JPS6152328A - 高強度アルミニウム合金部材の製造方法 - Google Patents
高強度アルミニウム合金部材の製造方法Info
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- JPS6152328A JPS6152328A JP17150484A JP17150484A JPS6152328A JP S6152328 A JPS6152328 A JP S6152328A JP 17150484 A JP17150484 A JP 17150484A JP 17150484 A JP17150484 A JP 17150484A JP S6152328 A JPS6152328 A JP S6152328A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔発明の技術分野〕
この発明は、急冷凝固法により調製されたアルミニウム
合金凝固体を熱開成形して、高強度の所定形状のアルミ
ニウム合金部材を製造するための高強度アルミニウム合
金部材の製造方法に関するものである。
合金凝固体を熱開成形して、高強度の所定形状のアルミ
ニウム合金部材を製造するための高強度アルミニウム合
金部材の製造方法に関するものである。
近年、急冷凝固法によって製造された新種の合金の各方
面への応用が期待されている。急冷凝固法によれば、従
来困帷とされていた合金元素の均一な固溶、遊飽和固溶
捷たは金属間化合物の微細分散化が可能となり、さらに
、極微細結晶組織や非晶質組織が得られる場合もあるな
ど、合金のもつ特性を大幅に向上させることができる。
面への応用が期待されている。急冷凝固法によれば、従
来困帷とされていた合金元素の均一な固溶、遊飽和固溶
捷たは金属間化合物の微細分散化が可能となり、さらに
、極微細結晶組織や非晶質組織が得られる場合もあるな
ど、合金のもつ特性を大幅に向上させることができる。
しかしながら、急冷凝固法は、液相の合金を、冷却媒体
である気体や液体に接触させ、または、回転ロール上に
液相の合金を流下させることによって急冷する方法であ
るから、得られた凝固金属は、一般に粉末状、薄片状、
薄肉リボン状のような微小形状にならざるを得ない。
である気体や液体に接触させ、または、回転ロール上に
液相の合金を流下させることによって急冷する方法であ
るから、得られた凝固金属は、一般に粉末状、薄片状、
薄肉リボン状のような微小形状にならざるを得ない。
従って、このようにして得られた微小形状の凝固金属は
、微小形状のまま使用する場合のほかは、これを所定の
大きさに加工することが必要とされる。例えば微小凝固
体状のアルミニウム合金から構造材用の板拐、棒材、形
材などを得るためには、一般に、微小凝固体状のアルミ
ニウム合金を集め圧縮して予備成形体となし、次いで、
この予備成形体に対し、圧延、押出し、鍛造などの展伸
による成形加工を施す工程が必要とされる。
、微小形状のまま使用する場合のほかは、これを所定の
大きさに加工することが必要とされる。例えば微小凝固
体状のアルミニウム合金から構造材用の板拐、棒材、形
材などを得るためには、一般に、微小凝固体状のアルミ
ニウム合金を集め圧縮して予備成形体となし、次いで、
この予備成形体に対し、圧延、押出し、鍛造などの展伸
による成形加工を施す工程が必要とされる。
上述した成形加工工程は、微小形状の凝固金属同士の、
熱的活性化による強固な固着、および、成形加工時の動
力低減の観点から、熱間で行なうことが好ましい。しか
しながら、熱間で成形加工を行なうと、急冷凝固によっ
て形成された過飽和固溶体などが、熱的活性化により平
衡状態に復帰しようとして、低濃度の固溶体と金属間化
合物とに熱分解する結果、折角、急冷凝固によって得ら
れた特性の大半が、消失する問題がある。
熱的活性化による強固な固着、および、成形加工時の動
力低減の観点から、熱間で行なうことが好ましい。しか
しながら、熱間で成形加工を行なうと、急冷凝固によっ
て形成された過飽和固溶体などが、熱的活性化により平
衡状態に復帰しようとして、低濃度の固溶体と金属間化
合物とに熱分解する結果、折角、急冷凝固によって得ら
れた特性の大半が、消失する問題がある。
例えば、Ａｌｕ合金の場合、 Ｆｅなとの遷移金属元素
のＡｇ中への固溶量は、通常０．１ ｗｔ、チ未満であ
るが、急冷凝固法によれば約ｌ ０ｗｔ．％ まで拡大
され、粉末状または薄片状の急冷凝固Ｍ基合金のグイツ
カース硬度は２００以上に、そして、薄肉リボン状の急
冷凝固Ｍ基合金の引張り強さは５０Ｋｇｒ／−以上にな
る。しかしながら、このような粉末状まだは薄片状の急
冷凝固Ｍ基合金に対し、熱間展伸加工を含む成形加工を
