％で、０．１％≦ａ＜２０
％、０．１％≦ｂ＜２０％、０．１％≦ｃ＜２０％、か
つ、３％＜ａ＋ｂ＋ｃ＜４５％を満足することを特徴と
する非晶質、非晶質を含む複合相または微細結晶質から
なるアルミニウム基合金。
【請求項２】組成が重量％で、Ｆｅ：３〜６％、Ｍ
ｎ：１〜６％、Ｚｒ：１〜６％、残部Ａｌからなり、金
属組織が添加元素を過飽和に固溶した粒径１．０μm 以
下の微細なα−Ａｌ相とアモルファス相からなり、かつ
結晶粒界が凹凸状であることを特徴とする耐熱性に優れ
たアルミニウム基合金。