JPH09111425A - 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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- JPH09111425A JPH09111425A JP26876495A JP26876495A JPH09111425A JP H09111425 A JPH09111425 A JP H09111425A JP 26876495 A JP26876495 A JP 26876495A JP 26876495 A JP26876495 A JP 26876495A JP H09111425 A JPH09111425 A JP H09111425A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 低コスト化、高延性を実現するとともに、硬
度と強度に優れたアルミニウム基合金を提供すること。 【解決手段】 一般式 Ａｌ100ー(x+y)ＶxＭy（ただ
し、ＭはＦｅ、Ｃｏのうち１種もしくは２種の金属元素
を示す。）で示される組成を有し、組成比を示すｘ、ｙ
は原子％で３≦ｘ≦５、１≦ｙ≦３なる関係を満足する
とともに、その金属組織が、粒子径５ｎｍ以上３０ｎｍ
以下の非晶質相と、粒子径５ｎｍ以上４０ｎｍ以下のア
ルミニウム相もしくはアルミニウム固溶体相からなる複
相組織を有してなる高強度アルミニウム基合金であっ
て、硬度、引張破断強度に特に優れる。
度と強度に優れたアルミニウム基合金を提供すること。 【解決手段】 一般式 Ａｌ100ー(x+y)ＶxＭy（ただ
し、ＭはＦｅ、Ｃｏのうち１種もしくは２種の金属元素
を示す。）で示される組成を有し、組成比を示すｘ、ｙ
は原子％で３≦ｘ≦５、１≦ｙ≦３なる関係を満足する
とともに、その金属組織が、粒子径５ｎｍ以上３０ｎｍ
以下の非晶質相と、粒子径５ｎｍ以上４０ｎｍ以下のア
ルミニウム相もしくはアルミニウム固溶体相からなる複
相組織を有してなる高強度アルミニウム基合金であっ
て、硬度、引張破断強度に特に優れる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は高比強度に優れたア
ルミニウム基合金に関する。
ルミニウム基合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来のアルミニウム基合金には、Ａｌ-
Ｃｕ系、Ａｌ-Ｓｉ系、Ａｌ-Ｍｇ系、Ａｌ-Ｃｕ-Ｓｉ
系、Ａｌ-Ｃｕ-Ｍｇ系、Ａｌ-Ｚｎ-Ｍｇ系などの種々の
成分系の合金が知られており、いずれの系のものにおい
ても軽量で耐食性に優れていることから、それらの個々
の材料特性に応じて、車両、船舶、航空機などの機械構
造部材用として、または、建築用外装材、サッシ、屋根
葺材、ＬＮＧタンク用構造材などとして広く使用されて
いる。
Ｃｕ系、Ａｌ-Ｓｉ系、Ａｌ-Ｍｇ系、Ａｌ-Ｃｕ-Ｓｉ
系、Ａｌ-Ｃｕ-Ｍｇ系、Ａｌ-Ｚｎ-Ｍｇ系などの種々の
成分系の合金が知られており、いずれの系のものにおい
ても軽量で耐食性に優れていることから、それらの個々
の材料特性に応じて、車両、船舶、航空機などの機械構
造部材用として、または、建築用外装材、サッシ、屋根
葺材、ＬＮＧタンク用構造材などとして広く使用されて
いる。
【０００３】ところが、従来のアルミニウム基合金は、
Ｆｅ系の材料に比較して一般に硬度が低く、また耐熱性
も低い欠点がある。また、Ｃｕ、ＭｇあるいはＺｎなど
の元素を添加して強度を高めたもののなかには、耐食性
に欠点を有するものがある。
Ｆｅ系の材料に比較して一般に硬度が低く、また耐熱性
も低い欠点がある。また、Ｃｕ、ＭｇあるいはＺｎなど
