JPH1088268A - 高強度高靱性アルミニウム合金およびその製造方法 - Google Patents
高強度高靱性アルミニウム合金およびその製造方法Info
- Publication number
- JPH1088268A JPH1088268A JP8237597A JP23759796A JPH1088268A JP H1088268 A JPH1088268 A JP H1088268A JP 8237597 A JP8237597 A JP 8237597A JP 23759796 A JP23759796 A JP 23759796A JP H1088268 A JPH1088268 A JP H1088268A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- intermetallic compound
- aluminum alloy
- aluminum
- crystal
- strength
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- 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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C33/00—Making ferrous alloys
- C22C33/003—Making ferrous alloys making amorphous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 工業的に生産可能であり、従来よりも高い強
度と靱性を兼ね備えたアルミニウム合金とその製造方法
を提供する。 【解決手段】 高強度高靱性アルミニウム合金は、平均
結晶粒径が６０〜１０００ｎｍの範囲内の結晶粒からな
るα−アルミニウムの相と、平均結晶粒径が２０〜２０
００ｎｍの範囲内の結晶粒からなる２種以上の金属間化
合物の相とを備え、金属間化合物の結晶粒間の連結が断
続するように金属間化合物の結晶粒は分散している。
度と靱性を兼ね備えたアルミニウム合金とその製造方法
を提供する。 【解決手段】 高強度高靱性アルミニウム合金は、平均
結晶粒径が６０〜１０００ｎｍの範囲内の結晶粒からな
るα−アルミニウムの相と、平均結晶粒径が２０〜２０
００ｎｍの範囲内の結晶粒からなる２種以上の金属間化
合物の相とを備え、金属間化合物の結晶粒間の連結が断
続するように金属間化合物の結晶粒は分散している。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、強靱性が要求さ
れる部品や構造材料に適用することが可能であり、高い
強度を有し、かつ靱性の優れた、アルミニウム合金およ
びその製造方法に関するものである。
れる部品や構造材料に適用することが可能であり、高い
強度を有し、かつ靱性の優れた、アルミニウム合金およ
びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術および発明が解決しようとする課題】アモ
ルファス相または凖結晶相を含む合金を出発原料とした
高強度のアルミニウム合金については、これまで多くの
研究がなされてきた。
ルファス相または凖結晶相を含む合金を出発原料とした
高強度のアルミニウム合金については、これまで多くの
研究がなされてきた。
【０００３】たとえば、特開平１−２７５７３２号公報
で開示された技術によれば、一般式：Ａｌa Ｍb Ｘ
c （ただし、Ｍ：Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，
Ｃｕ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃａ，Ｌｉ，Ｍｇ，Ｓｉ
から選ばれる１種もしくは２種以上の金属元素、Ｘ：
Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｓｍ，Ｎｄ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｍ
（ミッシュメタル）から選ばれる１種もしくは２種以上
の金属元素、ａ，ｂ，ｃは原子％でａ：５０〜９５ａｔ
％、ｂ：０．５〜３５ａｔ％、ｃ：０．５〜２５ａｔ
％）からなる３元合金を急冷凝固することにより、引張
り強度が８７〜１０３ｋｇ／ｍｍ2 、降伏強度が８２〜
９６ｋｇ／ｍｍ2 の非晶質または非晶質と微細結晶質の
複合体が得られている。
で開示された技術によれば、一般式：Ａｌa Ｍb Ｘ
c （ただし、Ｍ：Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，
Ｃｕ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃａ，Ｌｉ，Ｍｇ，Ｓｉ
から選ばれる１種もしくは２種以上の金属元素、Ｘ：
Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｓｍ，Ｎｄ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｍ
（ミッシュメタル）から選ばれる１種もしくは２種以上
の金属元素、ａ，ｂ，ｃは原子％でａ：５０〜９５ａｔ
％、ｂ：０．５〜３５ａｔ％、ｃ：０．５〜２５ａｔ
％）からなる３元合金を急冷凝固することにより、引張
り強度が８７〜１０３ｋｇ／ｍｍ2 、降伏強度が８２〜
９６ｋｇ／ｍｍ2 の非晶質または非晶質と微細結晶質の
複合体が得られている。
【０００４】また、低比重で高強度の非晶質または微細
結晶質の高強度アルミニウム合金については、特開平６
−３１６７３８号公報において開示されている。そのア
ルミニウム合金は、一般式：Ａｌa Ｘb Ｍｍc （Ｍｍ：
ミッシュメタル）で表わされ、ＸはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍ
ｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，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％で、ａ：９
５．２〜９７．５ａｔ％、ｂおよびｃは２．５＜ｂ＋ｃ
＜５かつｂ＞０．５かつｃ＞１を満たす値である。この
ような組成を有することにより、合金元素の添加量を抑
えて非晶質相あるいは微細結晶質相を適度にマトリック
スの微細結晶相中に均一分散させ、マトリックスの微細
結晶質相がＭｍおよびＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃ
ｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｒなどの遷移金属によって固溶強化
された低比重かつ高強度なアルミニウム合金が得られて
いる。
結晶質の高強度アルミニウム合金については、特開平６
−３１６７３８号公報において開示されている。そのア
ルミニウム合金は、一般式：Ａｌa Ｘb Ｍｍc （Ｍｍ：
ミッシュメタル）で表わされ、ＸはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍ
ｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，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％で、ａ：９
５．２〜９７．５ａｔ％、ｂおよびｃは２．５＜ｂ＋ｃ
＜５かつｂ＞０．５かつｃ＞１を満たす値である。この
ような組成を有することにより、合金元素の添加量を抑
えて非晶質相あるいは微細結晶質相を適度にマトリック
スの微細結晶相中に均一分散させ、マトリックスの微細
結晶質相がＭｍおよびＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃ
ｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｒなどの遷移金属によって固溶強化
された低比重かつ高強度なアルミニウム合金が得られて
いる。
【０００５】上述のように、Ａｌをマトリックスとする
非晶質合金または非晶質と微細結晶質の複合体からなる
合金、または微細結晶質合金は、従来のアルミニウム結
晶質合金に比べて２倍以上の引張り強さを有する。しか
しながら、上述のようなアルミニウム合金のシャルピー
衝撃値は従来のアルミニウム溶製材に比べて約５分の１
にも満たないほど低い。そのため、信頼性の要求される
機械部品や自動車部品の材料として、そのアルミニウム
合金を使用することは困難であるという問題があった。
非晶質合金または非晶質と微細結晶質の複合体からなる
合金、または微細結晶質合金は、従来のアルミニウム結
晶質合金に比べて２倍以上の引張り強さを有する。しか
しながら、上述のようなアルミニウム合金のシャルピー
衝撃値は従来のアルミニウム溶製材に比べて約５分の１
にも満たないほど低い。そのため、信頼性の要求される
機械部品や自動車部品の材料として、そのアルミニウム
合金を使用することは困難であるという問題があった。
【０００６】また、一方では、特開平６−１８４７１２
号公報においては、高強度アルミニウム合金の製造方法
が開示されている。そのアルミニウム合金は、一般式：
Ａｌ a Ｌｎb Ｍc で表わされ、ただし、式中のＬｎはＭ
ｍ（ミッシュメタル），Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｓｍ，Ｎｄ，
Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａから選ばれる１種以上の金属元素、Ｍ
はＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｒ，Ｔ
ｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃａ，Ｌｉ，Ｍｇ，Ｓｉから選ばれる１
種以上の金属元素、ａ，ｂ，ｃは原子％で、ａ：５０〜
９７．５ａｔ％、ｂ：０．５〜３０ａｔ％、ｃ：０．５
〜３０ａｔ％の範囲内である。このような組成を有し、
微細結晶相を５〜５０体積％のアモルファス相が取り囲
むセル状の複相組織を有する急冷凝固したアルミニウム
合金に、アモルファスの結晶化温度以上の温度で塑性加
工を施し、微細結晶マトリックス中に上記のＡｌ，Ｌ
ｎ，Ｍのうち２種以上からなる金属間化合物が分散した
組織を得る製造方法が上記の公報に開示されている。こ
のようなアルミニウム合金では、引張り強度が７６０〜
８９０ＭＰａ、伸びが６．０〜９．０％と比較的高い靱
性が得られている。
号公報においては、高強度アルミニウム合金の製造方法
が開示されている。そのアルミニウム合金は、一般式：
Ａｌ a Ｌｎb Ｍc で表わされ、ただし、式中のＬｎはＭ