施して、所定形状の部材に成形した場合は、そのグイツ
カース硬度が約】００に、そして、引張り強さが約３０
に９ｆ／＋ＩＩＡにまで低下する。
のＡｇ中への固溶量は、通常０．１ ｗｔ、チ未満であ
るが、急冷凝固法によれば約ｌ ０ｗｔ．％ まで拡大
され、粉末状または薄片状の急冷凝固Ｍ基合金のグイツ
カース硬度は２００以上に、そして、薄肉リボン状の急
冷凝固Ｍ基合金の引張り強さは５０Ｋｇｒ／−以上にな
る。しかしながら、このような粉末状まだは薄片状の急
冷凝固Ｍ基合金に対し、熱間展伸加工を含む成形加工を
施して、所定形状の部材に成形した場合は、そのグイツ
カース硬度が約】００に、そして、引張り強さが約３０
に９ｆ／＋ＩＩＡにまで低下する。
このような硬度および強度の低下を防止するために、成
形加工を冷間で行なうと、ＡＵＭ基合金特有の強固な表
面酸化皮膜が、微小凝固体間の固着を妨げることになり
、良質な成形部材を得ることができない。そこで、上記
成形加工を、２００〜３００℃の温度のいわゆる温間で
行なえば、急冷凝固組織の熱分解が比較的少なく、微小
凝固体間の固着も行なわれるが、一方、成形のために大
きな力を要するため、得られる成形部材の寸法および形
状が限定され、且つ、成形のために特別な装置が必要と
されるので、実用的ではない。
形加工を冷間で行なうと、ＡＵＭ基合金特有の強固な表
面酸化皮膜が、微小凝固体間の固着を妨げることになり
、良質な成形部材を得ることができない。そこで、上記
成形加工を、２００〜３００℃の温度のいわゆる温間で
行なえば、急冷凝固組織の熱分解が比較的少なく、微小
凝固体間の固着も行なわれるが、一方、成形のために大
きな力を要するため、得られる成形部材の寸法および形
状が限定され、且つ、成形のために特別な装置が必要と
されるので、実用的ではない。
従って、この発明の目的は、急冷凝固法によｐ高強度ア
ルミニウム合金部材を製造するに当り、熱間で展伸加工
を施しても強度の低下が生ずることはなく、急冷凝固に
よって得られた優れた特性が保持される丙強度アルミニ
ウム合金部材の製造方法を提供することにある。
ルミニウム合金部材を製造するに当り、熱間で展伸加工
を施しても強度の低下が生ずることはなく、急冷凝固に
よって得られた優れた特性が保持される丙強度アルミニ
ウム合金部材の製造方法を提供することにある。
発明者等は、急冷凝固法によって、高強度アルミニウム
合金部材を製造するに当り、熱間で展伸加工を施しても
強度の低下が生ずることはなく、急冷凝固によって得ら
れた優れた特性が保持される方法を開発すべく鋭意研究
を重ねた。
合金部材を製造するに当り、熱間で展伸加工を施しても
強度の低下が生ずることはなく、急冷凝固によって得ら
れた優れた特性が保持される方法を開発すべく鋭意研究
を重ねた。
その結果、所定量のマンガンおよびタングステンを含有
するアルミニウム合金は、急冷凝固によってその硬度お
よび強度が高められると共に、この急冷凝固によって得
られた特性は、所定温度範囲での熱開成形を行なった場
合に、殆んど変化しないことを知見した。
するアルミニウム合金は、急冷凝固によってその硬度お
よび強度が高められると共に、この急冷凝固によって得
られた特性は、所定温度範囲での熱開成形を行なった場
合に、殆んど変化しないことを知見した。
この発明は、上記知見に基いてなされたものであって、
Ｍｎ ： １１．Ｑ −１２ｗｔ、、 ％、Ｗ ：
０．２〜４． ０ｗｔ．％、残りニアルミニウムおよ
び不可避的不純物からなる成分組成を有するアルミニウ
ム合金を溶製し、 次いで、前記アルミニウム合金金、１０３〜１０６℃／
ｓｅｃの冷却速度で急冷凝固して、粉末状、薄片状また
は薄肉リボン状の微小凝固体を調製し、このようにして
得られた微小凝固体を、そのまままたは予備成形した上
、少なくとも一度は、３５０から５００℃の温度範囲内
で熱間において成形加工し、かくして、所定形状の高強
度を有するアルミニウム合金部材を製造することに特徴
を有するものである。
０．２〜４． ０ｗｔ．％、残りニアルミニウムおよ
び不可避的不純物からなる成分組成を有するアルミニウ
ム合金を溶製し、 次いで、前記アルミニウム合金金、１０３〜１０６℃／
ｓｅｃの冷却速度で急冷凝固して、粉末状、薄片状また
は薄肉リボン状の微小凝固体を調製し、このようにして
得られた微小凝固体を、そのまままたは予備成形した上
、少なくとも一度は、３５０から５００℃の温度範囲内
で熱間において成形加工し、かくして、所定形状の高強
度を有するアルミニウム合金部材を製造することに特徴
を有するものである。
この発明において、アルミニウム合金の化学成分組成範
囲を、上述のように限定した理由について以下に述べる
。