の元素を添加して強度を高めたもののなかには、耐食性
に欠点を有するものがある。
【０００４】一方、近来、アルミニウム基合金を溶湯状
態から急冷凝固させることにより組織の微細化を図り、
機械強度と耐食性の両面で優れさせた特性を発揮させる
試みもなされている。このような背景において、特開平
１ー２７５７３２号公報に開示されているように、特定
の組成比のＡｌＭ1Ｘ系（Ｍ1は、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒなどの元素を示し、Ｘは、
Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｎｄなどの希土類元素、Ｙ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｍｍ（ミッシュメタル）などを示す。）の組成で
あって、組織が非晶質または非晶質と微細結晶質とから
なるアルミニウム基合金が特許出願されている。
態から急冷凝固させることにより組織の微細化を図り、
機械強度と耐食性の両面で優れさせた特性を発揮させる
試みもなされている。このような背景において、特開平
１ー２７５７３２号公報に開示されているように、特定
の組成比のＡｌＭ1Ｘ系（Ｍ1は、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒなどの元素を示し、Ｘは、
Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｎｄなどの希土類元素、Ｙ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｍｍ（ミッシュメタル）などを示す。）の組成で
あって、組織が非晶質または非晶質と微細結晶質とから
なるアルミニウム基合金が特許出願されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】前記特許出願のアルミ
ニウム基合金は、高硬度材料、高強度材料、高電気抵抗
材料、耐摩耗材料、ろう付け材料などとして有用であ
り、結晶化温度近傍における超塑性現象を利用して押出
加工やプレス加工も可能であって、耐熱材料としても優
れているものである。ところが、前記のアルミニウム基
合金は、高価な希土類元素や高活性なＹなどの金属元素
を多く含有するために、コスト高になる欠点がある。即
ち、高価な原料を用いる必要があるとともに、高活性で
取り扱いの面で難点のある原料を用いる必要があるため
に、製造設備の規模が大きくなって費用が高くなり、人
件費もかかる問題がある。更に前記組成のアルミニウム
基合金は、耐酸化性、耐食性の面で不足を生じる傾向が
ある。加えて、これらの合金は塑性伸びが１％以下と低
いため非常に脆い材料である。
ニウム基合金は、高硬度材料、高強度材料、高電気抵抗
材料、耐摩耗材料、ろう付け材料などとして有用であ
り、結晶化温度近傍における超塑性現象を利用して押出
加工やプレス加工も可能であって、耐熱材料としても優
れているものである。ところが、前記のアルミニウム基
合金は、高価な希土類元素や高活性なＹなどの金属元素
を多く含有するために、コスト高になる欠点がある。即
ち、高価な原料を用いる必要があるとともに、高活性で
取り扱いの面で難点のある原料を用いる必要があるため
に、製造設備の規模が大きくなって費用が高くなり、人
件費もかかる問題がある。更に前記組成のアルミニウム
基合金は、耐酸化性、耐食性の面で不足を生じる傾向が
ある。加えて、これらの合金は塑性伸びが１％以下と低
いため非常に脆い材料である。
【０００６】本発明は前記事情に鑑みてなされたもので
あり、希土類元素やＹなど高活性元素を含まない組成と
し、低コスト化、低活性化、高延性を実現するととも