ｍ（ミッシュメタル），Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｓｍ，Ｎｄ，
Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａから選ばれる１種以上の金属元素、Ｍ
はＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｒ，Ｔ
ｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃａ，Ｌｉ，Ｍｇ，Ｓｉから選ばれる１
種以上の金属元素、ａ，ｂ，ｃは原子％で、ａ：５０〜
９７．５ａｔ％、ｂ：０．５〜３０ａｔ％、ｃ：０．５
〜３０ａｔ％の範囲内である。このような組成を有し、
微細結晶相を５〜５０体積％のアモルファス相が取り囲
むセル状の複相組織を有する急冷凝固したアルミニウム
合金に、アモルファスの結晶化温度以上の温度で塑性加
工を施し、微細結晶マトリックス中に上記のＡｌ，Ｌ
ｎ，Ｍのうち２種以上からなる金属間化合物が分散した
組織を得る製造方法が上記の公報に開示されている。こ
のようなアルミニウム合金では、引張り強度が７６０〜
８９０ＭＰａ、伸びが６．０〜９．０％と比較的高い靱
性が得られている。
【０００７】しかしながら、上記の公報に開示されたア
ルミニウム合金の製造方法では、５〜５０体積％のアモ
ルファス相を得るために急冷凝固の際に高い冷却速度を
必要とするため、実際の工業生産においては、製造コス
トが高くなるという問題がある。
ルミニウム合金の製造方法では、５〜５０体積％のアモ
ルファス相を得るために急冷凝固の際に高い冷却速度を
必要とするため、実際の工業生産においては、製造コス
トが高くなるという問題がある。
【０００８】さらに、特開平７−１７９９７４号公報に
おいては、高い強度と高い靱性を備えたアルミニウム合
金が開示されている。そのアルミニウム合金は、α−ア
ルミニウムのマトリックスと金属間化合物の析出相とを
含む複合組織を有し、金属間化合物の体積率が３５体積
％以下である分散強化型アルミニウム合金において金属
間化合物の析出相のアスペクト比が３．０以下、α−ア
ルミニウムの結晶粒径の金属間化合物の析出相の粒径に
対する比が２．０以上、α−アルミニウムの結晶粒径が
２００ｎｍ以下であることを特徴とするものである。ま
た、上記公報には、アモルファス相を１０体積％以上含
有するガスアトマイズ粉末またはその圧粉体に第１の加
熱処理と第２の加熱処理を施した後、熱間塑性加工を施
すことにより、上記の限定された組織を有するアルミニ
ウム合金が得られることが開示されている。
おいては、高い強度と高い靱性を備えたアルミニウム合
金が開示されている。そのアルミニウム合金は、α−ア
ルミニウムのマトリックスと金属間化合物の析出相とを
含む複合組織を有し、金属間化合物の体積率が３５体積
％以下である分散強化型アルミニウム合金において金属
間化合物の析出相のアスペクト比が３．０以下、α−ア
ルミニウムの結晶粒径の金属間化合物の析出相の粒径に
対する比が２．０以上、α−アルミニウムの結晶粒径が
２００ｎｍ以下であることを特徴とするものである。ま
た、上記公報には、アモルファス相を１０体積％以上含
有するガスアトマイズ粉末またはその圧粉体に第１の加
熱処理と第２の加熱処理を施した後、熱間塑性加工を施
すことにより、上記の限定された組織を有するアルミニ
ウム合金が得られることが開示されている。
【０００９】上記の公報に開示されたアルミニウム合金
の製造方法においても、やはり１０体積％のアモルファ
ス相を得るために急冷凝固の際に高い冷却速度を必要と
するため、実際の工業生産ではその製造コストが高くな
るという問題がある。
の製造方法においても、やはり１０体積％のアモルファ
ス相を得るために急冷凝固の際に高い冷却速度を必要と
するため、実際の工業生産ではその製造コストが高くな
るという問題がある。
【００１０】以上の従来技術の問題点を要約すると、以
下の表１のようになる。
下の表１のようになる。
【００１１】
【表１】
【００１２】そこで、この発明の目的は、上記のような
課題を解決し、工業的に生産可能な、従来よりも高い強
度と靱性を兼ね備えたアルミニウム合金とその製造方法
を提供することである。
課題を解決し、工業的に生産可能な、従来よりも高い強
度と靱性を兼ね備えたアルミニウム合金とその製造方法
を提供することである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】上記の課題を克服するた
めに、本願発明者らは、アルミニウム合金のサブミクロ
ンレベルの微細組織と、その機械的特性について徹底的
な評価検討を行なった。その際、アルミニウム合金をα
−アルミニウム結晶とＡｌ−添加元素の金属間化合物と
の複合材料とみなし、粒子分散強化複合材料としてその
材料組織と機械的特性の関係に立ち返って評価した。そ
の結果、以下のような事項が判明した。
めに、本願発明者らは、アルミニウム合金のサブミクロ
ンレベルの微細組織と、その機械的特性について徹底的
な評価検討を行なった。その際、アルミニウム合金をα
−アルミニウム結晶とＡｌ−添加元素の金属間化合物と
の複合材料とみなし、粒子分散強化複合材料としてその
材料組織と機械的特性の関係に立ち返って評価した。そ
の結果、以下のような事項が判明した。
【００１４】延性材のマトリックスと脆性材の粒子とか
らなる粒子分散強化複合材料について考えてみることと
する。その際に脆性材の粒子のアスペクト比が１に近い
と仮定する。１００％の延性材のマトリックスの状態か
ら徐々に脆性材の粒子をランダムな位置に添加していく
と、初めはバラバラに存在していた脆性材の粒子の間隔
が徐々に狭まっていき、所々に複数個の脆性材の粒子が
連結したクラスタが発生するようになる。さらに、脆性
材の粒子を増加させていき、その体積率が３０〜４０％
を超えるようになると、脆性材の粒子同士が試料全域に
わたって連結するようになる。脆性材の粒子の体積率が
３０％未満では、複合材料の靱性は、脆性材粒子の増加
に伴い緩やかに低下する程度である。しかし、脆性材の
粒子の体積率が３０〜４０％を超えるようになると、靱
性は著しく低下する。
らなる粒子分散強化複合材料について考えてみることと
する。その際に脆性材の粒子のアスペクト比が１に近い
と仮定する。１００％の延性材のマトリックスの状態か
ら徐々に脆性材の粒子をランダムな位置に添加していく
と、初めはバラバラに存在していた脆性材の粒子の間隔
が徐々に狭まっていき、所々に複数個の脆性材の粒子が
連結したクラスタが発生するようになる。さらに、脆性
材の粒子を増加させていき、その体積率が３０〜４０％
を超えるようになると、脆性材の粒子同士が試料全域に
わたって連結するようになる。脆性材の粒子の体積率が
３０％未満では、複合材料の靱性は、脆性材粒子の増加
に伴い緩やかに低下する程度である。しかし、脆性材の
粒子の体積率が３０〜４０％を超えるようになると、靱
性は著しく低下する。
【００１５】また、たとえば延性材の粒子のアスペクト
比が１よりも十分大きく、脆性材の粒子がランダムな位
置にランダムの方向を向いて存在する場合には、脆性材
の粒子の体積率が３０％より低い所でも、脆性材の粒子
同士が試料全域にわたって連結するようになり、靱性低
下の臨界体積率が低下する。逆に、脆性材の粒子の体積
率が４０％よりも高い場合でも、脆性材の粒子が規則的
な配置をとれば、脆性材の粒子同士の連結が試料全域に
は及ばないことが起こり得て、靱性が維持される場合も
ある。
比が１よりも十分大きく、脆性材の粒子がランダムな位
置にランダムの方向を向いて存在する場合には、脆性材
の粒子の体積率が３０％より低い所でも、脆性材の粒子
同士が試料全域にわたって連結するようになり、靱性低
下の臨界体積率が低下する。逆に、脆性材の粒子の体積
率が４０％よりも高い場合でも、脆性材の粒子が規則的
な配置をとれば、脆性材の粒子同士の連結が試料全域に
は及ばないことが起こり得て、靱性が維持される場合も
ある。
【００１６】以上のように、粒子分散強化複合材料の靱
性は、従来から考えられていたような、強化粒子（ここ
では脆性材の粒子）の体積率だけでは一律的に規定され
るものではなく、強化粒子相互の連結性によって規定さ
れるべきものである。
性は、従来から考えられていたような、強化粒子（ここ
では脆性材の粒子）の体積率だけでは一律的に規定され
るものではなく、強化粒子相互の連結性によって規定さ
れるべきものである。
【００１７】このような知見をＡｌ−ＴＭ−Ｌｎ（Ｔ
Ｍ：遷移金属元素、Ｌｎ：希土類元素）系などのアルミ
ニウム合金に対して適用した場合には、α−アルミニウ
ム結晶が延性材のマトリックスとみなすことができ、金
属間化合物の結晶粒子または微細な非晶質領域を脆性材
の粒子とみなすことができ、上記の脆性材の粒子の体積
率についての関係を適用することができる。このように
上記の知見を適用すると、十分な靱性を得るためには、
金属間化合物の結晶粒子同士が試料全域にわたって連結
しないことが必要である。
Ｍ：遷移金属元素、Ｌｎ：希土類元素）系などのアルミ
ニウム合金に対して適用した場合には、α−アルミニウ
ム結晶が延性材のマトリックスとみなすことができ、金
属間化合物の結晶粒子または微細な非晶質領域を脆性材
の粒子とみなすことができ、上記の脆性材の粒子の体積
率についての関係を適用することができる。このように
上記の知見を適用すると、十分な靱性を得るためには、
金属間化合物の結晶粒子同士が試料全域にわたって連結
しないことが必要である。
【００１８】以上の知見に基づき、本発明に従った高強
度高靱性アルミニウム合金においては、平均結晶粒径が
６０〜１０００ｎｍの範囲内の結晶粒からなるα−アル
ミニウムの相と、平均結晶粒径が２０〜２０００ｎｍの
範囲内の結晶粒からなる２種以上の金属間化合物の相と
を備え、金属間化合物の結晶粒間の連結が断続するよう
に金属間加工物の結晶粒は分散している、言い換えれ
ば、アルミニウム合金全体にわたって連結することな
く、微細に分散していることを特徴とするものである。
度高靱性アルミニウム合金においては、平均結晶粒径が
６０〜１０００ｎｍの範囲内の結晶粒からなるα−アル
ミニウムの相と、平均結晶粒径が２０〜２０００ｎｍの
範囲内の結晶粒からなる２種以上の金属間化合物の相と
を備え、金属間化合物の結晶粒間の連結が断続するよう
に金属間加工物の結晶粒は分散している、言い換えれ
ば、アルミニウム合金全体にわたって連結することな
く、微細に分散していることを特徴とするものである。
【００１９】α−アルミニウムの平均結晶粒径、金属間
化合物の平均結晶粒径の限定理由を以下に説明する。
化合物の平均結晶粒径の限定理由を以下に説明する。
【００２０】α−アルミニウムの平均結晶粒径が６０ｎ
ｍ未満であると、アルミニウム合金の製造に際して高い
冷却速度を必要とし、製造コストが高くなる。また、α
−アルミニウムの平均結晶粒径が１０００ｎｍより大き