囲を、上述のように限定した理由について以下に述べる
。
（１）マンガン（Ｍｎ）
マンガンは、Ｆｅなどと同じように遷移金属元素であっ
て、急冷凝固により Ａ、ｅ中に固溶または微細に析出
させることによって、室温から３０ＣＩＣ位までの温度
範囲における強度を著しく向上させ、また熱拡散が遅い
ので、熱的安定性を向上させる作用を有している。Ａｌ
−Ｍｎ合金とＡＩ！−Ｆｅ合金とを比較すると、Ａｌ−
Ｍｎ合金は、Ａｌ−Ｆｅ合金よシ低い冷却速度でも過飽
和固溶体を形成しやすく、融点がＡＡ−Ｆｅ 合金よ
りも１００℃以上低いので溶解作業が容易であり、且つ
、耐食性に優れているなど、Ａｔ−Ｆｅｄ金より優れた
性質を有している。
て、急冷凝固により Ａ、ｅ中に固溶または微細に析出
させることによって、室温から３０ＣＩＣ位までの温度
範囲における強度を著しく向上させ、また熱拡散が遅い
ので、熱的安定性を向上させる作用を有している。Ａｌ
−Ｍｎ合金とＡＩ！−Ｆｅ合金とを比較すると、Ａｌ−
Ｍｎ合金は、Ａｌ−Ｆｅ合金よシ低い冷却速度でも過飽
和固溶体を形成しやすく、融点がＡＡ−Ｆｅ 合金よ
りも１００℃以上低いので溶解作業が容易であり、且つ
、耐食性に優れているなど、Ａｔ−Ｆｅｄ金より優れた
性質を有している。
しかしながら、マンガンの含有量が４．ｏｗｔ、、４未
満では、上述した作用に所望の効果が得られない。一方
、マンガンの含有量が１２ｗｔ、％ を超えても上述
した作用に格別の向上が現われず、逆に、金属間化合物
の生成量が多過ぎて延性が低下する問題が生ずる。従っ
て、マンガンの含有量は、４．０からｌ ２ Ｗｔ、％
の範囲内に限定すべきである。
満では、上述した作用に所望の効果が得られない。一方
、マンガンの含有量が１２ｗｔ、％ を超えても上述
した作用に格別の向上が現われず、逆に、金属間化合物
の生成量が多過ぎて延性が低下する問題が生ずる。従っ
て、マンガンの含有量は、４．０からｌ ２ Ｗｔ、％
の範囲内に限定すべきである。
（２） タングステン（Ｗ）
ＡＱ −Ｍｎ合金は、 上述した優れた特性を有してい
るが、急冷凝固後に行なわれる熱間成形加工において、
熱分解により上記特性が大きく低下する問題を有してい
る。タングステンは、ＡＨ−Ｍｎ 合金がもつ上記問
題を解決するものであり、タングステンの添加によって
、急冷凝固の際に生ずる急冷凝固組織の熱分解を緩慢に
し、急冷凝固と熱間成形加工との組合わ亡による成形部
材の強度を、著しで向上させる作用を有している。
るが、急冷凝固後に行なわれる熱間成形加工において、
熱分解により上記特性が大きく低下する問題を有してい
る。タングステンは、ＡＨ−Ｍｎ 合金がもつ上記問
題を解決するものであり、タングステンの添加によって
、急冷凝固の際に生ずる急冷凝固組織の熱分解を緩慢に
し、急冷凝固と熱間成形加工との組合わ亡による成形部
材の強度を、著しで向上させる作用を有している。
しかしながら、タングステンの含有量が０．２ｗｔ。
チ未満では、上述した作用に所望の効果が得られない。
一方、タングステンの含有量が４． ０ｗｔ．％を超え
ると、金属間化合物の生成量が多過ぎて延性が低下する
問題が生ずる。従って、タングステンの含有量は、０２
から４． ０ｗｔ．％の範囲内とすべきである。
ると、金属間化合物の生成量が多過ぎて延性が低下する
問題が生ずる。従って、タングステンの含有量は、０２
から４． ０ｗｔ．％の範囲内とすべきである。
（３） ＭｎおよびＣｕ
ＭｆおよびＣｕは、容易に固溶して、アルミニウム合金
の室温強度を向上させる作用を有している。
の室温強度を向上させる作用を有している。
従って、本発明においては、必要に応じて力およびＣｕ
の少なくとも１つを付加的に含有させる。
の少なくとも１つを付加的に含有させる。
しかしながら、ＭｔおよびＣｕの少なくとも１つの含有
量がＯ，］、 ｗｔ、％未満では、上述した作用に所望
の効果が得られない。一方、その含有量が３、 ０ｗｔ
． ％ を超えると逆に高温強度が低下し、且つ、金
属間化合物が粗大化して、延性が低下する問題が生ずる
。従って、ＭｆおよびＣｕの少なくとも１つの含有量は
、０．１から３． Ｏｉｔ、％の範囲内とすべきである
。
量がＯ，］、 ｗｔ、％未満では、上述した作用に所望
の効果が得られない。一方、その含有量が３、 ０ｗｔ
． ％ を超えると逆に高温強度が低下し、且つ、金
属間化合物が粗大化して、延性が低下する問題が生ずる
。従って、ＭｆおよびＣｕの少なくとも１つの含有量は
、０．１から３． Ｏｉｔ、％の範囲内とすべきである
。
（４） Ｔｉ、 Ｖ、 Ｃｒ、 Ｆｅ、 Ｚｒおよび
Ｍ。
Ｍ。
遷移金属元素であるＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｚｒおよび
ＭＯは、急冷凝固によってＡｌ −Ｍｎ −Ｗ合金中に
固溶または微細に析出し、室温から３００℃位までの温
度範囲における強度を高める作用を有している。従って
、本発明においては、上記ＭｔおよびＣｕと共に、Ｔｉ
、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、ＺｒおよびＭｏの少なくとも１つを
付加的に含有させる。
ＭＯは、急冷凝固によってＡｌ −Ｍｎ −Ｗ合金中に
固溶または微細に析出し、室温から３００℃位までの温
度範囲における強度を高める作用を有している。従って
、本発明においては、上記ＭｔおよびＣｕと共に、Ｔｉ
、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、ＺｒおよびＭｏの少なくとも１つを
付加的に含有させる。
しかしながら、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、ＺｒおよびＭｏ
の少なくとも１つの含有量がＯ，］、 ｗｔ、％未満で
は、上述した作用に所望の効果が得られない。一方、Ｔ
ｉ 、 Ｖ、 Ｃｒ、 ＺｒおよびＭｏの少なくとも
１つの含有量が２． ｏ ｗｔ、、 ％を超え、Ｆｅの
含有量が４、 ｏ ｗｔ、 ％ を超えると、金属間
化合物の生成量が増加して、延性が低下する問題が生ず
る。従って、Ｔｉ、 Ｖ、 Ｃｒ、 Ｚｒ およびＭ
ＣＩの少なくとも１つの含有量は、０１から２． ０ｗ
ｔ．％ の範囲内とし、そして、Ｆｅの含有量は、 ０
．１から４． ０ｗｔ．％の範囲内とすべきである。
の少なくとも１つの含有量がＯ，］、 ｗｔ、％未満で
は、上述した作用に所望の効果が得られない。一方、Ｔ
ｉ 、 Ｖ、 Ｃｒ、 ＺｒおよびＭｏの少なくとも
１つの含有量が２． ｏ ｗｔ、、 ％を超え、Ｆｅの
含有量が４、 ｏ ｗｔ、 ％ を超えると、金属間
化合物の生成量が増加して、延性が低下する問題が生ず
る。従って、Ｔｉ、 Ｖ、 Ｃｒ、 Ｚｒ およびＭ
ＣＩの少なくとも１つの含有量は、０１から２． ０ｗ
ｔ．％ の範囲内とし、そして、Ｆｅの含有量は、 ０
．１から４． ０ｗｔ．％の範囲内とすべきである。
前記Ｍｆ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、ＺｒおよびＭ
Ｏの少なくとも１つを、所定量含有させることにより、
アルミニウム合金の強度を相乗的に向上させることがで
きるが、前記元素の合計量が、４．０ｗｔ０％ を超
えると、逆に金属間化合物の生成量が増加し且つ金属間
化合物が粗大となって、延性が低下する問題が生ずる。
Ｏの少なくとも１つを、所定量含有させることにより、
アルミニウム合金の強度を相乗的に向上させることがで
きるが、前記元素の合計量が、４．０ｗｔ０％ を超
えると、逆に金属間化合物の生成量が増加し且つ金属間
化合物が粗大となって、延性が低下する問題が生ずる。
従って、Ｍｆ、Ｃｕ。
Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、 ＺｒおよびＭｏ の合計量
は、４、 ０ｗｔ．％以下とすべきである。
は、４、 ０ｗｔ．％以下とすべきである。
上述した成分組成範囲のＡＱ −Ｍｎ −Ｗ 系合金は
、液相状態からの急冷凝固によって、高い強度特性が発
揮されるが、その冷却速度は、コ０３から１０６℃／ｓ
ｅｃの範囲内とすべきである。即ち、冷却速度が１０３
℃／ｓｅｃ未満では、合金元素が十分に固溶せず、粗大
な金属間化合物が析出するので、熱間成形加工によって
、優れた強度および延性を有する展伸部材を得ることが
できない。一方、冷却速度が１０６℃／ｓｅｃ を超え
ても、上述した作用に格別の向上が現われず、急冷のだ
めの費用が増大して、経済性が低下する。
、液相状態からの急冷凝固によって、高い強度特性が発
揮されるが、その冷却速度は、コ０３から１０６℃／ｓ
ｅｃの範囲内とすべきである。即ち、冷却速度が１０３
℃／ｓｅｃ未満では、合金元素が十分に固溶せず、粗大
な金属間化合物が析出するので、熱間成形加工によって
、優れた強度および延性を有する展伸部材を得ることが
できない。一方、冷却速度が１０６℃／ｓｅｃ を超え
ても、上述した作用に格別の向上が現われず、急冷のだ
めの費用が増大して、経済性が低下する。
なお、ガスまだは水を使用した通常のアトマイズ法によ
る急冷凝固粉末の冷却速度は、１０２〜ｂ転ロール法に
よる冷却速度は、１０６〜１０６℃／ｓｅｃである。従
って、急冷凝固手段は、上述した公知の方法によって行
なうことができる。
る急冷凝固粉末の冷却速度は、１０２〜ｂ転ロール法に
よる冷却速度は、１０６〜１０６℃／ｓｅｃである。従