に、高強度で耐食性に優れさせたアルミニウム基合金を
提供することを課題とする。
あり、希土類元素やＹなど高活性元素を含まない組成と
し、低コスト化、低活性化、高延性を実現するととも
に、高強度で耐食性に優れさせたアルミニウム基合金を
提供することを課題とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】請求項１記載の発明は、
前記課題を解決するために、一般式 Ａｌ100ー(x+y)Ｖx
Ｍy（ただし、ＭはＦｅ、Ｃｏのうち１種もしくは２種
の金属元素を示す。）で示される組成を有し、組成比を
示すｘ、ｙは原子％で、３≦ｘ≦５、１≦ｙ≦３なる関
係を満足するとともに、その金属組織が、粒子径が５ｎ
ｍ以上３０ｎｍ以下の非晶質相と、粒子径が５ｎｍ以上
４０ｎｍ以下のアルミニウム相もしくはアルミニウム固
溶体相とからなる複相組織を有してなる高強度アルミニ
ウム基合金である。
前記課題を解決するために、一般式 Ａｌ100ー(x+y)Ｖx
Ｍy（ただし、ＭはＦｅ、Ｃｏのうち１種もしくは２種
の金属元素を示す。）で示される組成を有し、組成比を
示すｘ、ｙは原子％で、３≦ｘ≦５、１≦ｙ≦３なる関
係を満足するとともに、その金属組織が、粒子径が５ｎ
ｍ以上３０ｎｍ以下の非晶質相と、粒子径が５ｎｍ以上
４０ｎｍ以下のアルミニウム相もしくはアルミニウム固
溶体相とからなる複相組織を有してなる高強度アルミニ
ウム基合金である。
【０００８】
【発明の実施の形態】アルミニウム（Ａｌ）にバナジウ
ム（Ｖ）を所定量添加することで、急冷効果が向上し、
非晶質相が得られ易くなる。ＡｌーＶの２元合金に対し
て、鉄（Ｆｅ）又は及びコバルト（Ｃｏ）を所定量添加
することで強度および硬度が向上する。
ム（Ｖ）を所定量添加することで、急冷効果が向上し、
非晶質相が得られ易くなる。ＡｌーＶの２元合金に対し
て、鉄（Ｆｅ）又は及びコバルト（Ｃｏ）を所定量添加
することで強度および硬度が向上する。
【０００９】次に、本発明合金の各成分の組成限定理由
について説明する。Ｖが３ａｔ％（原子％）未満である
と非晶相が得られず、強度が低下する。逆に５ａｔ％を
超えると金属間化合物（Ａｌ、Ｖ）が析出し脆化し延性
がなくなる。ＦｅあるいはＣｏが１ａｔ％未満であると
強度が低下する。逆に３ａｔ％を超えると金属間化合物
が析出し脆化し、延性がなくなる。組成比を示すｘとｙ
の和ｘ＋ｙが４ａｔ％未満であると、アルミニウム相が
４０ｎｍ以上の大きさとなり強度が低下する。逆に８ａ
ｔ％を超えると、アルミニウム相が５ｎｍ以下になり、
金属間化合物が析出し脆化し、延性がなくなる。従っ
て、ｘ＋ｙは、４≦ｘ＋ｙ≦８であることが好ましい。
について説明する。Ｖが３ａｔ％（原子％）未満である
と非晶相が得られず、強度が低下する。逆に５ａｔ％を
超えると金属間化合物（Ａｌ、Ｖ）が析出し脆化し延性
がなくなる。ＦｅあるいはＣｏが１ａｔ％未満であると
強度が低下する。逆に３ａｔ％を超えると金属間化合物
が析出し脆化し、延性がなくなる。組成比を示すｘとｙ
の和ｘ＋ｙが４ａｔ％未満であると、アルミニウム相が
４０ｎｍ以上の大きさとなり強度が低下する。逆に８ａ
ｔ％を超えると、アルミニウム相が５ｎｍ以下になり、
金属間化合物が析出し脆化し、延性がなくなる。従っ
て、ｘ＋ｙは、４≦ｘ＋ｙ≦８であることが好ましい。
【００１０】次に、本発明合金の粒子径等の金属組織の
限定理由について説明する。本発明合金は、粒子径５ｎ
ｍ以上３０ｎｍ以下の、ナノスケールの非晶質相と、粒
子径５ｎｍ以上４０ｎｍ以下の、ナノスケールのアルミ
ニウム相もしくはアルミニウム固溶体相とからなる複相
組織を有するから、軽量かつ高強度である。非晶質相が
５ｎｍ（ナノメーター）未満の粒子径であると、引張強
