JP4080013B2 - 高強度高靱性アルミニウム合金およびその製造方法 - Google Patents
高強度高靱性アルミニウム合金およびその製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
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、かつ靱性の優れた、アルミニウム合金およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術および発明が解決しようとする課題】
アモルファス相または凖結晶相を含む合金を出発原料とした高強度のアルミニウム合金については、これまで多くの研究がなされてきた。
【０００３】
たとえば、特開平１−２７５７３２号公報で開示された技術によれば、一般式：Ａｌa Ｍb Ｘc （ただし、Ｍ：Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃａ，Ｌｉ，Ｍｇ，Ｓｉから選ばれる１種もしくは２種以上の金属元素、Ｘ：Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｓｍ，Ｎｄ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｍ（ミッシュメタル）から選ばれる１種もしくは２種以上の金属元素、ａ，ｂ，ｃは原子％でａ：５０〜９５ａｔ％、ｂ：０．５〜３５ａｔ％、ｃ：０．５〜２５ａｔ％）からなる３元合金を急冷凝固することにより、引張り強度が８７〜１０３ｋｇ／ｍｍ2 、降伏強度が８２〜９６ｋｇ／ｍｍ2 の非晶質または非晶質と微細結晶質の複合体が得られている。
【０００４】
また、低比重で高強度の非晶質または微細結晶質の高強度アルミニウム合金については、特開平６−３１６７３８号公報において開示されている。そのアルミニウム合金は、一般式：Ａｌa Ｘb Ｍｍc （Ｍｍ：ミッシュメタル）で表わされ、ＸはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｒのうちから選ばれる１種または２種以上、ａ，ｂ，ｃは原子％で、ａ：９５．２〜９７．５ａｔ％、ｂおよびｃは２．５＜ｂ＋ｃ＜５かつｂ＞０．５かつｃ＞１を満たす値である。このような組成を有することにより、合金元素の添加量を抑えて非晶質相あるいは微細結晶質相を適度にマトリックスの微細結晶相中に均一分散させ、マトリックスの微細結晶質相がＭｍおよびＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｒなどの遷移金属によって固溶強化された低比重かつ高強度なアルミニウム合金が得られている。
【０００５】
上述のように、Ａｌをマトリックスとする非晶質合金または非晶質と微細結晶質の複合体からなる合金、または微細結晶質合金は、従来のアルミニウム結晶質合金に比べて２倍以上の引張り強さを有する。しかしながら、上述のようなアルミニウム合金の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ことは困難であるという問題があった。
【０００６】
また、一方では、特開平６−１８４７１２号公報においては、高強度アルミニウム合金の製造方法が開示されている。そのアルミニウム合金は、一般式：Ａｌa Ｌｎb Ｍc で表わされ、ただし、式中のＬｎはＭｍ（ミッシュメタル），Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｓｍ，Ｎｄ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａから選ばれる１種以上の金属元素、ＭはＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃａ，Ｌｉ，Ｍｇ，Ｓｉから選ばれる１種以上の金属元素、ａ，ｂ，ｃは原子％で、ａ：５０〜９７．５ａｔ％、ｂ：０．５〜３０ａｔ％、ｃ：０．５〜３０ａｔ％の範囲内である。このような組成を有し、微細結晶相を５〜５０体積％のアモルファス相が取り囲むセル状の複相組織を有する急冷凝固したアルミニウム合金に、アモルファスの結晶化温度以上の温度で塑性加工を施し、微細結晶マトリックス中に上記のＡｌ，Ｌｎ，Ｍのうち２種以上からなる金属間化合物が分散した組織を得る製造方法が上記の公報に開示されている。このようなアルミニウム合金では、引張り強度が７６０〜８９０ＭＰａ、伸びが６．０〜９．０％と比較的高い靱性が得られている。
【０００７】
しかしながら、上記の公報に開示されたアルミニウム合金の製造方法では、５〜５０体積％のアモルファス相を得るために急冷凝固の際に高い冷却速度を必要とするため、実際の工業生産においては、製造コストが高くなるという問題がある。
【０００８】
さらに、特開平７−１７９９７４号公報においては、高い強度と高い靱性を備えたアルミニウム合金が開示されている。そのアルミニウム合金は、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−アルミニウムの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以下であることを特徴とするものである。また、上記公報には、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ことが開示されている。
【０００９】
上記の公報に開示されたアルミニウム合金の製造方法においても、やはり１０体積％のアモルファス相を得るために急冷凝固の際に高い冷却速度を必要とするため、実際の工業生産ではその製造コストが高くなるという問題がある。
【００１０】
以上の従来技術の問題点を要約すると、以下の表１のようになる。
【００１１】
【表１】
【００１２】
そこで、この発明の目的は、上記のような課題を解決し、工業的に生産可能な、従来よりも高い強度と靱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。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
上記の課題を克服するために、本願発明者らは、アルミニウム合金のサブミクロンレベルの微細組織と、その機械的特性について徹底的な評価検討を行なった。その際、アルミニウム合金をα−アルミニウム結晶とＡｌ−添加元素の金属間化合物との複合材料とみなし、粒子分散強化複合材料としてその材料組織と機械的特性の関係に立ち返って評価した。その結果、以下のような事項が判明した。