って、急冷凝固手段は、上述した公知の方法によって行
なうことができる。
上記のような条件による急冷凝固の結果得られた粉末状
、薄片状または薄肉リボン状の微小凝固体は、そのまま
、または成形上必要な場合には、より細く粉砕した土、
これを集め圧縮して予備成形体となし、次いで、板材、
棒材、形材等、所要の形状に成形するための展伸による
成形加工を、少なくとも１度は熱間において行なう。こ
のような、予備成形体を熱間で展伸し、成形加工するだ
めの手段は、熱間プレス、熱間静水圧プレス（Ｈ工Ｐ）
、熱間圧延、熱間押出し、熱間鍛造など公知の手段で行
なうことができる。
、薄片状または薄肉リボン状の微小凝固体は、そのまま
、または成形上必要な場合には、より細く粉砕した土、
これを集め圧縮して予備成形体となし、次いで、板材、
棒材、形材等、所要の形状に成形するための展伸による
成形加工を、少なくとも１度は熱間において行なう。こ
のような、予備成形体を熱間で展伸し、成形加工するだ
めの手段は、熱間プレス、熱間静水圧プレス（Ｈ工Ｐ）
、熱間圧延、熱間押出し、熱間鍛造など公知の手段で行
なうことができる。
熱間成形加工時における予備成形体の加工温度は、３５
０から５００℃の温度範囲内とすべきである。即ち、予
備成形体の卯工温度が３５０℃未満では、成形Ｂ１工時
における急冷凝固体間の固着が不十分で緻密な成形体が
得られず、そして、成形加工のために大きな力を必要と
するだめに装置上および工程上から大きな制約を受けて
操業範囲が著しく狭くなる。一方、予備成形体の加工温
度が５００℃を超えると、急冷凝固組織が急速に熱分解
する結果、実用上十分な強要が得られない。
０から５００℃の温度範囲内とすべきである。即ち、予
備成形体の卯工温度が３５０℃未満では、成形Ｂ１工時
における急冷凝固体間の固着が不十分で緻密な成形体が
得られず、そして、成形加工のために大きな力を必要と
するだめに装置上および工程上から大きな制約を受けて
操業範囲が著しく狭くなる。一方、予備成形体の加工温
度が５００℃を超えると、急冷凝固組織が急速に熱分解
する結果、実用上十分な強要が得られない。
通常の熱間成形加工のだめの工程および装置による操業
条件と、展伸時に生ずる熱分解による特性の低下の抑制
とを考慮する吉、熱間成形加工のための温度は、４００
から４５０℃の範囲内であることが望ましい。
条件と、展伸時に生ずる熱分解による特性の低下の抑制
とを考慮する吉、熱間成形加工のための温度は、４００
から４５０℃の範囲内であることが望ましい。
次に、この発明を、実施例により比較例と対比しながら
説町する。
説町する。
実施例１
第１表に示す成分組成の３種類の合金Ａ、Ｂ。
Ｃを官製した。合金ＡはＷを含有していないこの発明の
範囲外のＡＱ −Ｍｎ 合金、合金ＢおよびＣは、所
定量のＭｎおよびＷを含有するこの発明の範囲内のＡ１
〜Ｍｎ −Ｗ 合金である。
範囲外のＡＱ −Ｍｎ 合金、合金ＢおよびＣは、所
定量のＭｎおよびＷを含有するこの発明の範囲内のＡ１
〜Ｍｎ −Ｗ 合金である。
第１表
上記合金を各々再溶解し、次の４種類の方法により、そ
れぞれ異なる冷却速度で凝固させた。
れぞれ異なる冷却速度で凝固させた。
ａ、金型鋳造法
直径３０ｍＪ、高さ１００．、の鋳型に溶湯を鋳込み、
１〜ｂ た。
１〜ｂ た。
ｂ、 Ａｒガス・アトマイズ法（３２〜１００メツシ
ユ）細粒状の溶湯に、高速高圧のＭ気流を衝突させて、
該溶湯を３２〜１００メツシユの大きさに霧化させるこ
とにより、１０”〜１０３℃／ｓｅｃ 未満の冷却速
度で、＠、冷し、粉末状に凝固させた。
ユ）細粒状の溶湯に、高速高圧のＭ気流を衝突させて、
該溶湯を３２〜１００メツシユの大きさに霧化させるこ
とにより、１０”〜１０３℃／ｓｅｃ 未満の冷却速
度で、＠、冷し、粉末状に凝固させた。
ｃ、Ａｒガス・アトマイズ法（−１００メツシユ）細粒
状の溶湯に、より高速高圧のＡｒ気流を衝突させて、該
溶湯を−１，ＯＯメツシュの大きさに霧化させることに
より、１０３〜ｂ で急冷し、粉末状に凝固させた。
状の溶湯に、より高速高圧のＡｒ気流を衝突させて、該
溶湯を−１，ＯＯメツシュの大きさに霧化させることに
より、１０３〜ｂ で急冷し、粉末状に凝固させた。
ａ、４．ロール法
高速で回転するロール上に細流状の溶湯を流下させ、１
０５〜］、Ｏ’Ｃ／ｓｅｃ の冷却速度で急冷し、厚
さ約２０μｍ、幅５貼の薄肉リボン状に凝固させた。
０５〜］、Ｏ’Ｃ／ｓｅｃ の冷却速度で急冷し、厚
さ約２０μｍ、幅５貼の薄肉リボン状に凝固させた。
Ａｒガス・アトマイズ法によシ急冷されて得られた粉末
状凝固体、および、単ロール法により急冷されて得られ
た薄肉リボン状凝固体を、冷間プレスによシ直径３０．
．のビレットに成形した。次いでこのビレットを、３４
