JPS62124242A - 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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- JPS62124242A JPS62124242A JP26131285A JP26131285A JPS62124242A JP S62124242 A JPS62124242 A JP S62124242A JP 26131285 A JP26131285 A JP 26131285A JP 26131285 A JP26131285 A JP 26131285A JP S62124242 A JPS62124242 A JP S62124242A
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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。
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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
合金凝固体を熱間成形して、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。
合金凝固体を熱間成形して、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
来困難とされていた、合金元素の均一な固溶、過飽和固
溶体の形成または金薦間化合物の微細分散化が可能とな
シ、さらに、極微細結晶組織や非晶質組織の合金が得ら
れる場合もあるなど、合金の持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
来困難とされていた、合金元素の均一な固溶、過飽和固
溶体の形成または金薦間化合物の微細分散化が可能とな
シ、さらに、極微細結晶組織や非晶質組織の合金が得ら
れる場合もあるなど、合金の持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、一般に、溶融状態の少食
の合金を、多量の気体や液体の冷却媒体に接触させるか
、または、高速で移動する冷却された固体表面に流下さ
せて急冷する方法であるから、この方法によって得られ
る凝固金属は、粉末状、薄片状または薄肉リボン状のよ
うな微小形状にならざるを得ない。
の合金を、多量の気体や液体の冷却媒体に接触させるか
、または、高速で移動する冷却された固体表面に流下さ
せて急冷する方法であるから、この方法によって得られ
る凝固金属は、粉末状、薄片状または薄肉リボン状のよ
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特殊用途のほかは、所定の大
きさの部材に加工することが必要とされる。例えば、急
冷凝固法によって製造された微小凝固体状のアルミニウ
ム合金から、構造材用の板材、棒材、形材などのアルミ
ニウム合金部材を製造するためには、一般に、微小凝固
体状のアルミニウム合金を集めそして圧縮することによ
シ予備成形体を調製し、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
成形加工工程が必要とされる。
、微小形状のまま使用する特殊用途のほかは、所定の大
きさの部材に加工することが必要とされる。例えば、急
冷凝固法によって製造された微小凝固体状のアルミニウ
ム合金から、構造材用の板材、棒材、形材などのアルミ
ニウム合金部材を製造するためには、一般に、微小凝固
体状のアルミニウム合金を集めそして圧縮することによ
シ予備成形体を調製し、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
成形加工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
成された好ましい非平衡組織が、熱的活性化により平衡
状態に復帰する結果、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。これは、急冷凝固に
よって形成された過飽和固溶体が、低濃度の固溶体と金
ｍ間化合物とに熱分解し、また、微品質組織が粗大化す
ることによって、急冷凝固組織が変質するためである。
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
成された好ましい非平衡組織が、熱的活性化により平衡
状態に復帰する結果、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。これは、急冷凝固に
