JPH08269648A - 高強度アルミニウム基合金およびその製造方法 - Google Patents
高強度アルミニウム基合金およびその製造方法Info
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- JPH08269648A JPH08269648A JP7354995A JP7354995A JPH08269648A JP H08269648 A JPH08269648 A JP H08269648A JP 7354995 A JP7354995 A JP 7354995A JP 7354995 A JP7354995 A JP 7354995A JP H08269648 A JPH08269648 A JP H08269648A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐熱性に優れた高強度Ａｌ合金を提供する。
【構成】 過飽和固溶体ｆｃｃ−Ａｌ粒子中に、該ｆｃ
ｃ−Ａｌ粒子より微細なアモルファスあるいは準結晶粒
子を含むアモルファス粒子が分散して存在している合金
で、代表的には、一般式：ＡｌｂａｌＶｘＭｙＲｚ（た
だし、Ｍ：Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｍｏの少な
くとも１種、Ｒ：Ｙを含む希土類元素又はＭｍが少なく
とも１種、２≦ｘ≦５、１≦ｙ≦４、０≦ｚ≦２）の合
金である。上記組成の合金溶湯を溶湯温度１３００〜１
５００Ｋとし、冷却速度１０3〜１０5Ｋ／ｓで急冷凝固
させる製造方法である。 【効果】 主相がｆｃｃ−Ａｌ粒子からなるため熱的安
定性に優れた合金であると共に、ｆｃｃ−Ａｌ粒子中に
アモルファス粒子、準結晶粒子が微細分散されているの
で、ｆｃｃ−Ａｌ粒子が強化され、高強度を有する。
又、本発明の製造方法によれば上記優れた特性を有する
Ａｌ基合金を容易に製造することができる。
ｃ−Ａｌ粒子より微細なアモルファスあるいは準結晶粒
子を含むアモルファス粒子が分散して存在している合金
で、代表的には、一般式：ＡｌｂａｌＶｘＭｙＲｚ（た
だし、Ｍ：Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｍｏの少な
くとも１種、Ｒ：Ｙを含む希土類元素又はＭｍが少なく
とも１種、２≦ｘ≦５、１≦ｙ≦４、０≦ｚ≦２）の合
金である。上記組成の合金溶湯を溶湯温度１３００〜１
５００Ｋとし、冷却速度１０3〜１０5Ｋ／ｓで急冷凝固
させる製造方法である。 【効果】 主相がｆｃｃ−Ａｌ粒子からなるため熱的安
定性に優れた合金であると共に、ｆｃｃ−Ａｌ粒子中に
アモルファス粒子、準結晶粒子が微細分散されているの
で、ｆｃｃ−Ａｌ粒子が強化され、高強度を有する。
又、本発明の製造方法によれば上記優れた特性を有する
Ａｌ基合金を容易に製造することができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は耐熱性に優れた高強度ア
ルミニウム基合金およびその製造方法に関する。
ルミニウム基合金およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、高強度を目的とした急冷凝固アル
ミニウム基合金としては、その組織がアモルファス単
相、アモルファス相と微細結晶質相との混相、微細結晶
質相であるものが知られ（特開平１−２７５７３２号公
報、特開平３−２５７１３３号公報、特公平４−５９３
８０号公報等参照）、さらに主相（マトリックス）がア
モルファス相であり、これにｆｃｃ−Ａｌ粒子が微細に
分散しているものが知られている（特開平３−２６００
３７号公報、特開平４−４１６５４号公報等参照）。し
かしながら、アモルファス単相、アモルファス相と微細
結晶相との混相、主相がアモルファス相で、これにｆｃ
ｃ−Ａｌ粒子が微細分散しているもの、などのように主
相をアモルファス相とする合金においては、アモルファ
ス相が加熱されると結晶相に分解され易いため、熱的安
定性の点において改善の余地を有しており、一方、微細
結晶質相とアモルファス相との混相、微細結晶質単相の
ように主相を微細結晶質相とする合金においては、主相
がアモルファス相でこれにｆｃｃ−Ａｌ粒子が微細に分
散された合金に比べ強度が低く、この点について改善の
余地を有している。
ミニウム基合金としては、その組織がアモルファス単