０〜５］０℃の温度に加熱した上、内径３０＋ｍのコン
テナにより熱間押出し成形し、直径６闘の丸棒を製造し
た。このときの押出比は２５である。
状凝固体、および、単ロール法により急冷されて得られ
た薄肉リボン状凝固体を、冷間プレスによシ直径３０．
．のビレットに成形した。次いでこのビレットを、３４
０〜５］０℃の温度に加熱した上、内径３０＋ｍのコン
テナにより熱間押出し成形し、直径６闘の丸棒を製造し
た。このときの押出比は２５である。
第２表には、−ヒ述した丸棒の合金成分組成および製造
条件と室温での引張り性質が示されている。
条件と室温での引張り性質が示されている。
比較合金魚１〜３は金型鋳造法により凝固させたもので
あり、比較１金Ｎ［１４〜６はアトマイズ法（３２〜１
００メツシユ）により凝固させたものでるって、何れも
冷却速度が本発明の範囲より遅いため、合金中にＷが含
有されていても、所望の強贋および伸びが得られない。
あり、比較１金Ｎ［１４〜６はアトマイズ法（３２〜１
００メツシユ）により凝固させたものでるって、何れも
冷却速度が本発明の範囲より遅いため、合金中にＷが含
有されていても、所望の強贋および伸びが得られない。
比較倉金魚７〜９は押出温度（成形加工温度）が本発明
の範囲より低く、また比較合金廼１３〜１５は押出温度
（成形加工温度）が本発明の範囲よりも高いため、所望
の強度および伸びが得られない。
の範囲より低く、また比較合金廼１３〜１５は押出温度
（成形加工温度）が本発明の範囲よりも高いため、所望
の強度および伸びが得られない。
比較合金ｉＪＱ Ｉ Ｏ〜１２およびＮｕ ｌ ６は、
合金中にＷが含有されていないため、他の条件が本発明
の範囲Ｐ１であっても、所望の強度および伸びが得られ
ない。これに対して本発明合金−１〜８は何れも引張強
さが４６ＫＢ／−以上で且つ適度の伸びを有しており、
優れた強度および延性を得ることができた。
合金中にＷが含有されていないため、他の条件が本発明
の範囲Ｐ１であっても、所望の強度および伸びが得られ
ない。これに対して本発明合金−１〜８は何れも引張強
さが４６ＫＢ／−以上で且つ適度の伸びを有しており、
優れた強度および延性を得ることができた。
実施例２゜
第１表に示す、Ｗを含有しない本発明の範囲外の合金Ａ
および本発明の範囲内の合金Ｂを再溶解した後、Ｍガス
・アトマイズ法により急冷して、−１００メツシユの粉
末状凝固体を調製した。次いで、このようにして得られ
た粉末状凝固体を、冷間プレスにより成形して、幅６０
闘、厚さ２０．ａの板となし、この板の両表面に、厚さ
２５１ｕのＪ Ｉ Ｓ Ａ３０５２ のアルミニウ
ム合金の薄板を重ね合わせてクラツド板素材を調製した
と、このクラツド板素材を圧延して、クラツド板を製造
した。
および本発明の範囲内の合金Ｂを再溶解した後、Ｍガス
・アトマイズ法により急冷して、−１００メツシユの粉
末状凝固体を調製した。次いで、このようにして得られ
た粉末状凝固体を、冷間プレスにより成形して、幅６０
闘、厚さ２０．ａの板となし、この板の両表面に、厚さ
２５１ｕのＪ Ｉ Ｓ Ａ３０５２ のアルミニウ
ム合金の薄板を重ね合わせてクラツド板素材を調製した
と、このクラツド板素材を圧延して、クラツド板を製造
した。
圧延に先立って、クラツド板素材を３３０℃に均熱し、
３００から２００℃の範囲内の温度で圧延したところ、
板厚減少率６０チ即ちクラツド板素材が１０藺の厚さま
で圧延された時点で、板幅方向端部の割れ叩ち耳割れが
発生し、以後の圧延が不可能となった。
３００から２００℃の範囲内の温度で圧延したところ、
板厚減少率６０チ即ちクラツド板素材が１０藺の厚さま
で圧延された時点で、板幅方向端部の割れ叩ち耳割れが
発生し、以後の圧延が不可能となった。
これに対し、−前記クラツド板素材を４８０℃に均熱し
、４５０から３５０℃の範囲内の温度で圧延したところ
、板厚減少率９ｏ％まで圧延しても耳割れは発生せず、
厚さ２５−闘のクラツド板を製造することができた。
、４５０から３５０℃の範囲内の温度で圧延したところ
、板厚減少率９ｏ％まで圧延しても耳割れは発生せず、
厚さ２５−闘のクラツド板を製造することができた。
このようにして得られたクラツド板の室温での引張り強
さは合金Ａの場合が２８．３ Ｋ９ｆ／＊ｊ、合金Ｂの
場合が４ ｓ、 ６ Ｋｙｆ／＊ｊであって、本発明の
範囲内の合金Ｂ（１）場合には、高強度の品質の優れた
クラツド板が得られた。
さは合金Ａの場合が２８．３ Ｋ９ｆ／＊ｊ、合金Ｂの
場合が４ ｓ、 ６ Ｋｙｆ／＊ｊであって、本発明の
範囲内の合金Ｂ（１）場合には、高強度の品質の優れた
クラツド板が得られた。
この実施例から明らかなように、展伸加工が圧延の場合
でも、この発明の方法によれば、容易に高強度の成形部