よって形成された過飽和固溶体が、低濃度の固溶体と金
ｍ間化合物とに熱分解し、また、微品質組織が粗大化す
ることによって、急冷凝固組織が変質するためである。
従来の溶解鋳造法によって製造されるアルミニウム合金
の場合、ＦＣなどの遷移金属元素の固溶量は、平衡状態
で約０．１Ｗｔ、％ であるが、急冷凝固アルミニウム
合金の場合は約１０Ｗｔ、１ｉで増加される。従って、
急冷凝固アルミニウム合金の粉末や薄片では、プイッカ
ース硬度が２００１ｇ上を示すものが比較的容易に得ら
れ、また、薄肉ＩＪ 、ｙン状の急冷凝固アルミニウム
合金をそのまま引張り試験に供すれば、５０ ｈｆ／ｍ
ｒｒ？ 以上の引張シ強さが示される。しかしながら、
このような微小凝固体状の急冷凝固アルミニウム合金に
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、その部材のグイッヵース硬度
は約１００に、そして、引張り強さは約３０Ｋｇｆ／ｍ
−にまで低下し、急冷凝固によって得られた高硬度およ
び高強度特性が失われる。
の場合、ＦＣなどの遷移金属元素の固溶量は、平衡状態
で約０．１Ｗｔ、％ であるが、急冷凝固アルミニウム
合金の場合は約１０Ｗｔ、１ｉで増加される。従って、
急冷凝固アルミニウム合金の粉末や薄片では、プイッカ
ース硬度が２００１ｇ上を示すものが比較的容易に得ら
れ、また、薄肉ＩＪ 、ｙン状の急冷凝固アルミニウム
合金をそのまま引張り試験に供すれば、５０ ｈｆ／ｍ
ｒｒ？ 以上の引張シ強さが示される。しかしながら、
このような微小凝固体状の急冷凝固アルミニウム合金に
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、その部材のグイッヵース硬度
は約１００に、そして、引張り強さは約３０Ｋｇｆ／ｍ
−にまで低下し、急冷凝固によって得られた高硬度およ
び高強度特性が失われる。
このような硬度および強度の低下を防止するために、成
形加工を冷間で行うと、アルミニウム合金に特有の強固
な表面酸化皮膜が、微小凝固体間の固着を妨げるので、
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
えば、急冷凝固組織の熱分解が比較的少なく、微小凝固
体間の固着も可能であるが、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。
形加工を冷間で行うと、アルミニウム合金に特有の強固
な表面酸化皮膜が、微小凝固体間の固着を妨げるので、
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
えば、急冷凝固組織の熱分解が比較的少なく、微小凝固
体間の固着も可能であるが、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、急冷凝固法によシ高強度ア
ルミニウム合金部材を製造するに当シ、熱間で展伸加工
を施しても強度の低下が生ずることがなく、急冷凝固に
よって得られた優れた特性が保持され、しかも、適度の
延性を有する高強度アルミニウム合金部材を製造するた
めの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シ、熱間で展伸加工
を施しても強度の低下が生ずることがなく、急冷凝固に
よって得られた優れた特性が保持され、しかも、適度の
延性を有する高強度アルミニウム合金部材を製造するた
めの方法を提供することにある。
本発明者等は、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シ、熱間で展伸加工を施して
も強度の低下が生ずることがなく、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。
ム合金部材を製造するに当シ、熱間で展伸加工を施して
も強度の低下が生ずることがなく、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、従来研究されているマンガン含有量がｌ Ｏ
Ｗｔ、 ％以下の急冷凝固Ａ＃−Ｍｎ合金は熱間成形後
の強度低下が大きく、また、マンガン含有量を１ＯＷｔ
、％を超えて増加させると、これに比例して熱間成形後
の強度は僅かづつ向上する一方、引張シ伸びで示される
延性が急激に゛低下するが、前記熱間成形を所定温度以
下で行なうときは、強度および延性が共に優れたアルミ
ニウム合金部材が得られること、そして、急冷凝固Ａ／
−Ｍｎ 合金において、マンガンの一部を、鉄、ニッケ
ル、コバルト、クロム、ツルコニウム、ヴアナヅウムお
よびチタンの少なくとも１つと置換えることにより、所
定温度以下での熱間成形によって得られた合金部材の強
度および／または伸びが、Ａ７−Ｍｎ２元合金を上回る
ことを知見した。
Ｗｔ、 ％以下の急冷凝固Ａ＃−Ｍｎ合金は熱間成形後