相、アモルファス相と微細結晶質相との混相、微細結晶
質相であるものが知られ（特開平１−２７５７３２号公
報、特開平３−２５７１３３号公報、特公平４−５９３
８０号公報等参照）、さらに主相（マトリックス）がア
モルファス相であり、これにｆｃｃ−Ａｌ粒子が微細に
分散しているものが知られている（特開平３−２６００
３７号公報、特開平４−４１６５４号公報等参照）。し
かしながら、アモルファス単相、アモルファス相と微細
結晶相との混相、主相がアモルファス相で、これにｆｃ
ｃ−Ａｌ粒子が微細分散しているもの、などのように主
相をアモルファス相とする合金においては、アモルファ
ス相が加熱されると結晶相に分解され易いため、熱的安
定性の点において改善の余地を有しており、一方、微細
結晶質相とアモルファス相との混相、微細結晶質単相の
ように主相を微細結晶質相とする合金においては、主相
がアモルファス相でこれにｆｃｃ−Ａｌ粒子が微細に分
散された合金に比べ強度が低く、この点について改善の
余地を有している。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明は熱的
安定性に優れ、かつ高強度を有するアルミニウム基合金
およびその製造方法を提供することを目的とする。
安定性に優れ、かつ高強度を有するアルミニウム基合金
およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は、過飽和固溶体
ｆｃｃ−Ａｌ粒子組織中に、該ｆｃｃ−Ａｌ粒子より微
細なアモルファス粒子が分散して存在してなることを特
徴とする高強度アルミニウム基合金である。具体的には
ｆｃｃ−Ａｌ粒子の大きさａが５〜３０ｎｍの範囲であ
り、アモルファス粒子の大きさｂが２０ｎｍ以下でａ＞
ｂである。さらに好ましくはａ，ｂ共に１０ｎｍ以下が
よい。ｆｃｃ−Ａｌ粒子の大きさが３０ｎｍを超えると
マトリックス自身の強度が低下すると共に、アモルファ
スナノ粒子が形成しなくなり、強化されなくなる。又５
ｎｍ未満では、アモルファスナノ粒子の分散の効果がな
くなり、単にｆｃｃ単相の強度になってしまい強化され
なくなる。分散するアモルファス粒子の大きさは２０ｎ
ｍを超えると、アモルファスが主相としての変形機構と
なり、高強度、耐熱性、高延性を兼ね備えた合金が得ら
れなくなる。１０ｎｍ以下がさらに望ましい。又、アモ
ルファス粒子の大きさ（ｂ）がｆｃｃ−Ａｌ粒子の大き
さ（ａ）より大きくなることも、アモルファスが主相と
しての変形機構となるので、ａ＞ｂであることが必要で
ある。又、ｆｃｃ−Ａｌ粒子中にアモルファス粒子が存
在するためにはａ＞ｂであることが必要である。
ｆｃｃ−Ａｌ粒子組織中に、該ｆｃｃ−Ａｌ粒子より微
細なアモルファス粒子が分散して存在してなることを特
徴とする高強度アルミニウム基合金である。具体的には
ｆｃｃ−Ａｌ粒子の大きさａが５〜３０ｎｍの範囲であ
り、アモルファス粒子の大きさｂが２０ｎｍ以下でａ＞
ｂである。さらに好ましくはａ，ｂ共に１０ｎｍ以下が
よい。ｆｃｃ−Ａｌ粒子の大きさが３０ｎｍを超えると
マトリックス自身の強度が低下すると共に、アモルファ
スナノ粒子が形成しなくなり、強化されなくなる。又５
ｎｍ未満では、アモルファスナノ粒子の分散の効果がな
くなり、単にｆｃｃ単相の強度になってしまい強化され
なくなる。分散するアモルファス粒子の大きさは２０ｎ
ｍを超えると、アモルファスが主相としての変形機構と
なり、高強度、耐熱性、高延性を兼ね備えた合金が得ら
れなくなる。１０ｎｍ以下がさらに望ましい。又、アモ
ルファス粒子の大きさ（ｂ）がｆｃｃ−Ａｌ粒子の大き
さ（ａ）より大きくなることも、アモルファスが主相と
しての変形機構となるので、ａ＞ｂであることが必要で
ある。又、ｆｃｃ−Ａｌ粒子中にアモルファス粒子が存
在するためにはａ＞ｂであることが必要である。
【０００５】上記本発明のアルミニウム基合金は、加熱
することにより準結晶粒子となり、ｆｃｃ−Ａｌ粒子中
に準結晶粒子が分散する組織に変化する。したがって、
その過程において、ｆｃｃ−Ａｌ粒子中にアモルファス
粒子および準結晶粒子が存在する組織とすることも可能
である。アモルファス粒子はｆｃｃ−Ａｌ粒子中に存在
することによって、熱的安定性に優れるが、準結晶粒子
となることにより、あるいは一部準結晶粒子となること
により、より熱的安定性に優れたものとなる。本発明の
組織を得るのに適した合金組成は、一般式：Ａｌｂａｌ
