JPH07316601A - アルミニウム急冷凝固粉末およびアルミニウム合金成形材の製造方法 - Google Patents
アルミニウム急冷凝固粉末およびアルミニウム合金成形材の製造方法Info
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- JPH07316601A JPH07316601A JP6078409A JP7840994A JPH07316601A JP H07316601 A JPH07316601 A JP H07316601A JP 6078409 A JP6078409 A JP 6078409A JP 7840994 A JP7840994 A JP 7840994A JP H07316601 A JPH07316601 A JP H07316601A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】Ａｌ合金の用途をさらに拡大するためには、そ
の機械的特性をさらに一層改善することを主な目的とす
る。 【構成】１．Ｚｎ５〜１１％、Ｍｇ２〜４．５％、Ｃｕ
０．５〜２％およびＡｇ０．０１〜０．５％含み、残部
が実質的にＡｌからなるＡｌ合金急冷凝固粉末。 ２．Ｍｎ２〜６％をさらに含有する上記項１に記載のＡ
ｌ合金急冷凝固粉末。 ３．Ｃｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＺｒおよびＴｉから選ばれた少
なくとも１種の元素０．０１〜２．０％をさらに含有す
る上記項１または２に記載のＡｌ合金急冷凝固粉末。 ４．Ｓｉおよび／またはＣａを１％までの範囲でさらに
含有する上記項１乃至３のいずれかに記載のＡｌ合金急
冷凝固粉末。 ５．上記項１乃至４のいずれかに記載のＡｌ合金急冷凝
固粉末を空気中、真空中または不活性ガス雰囲気中で熱
間固化成形した後、得られた成形体を時効処理して強度
を高めることを特徴とするアルミニウム合金成形材の製
造方法。
の機械的特性をさらに一層改善することを主な目的とす
る。 【構成】１．Ｚｎ５〜１１％、Ｍｇ２〜４．５％、Ｃｕ
０．５〜２％およびＡｇ０．０１〜０．５％含み、残部
が実質的にＡｌからなるＡｌ合金急冷凝固粉末。 ２．Ｍｎ２〜６％をさらに含有する上記項１に記載のＡ
ｌ合金急冷凝固粉末。 ３．Ｃｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＺｒおよびＴｉから選ばれた少
なくとも１種の元素０．０１〜２．０％をさらに含有す
る上記項１または２に記載のＡｌ合金急冷凝固粉末。 ４．Ｓｉおよび／またはＣａを１％までの範囲でさらに
含有する上記項１乃至３のいずれかに記載のＡｌ合金急
冷凝固粉末。 ５．上記項１乃至４のいずれかに記載のＡｌ合金急冷凝
固粉末を空気中、真空中または不活性ガス雰囲気中で熱
間固化成形した後、得られた成形体を時効処理して強度
を高めることを特徴とするアルミニウム合金成形材の製
造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、航空機材料、自動車部
品材料、精密機械部品材料、電子材料、バネ材料、ネジ
材料などとして好適なアルミニウム合金成形材に関す
る。この様なアルミニウム合金成形材は、最近軽量化の
望まれている自動車部品などの材料として、特に最適で
ある。
品材料、精密機械部品材料、電子材料、バネ材料、ネジ
材料などとして好適なアルミニウム合金成形材に関す
る。この様なアルミニウム合金成形材は、最近軽量化の
望まれている自動車部品などの材料として、特に最適で
ある。
【０００２】
【従来技術とその問題点】高強度Ａｌ合金の一例は、特
開昭６３−８３２５１号公報に記載されている。この公
報に開示された発明は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系にＭ
ｎ、Ｃｒ、Ｂ、Ｂｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｚｒ、ＨｆおよびＡ
ｇの少なくとも１種を添加した組成の合金を鋳造法によ
り得て、溶解鋳造塑性加工を行った後、適当な条件で溶
体化処理および時効処理を行うことにより、引張強さが
６６．４kg／mm2と非常に優れ、また弾性率にも優れて
いるＡｌ合金を得るものである。得られたＡｌ合金は、
電子材料用端末機械、精密機械用部品などに用いられる
非鉄金属バネ材料などとして好適なものであるとされて
いる。しかしながら、この公報は、粉末冶金法による材
料については、何も教示していない。
開昭６３−８３２５１号公報に記載されている。この公
報に開示された発明は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系にＭ
ｎ、Ｃｒ、Ｂ、Ｂｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｚｒ、ＨｆおよびＡ
ｇの少なくとも１種を添加した組成の合金を鋳造法によ
り得て、溶解鋳造塑性加工を行った後、適当な条件で溶
体化処理および時効処理を行うことにより、引張強さが
６６．４kg／mm2と非常に優れ、また弾性率にも優れて
いるＡｌ合金を得るものである。得られたＡｌ合金は、
電子材料用端末機械、精密機械用部品などに用いられる
非鉄金属バネ材料などとして好適なものであるとされて
いる。しかしながら、この公報は、粉末冶金法による材
料については、何も教示していない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】近年軽量化の要求が高