【００１４】
延性材のマトリックスと脆性材の粒子とからなる粒子分散強化複合材料について考えてみることとする。その際に脆性材の粒子のアスペクト比が１に近いと仮定する。１００％の延性材のマトリックスの状態から徐々に脆性材の粒子をランダムな位置に添加していくと、初めはバラバラに存在していた脆性材の粒子の間隔が徐々に狭まっていき、所々に複数個の脆性材の粒子が連結したクラスタが発生するようになる。さらに、脆性材の粒子を増加させていき、その体積率が３０〜４０％を超えるようになると、脆性材の粒子同士が試料全域にわたって連結するようになる。脆性材の粒子の体積率が３０％未満では、複合材料の靱性は、脆性材粒子の増加に伴い緩やかに低下する程度である。しかし、脆性材の粒子の体積率が３０〜４０％を超えるようになると、靱性は著しく低下する。
【００１５】
また、たとえば延性材の粒子のアスペクト比が１よりも十分大きく、脆性材の粒子がランダムな位置にランダムの方向を向いて存在する場合には、脆性材の粒子の体積率が３０％より低い所でも、脆性材の粒子同士が試料全域にわたって連結するようになり、靱性低下の臨界体積率が低下する。逆に、脆性材の粒子の体積率が４０％よりも高い場合でも、脆性材の粒子が規則的な配置をとれば、脆性材の粒子同士の連結が試料全域には及ばないことが起こり得て、靱性が維持される場合もある。
【００１６】
以上のように、粒子分散強化複合材料の靱性は、従来から考えられていたような、強化粒子（ここでは脆性材の粒子）の体積率だけでは一律的に規定されるものではなく、強化粒子相互の連結性によって規定されるべきものである。
【００１７】
このような知見をＡｌ−ＴＭ−Ｌｎ（ＴＭ：遷移金属元素、Ｌｎ：希土類元素）系などのアルミニウム合金に対して適用した場合には、α−アルミニウム結晶が延性材のマトリックスとみなすことができ、金属間化合物の結晶粒子または微細な非晶質領域を脆性材の粒子とみなすことができ、上記の脆性材の粒子の体積率についての関係を適用することができる。このように上記の知見を適用すると、十分な靱性を得るためには、金属間化合物の結晶粒子同士が試料全域にわたって連結しないことが必要である。
【００１８】
以上の知見に基づき、本発明に従った高強度高靱性アルミニウム合金においては、α−アルミニウムの相と、第１の金属間化合物の相と、第２の金属間化合物の相とを備え、金属間化合物の結晶粒が互いに連結することなく金属間加工物の結晶粒は分散していることを特徴とするものである。
【００２２】
また、本発明の好ましいアルミニウム合金は、上記の特徴に加えて、α−アルミニウムの結晶粒の内部にＡｌを構成元素の１つとする１または２種類の第１の金属間化合物を含み、第１の金属間化合物とは異なる種類のＡｌを構成元素の１つとする１ないし３種類の第２の金属間化合物が、α−アルミニウムの結晶粒界に沿って分布しており、金属間化合物の結晶粒が互いに連結することなく金属間化合物の結晶粒は分散していることを特徴とする。
【００２３】
上記のように、第１と第２の金属間化合物、言い換えれば２種以上の金属間化合物の幾何学的配置によって、高温でのα−アルミニウム結晶の粒成長を抑制し、耐熱性を向上させることができる。
【００２４】
さらに、本発明の好ましいアルミニウム合金においては、α−アルミニウムの結晶粒の内部に存在する第１の金属間化合物がＡｌ ３ ＺｒおよびＡｌ ３ Ｔｉによって構成され、α−アルミニウムの結晶粒界に沿って分布している第２の金属間化合物がＡｌ ４ ＣｅまたはＡｌ １１ Ｍｍである。または、第１の金属間化合物がＡｌ ３ Ｚｒである、もしくは、Ａｌ ３ ＺｒおよびＡｌ ３ Ｔｉによって構成されるものであって、第２の金属間化合物がＡｌ １１ Ｍｍ、および、ＡｌとＶ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｕからなる群より選ばれたいずれか１種の金属元素とからなる化合物によって構成される。
【００２５】
このようにα−アルミニウム結晶粒内に存在する第１の金属間化合物がＡｌとＺｒを含むため、Ｚｒのアルミニウムマトリックス中の拡散が遅いことによって、耐熱性を向上させることができる。また、α−アルミニウム結晶粒界に沿って分布している第２の金属間化合物がＡｌとＣｅ，Ｍｍ（ミッシュメタル）から選ばれるいずれか１種の金属元素とを含むことにより、第２の金属間化合物の結晶粒界における分散性が良くなり、アルミニウム合金の靱性を向上させることができる。
【００２６】
好ましくは、α−アルミニウム結晶粒内に存在する第１の金属間化合物がＬ１2 型またはＤ０23型の結晶構造を有する。第１の金属間化合物がＬ１2 型であることにより、α−アルミニウム結晶との格子のマッチングが良くなり、耐熱性を向上させることができる。また、第１の金属間化合物がＤ０23型であれば、結晶構造の安定性に優れた金属間化合物を得ることができる。
【００３０】
好ましくは、本発明のアルミニウム合金の組成は一般式：ＡｌａＺｒｂＸｃＺｄで表わされる。ここで、ＸはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕからなる群より選ばれるいずれか１種の金属元素であり、ＺはＣｅ，Ｍｍ（ミッシュメタル）から選ばれるいずれか１種の金属元素である。または、ＸはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちから選ばれるいずれか２種の金属元素、ＺはＭｍ（ミッシュメタル）である。ａ，ｂ，ｃ，ｄは原子％でａが９０〜９７ａｔ％の範囲内、ｂが０．５〜４ａｔ％の範囲内であり、ｃとｄは図３の点ＡＢＣＤで囲まれた範囲内の原子％である。なお、図３は横軸に金属元素Ｘの原子％、縦軸に金属元素Ｚの原子％をとり、座標は金属元素Ｘの原子％と金属元素Ｚの原子％の組で表わされ、点Ａの座標は（０．１，４）、点Ｂの座標は（０．１，１）、点Ｃの座標は（２．５，１）、点Ｄの座標は（１．５，３）である。ｃとｄの原子％の値は、図３で示されるＡＢＣＤ点で囲まれた斜線部の領域内の値を有する。つまり、ｃは０．１〜２．５原子％の範囲内であり、ｃとｄは、０．１≦ｃ≦１．５の範囲では１≦ｄ≦（−５／７）ｃ＋（５７／１４）であり、１．５≦ｃ≦２．５の範囲では１≦ｄ≦−２ｃ＋６である範囲内の原子％で表わされる。
【００３１】
