JPS6244539A - 高強度アルミニウム合金部材の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 〔発明の技術分野〕 この発明は、急冷凝固法によシ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。

〔従来技術とその問題点〕

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
溶体の形成および金属間化合物の微細分散化が可能とな
）、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、溶融状態の少量
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。

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、熱的活性化によシ平衡
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、抵濃度の固溶体と金
属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ば、平衡状態
で約０．１ｗｔ、９６であるが、急冷凝固アルミニウム
合金の場合は約１０ｗｔ、％まで増加される。従って、
急冷凝固アルミニウム合金の粉末や薄片では、ヴイツカ
ース硬度が２００以上を示すものが比較的容易に得られ
、薄肉リボン状の急冷凝固アルミニウム合金をそのまま
引張シ試験に供すれば、５０　Ｋ９ｆ／ｍ靜以上の引張
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、その部材のグイツカース硬度は約１００に、そし
て、引張り強さは約３０Ｋｑｆ／ｍｒｒ？　　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。

〔発明の目的〕

従って、この発明の目的は、急冷凝固法にょシ高強度ア
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。

〔発明の概要〕

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轟り、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、所定量のマンガンおよびモリブデンを含有す
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間成形を行なった場合
に殆ど変化しないこと、および、上記アルミニウム合金
において、マンガンの一部を、鉄、ニッケルおよびコバ
ルトの少なくとも１つと置換すれば、熱間加工後の強度
が更に高まシ、延性も改善されることを知見し７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　：　４．０〜１２　ｗｔ、　％、Ｍｏ：０．２〜
４．Ｑｗｔ、係、 および、必要に応じ、 Ｆｅ　　二　０．１　〜４．０ｗｔ．％　、　Ｎｉ　：
　帆　１〜４．０ｗｔ．％　、Ｃｏ　：　０．１〜４　
、０　ｗｔ、％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４．０ｗｔ、Ｚ以下、 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、１０３℃／ｓｅｅ以
上の冷却速度で急冷凝固して、粉末状まだは薄片状の凝
固体を調製し、 このようにして得られた凝固体を、そのまま、または予
備成形した上、少なくとも一度は５００℃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。

〔発明の構成〕

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。

（１１マンガン（Ｍｎ） マンガンは、鉄などと共に遷移金属元素であシ、急冷凝
固法によシ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、Ａ６−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、Ａｆ−Ｍｎ合金は、Ａ＃　−Ｆｅ　　合金よシ低
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ＡＩ！−Ｆｅ　　合金よシも
優れた性質を有している。

マンガンの含有量が４．Ｑｗｔ、％未満では、上述した
作用に所望の効果が得られず、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１２ｗｔ、％の範囲内に限定すべきである。

（２）　　モリブデン（Ｍｏ） Ａ７−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。

モリブデンは、Ａｌ−Ｍｎ　合金が持つ上記問題を解決
するものであり、モリブデンの添加によって、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せによるアルミニウム合金部
材の強度を著しく向上させる作用を有している。

モリブデンの含有量が０．２ｗｔ、１未満では、上述し
た作用に所望の効果が得られず、一方、モリブデンの含
有量が４．ＯＷｔ、％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、モ
リブデンの含有量は、０．２から４、Ｑｗｔ、ｑ６　　
の範囲内とすべきである。

（３）　　鉄（Ｆｅ）、ニッケル（Ｎｉ）およびコバル
ト（Ｃｏ）鉄、ニッケルおよびコバルトは、Ａｇ　−Ｍ
ｎ　−１’ｖＩ。

合金の強度を向上させる作用を有しており、強度向上の
程度は、同量のマンガンよりもやや大きい。

更に、鉄、ニッケルおよびコバルトは、急冷凝固と熱間
成形加工との組合せによるアルミニウム合金部材の延性
を増大させる作用を有している。従って、Ａｌ−Ｍｎ−
Ｍｏ合金において、マンガンの一部ヲ、鉄、ニッケルお
よびコバルトの少なくとも１つに置換すると、強度の若
干の向上に加えて、引張り伸びを増加させることができ
る。

鉄、ニッケルおよびコバルトの少なくとも１つの含有量
がＯ，１ｗｔ、Ｓ未満では、上述した作用に所望の効果
が得られず、一方、鉄、ニッケルおよびコバルトの少な
くとも１つの含有量まだはその合計含有量が４．０ｗｔ
．％を超えると、金属間化合物の生成量が多過ぎて、か
えって延性が低下する問題が生ずる。従って、鉄、ニッ
ケルおよびコバルトの少なくとも１つの含有量は、０．
１から４．０ｗｔ、％の範囲内とすべきであシ、そして
、これらの合計含有量は、４．０Ｗｔ、ｓ以下とすべき
である。

上述した成分組成範囲のＡｌ−Ｍｎ−Ｍｏ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℃／　３６０以上とすべ
きである。即ち、上記成分組成の溶製されたアルミニウ
ム合金を、１０３℃／　Ｓｅｅ　　以上の冷却速度で急
冷して得られた粉末状まだは薄片状の凝固体を熱間成形
することによシ、従来の高強度アルミニウム合金に匹敵
する室温強度と、従来合金を上回る耐熱性および剛性を
有する高強度アルミニウム合金部材が得られる。

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合金部材
を得ることができない。なお、回転ロール法などの手段
により、１０５℃／　３８０以上の冷却速度で急冷凝固
された粉末、薄片を使用しても、熱間成形加工された合
金部材の強度は殆ど向上せず、むしろ急冷凝固法の経済
性が悪く、製造費用の増大を招くことに注意すべきであ
る。