度が急激に低下し、５００ＭＰａ未満となる。逆に３０
ｎｍを超えると脆化し、引張強度が５００ＭＰａ未満に
低下するとともに、塑性伸びが１％以下となる。アルミ
ニウム相もしくはアルミニウム固溶体相が５ｎｍ未満の
粒子径であると脆化し、塑性伸びが１％以下となり、引
張強度が５００ＭＰａ未満に低下する。逆に４０ｎｍを
超えると、引張強度が急激に低下し４００ＭＰａ以下と
なる。
限定理由について説明する。本発明合金は、粒子径５ｎ
ｍ以上３０ｎｍ以下の、ナノスケールの非晶質相と、粒
子径５ｎｍ以上４０ｎｍ以下の、ナノスケールのアルミ
ニウム相もしくはアルミニウム固溶体相とからなる複相
組織を有するから、軽量かつ高強度である。非晶質相が
５ｎｍ（ナノメーター）未満の粒子径であると、引張強
度が急激に低下し、５００ＭＰａ未満となる。逆に３０
ｎｍを超えると脆化し、引張強度が５００ＭＰａ未満に
低下するとともに、塑性伸びが１％以下となる。アルミ
ニウム相もしくはアルミニウム固溶体相が５ｎｍ未満の
粒子径であると脆化し、塑性伸びが１％以下となり、引
張強度が５００ＭＰａ未満に低下する。逆に４０ｎｍを
超えると、引張強度が急激に低下し４００ＭＰａ以下と
なる。
【００１１】前記アルミニウム基合金は、前記組成の合
金溶湯を液体急冷法で急冷凝固させて製造することがで
きる。この液体急冷法とは、溶融した合金を急速に冷却
させる方法をいい、例えば、単ロール法、双ロール法、
回転液中紡糸法などが特に有効であり、これらの方法で
は１０4〜１０6 K/sec程度の冷却速度が容易に得られ
る。この単ロール法、双ロール法などにより薄帯材料を
製造するには、溶湯を入れた石英管などの収納容器に、
石英管先端のノズル孔を通して約３００〜１００００rp
mの範囲の一定速度で回転している直径３０〜３００mm
の例えば銅あるいは銅製のロールに溶湯を噴出する。こ
れにより、幅が約１〜３００mmで厚さが約５〜５００μ
ｍの各種薄帯材料を容易に得ることができる。特に、ロ
ール周速が４０ｍ／ｓｅｃで、溶射の射出温度は１３０
０Ｋ以上１５００Ｋ未満が好ましく、さらに特に１４０
０Ｋ以上１４５０Ｋ未満が好ましい。
金溶湯を液体急冷法で急冷凝固させて製造することがで
きる。この液体急冷法とは、溶融した合金を急速に冷却
させる方法をいい、例えば、単ロール法、双ロール法、
回転液中紡糸法などが特に有効であり、これらの方法で
は１０4〜１０6 K/sec程度の冷却速度が容易に得られ
る。この単ロール法、双ロール法などにより薄帯材料を
製造するには、溶湯を入れた石英管などの収納容器に、
石英管先端のノズル孔を通して約３００〜１００００rp
mの範囲の一定速度で回転している直径３０〜３００mm
の例えば銅あるいは銅製のロールに溶湯を噴出する。こ
れにより、幅が約１〜３００mmで厚さが約５〜５００μ
ｍの各種薄帯材料を容易に得ることができる。特に、ロ
ール周速が４０ｍ／ｓｅｃで、溶射の射出温度は１３０
０Ｋ以上１５００Ｋ未満が好ましく、さらに特に１４０
０Ｋ以上１４５０Ｋ未満が好ましい。
【００１２】一方、回転液中紡糸法により、細線材料を
製造するには、ノズル孔を通じ、アルゴンガス背圧に
て、約５０〜５００rpmで回転する中空ドラム内に遠心
力により保持された深さ約１〜１０cmの溶液冷媒層中に
溶湯を噴出して細線材料を容易に得ることができる。こ
の際のノズルからの噴出溶湯と冷媒面とのなす角度は、
約６０〜９０度、噴出溶湯と溶液冷媒面の相対速度比
は、約０.７〜０.９であることが好ましい。また、前記
の方法によらずに、スパッタリング法などの成膜法によ
り前記組成のアルミニウム基合金の薄膜を得ることがで
き、また高圧ガス噴霧法などの各種アトマイズ法やスプ
レー法により溶湯を急冷して前記組成のアルミニウム基
