JPS6059977B2

JPS6059977B2 - Ａｌ−Ｆｅ系可塑性合金材料の製造方法

Info

Publication number: JPS6059977B2
Application number: JP53037928A
Authority: JP
Inventors: 正夫加藤; 洋一石田; 士郎木村; 隆之加藤; 康三田端
Original assignee: Showa Denko KK
Current assignee: Resonac Holdings Corp
Priority date: 1978-03-31
Filing date: 1978-03-31
Publication date: 1985-12-27
Also published as: JPS54130416A

Description

【発明の詳細な説明】この発明はＡｌ−Ｆｅ系合金材料の製造方法に関する
ものてある。

最近、アルミニウム材料が各種飲料缶等の消費材に多
用されるようになり、このためアルミニウム製品の回収
再生を行つてアルミニウム資源の有効利用を図ることが
重要な課題となつている。

こ、のようなアルミニウムの再生過程においては、一般
に鉄成分が上昇するから、このアルミニウム再生材を従
来一般の展伸用アルミニウムとして使用するためには、
再生過程において純アルミニウムを加えて鉄成分の濃度
を低下させる必要があり、このため再生コストが上昇す
る問題があつた。このため鉄成分濃度を低下させずに、
すなわち純アルミニウムを添加せずに再生した材料を実
用材料として使用できるよう、鉄成分濃度が比較的高い
Ａｌ−Ｆｅ系合金材料を実用化することが強く要望され
ている。しかしながらＡｌ−Ｆｅ系合金の実用材料と
しては、従来はＦｅｌ％程度の鉄成分低濃度領域ての加
工軟化現象を利用してアルミ箔に用いる例や、逆に鉄濃
度が著しく高くアルミニウム濃度が著しく低い領域での
磁気的性質を利用した磁性材料、例えばＡ１１３〜１７
％、残部Ｆｅなる組成のアルパーム等として使用する例
等が知られているだけであり、鉄成分が数％程度から数
１０％程度の領域で実用材料として使用されている例は
極めて少なく、このため現実には前述のようにアルミニ
ウム再生過程において純アルミニウムを添加して鉄濃度
を低下させなければならないのが実情であつた。

上述のような事情に鑑み、この発明の発明者等は、鉄
を数％から数１０％程度含有するＡ］−Ｆｅ系合金につ
いて実用化し得る性質を見出すべく研究を重ねたところ
、特定範囲の組成のＡ１−Ｆｅ系合金溶湯を急速冷却法
によつて急冷凝固させることによつて、細粒超塑性変形
に基づく可塑性を有する材料が得られることを見出し、
この発明をなすに至つたのである。すなわちこの発明の
Ａ１−Ｆｅ系合金材料の製造方法は、Ｆｅｌ７．ＯＷｔ
％〜２１．０ｗｔ％、残部Ａ１なる組成の合金溶湯を急
速冷却法により１σ′Ｋ／Ｓｅｃ以上の冷却速度で急冷
凝固することにより、均一かつ微細な結晶粒度の多結晶
体として超塑性変形を可能としたものてある。

ここで細粒超塑性変形について説明すれば、超塑性変形
現象とはある程度の高温（通常は融点の１ｈ程度）にお
いて低速で変形加工させた場合に著しい延性の増大が見
られる現象であつて、特に細粒超塑性変形現象は、結晶
粒度が数μ以下の多結晶体である場合に結晶粒度に律速
されて生じる超塑性変形現象てある。

この細粒超塑性変形現象が生じるためには、加工温度の
材料の融点の１１２程度であること、歪速度が１０−１
〜１０−３／Ｓｅｃ程度の低速であること、ｍ値（歪速
度感受性指数）が普通は約０．５以上であること等が条
件とされる。このような超塑性変形現象を利用して加工
すれば、通常の塑性加工に比較して次の（１）〜（５）
の効果を得ることができる。（１）小さな加エカで加工
することができる。

（２）伸びが大きいため成形限が高く、したがつて圧縮
成形の際の型充填性も良好てあり、複雑な形状のものも
一回の加工て成形てきる。（３）加工後においても残留
応力が殆ど生じないため、過度の熱処理が不要となり、
過度の熱処理により機械的特性を損うことがない。