いと、結晶粒の微細化による強化が有効に働かず、かえ
って強度が低下する。このような理由により、α−アル
ミニウムの平均結晶粒径の範囲が限定される。
ｍ未満であると、アルミニウム合金の製造に際して高い
冷却速度を必要とし、製造コストが高くなる。また、α
−アルミニウムの平均結晶粒径が１０００ｎｍより大き
いと、結晶粒の微細化による強化が有効に働かず、かえ
って強度が低下する。このような理由により、α−アル
ミニウムの平均結晶粒径の範囲が限定される。
【００２１】金属間化合物の平均結晶粒径が２０ｎｍ未
満であると、アルミニウム合金の製造に際して高い冷却
速度を必要とし、製造コストが高くなる。また、金属間
化合物の平均結晶粒径が２０００ｎｍより大きいと、マ
トリックスとの間の複合強化作用が有効に働かず、かえ
って強度が低下する。このような理由により、金属間化
合物の平均結晶粒径の範囲が限定される。
満であると、アルミニウム合金の製造に際して高い冷却
速度を必要とし、製造コストが高くなる。また、金属間
化合物の平均結晶粒径が２０００ｎｍより大きいと、マ
トリックスとの間の複合強化作用が有効に働かず、かえ
って強度が低下する。このような理由により、金属間化
合物の平均結晶粒径の範囲が限定される。
【００２２】また、本発明の好ましいアルミニウム合金
は、上記の特徴に加えて、α−アルミニウムの結晶粒の
内部に結晶粒径が２０〜９００ｎｍの結晶粒からなる第
１の金属間化合物を含み、結晶粒径が４００〜２０００
ｎｍの結晶粒からなる、第１の金属間化合物とは異なる
種類の第２の金属間化合物が１種以上、α−アルミニウ
ムの結晶粒界に沿って分布していることを特徴とする。
は、上記の特徴に加えて、α−アルミニウムの結晶粒の
内部に結晶粒径が２０〜９００ｎｍの結晶粒からなる第
１の金属間化合物を含み、結晶粒径が４００〜２０００
ｎｍの結晶粒からなる、第１の金属間化合物とは異なる
種類の第２の金属間化合物が１種以上、α−アルミニウ
ムの結晶粒界に沿って分布していることを特徴とする。
【００２３】上記のように、第１と第２の金属間化合
物、言い換えれば２種以上の金属間化合物の幾何学的配
置によって、高温でのα−アルミニウム結晶の粒成長を
抑制し、耐熱性を向上させることができる。
物、言い換えれば２種以上の金属間化合物の幾何学的配
置によって、高温でのα−アルミニウム結晶の粒成長を
抑制し、耐熱性を向上させることができる。
【００２４】さらに、本発明の好ましいアルミニウム合
金においては、α−アルミニウムの結晶粒の内部に存在
する第１の金属間化合物がＡｌとＺｒを含み、α−アル
ミニウムの結晶粒界に沿って分布している第２の金属間
化合物がＡｌとＺ（ＺはＹ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｓｍ，Ｎｄ，
Ｍｍ（ミッシュメタル）からなる群より選ばれた１種以
上の金属元素）を含む。
金においては、α−アルミニウムの結晶粒の内部に存在
する第１の金属間化合物がＡｌとＺｒを含み、α−アル
ミニウムの結晶粒界に沿って分布している第２の金属間
化合物がＡｌとＺ（ＺはＹ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｓｍ，Ｎｄ，
Ｍｍ（ミッシュメタル）からなる群より選ばれた１種以
上の金属元素）を含む。
【００２５】このようにα−アルミニウム結晶粒内に存
在する第１の金属間化合物がＡｌとＺｒを含むため、Ｚ
ｒのアルミニウムマトリックス中の拡散が遅いことによ
って、耐熱性を向上させることができる。また、α−ア
ルミニウム結晶粒界に沿って分布している第２の金属間
化合物がＡｌとＺ（ＺはＹ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｓｍ，Ｎｄ，
Ｍｍ（ミッシュメタル）からなる群より選ばれる１種以
上の金属元素）を含むことにより、第２の金属間化合物
の結晶粒界における分散性が良くなり、アルミニウム合
金の靱性を向上させることができる。
在する第１の金属間化合物がＡｌとＺｒを含むため、Ｚ
ｒのアルミニウムマトリックス中の拡散が遅いことによ
って、耐熱性を向上させることができる。また、α−ア
ルミニウム結晶粒界に沿って分布している第２の金属間
化合物がＡｌとＺ（ＺはＹ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｓｍ，Ｎｄ，
Ｍｍ（ミッシュメタル）からなる群より選ばれる１種以
上の金属元素）を含むことにより、第２の金属間化合物
の結晶粒界における分散性が良くなり、アルミニウム合
金の靱性を向上させることができる。
【００２６】好ましくは、α−アルミニウム結晶粒内に
存在する第１の金属間化合物がＬ１ 2 型またはＤ０23型
の結晶構造を有する。第１の金属間化合物がＬ１2 型で
あることにより、α−アルミニウム結晶との格子のマッ
チングが良くなり、耐熱性を向上させることができる。
また、第１の金属間化合物がＤ０23型であれば、結晶構
造の安定性に優れた金属間化合物を得ることができる。
存在する第１の金属間化合物がＬ１ 2 型またはＤ０23型
の結晶構造を有する。第１の金属間化合物がＬ１2 型で
あることにより、α−アルミニウム結晶との格子のマッ
チングが良くなり、耐熱性を向上させることができる。
また、第１の金属間化合物がＤ０23型であれば、結晶構
造の安定性に優れた金属間化合物を得ることができる。
【００２７】さらに好ましくは、本発明のアルミニウム
合金の研磨された断面において、α−アルミニウム結晶
粒界に沿って分布している第２の金属間化合物の形状が
以下のように限定された形状を有する。
合金の研磨された断面において、α−アルミニウム結晶
粒界に沿って分布している第２の金属間化合物の形状が
以下のように限定された形状を有する。
【００２８】第２の金属間化合物の周囲長の平均値が７
〜１５μｍ、第２の金属間化合物の円形度の平均値が
０．１５〜０．４５、第２の金属間化合物の針状比の平
均値が１〜５、第２の金属間化合物の主軸方向の標準偏
差が４０°以上、第２の金属間化合物の体積率が１２〜
２５％であるのが好ましい。このように限定された形状
を有する第２の金属間化合物の粒子をα−アルミニウム
結晶粒界に沿って分布させることにより、第２の金属間
化合物が連結することなく、耐熱性向上のためのα−ア
ルミニウム結晶の粒界ピン止め効果を有効に発揮するこ
とができる。
〜１５μｍ、第２の金属間化合物の円形度の平均値が
０．１５〜０．４５、第２の金属間化合物の針状比の平
均値が１〜５、第２の金属間化合物の主軸方向の標準偏
差が４０°以上、第２の金属間化合物の体積率が１２〜
２５％であるのが好ましい。このように限定された形状
を有する第２の金属間化合物の粒子をα−アルミニウム
結晶粒界に沿って分布させることにより、第２の金属間
化合物が連結することなく、耐熱性向上のためのα−ア
ルミニウム結晶の粒界ピン止め効果を有効に発揮するこ
とができる。
【００２９】なお、上記の金属間化合物の形状に関する
限定において、円形度は、４×π×（金属間化合物の断
面積）／（金属間化合物の断面の周囲長）2 で定義され
る。針状比は、図１に示される金属間化合物の断面にお
いて、（金属間化合物の断面の絶対最大長）ａ２／（そ
の絶対最大長ａ２に沿って延びる直線に平行な２本の直
線で金属間化合物の断面の外周を挟んだときの２直線間
の距離）ａ１で定義される。また、金属間化合物の主軸
方向の標準偏差は、図２に示される金属間化合物の断面
において、Ｘ軸と点線で表わされる金属間化合物粒子の
主軸の方向とのなす角度θのばらつき、すなわち標準偏
差で表わされる。
限定において、円形度は、４×π×（金属間化合物の断
面積）／（金属間化合物の断面の周囲長）2 で定義され
る。針状比は、図１に示される金属間化合物の断面にお
いて、（金属間化合物の断面の絶対最大長）ａ２／（そ
の絶対最大長ａ２に沿って延びる直線に平行な２本の直
線で金属間化合物の断面の外周を挟んだときの２直線間
の距離）ａ１で定義される。また、金属間化合物の主軸
方向の標準偏差は、図２に示される金属間化合物の断面
において、Ｘ軸と点線で表わされる金属間化合物粒子の
主軸の方向とのなす角度θのばらつき、すなわち標準偏
差で表わされる。
【００３０】好ましくは、本発明のアルミニウム合金の
組成は一般式：Ａｌa Ｚｒb Ｘc Ｚ d で表わされる。こ
こで、ＸはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，
Ｃｕからなる群より選ばれる１種以上の金属元素であ
り、ＺはＹ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｓｍ，Ｎｄ，Ｍｍ（ミッシュ
メタル）からなる群より選ばれる１種以上の金属元素で
あり、ａ，ｂ，ｃ，ｄは原子％でａが９０〜９７ａｔ％
の範囲内、ｂが０．５〜４ａｔ％の範囲内であり、ｃと
ｄは図３の点ＡＢＣＤで囲まれた範囲内の原子％であ
る。なお、図３は横軸に金属元素Ｘの原子％、縦軸に金
属元素Ｚの原子％をとり、座標は金属元素Ｘの原子％と
金属元素Ｚの原子％の組で表わされ、点Ａの座標は
（０．１，４）、点Ｂの座標は（０．１，１）、点Ｃの
座標は（２．５，１）、点Ｄの座標は（１．５，３）で
ある。ｃとｄの原子％の値は、図３で示されるＡＢＣＤ
点で囲まれた斜線部の領域内の値を有する。
組成は一般式：Ａｌa Ｚｒb Ｘc Ｚ d で表わされる。こ
こで、ＸはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，
Ｃｕからなる群より選ばれる１種以上の金属元素であ
り、ＺはＹ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｓｍ，Ｎｄ，Ｍｍ（ミッシュ
メタル）からなる群より選ばれる１種以上の金属元素で
あり、ａ，ｂ，ｃ，ｄは原子％でａが９０〜９７ａｔ％
の範囲内、ｂが０．５〜４ａｔ％の範囲内であり、ｃと
ｄは図３の点ＡＢＣＤで囲まれた範囲内の原子％であ
る。なお、図３は横軸に金属元素Ｘの原子％、縦軸に金
属元素Ｚの原子％をとり、座標は金属元素Ｘの原子％と
金属元素Ｚの原子％の組で表わされ、点Ａの座標は
（０．１，４）、点Ｂの座標は（０．１，１）、点Ｃの
座標は（２．５，１）、点Ｄの座標は（１．５，３）で
ある。ｃとｄの原子％の値は、図３で示されるＡＢＣＤ
点で囲まれた斜線部の領域内の値を有する。
【００３１】上記のように、アルミニウム合金に添加さ
れる元素の役割とその含有量を限定した理由とを以下に
説明する。
れる元素の役割とその含有量を限定した理由とを以下に
説明する。
【００３２】Ａｌは、α−アルミニウム結晶として均一
微細な組織を形成し、結晶粒微細化効果により強度の向
上に寄与する。
微細な組織を形成し、結晶粒微細化効果により強度の向
上に寄与する。
【００３３】Ｚｒは、急冷凝固の際にＡｌ3 Ｚｒとして
α−アルミニウム結晶化の結晶核となる。この結晶核が