ＶｘＭｙあるいは一般式：ＡｌｂａｌＶｘＭｙＲｚ（た
だし、Ｍ：Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｍｏから選
ばれる少なくとも１種の元素、Ｒ：Ｙを含む希土類元素
又はＭｍから選ばれる少なくとも１種の元素で、ｘ，
ｙ，ｚは原子パーセントで２≦ｘ≦５、１≦ｙ≦４、０
≦ｚ≦２）で示されるものが例示できる。ただし、特に
高強度を得る場合にはＭ元素として少なくともＦｅ，Ｃ
ｏ，Ｎｉのいずれかが含まれることが有用である。
することにより準結晶粒子となり、ｆｃｃ−Ａｌ粒子中
に準結晶粒子が分散する組織に変化する。したがって、
その過程において、ｆｃｃ−Ａｌ粒子中にアモルファス
粒子および準結晶粒子が存在する組織とすることも可能
である。アモルファス粒子はｆｃｃ−Ａｌ粒子中に存在
することによって、熱的安定性に優れるが、準結晶粒子
となることにより、あるいは一部準結晶粒子となること
により、より熱的安定性に優れたものとなる。本発明の
組織を得るのに適した合金組成は、一般式：Ａｌｂａｌ
ＶｘＭｙあるいは一般式：ＡｌｂａｌＶｘＭｙＲｚ（た
だし、Ｍ：Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｍｏから選
ばれる少なくとも１種の元素、Ｒ：Ｙを含む希土類元素
又はＭｍから選ばれる少なくとも１種の元素で、ｘ，
ｙ，ｚは原子パーセントで２≦ｘ≦５、１≦ｙ≦４、０
≦ｚ≦２）で示されるものが例示できる。ただし、特に
高強度を得る場合にはＭ元素として少なくともＦｅ，Ｃ
ｏ，Ｎｉのいずれかが含まれることが有用である。
【０００６】ＶとＭ元素は共にガラス形成能（アモルフ
ァスを作りやすくする効果）を有しており、特にＶは急
冷により導入される歪みにより、準結晶等の不規則相の
形成に効果のある必須の元素である。準結晶形成２元合
金として、Ａｌ−ＭｎやＡｌ−Ｃｒがあるが、ＶはＭｎ
やＣｒに比べＡｌ中での拡散が遅く、不規則相としての
ナノアモルファス粒子（ナノメートルオーダーのアモル
ファス粒子）の形成に重要な元素であると言え、同時に
組織の微細化にも非常に効果のある元素であると言え
る。ＶとＭ元素はそれぞれ５原子パーセント、４原子パ
ーセントより高い場合は、アモルファス単相が形成して
しまい、高強度が十分でなく、また、それぞれ２原子パ
ーセント、１原子パーセントより少ないとナノアモルフ
ァス粒子が分散せずに過飽和固溶体単相が形成し、強度
が低いものしか得られない。Ｒは冷却効果を高める元素
であり、アモルファス形成を促進するため、添加により
ナノアモルファス粒子が分散させることができる製造条
件と合金組成の幅を拡げる効果がある。その量が２原子
パーセントを超えるとアモルファス単相を形成してしま
い、かえって高強度が得られない結果となる。
ァスを作りやすくする効果）を有しており、特にＶは急
冷により導入される歪みにより、準結晶等の不規則相の
形成に効果のある必須の元素である。準結晶形成２元合
金として、Ａｌ−ＭｎやＡｌ−Ｃｒがあるが、ＶはＭｎ
やＣｒに比べＡｌ中での拡散が遅く、不規則相としての
ナノアモルファス粒子（ナノメートルオーダーのアモル
ファス粒子）の形成に重要な元素であると言え、同時に
組織の微細化にも非常に効果のある元素であると言え
る。ＶとＭ元素はそれぞれ５原子パーセント、４原子パ
ーセントより高い場合は、アモルファス単相が形成して
しまい、高強度が十分でなく、また、それぞれ２原子パ
ーセント、１原子パーセントより少ないとナノアモルフ
ァス粒子が分散せずに過飽和固溶体単相が形成し、強度
が低いものしか得られない。Ｒは冷却効果を高める元素
であり、アモルファス形成を促進するため、添加により
ナノアモルファス粒子が分散させることができる製造条
件と合金組成の幅を拡げる効果がある。その量が２原子
パーセントを超えるとアモルファス単相を形成してしま
い、かえって高強度が得られない結果となる。
【０００７】本発明の合金は、例えば上記組成で示され
る合金の溶湯を、溶湯温度１３００〜１５００Ｋの範囲
とし、これを単ロール、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、合金組成によって多少異なるが、１０
3〜１０5Ｋ／ｓｅｃの冷却速度により製造することがで
きる。特に有効な急冷凝固法としては、単ロール、双ロ
ール法などの回転ロール表面に溶湯を直接接触させる手