（４）加工後の材料に金属組織や機械的性質の異方性が
生じない。

（５）成形性が良いため、塑性加工後に切削加工する必
要が少なく、したがつて歩留りが良いと共に自動化、省
力化が容易てある。

このように超塑性変形現象を利用しての加工は通常の塑
性加工と比較して各種の長所を備えてい−る。

したがつて従来実用性がないとされていた合金材料ても
、超塑性変形現象を生じることが見出されて超塑性変形
加工が可能となれば、加工上のメリットを利用して充分
に実用可能となるのである。以下にこの発明をより具体
的に説明する。

この発明の方法に用いられる合金利料の組成範囲は前述
の通りＦｅｌ７．Ｏｗｔ％〜２１．０Ｗｔ％、残部Ｆｅ
である。

Ｆｅｌ７．Ｏｗｔ％未満またはＦｅ２ｌ．ＯＷｔ％を越
える範囲では数μ以下の粒度の細粒多結晶体組織が得ら
れず、したがつて細粒超塑性変形を生じさせる条件を満
足することが出来ない。また上述の組成範囲の内でも特
にＦｅｌ８．５Ｗｔ％〜１９。５Ｗｔ％程”度が望まし
く、この範囲においても最も良好な超塑性変形特性を満
足させる細粒多結晶体を得ることができる。

この発明の方法によつてＡｌ−Ｆｅ系可塑性合金材料を
製造するに当つては、先ず公知の方法によつて前記組成
の合金溶湯を溶製する。

次いでこの合金溶湯を通常の鋳造法によつて所定形状に
鋳造し、これに適宣圧延加工、切断等の加工を施して所
定形状の合金母材を得る。この後合金母材を溶融状態か
ら急速冷却法、例えばＲ．Ｃ．Ｒｕｌｌｌ（ＭａｔＳＣ
．＆Ｅｎｇｌ（１９６７）３１３〜３２０）によつて１
Ｃｆ″Ｋ／Ｓｅｃ以上の冷却速度て室温または室温以下
まで急冷して凝固させる。斯くすれは可塑性合金材料が
得られる。前記急速冷却法は、スブラツトクーリングと
称されるものであり、具体的には回転基盤法、ガン法、
カタパルト法、ハンマー金床法、２ピストンン法、２ロ
ール法等があるが、この発明の実施例では回転基盤法を
採用した。

この回転基盤法に使用する装置の概要を第１図に示す。
第１図において、銅等の熱伝導が良好な材料からなる回
転基盤１は、その盤面がほぼ水平となるように配設され
ると共に、水平面内をモータ等の回転駆動機構によつて
高速回転（５００ｒｐｍ〜６０００ｒ′Ｐｍ程度）せし
められるように構成され、この回転基盤１の偏心位置の
上方には石英ガラス等の耐熱・耐食材料からなる吊下筒
体３が配設されている。この吊下筒体３はその内部に溶
湯試料容器４を吊下げると共に周囲を高周波誘導コイル
５で取囲み、かつ上方から不活性ガス例えば窒素ガスを
導入するようにしたものである。なおこれらの装置全体
は通常は図示しないベルジヤにより取囲まれ、真空また
は所定の雰囲気に設定できるようになつている。このよ
うな装置を用いて可塑性合金材料を製造する場合、前記
組成範囲の合金溶湯を収容した試料容器４を筒体３内に
吊下げると共に回転基盤１を２０００〜２５００ｒｐｍ
程度の高速で回転させ、高周波誘導コイル５に高周波誘
導電流を通電させて前記合金溶湯を誘導加熱し、これに
よつて合金の溶融状態を維持させると共に、窒素ガスの
圧力によつて溶融合金を回転基盤１上にたたき落す。斯
くすれば溶融合金は高速回転する基盤１の盤面に衝突し
た瞬間に急冷されて、急速に凝固し、例えば第２図に示
すように厚みｔ＝０．５〜１．５Ｔｎ！ｎ１幅ｗ＝１〜
５Ｔｎ！ｎ、長さｅ＝２０〜１５０ｍ程度の薄片状の材
料が得られる。このように回転基盤法によつて材料を溶
融状態から急冷凝固させる処理を以下“゜スプラツト処
理゛と称し、またこのスプラツト処理によつて得られた
材料を以下“スプラツト材゛と称す。なお前述の回転基
盤法によるスプラツト処理における冷却速度は、急速冷
却における冷却速度測定法として現在最も信頼性が高い
とされている方法、すなわち冷却凝固された材料のデン
ドライトサイズから算出する方法によつて測定したとこ
ろ、１Ｃｆ″Ｋ／Ｓｅｃ〜５×１Ｃｆ′゜Ｋ／Ｓｅｃ程
度であつた。かかる超高速冷却速度の測定方法としては
直接的な方法と間接的ら方法が知られており、直接に冷
却速度を求めたものとしてはＰ．Ｐｒｅｄｅｃｋｉらの
ものがある。これはバイメタルから出来て（Ｐ．Ｐｒｅ
ｄｅｃｋｉ，Ｎ．Ｇｒａｎｔｅｔａｌ．，Ｔｒａｒｌｓ
ＡＩＭＥ２３３（１９６５）１５８１〜１５８６）いる
基盤に融液がれた時に生ずる熱起電力により冷却速度を
求めたものである。これによると１Ｃｆ′〜１０７′Ｋ
／ＳｅｃとなりＲ．Ｃ．ＲｕｈＩの計算結果と良く一致
している。間接的に冷却速度を求めたものはスプラツト
クールした試料に見られるデンドライト状組織の大きさ
から求めるものがある。これは普通の凝固て与えられた
結果を外挿したものである。このようにして冷却速度を
求めたＨ．Ｍａｔｙｊａらは冷却速度を１０７〜１Ｃｆ
３０Ｋ／Ｓｅｃと見積つてあり、これもＲ．Ｈ．Ｒｕｈ
ｌの結果と良く一致している。（Ｈ．Ｍａｔｙｊａ，Ｎ
．Ｇｒａｎｔｅｔａｌ．，Ｊ．Ｉｎｓｔ．Ｍｅｔ９６（
１９６８）３０〜３２）前記冷却速度の測定法は、間接
的に属するがその結果は充分信頼できるものである。上
述のようにして得られた薄片状の材料を実用材料として
使用するためには、多数の薄片状材料を集合させ、これ
を高圧ブレス機等により圧縮成型して塊状になし、しか
る後不活性雰囲気中にて６００〜７００℃において焼結
し、得られた焼結体を圧延、あるいは押出加工して所望
の形状にすれば良い。