の強度低下が大きく、また、マンガン含有量を１ＯＷｔ
、％を超えて増加させると、これに比例して熱間成形後
の強度は僅かづつ向上する一方、引張シ伸びで示される
延性が急激に゛低下するが、前記熱間成形を所定温度以
下で行なうときは、強度および延性が共に優れたアルミ
ニウム合金部材が得られること、そして、急冷凝固Ａ／
−Ｍｎ 合金において、マンガンの一部を、鉄、ニッケ
ル、コバルト、クロム、ツルコニウム、ヴアナヅウムお
よびチタンの少なくとも１つと置換えることにより、所
定温度以下での熱間成形によって得られた合金部材の強
度および／または伸びが、Ａ７−Ｍｎ２元合金を上回る
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 二 ｌ １ 〜 ｌ ４Ｗｔ、％残シ
：アルミニウムおよび不可避不純物、または、 Ｍｎ ： ８〜ｌ ４Ｗｔ、％、 および、 Ｆｅ 、 Ｎｉ 、 Ｃｏ 、 Ｃｒ 、 Ｚｒ 、
ＶおよびＴｉ からなる群から選んだ少なくとも１つ
の元素：０．１〜４．０ Ｗｔ、 ’Ｉｓ、 但し、前記Ｍｎと、そして、前記Ｆｅ、Ｎｉ。
：アルミニウムおよび不可避不純物、または、 Ｍｎ ： ８〜ｌ ４Ｗｔ、％、 および、 Ｆｅ 、 Ｎｉ 、 Ｃｏ 、 Ｃｒ 、 Ｚｒ 、
ＶおよびＴｉ からなる群から選んだ少なくとも１つ
の元素：０．１〜４．０ Ｗｔ、 ’Ｉｓ、 但し、前記Ｍｎと、そして、前記Ｆｅ、Ｎｉ。
ｃｏ、ｃｒ、ｚｒ 、 ｖおよびＴｉ からなる群か
ら選んだ少なくとも１つの元素との合計量は、１１〜１
５Ｗｔ、％、 残りニアルミニウムおよび不可避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、ｌ Ｏ３Ｃ／ｓｅｃ
以上の冷却速度で急冷凝固して、粉末状または薄片状の
凝固体を調製し、 このようにして得られた前記凝固体を、そのまま、また
は予備成形した上、少なくとも一度は４５０′ｃ以下の
温度で熱間成形し、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。
ら選んだ少なくとも１つの元素との合計量は、１１〜１
５Ｗｔ、％、 残りニアルミニウムおよび不可避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、ｌ Ｏ３Ｃ／ｓｅｃ
以上の冷却速度で急冷凝固して、粉末状または薄片状の
凝固体を調製し、 このようにして得られた前記凝固体を、そのまま、また
は予備成形した上、少なくとも一度は４５０′ｃ以下の
温度で熱間成形し、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楚した理由について以下に述べる。
囲を上述のように限楚した理由について以下に述べる。
ｔｌ） Ｍｎ
マンガンは、鉄などと共に遷移金属元素であシ、急冷凝
固法によりアルミニウム中に過飽和に固溶または微細に
分散析出させると、強度が著しく向上する作用を有して
いる。また、熱拡散が遅いので、Ａｌ−Ｍｎ 合金は熱
的安定性に優れ、約３００℃までの高温において高い強
度を示す。ＡＡ−Ｍｎ合金をＡｌ−Ｆｅ合金と比較する
と、Ａｌ−Ｍｎ合金は、Ａｌ−Ｆｅ合金よυ低い冷却速
度でも過飽和固溶体が形成されやすく、融点が低いので
溶解作業が容易であり、高い弾性率が得られ、且つ、耐
食性に優れるなどＡＪ−Ｆｅ 合金よシも優れた性質を
有している。
固法によりアルミニウム中に過飽和に固溶または微細に
分散析出させると、強度が著しく向上する作用を有して
いる。また、熱拡散が遅いので、Ａｌ−Ｍｎ 合金は熱
的安定性に優れ、約３００℃までの高温において高い強
度を示す。ＡＡ−Ｍｎ合金をＡｌ−Ｆｅ合金と比較する
と、Ａｌ−Ｍｎ合金は、Ａｌ−Ｆｅ合金よυ低い冷却速
度でも過飽和固溶体が形成されやすく、融点が低いので
溶解作業が容易であり、高い弾性率が得られ、且つ、耐
食性に優れるなどＡＪ−Ｆｅ 合金よシも優れた性質を
有している。
図面は、マンガン含有量が２．〜１６Ｗｔ、％のＭ−Ｍ
ｎ合金を、冷却速度１０３℃／ Ｓｅｅ Ｉａ 上、約
１０５’Ｃ／ｓｅｃ ＩＪ、下で急冷凝固させた粉末
を使用して、４２０℃または４８０℃の温度の熱間押出
しによシ製造したアルミニウム合金部材の、マンガン含
有量と、引張り強さと伸びとの関係を示すグラフである
。図面において、実線は熱間押出し温度が４２０℃の場
合を示し、点線は熱間押出し温度が４８０℃の場合を示
す。
ｎ合金を、冷却速度１０３℃／ Ｓｅｅ Ｉａ 上、約
１０５’Ｃ／ｓｅｃ ＩＪ、下で急冷凝固させた粉末
を使用して、４２０℃または４８０℃の温度の熱間押出
しによシ製造したアルミニウム合金部材の、マンガン含
有量と、引張り強さと伸びとの関係を示すグラフである
。図面において、実線は熱間押出し温度が４２０℃の場
合を示し、点線は熱間押出し温度が４８０℃の場合を示