試料中に均一分散することによってα−アルミニウム結
晶粒の均一微細な分散が可能となる。Ｚｒの含有量は
０．５〜４原子％の範囲内であることが必要である。Ｚ
ｒの含有量が０．５原子％未満では結晶核となる効果が
十分ではない。また、Ｚｒの含有量が４原子％より大き
いと、金属間化合物としてのＡｌ3 Ｚｒの体積率が大き
くなりすぎ、靱性が低下する。このような理由により、
Ｚｒの含有量が限定される。
α−アルミニウム結晶化の結晶核となる。この結晶核が
試料中に均一分散することによってα−アルミニウム結
晶粒の均一微細な分散が可能となる。Ｚｒの含有量は
０．５〜４原子％の範囲内であることが必要である。Ｚ
ｒの含有量が０．５原子％未満では結晶核となる効果が
十分ではない。また、Ｚｒの含有量が４原子％より大き
いと、金属間化合物としてのＡｌ3 Ｚｒの体積率が大き
くなりすぎ、靱性が低下する。このような理由により、
Ｚｒの含有量が限定される。
【００３４】Ｘ（Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，
Ｎｉ，Ｃｕからなる群より選ばれた１種以上の金属元
素）は、合金溶湯の粘度を高め、α−アルミニウム結晶
化の結晶核の数密度を高める。金属元素Ｘの含有量が
０．１原子％未満では、結晶核の数密度を高める効果が
十分ではない。また、金属元素Ｘの含有量が２．５原子
％より大きいと、金属間化合物としてのＡｌ−Ｘの体積
率が大きくなりすぎ、靱性が低下する。このような理由
により、金属元素Ｘの含有量の範囲が限定される。
Ｎｉ，Ｃｕからなる群より選ばれた１種以上の金属元
素）は、合金溶湯の粘度を高め、α−アルミニウム結晶
化の結晶核の数密度を高める。金属元素Ｘの含有量が
０．１原子％未満では、結晶核の数密度を高める効果が
十分ではない。また、金属元素Ｘの含有量が２．５原子
％より大きいと、金属間化合物としてのＡｌ−Ｘの体積
率が大きくなりすぎ、靱性が低下する。このような理由
により、金属元素Ｘの含有量の範囲が限定される。
【００３５】Ｚ（Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｓｍ，Ｎｄ，Ｍｍ
（ミッシュメタル）から選ばれる１種以上の金属元素）
は、合金溶湯の粘度を高め、α−アルミニウム結晶化の
結晶核の数密度を高める。また、金属元素Ｚは、Ａｌと
の金属間化合物としての結晶化に際してはα−アルミニ
ウム結晶粒の粒界に沿って分散析出し、分散強化による
強度向上に寄与する。金属元素Ｚの含有量が１原子％未
満では、結晶核の数密度を高める効果が十分ではない。
また、金属元素Ｚの含有量が４原子％より大きいと、金
属間化合物としてのＡｌ−Ｘの体積率が大きくなりす
ぎ、靱性が低下する。このような理由により、金属元素
Ｚの含有量の範囲が限定される。
（ミッシュメタル）から選ばれる１種以上の金属元素）
は、合金溶湯の粘度を高め、α−アルミニウム結晶化の
結晶核の数密度を高める。また、金属元素Ｚは、Ａｌと
の金属間化合物としての結晶化に際してはα−アルミニ
ウム結晶粒の粒界に沿って分散析出し、分散強化による
強度向上に寄与する。金属元素Ｚの含有量が１原子％未
満では、結晶核の数密度を高める効果が十分ではない。
また、金属元素Ｚの含有量が４原子％より大きいと、金
属間化合物としてのＡｌ−Ｘの体積率が大きくなりす
ぎ、靱性が低下する。このような理由により、金属元素
Ｚの含有量の範囲が限定される。
【００３６】本発明のアルミニウム合金は、Ａｌとの親
和性が強く、かつ互いに親和性の弱い２種以上の添加元
素とＡｌとからなる合金の溶湯を液体急冷法で急冷凝固
し、必要に応じてそれに熱処理を施すことにより得るこ
とができる。この際の冷却速度は１０3 〜１０5 Ｋ／ｓ
ｅｃであるのが特に好ましい。
和性が強く、かつ互いに親和性の弱い２種以上の添加元
素とＡｌとからなる合金の溶湯を液体急冷法で急冷凝固
し、必要に応じてそれに熱処理を施すことにより得るこ
とができる。この際の冷却速度は１０3 〜１０5 Ｋ／ｓ
ｅｃであるのが特に好ましい。
【００３７】さらに、本発明に従ったアルミニウム合金
の製造方法によれば、Ａｌを構成元素の１つとする金属
間化合物を結晶核としたα−アルミニウム微細結晶相
を、結晶核とは異なる、Ａｌを構成元素の１つとする金
属間化合物相が取り囲むセル状の複相組織を有する急冷
凝固したアルミニウム合金に、５９３Ｋ以上の温度に
１．５Ｋ／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱熱処理すること
によって、上述のように限定された高強度高靱性アルミ
ニウム合金が得られる。このように出発材料として上記
の急冷凝固した結晶質のアルミニウム合金を用いるた
め、従来技術に比べて低い冷却速度で出発材料を製造す
ることができる。また、この出発材料を５９３Ｋ以上の
温度に１．５Ｋ／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱熱処理す
ることによって、出発材料の段階では連結していた、α
−アルミニウム結晶粒界に沿って分布している金属間化
合物が連結しないようになり、結果として高靱性を得る
ことができる。このときの加熱熱処理が５９３Ｋ未満で
行なわれると、α−アルミニウム結晶粒界に沿って分布
している金属間化合物の連結を切断することができな
い。また、１．５Ｋ／ｓｅｃ未満の昇温速度で加熱熱処
理を行なうと、α−アルミニウム結晶粒が粗大化し、結
果として得られる合金の強度が低下する。
の製造方法によれば、Ａｌを構成元素の１つとする金属
間化合物を結晶核としたα−アルミニウム微細結晶相
を、結晶核とは異なる、Ａｌを構成元素の１つとする金
属間化合物相が取り囲むセル状の複相組織を有する急冷
凝固したアルミニウム合金に、５９３Ｋ以上の温度に
１．５Ｋ／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱熱処理すること
によって、上述のように限定された高強度高靱性アルミ
ニウム合金が得られる。このように出発材料として上記
の急冷凝固した結晶質のアルミニウム合金を用いるた
め、従来技術に比べて低い冷却速度で出発材料を製造す
ることができる。また、この出発材料を５９３Ｋ以上の
温度に１．５Ｋ／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱熱処理す
ることによって、出発材料の段階では連結していた、α
−アルミニウム結晶粒界に沿って分布している金属間化
合物が連結しないようになり、結果として高靱性を得る
ことができる。このときの加熱熱処理が５９３Ｋ未満で
行なわれると、α−アルミニウム結晶粒界に沿って分布
している金属間化合物の連結を切断することができな
い。また、１．５Ｋ／ｓｅｃ未満の昇温速度で加熱熱処
理を行なうと、α−アルミニウム結晶粒が粗大化し、結
果として得られる合金の強度が低下する。
【００３８】上記の出発材料としてのアルミニウム合金
を準備する際の急冷凝固は、ガスアトマイズ法または液
体アトマイズ法によって行なうのが好ましい。また、上
記の加熱熱処理の後、熱間塑性加工を施すのが好まし
い。この場合、熱間塑性加工は粉末鍛造によって行なわ
れるのが好ましい。
を準備する際の急冷凝固は、ガスアトマイズ法または液
体アトマイズ法によって行なうのが好ましい。また、上
記の加熱熱処理の後、熱間塑性加工を施すのが好まし
い。この場合、熱間塑性加工は粉末鍛造によって行なわ
れるのが好ましい。
【００３９】以上のように、この発明によれば、高い強
度と靱性を兼ね備えたアルミニウム合金を低コストで工
業的に生産可能な方法で得ることができる。
度と靱性を兼ね備えたアルミニウム合金を低コストで工
業的に生産可能な方法で得ることができる。
【００４０】
実施例Ａ 表２に示す合金組成を有するアルミニウム合金をアーク
溶解によってインゴット状にした後に、単ロール式液体
急冷装置を用いてこのインゴットをリボン状試料とし
た。表２において各合金の組成は含有元素の原子％の値
で示され、「Ａｌ−ｂａｌ」は残部がアルミニウムであ
ることを示す。リボン状試料の作製は、先端に直径０．
５ｍｍの細孔を備えた石英製ノズルを、２０００ｒｐｍ
で回転している銅製ロールの直上０．５ｍｍの位置に設
置し、石英製ノズル中に入れたインゴット状のアルミニ
ウム合金を高周波溶解して噴射圧７８ｋＰａでアルミニ
ウム合金の溶湯を噴射してリボン化することによって行
なわれた。
溶解によってインゴット状にした後に、単ロール式液体
急冷装置を用いてこのインゴットをリボン状試料とし
た。表２において各合金の組成は含有元素の原子％の値
で示され、「Ａｌ−ｂａｌ」は残部がアルミニウムであ
ることを示す。リボン状試料の作製は、先端に直径０．
５ｍｍの細孔を備えた石英製ノズルを、２０００ｒｐｍ
で回転している銅製ロールの直上０．５ｍｍの位置に設
置し、石英製ノズル中に入れたインゴット状のアルミニ
ウム合金を高周波溶解して噴射圧７８ｋＰａでアルミニ
ウム合金の溶湯を噴射してリボン化することによって行
なわれた。
【００４１】このようにして得られたリボン状試料の組
織を各実施例について観察すると、Ａｌを構成元素の１
つとする金属間化合物を結晶核としたα−アルミニウム
結晶相を、その結晶核とは異なる、Ａｌを構成元素の１
つとする金属間化合物相が取囲むセル状の複相組織を有
することが確認された。
織を各実施例について観察すると、Ａｌを構成元素の１
つとする金属間化合物を結晶核としたα−アルミニウム
結晶相を、その結晶核とは異なる、Ａｌを構成元素の１
つとする金属間化合物相が取囲むセル状の複相組織を有
することが確認された。
【００４２】さらに、これらのリボンを表２中の条件で
熱処理した。表２中において、たとえば「７７３Ｋ３０
ｓｅｃ」は、７７３Ｋの温度で３０秒間熱処理したこと
を意味する。なお、各熱処理において昇温速度は１．５
Ｋ／ｓｅｃ以上であった。
熱処理した。表２中において、たとえば「７７３Ｋ３０
ｓｅｃ」は、７７３Ｋの温度で３０秒間熱処理したこと
を意味する。なお、各熱処理において昇温速度は１．５
Ｋ／ｓｅｃ以上であった。
【００４３】また、リボン化する際の冷却速度を確認す
るために、同様の作製条件で２０１４Ａｌ合金組成のリ
ボンを作製し、その組織中のデンドライトアーム間隔を
測定することによって実際の冷却速度を見積もった。そ
れによれば、冷却速度は３×１０4 Ｋ／ｓｅｃであっ
た。
るために、同様の作製条件で２０１４Ａｌ合金組成のリ
ボンを作製し、その組織中のデンドライトアーム間隔を
測定することによって実際の冷却速度を見積もった。そ
れによれば、冷却速度は３×１０4 Ｋ／ｓｅｃであっ
た。
【００４４】得られた各実施例と各比較例のリボンにつ
いて高分解能の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって微細
組織を観察した。その観察結果によれば、表２に示され
るように、実施例においては金属間化合物（ＩＭＣ）が