合金粉末を得ることができる。
製造するには、ノズル孔を通じ、アルゴンガス背圧に
て、約５０〜５００rpmで回転する中空ドラム内に遠心
力により保持された深さ約１〜１０cmの溶液冷媒層中に
溶湯を噴出して細線材料を容易に得ることができる。こ
の際のノズルからの噴出溶湯と冷媒面とのなす角度は、
約６０〜９０度、噴出溶湯と溶液冷媒面の相対速度比
は、約０.７〜０.９であることが好ましい。また、前記
の方法によらずに、スパッタリング法などの成膜法によ
り前記組成のアルミニウム基合金の薄膜を得ることがで
き、また高圧ガス噴霧法などの各種アトマイズ法やスプ
レー法により溶湯を急冷して前記組成のアルミニウム基
合金粉末を得ることができる。
【００１３】前記の方法によって、請求項１に記した複
相組織を有する合金を得ることができる。
相組織を有する合金を得ることができる。
【００１４】前記の各組織状態は、通常のＸ線回折法や
透過電子顕微鏡観察によって容易に知ることができる。
非晶質相の場合は、非晶質相特有のハローパターンを示
し、非晶質相と微細な結晶相との混相組織の場合は、ハ
ローパターンと微細な結晶相に起因する回折ピークとが
合成された回折パターンを示し、非晶質相と金属間化合
物相との混相組織の場合は、ハローパターンと金属間化
合物相に起因する回折ピークとが合成されたパターンを
示す。
透過電子顕微鏡観察によって容易に知ることができる。
非晶質相の場合は、非晶質相特有のハローパターンを示
し、非晶質相と微細な結晶相との混相組織の場合は、ハ
ローパターンと微細な結晶相に起因する回折ピークとが
合成された回折パターンを示し、非晶質相と金属間化合
物相との混相組織の場合は、ハローパターンと金属間化
合物相に起因する回折ピークとが合成されたパターンを
示す。
【００１５】本発明の高強度アルミニウム基合金は、ア
ルミニウム相あるいはアルミニウム固溶体相（α相）を
含むので、容易に押出加工やプレス加工、熱間鍛造等の
加工を行なうことができる。従って、薄帯、線、板状あ
るいは粉末の形態で得られた前記組成のアルミニウム基
合金を非晶質相の結晶化温度±１００゜Ｃの温度で押出
加工、プレス加工、熱間鍛造加工することで、容易にバ
ルク材を得ることができる。更に前記組成のアルミニウ
ム基合金は、高度の粘さを有するので、１８０度曲げ可
能なものとなる。さらに、急冷法により製造した薄帯合
金をボールミルにて粉砕し、真空ホットプレスにより真
空下（例えば、１０-3Ｔorr）、非晶質相の結晶化温度
よりも多少低い温度で（例えば５５０Ｋ程度で）圧粉す
ることにより直径数十mm、長さ数十mmの押出し用ビレッ
トを作成する。このビレットを押出機のコンテナ内にセ
ットし、結晶化温度よりも若干高い温度で数十分保持し
た後、押出加工を行なって丸棒などの所望の形状の押出
材を得ることができる。
ルミニウム相あるいはアルミニウム固溶体相（α相）を
含むので、容易に押出加工やプレス加工、熱間鍛造等の
加工を行なうことができる。従って、薄帯、線、板状あ
るいは粉末の形態で得られた前記組成のアルミニウム基
合金を非晶質相の結晶化温度±１００゜Ｃの温度で押出
加工、プレス加工、熱間鍛造加工することで、容易にバ
ルク材を得ることができる。更に前記組成のアルミニウ
ム基合金は、高度の粘さを有するので、１８０度曲げ可
能なものとなる。さらに、急冷法により製造した薄帯合
金をボールミルにて粉砕し、真空ホットプレスにより真
空下（例えば、１０-3Ｔorr）、非晶質相の結晶化温度
よりも多少低い温度で（例えば５５０Ｋ程度で）圧粉す
ることにより直径数十mm、長さ数十mmの押出し用ビレッ
トを作成する。このビレットを押出機のコンテナ内にセ
ットし、結晶化温度よりも若干高い温度で数十分保持し
た後、押出加工を行なって丸棒などの所望の形状の押出