法が、溶湯温度および冷却速度を制御する点で有用であ
る。この場合、回転ロールの周速度が３０〜５０ｍｓ-1
の範囲であることが望ましい。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粉砕
又はそのまま集成、圧粉、押出しなどの塑性加工を施す
ことにより固化材とすることができる。上記溶湯温度と
冷却速度とは、ナノアモルファス粒子を初晶として晶出
させるために必要な過冷却度と凝固速度を規定している
ものであり、それより過冷却度や凝固速度が高いとアモ
ルファス単相になってしまい、高強度化、高延性化には
逆効果になる。さらに過冷却度や凝固速度が悪い条件で
作製されると（急冷凝固でないと）、通常の微細結晶組
織又は金属間化合物とｆｃｃ−Ａｌの結晶相の混相しか
得られず、高強度な材料が得られない。
る合金の溶湯を、溶湯温度１３００〜１５００Ｋの範囲
とし、これを単ロール、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、合金組成によって多少異なるが、１０
3〜１０5Ｋ／ｓｅｃの冷却速度により製造することがで
きる。特に有効な急冷凝固法としては、単ロール、双ロ
ール法などの回転ロール表面に溶湯を直接接触させる手
法が、溶湯温度および冷却速度を制御する点で有用であ
る。この場合、回転ロールの周速度が３０〜５０ｍｓ-1
の範囲であることが望ましい。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粉砕
又はそのまま集成、圧粉、押出しなどの塑性加工を施す
ことにより固化材とすることができる。上記溶湯温度と
冷却速度とは、ナノアモルファス粒子を初晶として晶出
させるために必要な過冷却度と凝固速度を規定している
ものであり、それより過冷却度や凝固速度が高いとアモ
ルファス単相になってしまい、高強度化、高延性化には
逆効果になる。さらに過冷却度や凝固速度が悪い条件で
作製されると（急冷凝固でないと）、通常の微細結晶組
織又は金属間化合物とｆｃｃ−Ａｌの結晶相の混相しか
得られず、高強度な材料が得られない。
【０００８】
【実施例】以下、実施例に基づいて本発明を具体的に説
明する。 実施例１ 表１に示す所定成分組成（原子パーセント）からなる母
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、雰囲気は１０-3
Ｔｏｒｒ以下のＡｒである。アーク溶解炉で溶湯温度１
３００〜１５００Ｋの範囲に調整し、ロールの周速度３
０〜５０ｍｓ-1とし、溶融合金をＡｒガスの加圧下
（０．７ｋｇ／ｃｍ2）によりロール表面に噴出し、ロ
ール表面と接触させることにより急冷凝固させて合金薄
帯を作製し、組織について試験をした。
明する。 実施例１ 表１に示す所定成分組成（原子パーセント）からなる母
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、雰囲気は１０-3
Ｔｏｒｒ以下のＡｒである。アーク溶解炉で溶湯温度１
３００〜１５００Ｋの範囲に調整し、ロールの周速度３
０〜５０ｍｓ-1とし、溶融合金をＡｒガスの加圧下
（０．７ｋｇ／ｃｍ2）によりロール表面に噴出し、ロ
ール表面と接触させることにより急冷凝固させて合金薄
帯を作製し、組織について試験をした。
【０００９】
【表１】
【００１０】Ｎo.１の合金の試験結果を図１に示す。そ
の試験はＭとしてＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉを用い、引張強度が
Ｖの量にどのように依存するかを調べたもので、Ｖが４
％の場合が最も高い引張強度が得られた。図２はＮo.２
の合金の引張強度と硬度がＭ元素の違いによりどのよう
に違うかを調べたものである。図３はＮo.３の合金の引
張強度と硬度のＦｅ量依存性についての試験結果であ
る。図４はＮo.４の合金のＸ線回折図形である。Ｖが３
％と５％の場合にブロードなピークに準結晶のピークが
重なっている様子が認められるが、４％の場合はアモル
ファスのハローが主となっている。図５は同じくＮo.４
合金の引張強度と硬度のＶ量依存性についての試験結果
でＶ量が４％でピークを示している。図６はＮo.５の合
金の引張強度と硬度の溶湯温度依存性を示す試験結果で
ある。溶湯温度が１３００〜１５００Ｋの間で引張強度
がピークを示す。最適な強度特性が得られるナノアモル