まっている自動車部品、電子材料用端末機械、精密機械
部品などには、高強度軽量非鉄材料が幅広く使用されて
いる。特に、自動車に関しては、数多くの部品におい
て、次第にＡｌ合金が鋼に代わって使用される様になっ
てきた。しかるに、Ａｌ合金の機械的特性は近年飛躍的
に向上しているとはいうものの、高強度鋼に比べると未
だ十分とはいえず、その使用も制限されている。例え
ば、高力Ａｌ合金として広く用いられているいわゆるＡ
７０００系でさえも、その強度は不十分であり、その使
用範囲は、限られている。
まっている自動車部品、電子材料用端末機械、精密機械
部品などには、高強度軽量非鉄材料が幅広く使用されて
いる。特に、自動車に関しては、数多くの部品におい
て、次第にＡｌ合金が鋼に代わって使用される様になっ
てきた。しかるに、Ａｌ合金の機械的特性は近年飛躍的
に向上しているとはいうものの、高強度鋼に比べると未
だ十分とはいえず、その使用も制限されている。例え
ば、高力Ａｌ合金として広く用いられているいわゆるＡ
７０００系でさえも、その強度は不十分であり、その使
用範囲は、限られている。
【０００４】従って、本発明は、Ａｌ合金の用途をさら
に拡大するために、その機械的特性をさらに一層改善す
ることを主な目的とする。
に拡大するために、その機械的特性をさらに一層改善す
ることを主な目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者は、上記の様な
従来技術の問題点に鑑みて、種々研究を重ねた結果、高
強度Ａｌ合金であるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金（い
わゆるＡ７０００系アルミニウム合金）組成に特定量の
Ａｇを配合するとともに、アトマイズ法により急冷凝固
合金粉末を調製し、この合金粉末を使用して粉末冶金法
により固化成形体を得た後、この成形体を適切な条件下
に時効硬化処理する場合には、Ｔ６後の成形材の引張強
度が飛躍的に増大することを見出した。
従来技術の問題点に鑑みて、種々研究を重ねた結果、高
強度Ａｌ合金であるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金（い
わゆるＡ７０００系アルミニウム合金）組成に特定量の
Ａｇを配合するとともに、アトマイズ法により急冷凝固
合金粉末を調製し、この合金粉末を使用して粉末冶金法
により固化成形体を得た後、この成形体を適切な条件下
に時効硬化処理する場合には、Ｔ６後の成形材の引張強
度が飛躍的に増大することを見出した。
【０００６】さらに、この様な組成のＡｌ合金に特定の
遷移金属元素を配合する場合には、これまで得られたこ
とのない程の高強度を有するＡｌ合金が得られることを
も見出した。
遷移金属元素を配合する場合には、これまで得られたこ
とのない程の高強度を有するＡｌ合金が得られることを
も見出した。
【０００７】本発明は、上記の様な知見に基づいて完成
されたものであり、下記のアルミニウム急冷凝固粉末お
よびアルミニウム合金成形材の製造方法を提供するもの
である； １．Ｚｎ５〜１１％、Ｍｇ２〜４．５％、Ｃｕ０．５〜
２％およびＡｇ０．０１〜０．５％含み、残部が実質的
にＡｌからなるＡｌ合金急冷凝固粉末。
されたものであり、下記のアルミニウム急冷凝固粉末お
よびアルミニウム合金成形材の製造方法を提供するもの
である； １．Ｚｎ５〜１１％、Ｍｇ２〜４．５％、Ｃｕ０．５〜
２％およびＡｇ０．０１〜０．５％含み、残部が実質的
にＡｌからなるＡｌ合金急冷凝固粉末。
【０００８】２．Ｍｎ２〜６％をさらに含有する上記項
１に記載のＡｌ合金急冷凝固粉末。
１に記載のＡｌ合金急冷凝固粉末。
【０００９】３．Ｃｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＺｒおよびＴｉか
ら選ばれた少なくとも１種の元素０．０１〜２．０％を
さらに含有する上記項１または２に記載のＡｌ合金急冷
凝固粉末。
ら選ばれた少なくとも１種の元素０．０１〜２．０％を
さらに含有する上記項１または２に記載のＡｌ合金急冷
凝固粉末。
【００１０】４．Ｓｉおよび／またはＣａを１％までの
範囲でさらに含有する上記項１乃至３のいずれかに記載
のＡｌ合金急冷凝固粉末。
範囲でさらに含有する上記項１乃至３のいずれかに記載
のＡｌ合金急冷凝固粉末。
【００１１】５．上記項１乃至４のいずれかに記載のＡ
ｌ合金急冷凝固粉末を空気中、真空中または不活性ガス
雰囲気中で熱間固化成形した後、得られた成形体を時効
処理して強度を高めることを特徴とするアルミニウム合
金成形材の製造方法。
ｌ合金急冷凝固粉末を空気中、真空中または不活性ガス
雰囲気中で熱間固化成形した後、得られた成形体を時効
処理して強度を高めることを特徴とするアルミニウム合
金成形材の製造方法。
【００１２】本願明細書においては、“％”とあるの
は、“重量％”を意味する。
は、“重量％”を意味する。
【００１３】本発明においては、Ｚｎ５〜１１％、Ｍｇ
２〜４．５％、Ｃｕ０．５〜２％およびＡｇ０．０１〜
０．５％を含み、残余が実質的にＡｌからなる組成のＡ
ｌ基合金の溶湯をアトマイズすることにより、Ａｌ合金
急冷凝固粉末を得る。この様なＡｌ基合金は、当然のこ
とながら、通常のＡｌ合金が含有する程度の量の不可避
的不純物（Ｆｅ、Ｓｉなど）を含んでいてもよい。アト
マイズは、空気アトマイズ法、Ａｒ、Ｈｅなどを用いる
不活性ガスアトマイズ法、Ｎ2ガスアトマイズ法などの
任意の方式を採用することができる。アトマイズに際し