材を得ることができる。
【００１６】
【実施例】高周波溶解炉により所定の成分組成を有する
溶融合金を製造し、これを図１に示すような先端に小孔
５（孔径：０.２〜０.５mm）を有する石英管１に装入
し、加熱溶解した後、その石英管１を銅製のロール２の
直上に設置し、ロール２を回転数４０００rpmで高速回
転させ、石英管１にアルゴンガス圧（０.７kg／cm3）を
かけて石英管１の小孔５から溶湯をロール２の表面に噴
射して急冷することにより急冷凝固させて合金薄帯４を
得た。前記製造条件により、表１〜表２に示す組成（原
子％）の多数の合金薄帯試料（幅１mm、厚さ２０μｍ）
を作成し、それぞれの試料についてＸ線回折とＴＥＭ
（透過型電子顕微鏡）による観察を行い、表１〜表２に
示す結果を得た。表１に実施例１〜１１を示し、表２に
比較例１〜１０を示す。
溶融合金を製造し、これを図１に示すような先端に小孔
５（孔径：０.２〜０.５mm）を有する石英管１に装入
し、加熱溶解した後、その石英管１を銅製のロール２の
直上に設置し、ロール２を回転数４０００rpmで高速回
転させ、石英管１にアルゴンガス圧（０.７kg／cm3）を
かけて石英管１の小孔５から溶湯をロール２の表面に噴
射して急冷することにより急冷凝固させて合金薄帯４を
得た。前記製造条件により、表１〜表２に示す組成（原
子％）の多数の合金薄帯試料（幅１mm、厚さ２０μｍ）
を作成し、それぞれの試料についてＸ線回折とＴＥＭ
（透過型電子顕微鏡）による観察を行い、表１〜表２に
示す結果を得た。表１に実施例１〜１１を示し、表２に
比較例１〜１０を示す。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】以上の測定結果から、表１〜表２の組織状
態の欄に示すように、非晶質相（Ａｍｏ）とｆｃｃ構造
のアルミニウム相あるいはアルミニウム固溶体相の微細
な結晶との混相組織（ｆｃｃ−Ａｌ＋Ａｍｏ）、アルミ
ニウム固溶体相（ｆｃｃーＡｌ）、アルミニウム固溶体
相と金属間化合物相（ｆｃｃーＡｌ＋Ｃｏｍ）の組織が
得られていることが確認された。
態の欄に示すように、非晶質相（Ａｍｏ）とｆｃｃ構造
のアルミニウム相あるいはアルミニウム固溶体相の微細
な結晶との混相組織（ｆｃｃ−Ａｌ＋Ａｍｏ）、アルミ
ニウム固溶体相（ｆｃｃーＡｌ）、アルミニウム固溶体
相と金属間化合物相（ｆｃｃーＡｌ＋Ｃｏｍ）の組織が
得られていることが確認された。
【００２０】次に、各薄帯試料につき、硬度（Ｈｖ）と
引張破断強度（σf：ＭＰa）を測定し、表１〜表２に示
す結果を得た。硬度は、微小ビッカース硬度計による測
定値（ＤＰＮ：Diamond Pyramid Number）である。更
に、各薄帯試料について、コ字状になるように１８０度
折り曲げて端部どうしを密着させる１８０度密着曲げ試
験を行なった結果、破断しない程度の延性を示すものを
表１〜表２にDucで示し、破断したものをBriで示した。
引張破断強度（σf：ＭＰa）を測定し、表１〜表２に示
す結果を得た。硬度は、微小ビッカース硬度計による測
定値（ＤＰＮ：Diamond Pyramid Number）である。更
に、各薄帯試料について、コ字状になるように１８０度
折り曲げて端部どうしを密着させる１８０度密着曲げ試
験を行なった結果、破断しない程度の延性を示すものを
表１〜表２にDucで示し、破断したものをBriで示した。
【００２１】表１〜表２に示す結果から、Ａｌ-Ｖから
なる２元系合金に対し、元素Ｍとして、Ｆｅ、Ｃｏの１
種または２種以上を添加してなる合金においては、原子
％で、３≦Ｖ≦５、１≦Ｍ≦３なる関係を満足させるこ
とによって、耐力が高く、硬度が高く、曲げにも強く加
工が可能なアルミニウム基合金が得られることが分か
る。