材を得ることができる。
でも、この発明の方法によれば、容易に高強度の成形部
材を得ることができる。
実施例３
第３表に示すように、本発明の範囲内の成分組成を有す
る合金随９〜２３および本発明の範囲外の成分組成を有
する比紋合金点１７〜２Ｂを溶製した。これらの合金を
再溶解した後、Ａｒガス・アトマイズ法により急冷して
、−１００メツシユの粉末状凝固体を調製した。
る合金随９〜２３および本発明の範囲外の成分組成を有
する比紋合金点１７〜２Ｂを溶製した。これらの合金を
再溶解した後、Ａｒガス・アトマイズ法により急冷して
、−１００メツシユの粉末状凝固体を調製した。
次いで、このようにして得られた粉末状凝固体を、冷間
プレスにより成形して直径３０ｆｆＪ１のビレットとな
し、このビレットを４５０℃の温度に加熱したＥ、熱間
押出しによって、直径６１１ａの丸棒を製造した。− 第３表には、上記のようにして製造されだ丸棒の室温で
の引張シ強さおよび伸び、ならびに、２５０℃での引張
シ強さが併せて示されている。比較合金は１７および２
０は、Ｍｎの含有量が本発明の範囲外であシ、比較合金
醜１８および１９は、Ｗの含有量が本発明の範囲外であ
シ、比較合金蝿２１〜２５は、その他の添加元素の各々
の含有量が本発明の範囲外であり、そして、比較合金麹
２６〜２Ｂは、その他の添加元素の合計量が本発明の範
囲外である。
プレスにより成形して直径３０ｆｆＪ１のビレットとな
し、このビレットを４５０℃の温度に加熱したＥ、熱間
押出しによって、直径６１１ａの丸棒を製造した。− 第３表には、上記のようにして製造されだ丸棒の室温で
の引張シ強さおよび伸び、ならびに、２５０℃での引張
シ強さが併せて示されている。比較合金は１７および２
０は、Ｍｎの含有量が本発明の範囲外であシ、比較合金
醜１８および１９は、Ｗの含有量が本発明の範囲外であ
シ、比較合金蝿２１〜２５は、その他の添加元素の各々
の含有量が本発明の範囲外であり、そして、比較合金麹
２６〜２Ｂは、その他の添加元素の合計量が本発明の範
囲外である。
第３表から明らかなように、その成分組成が本発明の範
囲外の比較合金Ｎ［Ｌ１７〜２８は、何れも引張強さま
たは伸びが劣ってお９、実用性が大幅に低下している。
囲外の比較合金Ｎ［Ｌ１７〜２８は、何れも引張強さま
たは伸びが劣ってお９、実用性が大幅に低下している。
これに対し、その成分組成が本発明の範囲内の本発明合
金Ｎ１１９〜２３は、何れも高い引張強さと適度の伸び
を有しており、その室温強度は、従来の溶解鋳造法に↓
る展伸用合金のうちの高強度合金である２０００番台合
金（、Ｕ−Ｃｕ系合金）およびマｏｏｏ番台合金（Ａｌ
−Ｚｎ系合金）と同等である。また、従来の展伸用合
金のうち比較的高い高温強度を有する合金は、２０００
番および５０００番台会金で６るが、その２５０℃での
引張り強さは高々ｌ ５Ｋｐｒ／ｍＡである。これと対
して、本発明合金部材の２５０℃での引張り強さは２３
〜３４ Ｋｙｆｌ−であり、極めて高い高温強度を有し
ている。
金Ｎ１１９〜２３は、何れも高い引張強さと適度の伸び
を有しており、その室温強度は、従来の溶解鋳造法に↓
る展伸用合金のうちの高強度合金である２０００番台合
金（、Ｕ−Ｃｕ系合金）およびマｏｏｏ番台合金（Ａｌ
−Ｚｎ系合金）と同等である。また、従来の展伸用合
金のうち比較的高い高温強度を有する合金は、２０００
番および５０００番台会金で６るが、その２５０℃での
引張り強さは高々ｌ ５Ｋｐｒ／ｍＡである。これと対
して、本発明合金部材の２５０℃での引張り強さは２３
〜３４ Ｋｙｆｌ−であり、極めて高い高温強度を有し
ている。
以上詳述したように、この発明の方法によれば、従来の
終解鋳造法によシ製造された高強度展伸合金である２
０００８台金合金 Ｍ−Ｃｕ系合金）および７０００番
台会金（６ＡＨ−Ｚｎ系合金）に匹敵する室温強度を有
し、且つ、３００℃までの高温においては、従来材にそ
の類を見ない優れた強度を有し、しかも、適度の伸びを
有するアルミニウム合金部材を製造することができ、且
つ、その製造は、従来の溶解鋳造材と同様の熱間成形加
工によって行なうことができるので、広範囲の応用が可
能である等、幾多の工業上優れた効果がもたらされる。
終解鋳造法によシ製造された高強度展伸合金である２
０００８台金合金 Ｍ−Ｃｕ系合金）および７０００番
台会金（６ＡＨ−Ｚｎ系合金）に匹敵する室温強度を有
し、且つ、３００℃までの高温においては、従来材にそ
の類を見ない優れた強度を有し、しかも、適度の伸びを
有するアルミニウム合金部材を製造することができ、且
つ、その製造は、従来の溶解鋳造材と同様の熱間成形加
工によって行なうことができるので、広範囲の応用が可