ファス相の分散状態は、溶湯温度が１３００〜１５００
Ｋの条件で得られる。
の試験はＭとしてＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉを用い、引張強度が
Ｖの量にどのように依存するかを調べたもので、Ｖが４
％の場合が最も高い引張強度が得られた。図２はＮo.２
の合金の引張強度と硬度がＭ元素の違いによりどのよう
に違うかを調べたものである。図３はＮo.３の合金の引
張強度と硬度のＦｅ量依存性についての試験結果であ
る。図４はＮo.４の合金のＸ線回折図形である。Ｖが３
％と５％の場合にブロードなピークに準結晶のピークが
重なっている様子が認められるが、４％の場合はアモル
ファスのハローが主となっている。図５は同じくＮo.４
合金の引張強度と硬度のＶ量依存性についての試験結果
でＶ量が４％でピークを示している。図６はＮo.５の合
金の引張強度と硬度の溶湯温度依存性を示す試験結果で
ある。溶湯温度が１３００〜１５００Ｋの間で引張強度
がピークを示す。最適な強度特性が得られるナノアモル
ファス相の分散状態は、溶湯温度が１３００〜１５００
Ｋの条件で得られる。
【００１１】同じくＮo.５の合金を用いその作製時のロ
ール回転数のＸ線回折図形への影響を試験し、図７にそ
の結果を示す。回転数が３０ｍｓ-1であると急冷が不十
分で準結晶が生成してくるので、これが下限である。
又、５０ｍｓ-1であると遠心力が増すためにかえって冷
却条件が悪くなり３８〜４０°近傍に観察されるはずの
アモルファスのブロードピークがなくなるので、これが
上限である。さらに、同じくＮo.５の合金を用い溶湯温
度のＸ線回折図形への影響を調べた。図８にその結果を
示す。溶湯温度が高すぎたり、低すぎたりすると、３８
〜４０°近傍に観察されるはずのアモルファスのハロー
ピークが弱まり、準結晶の形成を示唆するようなベース
ラインの形成となっている。
ール回転数のＸ線回折図形への影響を試験し、図７にそ
の結果を示す。回転数が３０ｍｓ-1であると急冷が不十
分で準結晶が生成してくるので、これが下限である。
又、５０ｍｓ-1であると遠心力が増すためにかえって冷
却条件が悪くなり３８〜４０°近傍に観察されるはずの
アモルファスのブロードピークがなくなるので、これが
上限である。さらに、同じくＮo.５の合金を用い溶湯温
度のＸ線回折図形への影響を調べた。図８にその結果を
示す。溶湯温度が高すぎたり、低すぎたりすると、３８
〜４０°近傍に観察されるはずのアモルファスのハロー
ピークが弱まり、準結晶の形成を示唆するようなベース
ラインの形成となっている。
【００１２】実施例２ 実施例１と同様の製造方法により、表２に示す所定成分
組成（原子パーセント）からなる合金薄帯を作製し、引
張強度について試験をした。この結果を表２に示す。
組成（原子パーセント）からなる合金薄帯を作製し、引
張強度について試験をした。この結果を表２に示す。
【００１３】
【表２】
【００１４】表２によれば引張強度が９５０〜１３５０
ＭＰａと非常に高いことが分かる。なお、上記薄帯はｆ
ｃｃ−Ａｌ粒子中にアモルファス粒子が存在する組織で
あった。
ＭＰａと非常に高いことが分かる。なお、上記薄帯はｆ
ｃｃ−Ａｌ粒子中にアモルファス粒子が存在する組織で
あった。
【００１５】
【発明の効果】本発明のアルミニウム基合金は、主相が
ｆｃｃ−Ａｌ粒子からなるものであるため熱的安定性に
優れた合金であるとともに、ｆｃｃ−Ａｌ粒子中にアモ
ルファス粒子、準結晶粒子が微細分散されているので、
微細分散効果によりｆｃｃ−Ａｌ粒子が強化され、高強
度を有する。又、本発明の製造方法によれば、上記優れ
た特性を有するアルミニウム基合金を容易に製造するこ
とができる。
ｆｃｃ−Ａｌ粒子からなるものであるため熱的安定性に
優れた合金であるとともに、ｆｃｃ−Ａｌ粒子中にアモ
ルファス粒子、準結晶粒子が微細分散されているので、
微細分散効果によりｆｃｃ−Ａｌ粒子が強化され、高強
度を有する。又、本発明の製造方法によれば、上記優れ
た特性を有するアルミニウム基合金を容易に製造するこ
とができる。
【図１】本発明実施例合金の引張強度のＶ量依存性を示
すグラフである。
すグラフである。
【図２】本発明実施例合金の引張強度と硬度のＭ元素に
よる違いを示すグラフである。
よる違いを示すグラフである。
【図３】本発明実施例合金の引張強度と硬度のＦｅ量依
存性を示すグラフである。