互いに連結することなく微細に分散していることが観察
された。一方、比較例においては金属間化合物同士が連
結しているのが観察された。
いて高分解能の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって微細
組織を観察した。その観察結果によれば、表２に示され
るように、実施例においては金属間化合物（ＩＭＣ）が
互いに連結することなく微細に分散していることが観察
された。一方、比較例においては金属間化合物同士が連
結しているのが観察された。
【００４５】さらに、各実施例と各比較例で得られたリ
ボンを用いてインストロン引張り試験機で引張り試験を
行なった。その結果も表２に示される。ＵＴＳは引張り
強度の値を示している。実施例のいずれもが、比較例に
比べて高い引張り強度と高い伸びとを兼ね備えているこ
とが理解される。
ボンを用いてインストロン引張り試験機で引張り試験を
行なった。その結果も表２に示される。ＵＴＳは引張り
強度の値を示している。実施例のいずれもが、比較例に
比べて高い引張り強度と高い伸びとを兼ね備えているこ
とが理解される。
【００４６】
【表２】
【００４７】実施例Ｂ ガスアトマイズ装置を用いて、表３に示す合金組成を有
するアルミニウム合金粉末を作製した。噴霧は、穴の直
径が２ｍｍのノズルから落下させたアルミニウム合金の
溶湯に窒素ガスを１０ｋｇｆ／ｃｍ2 に加圧して衝突さ
せることによって行なわれた。
するアルミニウム合金粉末を作製した。噴霧は、穴の直
径が２ｍｍのノズルから落下させたアルミニウム合金の
溶湯に窒素ガスを１０ｋｇｆ／ｃｍ2 に加圧して衝突さ
せることによって行なわれた。
【００４８】このようにして得られたアルミニウム合金
粉末の組織を観察したところ、実施例Ａと同様に、Ａｌ
を構成元素の１つとする金属間化合物を結晶核としたα
−アルミニウム結晶相を、上記の結晶核とは異なる、Ａ
ｌを構成元素の１つとする金属間化合物相が取囲むセル
状の複相組織を有することが確認された。
粉末の組織を観察したところ、実施例Ａと同様に、Ａｌ
を構成元素の１つとする金属間化合物を結晶核としたα
−アルミニウム結晶相を、上記の結晶核とは異なる、Ａ
ｌを構成元素の１つとする金属間化合物相が取囲むセル
状の複相組織を有することが確認された。
【００４９】また、上記と同様の噴霧条件で２０１４Ａ
ｌ合金組成の粉末を作製し、その組織中のデンドライト
アーム間隔の測定から実際の冷却速度を見積もった。そ
れによれば、粒径が６５μｍのアルミニウム合金粉末が
得られるとき、冷却速度は２×１０4 Ｋ／ｓｅｃであっ
た。
ｌ合金組成の粉末を作製し、その組織中のデンドライト
アーム間隔の測定から実際の冷却速度を見積もった。そ
れによれば、粒径が６５μｍのアルミニウム合金粉末が
得られるとき、冷却速度は２×１０4 Ｋ／ｓｅｃであっ
た。
【００５０】次に、上記のように作製された各アルミニ
ウム合金粉末を６５μｍ未満にふるい分けし、その処理
された粉末をプレス成形した後、加熱脱ガス処理を施
し、５９３〜８７３Ｋの範囲内の温度で粉末鍛造を行な
った。各プレス成形体の加熱条件の到達温度と昇温速度
は表３中に示されている。このようにして得られた各実
施例と各比較例のアルミニウム合金の微細組織を実施例
Ａと同様に高分解能のＳＥＭによって観察した。それに
よれば、実施例のいずれもが、金属間化合物（ＩＭＣ）
が互いに連結せず微細に分散していることが観察され
た。一方、比較例においては、金属間化合物が互いに連
結していることが観察された。
ウム合金粉末を６５μｍ未満にふるい分けし、その処理
された粉末をプレス成形した後、加熱脱ガス処理を施
し、５９３〜８７３Ｋの範囲内の温度で粉末鍛造を行な
った。各プレス成形体の加熱条件の到達温度と昇温速度
は表３中に示されている。このようにして得られた各実
施例と各比較例のアルミニウム合金の微細組織を実施例
Ａと同様に高分解能のＳＥＭによって観察した。それに
よれば、実施例のいずれもが、金属間化合物（ＩＭＣ）
が互いに連結せず微細に分散していることが観察され
た。一方、比較例においては、金属間化合物が互いに連
結していることが観察された。
【００５１】さらに、各粉末鍛造体の断面を鏡面研磨
し、高分解能のＳＥＭで５万倍の倍率で微細組織写真を
撮影した。その後、各写真をパーソナルコンピュータに
読込ませ、コンピュータによる画像解析を行なった。こ
の解析によってα−アルミニウム結晶粒界に沿って分布
している第２の金属間化合物の形状を測定した。表４中
に示される金属間化合物の形状に関するデータは３つの
視野で測定されたデータの平均値を示している。
し、高分解能のＳＥＭで５万倍の倍率で微細組織写真を
撮影した。その後、各写真をパーソナルコンピュータに
読込ませ、コンピュータによる画像解析を行なった。こ
の解析によってα−アルミニウム結晶粒界に沿って分布
している第２の金属間化合物の形状を測定した。表４中
に示される金属間化合物の形状に関するデータは３つの
視野で測定されたデータの平均値を示している。
【００５２】表４中において方向標準偏差とは、金属間
化合物の主軸の方向の標準偏差を示している。
化合物の主軸の方向の標準偏差を示している。
【００５３】なお、金属間化合物とα−アルミニウムと
は、微細組織写真上でのコントラストが異なっているの
で、α−アルミニウム結晶粒界に分布する第２の金属間
化合物のみをコンピュータに認識させて、金属間化合物
の形状の測定を行なうことができた。金属間化合物の体
積率は、金属間化合物の空間分布が完全に等方的である
と仮定すると、断面における面積率がそのまま体積率に
等しいことになる。ここでは面積率を算出して、その値
を体積率としたデータを表４中に示している。
は、微細組織写真上でのコントラストが異なっているの
で、α−アルミニウム結晶粒界に分布する第２の金属間
化合物のみをコンピュータに認識させて、金属間化合物
の形状の測定を行なうことができた。金属間化合物の体
積率は、金属間化合物の空間分布が完全に等方的である
と仮定すると、断面における面積率がそのまま体積率に
等しいことになる。ここでは面積率を算出して、その値
を体積率としたデータを表４中に示している。
【００５４】以上のようにして作製された金属間化合物
の形状に関するデータは、いずれの実施例においても本
発明で規定される範囲内にあることがわかる。
の形状に関するデータは、いずれの実施例においても本
発明で規定される範囲内にあることがわかる。
【００５５】さらに、実施例Ａと同様にインストロン引
張り試験機を用いて引張り試験を行い、各粉末鍛造体の
引張り強度（ＵＴＳ）と伸びを測定した。各粉末鍛造体
のシャルピー衝撃値も測定した。こらの結果も表４中に
示す。
張り試験機を用いて引張り試験を行い、各粉末鍛造体の
引張り強度（ＵＴＳ）と伸びを測定した。各粉末鍛造体
のシャルピー衝撃値も測定した。こらの結果も表４中に
示す。
【００５６】これらの機械的性質に関するデータからも
明らかなように、実施例による粉末鍛造体は、比較例の
ものに比べて、高い引張り強度と伸びとを兼ね備え、さ
らにシャルピー衝撃値も高いことが理解される。
明らかなように、実施例による粉末鍛造体は、比較例の
ものに比べて、高い引張り強度と伸びとを兼ね備え、さ
らにシャルピー衝撃値も高いことが理解される。
【００５７】
【表３】
【００５８】
【表４】
【００５９】以上に開示された実施例はすべての点で例
示的であって制限的なものではないと考慮されるべきで
ある。本発明の範囲は、以上の実施例ではなく、特許請
求の範囲によって定められるものであり、特許請求の範
囲と均等の意味および範囲内でのすべての修正や変形を
含むものである。
示的であって制限的なものではないと考慮されるべきで
ある。本発明の範囲は、以上の実施例ではなく、特許請
求の範囲によって定められるものであり、特許請求の範
囲と均等の意味および範囲内でのすべての修正や変形を
含むものである。
【図１】この発明に従った好ましいアルミニウム合金に
おいてα−アルミニウム結晶粒界に沿って分布する金属
間化合物の針状比を定義するために用いられ、金属間化
合物の断面を模式的に示す図である。
おいてα−アルミニウム結晶粒界に沿って分布する金属
間化合物の針状比を定義するために用いられ、金属間化
合物の断面を模式的に示す図である。
【図２】この発明に従った好ましいアルミニウム合金に
おいてα−アルミニウム結晶粒界に沿って分布している
金属間化合物の主軸の方向の標準偏差を定義するために
用いられ、金属間化合物の断面を模式的に示す図であ
る。
おいてα−アルミニウム結晶粒界に沿って分布している
金属間化合物の主軸の方向の標準偏差を定義するために
用いられ、金属間化合物の断面を模式的に示す図であ
る。
【図３】この発明に従った好ましいアルミニウム合金に
おいて金属元素ＸとＺの組成範囲を示す図である。
おいて金属元素ＸとＺの組成範囲を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ａ ６３０Ｂ ６８７ ６８７ (72)発明者 ▲高▼ノ 由重 兵庫県伊丹市昆陽北一丁目１番１号 住友 電気工業株式会社伊丹製作所内
Claims (9)
- 【請求項１】 平均結晶粒径が６０〜１０００ｎｍの範
囲内の結晶粒からなるα−アルミニウムの相と、平均結
晶粒径が２０〜２０００ｎｍの範囲内の結晶粒からなる
２種以上の金属間化合物の相とを備え、前記金属間化合
物の結晶粒間の連結が断続するように前記金属間化合物
の結晶粒は分散している、高強度高靱性アルミニウム合
金。 - 【請求項２】 前記α−アルミニウムの結晶粒の内部に
結晶粒径が２０〜９００ｎｍの結晶粒からなる第１の金
属間化合物を含み、結晶粒径が４００〜２０００ｎｍの
結晶粒からなる、前記第１の金属間化合物とは異なる種
類の第２の金属間化合物が１種以上、前記α−アルミニ
ウムの結晶粒界に沿って分布している、請求項１に記載
の高強度高靱性アルミニウム合金。 - 【請求項３】 前記第１の金属間化合物がＡｌとＺｒと
を含み、前記第２の金属間化合物がＡｌとＺ（ＺはＹ，
Ｌａ，Ｃｅ，Ｓｍ，Ｎｄ，Ｍｍ（ミッシュメタル）から
なる群より選ばれた１種以上の金属元素である）とを含
む、請求項２に記載の高強度高靱性アルミニウム合金。 - 【請求項４】 前記第１の金属間化合物がＬ１2 型また
はＤ０23型の結晶構造を有する、請求項３に記載の高強
度高靱性アルミニウム合金。 - 【請求項５】 当該アルミニウム合金の研磨された断面
において、前記第２の金属間化合物の周囲長の平均値が
７〜１５μｍ、前記第２の金属間化合物の円形度の平均
値が０．１５〜０．４５、前記第２の金属間化合物の針
状比の平均値が１〜５、前記第２の金属間化合物の主軸
方向の標準偏差が４０°以上、前記第２の金属間化合物
の体積率が１２〜２５％であり、前記円形度は、４×π
×（金属間化合物の断面積）／（金属間化合物の断面の
周囲長）2 で定義され、前記針状比は、（金属間化合物
の断面の絶対最大長）／（その絶対最大長に沿って延び
る直線に平行な２本の直線で金属間化合物の断面の外周
