JPH07179974A - アルミニウム合金およびその製造方法 - Google Patents
アルミニウム合金およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 α−アルミニウムのマトリックスと金属間化
合物の析出相とを含む複合組織を有し、金属間化合物の
体積率が３５体積％以下である分散強化型アルミニウム
合金において、高い強度と高い靭性を兼ね備えたアルミ
ニウム合金を提供する。 【構成】 金属間化合物の析出相のアスペクト比が３．
０以下、α−アルミニウム結晶粒径の、金属間化合物の
析出相の粒径に対する比が２．０以上、α−アルミニウ
ムの結晶粒径が２００ｎｍ以下である。アモルファス相
を１０体積％以上含有するガスアトマイズ粉末またはそ
の圧粉体に第１の加熱処理と第２の加熱処理を施した
後、熱間塑性加工を施すことにより、上記の限定された
組織を有するアルミニウム合金が得られる。
合物の析出相とを含む複合組織を有し、金属間化合物の
体積率が３５体積％以下である分散強化型アルミニウム
合金において、高い強度と高い靭性を兼ね備えたアルミ
ニウム合金を提供する。 【構成】 金属間化合物の析出相のアスペクト比が３．
０以下、α−アルミニウム結晶粒径の、金属間化合物の
析出相の粒径に対する比が２．０以上、α−アルミニウ
ムの結晶粒径が２００ｎｍ以下である。アモルファス相
を１０体積％以上含有するガスアトマイズ粉末またはそ
の圧粉体に第１の加熱処理と第２の加熱処理を施した
後、熱間塑性加工を施すことにより、上記の限定された
組織を有するアルミニウム合金が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、強靱性が要求される
部品や構造材料に適用することが可能であり、高い強度
を有し、かつ靭性の優れた、いわゆるナノレベルの微細
な構造を有する急冷凝固アルミニウム粉末合金およびそ
の製造方法に関し、特にマトリックスに析出した金属間
化合物の体積率が３５体積％以下のアルミニウム合金と
その製造方法に関するものである。ここで、ナノレベル
の構造とは、数百ｎｍ程度以下の粒径を有する金属組織
のことをいう。
部品や構造材料に適用することが可能であり、高い強度
を有し、かつ靭性の優れた、いわゆるナノレベルの微細
な構造を有する急冷凝固アルミニウム粉末合金およびそ
の製造方法に関し、特にマトリックスに析出した金属間
化合物の体積率が３５体積％以下のアルミニウム合金と
その製造方法に関するものである。ここで、ナノレベル
の構造とは、数百ｎｍ程度以下の粒径を有する金属組織
のことをいう。
【０００２】
【従来の技術および発明が解決しようとする課題】アモ
ルファス相を含有する急冷凝固アルミニウム合金粉末を
加熱し、押出しして得られるナノレベルの微細な組織を
有するアルミニウム合金は、特開昭６４−４７８３１号
公報に開示されている。
ルファス相を含有する急冷凝固アルミニウム合金粉末を
加熱し、押出しして得られるナノレベルの微細な組織を
有するアルミニウム合金は、特開昭６４−４７８３１号
公報に開示されている。
【０００３】しかしながら、この公報で開示された技術
によって得られる合金は、強度（引張り強さと耐力）と
いう点では優れているが、たとえば、シャルピー衝撃値
は従来のアルミニウム溶製材に比べて約５分の１にも満
たないほど低い。そのため、信頼性の要求される機械部
品や自動車部品の材料としてそのアルミニウム合金を使
用するのは困難であるという問題があった。
によって得られる合金は、強度（引張り強さと耐力）と
いう点では優れているが、たとえば、シャルピー衝撃値
は従来のアルミニウム溶製材に比べて約５分の１にも満
たないほど低い。そのため、信頼性の要求される機械部
品や自動車部品の材料としてそのアルミニウム合金を使
用するのは困難であるという問題があった。
【０００４】また、急冷凝固したアルミニウム合金粉末
を用いて、アモルファス相を加熱処理して粉末鍛造する
方法は、既に本願発明者らが特願平４−７７６５０号で
提案している。
を用いて、アモルファス相を加熱処理して粉末鍛造する
方法は、既に本願発明者らが特願平４−７７６５０号で
提案している。
【０００５】上記出願で提案された技術は、組織の粗大
