JPH0693363A - 高力、耐熱アルミニウム基合金 - Google Patents
高力、耐熱アルミニウム基合金Info
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- JPH0693363A JPH0693363A JP4243253A JP24325392A JPH0693363A JP H0693363 A JPH0693363 A JP H0693363A JP 4243253 A JP4243253 A JP 4243253A JP 24325392 A JP24325392 A JP 24325392A JP H0693363 A JPH0693363 A JP H0693363A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C1/0408—Light metal alloys
- C22C1/0416—Aluminium-based alloys
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C45/00—Amorphous alloys
- C22C45/08—Amorphous alloys with aluminium as the major constituent
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 高強度、高硬度、高耐熱性に優れたアルミニ
ウム基合金を提供するものである。 【構成】 Alと0.1〜25at%の2種以上の還移
金属元素とから構成され、組織がAl又はその過飽和固
溶体からなるマトリックス中に、少くとも準結晶が均一
に分散しているもの、準結晶はI相又はI相とD相の混
相で、20vol%以下がよい。具体的には一般式:A
lbalNiaXb又はAlbalNiaXbMc(X=Fe,C
o、M=Cr,Mn,Nb,Mo,Ta,W、5≦a≦
10、0.5≦b≦10、0.1≦c≦5)の組成を有
する。 【効果】 室温および高温における硬度、強度に優れ、
耐熱性に優れた高比強度材料である。加工の際の熱影響
を受けても優れた特性を維持できる。
ウム基合金を提供するものである。 【構成】 Alと0.1〜25at%の2種以上の還移
金属元素とから構成され、組織がAl又はその過飽和固
溶体からなるマトリックス中に、少くとも準結晶が均一
に分散しているもの、準結晶はI相又はI相とD相の混
相で、20vol%以下がよい。具体的には一般式:A
lbalNiaXb又はAlbalNiaXbMc(X=Fe,C
o、M=Cr,Mn,Nb,Mo,Ta,W、5≦a≦
10、0.5≦b≦10、0.1≦c≦5)の組成を有
する。 【効果】 室温および高温における硬度、強度に優れ、
耐熱性に優れた高比強度材料である。加工の際の熱影響
を受けても優れた特性を維持できる。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、主金属元素(アルミニ
ウム)からなるマトリックス中に、少なくとも準結晶を
微細に分散してなる高強度、高硬度、高耐熱性に優れた
アルミニウム基合金に関する。
ウム)からなるマトリックス中に、少なくとも準結晶を
微細に分散してなる高強度、高硬度、高耐熱性に優れた
アルミニウム基合金に関する。
【0002】
【従来の技術】従来、高強度、高耐熱性を有するアルミ
ニウム基合金が液体急冷法等の急冷凝固手段によって製
造されている。特に、特開平1−275732号公報に
開示されている、急冷凝固手段によって得られる前記公
報のアルミニウム基合金は、非晶質又は、微細結晶質で
あり、特に開示されている微細結晶質は、アルミニウム
マトリックスからなる金属固溶体、微細結晶質のアルミ
ニウムマトリックス相および安定または準安定な金属間
化合物相で構成された複合体からなるものである。
ニウム基合金が液体急冷法等の急冷凝固手段によって製
造されている。特に、特開平1−275732号公報に
開示されている、急冷凝固手段によって得られる前記公
報のアルミニウム基合金は、非晶質又は、微細結晶質で
あり、特に開示されている微細結晶質は、アルミニウム
マトリックスからなる金属固溶体、微細結晶質のアルミ
ニウムマトリックス相および安定または準安定な金属間
化合物相で構成された複合体からなるものである。
【0003】しかしながら、前記特開平1−27573
2号公報に開示されているアルミニウム基合金は、高強
度、高耐熱性、高耐食性を示す優れた合金であり、高強
度材料としては、加工性にも優れているが、300℃以
上の高温度領域では、急冷凝固材としての優れた特性が
低下し、耐熱性の点、特に耐熱強度の点で改善の余地を
残している。
2号公報に開示されているアルミニウム基合金は、高強
度、高耐熱性、高耐食性を示す優れた合金であり、高強
度材料としては、加工性にも優れているが、300℃以
上の高温度領域では、急冷凝固材としての優れた特性が
低下し、耐熱性の点、特に耐熱強度の点で改善の余地を
残している。
【0004】また、上記公報の合金は、比較的比重が高
い元素を添加するため、比強度が比較的大きくならず、
高比強度の点においても改善の余地を残している。
い元素を添加するため、比強度が比較的大きくならず、
高比強度の点においても改善の余地を残している。
【0005】
【発明が解決しようする課題】そこで本発明は、アルミ
ニウムからなるマトリックス中に、少なくとも準結晶を
微細に分散した組織とすることにより、耐熱性に優れ、
高温における強度及び硬度に優れ、比強度の高いアルミ
ニウム基合金を提供することを目的とするものである。
ニウムからなるマトリックス中に、少なくとも準結晶を
微細に分散した組織とすることにより、耐熱性に優れ、
高温における強度及び硬度に優れ、比強度の高いアルミ
ニウム基合金を提供することを目的とするものである。
【0006】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
本発明は、主元素であるアルミニウムと、これに0.1
〜25at%の範囲内で添加される2種以上の還移金属
元素とから構成され、その組織がアルミニウムからなる
マトリックス中に、少なくとも準結晶が均一に分散して
いる高力、耐熱性アルミニウム基合金である。
本発明は、主元素であるアルミニウムと、これに0.1
〜25at%の範囲内で添加される2種以上の還移金属
元素とから構成され、その組織がアルミニウムからなる
マトリックス中に、少なくとも準結晶が均一に分散して
いる高力、耐熱性アルミニウム基合金である。
【0007】また、上記準結晶は20面体相(isos
ahedral,I相)の単独又は20面体相と正十角
形相(decagonal,D相)の混相からなるもの
である。
ahedral,I相)の単独又は20面体相と正十角
形相(decagonal,D相)の混相からなるもの
である。
【0008】さらに、上記組織はアルミニウムからなる
マトリックス中に、準結晶とアルミニウムと還移金属元
素とが生成する種々の金属間化合物および/または還移
金属元素同士が生成する金属間化合物とが均一微細に分
散しているものが好ましい。上記具体的な組成として
は、(I)一般式:AlbalNiaXb(ただし、X:F
e,Coから選ばれる一種もしくは二種の元素、a,b
は原子パーセントで5≦a≦10、0.5≦b≦10)
で示されるもの、(II)一般式:AlbalNiaXbM
c(ただし、X:Fe,Coから選ばれる一種もしくは
二種の元素、M:Cr,Mn,Nb,Mo,Ta,Wか
ら選ばれる一種もしくは二種の元素、a,b,cは原子
パーセントで5≦a≦10、0.5≦b≦10、0.1
≦c≦5)で示されるものが好ましい。
マトリックス中に、準結晶とアルミニウムと還移金属元
素とが生成する種々の金属間化合物および/または還移
金属元素同士が生成する金属間化合物とが均一微細に分
散しているものが好ましい。上記具体的な組成として
は、(I)一般式:AlbalNiaXb(ただし、X:F
e,Coから選ばれる一種もしくは二種の元素、a,b
は原子パーセントで5≦a≦10、0.5≦b≦10)
で示されるもの、(II)一般式:AlbalNiaXbM
c(ただし、X:Fe,Coから選ばれる一種もしくは
二種の元素、M:Cr,Mn,Nb,Mo,Ta,Wか
ら選ばれる一種もしくは二種の元素、a,b,cは原子
パーセントで5≦a≦10、0.5≦b≦10、0.1
≦c≦5)で示されるものが好ましい。
【0009】また、上記一般式に示される組成の合金に
おいて、アルミニウムからなるマトリックス中に少なく
ともAl3Niの金属間化合物が分散したものが、マト
リックスの強化及び結晶粒の成長を制御するのにより有
効である。
おいて、アルミニウムからなるマトリックス中に少なく
ともAl3Niの金属間化合物が分散したものが、マト
リックスの強化及び結晶粒の成長を制御するのにより有
効である。
【0010】本発明のアルミニウム基合金は、上記組成
を有する合金の溶湯を単ロール、双ロール法、回転液中
紡糸法、各種アトマイズ法、スプレー法などの液体急冷
法、スパッタリング法、メカニカルアロイング法、メカ
ニカルグライディング法などにより直接得ることができ
る。これらの方法の場合、合金の組成によって、多少異
なるが、102〜104K/sec程度の冷却速度により
製造することができる。
を有する合金の溶湯を単ロール、双ロール法、回転液中
紡糸法、各種アトマイズ法、スプレー法などの液体急冷
法、スパッタリング法、メカニカルアロイング法、メカ
ニカルグライディング法などにより直接得ることができ
る。これらの方法の場合、合金の組成によって、多少異
なるが、102〜104K/sec程度の冷却速度により
製造することができる。
【0011】また、本発明のアルミニウム基合金は、上
記製造方法により得られた急冷凝固材を熱処理または、
例えば急冷凝固材を集成し、これを圧粉、押出しなどの
熱加工により準結晶を固溶体から析出することができ
る。この際の温度は、特には360〜600℃が好まし
い。
記製造方法により得られた急冷凝固材を熱処理または、
例えば急冷凝固材を集成し、これを圧粉、押出しなどの
熱加工により準結晶を固溶体から析出することができ
る。この際の温度は、特には360〜600℃が好まし
い。
【0012】本発明の製造方法においては、上記直接製
造する方法よりも、一度急冷凝固材を製造し、これを熱
処理または、熱加工し、準結晶を析出する方法が制御が
容易にでき有用である。
造する方法よりも、一度急冷凝固材を製造し、これを熱
処理または、熱加工し、準結晶を析出する方法が制御が
容易にでき有用である。
【0013】以下、本発明の限定理由について詳細に説
明する。
明する。
【0014】本発明において主元素であるアルミニウム
に、少なくとも2種以上からなる遷移金属元素を0.1
〜25at%の範囲で添加することにより、アルミニウ
ムマトリックス中に準結晶を均一に分散することがで
き、高力、耐熱性に優れ、比強度に優れたアルミニウム
基合金を得ることができる。
に、少なくとも2種以上からなる遷移金属元素を0.1
〜25at%の範囲で添加することにより、アルミニウ
ムマトリックス中に準結晶を均一に分散することがで
き、高力、耐熱性に優れ、比強度に優れたアルミニウム
基合金を得ることができる。
【0015】上記において析出される準結晶は、体積率
で0(0は含まない)〜20%が好ましい。0%である
場合、本発明の目的を達成できず、20%を越えた場合
脆化を招き、得られた材料の加工が十分に行なえなくな
るためである。
で0(0は含まない)〜20%が好ましい。0%である
場合、本発明の目的を達成できず、20%を越えた場合
脆化を招き、得られた材料の加工が十分に行なえなくな
るためである。
【0016】また、アルミニウムからなるマトリックス
中に均一微細に分散している準結晶と、アルミニウムと
遷移金属元素とが生成する種々の金属間化合物および/
または遷移金属元素同士が生成する金属間化合物とは、
体積率で2〜40%であることが好ましい。この場合も
上記と同様に析出される準結晶は体積率で0(0は含ま
ない)〜20%であることが好ましい。2%未満である
場合、得られた材料の硬度、強度、剛性の強化が十分に
は行なえず、40%を越えた場合、得られた材料の延性
が極端に低下し、材料の加工が十分に行なえなくなるた
めである。
中に均一微細に分散している準結晶と、アルミニウムと
遷移金属元素とが生成する種々の金属間化合物および/
または遷移金属元素同士が生成する金属間化合物とは、
体積率で2〜40%であることが好ましい。この場合も
上記と同様に析出される準結晶は体積率で0(0は含ま
ない)〜20%であることが好ましい。2%未満である
場合、得られた材料の硬度、強度、剛性の強化が十分に
は行なえず、40%を越えた場合、得られた材料の延性
が極端に低下し、材料の加工が十分に行なえなくなるた
めである。
【0017】また、本発明においてアルミニウムのマト
リックスまたは、アルミニウムの過飽和固溶体のマトリ
ックスの平均結晶粒径は、40〜2000nmであり、
準結晶および上記種々の金属間化合物の平均粒子の大き
さは、10〜1000nmであることが好ましい。上記
平均結晶粒径が40nm未満の場合、得られた合金は強
度、硬度は強いが延性の点で不十分となり、2000n
mを越える場合、強度が急激に低下し、高強度の合金が
得られなくなる。
リックスまたは、アルミニウムの過飽和固溶体のマトリ
ックスの平均結晶粒径は、40〜2000nmであり、
準結晶および上記種々の金属間化合物の平均粒子の大き
さは、10〜1000nmであることが好ましい。上記
平均結晶粒径が40nm未満の場合、得られた合金は強
度、硬度は強いが延性の点で不十分となり、2000n
mを越える場合、強度が急激に低下し、高強度の合金が
得られなくなる。
【0018】準結晶および種々の金属間化合物の平均粒
子が、10nm未満の場合、マトリックス強化に寄与せ
ず、必要以上にマトリックス中に固溶させると脆化の危
険を生じ、1000nmを越えた場合、粒子が大きくな
り過ぎて、強度の維持ができなくなるとともに強化要素
として働かなくなる。
子が、10nm未満の場合、マトリックス強化に寄与せ
ず、必要以上にマトリックス中に固溶させると脆化の危
険を生じ、1000nmを越えた場合、粒子が大きくな
り過ぎて、強度の維持ができなくなるとともに強化要素
として働かなくなる。
【0019】また、一般式に示された具体的なアルミニ
ウム基合金において、以下詳述する。
ウム基合金において、以下詳述する。
【0020】前記一般式において、原子パーセントでa
を5〜10%、bを0.5〜10%、cを0.1〜5%
の範囲にそれぞれ限定したのは、その範囲内であると従
来(市販)の高強度耐熱性アルミニウム基合金より30
0℃以上においても強度が高いとともに実用の加工に耐
え得るだけの延性を備えているためである。
を5〜10%、bを0.5〜10%、cを0.1〜5%
の範囲にそれぞれ限定したのは、その範囲内であると従
来(市販)の高強度耐熱性アルミニウム基合金より30
0℃以上においても強度が高いとともに実用の加工に耐
え得るだけの延性を備えているためである。
【0021】さらに一般式に示されるアルミニウム基合
金において、Ni元素はAlマトリックス中の拡散能が
比較的小さい元素であり、マトリックスを強化するとと
もに結晶粒の成長を抑制する効果がある。すなわち、合
金の硬度と強度と剛性を著しく向上させ、常温はもとよ
り高温における微細結晶質相を安定化させ耐熱性を付与
する。
金において、Ni元素はAlマトリックス中の拡散能が
比較的小さい元素であり、マトリックスを強化するとと
もに結晶粒の成長を抑制する効果がある。すなわち、合
金の硬度と強度と剛性を著しく向上させ、常温はもとよ
り高温における微細結晶質相を安定化させ耐熱性を付与
する。
【0022】X元素はFe,Coから選ばれる一種もし
くは二種の元素であり、これらの元素はNiと組み合わ
せることにより準結晶を生成させ得る元素であり、耐熱
性の向上のために不可欠な元素である。
くは二種の元素であり、これらの元素はNiと組み合わ
せることにより準結晶を生成させ得る元素であり、耐熱
性の向上のために不可欠な元素である。
【0023】M元素はCr,Mn,Nb,Mo,Ta,
Wから選ばれる一種もしくは二種以上の元素であり、こ
れらの元素はAlマトリックス中の拡散能が小さい元素
であり、Al及びNiと種々の準安定または安定な準結
晶を形成し、微細結晶組織の安定化と高温での特性の向
上に貢献する。
Wから選ばれる一種もしくは二種以上の元素であり、こ
れらの元素はAlマトリックス中の拡散能が小さい元素
であり、Al及びNiと種々の準安定または安定な準結
晶を形成し、微細結晶組織の安定化と高温での特性の向
上に貢献する。
【0024】したがって、一般式に示される組成とする
ことにより、ヤング率、高温、室温強度、疲労強度をよ
り向上させることができる。
ことにより、ヤング率、高温、室温強度、疲労強度をよ
り向上させることができる。
【0025】本発明のアルミニウム基合金は、適当な製
造条件を選ぶことにより、結晶粒径、準結晶、金属間化
合物の粒径、析出量、分散状態等を制御でき、この制御
により種々の目的(例えば、強度、硬度、延性、耐熱性
等)にあったものを得ることができる。
造条件を選ぶことにより、結晶粒径、準結晶、金属間化
合物の粒径、析出量、分散状態等を制御でき、この制御
により種々の目的(例えば、強度、硬度、延性、耐熱性
等)にあったものを得ることができる。
【0026】また、平均結晶粒径を40〜2000nm
の範囲に制御することにより、優れた超塑性加工材とし
ての性質も付与できる。
の範囲に制御することにより、優れた超塑性加工材とし
ての性質も付与できる。
【0027】
【実施例】以下、実施例に基づき、本発明を具体的に説
明する。
明する。
【0028】実施例1 ガスアトマイズ装置により表1に示される組成を有する
アルミニウム基合金粉末を作製した。作製されたアルミ
ニウム基合金粉末を金属カプセルに充填後、脱ガスを行
ない押出し用のビレットを作製した。このビレットを押
出し機によって、360℃〜600℃の温度で押出しを
行った。上記製造条件により得られた押出材(固化材)
の室温における機械的性質(室温における硬度、400
℃で1時間保持後の硬度)を調べ、この結果を表1に示
す。
アルミニウム基合金粉末を作製した。作製されたアルミ
ニウム基合金粉末を金属カプセルに充填後、脱ガスを行
ない押出し用のビレットを作製した。このビレットを押
出し機によって、360℃〜600℃の温度で押出しを
行った。上記製造条件により得られた押出材(固化材)
の室温における機械的性質(室温における硬度、400
℃で1時間保持後の硬度)を調べ、この結果を表1に示
す。
【0029】
【表1】
【0030】表1の結果より、本発明の合金(固化材)
は、室温及び高温(400℃)環境下における硬度につ
いて優れた特性を有することが分かる。また、本発明の
合金は強度が大きく、比重が小さいことから、高比強度
を有する材料であることが分かる。
は、室温及び高温(400℃)環境下における硬度につ
いて優れた特性を有することが分かる。また、本発明の
合金は強度が大きく、比重が小さいことから、高比強度
を有する材料であることが分かる。
【0031】また、表1中記載の合金(固化材)につい
て、室温での伸びを調べた結果、一般的な加工に最低限
必要な伸び(2%)以上であった。
て、室温での伸びを調べた結果、一般的な加工に最低限
必要な伸び(2%)以上であった。
【0032】さらに、上記製造条件により得られた押出
材よりTEM観察用試験片を切り出し結晶粒径、準結晶
及び金属間化合物の大きさについて観察を行った。いず
れの試料についても、平均結晶粒径40〜2000nm
のアルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体のマト
リックスを有し、かつ準結晶及びマトリックス元素とそ
の他の合金元素とから生成する種々の金属間化合物及び
/又はその他の合金元素同士から生成する種々の金属間
化合物の安定相又は準安定相からなる粒子とが前記マト
リックス中に均一に分布し、その金属間化合物の平均粒
子の大きさが10〜1000nmであった。また、TE
M観察の結果より、析出している準結晶は、20面体相
(isosahedral,I相)の単独又は20面体
相と正十角形相(decagonal,D相)との混相
であった。さらに、析出された準結晶は、体積率で0
(0は含まず)〜20%で、準結晶と金属間化合物と
は、体積率で2〜40%であった。特に、本実施例にお
いて金属間化合物としては、Al3Niが析出してい
た。
材よりTEM観察用試験片を切り出し結晶粒径、準結晶
及び金属間化合物の大きさについて観察を行った。いず
れの試料についても、平均結晶粒径40〜2000nm
のアルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体のマト
リックスを有し、かつ準結晶及びマトリックス元素とそ
の他の合金元素とから生成する種々の金属間化合物及び
/又はその他の合金元素同士から生成する種々の金属間
化合物の安定相又は準安定相からなる粒子とが前記マト
リックス中に均一に分布し、その金属間化合物の平均粒
子の大きさが10〜1000nmであった。また、TE
M観察の結果より、析出している準結晶は、20面体相
(isosahedral,I相)の単独又は20面体
相と正十角形相(decagonal,D相)との混相
であった。さらに、析出された準結晶は、体積率で0
(0は含まず)〜20%で、準結晶と金属間化合物と
は、体積率で2〜40%であった。特に、本実施例にお
いて金属間化合物としては、Al3Niが析出してい
た。
【0033】本実施例において準結晶、金属間化合物の
析出及び、結晶粒径、準結晶、金属間化合物の粒径等の
制御は、脱ガス(脱ガス時の圧粉を含む)及び押出しの
熱加工により行なわれたものと考えられる。
析出及び、結晶粒径、準結晶、金属間化合物の粒径等の
制御は、脱ガス(脱ガス時の圧粉を含む)及び押出しの
熱加工により行なわれたものと考えられる。
【0034】実施例2 (a)Al87Ni8Fe5、(b)Al87Ni8Co5、
(c)Al87Ni8Fe4Mo1、(d)Al87Ni8Fe4
W1で示される組成(原子比)の母合金をアーク溶解炉
で溶製し、一般的に用いられる単ロール式液体急冷装置
(メルトスピニング装置)によって薄帯(厚さ:20μ
m、幅:1.5mm)を製造した。その際のロールは直
径200mmの銅製で回転数は4000rpm、雰囲気
は10-3torr以下のArである。このようにして上
記に示す組成を有する合金薄帯を得、各供試薄帯につ
き、熱処理温度に対する硬度を調べた(尚、熱処理時間
は1時間である)。
(c)Al87Ni8Fe4Mo1、(d)Al87Ni8Fe4
W1で示される組成(原子比)の母合金をアーク溶解炉
で溶製し、一般的に用いられる単ロール式液体急冷装置
(メルトスピニング装置)によって薄帯(厚さ:20μ
m、幅:1.5mm)を製造した。その際のロールは直
径200mmの銅製で回転数は4000rpm、雰囲気
は10-3torr以下のArである。このようにして上
記に示す組成を有する合金薄帯を得、各供試薄帯につ
き、熱処理温度に対する硬度を調べた(尚、熱処理時間
は1時間である)。
【0035】この結果を図1に示す。
【0036】図1から分かるように、高温(500〜7
00℃)で熱処理することにより、高硬度を示す合金が
得られる。
00℃)で熱処理することにより、高硬度を示す合金が
得られる。
【0037】また、上記各供試薄帯及び熱処理後の薄帯
について、TEM観察を行なった結果、供試薄帯におい
ては、平均結晶粒径400nm未満のアルミニウム又は
アルミニウムの過飽和固溶体のマトリックスを有し、こ
れに若干の平均粒子の大きさが10nm未満の金属間化
合物が析出したものであった。これに対し、熱処理後の
薄帯を観察した結果、平均結晶粒径40〜2000nm
のアルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体のマト
リックスを有し、かつ準結晶及びマトリックス元素とそ
の他の合金元素とから生成する種々の金属間化合物及び
/又はその他の合金元素同士から生成する種々の金属間
化合物の安定相又は準安定相からなる粒子とが前記マト
リックス中に均一に分布し、その金属間化合物の平均粒
子の大きさが10〜1000nmであった。また、析出
された準結晶は(a)〜(d)の各々の試料において、
熱処理温度300℃で2%(体積率)含まれ、熱処理温
度700℃で10%含まれていた。熱処理温度300〜
700℃では2%から10%へと増加し、熱処理温度7
00℃を越えると10%の値で一定となっていた。準結
晶と金属間化合物とは、体積率で2〜40%であった。
さらに、TEM観察の結果より、準結晶及び金属間化合
物は、熱処理温度の上昇とともに増加しているというこ
とが分かった。
について、TEM観察を行なった結果、供試薄帯におい
ては、平均結晶粒径400nm未満のアルミニウム又は
アルミニウムの過飽和固溶体のマトリックスを有し、こ
れに若干の平均粒子の大きさが10nm未満の金属間化
合物が析出したものであった。これに対し、熱処理後の
薄帯を観察した結果、平均結晶粒径40〜2000nm
のアルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体のマト
リックスを有し、かつ準結晶及びマトリックス元素とそ
の他の合金元素とから生成する種々の金属間化合物及び
/又はその他の合金元素同士から生成する種々の金属間
化合物の安定相又は準安定相からなる粒子とが前記マト
リックス中に均一に分布し、その金属間化合物の平均粒
子の大きさが10〜1000nmであった。また、析出
された準結晶は(a)〜(d)の各々の試料において、
熱処理温度300℃で2%(体積率)含まれ、熱処理温
度700℃で10%含まれていた。熱処理温度300〜
700℃では2%から10%へと増加し、熱処理温度7
00℃を越えると10%の値で一定となっていた。準結
晶と金属間化合物とは、体積率で2〜40%であった。
さらに、TEM観察の結果より、準結晶及び金属間化合
物は、熱処理温度の上昇とともに増加しているというこ
とが分かった。
【0038】実施例3 上記実施例2と同様にして、Al87Ni8Fe5、Al87
Ni7Co4からなる組成を有する薄帯を作製し、これを
550℃で1時間熱処理し、供試薄帯とした。得られた
供試薄帯をそれぞれX線回折(X−raydiffra
ctionprofile)に付した結果を図2及び図
3に示す。表中、○印のピークは、Alのピークを、□
印のピークは、Al3Niのピークを、▽印は準結晶
(I相)のピークを示す。図2及び図3より、本発明の
合金はアルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体の
マトリックスを有し、準結晶及びAl3Niからなる金
属間化合物を有していることが分かる。
Ni7Co4からなる組成を有する薄帯を作製し、これを
550℃で1時間熱処理し、供試薄帯とした。得られた
供試薄帯をそれぞれX線回折(X−raydiffra
ctionprofile)に付した結果を図2及び図
3に示す。表中、○印のピークは、Alのピークを、□
印のピークは、Al3Niのピークを、▽印は準結晶
(I相)のピークを示す。図2及び図3より、本発明の
合金はアルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体の
マトリックスを有し、準結晶及びAl3Niからなる金
属間化合物を有していることが分かる。
【0039】また、実施例1及び2と同様、TEM観察
を行なった結果、平均結晶粒径40〜2000nmのア
ルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体のマトリッ
クスを有し、かつ準結晶(I相)及びAl3Niの平均
粒子の大きさが10〜1000nmであり、析出された
I相は体積率で0(0は含まず)〜20%で、I相とA
l3Niとは体積率で2〜40%の範囲内であった。
を行なった結果、平均結晶粒径40〜2000nmのア
ルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体のマトリッ
クスを有し、かつ準結晶(I相)及びAl3Niの平均
粒子の大きさが10〜1000nmであり、析出された
I相は体積率で0(0は含まず)〜20%で、I相とA
l3Niとは体積率で2〜40%の範囲内であった。
【0040】
【発明の効果】以上のように本発明の合金は、室温及び
高温における硬度、強度に優れ、耐熱性に優れていると
ともに高強度で比重が小さな元素からなることにより高
比強度材料としても有用である。
高温における硬度、強度に優れ、耐熱性に優れていると
ともに高強度で比重が小さな元素からなることにより高
比強度材料としても有用である。
【0041】また、優れた耐熱性を有することにより、
加工の際の熱的影響を受けても急冷凝固法によって作製
された優れた特性及び熱処理又は熱加工によって作製さ
れた優れた特性を維持することができるものである。
加工の際の熱的影響を受けても急冷凝固法によって作製
された優れた特性及び熱処理又は熱加工によって作製さ
れた優れた特性を維持することができるものである。
【図1】実施例2における供試材の熱処理温度と硬度と
の関係を示すグラフである。
の関係を示すグラフである。
【図2】AlbalNi8Fe5からなる組成の供試材のX
線回折結果を示すグラフである。
線回折結果を示すグラフである。
【図3】 AlbalNi8Co4からなる組成のX線回折
結果を示すグラフである。
結果を示すグラフである。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成5年8月23日
【手続補正1】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項3
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正2】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項6
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正3】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】0006
【補正方法】変更
【補正内容】
【0006】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
本発明は、主元素であるアルミニウムと、これに0.1
〜25at%の範囲内で添加される2種以上の還移金属
元素とから構成され、その組織がアルミニウム又はアル
ミニウムの過飽和固溶体からなるマトリックス中に、少
なくとも準結晶が均一に分散している高力、耐熱性アル
ミニウム基合金である。
本発明は、主元素であるアルミニウムと、これに0.1
〜25at%の範囲内で添加される2種以上の還移金属
元素とから構成され、その組織がアルミニウム又はアル
ミニウムの過飽和固溶体からなるマトリックス中に、少
なくとも準結晶が均一に分散している高力、耐熱性アル
ミニウム基合金である。
【手続補正4】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】0007
【補正方法】変更
【補正内容】
【0007】また、上記準結晶は20面体相(icos
ahedral,I相)の単独又は20面体相と正十角
形相(decagonal,D相)の混相からなるもの
である。
ahedral,I相)の単独又は20面体相と正十角
形相(decagonal,D相)の混相からなるもの
である。
【手続補正5】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】0008
【補正方法】変更
【補正内容】
【0008】さらに、上記組織はアルミニウムからなる
マトリックス中に、準結晶とアルミニウムと還移金属元
素とが生成する種々の金属間化合物および/または還移
金属元素同士が生成する金属間化合物とが均一微細に分
散しているものが好ましい。上記具体的な組成として
は、(I)一般式:AlbalNiaXb(ただし、X:F
e,Coから選ばれる一種もしくは二種の元素、a,b
は原子パーセントで5≦a≦10、0.5≦b≦10)
で示されるもの、(II)一般式:AlbalNiaXbM
c(ただし、X:Fe,Coから選ばれる一種もしくは
二種の元素、M:Cr,Mn,Nb,Mo,Ta,Wか
ら選ばれる一種もしくは二種以上の元素、a,b,cは
原子パーセントで5≦a≦10、0.5≦b≦10、
0.1≦c≦5)で示されるものが好ましい。
マトリックス中に、準結晶とアルミニウムと還移金属元
素とが生成する種々の金属間化合物および/または還移
金属元素同士が生成する金属間化合物とが均一微細に分
散しているものが好ましい。上記具体的な組成として
は、(I)一般式:AlbalNiaXb(ただし、X:F
e,Coから選ばれる一種もしくは二種の元素、a,b
は原子パーセントで5≦a≦10、0.5≦b≦10)
で示されるもの、(II)一般式:AlbalNiaXbM
c(ただし、X:Fe,Coから選ばれる一種もしくは
二種の元素、M:Cr,Mn,Nb,Mo,Ta,Wか
ら選ばれる一種もしくは二種以上の元素、a,b,cは
原子パーセントで5≦a≦10、0.5≦b≦10、
0.1≦c≦5)で示されるものが好ましい。
【手続補正6】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】0009
【補正方法】変更
【補正内容】
【0009】また、上記一般式に示される組成の合金に
おいて、アルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体
からなるマトリックス中に少なくともAl3Niの金属
間化合物が分散したものが、マトリックスの強化及び結
晶粒の成長を制御するのにより有効である。
おいて、アルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体
からなるマトリックス中に少なくともAl3Niの金属
間化合物が分散したものが、マトリックスの強化及び結
晶粒の成長を制御するのにより有効である。
【手続補正7】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】0014
【補正方法】変更
【補正内容】
【0014】本発明において主元素であるアルミニウム
に、少なくとも2種以上からなる遷移金属元素を0.1
〜25at%の範囲で添加することにより、アルミニウ
ム又はアルミニウムの過飽和固溶体からなるマトリック
ス中に準結晶を均一に分散することができ、高力、耐熱
性に優れ、比強度に優れたアルミニウム基合金を得るこ
とができる。
に、少なくとも2種以上からなる遷移金属元素を0.1
〜25at%の範囲で添加することにより、アルミニウ
ム又はアルミニウムの過飽和固溶体からなるマトリック
ス中に準結晶を均一に分散することができ、高力、耐熱
性に優れ、比強度に優れたアルミニウム基合金を得るこ
とができる。
【手続補正8】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】0032
【補正方法】変更
【補正内容】
【0032】さらに、上記製造条件により得られた押出
材よりTEM観察用試験片を切り出し結晶粒径、準結晶
及び金属間化合物の大きさについて観察を行った。いず
れの試料についても、平均結晶粒径40〜2000nm
のアルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体のマト
リックスを有し、かつ準結晶及びマトリックス元素とそ
の他の合金元素とから生成する種々の金属間化合物及び
/又はその他の合金元素同士から生成する種々の金属間
化合物の安定相又は準安定相からなる粒子とが前記マト
リックス中に均一に分布し、その金属間化合物の平均粒
子の大きさが10〜1000nmであった。また、TE
M観察の結果より、析出している準結晶は、20面体相
(icosahedral,I相)の単独又は20面体
相と正十角形相(decagonal,D相)との混相
であった。さらに、析出された準結晶は、体積率で0
(0は含まず)〜20%で、準結晶と金属間化合物と
は、体積率で2〜40%であった。特に、本実施例にお
いて金属間化合物としては、Al3Niが析出してい
た。
材よりTEM観察用試験片を切り出し結晶粒径、準結晶
及び金属間化合物の大きさについて観察を行った。いず
れの試料についても、平均結晶粒径40〜2000nm
のアルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体のマト
リックスを有し、かつ準結晶及びマトリックス元素とそ
の他の合金元素とから生成する種々の金属間化合物及び
/又はその他の合金元素同士から生成する種々の金属間
化合物の安定相又は準安定相からなる粒子とが前記マト
リックス中に均一に分布し、その金属間化合物の平均粒
子の大きさが10〜1000nmであった。また、TE
M観察の結果より、析出している準結晶は、20面体相
(icosahedral,I相)の単独又は20面体
相と正十角形相(decagonal,D相)との混相
であった。さらに、析出された準結晶は、体積率で0
(0は含まず)〜20%で、準結晶と金属間化合物と
は、体積率で2〜40%であった。特に、本実施例にお
いて金属間化合物としては、Al3Niが析出してい
た。
Claims (7)
- 【請求項1】 主元素であるアルミニウムと、0.1〜
25原子%の範囲内で添加される2種以上の還移金属元
素とから構成され、その組織が、アルミニウム又はアル
ミニウムの過飽和固溶体からなるマトリックス中に、少
なくとも準結晶が均一に分散したものであることを特徴
とする高力、耐熱性アルミニウム基合金。 - 【請求項2】 準結晶は体積率で20%以下である請求
項1記載の高力、耐熱性アルミニウム基合金。 - 【請求項3】 準結晶が20面体相(isosahed
ral,I相)の単独又は20面体相と正十角形相(d
ecagonal,D相)の混相からなるものである請
求項1記載の高力、耐熱アルミニウム基合金。 - 【請求項4】 その組織が、アルミニウム又はアルミニ
ウムの過飽和固溶体からなるマトリックス中に、準結晶
とアルミニウムと還移金属元素とが生成する種々の金属
間化合物および/又は還移金属元素同士が生成する金属
間化合物とが均一微細に分散してなるものである請求項
1記載の高力、耐熱性アルミニウム基合金。 - 【請求項5】 一般式:AlbalNiaXb(ただし、
X:Fe、Coから選ばれる一種もしくは二種の元素、
a,bは原子パーセントで5≦a≦10、0.5≦b≦
10)で示される組成を有する請求項1記載の高力、耐
熱性アルミニウム基合金。 - 【請求項6】 一般式:AlbalNiaXbMc(ただし、
X:Fe,Coから選ばれる一種もしくは二種の元素、
M:Cr,Mn,Nb,Mo,Ta,Wから選ばれる一
種もしくは二種の元素、a,b,cは原子パーセント
で、5≦a≦10、0.5≦b≦10、0.1≦c≦
5)で示される組成を有する請求項1記載の高力、耐熱
性アルミニウム基合金。 - 【請求項7】 急冷凝固材、急冷凝固材を熱処理した熱
処理材、急冷凝固材を集成固化してなる集成固化材のい
ずれかである請求項1ないし6のいずれかに記載の高
力、耐熱性アルミニウム基合金。
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP04243253A JP3142659B2 (ja) | 1992-09-11 | 1992-09-11 | 高力、耐熱アルミニウム基合金 |
US08/115,703 US5419789A (en) | 1992-09-11 | 1993-09-03 | Aluminum-based alloy with high strength and heat resistance containing quasicrystals |
EP93114603A EP0587186B1 (en) | 1992-09-11 | 1993-09-10 | Aluminum-based alloy with high strength and heat resistance |
DE69322460T DE69322460T2 (de) | 1992-09-11 | 1993-09-10 | Hochfeste, wärmeresistente Legierung auf Aluminiumbasis |
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0693363A true JPH0693363A (ja) | 1994-04-05 |
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ID=17101124
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Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
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US8926898B2 (en) | 2005-03-29 | 2015-01-06 | Kobe Steel, Ltd. | Al base alloy excellent in heat resistance, workability and rigidity |
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