存性を示すグラフである。
【図４】本発明実施例合金のＸ線回折図形である。
【図５】本発明実施例合金の引張強度と硬度のＶ量依存
性を示すグラフである。
性を示すグラフである。
【図６】本発明実施例合金の引張強度と硬度の溶湯温度
依存性を示すグラフである。
依存性を示すグラフである。
【図７】本発明実施例合金の作製時のロール周速のＸ線
回折図形への影響を示すグラフである。
回折図形への影響を示すグラフである。
【図８】本発明実施例合金の作製時の溶湯温度のＸ線回
折図形への影響を示すグラフである。
折図形への影響を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── 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 木村 久道 宮城県亘理郡亘理町荒浜字藤平橋44 (72)発明者 永洞 純一 宮城県仙台市泉区将監11丁目12−12 (72)発明者 喜多 和彦 宮城県仙台市太白区八木山南３丁目18−８
Claims (12)
- 【請求項１】 過飽和固溶体面心立方構造（以下ｆｃｃ
という）のアルミニウム粒子組織中に、該ｆｃｃアルミ
ニウム粒子より微細なアモルファス粒子が分散して存在
してなることを特徴とする高強度アルミニウム基合金。 - 【請求項２】 ｆｃｃアルミニウム粒子の結晶の大きさ
ａが５〜３０ｎｍの範囲であり、アモルファス粒子の大
きさｂが２０ｎｍ以下でａ＞ｂ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】 ｆｃｃアルミニウム粒子およびアモルフ
ァス粒子の大きさが共に１０ｎｍ以下である請求項１又
は請求項２記載の高強度アルミニウム基合金。 - 【請求項４】 過飽和固溶体ｆｃｃアルミニウム粒子組
織中にアモルファス粒子の他に準結晶粒子が含まれてい
る請求項１ないし３のいずれかに記載の高強度アルミニ
ウム基合金。 - 【請求項５】 過飽和固溶体ｆｃｃアルミニウム粒子組
織中に、該ｆｃｃアルミニウム粒子より微細な準結晶粒
子が分散して存在してなることを特徴とする高強度アル
ミニウム基合金。 - 【請求項６】 一般式：ＡｌbalＶxＭy（ただし、Ｍ：
Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｍｏから選ばれる少な
くとも一種の元素、ｘ，ｙは原子パーセントで２≦ｘ≦
５、１≦ｙ≦４）で示される組成を有する請求項１ない
し５のいずれかに記載の高強度アルミニウム基合金。 - 【請求項７】 一般式：ＡｌbalＶxＭyＲz（ただし、
Ｍ：Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｍｏから選ばれる
少なくとも１種の元素、Ｒ：Ｙを含む希土類元素又はＭ
ｍ（ミッシュメタル）から選ばれる少なくとも１種の元
素、ｘ，ｙ，ｚは原子パーセントで２≦ｘ≦５、１≦ｙ
≦４、０＜ｚ≦２）で示される組成を有する請求項１な
いし５のいずれかに記載の高強度アルミニウム基合金。 - 【請求項８】 少なくともＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉのいずれか
をＭ元素として含む請求項６又は７記載の高強度アルミ
ニウム基合金。 - 【請求項９】 ｆｃｃアルミニウム粒子の結晶の大きさ
ａが５〜３０ｎｍの範囲であり、準結晶粒子の大きさｃ
が３０ｎｍ以下でａ＞ｃである請求項４又は５記載の高
強度アルミニウム基合金。 - 【請求項１０】 準結晶が２０面体相（ｉｃｏｓａｈｅ
ｄｒａｌ，Ｉ相）、正十角形相（ｄｅｃａｇｏｎａｌ，
Ｄ相）又はこれらの近似結晶相のいずれかからなる粒子
である請求項４又は５記載の高強度アルミニウム基合
金。 - 【請求項１１】 一般式：ＡｌｂａｌＶｘＭｙＲｚ（た
だし、Ｍ：Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｍｏから選
ばれる少なくとも１種の元素、Ｒ：Ｙを含む希土類元素
又はＭｍ（ミッシュメタル）から選ばれる少なくとも１
種の元素、ｘ，ｙ，ｚは原子パーセントで２≦ｘ≦５、
１≦ｙ≦４、０≦Ｚ≦２）で示される組成の溶湯を、溶
湯温度１３００〜１５００Ｋから、冷却速度１０3〜１
０5Ｋ／ｓで急冷凝固させることを特徴とする高強度ア
ルミニウム基合金の製造方法。 - 【請求項１２】 急冷凝固手段が回転ロール表面上に溶
湯を接触させることにより冷却を行うものであり、回転
ロールの周速度が３０〜５０ｍｓ-1の範囲で溶湯をロー
ル表面に接触させて冷却する請求項１１記載の高強度ア
ルミニウム基合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7354995A JPH08269648A (ja) | 1995-03-30 | 1995-03-30 | 高強度アルミニウム基合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7354995A JPH08269648A (ja) | 1995-03-30 | 1995-03-30 | 高強度アルミニウム基合金およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08269648A true JPH08269648A (ja) | 1996-10-15 |
Family
ID=13521436
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7354995A Pending JPH08269648A (ja) | 1995-03-30 | 1995-03-30 | 高強度アルミニウム基合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08269648A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006274311A (ja) * | 2005-03-28 | 2006-10-12 | Honda Motor Co Ltd | アルミニウム基合金 |
| JP2008231519A (ja) * | 2007-03-22 | 2008-10-02 | Honda Motor Co Ltd | 準結晶粒子分散アルミニウム合金およびその製造方法 |
| JP2008248343A (ja) * | 2007-03-30 | 2008-10-16 | Honda Motor Co Ltd | アルミニウム基合金 |
| EP2119549A2 (en) | 2006-04-20 | 2009-11-18 | Sumitomo Heavy Industries, LTD. | Resin molding apparatus |
-
1995
- 1995-03-30 JP JP7354995A patent/JPH08269648A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006274311A (ja) * | 2005-03-28 | 2006-10-12 | Honda Motor Co Ltd | アルミニウム基合金 |
| EP2119549A2 (en) | 2006-04-20 | 2009-11-18 | Sumitomo Heavy Industries, LTD. | Resin molding apparatus |
| EP2119549A3 (en) * | 2006-04-20 | 2010-03-17 | Sumitomo Heavy Industries, LTD. | Resin molding apparatus |
| US7919035B2 (en) | 2006-04-20 | 2011-04-05 | Sumitomo Heavy Industries, Ltd. | Resin molding apparatus and resin molding method |
| US7938642B2 (en) | 2006-04-20 | 2011-05-10 | Sumitomo Heavy Industries, Ltd. | Resin molding apparatus |
| JP2008231519A (ja) * | 2007-03-22 | 2008-10-02 | Honda Motor Co Ltd | 準結晶粒子分散アルミニウム合金およびその製造方法 |
| JP2008248343A (ja) * | 2007-03-30 | 2008-10-16 | Honda Motor Co Ltd | アルミニウム基合金 |
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