を挟んだときの２直線間の距離）で定義される、請求項
４に記載の高強度高靱性アルミニウム合金。 - 【請求項６】 一般式：Ａｌa Ｚｒb Ｘc Ｚd で表わさ
れ、ただし、式中のＸはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，
Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕのうちから選ばれる１種以上の金属元
素、ＺはＹ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｓｍ，Ｎｄ，Ｍｍ（ミッシュ
メタル）から選ばれる１種以上の金属元素、ａ，ｂ，
ｃ，ｄは原子％を示し、ａは９０〜９７原子％の範囲内
であり、ｂは０．５〜４原子％の範囲内であり、ｃとｄ
は、図３に示す点Ａ（０．１，４）、Ｂ（０．１，
１）、Ｃ（２．５，１）、Ｄ（１．５，３）で囲まれる
範囲内の原子％で表わされる組成を有する、請求項１か
ら請求項５までのいずれかに記載の高強度高靱性アルミ
ニウム合金。 - 【請求項７】 Ａｌを構成元素の１つとする金属間化合
物を結晶核としたα−アルミニウム結晶相を、前記結晶
核とは異なる、Ａｌを構成元素の１つとする金属間化合
物相が取り囲むセル状の複相組織を有する急冷凝固した
アルミニウム合金に、５９３Ｋ以上の温度に１．５Ｋ／
ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱熱処理する、請求項１から
請求項６までのいずれかに記載の高強度高靱性アルミニ
ウム合金の製造方法。 - 【請求項８】 前記急冷凝固は、ガスアトマイズ法また
は液体アトマイズ法によって行なわれ、前記加熱熱処理
の後、熱間塑性加工を施す、請求項７に記載の高強度高
靱性アルミニウム合金の製造方法。 - 【請求項９】 前記熱間塑性加工は、粉末鍛造である、
請求項８に記載の高強度高靱性アルミニウム合金の製造
方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23759796A JP4080013B2 (ja) | 1996-09-09 | 1996-09-09 | 高強度高靱性アルミニウム合金およびその製造方法 |
| US09/068,423 US6149737A (en) | 1996-09-09 | 1997-09-05 | High strength high-toughness aluminum alloy and method of preparing the same |
| EP97939190A EP0866143B1 (en) | 1996-09-09 | 1997-09-05 | High-strength, high-toughness aluminum alloy and process for preparing the same |
| DE69708837T DE69708837T2 (de) | 1996-09-09 | 1997-09-05 | Hochfeste, hochzähe aluminiumlegierung und verfahren zu deren herstellung |
| PCT/JP1997/003127 WO1998010108A1 (fr) | 1996-09-09 | 1997-09-05 | Alliage d'aluminium a forte resistance et a forte tenacite et procede de preparation de cet alliage |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23759796A JP4080013B2 (ja) | 1996-09-09 | 1996-09-09 | 高強度高靱性アルミニウム合金およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1088268A true JPH1088268A (ja) | 1998-04-07 |
| JP4080013B2 JP4080013B2 (ja) | 2008-04-23 |
Family
ID=17017687
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23759796A Expired - Fee Related JP4080013B2 (ja) | 1996-09-09 | 1996-09-09 | 高強度高靱性アルミニウム合金およびその製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6149737A (ja) |
| EP (1) | EP0866143B1 (ja) |
| JP (1) | JP4080013B2 (ja) |
| DE (1) | DE69708837T2 (ja) |
| WO (1) | WO1998010108A1 (ja) |
Families Citing this family (42)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7309412B2 (en) * | 2003-04-11 | 2007-12-18 | Lynntech, Inc. | Compositions and coatings including quasicrystals |
| US7879162B2 (en) * | 2008-04-18 | 2011-02-01 | United Technologies Corporation | High strength aluminum alloys with L12 precipitates |
| US7811395B2 (en) * | 2008-04-18 | 2010-10-12 | United Technologies Corporation | High strength L12 aluminum alloys |
| US8017072B2 (en) * | 2008-04-18 | 2011-09-13 | United Technologies Corporation | Dispersion strengthened L12 aluminum alloys |
| US20090263273A1 (en) * | 2008-04-18 | 2009-10-22 | United Technologies Corporation | High strength L12 aluminum alloys |
| US20090260724A1 (en) * | 2008-04-18 | 2009-10-22 | United Technologies Corporation | Heat treatable L12 aluminum alloys |
| US7871477B2 (en) * | 2008-04-18 | 2011-01-18 | United Technologies Corporation | High strength L12 aluminum alloys |
| US8002912B2 (en) * | 2008-04-18 | 2011-08-23 | United Technologies Corporation | High strength L12 aluminum alloys |
| US8409373B2 (en) * | 2008-04-18 | 2013-04-02 | United Technologies Corporation | L12 aluminum alloys with bimodal and trimodal distribution |
| US7875133B2 (en) * | 2008-04-18 | 2011-01-25 | United Technologies Corporation | Heat treatable L12 aluminum alloys |
| US7875131B2 (en) * | 2008-04-18 | 2011-01-25 | United Technologies Corporation | L12 strengthened amorphous aluminum alloys |
| US9138831B2 (en) * | 2008-06-27 | 2015-09-22 | Lincoln Global, Inc. | Addition of rare earth elements to improve the performance of self shielded electrodes |
| US8778098B2 (en) * | 2008-12-09 | 2014-07-15 | United Technologies Corporation | Method for producing high strength aluminum alloy powder containing L12 intermetallic dispersoids |
| US20100143177A1 (en) * | 2008-12-09 | 2010-06-10 | United Technologies Corporation | Method for forming high strength aluminum alloys containing L12 intermetallic dispersoids |
| US8778099B2 (en) * | 2008-12-09 | 2014-07-15 | United Technologies Corporation | Conversion process for heat treatable L12 aluminum alloys |
| US20100226817A1 (en) * | 2009-03-05 | 2010-09-09 | United Technologies Corporation | High strength l12 aluminum alloys produced by cryomilling |
| US20100254850A1 (en) * | 2009-04-07 | 2010-10-07 | United Technologies Corporation | Ceracon forging of l12 aluminum alloys |
| US20100252148A1 (en) * | 2009-04-07 | 2010-10-07 | United Technologies Corporation | Heat treatable l12 aluminum alloys |
| US9611522B2 (en) * | 2009-05-06 | 2017-04-04 | United Technologies Corporation | Spray deposition of L12 aluminum alloys |