す。
図面かられかるように、熱間押出し温度が４８０℃の場
合の引張シ強さは、マンガン含有量の増加と共に向上す
るものの、４５ Ｋｇｆ／ｍｍ’ 以下であるのに対し
、熱間押出し温度が４２０℃の場合の引 ′張シ強さ
は、マンガン含有量が１１ Ｗｔ、Ｓ ＩＪ上になると
急激に向上し、４５〜６５ Ｋｇｆ／ｍｒｒｌにまで達
する。
合の引張シ強さは、マンガン含有量の増加と共に向上す
るものの、４５ Ｋｇｆ／ｍｍ’ 以下であるのに対し
、熱間押出し温度が４２０℃の場合の引 ′張シ強さ
は、マンガン含有量が１１ Ｗｔ、Ｓ ＩＪ上になると
急激に向上し、４５〜６５ Ｋｇｆ／ｍｒｒｌにまで達
する。
一方、伸びは、熱間押出し温度によらずマ／がン含有量
の増加と共に低下し、マンガン含有量が１４Ｗｔ、％
を超えると約１俤になる。
の増加と共に低下し、マンガン含有量が１４Ｗｔ、％
を超えると約１俤になる。
急冷凝固状態のＡｌ−Ｍｎ 合金に含まれる金属間化合
物相の量と種類をＸ線回折によシ解析した結果、マンガ
ン含有量が約１１ Ｗｔ、％を境として、大きく変化す
ることが判明した。マンガン含有量が約１１Ｗｔ、１１
１上の高Ｍｎ 合金の急冷凝固体中には、低Ｍｎ合金
には存在しない種類の金属間化合物相が含まれている。
物相の量と種類をＸ線回折によシ解析した結果、マンガ
ン含有量が約１１ Ｗｔ、％を境として、大きく変化す
ることが判明した。マンガン含有量が約１１Ｗｔ、１１
１上の高Ｍｎ 合金の急冷凝固体中には、低Ｍｎ合金
には存在しない種類の金属間化合物相が含まれている。
この金属間化合物相は、熱間成形を含む合金部材の製造
工程中に熱的活性化によって分解し、主として安定相で
あるＡ／、Ｍｎ相に変化するが、熱間成形温度が４５０
℃以下で行なわれる場合には、前記ｈｉＱＭｎ相は微細
に分散し、合金部材の強度は十分高い値に保産れる。
工程中に熱的活性化によって分解し、主として安定相で
あるＡ／、Ｍｎ相に変化するが、熱間成形温度が４５０
℃以下で行なわれる場合には、前記ｈｉＱＭｎ相は微細
に分散し、合金部材の強度は十分高い値に保産れる。
このようにマンガンの含有量が１１ Ｗｔ、 ４未満で
は所望の強度が得られず、一方、マンガンの含有量が１
４ Ｗｔ、 ％を超えると延性が低下する。従って、マ
ンガンの含有量は、１１から１４ Ｗｔ、 ９６の範囲
内とすべきである。
は所望の強度が得られず、一方、マンガンの含有量が１
４ Ｗｔ、 ％を超えると延性が低下する。従って、マ
ンガンの含有量は、１１から１４ Ｗｔ、 ９６の範囲
内とすべきである。
また、後述するように、マンガンの一部を、鉄、ニッケ
ル、コバルト、クロム、ツルコニウム、ウアナソウムお
よびチタンの少なくとも１つと置換える場合には、マン
ガン含有量を上記範囲よりも減少させることが可能であ
るが、マンガン含有量が３Ｗｔ、％未満では、耐食性や
高弾性率などのＡ／ −Ｍｎ 合金特有の優れた性質が
損なわれるので、この場合のマンガン含有量の下限は３
Ｗｔ、％ とすべきである。
ル、コバルト、クロム、ツルコニウム、ウアナソウムお
よびチタンの少なくとも１つと置換える場合には、マン
ガン含有量を上記範囲よりも減少させることが可能であ
るが、マンガン含有量が３Ｗｔ、％未満では、耐食性や
高弾性率などのＡ／ −Ｍｎ 合金特有の優れた性質が
損なわれるので、この場合のマンガン含有量の下限は３
Ｗｔ、％ とすべきである。
（２） Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、ＴｉＦ
ｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉは、これをＭｎ
ｔり一部と置換えることによシ、所定温度μ下での熱
間成形によって得られる合金部材の強度および／または
延性を、増加させることができる。しかしながら、Ｆｅ
、 Ｎｉ 、 Ｃｏ 、 Ｃｒ 、 Ｚｒ ｒ Ｖ
、 Ｔｉの少なくとも１つの含有量が０，１Ｗｔ、１
未満では上述した作用に所望の効果が得られず、一方、
上記含有量が４、ＯＷｔ、％ を超えると延性が低下
する。従って、Ｆｅ 、 Ｎｉ 、 （’ｏ 、 Ｃｒ
、 Ｚｒ 、 Ｖ 、 Ｔｔの少なくとも１つの含有
量は、０．１から４．ＱＷｔ、％ の範囲内とすべきで
ある。
ｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉは、これをＭｎ
ｔり一部と置換えることによシ、所定温度μ下での熱
間成形によって得られる合金部材の強度および／または
延性を、増加させることができる。しかしながら、Ｆｅ
、 Ｎｉ 、 Ｃｏ 、 Ｃｒ 、 Ｚｒ ｒ Ｖ
、 Ｔｉの少なくとも１つの含有量が０，１Ｗｔ、１
未満では上述した作用に所望の効果が得られず、一方、
上記含有量が４、ＯＷｔ、％ を超えると延性が低下
する。従って、Ｆｅ 、 Ｎｉ 、 （’ｏ 、 Ｃｒ