能である等、幾多の工業上優れた効果がもたらされる。
Claims (2)
- （１）Ｍｎ：４．０〜１２ｗｔ．％、 Ｗ：０．２〜４．０ｗｔ．％、 残り：アルミニウムおよび不可避的不純物 からなる成分組成を有するアルミニウム合金を溶製し、 次いで、前記アルミニウム合金を、１０＾３〜１０＾６
℃／ｓｅｃの冷却速度で急冷凝固して、粉末状、薄片状
または薄肉リボン状の微小凝固体を調製し、このように
して得られた微小凝固体を、そのまままたは予備成形し
た上、少なくとも一度は、３５０から５００℃の温度範
囲内で熱間において成形加工し、かくして、所定形状の
高強度を有するアルミニウム合金部材を製造することを
特徴とする高強度アルミニウム合金部材の製造方法。 - （２）Ｍｎ：４．０〜１２ｗｔ．％、 Ｗ：０．２〜４．０ｗｔ．％、 および、 Ｍｇ：０．１〜３．０ｗｔ．％、Ｃｕ：０．１〜３．０
ｗｔ．％、Ｔｉ：０．１〜２．０ｗｔ．％、Ｖ：０．１
〜２．０ｗｔ．％、Ｃｒ：０．１〜２．０ｗｔ．％、Ｆ
ｅ：０．１〜４．０ｗｔ．％、Ｚｒ：０．１〜２．０ｗ
ｔ．％、Ｍｏ：０．１〜２．０ｗｔ．％、からなる群か
ら選んだ少なくとも１つの元素で、その合計量が４．０
ｗｔ．％以下、 残り：アルミニウムおよび不可避的不純物 からなる成分組成を有するアルミニウム合金を溶製し、 次いで、前記アルミニウム合金を、１０＾３〜１０＾６
℃／ｓｅｃの冷却速度で急冷凝固して、粉末状、薄片状
または薄肉リボン状の微小凝固体を調製し、このように
して得られた微小凝固体を、そのまままたは予備成形し
た上、少なくとも一度は、３５０から５００℃の温度範
囲内で熱間において成形加工し、かくして、所定形状の
高強度を有するアルミニウム合金部材を製造することを
特徴とする高強度アルミニウム合金部材の製造方法
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17150484A JPS6152328A (ja) | 1984-08-20 | 1984-08-20 | 高強度アルミニウム合金部材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17150484A JPS6152328A (ja) | 1984-08-20 | 1984-08-20 | 高強度アルミニウム合金部材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6152328A true JPS6152328A (ja) | 1986-03-15 |
| JPH0371494B2 JPH0371494B2 (ja) | 1991-11-13 |
Family
ID=15924330
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17150484A Granted JPS6152328A (ja) | 1984-08-20 | 1984-08-20 | 高強度アルミニウム合金部材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6152328A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5039476A (en) * | 1989-07-28 | 1991-08-13 | Ube Industries, Ltd. | Method for production of powder metallurgy alloy |
| JP2020037730A (ja) * | 2018-09-05 | 2020-03-12 | トヨタ自動車株式会社 | アルミニウム合金及びその製造方法 |
-
1984
- 1984-08-20 JP JP17150484A patent/JPS6152328A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5039476A (en) * | 1989-07-28 | 1991-08-13 | Ube Industries, Ltd. | Method for production of powder metallurgy alloy |
| JP2020037730A (ja) * | 2018-09-05 | 2020-03-12 | トヨタ自動車株式会社 | アルミニウム合金及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0371494B2 (ja) | 1991-11-13 |
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