JPH0742537B2 - 耐熱アルミニウム合金 - Google Patents
耐熱アルミニウム合金Info
- Publication number
- JPH0742537B2 JPH0742537B2 JP7394286A JP7394286A JPH0742537B2 JP H0742537 B2 JPH0742537 B2 JP H0742537B2 JP 7394286 A JP7394286 A JP 7394286A JP 7394286 A JP7394286 A JP 7394286A JP H0742537 B2 JPH0742537 B2 JP H0742537B2
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- JP
- Japan
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- less
- alloy
- aluminum alloy
- phase particles
- intermetallic phase
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- Powder Metallurgy (AREA)
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は耐熱アルミニウム合金に関する。
現在工業的に利用されている耐熱アルミニウム合金とし
ては展伸用合金としてJIS 2218合金、鋳物用としてAC8
A、AC8B及びAC8C合金がある。また特殊な合金としてS.
A.P.（AlとAl2O3粒子との複合材;Sintered Aluminum Po
wder Productの略）及びAl−８％Fe系急冷粉末合金があ
る。
ては展伸用合金としてJIS 2218合金、鋳物用としてAC8
A、AC8B及びAC8C合金がある。また特殊な合金としてS.
A.P.（AlとAl2O3粒子との複合材;Sintered Aluminum Po
wder Productの略）及びAl−８％Fe系急冷粉末合金があ
る。
〔発明が解決しようとする問題点〕 上記各合金のうちJIS 2218合金並びにAC8A、AC8B及びAC
8C合金は200℃以上での強度の低下が大きく、上限使用
温度に制限がある。一方S.A.P.及びAl−８％Fe系粉末合
金は、200℃以上での強度は改善されているが、複雑な
工程を経て製造されるためコストが高く、実用に供する
のに難点がある。
8C合金は200℃以上での強度の低下が大きく、上限使用
温度に制限がある。一方S.A.P.及びAl−８％Fe系粉末合
金は、200℃以上での強度は改善されているが、複雑な
工程を経て製造されるためコストが高く、実用に供する
のに難点がある。
本発明の目的は、200℃以上での高温強度がJIS 2218合
金に代表される従来合金よりも優れ、かつ通常の鋳造法
及び加工方法を使用して比較的安価に製造することの出
来る、耐熱アルミニウム合金を提供することにある。
金に代表される従来合金よりも優れ、かつ通常の鋳造法
及び加工方法を使用して比較的安価に製造することの出
来る、耐熱アルミニウム合金を提供することにある。
高温強度に優れたアルミニウム合金を得る基本的方法と
しては、マトリクスを固溶強化すること、マトリクス中
に金属間相粒子を微細に分散させ分散強化すること、結
晶粒の微細化と粒界への不溶性金属間相粒子の微細析出
による粒界強化等が考えられる。本発明者等は上記の強
化機構を考慮しつつその具体的実現のために種々の検討
を行なつた結果、本発明に到達した。
しては、マトリクスを固溶強化すること、マトリクス中
に金属間相粒子を微細に分散させ分散強化すること、結
晶粒の微細化と粒界への不溶性金属間相粒子の微細析出
による粒界強化等が考えられる。本発明者等は上記の強
化機構を考慮しつつその具体的実現のために種々の検討
を行なつた結果、本発明に到達した。
即ち本発明の要旨は、重量でNi3〜12％及びMn0.3〜３％
と、Cr0.03〜１％、Zr0.03〜0.7％、V0.03〜0.7％、Co
0.03〜１％、Fe0.08〜１％及びTi0.02〜0.5％からなる
群から選ばれる少なくとも１種を合計で0.02〜２％と、
残余のアルミニウム並びに２％以下の不純物とからな
り、その鋳塊中に存在する金属間相粒子の平均粒径が２
μｍ以下でかつ粒子間距離が５μｍ以下であることを特
徴とする耐熱アルミニウム合金、に存する。
と、Cr0.03〜１％、Zr0.03〜0.7％、V0.03〜0.7％、Co
0.03〜１％、Fe0.08〜１％及びTi0.02〜0.5％からなる
群から選ばれる少なくとも１種を合計で0.02〜２％と、
残余のアルミニウム並びに２％以下の不純物とからな
り、その鋳塊中に存在する金属間相粒子の平均粒径が２
μｍ以下でかつ粒子間距離が５μｍ以下であることを特
徴とする耐熱アルミニウム合金、に存する。
以下、本発明について詳細に説明する。
アルミニウム中にNi、Mn、Cr、Zr、Ｖ、Co、Fe、Ti等の
遷移金属を含む合金を100℃／秒以上の冷却速度で急冷
凝固させると過冷却を生じ、凝固組織は、 微細結晶粒又は網状セル組織、 金属間相粒子の微細化、及び 準安定過飽和固溶体の生成、 の諸特徴を有することは知られている（第４回軽金属学
会シンポジウム、「アルミニウム遷移金属合金の急冷凝
固」（市川理衛））。
遷移金属を含む合金を100℃／秒以上の冷却速度で急冷
凝固させると過冷却を生じ、凝固組織は、 微細結晶粒又は網状セル組織、 金属間相粒子の微細化、及び 準安定過飽和固溶体の生成、 の諸特徴を有することは知られている（第４回軽金属学
会シンポジウム、「アルミニウム遷移金属合金の急冷凝
固」（市川理衛））。
本発明者は、上記の遷移金属を特定量含有し、かつ特定
の組織を有するアルミニウム合金が優れた特性を有する
ことを見出したのである。
の組織を有するアルミニウム合金が優れた特性を有する
ことを見出したのである。
上記の遷移金属の中で、Niは100〜500℃／秒の比較的小
さい凝固速度で、実質的にAl3Niからなる平均粒径が２
μｍ以下の微細な金属間相粒子を比較的多量に形成し、
高温度での分散強化に寄与する。そしてその必要な含有
量は３〜12％、好ましくは５〜10％である。Niが３％よ
り少ないと金属間相粒子の分散密度が小さく、粒子間距
離が５μｍよりも大きくなり、目的とする高温強度が得
られず、また12％より多いと２μｍ以上の粗大な金属間
相粒子を形成し、高温強度の向上に寄与しない上に靭性
を低下させる。
さい凝固速度で、実質的にAl3Niからなる平均粒径が２
μｍ以下の微細な金属間相粒子を比較的多量に形成し、
高温度での分散強化に寄与する。そしてその必要な含有
量は３〜12％、好ましくは５〜10％である。Niが３％よ
り少ないと金属間相粒子の分散密度が小さく、粒子間距
離が５μｍよりも大きくなり、目的とする高温強度が得
られず、また12％より多いと２μｍ以上の粗大な金属間
相粒子を形成し、高温強度の向上に寄与しない上に靭性
を低下させる。
またMnは100〜500℃／秒の比較的小さい凝固速度で比較
的多量の過飽和固溶体を形成し、高温での固溶強化に寄
与すると共に微細結晶粒又は網状セル組織を形成し、高
温での粒界強化に寄与すること及び一部は実質的にAl6M
nなる２μｍ以下の微細な金属間相粒子を形成し、高温
での分散強化に寄与する。そしてその必要な含有量は0.
3〜３％、好ましくは0.5〜2.5％である。Mnが0.3％より
少ないと主に固溶強化及び粒界強化への寄与が小さいこ
とにより目的とする高温強度が得られず、また３％より
多いと２μｍ以上の粗大な金属間相粒子を形成し、高温
強度の向上に寄与しない上に靭性を低下させる。
的多量の過飽和固溶体を形成し、高温での固溶強化に寄
与すると共に微細結晶粒又は網状セル組織を形成し、高
温での粒界強化に寄与すること及び一部は実質的にAl6M
nなる２μｍ以下の微細な金属間相粒子を形成し、高温
での分散強化に寄与する。そしてその必要な含有量は0.