通常のガス・アトマイズ法や水アトマイズ法による冷却
速度は、１０２〜ｂ されたガス・アトマイズ法や回転ロール法による冷却速
度は、１０４〜ｂ 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、まだは予備成形した後、板
材、棒材゛、形材等、所要の形状に成形するだめの成形
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（ＨＩＰ）、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、５００℃以下とすべきで
ある。即ち、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、所望の強度が得られない
。好ましい温度範囲は３５０〜４８０℃であって、この
温度範囲で成形加工を行えば、急冷凝固組織の熱分解が
ほぼ抑制され、成形された合金部材は、実用的に有意義
な強度特性を示し、且つ、一般に工業的に使用されてい
る成、彫加工装置の能力を超えることはないう〔発明の
実施例〕 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、Ｍｏを含有しないこの発明の
範囲外のＭ−Ｍｎ合金であシ、合金ＢおよびＣは、所定
量のＭｏを含有するこの発明の範囲内のＡｌ−胤−Ｍｏ
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
よシ、次の２種類の急冷１疑固粉末を調製した。

（１）　　冷却速度：　１０２−１０３’Ｃ；／ｓｅｃ
未満粒径：　３２〜１００メツシユ（５００〜１５０ｉ
ｔｍ）（２）冷却速度：１０３〜１０５０Ｃ／ｓｅＣ粒
径ニー１００メツシュ（平均粒径的４４μｍ）上述の急
冷凝固粉末を、４００℃の温度で熱間プレスし、直径６
０脇のビレットに予備成形した。

次いで上述のビレットを、４５０から５１０℃の温度で
、押出し比２５により熱間押出し成形し、直径１２ｒｓ
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属１〜４
および比較合金Ａ１〜６の成分組成、熱間押出しの際の
押出し温度、および、室温での引張り性質である。

比較合金Ａ　１〜３は、冷却速度が本発明の範囲を外れ
て遅く且つ比較合金属１はその成分組成が本発明の範囲
外である。比較合金属４はその成分組成が本発明の範囲
外である。そして、比較合金属５およびＡ６は、熱間押
出しによる成形加工温度が本発明の範囲を外れて高い。

上記第２表から明らかなように、本発明合金属１〜４は
、引張り強さおよび伸びが共に優れている。これに対し
て、比較合金属１〜３は、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ず、特に比較合金Ａ
Ｉは成分組成も本発明の範囲外のため特に強度が低い。

比較合金Ａ４は冷却速度および成形加工温度は本発明の
範囲内でちるが、成分組成が本発明の範囲外であるため
強度が１氏い。そして、比較合金Ａ５および６は、成形
加工温度（押出し温度）が本発明の範囲を外れて高いた
め、引張り強さおよび伸びが共に凹い。

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Ａ５〜１４および本発明の範［Ｅｊ］　’
：Ｌの成分組成を有する比較合金属７〜１６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
イズにより、急冷し凝固せしめ、ふるい分けして、−１
ｏＯメツシユの急冷凝固粉末を調製した。その冷却速度
は１０３〜１０”℃／ｓｅｃであった。

この急冷凝固粉末を、４００℃の温度で熱間プレスし、
直径６０語のビレットに予備成形した。

次いで上述のビレットを、４５Ｑ’Ｃの温度で、押出し
比２５によシ熱間押出し成形し、直径１２１Ｂの丸棒を
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℃
における引張り強さが併せて示されている。

比較合金Ａ７はＭｎの含有量が本発明の範囲を外れて低
い。比較合金Ａ８および９はＭｏを含有していない。比
較合金ＡＩＯはＭｎの含有量が本発明の範囲を外れて高
い。比較合金ＡｌｌはＭｏの含有量が本発明の範囲を外
れて高い。比較合金Ａ１２はＦｅの含有量が、＆１３は
ＣＯの含有量が、屋１４はＮｉ　　の含有量が何れも本
発明の範囲を外れて高い。そして、比較合金＆１５はＦ
ｅ十Ｎｉ　の含有量が、Ａ　１６はｌ；’ｅ＋Ｎｉ＋Ｃ
ｏの含有量が何れも本発明の範囲を外れて高い。

第３表から明らかなように、本発明合金Ａ５〜１４は、
何れも４０Ｋｒｆ／ｍ−以上の高い引張り強さと適度の
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＃−Ｃｕ　系合金）および７
０００番台の合金（Ａ７！’　−ｚｎ−Ｍｇ　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２０
００番台の合金および５０００番台の合金（Ａｌ−Ｍｇ
系合金）であり、これらの合金の２５０℃における引張
シ強さは、１５Ｋｑｆ／ｍｒｒ？以下である。これに対
して、本発明合金の２５０℃における引張り強さは２５
に９ｆ／ｍ靜　以上であり、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有している。一方、本発明
の範囲外の比較合金屋７〜１６は、何れも引張り強さま
たは伸びが劣っておシ、実用性が大幅に低下している。

〔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、と、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)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｍｎ：４．０〜１２ｗｔ．％、 Ｍｏ：０．２〜４．０ｗｔ．％、 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５００℃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. （２）Ｍｎ：４．０〜１２ｗｔ．％、 Ｍｏ：０．２〜４．０ｗｔ．％、 および、 Ｆｅ：０．１〜４．０ｗｔ．％、Ｎｉ：０．１〜４．０
   ｗｔ．％、Ｃｏ：０．１〜４．０ｗｔ．％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５００℃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。