JPH06264198A - アルミニウム基合金 - Google Patents
アルミニウム基合金Info
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- JPH06264198A JPH06264198A JP5055504A JP5550493A JPH06264198A JP H06264198 A JPH06264198 A JP H06264198A JP 5055504 A JP5055504 A JP 5055504A JP 5550493 A JP5550493 A JP 5550493A JP H06264198 A JPH06264198 A JP H06264198A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 ＡｌxＭ1 yＭ2 z（但し、Ｍ1とＭ2とは、夫
々、Ｎｉ、Ｃｏ及びＦｅからなる群から選ばれた相互に
異なる遷移金属を示し、ｘ：ｙ＋ｚ＝９１：９〜９５：
５（原子％）である。）の組成を有する３元合金であっ
て且つＡｌα母相に非晶質相が分散した金属組織を有す
るアルミニウム基合金。 【効果】 軽量高強度で且つ結晶化温度域に加熱した後
でも脆化することがない。
々、Ｎｉ、Ｃｏ及びＦｅからなる群から選ばれた相互に
異なる遷移金属を示し、ｘ：ｙ＋ｚ＝９１：９〜９５：
５（原子％）である。）の組成を有する３元合金であっ
て且つＡｌα母相に非晶質相が分散した金属組織を有す
るアルミニウム基合金。 【効果】 軽量高強度で且つ結晶化温度域に加熱した後
でも脆化することがない。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、アルミニウム基合金に
係り、詳しくは高い比強度を有するアルミニウム基合金
に関する。
係り、詳しくは高い比強度を有するアルミニウム基合金
に関する。
【０００２】
【従来の技術】鉄に代る構造材料、機械部品などへの利
用が期待されている材料としてアルミニウム基非晶質合
金がある。アルミニウム基非晶質合金は軽量で且つ高強
度（高い比強度）を有する。特に、Ａｌ−ＲＴ−ＴＭ系
合金（但し、ＲＴは稀土類金属を示し、ＴＭは遷移金属
を示す。）では、比重が３．０〜３．５で引張り強度が
１０００ＭＰａ以上という高比強度を有するアルミニウ
ム基非晶質合金が知られている。また、非晶質相と結晶
質相の混相の合金では非晶質合金の強度を凌ぐものが知
られている。
用が期待されている材料としてアルミニウム基非晶質合
金がある。アルミニウム基非晶質合金は軽量で且つ高強
度（高い比強度）を有する。特に、Ａｌ−ＲＴ−ＴＭ系
合金（但し、ＲＴは稀土類金属を示し、ＴＭは遷移金属
を示す。）では、比重が３．０〜３．５で引張り強度が
１０００ＭＰａ以上という高比強度を有するアルミニウ
ム基非晶質合金が知られている。また、非晶質相と結晶
質相の混相の合金では非晶質合金の強度を凌ぐものが知
られている。
【０００３】しかしながら、これらの合金は、非晶質相
中にＡｌα相若しくは金属間化合物相が析出する温度、
即ち結晶化温度以上に加熱されると、これらの相の析出
時の体積変化によって内部応力が発生して脆化しやすと
いう欠点をもっている。また、高価な稀土類金属を用い
るため実用性に乏しいという問題もある。
中にＡｌα相若しくは金属間化合物相が析出する温度、
即ち結晶化温度以上に加熱されると、これらの相の析出
時の体積変化によって内部応力が発生して脆化しやすと
いう欠点をもっている。また、高価な稀土類金属を用い
るため実用性に乏しいという問題もある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、高い
比強度を有するアルミニウム基合金であって且つ結晶化
温度以上に加熱されても脆化しない実用的なアルミニウ
ム基合金を提供することにある。
比強度を有するアルミニウム基合金であって且つ結晶化
温度以上に加熱されても脆化しない実用的なアルミニウ
ム基合金を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者は、上記のよう
な課題を解決するため研究を行い、基材となるアルミニ
ウムと特定の二種類の遷移金属とからなる３元合金にお
いて、遷移金属の含有量を特定範囲とすることによって
従来の合金の欠点である脆化が抑えられること及び特定
量の遷移金属を含有し、Ａｌα母相に非晶質相が分散し
た金属組織を有するアルミニウム基合金が高い比強度な
どの優れた特性を有することを見出して本発明を完成し
た。
な課題を解決するため研究を行い、基材となるアルミニ
ウムと特定の二種類の遷移金属とからなる３元合金にお
いて、遷移金属の含有量を特定範囲とすることによって
従来の合金の欠点である脆化が抑えられること及び特定
量の遷移金属を含有し、Ａｌα母相に非晶質相が分散し
た金属組織を有するアルミニウム基合金が高い比強度な
どの優れた特性を有することを見出して本発明を完成し
た。
【０００６】すなわち、本発明は、ＡｌxＭ1 yＭ2 z（但
し、Ｍ1とＭ2とは、夫々、Ｎｉ、Ｃｏ及びＦｅからなる
群から選ばれた相互に異なる遷移金属を示し、ｘ：ｙ＋
ｚ＝９１：９〜９５：５である。）の組成を有する３元
合金であって且つＡｌα母相に非晶質相が分散した金属
組織を有するアルミニウム基合金にある。
し、Ｍ1とＭ2とは、夫々、Ｎｉ、Ｃｏ及びＦｅからなる
群から選ばれた相互に異なる遷移金属を示し、ｘ：ｙ＋
ｚ＝９１：９〜９５：５である。）の組成を有する３元
合金であって且つＡｌα母相に非晶質相が分散した金属
組織を有するアルミニウム基合金にある。
【０００７】本発明は、遷移金属がＡｌα母相（Ａｌ−
ｆｃｃ構造）内に分散した過飽和固溶しており、非常に
高い硬度を有する非晶質相となってＡｌα母相内に分散
していることに由来する固溶強化と分散強化とによって
高強度、従って高い比強度を達成するものである。ま
た、一方で、本発明は、非常に延性が高いＡｌα母相
（ｆｃｃ構造）により、結晶化温度以上の加熱による非
晶質相の結晶化に由来する合金の脆化を抑制するもので
ある。
ｆｃｃ構造）内に分散した過飽和固溶しており、非常に
高い硬度を有する非晶質相となってＡｌα母相内に分散
していることに由来する固溶強化と分散強化とによって
高強度、従って高い比強度を達成するものである。ま
た、一方で、本発明は、非常に延性が高いＡｌα母相
（ｆｃｃ構造）により、結晶化温度以上の加熱による非
晶質相の結晶化に由来する合金の脆化を抑制するもので
ある。
【０００８】本発明のアルミニウム基合金は３元合金で
あって、含有する遷移金属の種類と、その含有量とが重
要である。含有する遷移金属は、ニッケル、コバルト及
び鉄のいずれかであって、本発明は、基材となるアルミ
ニウムの外に、これら三種の遷移金属から選ばれた二種
の遷移金属を含有する。遷移金属を三種以上含有する４
元以上の合金も考えられるが、工業的な生産を考えると
有利でない。また、遷移金属を一種しか含有しない２元
合金では本発明の効果を奏することができない。二種の
遷移金属の組合せについては特に限定はなく、いずれの
組合せで含有するものも同様な効果を奏する。ただし、
一般に、Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金は高延性の傾向があ
り、Ａｌ−Ｎｉ−Ｆｅ系合金は高耐熱性の傾向があり、
Ａｌ−Ｃｏ−Ｆｅ系合金は高強度を有する傾向がある。
あって、含有する遷移金属の種類と、その含有量とが重
要である。含有する遷移金属は、ニッケル、コバルト及
び鉄のいずれかであって、本発明は、基材となるアルミ
ニウムの外に、これら三種の遷移金属から選ばれた二種
の遷移金属を含有する。遷移金属を三種以上含有する４