また場合によつては前述のように圧縮成型して得られた
塊状体を焼結せず、そのまま熱間圧延、熱間押出等の塑
性加工を施しても良い。この発明の方法によつて作られ
た合金材料は後に詳述するように超塑性変形現象に基づ
く高温域での可塑性を有するから、前述のように圧縮成
型して塊状となすことや、これを塑性加工することがき
わめて容易である。以下にこの発明の実施例および比較
例を記す。

実施例不純物としてもＦｅＯ．ｌ６Ｗｔ％以下およびＳ
ｉＯ．ｌ６Ｗｔ％以下を含む純度９９．７Ｗｔ％以上の
アルミニウムと、純度９９．５％以上の電解鉄を原料と
し、これらを配合し、１４００℃において溶融して、Ｆ
ｅｌ９．ＯＷｔ％、残部Ａｌなる組成のＮ−Ｆｅ合金の
溶湯を得た。

この合金溶湯を第１図に示す装置の容器４に収容した筒
体ｊ内に吊下げ、スプラツト処理を行なつた。なおこの
時の回転基盤１の回転数は２，５００ｒ′Ｐｍであり、
また合金溶湯容器４からの溶融合金落下位置は回転基盤
の回転中心から約３０ｍ！ｎの位置である。得られたス
プラツト材は、前述したように第２図に示す形状、寸法
であつた。なおこの実施例における冷却速度は１Ｃｆ″
Ｋ／Ｓｅｃ以上であることがデンドライトサイズから算
出された。比較例１実施例の原料と同一の原料を用い、その配合量を変えて
、実施例と同一の過程（溶製、スプラツト処理）により
それぞれ次の組成のスプラツト材ａ−ｅを得た。

ＡＦｅ２．Ｏｗ′ｔ％、残部ＡｌｂＦｅｌＯ．３ｗｔ％、残部ＡｌｃＦｅｌ９．Ｏｗｔ％、残部ＡｌｄＦｅ２３．５Ｗｔ％、残部ＡｌｅＦｅ３Ｏ．Ｏｗｔ％、残部Ａ１比較例２前記実施例と同様な原料を用い、これらを配合してＦｅ
ｌ９．ＯＷｔ％、残部Ａ１なる組成の合金溶湯をノ溶製
した。