なる２元系合金に対し、元素Ｍとして、Ｆｅ、Ｃｏの１
種または２種以上を添加してなる合金においては、原子
％で、３≦Ｖ≦５、１≦Ｍ≦３なる関係を満足させるこ
とによって、耐力が高く、硬度が高く、曲げにも強く加
工が可能なアルミニウム基合金が得られることが分か
る。
【００２２】表１〜表２に示す本発明に係る試料におい
ては、通常のアルミニウム基合金がＨv：５０〜１００
ＤＰＮ程度であるのに対して３９０〜４５０ＤＰＮと極
めて高い硬度を示している。次に、引張破断強度（σ
f）に関しては、通常の時効硬化型アルミニウム基合金
（Ａｌ-Ｓｉ-Ｆｅ系）の値が、２００〜６００ＭＰaで
あるのに対し、本発明試料のものは９７０〜１３９０Ｍ
Ｐａの範囲になり、極めて優れていることが明らかにな
った。なお、引張強さに関し、ＪＩＳ規定の６０００系
あるいは７０００系のアルミニウム基合金においては、
２５０〜３００ＭＰa程度であり、Ｆｅ系の構造用鋼板
で４００ＭＰa程度、Ｆｅ系の高張力鋼板で８００〜９
８０ＭＰa程度であることを考慮すると、本発明に係る
アルミニウム合金は引張強さに極めて優れていると言え
る。
ては、通常のアルミニウム基合金がＨv：５０〜１００
ＤＰＮ程度であるのに対して３９０〜４５０ＤＰＮと極
めて高い硬度を示している。次に、引張破断強度（σ
f）に関しては、通常の時効硬化型アルミニウム基合金
（Ａｌ-Ｓｉ-Ｆｅ系）の値が、２００〜６００ＭＰaで
あるのに対し、本発明試料のものは９７０〜１３９０Ｍ
Ｐａの範囲になり、極めて優れていることが明らかにな
った。なお、引張強さに関し、ＪＩＳ規定の６０００系
あるいは７０００系のアルミニウム基合金においては、
２５０〜３００ＭＰa程度であり、Ｆｅ系の構造用鋼板
で４００ＭＰa程度、Ｆｅ系の高張力鋼板で８００〜９
８０ＭＰa程度であることを考慮すると、本発明に係る
アルミニウム合金は引張強さに極めて優れていると言え
る。
【００２３】図２は、実施例２のＡｌ94Ｖ4Ｆｅ2なる組
成の合金試料のＸ線回折図形を示すもので、この図で
は、ナノスケールのｆｃｃ構造のアルミニウム結晶相と
非晶質相との混相組織になっていることを示している。
図中において、（１１１）、（２００）、（２２０）、
（３１１）で示すものはｆｃｃ構造のアルミニウム相の
結晶ピークであり、２θ＝４０〜５０゜のブロードなパ
ターンが非晶質相を示している。透過型電子顕微鏡によ
る観察の結果、アルミニウム結晶相の粒子径は６ｎｍ〜
９ｎｍ（平均粒子径７ｎｍ）、非晶質相の粒子径は、７
ｎｍ〜１５ｎｍ（平均粒子径１０ｎｍ）であった。
成の合金試料のＸ線回折図形を示すもので、この図で
は、ナノスケールのｆｃｃ構造のアルミニウム結晶相と
非晶質相との混相組織になっていることを示している。
図中において、（１１１）、（２００）、（２２０）、
（３１１）で示すものはｆｃｃ構造のアルミニウム相の
結晶ピークであり、２θ＝４０〜５０゜のブロードなパ
ターンが非晶質相を示している。透過型電子顕微鏡によ
る観察の結果、アルミニウム結晶相の粒子径は６ｎｍ〜
９ｎｍ（平均粒子径７ｎｍ）、非晶質相の粒子径は、７
ｎｍ〜１５ｎｍ（平均粒子径１０ｎｍ）であった。
【００２４】
【発明の効果】以上説明したように本発明に係るアルミ
ニウム基合金は、高硬度材料、高強度材料、耐食性に富
む材料として有用である。更に、熱処理により機械特性
を向上させることが可能であり、曲げにも強いので機械
加工もできるなどの優れた特性を有する。以上のことか
ら本発明に係るアルミニウム基合金は、航空機、車両、
船舶などの構造用部材、あるいはエンジン部分の構造用
部材、または、建築用外装材、サッシ、屋根材として、
更には、海水機器用部材、原子炉用部材などとして広く
使用することができる。
ニウム基合金は、高硬度材料、高強度材料、耐食性に富
む材料として有用である。更に、熱処理により機械特性
を向上させることが可能であり、曲げにも強いので機械
加工もできるなどの優れた特性を有する。以上のことか
ら本発明に係るアルミニウム基合金は、航空機、車両、
船舶などの構造用部材、あるいはエンジン部分の構造用
部材、または、建築用外装材、サッシ、屋根材として、
更には、海水機器用部材、原子炉用部材などとして広く
使用することができる。
【図１】 本発明合金を急冷凝固して薄帯を製造する際
に使用した単ロール装置の一例を示す構成図である。
に使用した単ロール装置の一例を示す構成図である。
【図２】 Ａｌ94Ｖ4Ｆｅ2なる組成の合金のＸ線回折分
析結果を示す図である。
析結果を示す図である。
１・・石英管、２・・ロール、３・・溶湯、４・・薄帯
───────────────────────────────────────────────────── 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 堀尾 裕磨 静岡県浜松市中沢町10番１号 ヤマハ株式 会社内
Claims (1)
- 【請求項１】 一般式 Ａｌ100ー(x+y)ＶxＭy （ただし、ＭはＦｅ、Ｃｏのうち１種もしくは２種の金
属元素を示す。）で示される組成を有し、 組成比を示すｘ、ｙは原子％で３≦ｘ≦５、１≦ｙ≦３
なる関係を満足するとともに、その金属組織が、粒子径
５ｎｍ以上３０ｎｍ以下の非晶質相と、粒子径５ｎｍ以
上４０ｎｍ以下のアルミニウム相もしくはアルミニウム
固溶体相とからなる複相組織を有してなる高強度アルミ
ニウム基合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26876495A JPH09111425A (ja) | 1995-10-17 | 1995-10-17 | 高強度アルミニウム基合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26876495A JPH09111425A (ja) | 1995-10-17 | 1995-10-17 | 高強度アルミニウム基合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09111425A true JPH09111425A (ja) | 1997-04-28 |
Family
ID=17462993
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26876495A Pending JPH09111425A (ja) | 1995-10-17 | 1995-10-17 | 高強度アルミニウム基合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09111425A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| CN105803236A (zh) * | 2016-03-24 | 2016-07-27 | 济南大学 | 一种非晶合金增强的铝基复合材料及其制备方法 |
-
1995
- 1995-10-17 JP JP26876495A patent/JPH09111425A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| CN105803236A (zh) * | 2016-03-24 | 2016-07-27 | 济南大学 | 一种非晶合金增强的铝基复合材料及其制备方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20000627 |