ては、Ａｌ基合金溶湯を１０2Ｋ／秒以上の冷却速度で
凝固させる。
２〜４．５％、Ｃｕ０．５〜２％およびＡｇ０．０１〜
０．５％を含み、残余が実質的にＡｌからなる組成のＡ
ｌ基合金の溶湯をアトマイズすることにより、Ａｌ合金
急冷凝固粉末を得る。この様なＡｌ基合金は、当然のこ
とながら、通常のＡｌ合金が含有する程度の量の不可避
的不純物（Ｆｅ、Ｓｉなど）を含んでいてもよい。アト
マイズは、空気アトマイズ法、Ａｒ、Ｈｅなどを用いる
不活性ガスアトマイズ法、Ｎ2ガスアトマイズ法などの
任意の方式を採用することができる。アトマイズに際し
ては、Ａｌ基合金溶湯を１０2Ｋ／秒以上の冷却速度で
凝固させる。
【００１４】上記のＡｌ合金粉末を１５０μm以下に分
級し、分級した粉末を冷間圧縮成形し、それを空気中
で、より好ましくは不活性ガス中で或いは最も好ましく
は真空中で加熱し、熱間押出成形することにより成形体
を得る。次いで、得られた成形体を溶体化処理した後、
時効処理することにより、高強度のアルミニウム合金成
形材が得られる。
級し、分級した粉末を冷間圧縮成形し、それを空気中
で、より好ましくは不活性ガス中で或いは最も好ましく
は真空中で加熱し、熱間押出成形することにより成形体
を得る。次いで、得られた成形体を溶体化処理した後、
時効処理することにより、高強度のアルミニウム合金成
形材が得られる。
【００１５】本発明Ａｌ合金中の添加元素を規定した理
由は、以下の通りである。
由は、以下の通りである。
【００１６】一般に、アメリカ・アルミニウム協会の規
格（ＡＡ規格）に規定されている７０９０合金（Ｚｎ：
７．３〜８．７％、Ｍｇ：２．０〜３．０％、Ｃｕ：
０．６〜１．３％、Ｃｏ：１．０〜１．９％）は、高力
高弾性Ａｌ合金として知られている。この系の合金で
は、Ｔ６処理後にＧＰゾーンあるいは中間析出相と呼ば
れる微細分散相が形成され、これが強度の向上に寄与し
ている。この分散相の主な化学成分は、ＭｇＺｎ2、Ｍ
ｇ32(ＡｌＺｎ）49などで構成されているものと考えら
れている。この様な分散相による時効析出硬化によっ
て、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金の強度が向上すること
から、引張強度をさらに改善するために、これら微細分
散相の密度を増加させることが重要である。
格（ＡＡ規格）に規定されている７０９０合金（Ｚｎ：
７．３〜８．７％、Ｍｇ：２．０〜３．０％、Ｃｕ：
０．６〜１．３％、Ｃｏ：１．０〜１．９％）は、高力
高弾性Ａｌ合金として知られている。この系の合金で
は、Ｔ６処理後にＧＰゾーンあるいは中間析出相と呼ば
れる微細分散相が形成され、これが強度の向上に寄与し
ている。この分散相の主な化学成分は、ＭｇＺｎ2、Ｍ
ｇ32(ＡｌＺｎ）49などで構成されているものと考えら
れている。この様な分散相による時効析出硬化によっ
て、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金の強度が向上すること
から、引張強度をさらに改善するために、これら微細分
散相の密度を増加させることが重要である。
【００１７】その１つの手法として、Ａｌ合金を急冷凝
固させることにより、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｕなどの添加元素
の晶出・偏析を抑制し、Ａｌ中にできるだけ多く固溶さ
せ、Ｔ６後の時効析出相の体積分率を増加させる方法が
挙げられる。Ａｌ合金溶湯の急冷凝固を行う具体的な手
段として、例えば、アトマイズ法がある。この様な手法
を採用することにより、添加元素の固溶範囲を高濃度側
へ大きく拡張できる。しかしながら、このような急冷凝
固手法を採用するとしても、Ａｌ合金中の添加元素の添
加範囲の拡大には限度がある。則ち、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｃｕ
などの元素添加量が多すぎる場合には、急冷凝固を経た
としても、これらの添加元素は、Ａｌ中に固溶できない
ため、粗大な晶出物を形成し、Ａｌ合金の強度低下の原
因となるため好ましくない。一方、添加元素量が少なす
ぎる場合には、ＧＰゾーンなどの微細析出相の体積分率
が減少するため、分散析出によるＡｌ合金の強度改善へ
の寄与が薄れる。従って、本発明においては、Ａｌ合金
中の添加量をＺｎ５〜１１％、Ｍｇ２〜４．５％および
Ｃｕ０．５〜２％とする。
固させることにより、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｕなどの添加元素
の晶出・偏析を抑制し、Ａｌ中にできるだけ多く固溶さ
せ、Ｔ６後の時効析出相の体積分率を増加させる方法が
挙げられる。Ａｌ合金溶湯の急冷凝固を行う具体的な手
段として、例えば、アトマイズ法がある。この様な手法
を採用することにより、添加元素の固溶範囲を高濃度側
へ大きく拡張できる。しかしながら、このような急冷凝
固手法を採用するとしても、Ａｌ合金中の添加元素の添
加範囲の拡大には限度がある。則ち、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｃｕ
などの元素添加量が多すぎる場合には、急冷凝固を経た
としても、これらの添加元素は、Ａｌ中に固溶できない
ため、粗大な晶出物を形成し、Ａｌ合金の強度低下の原
因となるため好ましくない。一方、添加元素量が少なす
ぎる場合には、ＧＰゾーンなどの微細析出相の体積分率
が減少するため、分散析出によるＡｌ合金の強度改善へ
の寄与が薄れる。従って、本発明においては、Ａｌ合金
中の添加量をＺｎ５〜１１％、Ｍｇ２〜４．５％および
Ｃｕ０．５〜２％とする。
【００１８】本発明においては、Ｚｎ５〜１１％、Ｍｇ
２〜４．５％およびＣｕ０．５〜２％を含有するＡｌ合
金にさらにＡｇ０．０１〜０．５％（より好ましくは、
０．０１〜０．１％）を配合することを必須とする。こ
のＡｇの配合により、Ａｌ合金急冷凝固粉末を成形した
材料のＴ６後の強度が著しく改善される。例えば、Ａｌ
−９Ｚｎ−３Ｍｇ−１．５Ｃｕ−４Ｍｎという合金組成
においては、Ａｇ含有量が僅か０．０２％である場合
に、最大引張強度を示す。Ａｇ添加の効果については、
特開昭６３−８３２５１号公報にも、記載されている。
しかしながら、この公報は、Ａｌ−５．９Ｚｎ−２．７
Ｍｇ−０．５Ｃｕ−０．１３Ｍｎ−０．４Ｚｒ−０．１
５Ｃｒ−０．１Ｎｉ−０．０２Ｂｅ−０．０１Ｂという
極めて限定された組成のＡｌ合金にＡｇ１．０％を添加
した場合に、最も優れた機械的特性が得られるとしてい
る。このことから、この公報に記載されたＡｌ合金にお
けるＡｇの作用と本発明Ａｌ合金におけるＡｇの作用と
の間には、本質的な相違があるものと推測される。
２〜４．５％およびＣｕ０．５〜２％を含有するＡｌ合
金にさらにＡｇ０．０１〜０．５％（より好ましくは、
０．０１〜０．１％）を配合することを必須とする。こ
のＡｇの配合により、Ａｌ合金急冷凝固粉末を成形した
材料のＴ６後の強度が著しく改善される。例えば、Ａｌ
−９Ｚｎ−３Ｍｇ−１．５Ｃｕ−４Ｍｎという合金組成
においては、Ａｇ含有量が僅か０．０２％である場合
に、最大引張強度を示す。Ａｇ添加の効果については、
特開昭６３−８３２５１号公報にも、記載されている。
しかしながら、この公報は、Ａｌ−５．９Ｚｎ−２．７
Ｍｇ−０．５Ｃｕ−０．１３Ｍｎ−０．４Ｚｒ−０．１
５Ｃｒ−０．１Ｎｉ−０．０２Ｂｅ−０．０１Ｂという
極めて限定された組成のＡｌ合金にＡｇ１．０％を添加
した場合に、最も優れた機械的特性が得られるとしてい
る。このことから、この公報に記載されたＡｌ合金にお
けるＡｇの作用と本発明Ａｌ合金におけるＡｇの作用と
の間には、本質的な相違があるものと推測される。
【００１９】本発明においては、上記のＡｌ−Ｚｎ−Ｍ
ｇ−Ｃｕ−Ａｇ組成（以下においては、単に基本組成と
いうことがある）にさらにＭｎ２〜６％を添加すること
により、結晶粒径の微細化、金属間化合物Ａｌ6Ｍｎの
形成に起因する転位密度の増大による加工硬化などの効
果が達成されて、成形材の引張強度が改善される。ま
た、この金属間化合物は、押し出し方向に沿って、細長
い板状に形成されていることが確認されており、これは
繊維状の補強材的にも働いている。Ｍｎの量が２％未満
である場合には、結晶粒微細化の効果が十分でなくな
り、一方５％を上回る場合には、Ａｌ6Ｍｎの粗大な析
出物が形成されるため、好ましくない。
ｇ−Ｃｕ−Ａｇ組成（以下においては、単に基本組成と
いうことがある）にさらにＭｎ２〜６％を添加すること
により、結晶粒径の微細化、金属間化合物Ａｌ6Ｍｎの
形成に起因する転位密度の増大による加工硬化などの効
果が達成されて、成形材の引張強度が改善される。ま
た、この金属間化合物は、押し出し方向に沿って、細長
い板状に形成されていることが確認されており、これは
繊維状の補強材的にも働いている。Ｍｎの量が２％未満
である場合には、結晶粒微細化の効果が十分でなくな
り、一方５％を上回る場合には、Ａｌ6Ｍｎの粗大な析
出物が形成されるため、好ましくない。
【００２０】本発明においては、上記の基本組成に対
し、さらに、Ｚｒ、Ｃｏ、ＮｉおよびＣｒから選ばれた
１種または２種以上の元素を０．０１〜１％の範囲で添
加することにより、Ａｌ成形材の引張強度をさらに向上
させることができる。これらの添加量が、０．０１％未
満の場合には、添加による効果の改善が十分でないのに
対し、１％を上回る場合には、粗大析出物の形成によ
り、むしろ強度低下の原因となる。
し、さらに、Ｚｒ、Ｃｏ、ＮｉおよびＣｒから選ばれた
１種または２種以上の元素を０．０１〜１％の範囲で添
加することにより、Ａｌ成形材の引張強度をさらに向上
させることができる。これらの添加量が、０．０１％未
満の場合には、添加による効果の改善が十分でないのに
対し、１％を上回る場合には、粗大析出物の形成によ
り、むしろ強度低下の原因となる。
【００２１】さらにまた、上記の基本組成に対し、Ｓｉ
を添加することにより、例えば、合金中にＭｇ2Ｓｉな
どの相を形成させ、これらの相による分散析出強化を達
成することもできる。
を添加することにより、例えば、合金中にＭｇ2Ｓｉな
どの相を形成させ、これらの相による分散析出強化を達
成することもできる。
【００２２】また、上記の基本組成に対し、Ｃａを添加
する場合には、これをＧＰゾーンに取り込むことによ
り、ゾーンのひずみを増大させることによる引張強度の
増加が達成される。
する場合には、これをＧＰゾーンに取り込むことによ
り、ゾーンのひずみを増大させることによる引張強度の
増加が達成される。
【００２３】本発明によるＡｌ合金急冷凝固粉末は、製
造方法の点で特に制限はなく、任意の常法に従って、製
造することができる。例えば、本発明による組成を有す
るＡｌ合金を高周波溶解炉において融解させて、８５０
〜１０００℃の温度で保持した後、Ａｌ合金溶湯をアト
マイズ機に付属した坩堝に流し込む。この坩堝の底に
は、穴が開けられており、溶湯の温度を低下させること
なく、ここからアトマイズノズルの溶湯噴出口まで導け
るようにしておく。Ａｌ合金溶湯がアトマイズノズル溶
湯噴出口に達する直前に、ノズル穴から高圧の空気、窒
素、ＡｒまたはＨｅなどの噴霧（アトマイズ）ガスが噴
出し、このガスの圧力により、溶湯噴出口から出てきた
Ａｌ合金溶湯を細かく粉砕する。この様に細かく粉砕さ
れた溶湯は、高圧のガスおよび／または雰囲気により、
直ちに冷却され、凝固することにより、Ａｌ合金急冷凝
固粉末が得られる。この様にして得られた粉末は、用途
に応じて、所定の粒径（例えば、１００メッシュのふる
いにより、１５０μｍ以下）にふるい分けることができ
る。
造方法の点で特に制限はなく、任意の常法に従って、製
造することができる。例えば、本発明による組成を有す
るＡｌ合金を高周波溶解炉において融解させて、８５０
〜１０００℃の温度で保持した後、Ａｌ合金溶湯をアト
マイズ機に付属した坩堝に流し込む。この坩堝の底に
は、穴が開けられており、溶湯の温度を低下させること
なく、ここからアトマイズノズルの溶湯噴出口まで導け
るようにしておく。Ａｌ合金溶湯がアトマイズノズル溶
湯噴出口に達する直前に、ノズル穴から高圧の空気、窒
素、ＡｒまたはＨｅなどの噴霧（アトマイズ）ガスが噴
出し、このガスの圧力により、溶湯噴出口から出てきた
Ａｌ合金溶湯を細かく粉砕する。この様に細かく粉砕さ
れた溶湯は、高圧のガスおよび／または雰囲気により、
直ちに冷却され、凝固することにより、Ａｌ合金急冷凝
固粉末が得られる。この様にして得られた粉末は、用途
に応じて、所定の粒径（例えば、１００メッシュのふる
いにより、１５０μｍ以下）にふるい分けることができ
る。
【００２４】また、本発明によるＡｌ合金成形材は、製
造方法に制限なく、やはり任意の常法に従って、製造す
ることができる。例えば、上記のようにして得た急冷凝
固粉末を必要ならば脱ガスした後、任意の冷間加工、例
えば冷間静水圧プレス（ＣＩＰ）により、所定の面圧
（例えば、３０００ｋｇ／ｃｍ2）で粉末圧粉体を作成
して、熱間押出用のビレットを得る。次いで、この様な
ビレットをＡｒ雰囲気中で例えば４００〜５００℃程度
で加熱し、任意の成形加工方法により、例えば熱間静水
圧プレス（ＨＩＰ）により、或いは押出比５〜２０程度
で押し出すなどの方法により、成形材とすることができ
る。この様にして得られた成形材は、さらに鍛造などの
所定の加工を行っても良い。或いは、上記のようにして
得たＡｌ合金急冷凝固粉末を必要ならば脱ガスした後、
粉末鍛造して成形製品とするか、このような成形製品に
さらに所定の加工を行っても良い。
造方法に制限なく、やはり任意の常法に従って、製造す
ることができる。例えば、上記のようにして得た急冷凝
固粉末を必要ならば脱ガスした後、任意の冷間加工、例
えば冷間静水圧プレス（ＣＩＰ）により、所定の面圧
（例えば、３０００ｋｇ／ｃｍ2）で粉末圧粉体を作成
して、熱間押出用のビレットを得る。次いで、この様な
ビレットをＡｒ雰囲気中で例えば４００〜５００℃程度
で加熱し、任意の成形加工方法により、例えば熱間静水
圧プレス（ＨＩＰ）により、或いは押出比５〜２０程度
で押し出すなどの方法により、成形材とすることができ
る。この様にして得られた成形材は、さらに鍛造などの
所定の加工を行っても良い。或いは、上記のようにして
得たＡｌ合金急冷凝固粉末を必要ならば脱ガスした後、
粉末鍛造して成形製品とするか、このような成形製品に
さらに所定の加工を行っても良い。
【００２５】この様にして得られた成形体を最終的に時
効処理することにより、高強度のアルミニウム合金成形
材が得られる。
効処理することにより、高強度のアルミニウム合金成形
材が得られる。
【００２６】
【発明の効果】本発明によるＡｌ合金急冷凝固粉末を用
いて得られる成形材は、引張強度などの機械的特性に優
れている。従って、軽量且つ高強度であることを必要と
する航空機部品用材料、自動車部品用材料、精密機械部
品用材料、電子材料、バネ用材料、ネジ用材料などとし
て有用である。
いて得られる成形材は、引張強度などの機械的特性に優
れている。従って、軽量且つ高強度であることを必要と
する航空機部品用材料、自動車部品用材料、精密機械部
品用材料、電子材料、バネ用材料、ネジ用材料などとし
て有用である。
【００２７】
【実施例】以下に実施例を示し、本発明の特徴とすると
ころをより一層明らかにする。
ころをより一層明らかにする。
【００２８】実施例１ Ａｇ以外の原料成分を配合してＡｌ合金溶湯１００ｋｇ
を作製した後、約２０ｋｇの熔湯に分け、それぞれに異
なった量のＡｇを添加し、所定の合金組成を有するＡｌ
地金を調製した。次いで、調製した地金をアトマイズ機
に付属する高周波熔解炉により融解し、空気アトマイズ
法により急冷凝固粉末とした。
を作製した後、約２０ｋｇの熔湯に分け、それぞれに異
なった量のＡｇを添加し、所定の合金組成を有するＡｌ
地金を調製した。次いで、調製した地金をアトマイズ機
に付属する高周波熔解炉により融解し、空気アトマイズ
法により急冷凝固粉末とした。
【００２９】下記表１にこの様にして製造したＡｌ合金
急冷凝固粉末の組成を示す。
急冷凝固粉末の組成を示す。
【００３０】なお、表１には、比較のため、Ａｇを添加
しないＡｌ合金（試料Ｎｏ．１０）およびＡｇを１％以
上含むＡｌ合金（試料Ｎｏ．１１〜１３）の組成をも併
せて示す。
しないＡｌ合金（試料Ｎｏ．１０）およびＡｇを１％以
上含むＡｌ合金（試料Ｎｏ．１１〜１３）の組成をも併
せて示す。
【００３１】
【表１】
【００３２】さらに、上記の試料Ｎｏ．１および２の地
金を約５ｋｇ切り出し、それぞれをＡｒ(アルゴン）雰
囲気中で融解し、純Ａｒを使用するＡｒアトマイズ法に
よりＡｌ急冷凝固粉末を得た。このＡｒアトマイズ法
は、酸素含有量を大幅に低減した粉末を作製するために
