JPH0441654A - 粒子分散型高強度非晶質アルミニウム合金 - 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】 〔産業上の利用分野〕 本発明は微細な結晶質粒子の分散により強度を向上させ
えた非晶質アルミニウム合金に関する。

［従来の技術］ 従来アルミニウム非晶質合金としては、特開昭６４−４
７８３１に記載された各種非晶質アルミニウム合金が知
られているが、いずれも高強度化を促進するためには非
晶質単相を狙ったものである。また、本出願人の特願平
２−０５９１３９では結晶質の粒子が非晶質組織の中に
分散することにより強度向上を図るものであり、そのた
めには粒子分散量を決める溶融合金の冷却速度を変える
こと及び母合金組成の希土類元素とＦ　ｅ　＋　Ｃｏ　
＋Ｎｉの鳳関係が有効とされている。分散粒子は複合則
から考えると強度が高くしかも粒子間距離に対して小さ
いことが要望されるが冷却速度制御はその組織制御にあ
まり有効ではなく、しかもその他の有効な手段がなかっ
た。

〔発明が解決しようとする課題〕

非晶質マトリックス中に粒子を分散させた複合材の強化
機構は非晶質合金でははっきりした論理付けはされてい
ないが、粒子が大きな強化を行うための必要な条件とし
て次のことが考えられる。

■分散粒子の強度が大きいこと、■粒子がマトリックス
界面と良く融合していること、■粒子間距離んが小さい
こと。粒子の体積Ｖｐ、粒子の大きさｄ及び粒子間距離
の平均自由距離などの粒子の幾何学的な分布による影響
は大きく、これらの変数の間には ＞＝　（２／３）ｄ　（１−Ｖｐ）／Ｖｐ［Ｍ、　ＧＥ
ＮＳＡＭＥＲ；Ｔｒａｎｓ、　ＡＳＭ、　３６（１９４
６）、　３０１の関係があり、このλが小さいことが弓
張強さ増大に有効であると考えられる。降伏強度は一般
的にδ。２０ＣＶＩ）””　・ｄ−’で表され、ｄの小
さいことが降伏強度向上に有効である。

粒子間の平均粒子距離λを小さ（するには、粒子径ｄを
減少させる、体積Ｖｐを増加させる二つの方法があるが
、後者のｖｐの増大は伸び減少により靭性を損なうので
、前者の粒子径ｄを減少させる方法につき本発明者は研
究を行った。

Ｃ課題を解決するための手段〕 本発明はＡｒ１．　Ｘ　（Ｙ（４ツト１功ム）および希
土類元素の一種または二種以上）　、Ｍ　（Ｆｅ、Ｃｏ
。

Ｎｉの一種又は二種以上）からなる基本合金組成にＴ　
（Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ種または二種以上の元素
）を添加し、Ｍの一部なＴと置き換えることにより、非
晶質合金マトリックス及び分散粒子中にＴを強制固溶さ
せ強度の高い粒子を形成し、またＴ元素を添加すること
で分散粒子径ｄを小さ（することを骨子とする。本発明
の合金の構成元素の含有量は、さらにＸ（Ｙ及び希土類
元素）の含有量を０．５原子％以上５原子％以下、Ｍ　
（Ｆ　ｅ　＋　Ｃｏ　＋　Ｎ　１の一種又は二種以上）
の含有量を５原子％以上１５原子％以下、粒子微細化元
素Ｔ　（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｖ）の含有量を０．
２原子％以上、３原子％以下にそれぞれ設定する。また
、Ｘ（Ｙ及び希土類）元素の含有量とＭ　（Ｆｅ、Ｃｏ
、Ｎｉの一種または二種以上）元素の含有量との関係は Ｘ（希土類）元素の量＝　ａ／（ａ＋ｂ）　＜ｏ、　５
で表される。

［イ乍用］ マトリックスの非晶質相中に分散している結晶質粒子は
ＡＰにＸ（Ｙ及び希土類）−Ｍ　（Ｆｅ。

Ｃｏ、Ｎ１）−Ｔ　（Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ■）が過
飽和に固溶したＦＣＣ構造単一相で形成されており、マ
トリックスの非晶質部も同様な組成となっている。ＡＡ
−Ｘ　（Ｙ及び希土類）−Ｍ　（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ）は
非晶質組織を形成する基本元素であり、引張強さで５０
ｋｇ／ｍｍ”を超える強度を有する非晶質合金を作る。

この中に数ｎｍ〜数士ｎｍの結晶質粒子を分散させるこ
とにより粒子強化分散非晶質アルミニウム合金が得られ
る。この時、前記非晶質化基本元素に加えてＴ　（Ｍｏ
、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖから選ばれた一種又は二種以上
）元素を所定量添加することにより無添加の場合に比べ
て大きな強度が得られる。この原因として材料の組織を
詳細に検討してみると、■粒子が数ｎｍ〜数士ｎｍと微
細である、■粒子分敢が均一である、■また粒子の固溶
強化が認められることが大幅な強度の原因と考えられる
。