3〜３％、好ましくは0.5〜2.5％である。Mnが0.3％より
少ないと主に固溶強化及び粒界強化への寄与が小さいこ
とにより目的とする高温強度が得られず、また３％より
多いと２μｍ以上の粗大な金属間相粒子を形成し、高温
強度の向上に寄与しない上に靭性を低下させる。
さらにCr、Zr、Ｖ、Co、Fe及びTiは、高温強度に対しMn
とほぼ同様の寄与をなし、100〜500℃／秒の比較的低い
冷却速度でこれらの成分の少量の添加が微細結晶粒又は
網状セル組織を形成し、粒界強化すると共に再結晶温度
を高めて高温強度の向上に寄与する。これらの成分の過
飽和固溶度は小さい上、添加量が多すぎると実質的にAl
4Cr、Al3Zr、Al3V、Al9Co2、Al6Fe、Al3Ti及びこれらの
組合せからなる金属間相粒子は比較的粗大になり易く、
また添加量が少なすぎると目的とする高温強度が得られ
ないので、成分添加量は下記の範囲にあることが必要で
ある。即ち、Crは0.03〜１％、好ましくは0.05〜0.7
％、Zrは0.03〜0.7％、好ましくは0.05〜0.5％、Ｖは0.
03〜0.7％、好ましくは0.05〜0.5％、Coは0.03〜１％、
好ましくは0.05〜0.7％、Feは0.08〜１％、好ましくは
0.1〜0.8％、またTiは0.02〜0.5％、好ましくは0.05〜
0.3％の範囲から選ばれる。これらの成分は２種以上を
添加してもよく、その場合の合計含有量は0.02〜２％、
好ましくは0.05〜1.5％の範囲である。
とほぼ同様の寄与をなし、100〜500℃／秒の比較的低い
冷却速度でこれらの成分の少量の添加が微細結晶粒又は
網状セル組織を形成し、粒界強化すると共に再結晶温度
を高めて高温強度の向上に寄与する。これらの成分の過
飽和固溶度は小さい上、添加量が多すぎると実質的にAl
4Cr、Al3Zr、Al3V、Al9Co2、Al6Fe、Al3Ti及びこれらの
組合せからなる金属間相粒子は比較的粗大になり易く、
また添加量が少なすぎると目的とする高温強度が得られ
ないので、成分添加量は下記の範囲にあることが必要で
ある。即ち、Crは0.03〜１％、好ましくは0.05〜0.7
％、Zrは0.03〜0.7％、好ましくは0.05〜0.5％、Ｖは0.
03〜0.7％、好ましくは0.05〜0.5％、Coは0.03〜１％、
好ましくは0.05〜0.7％、Feは0.08〜１％、好ましくは
0.1〜0.8％、またTiは0.02〜0.5％、好ましくは0.05〜
0.3％の範囲から選ばれる。これらの成分は２種以上を
添加してもよく、その場合の合計含有量は0.02〜２％、
好ましくは0.05〜1.5％の範囲である。
上記のNi及びMnとCr、Zr、Ｖ、Co、Fe及びTiの群から選
ばれる少なくとも１種との合金成分は、目的とする高温
強度を得るために不可欠な必須添加成分であるが、この
他に任意添加成分及び不純物として合計２％までの含有
が許される。具体的に個々の成分について例示すれば、
Cu1.2％以下、Mg1.2％以下、Zn1.2％以下、Si1％以下、
B0.3％以下等であり、これらの成分は単独で又は複合し
てマトリクスを強化し、靭性を向上させる等の効果を有
するが、多すぎると凝固時にデンドライトを形成して金
属間相粒子の分散を粗くし高温強度を低下させるので、
合計で２％以下とする必要がある。
ばれる少なくとも１種との合金成分は、目的とする高温
強度を得るために不可欠な必須添加成分であるが、この
他に任意添加成分及び不純物として合計２％までの含有
が許される。具体的に個々の成分について例示すれば、
Cu1.2％以下、Mg1.2％以下、Zn1.2％以下、Si1％以下、
B0.3％以下等であり、これらの成分は単独で又は複合し
てマトリクスを強化し、靭性を向上させる等の効果を有
するが、多すぎると凝固時にデンドライトを形成して金
属間相粒子の分散を粗くし高温強度を低下させるので、
合計で２％以下とする必要がある。
目的とする高温強度を得るためには、上記の合金成分の
種類及び添加量の適当な選択のほかに、合金のマトリク