、 Ｚｒ 、 Ｖ 、 Ｔｔの少なくとも１つの含有
量は、０．１から４．ＱＷｔ、％ の範囲内とすべきで
ある。
Ｍｎと、そして、上記Ｆｅ ＊ Ｎｉ ｓ Ｃｏ ＊
Ｃｒ 、 Ｚｒ 。
Ｃｒ 、 Ｚｒ 。
ｖ 、 Ｔｉ の少なくとも１つとの合計含有量は、
１１から１５Ｗｔ、％の範囲内とすべきである。即ち、
上記合計含有１がｌ ｌ Ｗｔ、％未満では所望の強度
が得られず、一方、上記合計含有量が１５Ｗｔ、％を超
えると、十分な延性が得られない。
１１から１５Ｗｔ、％の範囲内とすべきである。即ち、
上記合計含有１がｌ ｌ Ｗｔ、％未満では所望の強度
が得られず、一方、上記合計含有量が１５Ｗｔ、％を超
えると、十分な延性が得られない。
上述した成分組成範囲のｋｌ−Ｍｎ系合金は、溶融状態
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、１０３℃／５ｅｃｌＪ上とすべきで
ある。冷却速度が１０３℃／ｓｅｅ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晶出するので、
熱間成形加工によって、優れた強度および延性を有する
合金部材を得ることができない。
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、１０３℃／５ｅｃｌＪ上とすべきで
ある。冷却速度が１０３℃／ｓｅｅ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晶出するので、
熱間成形加工によって、優れた強度および延性を有する
合金部材を得ることができない。
通常のガス・アトマイズ法や水アトマイズ法による急冷
凝固粉末の冷却速度は１０２〜ｂであシ、改良されたガ
ス自アトマイズ法や回転ロール法による冷却速度は、１
０４〜ｂ 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。
凝固粉末の冷却速度は１０２〜ｂであシ、改良されたガ
ス自アトマイズ法や回転ロール法による冷却速度は、１
０４〜ｂ 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。
本発明の成分組成範囲のアルミニウム合金では、１０３
〜１０”Ｃ／ｓｅｅで急冷凝固されたアトマイズ粉末を
熱間成形加工することによシ、従来の実用の高強寧′ア
ルミニウム合金に匹敵する室温強度が得られ、さらに、
耐熱性や剛性においても従来合金をはるかに上回る特性
を示す。回転ロール法などの手段によシ１０５℃／ｓｅ
ｅを超える冷却速度で急冷凝固された粉末および薄片を
使用すると、むしろ、急冷凝固法の経済性が悪化し製造
費用の増大を招くことに注意すべきである。従って、好
ましい冷却速度は、１０３〜１０５°（：、／ｓｅｃで
ある。
〜１０”Ｃ／ｓｅｅで急冷凝固されたアトマイズ粉末を
熱間成形加工することによシ、従来の実用の高強寧′ア
ルミニウム合金に匹敵する室温強度が得られ、さらに、
耐熱性や剛性においても従来合金をはるかに上回る特性
を示す。回転ロール法などの手段によシ１０５℃／ｓｅ
ｅを超える冷却速度で急冷凝固された粉末および薄片を
使用すると、むしろ、急冷凝固法の経済性が悪化し製造
費用の増大を招くことに注意すべきである。従って、好
ましい冷却速度は、１０３〜１０５°（：、／ｓｅｃで
ある。
上記のような条件による急冷凝固によって得られた粉末
状、薄片状の凝固体、あるいは、薄肉リボンを裁断した
薄片状の微小凝固体、または、必要□に応じてより細か
く粉砕した粉体を、そのまま、または予備成形した後、
板材、棒材、形材等、所要の形状に成形するための成形
加工を、少なくとも一度は熱間で行なうことが必要であ
る。このような熱間成形加工は、熱間プレス、熱間静水
圧プレス（ＨＩ Ｐ ’）、熱間圧延、熱間押出し、熱
間鍛造など公知の手段によって行なうことができる。
状、薄片状の凝固体、あるいは、薄肉リボンを裁断した
薄片状の微小凝固体、または、必要□に応じてより細か
く粉砕した粉体を、そのまま、または予備成形した後、
板材、棒材、形材等、所要の形状に成形するための成形
加工を、少なくとも一度は熱間で行なうことが必要であ
る。このような熱間成形加工は、熱間プレス、熱間静水
圧プレス（ＨＩ Ｐ ’）、熱間圧延、熱間押出し、熱
間鍛造など公知の手段によって行なうことができる。
熱間成形加工時の加工温度は、４５０℃以下とすべきで
ある。即ち、加工温度が４５０℃を超えると急冷凝固組
織が急速に熱分解し、更に、金属間化合物の分散相が粗
大化して、分散の密度が粗になる結果、所望の強度が得
られない。加工温度の下限は、使用される熱間成形装置
の能力によって自ら定められるが、従来の高強度アルミ
ニウム合金の熱間成形加工温度範囲である、約４００〜
４５０℃の温度で成形加工を行なえば、成形された合金