ここで元素それぞれの成分範囲規定理由について述べる
。

主成分金属であるＡｆｆが８０原子％未満では、非晶質
合金製造時に結晶質分散粒子中に化合物（ＡＲｓ　Ｙ、
ＡＲｓ　Ｎｉ等）が形成され易くまた化合物が単独相と
して出現し易くなり、その結果、合金全体の脆化を招く
。一方、Ａｒ１が９４．５原子％を上回ると、通常の溶
湯冷却速度では非晶質相と結晶質相との混相を得ること
が困難であり、これを避けるために冷却速度を極端に上
げたのでは量産性が著しく損なわれ、そのうえ耐熱性の
低下が起こる。したがってＡＰの含有量は８０〜９４，
５原子％であることが好ましい。

Ｍ及び希土類元素（Ｘ）は非晶質化達成のために必要な
元素である。

Ｘ　（Ｙ及び希土類）元素としてはＹ、Ｌａ。

Ｃｅ、Ｓｍ、Ｎｄ、Ｇｄなどの希土類元素の一種または
二種以上の元素から選択され、その含有量は０．５原子
％以上に設定される。Ｙ及び希土類元素の含有量が０．
５原子％未満では非晶質と結晶質との混和を得ることが
不可能となり、一方５原子％を上回ると、巨大な結晶質
部分が形成され脆い混和組織となる。またＭ　（Ｎｉ、
Ｆｅ。

Ｃｏ）元素は５原子％以上１５原子％以下の範囲にあり
、非晶質合金を形成するために必要な元素であると共に
、非晶質相中および結晶粒子の組織に含まれそれぞれの
強度を向上する。Ｍが５原子％未満であると非晶質形成
能が劣り、非晶質形成に工業上の困難を伴う。またＭが
１５原子％を超えると非晶質相中に金属間化合物の形成
析出が生じる。

第１図は本発明合金のＸ、Ｍの組成範囲を示している。

斜線で囲まれた範囲が本発明の組成範囲である。図のＸ
　＋　Ｘ、　２線よりＸ元素の量が多い（Ｍ元素の量が
少ない）とα−Ａβの析出が困難である。

Ｔ元素であるＭｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖは分散粒子の
粒子径を小さくする効果がある。

Ｔ　（Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖから選ばれた一種又
は二種以上からなる）元素は０．２原子％未満であると
固溶強化・粒子微細化の効果が少ない。一方Ｔ元素が３
原子％を超えると非晶質形成能を阻害し、工業上利用で
きる冷却速度の装置としては非晶質形成が困難となり量
産性が損なわれる。

以下、実施例によりさらに詳しく本発明を説明する。

［実施例］ 第２図は単ロール方式を採用した非晶質合金製造装置の
概略を示す。その装置は同図時計方向に回転するクロム
銅製冷却ロールｌとその冷却ロール１の周囲に８０を冷
却ロール１外周面に近接させて固定された石英製ノズル
２とそれを加熱するための高周波加熱用コイル３とを備
えている。また、これらの装置は場合によっては不活性
雰囲気に保つことが出来る。

冷却ロール１の直径は２００　ｍｍ、ノズル２の出口に
於ける口径は０．３ｍｍ、その出口と冷却ロール】外周
面とのギャップは１．５ｍｍにそれぞれ設定されている
。

非晶質Ａｎ合金の製造時には雰囲気は通常アルゴンとさ
れている。Ａ℃合金系の溶解はまず所定の比率で作られ
た母金金塊を用意する。この塊を所定の量秤量し、石英
ルツボにセットした後コイル３により誘導溶解し溶融合
金ｍとする。この溶融合金ｍがノズル２の出口から冷却
ロール１外周面にアルゴンガス圧力（例えば０．４ｋｇ
／ｃｍ”　）により噴出され、ノズル２と冷却ロール１
との間で、ロール１の外周面に付着−冷却され、リボン
４状に引き出されると同時に急冷され、これにより非晶
質ＡＩ２合金が得られる。

この場合、冷却ロール１の回転速度を非晶質単相Ａｌ合
金（非晶質成分の体積分率が１００％の合金）を得ると
きよりも下げて冷却速度を遅（すると、溶融合金の凝固
中において結晶質相が一部に出現する。

このような手法を採用することによりＡβＸ（希土類）
−Ｍ　（Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ）−Ｔ　（Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ
、Ｚｒ、Ｖ）からなるマトリックスを構成する非晶質相
に粒子状α−１４２（ＦＣＣ構造）が微細に分散した複
合相で構成された高強度非晶質Ａ２合金が得られる。

実施例　１ 前記手法を採用しその際冷却ロール１の回転速度を変え
てＡ　Ｑ　！ｌｉＹ　ｘ　Ｎ　ｉ　ｓ　Ｍ　ｎ　＋　　
（数値は原子％、以下各合金について同じ）の組成を有
する非晶質へ℃合金Ａ〜Ｄを製造し冷却ロール１の回転
速度と結晶質相の含有量との関係を調べたところ表１の
結果が得られた。結晶質の粒子はＡＪ２過餡和固溶体で
あった。

（以下余白） 表　　１ 第３図は非晶質Ａ℃金合金のＸ！１回折図を示す。測定
に用いられたＸ線管の対陰極はＣｕであり、Ｋａ線が使
用された。非晶質Ａ２合金Ｃは非晶質マトリックスとα
−ＡＪ２の結晶質が析出した組織であることを示してい
る。

第４図は本発明実施例の非晶質Ａ２合金Ａρ−Ｙ　ｔ　
−Ｎ　ｉ　＊　−Ｍ　ｎ　＋及び従来例の非晶質ＡＱ金
合金１１−Ｙｘ　−Ｎ　ｉ　Ｉｏの粒子の分散体積％と
引張強さとの関係が示しである。図中、曲線Ｓ１はＡＱ
−Ｙａ−Ｎｉ＋。合金に曲線Ｓ２はＡ　４２−　Ｙ　２
−２−Ｎ１ｓ−＋にそれぞれ該当する。

第４図に明らかなように、各合金において非晶質単相の
場合に比べ結晶質相の含有量が増加するにつれて強度が
高くなっており、またＭｎ添加の８２は結晶質の析出し
ない場合引張強さはＭｎ無添加のＳｌとほぼ同等である
が、結晶質の析出と共に無添加の１１０ｋｇ／ｍｍ”に
比べ１３０ｋｇ　／　ｍ　ｍ　”と増加している。この
場合ＡＩ２．−Ｙ。

−Ｎｉ＋ａ合金Ｓ１、Ａｆｆ−Ｙａ　−Ｎｉｓ　−Ｍｎ
＋合金８２においては結晶質相の含有量４０体積％近傍
にて脆化が始まる。なお、ＡＪ２−Ｙ。

−Ｎ　１　ｅ　−Ｍ　ｎ　＋合金材をＴＥＭ　（２００
ＫＶ透過型電子顕微鏡）で観察したところ非晶質マトリ
ックスの中に粒子径数ｎｍ〜数士ｎｍの範囲の２α−Ａ
ρが点在しているのが認められた。同様にＭｎ無添加の
場合について観察したところα−Ａ℃の粒子径は数＋ｎ
ｍ〜数百ｎｍであった。

結晶質粒子の平均直径は前記の様にｌｎｍ−１１００ｎ
が望ましくまたその体積分散量は５〜４０体積％が望ま
しく、好ましくは１０〜３０体積％である。

なお、非晶質単相Ａρ金合金熱処理を施した場合にも結
晶質相が出現するが、この場合の結晶質相は結晶粒の成
長が速いために上記範囲上限より粗大化し、また分散状
態が不均一となり、その上結晶質相の偏析が生じるため
、強度及び靭性が低くなる。

実施例　２ 各種組成の合金を作成し、組織と引張強さを調べた結果
を表２に示す。

（以下余白） ［発明の効果］ 本発明によればマトリックスである非晶質相に特定の結
晶質相を均一分散させたＡβ非晶質合金において、Ｍｎ
、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖの添加により結晶質相の粒径の
微細化を図り、粒子分散の効果を大きくすることができ
、高強度へ４合金が提供される。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明合金のＸとＭとの組成範囲を示す図、 第２図は非晶質合金製造装置の該略図、第３図は本発明
合金の実施例ＣのＸ線回折図、第４図は本発明合金の実
施例と比較例の引張強さを示すグラフである。 ｍ−溶融合金、■−冷却ロール、２−ノズル、３−高周
波加熱用コイル

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ａｌ＿１＿０＿０＿−＿ａ＿−＿ｂ＿−＿ｃＸ＿ａ
   Ｍ＿ｂＴ＿ｃ（Ｘ：Ｙ（イットリウム）及び希土類元素
   の一種又は二種以上、Ｍ：Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの一種また
   は二種以上、Ｔ：Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖの一種又
   は二種以上）の組成を有する非晶質合金であって、Ａｌ
   、Ｘ、Ｙ、Ｍの元素を含んでマトリックスを構成する非
   晶質相とＡｌ中にＸ、Ｙ、Ｍ元素を過飽和に固溶した結
   晶質粒子が前記非晶質相のマトリックス中に分散した組
   織をもち、Ｘの含有量ａを０．５原子％以上５原子％以
   下、Ｍの含有量ｂを５原子％以上１５原子％以下、Ｔの
   含有量ｃを０．２原子％以上３．０原子％以下とし、さ
   らにＸとＭの含有量が第１図の斜線部の範囲で規定され
   たことを特徴とする粒子分散型高強度非晶質アルミニウ
   ム合金。 ２、前記非晶質相のマトリックス中の結晶質の分散相の
   量が５体積％以上４０体積％以下である請求項１記載の
   粒子分散型高強度非晶質アルミニウム合金。