元以上の合金も考えられるが、工業的な生産を考えると
有利でない。また、遷移金属を一種しか含有しない２元
合金では本発明の効果を奏することができない。二種の
遷移金属の組合せについては特に限定はなく、いずれの
組合せで含有するものも同様な効果を奏する。ただし、
一般に、Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金は高延性の傾向があ
り、Ａｌ−Ｎｉ−Ｆｅ系合金は高耐熱性の傾向があり、
Ａｌ−Ｃｏ−Ｆｅ系合金は高強度を有する傾向がある。
【０００９】前記二種の遷移金属の合計の含有量は原子
比で５〜９％（以下、単位として「原子％」を使用す
る。）である。５原子％未満では、非晶質相が実質上形
成されることがなく、ほぼＡｌα相単相となるため強度
の向上を期待できない。一方、９原子％を超えると金属
組織が非晶質相と結晶相との混相組織若しくは非晶質単
相組織となり、加熱を受けると体積比率の大きな非晶質
相が結晶化するため極端に脆化する合金になってしま
う。
比で５〜９％（以下、単位として「原子％」を使用す
る。）である。５原子％未満では、非晶質相が実質上形
成されることがなく、ほぼＡｌα相単相となるため強度
の向上を期待できない。一方、９原子％を超えると金属
組織が非晶質相と結晶相との混相組織若しくは非晶質単
相組織となり、加熱を受けると体積比率の大きな非晶質
相が結晶化するため極端に脆化する合金になってしま
う。
【００１０】含有する二種の遷移金属間の含有量比につ
いては特に限定はないが、１：１〜６好ましくは１：１
〜４の範囲にあるものが優れている。また、含有する二
種の遷移金属それぞれの含有量についても特に限定はな
いが、いずれもが１〜８％の範囲にあるものが優れてい
る。
いては特に限定はないが、１：１〜６好ましくは１：１
〜４の範囲にあるものが優れている。また、含有する二
種の遷移金属それぞれの含有量についても特に限定はな
いが、いずれもが１〜８％の範囲にあるものが優れてい
る。
【００１１】本発明のアルミニム基合金における非晶質
相は、遷移金属がＡｌα相内に過飽和固溶することによ
って形成される。そして、アルミニウム及び二種の遷移
金属からなる原料を溶融させておき急冷することによっ
て、アルミニウムがＡｌα母相を形成する一方で、この
Ａｌα相内に各遷移金属を固溶させることができる。溶
融した原料を急冷する際の冷却速度は１０2〜１０8Ｋ／
ｓ好ましくは１０3〜１０6Ｋ／ｓとするのがよい。溶融
した原料を急冷する方法としては、例えば（イ）溶融し
た原料を回転するロールの外周面へ連続的に吹き付けて
薄帯を製造する方法（単ロール法）、（ロ）溶融した原
料を２本のロールの間で圧延するような形でてリボンを
製造する方法（双ロール法）、（ハ）回転する円筒の内
面に、ノズルを下降させながら溶融した原料を吹き付け
て連続リボンを製造する方法（遠心急冷法）、（ニ）溶
融した原料を冷却板上に打ちつけて薄片を製造する方法
（ガン法、トーションカタパルト法）、（ホ）溶融した
原料をハンマでたたきつぶして薄片を製造する方法（ピ
ストン・アンビル法）を挙げることができる。。ただ
し、工業的に実施する場合には（イ）〜（ロ）の方法が
好適であり、特に（イ）の方法が好のましい。
相は、遷移金属がＡｌα相内に過飽和固溶することによ
って形成される。そして、アルミニウム及び二種の遷移
金属からなる原料を溶融させておき急冷することによっ
て、アルミニウムがＡｌα母相を形成する一方で、この
Ａｌα相内に各遷移金属を固溶させることができる。溶
融した原料を急冷する際の冷却速度は１０2〜１０8Ｋ／
ｓ好ましくは１０3〜１０6Ｋ／ｓとするのがよい。溶融
した原料を急冷する方法としては、例えば（イ）溶融し
た原料を回転するロールの外周面へ連続的に吹き付けて
薄帯を製造する方法（単ロール法）、（ロ）溶融した原
料を２本のロールの間で圧延するような形でてリボンを
製造する方法（双ロール法）、（ハ）回転する円筒の内
面に、ノズルを下降させながら溶融した原料を吹き付け
て連続リボンを製造する方法（遠心急冷法）、（ニ）溶
融した原料を冷却板上に打ちつけて薄片を製造する方法
（ガン法、トーションカタパルト法）、（ホ）溶融した
原料をハンマでたたきつぶして薄片を製造する方法（ピ
ストン・アンビル法）を挙げることができる。。ただ
し、工業的に実施する場合には（イ）〜（ロ）の方法が
好適であり、特に（イ）の方法が好のましい。
【００１２】
【発明の効果】本発明のアルミニウム基合金は、軽量高
強度で且つ結晶化温度域に加熱した後でも脆化すること
がない。また、３元合金であって且つ各成分は比較的汎
用の金属であるので実用的である。
強度で且つ結晶化温度域に加熱した後でも脆化すること
がない。また、３元合金であって且つ各成分は比較的汎
用の金属であるので実用的である。
【００１３】
【実施例】以下、実施例及び比較例により、本発明のア
ルミニウム基合金の製造方法とともに本発明について更
に詳細に説明する。
ルミニウム基合金の製造方法とともに本発明について更
に詳細に説明する。
【００１４】実施例１〜１５・比較例１〜５ 母合金の作製はアルゴン雰囲気中でアーク溶解及び高周
波溶解により行った。薄帯の作製は図１に示される単ロ
ール式液体急冷法で行った。すなわち、石英製のノズル
内に表１に示す組成の母合金を入れ、減圧したアルゴン
雰囲気中で高周波加熱により母合金を溶解し、そのまま
０．３ｍｍ径の噴射口から周速４０ｍ／ｓの銅製ロール
に噴射することにより急冷合金薄帯（幅約０．８ｍｍ、
厚さ１２μｍ）を作製した。冷却速度は１０4〜１０5Ｋ
／ｓであった。作製した薄帯の相をＸ線回折観察により
同定し、結晶挙動をＤＳＣ（走査示唆熱分析（装置））
により観察した。また、薄帯の熱処理は、ＤＳＣ測定に
より判定した結晶化の発熱反応が終了する温度で真空中
で９００秒間行った。具体的にはＡｌ−Ｎｉ−Ｃｏ合金
では３００℃、Ａｌ−Ｎｉ−Ｆｅ合金及びＡｌ−Ｃｏ−
Ｆｅ合金では３５０℃で熱処理を行った。なお、前者と
後二者とでは結晶化温度が異なるため本実施例では熱処
理温度を変えて行ったが、前者について熱処理温度を３
５０℃としても同様な傾向の結果になることが確認され
ている。
波溶解により行った。薄帯の作製は図１に示される単ロ
ール式液体急冷法で行った。すなわち、石英製のノズル
内に表１に示す組成の母合金を入れ、減圧したアルゴン
雰囲気中で高周波加熱により母合金を溶解し、そのまま
０．３ｍｍ径の噴射口から周速４０ｍ／ｓの銅製ロール
に噴射することにより急冷合金薄帯（幅約０．８ｍｍ、
厚さ１２μｍ）を作製した。冷却速度は１０4〜１０5Ｋ
／ｓであった。作製した薄帯の相をＸ線回折観察により
同定し、結晶挙動をＤＳＣ（走査示唆熱分析（装置））
により観察した。また、薄帯の熱処理は、ＤＳＣ測定に
より判定した結晶化の発熱反応が終了する温度で真空中
で９００秒間行った。具体的にはＡｌ−Ｎｉ−Ｃｏ合金
では３００℃、Ａｌ−Ｎｉ−Ｆｅ合金及びＡｌ−Ｃｏ−
Ｆｅ合金では３５０℃で熱処理を行った。なお、前者と
後二者とでは結晶化温度が異なるため本実施例では熱処
理温度を変えて行ったが、前者について熱処理温度を３
５０℃としても同様な傾向の結果になることが確認され
ている。
【００１５】各合金薄帯について、インストロン社製の
引張り試験機により引張り強度を、ビッカース微小硬度
計によりビッカース硬さを測定した。また、延性の指標
として最大曲げ破断歪みを測定した。具体的には２枚の
平行板の間に厚さｔの試料をＵ字状に挟み、この平行板
の間隔をＬとし、Ｌを減少させて行き、破断した時の間
隔Ｌｆを用いて最大曲げ破断歪みεｆを次式：εｆ＝ｔ
／（Ｌｆ−ｔ）により求めた。ここで、εｆ＝１は密着
曲げが可能であることを意味する。
引張り試験機により引張り強度を、ビッカース微小硬度
計によりビッカース硬さを測定した。また、延性の指標
として最大曲げ破断歪みを測定した。具体的には２枚の
平行板の間に厚さｔの試料をＵ字状に挟み、この平行板
の間隔をＬとし、Ｌを減少させて行き、破断した時の間
隔Ｌｆを用いて最大曲げ破断歪みεｆを次式：εｆ＝ｔ
／（Ｌｆ−ｔ）により求めた。ここで、εｆ＝１は密着
曲げが可能であることを意味する。
【００１６】各実施例の合金薄帯についての熱処理前の
引張り強度（σｆ）及びビッカース硬さ（Ｈｖ）並びに
熱処理前及び後の最大曲げ破断歪み（ε）のデータ（試
験結果）を表１に示す。表１のデータより、本発明の組
成範囲にある薄帯は７００〜１２６０ＭＰａの引張り強
度を示し、ビッカース硬さも２４０〜３９０と高く、従
来の超々ジュラルミンなどの実用材ＪＩＳ７０７５（そ
れぞれ約６００ＭＰａ、Ｈｖ約１５０）に比べ非常に強
いことが判る。また、熱処理後の最大曲げ破断歪みも脆
化の基準である０．０２より大きく、アモルファス合金
（非晶質合金）に特有の結晶化後の脆化も認められない
ことが判る。なお、表１中の組織状態の欄において、
「ｆｃｃ ｂａｓｅ ａｍｏ」は「Ａｌα母相に非晶質
相が分散した状態」を、「ｆｃｃ」は「Ａｌα相の単相
の状態」を、「ａｍｏ ｂａｓｅｆｃｃ」は「非晶質の
母相にＡｌα相が分散した状態」を意味する。
引張り強度（σｆ）及びビッカース硬さ（Ｈｖ）並びに
熱処理前及び後の最大曲げ破断歪み（ε）のデータ（試
験結果）を表１に示す。表１のデータより、本発明の組
成範囲にある薄帯は７００〜１２６０ＭＰａの引張り強
度を示し、ビッカース硬さも２４０〜３９０と高く、従
来の超々ジュラルミンなどの実用材ＪＩＳ７０７５（そ
れぞれ約６００ＭＰａ、Ｈｖ約１５０）に比べ非常に強
いことが判る。また、熱処理後の最大曲げ破断歪みも脆
化の基準である０．０２より大きく、アモルファス合金
（非晶質合金）に特有の結晶化後の脆化も認められない
ことが判る。なお、表１中の組織状態の欄において、
「ｆｃｃ ｂａｓｅ ａｍｏ」は「Ａｌα母相に非晶質
相が分散した状態」を、「ｆｃｃ」は「Ａｌα相の単相
の状態」を、「ａｍｏ ｂａｓｅｆｃｃ」は「非晶質の
母相にＡｌα相が分散した状態」を意味する。
【００１７】一方、Ｘ線回折による観察の結果、本発明
の合金薄帯はＡｌα相が母相を形成し、その中に非晶質
相が分散していることが判明した。例えば、図２は、実
施例２の合金（Ａｌ92−Ｎｉ4−Ｃｏ4）についてのＸ線
回折図形（チャート）であるが、Ａｌα相の存在を示す
明瞭なピークと、その（１１１）面に相当するピークの
付近にアモルファス相（非晶質相）の存在を示す若干の
ブロードなハローパターンが認められる。
の合金薄帯はＡｌα相が母相を形成し、その中に非晶質
相が分散していることが判明した。例えば、図２は、実
施例２の合金（Ａｌ92−Ｎｉ4−Ｃｏ4）についてのＸ線
回折図形（チャート）であるが、Ａｌα相の存在を示す
明瞭なピークと、その（１１１）面に相当するピークの
付近にアモルファス相（非晶質相）の存在を示す若干の
ブロードなハローパターンが認められる。
【００１８】また、図３に示す実施例２の合金について
のＤＳＣ曲線（ＤＳＣ測定結果）においてもアモルファ
ス相（非晶質相）の結晶化に伴う発熱ピークが観察され
る。
のＤＳＣ曲線（ＤＳＣ測定結果）においてもアモルファ
ス相（非晶質相）の結晶化に伴う発熱ピークが観察され
る。
【００１９】
【表１】
【図１】 液体急冷法によって本発明の実施例のアルミ
ニウム基合金を製造するために使用した単ロール式の装
置を示す概略図である。
ニウム基合金を製造するために使用した単ロール式の装
置を示す概略図である。
【図２】 本発明の実施例２のアルミニウム基合金のＸ
線回折チャートである。
線回折チャートである。
【図３】 本発明の実施例２のアルミニウム基合金のＤ
ＳＣ曲線である。
ＳＣ曲線である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (71)出願人 000004075 ヤマハ株式会社 静岡県浜松市中沢町10番１号 (72)発明者 増本 健 宮城県仙台市青葉区上杉３丁目８−22 (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内無番地川内住宅11 −806 (72)発明者 杉田 健男 大阪府大阪市中央区久太郎町三丁目６番８ 号 東洋アルミニウム株式会社内 (72)発明者 堀尾 裕磨 静岡県浜松市中沢町10番１号 ヤマハ株式 会社内
Claims (1)
- 【請求項１】 ＡｌxＭ1 yＭ2 z（但し、Ｍ1とＭ2とは、
夫々、Ｎｉ、Ｃｏ及びＦｅからなる群から選ばれた相互
に異なる遷移金属を示し、ｘ：ｙ＋ｚ＝９１：９〜９
５：５（原子％）である。）の組成を有する３元合金で
あって且つＡｌα母相に非晶質相が分散した金属組織を
有するアルミニウム基合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5055504A JPH06264198A (ja) | 1993-03-16 | 1993-03-16 | アルミニウム基合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5055504A JPH06264198A (ja) | 1993-03-16 | 1993-03-16 | アルミニウム基合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06264198A true JPH06264198A (ja) | 1994-09-20 |
Family
ID=13000504
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5055504A Pending JPH06264198A (ja) | 1993-03-16 | 1993-03-16 | アルミニウム基合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06264198A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008231519A (ja) * | 2007-03-22 | 2008-10-02 | Honda Motor Co Ltd | 準結晶粒子分散アルミニウム合金およびその製造方法 |
| JP2008248343A (ja) * | 2007-03-30 | 2008-10-16 | Honda Motor Co Ltd | アルミニウム基合金 |
| KR101254570B1 (ko) * | 2009-01-28 | 2013-04-15 | 자동차부품연구원 | ＦｅＮｉ전율고용 강화형 내열 알루미늄 합금 및 그 제조방법 |
-
1993
- 1993-03-16 JP JP5055504A patent/JPH06264198A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008231519A (ja) * | 2007-03-22 | 2008-10-02 | Honda Motor Co Ltd | 準結晶粒子分散アルミニウム合金およびその製造方法 |
| JP2008248343A (ja) * | 2007-03-30 | 2008-10-16 | Honda Motor Co Ltd | アルミニウム基合金 |
| KR101254570B1 (ko) * | 2009-01-28 | 2013-04-15 | 자동차부품연구원 | ＦｅＮｉ전율고용 강화형 내열 알루미늄 합금 및 그 제조방법 |
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