ス中に存在する金属間相粒子の大きさと分散度の制御が
重要な要素であり、粒子径は２μｍ以下、好ましくは１
μｍ以下で、粒子間距離は５μｍ以下、好ましくは３μ
ｍ以下とする必要がある。
種類及び添加量の適当な選択のほかに、合金のマトリク
ス中に存在する金属間相粒子の大きさと分散度の制御が
重要な要素であり、粒子径は２μｍ以下、好ましくは１
μｍ以下で、粒子間距離は５μｍ以下、好ましくは３μ
ｍ以下とする必要がある。
鋳塊中における上記のような組織の形成は、通常、凝固
時の冷却速度を100℃／秒以上とすることにより達成さ
れる。その実際的な鋳造法としては、鋳塊の厚さが10mm
以下のダイカスト鋳造、双ロール法又は単ロール法によ
る直接鋳造、低圧鋳造、溶湯鍛造、アトマイズ鋳造及び
その他の急冷鋳造法等の汎用の方法を使用することが出
来、製造コストは比較的安価である。
時の冷却速度を100℃／秒以上とすることにより達成さ
れる。その実際的な鋳造法としては、鋳塊の厚さが10mm
以下のダイカスト鋳造、双ロール法又は単ロール法によ
る直接鋳造、低圧鋳造、溶湯鍛造、アトマイズ鋳造及び
その他の急冷鋳造法等の汎用の方法を使用することが出
来、製造コストは比較的安価である。
本合金は鋳物用合金としても、また展伸用合金としても
使用出来る。熱処理条件としては最高加熱温度が通常55
0℃以下、好ましくは450℃以下となるようにすれば、金
属間相粒子の粗大成長が抑制され、高温強度を実質的に
損なうことなく使用出来るので好ましい。
使用出来る。熱処理条件としては最高加熱温度が通常55
0℃以下、好ましくは450℃以下となるようにすれば、金
属間相粒子の粗大成長が抑制され、高温強度を実質的に
損なうことなく使用出来るので好ましい。
次に実施例によつて本発明の態様をより具体的に説明す
るが、本発明は、その要旨を越えない限り、以下の実施
例によつて限定されるものではない。
るが、本発明は、その要旨を越えない限り、以下の実施
例によつて限定されるものではない。
実施例１ 表１に示す組成の合金を高周波溶解炉にて均一相となる
よう溶解して得られた融液を、水冷した双ロール間に給
湯し、厚さ5.5mm、幅70mmの鋳造板を作成した（図１に
鋳造装置の概要を示す）。融態からの冷却速度は250℃
／秒であつた。
よう溶解して得られた融液を、水冷した双ロール間に給
湯し、厚さ5.5mm、幅70mmの鋳造板を作成した（図１に
鋳造装置の概要を示す）。融態からの冷却速度は250℃
／秒であつた。
該鋳造板を高温強度測定のための所定の温度300℃及び4
00℃で24時間予備加熱した後、JIS 13号Ｂ試験片形状に
切削して高温引張り試験に供した。高温引張り試験は、
所定の温度である300℃と400℃に30分間加熱した後、5m
m/分の速度で引張り、破断強度と伸びを測定した。その
結果を表２に示す。本発明合金Ｇ〜Ｑは比較合金Ａ〜Ｆ
に比べて優れた高温強度を示した。
00℃で24時間予備加熱した後、JIS 13号Ｂ試験片形状に
切削して高温引張り試験に供した。高温引張り試験は、
所定の温度である300℃と400℃に30分間加熱した後、5m
m/分の速度で引張り、破断強度と伸びを測定した。その
結果を表２に示す。本発明合金Ｇ〜Ｑは比較合金Ａ〜Ｆ
に比べて優れた高温強度を示した。
実施例２ 表１に示す合金Ｈについて、凝固速度を250℃／秒、100
℃／秒及び50℃／秒の３条件で鋳造を行ない、金属間相
粒子の粒径と粒子間距離を変化させ高温強度との関係を
調べた。その結果を表３に示す。金属間相粒子の粒径が
２μｍを越え、粒子間距離が５μｍを越えると高温強度
の低下が著しかつた。
℃／秒及び50℃／秒の３条件で鋳造を行ない、金属間相
粒子の粒径と粒子間距離を変化させ高温強度との関係を
調べた。その結果を表３に示す。金属間相粒子の粒径が
２μｍを越え、粒子間距離が５μｍを越えると高温強度
の低下が著しかつた。
〔発明の効果〕 本発明に係るAl−Ni−Mn系合金は、200℃以上での高温
強度が優れているので、ピストン部品、シリンダー部
品、コネクテイングロツドまたはガスタービンのインペ
ラー等輸送機用耐熱材として、またホツトプレート板、
遮熱板等耐熱性の要求される部品の用途に好適である。
強度が優れているので、ピストン部品、シリンダー部
品、コネクテイングロツドまたはガスタービンのインペ
ラー等輸送機用耐熱材として、またホツトプレート板、
遮熱板等耐熱性の要求される部品の用途に好適である。
図１は実施例で使用した双ロール法の直接鋳造装置の概
略を示す模式的断面図である。 1,1′：内部水冷ロール、2:湯溜 3:溶湯、4:鋳造板
略を示す模式的断面図である。 1,1′：内部水冷ロール、2:湯溜 3:溶湯、4:鋳造板
Claims (2)
- 【請求項１】重量でNi3〜12％及びMn0.3〜３％と、Cr0.
03〜１％、Zr0.03〜0.7％、V0.03〜0.7％、Co0.03〜１
％、Fe0.08〜１％及びTi0.02〜0.5％からなる群から選
ばれる少なくとも１種を合計で0.02〜２％と、残余のア
ルミニウム並びに２％以下の不純物とからなり、その鋳
塊中に存在する金属間相粒子の平均粒径が２μｍ以下で
かつ粒子間距離が５μｍ以下であることを特徴とする耐
熱アルミニウム合金。 - 【請求項２】重量でNi3〜12％及びMn0.3〜３％と、Cr0.
03〜１％、Zr0.03〜0.7％、V0.03〜0.7％、Co0.03〜１
％、Fe0.08〜１％及びTi0.02〜0.5％からなる群から選
ばれる少なくとも１種を合計で0.02〜２％と、残余のア
ルミニウム並びにCu1.2％以下、Mg1.2％以下、Zn1.2％
以下、Si1％以下及びB0.3％以下からなる群から選ばれ
る少なくとも１種及び不純物を合計で２％以下含んでな
り、その鋳塊中に存在する金属間相粒子の平均粒径が２
μｍ以下でかつ粒子間距離が５μｍ以下であることを特
徴とする耐熱アルミニウム合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7394286A JPH0742537B2 (ja) | 1986-03-31 | 1986-03-31 | 耐熱アルミニウム合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7394286A JPH0742537B2 (ja) | 1986-03-31 | 1986-03-31 | 耐熱アルミニウム合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62230943A JPS62230943A (ja) | 1987-10-09 |
| JPH0742537B2 true JPH0742537B2 (ja) | 1995-05-10 |
Family
ID=13532667
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7394286A Expired - Lifetime JPH0742537B2 (ja) | 1986-03-31 | 1986-03-31 | 耐熱アルミニウム合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0742537B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| MX2012011575A (es) * | 2010-04-07 | 2012-12-05 | Rheinfelden Alloys Gmbh & Co Kg | Aleacion de aluminio fundido. |
-
1986
- 1986-03-31 JP JP7394286A patent/JPH0742537B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62230943A (ja) | 1987-10-09 |
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