| US9127334B2 (en) * | 2009-05-07 | 2015-09-08 | United Technologies Corporation | Direct forging and rolling of L12 aluminum alloys for armor applications |
| US20110044844A1 (en) * | 2009-08-19 | 2011-02-24 | United Technologies Corporation | Hot compaction and extrusion of l12 aluminum alloys |
| US8728389B2 (en) * | 2009-09-01 | 2014-05-20 | United Technologies Corporation | Fabrication of L12 aluminum alloy tanks and other vessels by roll forming, spin forming, and friction stir welding |
| US8409496B2 (en) * | 2009-09-14 | 2013-04-02 | United Technologies Corporation | Superplastic forming high strength L12 aluminum alloys |
| US20110064599A1 (en) * | 2009-09-15 | 2011-03-17 | United Technologies Corporation | Direct extrusion of shapes with l12 aluminum alloys |
| US9194027B2 (en) * | 2009-10-14 | 2015-11-24 | United Technologies Corporation | Method of forming high strength aluminum alloy parts containing L12 intermetallic dispersoids by ring rolling |
| US8409497B2 (en) * | 2009-10-16 | 2013-04-02 | United Technologies Corporation | Hot and cold rolling high strength L12 aluminum alloys |
| US20110091346A1 (en) * | 2009-10-16 | 2011-04-21 | United Technologies Corporation | Forging deformation of L12 aluminum alloys |
| US20110091345A1 (en) * | 2009-10-16 | 2011-04-21 | United Technologies Corporation | Method for fabrication of tubes using rolling and extrusion |
| RU2467830C1 (ru) * | 2011-09-05 | 2012-11-27 | Открытое акционерное общество "Всероссийский институт легких сплавов" (ОАО "ВИЛС") | Способ производства заготовок из быстрозакристаллизованных алюминиевых сплавов |
| US10450636B2 (en) | 2013-07-10 | 2019-10-22 | United Technologies Corporation | Aluminum alloys and manufacture methods |
| CA2941734C (en) | 2014-03-12 | 2017-07-04 | NanoAL LLC | Aluminum superalloys for use in high temperature applications |
| WO2016144836A1 (en) | 2015-03-06 | 2016-09-15 | NanoAl LLC. | High temperature creep resistant aluminum superalloys |
| RU2613498C2 (ru) * | 2015-06-17 | 2017-03-16 | Открытое акционерное общество "Всероссийский институт легких сплавов" (ОАО "ВИЛС") | Способ изготовления поршневой заготовки из заэвтектического силумина |
| US10450637B2 (en) | 2015-10-14 | 2019-10-22 | General Cable Technologies Corporation | Cables and wires having conductive elements formed from improved aluminum-zirconium alloys |
| US10294552B2 (en) * | 2016-01-27 | 2019-05-21 | GM Global Technology Operations LLC | Rapidly solidified high-temperature aluminum iron silicon alloys |
| US11603583B2 (en) | 2016-07-05 | 2023-03-14 | NanoAL LLC | Ribbons and powders from high strength corrosion resistant aluminum alloys |
| US10697046B2 (en) | 2016-07-07 | 2020-06-30 | NanoAL LLC | High-performance 5000-series aluminum alloys and methods for making and using them |
| CN110520548B (zh) | 2017-03-08 | 2022-02-01 | 纳诺尔有限责任公司 | 高性能5000系列铝合金 |
| WO2018183721A1 (en) | 2017-03-30 | 2018-10-04 | NanoAL LLC | High-performance 6000-series aluminum alloy structures |
| FR3074190B1 (fr) * | 2017-11-29 | 2019-12-06 | Safran | Alliage a base d'aluminium a tenue mecanique amelioree en vieillissement a temperatures elevees |
| FR3096689B1 (fr) * | 2019-05-28 | 2021-06-11 | Safran | Alliage à base d’aluminium à tenue mécanique améliorée en vieillissement à températures élevées et adapté à la solidification rapide |
| US20220380870A1 (en) * | 2021-06-01 | 2022-12-01 | Lawrence Livermore National Security, Llc | Thermomechanically processed, nanostructure aluminum-rare earth element alloys |
Family Cites Families (29)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5665953A (en) * | 1979-10-31 | 1981-06-04 | Kansai Electric Power Co Inc:The | Manufacture of electrically conductive aluminum alloy with high heat resistance |
| JPS5864363A (ja) * | 1981-10-14 | 1983-04-16 | Hitachi Cable Ltd | 高導電性耐熱アルミ合金の製造方法 |
| JPH0621326B2 (ja) * | 1988-04-28 | 1994-03-23 | 健 増本 | 高力、耐熱性アルミニウム基合金 |
| JPH01152248A (ja) * | 1988-11-04 | 1989-06-14 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 導電用高力耐熱アルミ合金の製造方法 |
| JPH07122119B2 (ja) * | 1989-07-04 | 1995-12-25 | 健 増本 | 機械的強度、耐食性、加工性に優れた非晶質合金 |
| JP2538692B2 (ja) * | 1990-03-06 | 1996-09-25 | ワイケイケイ株式会社 | 高力、耐熱性アルミニウム基合金 |
| JP2619118B2 (ja) * | 1990-06-08 | 1997-06-11 | 健 増本 | 粒子分散型高強度非晶質アルミニウム合金 |
| JPH051346A (ja) * | 1990-08-14 | 1993-01-08 | Yoshida Kogyo Kk <Ykk> | 高強度アルミニウム基合金 |
| DE69115394T2 (de) * | 1990-08-14 | 1996-07-11 | Ykk Corp | Hochfeste Legierungen auf Aluminiumbasis |
| DE69220164T2 (de) * | 1991-09-26 | 1998-01-08 | Tsuyoshi Masumoto | Superplastisches Material aus Legierung auf Aluminiumbasis und Verfahren zur Herstellung |
| JP2865499B2 (ja) * | 1991-09-26 | 1999-03-08 | 健 増本 | 超塑性アルミニウム基合金材料及び超塑性合金材料の製造方法 |
| JP2790935B2 (ja) * | 1991-09-27 | 1998-08-27 | ワイケイケイ株式会社 | アルミニウム基合金集成固化材並びにその製造方法 |
| JP3205362B2 (ja) * | 1991-11-01 | 2001-09-04 | ワイケイケイ株式会社 | 高強度高靭性アルミニウム基合金 |
| JPH05125499A (ja) * | 1991-11-01 | 1993-05-21 | Yoshida Kogyo Kk <Ykk> | 高強度高靭性アルミニウム基合金 |
| JPH05125473A (ja) * | 1991-11-01 | 1993-05-21 | Yoshida Kogyo Kk <Ykk> | アルミニウム基合金集成固化材並びにその製造方法 |
| JPH05179387A (ja) * | 1991-12-27 | 1993-07-20 | Honda Motor Co Ltd | 噴霧堆積法により製造された高強度高靭性アルミニウム合金 |
| JP2799642B2 (ja) * | 1992-02-07 | 1998-09-21 | トヨタ自動車株式会社 | 高強度アルミニウム合金 |
| JP2965774B2 (ja) * | 1992-02-13 | 1999-10-18 | ワイケイケイ株式会社 | 高強度耐摩耗性アルミニウム合金 |
| JP2954775B2 (ja) * | 1992-02-14 | 1999-09-27 | ワイケイケイ株式会社 | 微細結晶組織からなる高強度急冷凝固合金 |
| JP2798840B2 (ja) * | 1992-02-28 | 1998-09-17 | ワイケイケイ株式会社 | 高強度アルミニウム基合金集成固化材並びにその製造方法 |
| JP3200935B2 (ja) * | 1992-03-31 | 2001-08-20 | 住友電気工業株式会社 | アルミニウム合金の製造方法 |
| EP0584596A3 (en) * | 1992-08-05 | 1994-08-10 | Yamaha Corp | High strength and anti-corrosive aluminum-based alloy |
| JP2583718B2 (ja) * | 1992-08-05 | 1997-02-19 | 健 増本 | 高強度耐食性アルミニウム基合金 |
| JP2911708B2 (ja) * | 1992-12-17 | 1999-06-23 | ワイケイケイ株式会社 | 高強度、耐熱性急冷凝固アルミニウム合金及びその集成固化材並びにその製造方法 |
| JPH06184712A (ja) * | 1992-12-22 | 1994-07-05 | Toyota Motor Corp | 高強度アルミニウム合金の製造方法 |
| JPH07188823A (ja) * | 1993-11-17 | 1995-07-25 | Toyota Motor Corp | アルミニウム基合金 |
| JPH07179974A (ja) * | 1993-12-24 | 1995-07-18 | Takeshi Masumoto | アルミニウム合金およびその製造方法 |
| JP2795611B2 (ja) * | 1994-03-29 | 1998-09-10 | 健 増本 | 高強度アルミニウム基合金 |
| JPH0835029A (ja) * | 1994-07-19 | 1996-02-06 | Toyota Motor Corp | 高強度高延性鋳造アルミニウム合金およびその製造方法 |
-
1996
- 1996-09-09 JP JP23759796A patent/JP4080013B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1997
- 1997-09-05 WO PCT/JP1997/003127 patent/WO1998010108A1/ja active IP Right Grant
- 1997-09-05 US US09/068,423 patent/US6149737A/en not_active Expired - Lifetime
- 1997-09-05 DE DE69708837T patent/DE69708837T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1997-09-05 EP EP97939190A patent/EP0866143B1/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0866143A4 (en) | 1999-09-29 |
| DE69708837D1 (de) | 2002-01-17 |
| EP0866143A1 (en) | 1998-09-23 |
| JP4080013B2 (ja) | 2008-04-23 |
| EP0866143B1 (en) | 2001-12-05 |
| DE69708837T2 (de) | 2002-06-20 |
| WO1998010108A1 (fr) | 1998-03-12 |
| US6149737A (en) | 2000-11-21 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH1088268A (ja) | 高強度高靱性アルミニウム合金およびその製造方法 | |
| US11072841B2 (en) | High-strength dual-scale structure titanium alloy, preparation method therefor, and application thereof | |
| JP2619118B2 (ja) | 粒子分散型高強度非晶質アルミニウム合金 | |
| Yavari et al. | Nanostructured bulk Al90Fe5Nd5 prepared by cold consolidation of gas atomised powder using severe plastic deformation | |
| JP2629152B2 (ja) | 圧縮態金属物品の製法 | |
| CN111556902B (zh) | 铝合金线及铝合金线的制造方法 | |
| JPH0835029A (ja) | 高強度高延性鋳造アルミニウム合金およびその製造方法 | |
| JP2749761B2 (ja) | 高耐力・高靭性アルミニウム合金粉末の粉末鍛造方法 | |
| KR20150071511A (ko) | 초고강도 알루미늄 합금 성형체 및 그 제조 방법 | |
| JPH07238336A (ja) | 高強度アルミニウム基合金 | |
| JP2865499B2 (ja) | 超塑性アルミニウム基合金材料及び超塑性合金材料の製造方法 | |
| JP4087612B2 (ja) | 延性の粒子で強化された非晶質基地複合材の製造方法 | |
| Wu et al. | Achieving high strength and high conductivity synergy through hierarchical precipitation stimulated structural heterogeneities in a Cu-Ag-Zr alloy | |
| JP2807374B2 (ja) | 高強度マグネシウム基合金およびその集成固化材 | |
| JP3238516B2 (ja) | 高強度マグネシウム合金及びその製造方法 | |
| JPH0748646A (ja) | 高強度マグネシウム基合金及びその製造方法 | |
| KR100481250B1 (ko) | 인성내열성알루미늄합금및이의제조방법 | |
| US4395464A (en) | Copper base alloys made using rapidly solidified powders and method | |
| WO2020241040A1 (ja) | アルミニウム合金、アルミニウム合金線、及びアルミニウム合金の製造方法 | |
| US6017403A (en) | High strength and high rigidity aluminum-based alloy | |
| JP3838803B2 (ja) | 複合高強度材及びその製造方法 | |
| JPH06316740A (ja) | 高強度マグネシウム基合金およびその製造方法 | |
| EP0710730B1 (en) | High strength and high rigidity aluminium based alloy and production method therefor | |
| KR101309516B1 (ko) | 자성 비정질 금속 나노 파우더 제조방법 | |
| JP2583718B2 (ja) | 高強度耐食性アルミニウム基合金 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20070220 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20070417 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20070925 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20071116 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20080115 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20080206 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110215 Year of fee payment: 3 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110215 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120215 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120215 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130215 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140215 Year of fee payment: 6 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees | ||
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |