JPH07238336A - 高強度アルミニウム基合金 - Google Patents
高強度アルミニウム基合金Info
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- JPH07238336A JPH07238336A JP6027881A JP2788194A JPH07238336A JP H07238336 A JPH07238336 A JP H07238336A JP 6027881 A JP6027881 A JP 6027881A JP 2788194 A JP2788194 A JP 2788194A JP H07238336 A JPH07238336 A JP H07238336A
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C45/00—Amorphous alloys
- C22C45/08—Amorphous alloys with aluminium as the major constituent
-
- 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】 高硬度、高強度など機械的特性に優れたアル
ミニウム基合金を提供する。 【構成】 ＡｌbalＱaＭbＸc（ただし、Ｑ：Ｍｎ，Ｃｒ
の１又は２，Ｍ：Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕの１又は２以上、
Ｘ：Ｙを含む１又は２以上の希土類元素、Ｍｍ，１≦ａ
≦７，０．５≦ｂ≦５，０＜ｃ≦５）の組成で組織中に
準結晶を含む。
ミニウム基合金を提供する。 【構成】 ＡｌbalＱaＭbＸc（ただし、Ｑ：Ｍｎ，Ｃｒ
の１又は２，Ｍ：Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕの１又は２以上、
Ｘ：Ｙを含む１又は２以上の希土類元素、Ｍｍ，１≦ａ
≦７，０．５≦ｂ≦５，０＜ｃ≦５）の組成で組織中に
準結晶を含む。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高硬度、高強度などの機
械的特性等に優れたアルミニウム基合金に関する。
械的特性等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、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の急冷凝固手段によって製
造されている。特に特開平１−２７５７３２号公報に開
示されている、急冷凝固手段によって得られる前記公報
のアルミニウム基合金は、非晶質又は、微細結晶質であ
り、特に開示されている微細結晶質は、アルミニウムマ
トリックスからなる金属固溶体、微細結晶質のアルミニ
ウムマトリックス相及び安定又は準安定な金属間化合物
相で構成された複合体からなるものである。
ニウム基合金が液体急冷法等の急冷凝固手段によって製
造されている。特に特開平１−２７５７３２号公報に開
示されている、急冷凝固手段によって得られる前記公報
のアルミニウム基合金は、非晶質又は、微細結晶質であ
り、特に開示されている微細結晶質は、アルミニウムマ
トリックスからなる金属固溶体、微細結晶質のアルミニ
ウムマトリックス相及び安定又は準安定な金属間化合物
相で構成された複合体からなるものである。
【０００３】しかしながら、前記特開平１−２７５７３
２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、３００℃以
上の高温度領域では、急冷凝固材としての優れた特性が
低下し、耐熱性の点、特に耐熱強度の点で改善の余地を
残している。また、上記公報の合金は比較的比重が高い
元素を添加するため、比強度が比較的大きくならず、高
比強度の点においても改善の余地を残している。
２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、３００℃以
上の高温度領域では、急冷凝固材としての優れた特性が
低下し、耐熱性の点、特に耐熱強度の点で改善の余地を
残している。また、上記公報の合金は比較的比重が高い
元素を添加するため、比強度が比較的大きくならず、高
比強度の点においても改善の余地を残している。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】そこで本発明は、アル
ミニウムからなるマトリックス中に、少なくとも準結晶
を微細に分散した組織とすることにより、耐熱性に優
れ、室温における強度及び高温における強度及び硬度に
優れ、比強度の高いアルミニウム基合金を提供すること
を目的とするものである。
ミニウムからなるマトリックス中に、少なくとも準結晶
を微細に分散した組織とすることにより、耐熱性に優
れ、室温における強度及び高温における強度及び硬度に
優れ、比強度の高いアルミニウム基合金を提供すること
を目的とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
本発明は一般式：ＡｌbalＱaＭbＸc（ただし、Ｑ：Ｍ
ｎ，Ｃｒから選ばれる一種もしくは二種の元素、Ｍ：Ｃ
ｏ，Ｎｉ，Ｃｕから選ばれる一種もしくは二種以上の元
素、Ｘ：Ｙを含む一種又は二種以上の希土類元素又ミッ
シュメタル（Ｍｍ）であり、ａ，ｂ，ｃは原子パーセン
トで１≦ａ≦７，０．５≦ｂ≦５，０＜ｃ≦５）で示さ
れる組成を有し、組織中に準結晶を含む高強度アルミニ
ウム基合金である。また、上記準結晶は２０面体相（ｉ
ｃｏｓａｈｅｄｒａｌ，Ｉ相）、正十角形相（ｄｅｃａ
ｇｏｎａｌ，Ｄ相）またはこれらの近似結晶相のいずれ
かである。
本発明は一般式：ＡｌbalＱaＭbＸc（ただし、Ｑ：Ｍ
ｎ，Ｃｒから選ばれる一種もしくは二種の元素、Ｍ：Ｃ
ｏ，Ｎｉ，Ｃｕから選ばれる一種もしくは二種以上の元
素、Ｘ：Ｙを含む一種又は二種以上の希土類元素又ミッ
シュメタル（Ｍｍ）であり、ａ，ｂ，ｃは原子パーセン
トで１≦ａ≦７，０．５≦ｂ≦５，０＜ｃ≦５）で示さ
れる組成を有し、組織中に準結晶を含む高強度アルミニ
ウム基合金である。また、上記準結晶は２０面体相（ｉ
ｃｏｓａｈｅｄｒａｌ，Ｉ相）、正十角形相（ｄｅｃａ
ｇｏｎａｌ，Ｄ相）またはこれらの近似結晶相のいずれ
かである。
【０００６】さらにその組織は準結晶相と非晶質、アル
ミニウム、アルミニウムの過飽和固溶体のいずれかから
なる相とからなり、後者はその複合体（混相）であって
もかまわない。更に場合によってはこれらの組織中にア
ルミニウムとその他の元素とが生成する種々の金属間化
合物及び／又はその他の元素同士が生成する金属間化合
物が含まれていてもかまわない。特に金属間化合物が存
在することにより、マトリックスの強化及び結晶粒の制
御をするのに有効である。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単ロール、双ロール
法、回転液中紡糸法、各種アトマイズ法、スプレー法な
どの液体急冷法、スパッタリング法、メカニカルアロイ
ング法、メカニカルグライディング法などにより直接得
ることができる。これらの方法の場合、合金の組成によ
って、多少異なるが、１０2〜１０4Ｋ／ｓｅｃ程度の冷
却速度により製造することができる。
ミニウム、アルミニウムの過飽和固溶体のいずれかから
なる相とからなり、後者はその複合体（混相）であって
もかまわない。更に場合によってはこれらの組織中にア
ルミニウムとその他の元素とが生成する種々の金属間化
合物及び／又はその他の元素同士が生成する金属間化合
物が含まれていてもかまわない。特に金属間化合物が存
在することにより、マトリックスの強化及び結晶粒の制
御をするのに有効である。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単ロール、双ロール
法、回転液中紡糸法、各種アトマイズ法、スプレー法な
どの液体急冷法、スパッタリング法、メカニカルアロイ
ング法、メカニカルグライディング法などにより直接得
ることができる。これらの方法の場合、合金の組成によ
って、多少異なるが、１０2〜１０4Ｋ／ｓｅｃ程度の冷
却速度により製造することができる。
【０００７】また、本発明のアルミニウム基合金は、上
記製造方法により得られた急冷凝固材を熱処理又は、例
えば急冷凝固材を集成し、これを圧粉、押出しなどの熱
加工により準結晶を固溶体から析出することができる。
この際の温度は、特には３６０〜６００℃が好ましい。
以下、本発明の限定理由について詳細に説明する。
記製造方法により得られた急冷凝固材を熱処理又は、例
えば急冷凝固材を集成し、これを圧粉、押出しなどの熱
加工により準結晶を固溶体から析出することができる。
この際の温度は、特には３６０〜６００℃が好ましい。
以下、本発明の限定理由について詳細に説明する。
【０００８】前記一般式において原子パーセントでａを
１〜７ａｔ％、ｂを０．５〜５ａｔ％、ｃを０（０は含
まない）〜５ａｔ％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
金より室温及び３００℃以上の高温下においても強度が
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。特に好ましいのは３≦（ａ＋ｂ＋ｃ）
≦７の範囲である。Ｑ元素はＭｎ，Ｃｒから選ばれる一
種もしくは二種の元素であり、これらの元素は準結晶の
生成に不可欠な元素であり、さらに後述するＭ元素と組
合わせることにより、準結晶の生成が容易になると共
に、合金組織の熱的安定性が向上できる効果がある。
１〜７ａｔ％、ｂを０．５〜５ａｔ％、ｃを０（０は含
まない）〜５ａｔ％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
金より室温及び３００℃以上の高温下においても強度が
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。特に好ましいのは３≦（ａ＋ｂ＋ｃ）
≦７の範囲である。Ｑ元素はＭｎ，Ｃｒから選ばれる一
種もしくは二種の元素であり、これらの元素は準結晶の
生成に不可欠な元素であり、さらに後述するＭ元素と組
合わせることにより、準結晶の生成が容易になると共
に、合金組織の熱的安定性が向上できる効果がある。
【０００９】Ｍ元素はＣｏ，Ｎｉ，Ｃｕから選ばれる一
種もしくは二種以上の元素であり、これらの元素は上述
のＱ元素と組合せることにより、準結晶の生成が容易に
なると共にＱ元素と同様に熱的安定性が向上する。ま
た、Ｍ元素は主元素であるＡｌに対して拡散能が小さい
元素であり、Ａｌマトリックスにおいてはマトリックス
を強化する効果があるとともに、主元素のＡｌまたはそ
の他の元素と種々の金属間化合物を形成し、合金の強度
の向上及び耐熱性に貢献する。また、Ｘ元素はＹを含む
一種又は二種以上の希土類元素又はミッシュメタル（Ｍ
ｍ）であり、これらの元素は準結晶相の生成域を添加遷
移金属の低溶質濃度への拡大に有効であるとともに、合
金の冷却による微細化効果を向上させる効果がある。よ
って、微細化効果により機械的特性を向上させるととも
に、合金の延性を向上させる効果がある。
種もしくは二種以上の元素であり、これらの元素は上述
のＱ元素と組合せることにより、準結晶の生成が容易に
なると共にＱ元素と同様に熱的安定性が向上する。ま
た、Ｍ元素は主元素であるＡｌに対して拡散能が小さい
元素であり、Ａｌマトリックスにおいてはマトリックス
を強化する効果があるとともに、主元素のＡｌまたはそ
の他の元素と種々の金属間化合物を形成し、合金の強度
の向上及び耐熱性に貢献する。また、Ｘ元素はＹを含む
一種又は二種以上の希土類元素又はミッシュメタル（Ｍ
ｍ）であり、これらの元素は準結晶相の生成域を添加遷
移金属の低溶質濃度への拡大に有効であるとともに、合
金の冷却による微細化効果を向上させる効果がある。よ
って、微細化効果により機械的特性を向上させるととも
に、合金の延性を向上させる効果がある。
【００１０】上記において合金組織中に含まれる準結晶
は体積率で２０〜７０％であることが好ましい。２０％
未満である場合、本発明の目的を十分に達成できず、７
０％を越えた場合、合金の脆化を招く可能性があるた
め、得られた材料の加工が十分に行えなくなる可能性が
生じるためである。さらに合金組織中に含まれる準結晶
は体積率で５０〜７０％であることがより好ましい。ま
た本発明において非晶質相、アルミニウム相、アルミニ
ウムの過飽和固溶体相の平均粒径は４０〜２０００ｎｍ
であることが好ましい。平均粒径が４０ｎｍ未満の場
合、得られた合金は強度、硬度は高いが延性の点で不十
分となり、２０００ｎｍを越える場合、強度が急減に低
下し、高強度の合金が得られなくなる可能性が生じるた
めである。
は体積率で２０〜７０％であることが好ましい。２０％
未満である場合、本発明の目的を十分に達成できず、７
０％を越えた場合、合金の脆化を招く可能性があるた
め、得られた材料の加工が十分に行えなくなる可能性が
生じるためである。さらに合金組織中に含まれる準結晶
は体積率で５０〜７０％であることがより好ましい。ま
た本発明において非晶質相、アルミニウム相、アルミニ
ウムの過飽和固溶体相の平均粒径は４０〜２０００ｎｍ
であることが好ましい。平均粒径が４０ｎｍ未満の場
合、得られた合金は強度、硬度は高いが延性の点で不十
分となり、２０００ｎｍを越える場合、強度が急減に低
下し、高強度の合金が得られなくなる可能性が生じるた
めである。
【００１１】準結晶及び必要により存在する種々の金属
間化合物の平均粒子の大きさは１０〜１０００ｎｍであ
ることが好ましい。平均粒子の大きさが１０ｎｍ未満の
場合、合金の強度に寄与しにくく、必要以上に組織中に
存在させると、合金の脆化を招く危険性が生じるためで
あり、１０００ｎｍを越えた場合、粒子が大きくなりす
ぎて、強度の維持ができなくなるとともに強化要素とし
て働きがなくなる可能性が大きくなるためである。した
がって上記一般式に示される組成とすることにより、ヤ
ング率、高温、室温強度、疲労強度などをより向上させ
ることができる。
間化合物の平均粒子の大きさは１０〜１０００ｎｍであ
ることが好ましい。平均粒子の大きさが１０ｎｍ未満の
場合、合金の強度に寄与しにくく、必要以上に組織中に
存在させると、合金の脆化を招く危険性が生じるためで
あり、１０００ｎｍを越えた場合、粒子が大きくなりす
ぎて、強度の維持ができなくなるとともに強化要素とし
て働きがなくなる可能性が大きくなるためである。した
がって上記一般式に示される組成とすることにより、ヤ
ング率、高温、室温強度、疲労強度などをより向上させ
ることができる。
【００１２】本発明のアルミニウム基合金は適当な製造
条件を選ぶことにより、合金組織、準結晶、各相の粒
径、分散状態などを制御でき、この制御により種々の目
的（例えば強度、硬度、延性、耐熱性等）にあったもの
を得ることができる。また前記のようにアルミニウム
相、アルミニウムの過飽和固溶体相の平均粒径を４０〜
２０００ｎｍの範囲に制御し、準結晶又は種々の金属間
化合物の平均粒子の大きさを１０〜１０００ｎｍの範囲
に制御することにより、優れた超塑性加工材としての性
質も付与できる。
条件を選ぶことにより、合金組織、準結晶、各相の粒
径、分散状態などを制御でき、この制御により種々の目
的（例えば強度、硬度、延性、耐熱性等）にあったもの
を得ることができる。また前記のようにアルミニウム
相、アルミニウムの過飽和固溶体相の平均粒径を４０〜
２０００ｎｍの範囲に制御し、準結晶又は種々の金属間
化合物の平均粒子の大きさを１０〜１０００ｎｍの範囲
に制御することにより、優れた超塑性加工材としての性
質も付与できる。
【００１３】
【実施例】以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明
する。 実施例１ Ａｌ99-X-YＣｒXＣｅ1ＣｏYで示される組成（原子比）
の母合金をアーク溶解炉で溶製し、一般的に用いられる
単ロール式液体急冷装置（メルトスピニング装置）によ
って薄帯（厚さ：２０μｍ、幅：１．５ｍｍ）を製造し
た。その際のロールは直径２００ｍｍの銅製、回転数は
４０００ｒｐｍ、雰囲気は１０-3ｔｏｒｒ以下のＡｒで
ある。
する。 実施例１ Ａｌ99-X-YＣｒXＣｅ1ＣｏYで示される組成（原子比）
の母合金をアーク溶解炉で溶製し、一般的に用いられる
単ロール式液体急冷装置（メルトスピニング装置）によ
って薄帯（厚さ：２０μｍ、幅：１．５ｍｍ）を製造し
た。その際のロールは直径２００ｍｍの銅製、回転数は
４０００ｒｐｍ、雰囲気は１０-3ｔｏｒｒ以下のＡｒで
ある。
【００１４】製造したそれぞれの薄帯をインストロン型
引張試験機によって室温における強度を測定した。また
１８０°密着曲げを行い合金のねばさを調べた。この結
果を図１及び表１に示す。図１において○印は１８０°
密着曲げを行うことができる粘さを有する合金を示し
（ｄｕｃｔｉｌｅ）、●印は１８０°密着曲げができな
い脆い合金を示す（ｂｒｉｔｔｌｅ）。また、○又は●
印の上方に記載の数値は強度σf（ＭＰａ）を示す。
引張試験機によって室温における強度を測定した。また
１８０°密着曲げを行い合金のねばさを調べた。この結
果を図１及び表１に示す。図１において○印は１８０°
密着曲げを行うことができる粘さを有する合金を示し
（ｄｕｃｔｉｌｅ）、●印は１８０°密着曲げができな
い脆い合金を示す（ｂｒｉｔｔｌｅ）。また、○又は●
印の上方に記載の数値は強度σf（ＭＰａ）を示す。
【００１５】
【表１】
【００１６】図１及び表１によれば本発明の合金が強度
的に優れ、かつ優れた粘さを有する合金であることが分
かる。なお、合金の組織はＴＥＭ観察及び電子線回析を
行った結果、準結晶Ｉ相とＡｌ相とから成る混相合金で
あった。またＩ相の直径は約３０ｎｍであった。更に合
金組織中の主相はＩ相であることが分かった。
的に優れ、かつ優れた粘さを有する合金であることが分
かる。なお、合金の組織はＴＥＭ観察及び電子線回析を
行った結果、準結晶Ｉ相とＡｌ相とから成る混相合金で
あった。またＩ相の直径は約３０ｎｍであった。更に合
金組織中の主相はＩ相であることが分かった。
【００１７】実施例２ Ａｌ95Ｃｒ3Ｃｅ1Ｍ1で示される組成（原子比）の母合
金をアーク溶解炉で溶製し、以下実施例１と同様の製造
条件により薄い薄帯を製造した。製造したそれぞれの薄
帯についてビッカース微小硬度計（荷重２０ｇ）によっ
て硬度Ｈv（ＤＰＮ）を、インストロン型引張試験機に
よって室温における強度σf（ＭＰａ）を測定した。
金をアーク溶解炉で溶製し、以下実施例１と同様の製造
条件により薄い薄帯を製造した。製造したそれぞれの薄
帯についてビッカース微小硬度計（荷重２０ｇ）によっ
て硬度Ｈv（ＤＰＮ）を、インストロン型引張試験機に
よって室温における強度σf（ＭＰａ）を測定した。
【００１８】この結果を図２に示す。図２によれば本発
明の合金が強度及び硬度に優れた特性を有する合金であ
ることが分かる。なお、合金の組織はＴＥＭ観察及び電
子線回析を行った結果、ほぼ実施例１と同様であった。
明の合金が強度及び硬度に優れた特性を有する合金であ
ることが分かる。なお、合金の組織はＴＥＭ観察及び電
子線回析を行った結果、ほぼ実施例１と同様であった。
【００１９】実施例１及び２において薄帯製造の際の冷
却速度を大きくすることにより、合金の組織中に非晶質
相が混在するものとすることができる。また、実施例１
及び２に示される製造条件で、まず実施例と同様の組織
とし、これを加熱することにより、金属間化合物の析出
した合金とすることができる。更に上記に製造条件を制
御することにより、各相の平均粒径をも制御できる。こ
のようにして得られた合金は実施例と同様に機械的特性
に優れた合金となる。なお、本発明の合金において急冷
して初晶で準結晶が晶出することが強度の向上に好まし
い。
却速度を大きくすることにより、合金の組織中に非晶質
相が混在するものとすることができる。また、実施例１
及び２に示される製造条件で、まず実施例と同様の組織
とし、これを加熱することにより、金属間化合物の析出
した合金とすることができる。更に上記に製造条件を制
御することにより、各相の平均粒径をも制御できる。こ
のようにして得られた合金は実施例と同様に機械的特性
に優れた合金となる。なお、本発明の合金において急冷
して初晶で準結晶が晶出することが強度の向上に好まし
い。
【００２０】実施例３ ガスアトマイズ装置により表２に示される組成を有する
アルミニウム基合金粉末を作製した。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、脱ガスを行
い押出し用ビレットを作製した。このビレットを押出機
によって、３６０〜６００℃の温度で押出を行った。上
記製造条件により得られた押出材（固化材）の室温にお
ける機械的性質（室温における硬度、強度）及び高温下
における機械的性質（３００℃で１時間保持後の強度）
を調べ、この結果を表２に示す。
アルミニウム基合金粉末を作製した。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、脱ガスを行
い押出し用ビレットを作製した。このビレットを押出機
によって、３６０〜６００℃の温度で押出を行った。上
記製造条件により得られた押出材（固化材）の室温にお
ける機械的性質（室温における硬度、強度）及び高温下
における機械的性質（３００℃で１時間保持後の強度）
を調べ、この結果を表２に示す。
【００２１】
【表２】
【００２２】
【表３】
【００２３】表２の結果より、本発明の合金（固化材）
は、室温における硬度、強度に優れた特性を有するとと
もに高温（３００℃）環境下における強度に優れた特性
を有することが分かる。また、固化材を作製するにあた
って加熱を行うが、加熱による特性の変化が少ないこと
及び室温と高温下における強度の差が少ないことより耐
熱性に優れた合金であることが分かる。また、表２中に
記載の合金（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押出材より
ＴＥＭ観察用試験片を切り出し、合金の組織、それぞれ
の相の粒径について観察を行った。ＴＥＭ観察の結果よ
り準結晶は２０面体相（ｉｃｏｓａｈｅｄｒａｌ，Ｉ
相）の単独又は２０面体相と正十角形相（ｄｅｃａｇｏ
ｎａｌ，Ｄ相）との混相であった。また、合金種によっ
ては近似結晶相が存在していた。また組織中の準結晶は
体積率で２０〜７０％であった。
は、室温における硬度、強度に優れた特性を有するとと
もに高温（３００℃）環境下における強度に優れた特性
を有することが分かる。また、固化材を作製するにあた
って加熱を行うが、加熱による特性の変化が少ないこと
及び室温と高温下における強度の差が少ないことより耐
熱性に優れた合金であることが分かる。また、表２中に
記載の合金（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押出材より
ＴＥＭ観察用試験片を切り出し、合金の組織、それぞれ
の相の粒径について観察を行った。ＴＥＭ観察の結果よ
り準結晶は２０面体相（ｉｃｏｓａｈｅｄｒａｌ，Ｉ
相）の単独又は２０面体相と正十角形相（ｄｅｃａｇｏ
ｎａｌ，Ｄ相）との混相であった。また、合金種によっ
ては近似結晶相が存在していた。また組織中の準結晶は
体積率で２０〜７０％であった。
【００２４】また合金組織はアルミニウムまたはアルミ
ニウムの過飽和固溶体相と準結晶相との混相であり、合
金種によってはこれに種々の金属間化合物相が存在して
いた。更にアルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶
体相の平均粒径は４０〜２０００ｎｍであるとともに、
準結晶相、金属間化合物相との平均粒径は１０〜１００
０ｎｍであった。金属間化合物が析出した組成において
は、合金組織中に均一微細に金属間化合物が分散してい
た。本実施例において、合金組織の制御及び各相の粒径
などの制御は、脱ガス（脱ガス時の圧粉を含む）及び押
出の熱加工により行われたものと考えられる。
ニウムの過飽和固溶体相と準結晶相との混相であり、合
金種によってはこれに種々の金属間化合物相が存在して
いた。更にアルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶
体相の平均粒径は４０〜２０００ｎｍであるとともに、
準結晶相、金属間化合物相との平均粒径は１０〜１００
０ｎｍであった。金属間化合物が析出した組成において
は、合金組織中に均一微細に金属間化合物が分散してい
た。本実施例において、合金組織の制御及び各相の粒径
などの制御は、脱ガス（脱ガス時の圧粉を含む）及び押
出の熱加工により行われたものと考えられる。
【００２５】
【発明の効果】以上のように本発明の合金は、室温及び
高温における硬度、強度に優れ、耐熱性に優れていると
ともに、希土類元素の添加量が少ないことにより、高強
度で比重が小さいことより高比強度材料としても有用で
ある。また、優れた耐熱性を有することにより、加工の
際の熱的影響を受けても急冷凝固法によって作製された
優れた特性及び熱処理又は熱加工によって作製された特
性を維持することができるものである。特に本発明にお
いてはその結晶構造の特殊性から、耐熱性が高く硬度が
高い準結晶相が特定量存在しているので、高強度、耐熱
性に優れたアルミニウム基合金を提供できる。
高温における硬度、強度に優れ、耐熱性に優れていると
ともに、希土類元素の添加量が少ないことにより、高強
度で比重が小さいことより高比強度材料としても有用で
ある。また、優れた耐熱性を有することにより、加工の
際の熱的影響を受けても急冷凝固法によって作製された
優れた特性及び熱処理又は熱加工によって作製された特
性を維持することができるものである。特に本発明にお
いてはその結晶構造の特殊性から、耐熱性が高く硬度が
高い準結晶相が特定量存在しているので、高強度、耐熱
性に優れたアルミニウム基合金を提供できる。
【図１】実施例１における合金の試験結果を示すグラフ
である。
である。
【図２】実施例２における合金の強度試験結果を示すグ
ラフである。
ラフである。
───────────────────────────────────────────────────── 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 −806 (72)発明者 永洞 純一 神奈川県横浜市緑区すみよし台14−６ (72)発明者 柴田 利介 神奈川県川崎市宮前区野川3105 (72)発明者 喜多 和彦 富山県魚津市仏田3022
Claims (7)
- 【請求項１】 一般式：ＡｌbalＱaＭbＸc（ただし、
Ｑ：Ｍｎ，Ｃｒから選ばれる一種もしくは二種の元素、
Ｍ：Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕから選ばれる一種もしくは二種以
上の元素、Ｘ：Ｙを含む一種又は二種以上の希土類元素
又はミッシュメタル（Ｍｍ）であり、ａ，ｂ，ｃは原子
パーセントで１≦ａ≦７，０．５≦ｂ≦５，０＜ｃ≦
５）で示される組成を有し、組織中に準結晶を含むこと
を特徴とする高強度アルミニウム基合金。 - 【請求項２】 ３≦（ａ＋ｂ＋ｃ）≦７である請求項１
記載の高強度アルミニウム基合金。 - 【請求項３】 準結晶が２０面体相（ｉｃｏｓａｈｅｄ
ｒａｌ，Ｉ相）、正十角形相（ｄｅｃａｇｏｎａｌ，Ｄ
相）またはこれらの近似結晶相のいずれかである請求項
１記載の高強度アルミニウム基合金。 - 【請求項４】 組織中に含まれる準結晶が体積率で２０
〜７０％である請求項１記載の高強度アルミニウム基合
金。 - 【請求項５】 その組織が準結晶相と非晶質、アルミニ
ウム、アルミニウムの過飽和固溶体のいずれかからなる
相とからなる請求項１記載の高強度アルミニウム基合
金。 - 【請求項６】 更にアルミニウムとその他の元素とが生
成する種々の金属間化合物及び／又はその他の元素同士
が生成する金属間化合物が含まれてなる請求項５記載の
高強度アルミニウム基合金。 - 【請求項７】 急冷凝固材、急冷凝固材を熱処理した熱
処理材、急冷凝固材を集成固化してなる集成固化材のい
ずれかである請求項１ないし６のいずれかに記載の高強
度アルミニウム基合金。
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