これを金型に鋳造し、凝固後５５０℃において加工率８
３％まで圧延し、厚み１ｗｎの比較合金試片を得た。こ
の試片はスプラツト処理を行なわないものであり、以下
これを鋳造材と称す。前述のような実施例および比較例
１の各スプラツト材につき透過型電子顕微鏡および光学
顕微鏡によつて組織観察した結果を以下に記す。（１）
Ｆｅ２．Ｏｗｔ％、残部Ａ１なる組成のスプラツト材（
比較例１−ａ）は、顆粒状組織を呈し、粒径は５０〜１
００ｐ程度であつた。（■）ＦｅｌＯ．８Ｗｔ％、残部
Ａ１なる組成のスプラツト材（比較例１−ｂ）は、第３
図Ａ−イ，口に示すように核種の数が著しく増加してお
り、組織中には極端に微細な結晶粒（１μ以下）と粗大
粒（数μ以上）とか混在していた。

なお菊の花の様な顆粒状組織や網状組織等、種々の組織
も共存していた。（■）Ｆｅｌ９．Ｏｗｔ％、残部Ａｌ
なる組成のスプラツト材（実施例）においては、第３図
Ｂ−イに示すように粒径１μ程度またはそれ以下の細粒
多結晶体組織が得られた。

ここで電子顕微鏡観察における暗視野像観察では第３図
Ｂ一叫ハに示すように各結晶粒が独立して回折条件を満
足しており、このことからその結晶粒は約１μ程度を有
する多結晶体となつていることが確認できた。（■）Ｆ
ｅ２３．５Ｗｔ％、残部Ａｌなる組成のスプラツト材（
比較例１−ｃ）においては、第３図ｃに示すように前記
細粒多結晶体組織が崩れて、細長い初晶が観察された。
この初晶は電子線回折によつて観察した結果Ａｌｌ３Ｆ
ｅ４であると思われる。（■）Ｆｅ３Ｏ．Ｏｗｔ％、残
部Ａ１なる組成のスプラツト材（比較例１−ｄ）におい
ては、第３図Ｄ−イに示すようにＦｅ２３．Ｏ％におい
て観察された細長い初晶（Ａｌｌ３Ｆｅ４）がさらに長
くなつている。

ここで初晶の電子線回折を行なつた結果、第３図Ｄ一町
こ示すようにその電子線回折像が湾曲しているのが観祭
されているが、これは初晶中のＦｅ濃度が連続して変化
している為に格子定数も連続的に変化を起たした結果だ
と考えられ、非平衡なＡｌｌ３Ｆｅ４の初晶であると思
われる。なおこの電子線回折像は、第３図Ｄ−ハに示す
制限視野像の矢印Ｐで示す位置のものである。以上の（
１）〜（■）の組織観察結果から、に−Ｆｅ系合金にお
いては、溶融状態から急速冷却して凝固させることによ
り、特定濃度すなわちＦｅｌ９．ＯＷｔ％附近において
結晶粒が著しく微細かつ均一な多結晶体組織が得られる
ことが明らかとなつた。

ここで急冷凝固時におけるＦｅ濃度と粒径との関係を第
４図に示す。第４図からＦｅ濃度が低濃度側（第４図の
左側）から１９．０Ｗｔ％まで増加した場合、粒径は緩
やかな傾きで小さくなり、また１９．０Ｗｔ％から更に
増加した場合、粒径は急な傾きで大きくなることが明ら
かである。なお１９．０Ｗｔ％よりもＦｅ濃度が低い領
域では初晶としてＡｌ６Ｆｅが晶出し、冷却速度を１Ｃ
Ｐ′Ｋ／Ｓｅｃでスプ”ラット処理すると、Ｆｅ濃度が
高い領域では初晶としてＡｌｌ３Ｆｅ４が晶出すること
が確認され、Ｆｅｌ９．ＯＷ′ｔ％附近に凝平衡状態に
おける共晶点、すなわち凝共晶点が存在することが確認
された。このようにして、細粒超塑性変形を生じさせる
ために不可欠な粒径数μ以下の細粒多結晶体組織をＦｅ
ｌ９．ＯＷｔ％附近のＡＩ−Ｆｅ合金で作り得ることが
明らかになつた。次にこの発明の方法によつてつくられ
た合金材料すなわち前記実施例のスプラツト材が、除冷
した鋳造材と比較して実際に顕著な可塑性を有するか否
かを確認するため、実施例のスプラツト材（１９．０Ｗ
ｔ％Ｆｅ）および比較例２の鋳造材（１９．０ｗｔ％Ｆ
ｅ）および比較例２の鋳造材（１９．０Ｗｔ％Ｆｅ）か
らそれぞれ厚み１．０Ｔｎ！ｎ１幅５Ｔｍ１長さ２ｈの
試験片を切出し、高温クリープ試験と高温引張試験を行
なつたのでその結果を以下に記す。

高温クリープ試験は、デツドウエイトタイプの試験材を
用い、５５０′Ｃにおいて荷重を数段階に変化させて行
つた。

この高温クリープ試験において、破断点における応力と
試験片の伸びをそれぞれプロットしたところ、第５図に
示す結果が得られた。第５図において×印は１９．０ｗ
ｔ％Ｆｅのスプラツト材（実施例）の破断点を示し、Ｏ
印は１９．０Ｗｔ％Ｆｅの鋳造材（比較例２）の破断点
を示す。また荷重１．０ｋ９附近における前記両材のク
リープ曲線を第６図に示す。これらのクリープ試験結果
から、実施例のスプラツト材は比較例２の鋳造材と比較
して破断に至るまでの伸びが格段に大きく、平均で鋳造
材の４倍強に達することが判明した。このことから、１
９．０Ｗｔ％Ｆｅのスプラツト材は、同一の組成の鋳造
材と比較して高温変形能力が著しく高いことが明らかで
ある。また破断に至る時間を鋳造材と比較した結果もス
プラツト材は著しく向上している事も同時に確認できる
。一方、高温引張試験は、４００〜６００℃程度の数段
階において０．４７ｍ／Ｓｅｃの定歪速度で行なつた。
この高温引張試験による各試験片の各温度における抗張
力および破断伸びを第７図および第８図に示す。第７図
および第８図において×印は１９．０Ｗｔ％Ｆｅのスプ
ラツト材（実施例）、Ｏ印は同じく１９．０Ｗｔ％Ｆｅ
の鋳造材（比較例）の結果を示す。第７図および第８図
から明らかなように、抗張力においては実施例のスプラ
ツト材が比較側の鋳造材の２倍程度となり、また伸びに
おいては実施例のスプラツト材が比較例の鋳造材の１＠
程度となることが判明した。このことから、同じく１９
．０Ｗｔ％Ｆｅ（７）Ａｌ−Ｆｅ合金でも、スプラツト
処理によつ′Ｃ４ＯＯ〜５５０℃程度における高温引張
力が格段に上昇することが明らかである。以上の各実験
結果が示すように、この発明の方法によつてつくられた
合金材料、すなわち１９．０Ｗ′ｔ％Ｆｅ附近のＮ−Ｆ
ｅ合金であつてかつ急速冷却法に？より１Ｃｆ″Ｋ／Ｓ
ｅｃ以上の冷却速度で急冷凝固させた材料にあつては、
４００〜５５０℃程度の高温における低歪速度加工にお
いて顕著な延性を示し、実際に細粒超塑性変形現象を生
じ得るものであることが明らかである。

上述の如くこの発明の方法によつてつくられた合金材料
は、超塑性変形現象を利用して加工が可能であり、した
がつて前述したように小さな加工力で加工てきると共に
複雑な形状のものも一回て成形できる等、加工上の各種
の利点を有し、各種成形用材料として実用可能なもので
ある。

そしてこのようにＡＩ−Ｆｅ系合金材料を実用化するこ
とによつてアルミニウム再生サイクルにおいて純アルミ
ニウムを添加せずに実用材料が得られるようになり、こ
の結果アルミニウム再生サイクルの経済性を向上させる
ことが可能になつた。さらにＦｅｌ９．ＯＷｔ％附近の
Ａｌ−Ｆｅ系合金を実用化することによつて、アルミニ
ウムの乾式精錬において得られる低品位アルミニウムの
純度を上げずにそのまま使用可能となる利益も得られる
。

【図面の簡単な説明】

第１図はこの発明の方法おいて合金を溶融状態から急冷
凝固させるための急速冷却法の一例である回転基盤法に
使用する装置の概略を示す部分切欠正面図、第２図は前
記急冷凝固によつて得られた材料の形状を示す切欠斜視
図である。

Claims

【特許請求の範囲】

１Ｆｅ１７．０ｗｔ％〜２１．０ｗｔ％、残部Ａｌな
る組成のＡｌ−Ｆｅ合金を溶融状態から急速冷却法によ
つて１０＾５°Ｋ／ｓｅｃ以上の冷却速度で急冷凝固す
ることを特徴とするＡｌ−Ｆｅ系可塑性合金材料の製造
方法。