部材は、実用的に有意義な強度特性を示す。
ある。即ち、加工温度が４５０℃を超えると急冷凝固組
織が急速に熱分解し、更に、金属間化合物の分散相が粗
大化して、分散の密度が粗になる結果、所望の強度が得
られない。加工温度の下限は、使用される熱間成形装置
の能力によって自ら定められるが、従来の高強度アルミ
ニウム合金の熱間成形加工温度範囲である、約４００〜
４５０℃の温度で成形加工を行なえば、成形された合金
部材は、実用的に有意義な強度特性を示す。
また、一般に上記温度範囲での成形加工における成形所
要力は、従来、工業的に使用されている各種熱間成形加
工装置の能力を超えることはない。
要力は、従来、工業的に使用されている各種熱間成形加
工装置の能力を超えることはない。
従って、好ましい加工温度は、４００〜４５０°Ｃであ
る。
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を溶製した。合金Ａは、Ｍｎ量が少ないこの発明の範
囲外のＡＡ ” Ｍｎ合金であり、合金ＢおよびＣは、
所定量のＭｎを含有するこの発明の範囲内のＡｌ−Ｍｎ
合金である。
囲外のＡＡ ” Ｍｎ合金であり、合金ＢおよびＣは、
所定量のＭｎを含有するこの発明の範囲内のＡｌ−Ｍｎ
合金である。
第１表
上記合金Ａ、Ｂ、Ｃを各々再溶解し、その溶湯に冷却媒
体としてのアルゴンガスを吹き付けてアトマイズし、ア
トマイズ条件の設定およびアトマイズ粉末の篩い分けに
ょシ、次の２種類の急冷凝固粉末を調製した。
体としてのアルゴンガスを吹き付けてアトマイズし、ア
トマイズ条件の設定およびアトマイズ粉末の篩い分けに
ょシ、次の２種類の急冷凝固粉末を調製した。
（１）冷却速度： １０”〜１０”Ｃ／ｓｅｅ未満粒径
未満粒径−１００メツシユ（５００〜１５０μｍ）（２
）冷却速度＝１０３〜１０’℃／ｓｅｅ粒径： −１４
５メツシユ（平均粒径約３５μｍ）上述の急冷凝固粉末
を、４００℃の温度で熱間プレスし、直径１５０鵡のビ
レットに予備成形した。次いで上述のビレットを、４２
０から４６０℃の温度で、押出し比２５によシ熱間押出
し成形し、直径３０１０Ｂの丸棒を製造した。
未満粒径−１００メツシユ（５００〜１５０μｍ）（２
）冷却速度＝１０３〜１０’℃／ｓｅｅ粒径： −１４
５メツシユ（平均粒径約３５μｍ）上述の急冷凝固粉末
を、４００℃の温度で熱間プレスし、直径１５０鵡のビ
レットに予備成形した。次いで上述のビレットを、４２
０から４６０℃の温度で、押出し比２５によシ熱間押出
し成形し、直径３０１０Ｂの丸棒を製造した。
第２表は、このようにして製造した本発明合金４．１〜
４および比較合金属１〜６の成分組成、熱間押出しの際
の押出し温度、および、室温での引張シ性質を示すもの
である。
４および比較合金属１〜６の成分組成、熱間押出しの際
の押出し温度、および、室温での引張シ性質を示すもの
である。
比較合金＆１〜３は、粒径３２〜１００メツシユの粉末
を使用して製造されたものであり、その冷却速度が本発
明の範囲を外れて遅いため所望の強度が得られない。比
較合金Ａ４は、冷却速度および熱間押出し温度は本発明
の範囲内であるが、マンガン含有量が本発明の範囲を外
れて少ないため、所望の強度が得られない。比較合金Ａ
５および６は、熱間押出し温度が本発明の範囲を外れて
高いため、所望の強度が得られない。これに対して、本
発明合金Ａｌ〜４は、何れも優れた強度および延性を有
している。
を使用して製造されたものであり、その冷却速度が本発
明の範囲を外れて遅いため所望の強度が得られない。比
較合金Ａ４は、冷却速度および熱間押出し温度は本発明
の範囲内であるが、マンガン含有量が本発明の範囲を外
れて少ないため、所望の強度が得られない。比較合金Ａ
５および６は、熱間押出し温度が本発明の範囲を外れて
高いため、所望の強度が得られない。これに対して、本
発明合金Ａｌ〜４は、何れも優れた強度および延性を有
している。
実施例２゜
第３表に示すように、本発明の範囲内の成分組成を有す
る本発明合金屋５〜１６および本発明の範囲外の成分組
成を有する比較合金Ａ７〜１５を溶製した。これらの合
金を再溶解し、その溶湯を冷却媒体としてのアルゴンガ
スの吹き付けによるアルゴンガス・アトマイズによシ急
冷凝固し、ふるい分けして一１４５メツシュの急冷凝固
粉末を調製した。なお、何れの合金粉末も、その冷却速
度は１０３〜ｌＯ５℃／ｓｅｃであった〇これらの急冷
凝固粉末を、４００℃の温度で熱間プレスし、直径１５
０１１Ｂのビレットに予備成形した。次いで上述のビレ
ットを、４２０℃の温度で、押出し比２５によシ熱間押
出し成形し、直径３０ｇ１の丸棒形状の合金部材を製造
した。
る本発明合金屋５〜１６および本発明の範囲外の成分組
成を有する比較合金Ａ７〜１５を溶製した。これらの合
金を再溶解し、その溶湯を冷却媒体としてのアルゴンガ
スの吹き付けによるアルゴンガス・アトマイズによシ急