行った。
金を約５ｋｇ切り出し、それぞれをＡｒ(アルゴン）雰
囲気中で融解し、純Ａｒを使用するＡｒアトマイズ法に
よりＡｌ急冷凝固粉末を得た。このＡｒアトマイズ法
は、酸素含有量を大幅に低減した粉末を作製するために
行った。
【００３３】得られた粉末をふるいで１５０μｍ以下に
分級し、この粉末１００ｇを冷間静水圧プレス機を用い
て、面圧３０００ｋｇ／ｃｍ2で、直径約３０ｍｍ×長
さ約７０ｍｍの粉末圧粉体を作製し、熱間押出用のビレ
ットとした。
分級し、この粉末１００ｇを冷間静水圧プレス機を用い
て、面圧３０００ｋｇ／ｃｍ2で、直径約３０ｍｍ×長
さ約７０ｍｍの粉末圧粉体を作製し、熱間押出用のビレ
ットとした。
【００３４】このビレットを最大荷重１００トンの押出
し成形機ののコンテナ（内径３２ｍｍ）に挿入し、直径
１０ｍｍ（押出比１０）の棒を得た。押出しに際して
は、酸化防止のため、ビレットをＡｒ雰囲気中で５００
℃×３０分間加熱し、直ちに加熱したコンテナに挿入
し、空気中で押出した。
し成形機ののコンテナ（内径３２ｍｍ）に挿入し、直径
１０ｍｍ（押出比１０）の棒を得た。押出しに際して
は、酸化防止のため、ビレットをＡｒ雰囲気中で５００
℃×３０分間加熱し、直ちに加熱したコンテナに挿入
し、空気中で押出した。
【００３５】得られた押出棒から、直径４．４ｍｍ×長
さ２５ｍｍの平行部を備えた引張試験片を得た後、この
試験片を４９０℃で２時間加熱して均質化処理し、焼入
れした後、１２０℃に加熱したオイルバス中に浸して２
４時間時効処理（Ｔ６処理）し、次いで引張試験を行っ
た。
さ２５ｍｍの平行部を備えた引張試験片を得た後、この
試験片を４９０℃で２時間加熱して均質化処理し、焼入
れした後、１２０℃に加熱したオイルバス中に浸して２
４時間時効処理（Ｔ６処理）し、次いで引張試験を行っ
た。
【００３６】表２に各Ａｌ基合金成形材の引張強度を示
す。
す。
【００３７】
【表２】
【００３８】注１：“Ｉ”とあるのは、空気アトマイズ
法により製造した粉末を使用する場合についての結果を
示し、“ＩＩ”とあるのは、Ａｒアトマイズ法により製
造した粉末を使用する場合についての結果を示す。
法により製造した粉末を使用する場合についての結果を
示し、“ＩＩ”とあるのは、Ａｒアトマイズ法により製
造した粉末を使用する場合についての結果を示す。
【００３９】注２：評価において、“○”とあるのは、
本発明方法を実施することにより、引張強度が増大した
ことを示す。
本発明方法を実施することにより、引張強度が増大した
ことを示す。
【００４０】表２に示す結果から、ここに示す組成にお
いては、Ａｇ量０．０４％の合金が最も高い強度を発揮
することがわかる。また、この合金（試料Ｎｏ．１）
は、Ａｇを含まない合金に比して、強度が約３．２ｋｇ
ｆ／ｍｍ2増大していることがわかる。
いては、Ａｇ量０．０４％の合金が最も高い強度を発揮
することがわかる。また、この合金（試料Ｎｏ．１）
は、Ａｇを含まない合金に比して、強度が約３．２ｋｇ
ｆ／ｍｍ2増大していることがわかる。
【００４１】さらに、Ａｇ添加量を増やした比較例（試
料Ｎｏ．１１〜１３）の場合には、その添加量の増加に
伴って、強度が低下している。特にＡｇ量を１．８％と
した場合の強度は、Ａｇを添加しなかった場合の強度を
下回っている。
料Ｎｏ．１１〜１３）の場合には、その添加量の増加に
伴って、強度が低下している。特にＡｇ量を１．８％と
した場合の強度は、Ａｇを添加しなかった場合の強度を
下回っている。
【００４２】上記の結果から、Ａｇの添加量は、０．０
１〜０．１％であることが好ましく、０．０１％〜０．
０５％であることがより好ましいことが明らかである。
１〜０．１％であることが好ましく、０．０１％〜０．
０５％であることがより好ましいことが明らかである。
【００４３】Ａｒ雰囲気中でのＡｒアトマイズ法により
調製された材料を使用する場合には、引張強度８４．２
ｋｇｆ／ｍｍ2という材料が得られており、酸素量低減
により引張強度が向上することが明らかである。
調製された材料を使用する場合には、引張強度８４．２
ｋｇｆ／ｍｍ2という材料が得られており、酸素量低減
により引張強度が向上することが明らかである。
【００４４】Ｚｎの含有量については、試料Ｎｏ．５お
よび７の結果から明らかなように、５〜１１％の範囲内
であることが望ましく、この範囲をはずれると、引張強
度が著しく低下する。
よび７の結果から明らかなように、５〜１１％の範囲内
であることが望ましく、この範囲をはずれると、引張強
度が著しく低下する。
【００４５】Ｍｇの含有量については、試料Ｎｏ．８お
よび９の結果から明らかなように、２〜４．５％の範囲
内であることが望ましく、この範囲をはずれると、引張
強度が著しく低下する。
よび９の結果から明らかなように、２〜４．５％の範囲
内であることが望ましく、この範囲をはずれると、引張
強度が著しく低下する。
【００４６】Ｃｕの含有量については、試料Ｎｏ．６、
１４および１５の結果から明らかなように、０．５〜２
％の範囲内であることが望ましく、この範囲をはずれる
と、やはり引張強度が著しく低下する。
１４および１５の結果から明らかなように、０．５〜２
％の範囲内であることが望ましく、この範囲をはずれる
と、やはり引張強度が著しく低下する。
【００４７】実施例２ 実施例２のＡｌ合金は、基本的には、実施例１の合金組
成にＭｎ４〜６％を加えたものである。
成にＭｎ４〜６％を加えたものである。
【００４８】表３にそれぞれの合金の化学組成を示し、
表４に引張試験の結果を示す。なお、Ａｒアトマイズ法
による粉末作製、Ｔ６処理条件および引張試験方法は、
実施例１におけると同様である。
表４に引張試験の結果を示す。なお、Ａｒアトマイズ法
による粉末作製、Ｔ６処理条件および引張試験方法は、
実施例１におけると同様である。
【００４９】
【表３】
【００５０】
【表４】
【００５１】Ａｒ存在下での熱間押出の場合には、Ａｇ
０．０２％を添加し、押出比１０で得た成形体の強度が
９０．４ｋｇｆ／ｍｍ2（試料Ｎｏ．１６）と最も高
く、Ａｇを添加しない試料Ｎｏ．１９に比して、１０ｋ
ｇｆ／ｍｍ2以上も増加している。また、Ａｇ０．３１
％を添加した合金（試料Ｎｏ．１７）の強度は、８６．
０ｋｇｆ／ｍｍ2であり、Ａｇを０．０２％添加した合
金よりは低いが、Ａｇを添加しないものに比して、依然
として高強度を示す。
０．０２％を添加し、押出比１０で得た成形体の強度が
９０．４ｋｇｆ／ｍｍ2（試料Ｎｏ．１６）と最も高
く、Ａｇを添加しない試料Ｎｏ．１９に比して、１０ｋ
ｇｆ／ｍｍ2以上も増加している。また、Ａｇ０．３１
％を添加した合金（試料Ｎｏ．１７）の強度は、８６．
０ｋｇｆ／ｍｍ2であり、Ａｇを０．０２％添加した合
金よりは低いが、Ａｇを添加しないものに比して、依然
として高強度を示す。
【００５２】また、比較として示す試料Ｎｏ．９〜２１
（Ａｇを含まないか或いはＡｇを過剰量含む合金）の場
合には、引張強度がかなり劣っている。
（Ａｇを含まないか或いはＡｇを過剰量含む合金）の場
合には、引張強度がかなり劣っている。
【００５３】実施例３ Ａｌ−９Ｚｎ−３Ｍｇ−１．５Ｃｕ−４Ｍｎ−Ａｇ合金
にＣｏ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＮｉおよびＣｒの少なくとも１種
を添加したＡｌ合金を調製した。各合金の化学組成を表
５に示し、表６に引張強度を示す。なお、Ａｒアトマイ
ズ法による粉末作製、成形体調製法、Ｔ６処理条件など
は、実施例１と同様である。
にＣｏ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＮｉおよびＣｒの少なくとも１種
を添加したＡｌ合金を調製した。各合金の化学組成を表
５に示し、表６に引張強度を示す。なお、Ａｒアトマイ
ズ法による粉末作製、成形体調製法、Ｔ６処理条件など
は、実施例１と同様である。
【００５４】
【表５】
【００５５】
【表６】
【００５６】実施例４ Ａｌ−９Ｚｎ−３Ｍｇ−１．５Ｃｕ−４Ｍｎー０．０２
Ａｇに０．１〜０．５％のＳｉを添加し、Ａｌ合金を調
製した。
Ａｇに０．１〜０．５％のＳｉを添加し、Ａｌ合金を調
製した。
【００５７】各合金粉末の化学組成を表７に示し、引張
強度を表８に示す。なお、Ａｒアトマイズ法による粉末
作製、成形体調製法、Ｔ６処理法などは、実施例１と同
様である。
強度を表８に示す。なお、Ａｒアトマイズ法による粉末
作製、成形体調製法、Ｔ６処理法などは、実施例１と同
様である。
【００５８】
【表７】
【００５９】
【表８】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 久保 幸平 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 横手 隆昌 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 長村 光造 京都府京都市左京区山端壱町田町１−７ ハイツエンペラー修学院501
Claims (5)
- 【請求項１】Ｚｎ５〜１１％、Ｍｇ２〜４．５％、Ｃｕ
０．５〜２％およびＡｇ０．０１〜０．５％含み、残部
が実質的にＡｌからなるＡｌ合金急冷凝固粉末。 - 【請求項２】Ｍｎ２〜６％をさらに含有する請求項１に
記載のＡｌ合金急冷凝固粉末。 - 【請求項３】Ｃｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＺｒおよびＴｉから選
ばれた少なくとも１種の元素０．０１〜２．０％をさら
に含有する請求項１または２に記載のＡｌ合金急冷凝固
粉末。 - 【請求項４】Ｓｉおよび／またはＣａを１％までの範囲
でさらに含有する請求項１乃至３のいずれかに記載のＡ
ｌ合金急冷凝固粉末。 - 【請求項５】請求項１乃至４のいずれかに記載のＡｌ合
金急冷凝固粉末を空気中、真空中または不活性ガス雰囲
気中で熱間固化成形した後、得られた成形体を時効処理
して強度を高めることを特徴とするアルミニウム合金成
形材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6078409A JPH07316601A (ja) | 1994-03-28 | 1994-04-18 | アルミニウム急冷凝固粉末およびアルミニウム合金成形材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5774094 | 1994-03-28 | ||
| JP6-57740 | 1994-03-28 | ||
| JP6078409A JPH07316601A (ja) | 1994-03-28 | 1994-04-18 | アルミニウム急冷凝固粉末およびアルミニウム合金成形材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07316601A true JPH07316601A (ja) | 1995-12-05 |
Family
ID=26398812
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6078409A Pending JPH07316601A (ja) | 1994-03-28 | 1994-04-18 | アルミニウム急冷凝固粉末およびアルミニウム合金成形材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07316601A (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006522872A (ja) * | 2003-04-10 | 2006-10-05 | コラス・アルミニウム・バルツプロドウクテ・ゲーエムベーハー | 高強度Ａｌ−Ｚｎ合金およびそのような合金製品の製造方法 |
| JP2006522871A (ja) * | 2003-04-10 | 2006-10-05 | コラス・アルミニウム・バルツプロドウクテ・ゲーエムベーハー | Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金 |
| JP2006274435A (ja) * | 2005-03-30 | 2006-10-12 | Kyoto Univ | アルミニウム合金成形材及びその製造方法 |
| JP2008045157A (ja) * | 2006-08-11 | 2008-02-28 | Horikawa Inc | 超高力アルミニウム粉末合金製メガネ部品及びその製造方法 |
| JP2009035766A (ja) * | 2007-07-31 | 2009-02-19 | Kobe Steel Ltd | 高疲労強度Ａｌ合金およびその製造方法 |
| CN101818291A (zh) * | 2010-04-26 | 2010-09-01 | 中南大学 | 一种铝铜镁银系粉末冶金耐热铝合金及其制备方法 |
| GB2460780B (en) * | 2007-02-28 | 2011-06-01 | Kobe Steel Ltd | High strength and high-ductility Al alloy and process for production of the same |
| CN102776419A (zh) * | 2012-07-24 | 2012-11-14 | 东莞市闻誉实业有限公司 | 闭孔泡沫铝合金及其制备方法 |
| CN110684913A (zh) * | 2019-10-12 | 2020-01-14 | 中国兵器科学研究院宁波分院 | 一种超高强高韧铝合金的制备方法 |
| JPWO2023181304A1 (ja) * | 2022-03-24 | 2023-09-28 |
-
1994
- 1994-04-18 JP JP6078409A patent/JPH07316601A/ja active Pending
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006522872A (ja) * | 2003-04-10 | 2006-10-05 | コラス・アルミニウム・バルツプロドウクテ・ゲーエムベーハー | 高強度Ａｌ−Ｚｎ合金およびそのような合金製品の製造方法 |
| JP2006522871A (ja) * | 2003-04-10 | 2006-10-05 | コラス・アルミニウム・バルツプロドウクテ・ゲーエムベーハー | Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金 |
| JP2012214905A (ja) * | 2003-04-10 | 2012-11-08 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金 |
| JP2006274435A (ja) * | 2005-03-30 | 2006-10-12 | Kyoto Univ | アルミニウム合金成形材及びその製造方法 |
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| US8444777B2 (en) | 2007-02-28 | 2013-05-21 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength and high-ductility Al alloy and process for production of the same |
| JP2009035766A (ja) * | 2007-07-31 | 2009-02-19 | Kobe Steel Ltd | 高疲労強度Ａｌ合金およびその製造方法 |
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| JPWO2023181304A1 (ja) * | 2022-03-24 | 2023-09-28 | ||
| WO2023181304A1 (ja) * | 2022-03-24 | 2023-09-28 | 三菱電機株式会社 | アルミニウム合金及びアルミニウム合金の製造方法 |
| EP4502206A4 (en) * | 2022-03-24 | 2025-05-21 | Mitsubishi Electric Corporation | ALUMINUM ALLOY AND PROCESS FOR PRODUCING ALUMINUM ALLOY |
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