化を防ぎ、かつ十分な粉末間の結合強度を得るために急
速加熱後、鍛造し、その後、急速冷却をするという考え
に基づくものである。しかしながら、鍛造前の加熱にお
いてその加熱パターンを制御することにより、強度と靭
性により優れた組織を形成する技術は何ら開示されてい
ない。
化を防ぎ、かつ十分な粉末間の結合強度を得るために急
速加熱後、鍛造し、その後、急速冷却をするという考え
に基づくものである。しかしながら、鍛造前の加熱にお
いてその加熱パターンを制御することにより、強度と靭
性により優れた組織を形成する技術は何ら開示されてい
ない。
【０００６】そこで、この発明の目的は、上記のような
課題を解決し、従来よりも高い強度と高い靭性を兼ね備
えたアルミニウム合金とその製造方法を提供することで
ある。
課題を解決し、従来よりも高い強度と高い靭性を兼ね備
えたアルミニウム合金とその製造方法を提供することで
ある。
【０００７】
【課題を解決するための手段および発明の作用効果】上
記の課題を解決するために、本願発明者らはアルミニウ
ム合金において強度と靭性の両方に優れた組織に関する
研究を行なった。その結果、靭性を発現させるために
は、マトリックス中に分散した金属間化合物の体積率が
３５体積％以下であることが必要不可欠であることが見
出された。また、請求項１で規定されるように、α−ア
ルミニウムからなるマトリックスとアスペクト比が３．
０以下の金属間化合物の析出相とからなる複合組織を有
し、α−アルミニウムの結晶粒径の、金属間化合物の粒
径に対する比率が２．０以上、α−アルミニウムの結晶
粒径の絶対値が２００ｎｍ以下である組織が、強度と靭
性の両立に有効であることを本願発明者らは見出した。
記の課題を解決するために、本願発明者らはアルミニウ
ム合金において強度と靭性の両方に優れた組織に関する
研究を行なった。その結果、靭性を発現させるために
は、マトリックス中に分散した金属間化合物の体積率が
３５体積％以下であることが必要不可欠であることが見
出された。また、請求項１で規定されるように、α−ア
ルミニウムからなるマトリックスとアスペクト比が３．
０以下の金属間化合物の析出相とからなる複合組織を有
し、α−アルミニウムの結晶粒径の、金属間化合物の粒
径に対する比率が２．０以上、α−アルミニウムの結晶
粒径の絶対値が２００ｎｍ以下である組織が、強度と靭
性の両立に有効であることを本願発明者らは見出した。
【０００８】また、請求項２に規定されるように、アモ
ルファス相を少なくとも１０体積％以上含有するガスア
トマイズ粉末、またはその圧粉体に第１の加熱処理と第
２の加熱処理とを施した後、熱間塑性加工することによ
って、上記の強度と靭性を兼ね備えた組織が得られるこ
とを本願発明者らは見出した。
ルファス相を少なくとも１０体積％以上含有するガスア
トマイズ粉末、またはその圧粉体に第１の加熱処理と第
２の加熱処理とを施した後、熱間塑性加工することによ
って、上記の強度と靭性を兼ね備えた組織が得られるこ
とを本願発明者らは見出した。
【０００９】さらに、上記の組織を達成するためには、
請求項３で規定されるように、熱間塑性加工を粉末鍛造
によって行なうと、特に上記の第１と第２の加熱処理、
すなわちステップ加熱が容易に行なわれ得ることを本願
発明者らは見出した。
請求項３で規定されるように、熱間塑性加工を粉末鍛造
によって行なうと、特に上記の第１と第２の加熱処理、
すなわちステップ加熱が容易に行なわれ得ることを本願
発明者らは見出した。
【００１０】請求項４で規定されるように、第１の加熱
処理がα−アルミニウムまたは金属間化合物の結晶化温
度、すなわち析出温度より１０Ｋ低い温度と結晶化温度
より１００Ｋ高い温度との間の温度で行なわれ、第２の
加熱処理が１０Ｋ／ｓｅｃ．以上の加熱速度の急速加熱
で、加熱温度が第１の加熱温度よりも１００Ｋ以上高い
温度で行なわれるとき、上記の組織を得ることができ、
また粉末間の十分な結合が得られることを本願発明者ら
は見出した。
処理がα−アルミニウムまたは金属間化合物の結晶化温
度、すなわち析出温度より１０Ｋ低い温度と結晶化温度
より１００Ｋ高い温度との間の温度で行なわれ、第２の
加熱処理が１０Ｋ／ｓｅｃ．以上の加熱速度の急速加熱
で、加熱温度が第１の加熱温度よりも１００Ｋ以上高い
温度で行なわれるとき、上記の組織を得ることができ、
また粉末間の十分な結合が得られることを本願発明者ら
は見出した。
【００１１】本願発明者らは、まず、従来のナノレベル
の微細な構造を有するアルミニウム合金が高い引張り強
度を有するものの、靭性が低い原因を調査した。その結
果、従来のナノレベルの構造を有するアルミニウム合金
の金属間化合物の体積含有率は、ほとんどが４０体積％
程度であることが判明した。
の微細な構造を有するアルミニウム合金が高い引張り強
度を有するものの、靭性が低い原因を調査した。その結
果、従来のナノレベルの構造を有するアルミニウム合金
の金属間化合物の体積含有率は、ほとんどが４０体積％
程度であることが判明した。
【００１２】一般に、柔らかいマトリックス中に硬い分
散相が存在する複合組織の材料を考えると、いかなる材
料であっても、体積含有率が３０〜４０％付近から靭性
が低下し始める。これは、体積含有率が３０〜４０％付
近から、マトリックス中に存在する硬質粒子が互いに接
触・結合し始めて、材料中に硬く脆い骨格を有するよう
になるためである。これを回避するために、材料中の硬
質粒子（金属間化合物）の体積含有率が３５％以下に設
定されなければならない。
散相が存在する複合組織の材料を考えると、いかなる材
料であっても、体積含有率が３０〜４０％付近から靭性
が低下し始める。これは、体積含有率が３０〜４０％付
近から、マトリックス中に存在する硬質粒子が互いに接
触・結合し始めて、材料中に硬く脆い骨格を有するよう
になるためである。これを回避するために、材料中の硬
質粒子（金属間化合物）の体積含有率が３５％以下に設
定されなければならない。
【００１３】従来のナノレベルの微細な構造を有するア
ルミニウム合金は、降伏応力（または０．２％耐力）が
７００〜１０００ＭＰａであり、その組織は、金属間化
合物の体積含有率が４０体積％、金属間化合物の直径が
３００ｎｍ程度、α−アルミニウムの結晶粒径が３００
ｎｍ程度である構造を有する。このような組織から簡単
な強度計算を行なうと、降伏強度７００〜１０００ＭＰ
ａのうちの約２分の１（約４５０ＭＰａ）が結晶粒微細
化強化（いわゆるホールペッチの法則に従う強化）によ
る寄与であり、残りの半分が金属間化合物の複合分散強
化（約３００〜４００ＭＰａ）と析出強化（約５０ＭＰ
ａ）による寄与であると推定される。
ルミニウム合金は、降伏応力（または０．２％耐力）が
７００〜１０００ＭＰａであり、その組織は、金属間化
合物の体積含有率が４０体積％、金属間化合物の直径が
３００ｎｍ程度、α−アルミニウムの結晶粒径が３００
ｎｍ程度である構造を有する。このような組織から簡単
な強度計算を行なうと、降伏強度７００〜１０００ＭＰ
ａのうちの約２分の１（約４５０ＭＰａ）が結晶粒微細
化強化（いわゆるホールペッチの法則に従う強化）によ
る寄与であり、残りの半分が金属間化合物の複合分散強
化（約３００〜４００ＭＰａ）と析出強化（約５０ＭＰ
ａ）による寄与であると推定される。
【００１４】本発明のアルミニウム合金においては、金
属間化合物の量が上記の従来のナノレベル構造のアルミ
ニウム合金に比べて８７％（＝３５／４０）以下になっ
ているため、金属間化合物による複合分散強化は２００
〜３００ＭＰａ程度であると推定される。この強度の低
下を補うために、結晶粒微細化強化の割合を高めること
が必要である。そこで、この発明のアルミニウム合金に
おいてはα−アルミニウムの結晶粒径が２００ｎｍ以下
に限定されている。このα−アルミニウムの結晶粒径
は、従来の押出し法によっては熱履歴が大きくなるため
に達成し得なかったものである。このような微細なα−
アルミニウムの結晶粒を備えることにより、強度計算に
基づけば、５４０ＭＰａ以上の強度を得ることができ
る。
属間化合物の量が上記の従来のナノレベル構造のアルミ
ニウム合金に比べて８７％（＝３５／４０）以下になっ
ているため、金属間化合物による複合分散強化は２００
〜３００ＭＰａ程度であると推定される。この強度の低
下を補うために、結晶粒微細化強化の割合を高めること
が必要である。そこで、この発明のアルミニウム合金に
おいてはα−アルミニウムの結晶粒径が２００ｎｍ以下
に限定されている。このα−アルミニウムの結晶粒径
は、従来の押出し法によっては熱履歴が大きくなるため
に達成し得なかったものである。このような微細なα−
アルミニウムの結晶粒を備えることにより、強度計算に
基づけば、５４０ＭＰａ以上の強度を得ることができ
る。
【００１５】また、本発明のアルミニウム合金において
は、金属間化合物の複合分散強化によって強度を向上さ
せることに狙いがあるのではなく、結晶粒微細化強化に
よって強度と靭性の両者を向上させることに狙いがあ
る。なぜならば、金属間化合物の複合分散強化によって
強度を向上させようとすると、材料の延性が低下してし
まうからである。本発明のアルミニウム合金において
は、金属間化合物はあくまでも結晶粒界のピン止め程度
の働きをする。金属間化合物の粒子がα−アルミニウム
の結晶粒と同等の大きさになると、材料の延性が低下す
る。そのため、本発明のアルミニウム合金においては、
金属間化合物の粒径はα−アルミニウムの結晶粒径の半
分以下、すなわちα−アルミニウムの結晶粒径の、金属
間化合物の粒径に対する比率が２．０以上に限定され
る。
は、金属間化合物の複合分散強化によって強度を向上さ
せることに狙いがあるのではなく、結晶粒微細化強化に
よって強度と靭性の両者を向上させることに狙いがあ
る。なぜならば、金属間化合物の複合分散強化によって
強度を向上させようとすると、材料の延性が低下してし
まうからである。本発明のアルミニウム合金において
は、金属間化合物はあくまでも結晶粒界のピン止め程度
の働きをする。金属間化合物の粒子がα−アルミニウム
の結晶粒と同等の大きさになると、材料の延性が低下す
る。そのため、本発明のアルミニウム合金においては、
金属間化合物の粒径はα−アルミニウムの結晶粒径の半
分以下、すなわちα−アルミニウムの結晶粒径の、金属
間化合物の粒径に対する比率が２．０以上に限定され
る。
【００１６】上述のように析出した金属間化合物の粒子
は十分に小さい。そのため、金属間化合物とマトリック
スとの界面において応力集中も小さく抑えられ、アルミ
ニウム合金は破壊され難くなっている。しかしながら、
析出した金属間化合物のアスペクト比が約３．０を超え
ると、外部応力がアルミニウム合金に加えられたとき、
金属間化合物の析出相を起点としてクラックが進展し始
める。アスペクト比が３．０を超えるような針状析出物
は折れやすく、一旦折れるとそこを起点としてクラック
が進展し始める。一方、アスペクト比が３．０以下であ
れば、金属間化合物の析出相は折れ難くなり、そこを起
点としてクラックが進展することはなくなる。
は十分に小さい。そのため、金属間化合物とマトリック
スとの界面において応力集中も小さく抑えられ、アルミ
ニウム合金は破壊され難くなっている。しかしながら、
析出した金属間化合物のアスペクト比が約３．０を超え
ると、外部応力がアルミニウム合金に加えられたとき、
金属間化合物の析出相を起点としてクラックが進展し始
める。アスペクト比が３．０を超えるような針状析出物
は折れやすく、一旦折れるとそこを起点としてクラック
が進展し始める。一方、アスペクト比が３．０以下であ
れば、金属間化合物の析出相は折れ難くなり、そこを起
点としてクラックが進展することはなくなる。
【００１７】本発明に用いられる原材料粉末はガスアト
マイズ法によって製造される。しかしながら、急冷凝固
粉末であっても、粉末の製造工程において冷却速度が遅
くては、微細なナノレベルの組織を達成することは困難
である。本発明においては、請求項２で限定されるよう
に、アモルファス相を少なくとも１０体積％以上含有す
る粉末であれば、その他の９０％以下の部分の組織も十
分に微細なものになっている。そのため、そのような粉
末を原材料として用いれば、上述のように限定された組
織が達成され得る。
マイズ法によって製造される。しかしながら、急冷凝固
粉末であっても、粉末の製造工程において冷却速度が遅
くては、微細なナノレベルの組織を達成することは困難
である。本発明においては、請求項２で限定されるよう
に、アモルファス相を少なくとも１０体積％以上含有す
る粉末であれば、その他の９０％以下の部分の組織も十
分に微細なものになっている。そのため、そのような粉
末を原材料として用いれば、上述のように限定された組
織が達成され得る。
【００１８】従来、粉末鍛造や粉末押出しの工程前の加
熱において、その加熱パターンを制御することにより、
α−アルミニウムや金属間化合物の核発生・核成長を通
じて構築される組織を積極的に制御しようという技術的
な思想は存在しなかった。上記のガスアトマイズ粉末、
またはその圧粉体を少なくとも２段階以上のステップ加
熱して熱間塑性加工を施すことによって、組織の制御は
可能である。これにより、上述のように限定された組織
を有効に達成することが可能になる。
熱において、その加熱パターンを制御することにより、
α−アルミニウムや金属間化合物の核発生・核成長を通
じて構築される組織を積極的に制御しようという技術的
な思想は存在しなかった。上記のガスアトマイズ粉末、
またはその圧粉体を少なくとも２段階以上のステップ加
熱して熱間塑性加工を施すことによって、組織の制御は
可能である。これにより、上述のように限定された組織
を有効に達成することが可能になる。
【００１９】組織を制御するという観点から特に重要な
ことは、ステップ加熱処理における第１の加熱処理であ
る。本発明では、α−アルミニウムの析出温度、すなわ
ち結晶化温度よりも１０Ｋ低い温度とその析出温度より
も１００Ｋ高い温度との間の温度に保持することによ
り、α−アルミニウムの微細な析出を行なう。上記の第
１の加熱温度がα−アルミニウムの析出温度よりも１０
Ｋ低い温度以下では、α−アルミニウムの析出が活発に
行なわれない。また、第１の加熱温度がα−アルミニウ
ムの析出温度よりも１００Ｋ高い温度以上では、α−ア
ルミニウムの粗大析出が起こってしまう。
ことは、ステップ加熱処理における第１の加熱処理であ
る。本発明では、α−アルミニウムの析出温度、すなわ
ち結晶化温度よりも１０Ｋ低い温度とその析出温度より
も１００Ｋ高い温度との間の温度に保持することによ
り、α−アルミニウムの微細な析出を行なう。上記の第
１の加熱温度がα−アルミニウムの析出温度よりも１０
Ｋ低い温度以下では、α−アルミニウムの析出が活発に
行なわれない。また、第１の加熱温度がα−アルミニウ
ムの析出温度よりも１００Ｋ高い温度以上では、α−ア
ルミニウムの粗大析出が起こってしまう。
【００２０】アルミニウム合金の組成によっては金属間
化合物の析出とα−アルミニウムの析出とが同時に発生
する場合もある。その場合には、上記第１の加熱処理
は、金属間化合物の析出温度よりも１０Ｋ低い温度とそ
の析出温度よりも１００Ｋ高い温度との間の温度で加熱
を行なえばよい。
化合物の析出とα−アルミニウムの析出とが同時に発生
する場合もある。その場合には、上記第１の加熱処理
は、金属間化合物の析出温度よりも１０Ｋ低い温度とそ
の析出温度よりも１００Ｋ高い温度との間の温度で加熱
を行なえばよい。
【００２１】さらに、上述のように限定された組織を構
築するために、第３と第４の加熱を適宜行なってもよ
い。
築するために、第３と第４の加熱を適宜行なってもよ
い。
【００２２】ステップ加熱の第２の加熱処理、すなわち
最終段階の加熱処理は、粉末同士の強固な結合を図るた
めに行なわれる。組織を粗大化せずに、かつ十分に高い
温度で第２の加熱処理を行なうためには、１０Ｋ／ｓｅ
ｃ．以上の加熱速度で急速に加熱し、第１の加熱温度よ
りも１００Ｋ以上高い温度に達するまで加熱する。第１
の加熱温度よりも１００Ｋ以上高い温度まで加熱するの
は、十分な粉末軟化温度を確保するためである。
最終段階の加熱処理は、粉末同士の強固な結合を図るた
めに行なわれる。組織を粗大化せずに、かつ十分に高い
温度で第２の加熱処理を行なうためには、１０Ｋ／ｓｅ
ｃ．以上の加熱速度で急速に加熱し、第１の加熱温度よ
りも１００Ｋ以上高い温度に達するまで加熱する。第１
の加熱温度よりも１００Ｋ以上高い温度まで加熱するの
は、十分な粉末軟化温度を確保するためである。
【００２３】なお、上記第１の加熱処理が最初の加熱処
理であり、上記第２の加熱処理が最後の加熱処理である
のが好ましい。
理であり、上記第２の加熱処理が最後の加熱処理である
のが好ましい。
【００２４】この発明の製造方法において熱間塑性加工
は押出し法を採用してもよいが、粉末鍛造法を採用する
のがより望ましい。粉末押出し法においては、得られた
押出し材の先端部と後端部（いわゆるディスカード）が
不良となるため、工業的な操業を行なううえでは一度に
多くの製品を採取することができるように、なるべく長
い押出し材を製造する必要がある。そのため、押出し成
形を行なうためのプリフォーム体が製品１００個以上を
含む程度の大きなものとなる。したがって、押出し工程
において材料全体を同じ加熱パターンで均一に加熱する
ことが工業的に困難である。これに対して、粉末鍛造法
によれば、鍛造用のプリフォーム体は製品１個分の大き
さに対応するため、材料全体を同じ加熱パターンで均一
に加熱することが容易である。
は押出し法を採用してもよいが、粉末鍛造法を採用する
のがより望ましい。粉末押出し法においては、得られた
押出し材の先端部と後端部（いわゆるディスカード）が
不良となるため、工業的な操業を行なううえでは一度に
多くの製品を採取することができるように、なるべく長
い押出し材を製造する必要がある。そのため、押出し成
形を行なうためのプリフォーム体が製品１００個以上を
含む程度の大きなものとなる。したがって、押出し工程
において材料全体を同じ加熱パターンで均一に加熱する
ことが工業的に困難である。これに対して、粉末鍛造法
によれば、鍛造用のプリフォーム体は製品１個分の大き
さに対応するため、材料全体を同じ加熱パターンで均一
に加熱することが容易である。
【００２５】以上のように、この発明によれば、強度と
靭性、たとえば引張り強さと伸びの両方において従来よ
りも優れたアルミニウム合金を得ることができる。
靭性、たとえば引張り強さと伸びの両方において従来よ
りも優れたアルミニウム合金を得ることができる。
【００２６】
【実施例】以下の２種類の組成を有するアルミニウム合
金粉末をヘリウム（Ｈｅ）ガスアトマイズ法によって作
製し、得られた粉末を粒径２０μｍ以下にふるい粉処理
した。
金粉末をヘリウム（Ｈｅ）ガスアトマイズ法によって作
製し、得られた粉末を粒径２０μｍ以下にふるい粉処理
した。
【００２７】（Ａ） Ａｌ90.5−Ｎｉ6.6 −Ｌａ
2.9 （下付き添字は原子パーセントを示し、結晶化した
ときの金属間化合物の体積含有率は３３体積％である） （Ｂ） Ａｌ92.5−Ｃｅ6.0 −Ｃｏ1.5 （下付き添字は
原子パーセントを示し、結晶化したときの金属間化合物
の体積含有率は３２体積％である） 上記２種類のアルミニウム合金粉末の結晶化温度Ｔｃを
ＤＳＣ、アモルファス相の含有体積％をＸ線回折によっ
て調べた。
2.9 （下付き添字は原子パーセントを示し、結晶化した
ときの金属間化合物の体積含有率は３３体積％である） （Ｂ） Ａｌ92.5−Ｃｅ6.0 −Ｃｏ1.5 （下付き添字は
原子パーセントを示し、結晶化したときの金属間化合物
の体積含有率は３２体積％である） 上記２種類のアルミニウム合金粉末の結晶化温度Ｔｃを
ＤＳＣ、アモルファス相の含有体積％をＸ線回折によっ
て調べた。
【００２８】結晶化温度ＴｃはＤＳＣ（Differential S
canning Calorimeter ：走査示差熱量分析）にて、結晶
化時の熱量発生を調べることによって決定された。
canning Calorimeter ：走査示差熱量分析）にて、結晶
化時の熱量発生を調べることによって決定された。
【００２９】また、粉末中に含まれるアモルファス相の
体積％は以下の方法で決定された。まず、完全結晶質の
アルミニウムの粉末法によるＸ線回折チャートを採取し
た。次にアモルファス相を含む粉末のＸ線回折チャート
を同様に採取した。これらの２つのＸ線回折チャートに
おけるピーク（アモルファス相を含む場合にはブロード
状に広がっている）のブロード部体積の比較から、アモ
ルファス相の体積％を決定した。
体積％は以下の方法で決定された。まず、完全結晶質の
アルミニウムの粉末法によるＸ線回折チャートを採取し
た。次にアモルファス相を含む粉末のＸ線回折チャート
を同様に採取した。これらの２つのＸ線回折チャートに
おけるピーク（アモルファス相を含む場合にはブロード
状に広がっている）のブロード部体積の比較から、アモ
ルファス相の体積％を決定した。
【００３０】組成（Ａ）と（Ｂ）の結晶化温度とアモル
ファス相の含有率は表１に示される。
ファス相の含有率は表１に示される。
【００３１】
【表１】
【００３２】上述のように準備された２種類の組成を有
するアルミニウム合金粉末を、９．５ｍｍ×２９ｍｍの
断面を有する角型金型で３９０ＭＰａの面圧で冷間型押
しした。得られた型押し体の重量は１０ｇ／個であっ
た。
するアルミニウム合金粉末を、９．５ｍｍ×２９ｍｍの
断面を有する角型金型で３９０ＭＰａの面圧で冷間型押
しした。得られた型押し体の重量は１０ｇ／個であっ
た。
【００３３】これらの型押し体に図１に示すような２段
階の急速加熱処理を施した。第１段目の加熱温度をＴ
１、第２段目の加熱速度をＳ２、加熱温度をＴ２とす
る。
階の急速加熱処理を施した。第１段目の加熱温度をＴ
１、第２段目の加熱速度をＳ２、加熱温度をＴ２とす
る。
【００３４】上記のように加熱処理された型押し体を、
金型形状１０ｍｍ×３０ｍｍの断面を有する金型（金型
温度７７３Ｋ）に挿入して７８０ＭＰａの面圧で鍛造し
た。その後、鍛造体を水で冷却した。
金型形状１０ｍｍ×３０ｍｍの断面を有する金型（金型
温度７７３Ｋ）に挿入して７８０ＭＰａの面圧で鍛造し
た。その後、鍛造体を水で冷却した。
【００３５】鍛造体から、図２に示される形状を有する
引張り試験片を作製した。その引張り試験片を用いて室
温において引張り試験を行なった。
引張り試験片を作製した。その引張り試験片を用いて室
温において引張り試験を行なった。
【００３６】引張り試験後、試験片の破面で歪を受けて
いない部分を研磨し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用
いて組織観察を行なった。
いない部分を研磨し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用
いて組織観察を行なった。
【００３７】また、比較のため、第１の加熱処理を省略
し、第２の加熱処理のみを行なって鍛造した。このよう
にして得られた鍛造体を用いて室温での引張り試験と、
試験後の破面の走査型電子顕微鏡による組織観察を行な
った。
し、第２の加熱処理のみを行なって鍛造した。このよう
にして得られた鍛造体を用いて室温での引張り試験と、
試験後の破面の走査型電子顕微鏡による組織観察を行な
った。
【００３８】組成（Ａ）と（Ｂ）を有する、それぞれの
試料の特性の測定結果は表２に示される。
試料の特性の測定結果は表２に示される。
【００３９】なお、ＵＴＳは引張り強さのことを意味
し、α／ＩＭＣはα−アルミニウム結晶粒径の、金属間
化合物の粒径に対する比率、α径はα−アルミニウム結
晶粒径、アスペクト比は金属間化合物のアスペクト比を
示す。また、判定は、ＵＴＳ≧８００ＭＰａかつ伸び≧
１％、またはＵＴＳ≧７５０ＭＰａかつ伸び≧２％のい
ずれかを満足する試料に対して○を付した。破面は、良
好な組織を示すものについては○、不良な組織を示すも
のについては×を付した。
し、α／ＩＭＣはα−アルミニウム結晶粒径の、金属間
化合物の粒径に対する比率、α径はα−アルミニウム結
晶粒径、アスペクト比は金属間化合物のアスペクト比を
示す。また、判定は、ＵＴＳ≧８００ＭＰａかつ伸び≧
１％、またはＵＴＳ≧７５０ＭＰａかつ伸び≧２％のい
ずれかを満足する試料に対して○を付した。破面は、良
好な組織を示すものについては○、不良な組織を示すも
のについては×を付した。
【００４０】
【表２】
【００４１】表２から明らかなように、本発明の試料は
引張り強さ（ＵＴＳ）と伸びの両方において上記の条件
を満足していることが理解される。
引張り強さ（ＵＴＳ）と伸びの両方において上記の条件
を満足していることが理解される。
【００４２】試料番号８においては、Ｔ２の温度が低い
ために粉末同士の接合が悪く、破断面を走査型電子顕微
鏡で観察すると旧粉末粒界で破壊していることがわかっ
た。
ために粉末同士の接合が悪く、破断面を走査型電子顕微
鏡で観察すると旧粉末粒界で破壊していることがわかっ
た。
【００４３】なお、良好な組織の一例の写真を図３に示
し、不良な組織の一例の写真を図４に示す。
し、不良な組織の一例の写真を図４に示す。
【図１】実施例において行なわれた２段階の加熱処理を
定義するための温度と時間の関係を示すグラフである。
定義するための温度と時間の関係を示すグラフである。
【図２】実施例において作製された引張り試験片の形状
を示す図である。
を示す図である。
【図３】実施例における引張り試験片の良好な金属組織
を示す写真である。
を示す写真である。
【図４】実施例における引張り試験片の不良な金属組織
を示す写真である。
を示す写真である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 鍛冶 俊彦 兵庫県伊丹市昆陽北一丁目１番１号 住友 電気工業株式会社伊丹製作所内 (72)発明者 飯原 順次 兵庫県伊丹市昆陽北一丁目１番１号 住友 電気工業株式会社伊丹製作所内 (72)発明者 高ノ 由重 兵庫県伊丹市昆陽北一丁目１番１号 住友 電気工業株式会社伊丹製作所内
Claims (4)
- 【請求項１】 α−アルミニウムのマトリックスと金属
間化合物の析出相とを含む複合組織を有し、金属間化合
物の体積率が３５体積％以下である分散強化型アルミニ
ウム合金において、 前記金属間化合物の析出相のアスペクト比が３．０以
下、前記α−アルミニウム結晶粒径の、前記金属間化合
物の析出相の粒径に対する比が２．０以上、前記α−ア
ルミニウムの結晶粒径が２００ｎｍ以下である、アルミ
ニウム合金。 - 【請求項２】 α−アルミニウムのマトリックスと金属
間化合物の析出相とを含む複合組織を有し、金属間化合
物の体積率が３５体積％以下である分散強化型アルミニ
ウム合金の製造方法であって、 アモルファス相を１０体積％以上含有するガスアトマイ
ズ粉末またはその圧粉体に第１の加熱処理と第２の加熱
処理を施した後、熱間塑性加工を施すことを特徴とす
る、アルミニウム合金の製造方法。 - 【請求項３】 前記熱間塑性加工は粉末鍛造である、請
求項２に記載のアルミニウム合金の製造方法。 - 【請求項４】 前記第１の加熱処理は、前記α−アルミ
ニウムおよび前記金属間化合物のいずれかの結晶化温度
より１０Ｋ低い温度と前記結晶化温度より１００Ｋ高い
温度との間の第１の加熱温度で行なわれ、 前記第２の加熱処理は、前記第１の加熱温度よりも１０
０Ｋ以上高い第２の加熱温度で行なわれ、前記第２の加
熱温度までの加熱速度は１０Ｋ／ｓｅｃ．以上である、
請求項２に記載のアルミニウム合金の製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5328222A JPH07179974A (ja) | 1993-12-24 | 1993-12-24 | アルミニウム合金およびその製造方法 |
| EP94119994A EP0662524A1 (en) | 1993-12-24 | 1994-12-16 | Aluminum alloy and method of preparing the same |
| US08/363,367 US5532069A (en) | 1993-12-24 | 1994-12-22 | Aluminum alloy and method of preparing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5328222A JPH07179974A (ja) | 1993-12-24 | 1993-12-24 | アルミニウム合金およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07179974A true JPH07179974A (ja) | 1995-07-18 |
Family
ID=18207810
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5328222A Pending JPH07179974A (ja) | 1993-12-24 | 1993-12-24 | アルミニウム合金およびその製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5532069A (ja) |
| EP (1) | EP0662524A1 (ja) |
| JP (1) | JPH07179974A (ja) |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20030527 |