冷凝固し、ふるい分けして一１４５メツシュの急冷凝固
粉末を調製した。なお、何れの合金粉末も、その冷却速
度は１０３〜ｌＯ５℃／ｓｅｃであった〇これらの急冷
凝固粉末を、４００℃の温度で熱間プレスし、直径１５
０１１Ｂのビレットに予備成形した。次いで上述のビレ
ットを、４２０℃の温度で、押出し比２５によシ熱間押
出し成形し、直径３０ｇ１の丸棒形状の合金部材を製造
した。
第３表には、このようにして製造された丸棒の室温での
引張シ強さおよび伸び、ならびに、２５０℃での引張り
強さが示されている。
引張シ強さおよび伸び、ならびに、２５０℃での引張り
強さが示されている。
比較合金ＪＦＬ７はＭｎの含有量が本発明の範囲を外れ
て少なく、比較合金＆８および９はＭｎと他の元素との
合計含有量が本発明の範囲を外れて少なく、比較合金属
１０は他の元素の含有量が本発明の範囲を外れて多い。
て少なく、比較合金＆８および９はＭｎと他の元素との
合計含有量が本発明の範囲を外れて少なく、比較合金属
１０は他の元素の含有量が本発明の範囲を外れて多い。
また、比較合金ＡｌｌはＭｎの含有量が本発明の範囲を
外れて多く、比較合金＆１２および１３ば、Ｍｎと他の
元素との合計含有１が本発明の範囲を外れて多く、比較
合金扁１４および１５は他の元素の合計含有量が本発明
の範囲を外れて多い。
外れて多く、比較合金＆１２および１３ば、Ｍｎと他の
元素との合計含有１が本発明の範囲を外れて多く、比較
合金扁１４および１５は他の元素の合計含有量が本発明
の範囲を外れて多い。
第３表から明らかなように、その成分組成が本発明の範
囲外である比較合金墓７〜１５は、何れもその引張シ強
さまたは伸びが劣っておシ、実用性が大幅に低下してい
る。
囲外である比較合金墓７〜１５は、何れもその引張シ強
さまたは伸びが劣っておシ、実用性が大幅に低下してい
る。
これに対して、本発明合金属５〜１６は、何れも４５Ｋ
ｙｆ／ｒｍｒｒ？ ＩＪ、上の高い引張シ強さと適度の
伸びを有しておシ、その室温強度は、従来の溶解鋳造法
による展伸用アルミニウム合金の中でも高強度合金であ
る２０００番台の合金（Ａ／−Ｃｐ系合金）、および、
７０００番台の合金（ＡＡ−Ｚｎ −Ｍｙ系合金）の強
度に匹敵する。
ｙｆ／ｒｍｒｒ？ ＩＪ、上の高い引張シ強さと適度の
伸びを有しておシ、その室温強度は、従来の溶解鋳造法
による展伸用アルミニウム合金の中でも高強度合金であ
る２０００番台の合金（Ａ／−Ｃｐ系合金）、および、
７０００番台の合金（ＡＡ−Ｚｎ −Ｍｙ系合金）の強
度に匹敵する。
また、従来の展伸用アルミニウム合金の中で比較的高い
高温強度を有する合金は、上記２０００番台の合金およ
び５０００番台の合金（ｈｌ−Ｍｙ系合金）であシ、こ
れらの合金の２５０℃における引張シ強さは、１５ Ｋ
ｇｆ／ｍｒ！？以下である。これに対して、本発明合金
の２５０℃における引張シ強さは２５〔発明の効果〕 以上詳述したように、この発明の方法によれば、従来の
高強度展伸用アルミニウム合金である２０００番台合金
および７０００番台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、従来のアルミニウ
ム合金に比べて極めて高い高温強度を可し、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。
高温強度を有する合金は、上記２０００番台の合金およ
び５０００番台の合金（ｈｌ−Ｍｙ系合金）であシ、こ
れらの合金の２５０℃における引張シ強さは、１５ Ｋ
ｇｆ／ｍｒ！？以下である。これに対して、本発明合金
の２５０℃における引張シ強さは２５〔発明の効果〕 以上詳述したように、この発明の方法によれば、従来の
高強度展伸用アルミニウム合金である２０００番台合金
および７０００番台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、従来のアルミニウ
ム合金に比べて極めて高い高温強度を可し、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。
図面はマンガン含有量と、引張シ強さおよび伸びとの関
係を示したグラフである。
係を示したグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１）Ｍｎ：１１〜１４ｗｔ．％ 残り：アルミニウムおよび不可避不純物 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℃／ｓｅｃ
以上の冷却速度で急冷凝固して、粉末状または薄片状の
凝固体を調製し、 このようにして得られた前記凝固体を、そのまま、また
は予備成形した上、少なくとも一度は４５０℃以下の温