上記のように、アルミニウム合金に添加される元素の役割とその含有量を限定した理由とを以下に説明する。
【００３２】
Ａｌは、α−アルミニウム結晶として均一微細な組織を形成し、結晶粒微細化効果により強度の向上に寄与する。
【００３３】
Ｚｒは、急冷凝固の際にＡｌ3 Ｚｒとしてα−アルミニウム結晶化の結晶核となる。この結晶核が試料中に均一分散することによってα−アルミニウム結晶粒の均一微細な分散が可能となる。Ｚｒの含有量は０．５〜４原子％の範囲内であることが必要である。Ｚｒの含有量が０．５原子％未満では結晶核となる効果が十分ではない。また、Ｚｒの含有量が４原子％より大きいと、金属間化合物としてのＡｌ3 Ｚｒの体積率が大きくなりすぎ、靱性が低下する。このような理由により、Ｚｒの含有量が限定される。
【００３４】
Ｘ（Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕからなる群より選ばれた１種の金属元素、または、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちから選ばれるいずれか２種の金属元素）は、合金溶湯の粘度を高め、α−アルミニウム結晶化の結晶核の数密度を高める。金属元素Ｘの含有量が０．１原子％未満では、結晶核の数密度を高める効果が十分ではない。また、金属元素Ｘの含有量が２．５原子％より大きいと、金属間化合物としてのＡｌ−Ｘの体積率が大きくなりすぎ、靱性が低下する。このような理由により、金属元素Ｘの含有量の範囲が限定される。
【００３５】
Ｚ（Ｃｅ，Ｍｍ（ミッシュメタル）から選ばれるいずれか１種の金属元素）は、合金溶湯の粘度を高め、α−アルミニウム結晶化の結晶核の数密度を高める。また、金属元素Ｚは、Ａｌとの金属間化合物としての結晶化に際してはα−アルミニウム結晶粒の粒界に沿って分散析出し、分散強化による強度向上に寄与する。金属元素Ｚの含有量が１原子％未満では、結晶核の数密度を高める効果が十分ではない。また、金属元素Ｚの含有量が４原子％より大きいと、金属間化合物としてのＡｌ−Ｘの体積率が大きくなりすぎ、靱性が低下する。このような理由により、金属元素Ｚの含有量の範囲が限定される。
【００３６】
本発明のアルミニウム合金は、Ａｌとの親和性が強く、かつ互いに親和性の弱い２種以上の添加元素とＡｌとからなる合金の溶湯を液体急冷法で急冷凝固し、必要に応じてそれに熱処理を施すことにより得ることができる。この際の冷却速度は１０3 〜１０5 Ｋ／ｓｅｃであるのが特に好ましい。
【００３７】
さらに、本発明に従ったアルミニウム合金の製造方法によれば、Ａｌを構成元素の１つとする金属間化合物を結晶核としたα−アルミニウム微細結晶相を、結晶核とは異なる、Ａｌを構成元素の１つとする金属間化合物相が取り囲むセル状の複相組織を有する急冷凝固したアルミニウム合金に、５９３Ｋ以上の温度に１．５Ｋ／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱熱処理することによって、上述のように限定された高強度高靱性アルミニウム合金が得られる。このように出発材料として上記の急冷凝固した結晶質のアルミニウム合金を用いるため、従来技術に比べて低い冷却速度で出発材料を製造することができる。また、この出発材料を５９３Ｋ以上の温度に１．５Ｋ／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱熱処理することによって、出発材料の段階では連結していた、α−アルミニウム結晶粒界に沿って分布している金属間化合物が連結しないようになり、結果として高靱性を得ることができる。このときの加熱熱処理が５９３Ｋ未満で行なわれると、α−アルミニウム結晶粒界に沿って分布している金属間化合物の連結を切断することができない。また、１．５Ｋ／ｓｅｃ未満の昇温速度で加熱熱処理を行なうと、α−アルミニウム結晶粒が粗大化し、結果として得られる合金の強度が低下する。
【００３８】
上記の出発材料としてのアルミニウム合金を準備する際の急冷凝固は、ガスアトマイズ法または液体アトマイズ法によって行なうのが好ましい。また、上記の加熱熱処理の後、熱間塑性加工を施すのが好ましい。この場合、熱間塑性加工は粉末鍛造によって行なわれるのが好ましい。
【００３９】
以上のように、この発明によれば、高い強度と靱性を兼ね備えたアルミニウム合金を低コストで工業的に生産可能な方法で得ることができる。
【００４０】
【実施例】
実施例Ａ
表２に示す合金組成を有するアルミニウム合金をアーク溶解によってインゴット状にした後に、単ロール式液体急冷装置を用いてこのインゴットをリボン状試料とした。表２において各合金の組成は含有元素の原子％の値で示され、「Ａｌ−ｂａｌ」は残部がアルミニウムであることを示す。リボン状試料の作製は、先端に直径０．５ｍｍの細孔を備えた石英製ノズルを、２０００ｒｐｍで回転している銅製ロールの直上０．５ｍｍの位置に設置し、石英製ノズル中に入れたインゴット状のアルミニウム合金を高周波溶解して噴射圧７８ｋＰａでアルミニウム合金の溶湯を噴射してリボン化することによって行なわれた。
【００４１】
このようにして得られたリボン状試料の組織を各実施例について観察すると、Ａｌを構成元素の１つとする金属間化合物を結晶核としたα−アルミニウム結晶相を、その結晶核とは異なる、Ａｌを構成元素の１つとする金属間化合物相が取囲むセル状の複相組織を有することが確認された。
【００４２】
さらに、これらのリボンを表２中の条件で熱処理した。表２中において、たとえば「７７３Ｋ３０ｓｅｃ」は、７７３Ｋの温度で３０秒間熱処理したことを意味する。なお、各熱処理において昇温速度は１．５Ｋ／ｓｅｃ以上であった。
【００４３】
また、リボン化する際の冷却速度を確認するために、同様の作製条件で２０１４Ａｌ合金組成のリボンを作製し、その組織中のデンドライトアーム間隔を測定することによって実際の冷却速度を見積もった。それによれば、冷却速度は３×１０4 Ｋ／ｓｅｃであった。
【００４４】
得られた各実施例と各比較例のリボンについて高分解能の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって微細組織を観察した。その観察結果によれば、表２に示されるように、実施例においては金属間化合物（ＩＭＣ）が互いに連結することなく微細に分散していることが観察された。一方、比較例においては金属間化合物同士が連結しているのが観察された。
【００４５】
さらに、各実施例と各比較例で得られたリボンを用いてインストロン引張り試験機で引張り試験を行なった。その結果も表２に示される。ＵＴＳは引張り強度の値を示している。実施例のいずれもが、比較例に比べて高い引張り強度と高い伸びとを兼ね備えていることが理解される。
【００４６】
【表２】
【００４７】
実施例Ｂ
ガスアトマイズ装置を用いて、表３に示す合金組成を有するアルミニウム合金粉末を作製した。噴霧は、穴の直径が２ｍｍのノズルから落下させたアルミニウム合金の溶湯に窒素ガスを１０ｋｇｆ／ｃｍ2 に加圧して衝突させることによって行なわれた。
【００４８】
このようにして得られたアルミニウム合金粉末の組織を観察したところ、実施例Ａと同様に、Ａｌを構成元素の１つとする金属間化合物を結晶核としたα−アルミニウム結晶相を、上記の結晶核とは異なる、Ａｌを構成元素の１つとする金属間化合物相が取囲むセル状の複相組織を有することが確認された。
【００４９】
また、上記と同様の噴霧条件で２０１４Ａｌ合金組成の粉末を作製し、その組織中のデンドライトアーム間隔の測定から実際の冷却速度を見積もった。それによれば、粒径が６５μｍのアルミニウム合金粉末が得られるとき、冷却速度は２×１０4 Ｋ／ｓｅｃであった。
【００５０】
次に、上記のように作製された各アルミニウム合金粉末を６５μｍ未満にふるい分けし、その処理された粉末をプレス成形した後、加熱脱ガス処理を施し、５９３〜８７３Ｋの範囲内の温度で粉末鍛造を行なった。各プレス成形体の加熱条件の到達温度と昇温速度は表３中に示されている。このようにして得られた各実施例と各比較例のアルミニウム合金の微細組織を実施例Ａと同様に高分解能のＳＥＭによって観察した。それによれば、実施例のいずれもが、金属間化合物（ＩＭＣ）が互いに連結せず微細に分散していることが観察された。一方、比較例においては、金属間化合物が互いに連結していることが観察された。
【００５１】
さらに、各粉末鍛造体の断面を鏡面研磨し、高分解能のＳＥＭで５万倍の倍率で微細組織写真を撮影した。その後、各写真をパーソナルコンピュータに読込ませ、コンピュータによる画像解析を行なった。この解析によってα−アルミニウム結晶粒界に沿って分布している第２の金属間化合物の形状を測定した。表４中に示される金属間化合物の形状に関するデータは３つの視野で測定されたデータの平均値を示している。
【００５２】
表４中において方向標準偏差とは、金属間化合物の主軸の方向の標準偏差を示している。
【００５３】
なお、金属間化合物とα−アルミニウムとは、微細組織写真上でのコントラストが異なっているので、α−アルミニウム結晶粒界に分布する第２の金属間化合物のみをコンピュータに認識させて、金属間化合物の形状の測定を行なうことができた。金属間化合物の体積率は、金属間化合物の空間分布が完全に等方的であると仮定すると、断面における面積率がそのまま体積率に等しいことになる。ここでは面積率を算出して、その値を体積率としたデータを表４中に示している。
【００５４】
以上のようにして作製された金属間化合物の形状に関するデータは、いずれの実施例においても本発明で規定される範囲内にあることがわかる。
【００５５】
さらに、実施例Ａと同様にインストロン引張り試験機を用いて引張り試験を行い、各粉末鍛造体の引張り強度（ＵＴＳ）と伸びを測定した。各粉末鍛造体のシャルピー衝撃値も測定した。こらの結果も表４中に示す。
【００５６】
これらの機械的性質に関するデータからも明らかなように、実施例による粉末鍛造体は、比較例のものに比べて、高い引張り強度と伸びとを兼ね備え、さらにシャルピー衝撃値も高いことが理解される。
【００５７】
【表３】
【００５８】
【表４】
【００５９】
以上に開示された実施例はすべての点で例示的であって制限的なものではないと考慮されるべきである。本発明の範囲は、以上の実施例ではなく、特許請求の範囲によって定められるものであり、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての修正や変形を含むものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】この発明に従った好ましいアルミニウム合金においてα−アルミニウム結晶粒界に沿って分布する金属間化合物の針状比を定義するために用いられ、金属間化合物の断面を模式的に示す図である。
【図２】この発明に従った好ましいアルミニウム合金においてα−アルミニウム結晶粒界に沿って分布している金属間化合物の主軸の方向の標準偏差を定義するために用いられ、金属間化合物の断面を模式的に示す図である。
【図３】この発明に従った好ましいアルミニウム合金において金属元素ＸとＺの組成範囲を示す図である。
【発明の属する技術分野】
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、かつ靱性の優れた、アルミニウム合金およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術および発明が解決しようとする課題】
アモルファス相または凖結晶相を含む合金を出発原料とした高強度のアルミニウム合金については、これまで多くの研究がなされてきた。
【０００３】
たとえば、特開平１−２７５７３２号公報で開示された技術によれば、一般式：Ａｌa Ｍb Ｘc （ただし、Ｍ：Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃａ，Ｌｉ，Ｍｇ，Ｓｉから選ばれる１種もしくは２種以上の金属元素、Ｘ：Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｓｍ，Ｎｄ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｍ（ミッシュメタル）から選ばれる１種もしくは２種以上の金属元素、ａ，ｂ，ｃは原子％でａ：５０〜９５ａｔ％、ｂ：０．５〜３５ａｔ％、ｃ：０．５〜２５ａｔ％）からなる３元合金を急冷凝固することにより、引張り強度が８７〜１０３ｋｇ／ｍｍ2 、降伏強度が８２〜９６ｋｇ／ｍｍ2 の非晶質または非晶質と微細結晶質の複合体が得られている。
【０００４】
また、低比重で高強度の非晶質または微細結晶質の高強度アルミニウム合金については、特開平６−３１６７３８号公報において開示されている。そのアルミニウム合金は、一般式：Ａｌa Ｘb Ｍｍc （Ｍｍ：ミッシュメタル）で表わされ、ＸはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｒのうちから選ばれる１種または２種以上、ａ，ｂ，ｃは原子％で、ａ：９５．２〜９７．５ａｔ％、ｂおよびｃは２．５＜ｂ＋ｃ＜５かつｂ＞０．５かつｃ＞１を満たす値である。このような組成を有することにより、合金元素の添加量を抑えて非晶質相あるいは微細結晶質相を適度にマトリックスの微細結晶相中に均一分散させ、マトリックスの微細結晶質相がＭｍおよびＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｒなどの遷移金属によって固溶強化された低比重かつ高強度なアルミニウム合金が得られている。
【０００５】
上述のように、Ａｌをマトリックスとする非晶質合金または非晶質と微細結晶質の複合体からなる合金、または微細結晶質合金は、従来のアルミニウム結晶質合金に比べて２倍以上の引張り強さを有する。しかしながら、上述のようなアルミニウム合金の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ことは困難であるという問題があった。
【０００６】
また、一方では、特開平６−１８４７１２号公報においては、高強度アルミニウム合金の製造方法が開示されている。そのアルミニウム合金は、一般式：Ａｌa Ｌｎb Ｍc で表わされ、ただし、式中のＬｎはＭｍ（ミッシュメタル），Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｓｍ，Ｎｄ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａから選ばれる１種以上の金属元素、ＭはＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃａ，Ｌｉ，Ｍｇ，Ｓｉから選ばれる１種以上の金属元素、ａ，ｂ，ｃは原子％で、ａ：５０〜９７．５ａｔ％、ｂ：０．５〜３０ａｔ％、ｃ：０．５〜３０ａｔ％の範囲内である。このような組成を有し、微細結晶相を５〜５０体積％のアモルファス相が取り囲むセル状の複相組織を有する急冷凝固したアルミニウム合金に、アモルファスの結晶化温度以上の温度で塑性加工を施し、微細結晶マトリックス中に上記のＡｌ，Ｌｎ，Ｍのうち２種以上からなる金属間化合物が分散した組織を得る製造方法が上記の公報に開示されている。このようなアルミニウム合金では、引張り強度が７６０〜８９０ＭＰａ、伸びが６．０〜９．０％と比較的高い靱性が得られている。
【０００７】
しかしながら、上記の公報に開示されたアルミニウム合金の製造方法では、５〜５０体積％のアモルファス相を得るために急冷凝固の際に高い冷却速度を必要とするため、実際の工業生産においては、製造コストが高くなるという問題がある。
【０００８】
さらに、特開平７−１７９９７４号公報においては、高い強度と高い靱性を備えたアルミニウム合金が開示されている。そのアルミニウム合金は、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−アルミニウムの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以下であることを特徴とするものである。また、上記公報には、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ことが開示されている。
【０００９】
上記の公報に開示されたアルミニウム合金の製造方法においても、やはり１０体積％のアモルファス相を得るために急冷凝固の際に高い冷却速度を必要とするため、実際の工業生産ではその製造コストが高くなるという問題がある。
【００１０】
以上の従来技術の問題点を要約すると、以下の表１のようになる。
【００１１】
【表１】
そこで、この発明の目的は、上記のような課題を解決し、工業的に生産可能な、従来よりも高い強度と靱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。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
上記の課題を克服するために、本願発明者らは、アルミニウム合金のサブミクロンレベルの微細組織と、その機械的特性について徹底的な評価検討を行なった。その際、アルミニウム合金をα−アルミニウム結晶とＡｌ−添加元素の金属間化合物との複合材料とみなし、粒子分散強化複合材料としてその材料組織と機械的特性の関係に立ち返って評価した。その結果、以下のような事項が判明した。
【００１４】
延性材のマトリックスと脆性材の粒子とからなる粒子分散強化複合材料について考えてみることとする。その際に脆性材の粒子のアスペクト比が１に近いと仮定する。１００％の延性材のマトリックスの状態から徐々に脆性材の粒子をランダムな位置に添加していくと、初めはバラバラに存在していた脆性材の粒子の間隔が徐々に狭まっていき、所々に複数個の脆性材の粒子が連結したクラスタが発生するようになる。さらに、脆性材の粒子を増加させていき、その体積率が３０〜４０％を超えるようになると、脆性材の粒子同士が試料全域にわたって連結するようになる。脆性材の粒子の体積率が３０％未満では、複合材料の靱性は、脆性材粒子の増加に伴い緩やかに低下する程度である。しかし、脆性材の粒子の体積率が３０〜４０％を超えるようになると、靱性は著しく低下する。
【００１５】
また、たとえば延性材の粒子のアスペクト比が１よりも十分大きく、脆性材の粒子がランダムな位置にランダムの方向を向いて存在する場合には、脆性材の粒子の体積率が３０％より低い所でも、脆性材の粒子同士が試料全域にわたって連結するようになり、靱性低下の臨界体積率が低下する。逆に、脆性材の粒子の体積率が４０％よりも高い場合でも、脆性材の粒子が規則的な配置をとれば、脆性材の粒子同士の連結が試料全域には及ばないことが起こり得て、靱性が維持される場合もある。
【００１６】
以上のように、粒子分散強化複合材料の靱性は、従来から考えられていたような、強化粒子（ここでは脆性材の粒子）の体積率だけでは一律的に規定されるものではなく、強化粒子相互の連結性によって規定されるべきものである。
【００１７】
このような知見をＡｌ−ＴＭ−Ｌｎ（ＴＭ：遷移金属元素、Ｌｎ：希土類元素）系などのアルミニウム合金に対して適用した場合には、α−アルミニウム結晶が延性材のマトリックスとみなすことができ、金属間化合物の結晶粒子または微細な非晶質領域を脆性材の粒子とみなすことができ、上記の脆性材の粒子の体積率についての関係を適用することができる。このように上記の知見を適用すると、十分な靱性を得るためには、金属間化合物の結晶粒子同士が試料全域にわたって連結しないことが必要である。
【００１８】
以上の知見に基づき、本発明に従った高強度高靱性アルミニウム合金においては、α−アルミニウムの相と、第１の金属間化合物の相と、第２の金属間化合物の相とを備え、金属間化合物の結晶粒が互いに連結することなく金属間加工物の結晶粒は分散していることを特徴とするものである。
【００２２】
また、本発明の好ましいアルミニウム合金は、上記の特徴に加えて、α−アルミニウムの結晶粒の内部にＡｌを構成元素の１つとする１または２種類の第１の金属間化合物を含み、第１の金属間化合物とは異なる種類のＡｌを構成元素の１つとする１ないし３種類の第２の金属間化合物が、α−アルミニウムの結晶粒界に沿って分布しており、金属間化合物の結晶粒が互いに連結することなく金属間化合物の結晶粒は分散していることを特徴とする。
【００２３】
上記のように、第１と第２の金属間化合物、言い換えれば２種以上の金属間化合物の幾何学的配置によって、高温でのα−アルミニウム結晶の粒成長を抑制し、耐熱性を向上させることができる。
【００２４】
さらに、本発明の好ましいアルミニウム合金においては、α−アルミニウムの結晶粒の内部に存在する第１の金属間化合物がＡｌ ３ ＺｒおよびＡｌ ３ Ｔｉによって構成され、α−アルミニウムの結晶粒界に沿って分布している第２の金属間化合物がＡｌ ４ ＣｅまたはＡｌ １１ Ｍｍである。または、第１の金属間化合物がＡｌ ３ Ｚｒである、もしくは、Ａｌ ３ ＺｒおよびＡｌ ３ Ｔｉによって構成されるものであって、第２の金属間化合物がＡｌ １１ Ｍｍ、および、ＡｌとＶ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｕからなる群より選ばれたいずれか１種の金属元素とからなる化合物によって構成される。
【００２５】
このようにα−アルミニウム結晶粒内に存在する第１の金属間化合物がＡｌとＺｒを含むため、Ｚｒのアルミニウムマトリックス中の拡散が遅いことによって、耐熱性を向上させることができる。また、α−アルミニウム結晶粒界に沿って分布している第２の金属間化合物がＡｌとＣｅ，Ｍｍ（ミッシュメタル）から選ばれるいずれか１種の金属元素とを含むことにより、第２の金属間化合物の結晶粒界における分散性が良くなり、アルミニウム合金の靱性を向上させることができる。
【００２６】
好ましくは、α−アルミニウム結晶粒内に存在する第１の金属間化合物がＬ１2 型またはＤ０23型の結晶構造を有する。第１の金属間化合物がＬ１2 型であることにより、α−アルミニウム結晶との格子のマッチングが良くなり、耐熱性を向上させることができる。また、第１の金属間化合物がＤ０23型であれば、結晶構造の安定性に優れた金属間化合物を得ることができる。
【００３０】
好ましくは、本発明のアルミニウム合金の組成は一般式：ＡｌａＺｒｂＸｃＺｄで表わされる。ここで、ＸはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕからなる群より選ばれるいずれか１種の金属元素であり、ＺはＣｅ，Ｍｍ（ミッシュメタル）から選ばれるいずれか１種の金属元素である。または、ＸはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちから選ばれるいずれか２種の金属元素、ＺはＭｍ（ミッシュメタル）である。ａ，ｂ，ｃ，ｄは原子％でａが９０〜９７ａｔ％の範囲内、ｂが０．５〜４ａｔ％の範囲内であり、ｃとｄは図３の点ＡＢＣＤで囲まれた範囲内の原子％である。なお、図３は横軸に金属元素Ｘの原子％、縦軸に金属元素Ｚの原子％をとり、座標は金属元素Ｘの原子％と金属元素Ｚの原子％の組で表わされ、点Ａの座標は（０．１，４）、点Ｂの座標は（０．１，１）、点Ｃの座標は（２．５，１）、点Ｄの座標は（１．５，３）である。ｃとｄの原子％の値は、図３で示されるＡＢＣＤ点で囲まれた斜線部の領域内の値を有する。つまり、ｃは０．１〜２．５原子％の範囲内であり、ｃとｄは、０．１≦ｃ≦１．５の範囲では１≦ｄ≦（−５／７）ｃ＋（５７／１４）であり、１．５≦ｃ≦２．５の範囲では１≦ｄ≦−２ｃ＋６である範囲内の原子％で表わされる。
【００３１】
上記のように、アルミニウム合金に添加される元素の役割とその含有量を限定した理由とを以下に説明する。
【００３２】
Ａｌは、α−アルミニウム結晶として均一微細な組織を形成し、結晶粒微細化効果により強度の向上に寄与する。
【００３３】
Ｚｒは、急冷凝固の際にＡｌ3 Ｚｒとしてα−アルミニウム結晶化の結晶核となる。この結晶核が試料中に均一分散することによってα−アルミニウム結晶粒の均一微細な分散が可能となる。Ｚｒの含有量は０．５〜４原子％の範囲内であることが必要である。Ｚｒの含有量が０．５原子％未満では結晶核となる効果が十分ではない。また、Ｚｒの含有量が４原子％より大きいと、金属間化合物としてのＡｌ3 Ｚｒの体積率が大きくなりすぎ、靱性が低下する。このような理由により、Ｚｒの含有量が限定される。
【００３４】
Ｘ（Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕからなる群より選ばれた１種の金属元素、または、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちから選ばれるいずれか２種の金属元素）は、合金溶湯の粘度を高め、α−アルミニウム結晶化の結晶核の数密度を高める。金属元素Ｘの含有量が０．１原子％未満では、結晶核の数密度を高める効果が十分ではない。また、金属元素Ｘの含有量が２．５原子％より大きいと、金属間化合物としてのＡｌ−Ｘの体積率が大きくなりすぎ、靱性が低下する。このような理由により、金属元素Ｘの含有量の範囲が限定される。
【００３５】
Ｚ（Ｃｅ，Ｍｍ（ミッシュメタル）から選ばれるいずれか１種の金属元素）は、合金溶湯の粘度を高め、α−アルミニウム結晶化の結晶核の数密度を高める。また、金属元素Ｚは、Ａｌとの金属間化合物としての結晶化に際してはα−アルミニウム結晶粒の粒界に沿って分散析出し、分散強化による強度向上に寄与する。金属元素Ｚの含有量が１原子％未満では、結晶核の数密度を高める効果が十分ではない。また、金属元素Ｚの含有量が４原子％より大きいと、金属間化合物としてのＡｌ−Ｘの体積率が大きくなりすぎ、靱性が低下する。このような理由により、金属元素Ｚの含有量の範囲が限定される。
【００３６】
本発明のアルミニウム合金は、Ａｌとの親和性が強く、かつ互いに親和性の弱い２種以上の添加元素とＡｌとからなる合金の溶湯を液体急冷法で急冷凝固し、必要に応じてそれに熱処理を施すことにより得ることができる。この際の冷却速度は１０3 〜１０5 Ｋ／ｓｅｃであるのが特に好ましい。
【００３７】
さらに、本発明に従ったアルミニウム合金の製造方法によれば、Ａｌを構成元素の１つとする金属間化合物を結晶核としたα−アルミニウム微細結晶相を、結晶核とは異なる、Ａｌを構成元素の１つとする金属間化合物相が取り囲むセル状の複相組織を有する急冷凝固したアルミニウム合金に、５９３Ｋ以上の温度に１．５Ｋ／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱熱処理することによって、上述のように限定された高強度高靱性アルミニウム合金が得られる。このように出発材料として上記の急冷凝固した結晶質のアルミニウム合金を用いるため、従来技術に比べて低い冷却速度で出発材料を製造することができる。また、この出発材料を５９３Ｋ以上の温度に１．５Ｋ／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱熱処理することによって、出発材料の段階では連結していた、α−アルミニウム結晶粒界に沿って分布している金属間化合物が連結しないようになり、結果として高靱性を得ることができる。このときの加熱熱処理が５９３Ｋ未満で行なわれると、α−アルミニウム結晶粒界に沿って分布している金属間化合物の連結を切断することができない。また、１．５Ｋ／ｓｅｃ未満の昇温速度で加熱熱処理を行なうと、α−アルミニウム結晶粒が粗大化し、結果として得られる合金の強度が低下する。
【００３８】
上記の出発材料としてのアルミニウム合金を準備する際の急冷凝固は、ガスアトマイズ法または液体アトマイズ法によって行なうのが好ましい。また、上記の加熱熱処理の後、熱間塑性加工を施すのが好ましい。この場合、熱間塑性加工は粉末鍛造によって行なわれるのが好ましい。
【００３９】
以上のように、この発明によれば、高い強度と靱性を兼ね備えたアルミニウム合金を低コストで工業的に生産可能な方法で得ることができる。
【００４０】
【実施例】
実施例Ａ
表２に示す合金組成を有するアルミニウム合金をアーク溶解によってインゴット状にした後に、単ロール式液体急冷装置を用いてこのインゴットをリボン状試料とした。表２において各合金の組成は含有元素の原子％の値で示され、「Ａｌ−ｂａｌ」は残部がアルミニウムであることを示す。リボン状試料の作製は、先端に直径０．５ｍｍの細孔を備えた石英製ノズルを、２０００ｒｐｍで回転している銅製ロールの直上０．５ｍｍの位置に設置し、石英製ノズル中に入れたインゴット状のアルミニウム合金を高周波溶解して噴射圧７８ｋＰａでアルミニウム合金の溶湯を噴射してリボン化することによって行なわれた。
【００４１】
このようにして得られたリボン状試料の組織を各実施例について観察すると、Ａｌを構成元素の１つとする金属間化合物を結晶核としたα−アルミニウム結晶相を、その結晶核とは異なる、Ａｌを構成元素の１つとする金属間化合物相が取囲むセル状の複相組織を有することが確認された。
【００４２】
さらに、これらのリボンを表２中の条件で熱処理した。表２中において、たとえば「７７３Ｋ３０ｓｅｃ」は、７７３Ｋの温度で３０秒間熱処理したことを意味する。なお、各熱処理において昇温速度は１．５Ｋ／ｓｅｃ以上であった。
【００４３】
また、リボン化する際の冷却速度を確認するために、同様の作製条件で２０１４Ａｌ合金組成のリボンを作製し、その組織中のデンドライトアーム間隔を測定することによって実際の冷却速度を見積もった。それによれば、冷却速度は３×１０4 Ｋ／ｓｅｃであった。
【００４４】
得られた各実施例と各比較例のリボンについて高分解能の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって微細組織を観察した。その観察結果によれば、表２に示されるように、実施例においては金属間化合物（ＩＭＣ）が互いに連結することなく微細に分散していることが観察された。一方、比較例においては金属間化合物同士が連結しているのが観察された。
【００４５】
さらに、各実施例と各比較例で得られたリボンを用いてインストロン引張り試験機で引張り試験を行なった。その結果も表２に示される。ＵＴＳは引張り強度の値を示している。実施例のいずれもが、比較例に比べて高い引張り強度と高い伸びとを兼ね備えていることが理解される。
【００４６】
【表２】
実施例Ｂ
ガスアトマイズ装置を用いて、表３に示す合金組成を有するアルミニウム合金粉末を作製した。噴霧は、穴の直径が２ｍｍのノズルから落下させたアルミニウム合金の溶湯に窒素ガスを１０ｋｇｆ／ｃｍ2 に加圧して衝突させることによって行なわれた。
【００４８】
このようにして得られたアルミニウム合金粉末の組織を観察したところ、実施例Ａと同様に、Ａｌを構成元素の１つとする金属間化合物を結晶核としたα−アルミニウム結晶相を、上記の結晶核とは異なる、Ａｌを構成元素の１つとする金属間化合物相が取囲むセル状の複相組織を有することが確認された。
【００４９】
また、上記と同様の噴霧条件で２０１４Ａｌ合金組成の粉末を作製し、その組織中のデンドライトアーム間隔の測定から実際の冷却速度を見積もった。それによれば、粒径が６５μｍのアルミニウム合金粉末が得られるとき、冷却速度は２×１０4 Ｋ／ｓｅｃであった。
【００５０】
次に、上記のように作製された各アルミニウム合金粉末を６５μｍ未満にふるい分けし、その処理された粉末をプレス成形した後、加熱脱ガス処理を施し、５９３〜８７３Ｋの範囲内の温度で粉末鍛造を行なった。各プレス成形体の加熱条件の到達温度と昇温速度は表３中に示されている。このようにして得られた各実施例と各比較例のアルミニウム合金の微細組織を実施例Ａと同様に高分解能のＳＥＭによって観察した。それによれば、実施例のいずれもが、金属間化合物（ＩＭＣ）が互いに連結せず微細に分散していることが観察された。一方、比較例においては、金属間化合物が互いに連結していることが観察された。
【００５１】
さらに、各粉末鍛造体の断面を鏡面研磨し、高分解能のＳＥＭで５万倍の倍率で微細組織写真を撮影した。その後、各写真をパーソナルコンピュータに読込ませ、コンピュータによる画像解析を行なった。この解析によってα−アルミニウム結晶粒界に沿って分布している第２の金属間化合物の形状を測定した。表４中に示される金属間化合物の形状に関するデータは３つの視野で測定されたデータの平均値を示している。
【００５２】
表４中において方向標準偏差とは、金属間化合物の主軸の方向の標準偏差を示している。
【００５３】
なお、金属間化合物とα−アルミニウムとは、微細組織写真上でのコントラストが異なっているので、α−アルミニウム結晶粒界に分布する第２の金属間化合物のみをコンピュータに認識させて、金属間化合物の形状の測定を行なうことができた。金属間化合物の体積率は、金属間化合物の空間分布が完全に等方的であると仮定すると、断面における面積率がそのまま体積率に等しいことになる。ここでは面積率を算出して、その値を体積率としたデータを表４中に示している。
【００５４】
以上のようにして作製された金属間化合物の形状に関するデータは、いずれの実施例においても本発明で規定される範囲内にあることがわかる。
【００５５】
さらに、実施例Ａと同様にインストロン引張り試験機を用いて引張り試験を行い、各粉末鍛造体の引張り強度（ＵＴＳ）と伸びを測定した。各粉末鍛造体のシャルピー衝撃値も測定した。こらの結果も表４中に示す。
【００５６】
これらの機械的性質に関するデータからも明らかなように、実施例による粉末鍛造体は、比較例のものに比べて、高い引張り強度と伸びとを兼ね備え、さらにシャルピー衝撃値も高いことが理解される。
【００５７】
【表３】
【表４】
以上に開示された実施例はすべての点で例示的であって制限的なものではないと考慮されるべきである。本発明の範囲は、以上の実施例ではなく、特許請求の範囲によって定められるものであり、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての修正や変形を含むものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】この発明に従った好ましいアルミニウム合金においてα−アルミニウム結晶粒界に沿って分布する金属間化合物の針状比を定義するために用いられ、金属間化合物の断面を模式的に示す図である。
【図２】この発明に従った好ましいアルミニウム合金においてα−アルミニウム結晶粒界に沿って分布している金属間化合物の主軸の方向の標準偏差を定義するために用いられ、金属間化合物の断面を模式的に示す図である。
【図３】この発明に従った好ましいアルミニウム合金において金属元素ＸとＺの組成範囲を示す図である。
Claims (8)
- 一般式：ＡｌａＺｒｂＸｃＺｄで表わされ、ただし、式中のＸはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕのうちから選ばれるいずれか１種の金属元素、ＺはＣｅ，Ｍｍ（ミッシュメタル）から選ばれるいずれか１種の金属元素、ａ，ｂ，ｃ，ｄは原子％を示し、ａは９０〜９７原子％の範囲内であり、ｂは０．５〜４原子％の範囲内であり、ｃは０．１〜２．５原子％の範囲内であり、ｃとｄは、０．１≦ｃ≦１．５の範囲では１≦ｄ≦（−５／７）ｃ＋（５７／１４）であり、１．５≦ｃ≦２．５の範囲では１≦ｄ≦−２ｃ＋６である範囲内の原子％で表わされる組成を有し、
α−アルミニウムの結晶粒の内部に、Ａｌを構成元素の１つとする１または２種類の第１の金属間化合物を含み、前記第１の金属間化合物とは異なる種類の、Ａｌを構成元素の１つとする１または２種類の第２の金属間化合物が、前記α−アルミニウムの結晶粒界に沿って分布しており、
前記金属間化合物の結晶粒が互いに連結することなく前記金属間化合物の結晶粒は分散している、高強度高靱性アルミニウム合金。 - 一般式：ＡｌａＺｒｂＸｃＺｄで表わされ、ただし、式中のＸはＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちから選ばれるいずれか２種の金属元素、ＺはＭｍ（ミッシュメタル）、ａ，ｂ，ｃ，ｄは原子％を示し、ａは９０〜９７原子％の範囲内であり、ｂは０．５〜４原子％の範囲内であり、ｃは０．１〜２．５原子％の範囲内であり、ｃとｄは、０．１≦ｃ≦１．５の範囲では１≦ｄ≦（−５／７）ｃ＋（５７／１４）であり、１．５≦ｃ≦２．５の範囲では１≦ｄ≦−２ｃ＋６である範囲内の原子％で表わされる組成を有し、
α−アルミニウムの結晶粒の内部に、Ａｌを構成元素の１つとする１または２種類の第１の金属間化合物を含み、前記第１の金属間化合物とは異なる種類の、Ａｌを構成元素の１つとする１ないし３種類の第２の金属間化合物が、前記α−アルミニウムの結晶粒界に沿って分布しており、
前記金属間化合物の結晶粒が互いに連結することなく前記金属間化合物の結晶粒は分散している、高強度高靱性アルミニウム合金。 - 前記第１の金属間化合物がＡｌ３ＺｒおよびＡｌ３Ｔｉによって構成され、前記第２の金属間化合物がＡｌ４ＣｅまたはＡｌ１１Ｍｍである、請求項１に記載の高強度高靱性アルミニウム合金。
- 前記第１の金属間化合物がＡｌ３Ｚｒである、または、Ａｌ３ＺｒおよびＡｌ３Ｔｉによって構成されるものであって、前記第２の金属間化合物がＡｌ１１Ｍｍ、および、ＡｌとＶ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｃｕからなる群より選ばれたいずれか１種の金属元素とからなる化合物によって構成される、請求項１または請求項２に記載の高強度高靱性アルミニウム合金。
- 前記第１の金属間化合物がＬ１２型またはＤ０２３型の結晶構造を有する、請求項３または請求項４に記載の高強度高靱性アルミニウム合金。
- Ａｌを構成元素の１つとする金属間化合物を結晶核としたα−アルミニウム結晶相を、前記結晶核とは異なる、Ａｌを構成元素の１つとする金属間化合物相が取り囲むセル状の複相組織を有する急冷凝固したアルミニウム合金に、５９３Ｋ以上の温度に１．５Ｋ／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱熱処理する、請求項１から請求項５までのいずれかに記載の高強度高靱性アルミニウム合金の製造方法。
- 前記急冷凝固は、ガスアトマイズ法または液体アトマイズ法によって行なわれ、前記加熱熱処理の後、熱間塑性加工を施す、請求項６に記載の高強度高靱性アルミニウム合金の製造方法。
- 前記熱間塑性加工は、粉末鍛造である、請求項７に記載の高強度高靱性アルミニウム合金の製造方法。
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