度で熱間成形し、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：８〜１４ｗｔ．％、 および、 Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、ＶおよびＴｉからなる
群から選んだ少なくとも１つの元素： ０．１〜４．０ｗｔ．％、 但し、前記Ｍｎと、そして、前記Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃ
ｒ、Ｚｒ、ＶおよびＴｉからなる群から選んだ少なくと
も１つの元素との合計量は、１１〜１５Ｗｔ、％、 残り：アルミニウムおよび不可避不純物 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℃／ｓｅｃ
以上の冷却速度で急冷凝固して、粉末状または薄片状の
凝固体を調製し、このようにして得られた前記凝固体を
、そのまま、または予備成形した上、少なくとも一度は
４５０℃以下の温度で熱間成形し、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 |
|---|---|---|---|
| JP26131285A JPS62124242A (ja) | 1985-11-22 | 1985-11-22 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP26131285A JPS62124242A (ja) | 1985-11-22 | 1985-11-22 | 高強度アルミニウム合金部材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62124242A true JPS62124242A (ja) | 1987-06-05 |
| JPH0518891B2 JPH0518891B2 (ja) | 1993-03-15 |
Family
ID=17360042
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26131285A Granted JPS62124242A (ja) | 1985-11-22 | 1985-11-22 | 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) | JPS62124242A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01294839A (ja) * | 1988-05-20 | 1989-11-28 | Mitsubishi Alum Co Ltd | 高強度、且つ、鍛造性に優れたアルミニウム合金部材 |
| US5902546A (en) * | 1996-07-10 | 1999-05-11 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Aluminum alloy impeller and manufacturing method of the same |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101506999B1 (ko) | 2009-11-03 | 2015-03-31 | 제일모직 주식회사 | 유기광전소자용 화합물 및 이를 포함하는 유기광전소자 |
| US8828561B2 (en) | 2009-11-03 | 2014-09-09 | Cheil Industries, Inc. | Compound for organic photoelectric device and organic photoelectric device including the same |
-
1985
- 1985-11-22 JP JP26131285A patent/JPS62124242A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01294839A (ja) * | 1988-05-20 | 1989-11-28 | Mitsubishi Alum Co Ltd | 高強度、且つ、鍛造性に優れたアルミニウム合金部材 |
| US5902546A (en) * | 1996-07-10 | 1999-05-11 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Aluminum alloy impeller and manufacturing method of the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0518891B2 (ja) | 1993-03-15 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |