JPH04218637A - 高強度高靱性アルミニウム合金の製造方法 - Google Patents
高強度高靱性アルミニウム合金の製造方法Info
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- JPH04218637A JPH04218637A JP2411273A JP41127390A JPH04218637A JP H04218637 A JPH04218637 A JP H04218637A JP 2411273 A JP2411273 A JP 2411273A JP 41127390 A JP41127390 A JP 41127390A JP H04218637 A JPH04218637 A JP H04218637A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高強度高靱性アルミニウ
ム合金の製造方法に関する。
ム合金の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、この種合金の製造方法としては、
特開昭６０−２４８８６０号公報に記載された急冷凝固
法が公知である。
特開昭６０−２４８８６０号公報に記載された急冷凝固
法が公知である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】前記従来法によれば、
ミクロ共晶組織を有するアルミニウム合金が得られるが
、この合金は、使用環境、熱間塑性加工等における熱履
歴により部分的な組織変化および組織の粗大化を発生す
るため強度および靱性が低い、という問題がある。
ミクロ共晶組織を有するアルミニウム合金が得られるが
、この合金は、使用環境、熱間塑性加工等における熱履
歴により部分的な組織変化および組織の粗大化を発生す
るため強度および靱性が低い、という問題がある。
【０００４】本発明は前記に鑑み、強度および靱性を向
上させたアルミニウム合金を得ることのできる前記製造
方法を提供することを目的とする。
上させたアルミニウム合金を得ることのできる前記製造
方法を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明に係る高強度高靱
性アルミニウム合金の製造方法は、１次組織が、固溶体
相よりなる単相組織、非晶質相よりなる単相組織ならび
に固溶体相および非晶質相よりなる混相組織から選択さ
れる一種である合金素材を製造し、次いで前記合金素材
に熱処理を施して、直径５μｍ以下で、且つ固溶体相と
金属間化合物相とを放射状に配列した菊紋状相を体積分
率Ｖｆにて２０％以上含有する２次組織を得ることを特
徴とする。
性アルミニウム合金の製造方法は、１次組織が、固溶体
相よりなる単相組織、非晶質相よりなる単相組織ならび
に固溶体相および非晶質相よりなる混相組織から選択さ
れる一種である合金素材を製造し、次いで前記合金素材
に熱処理を施して、直径５μｍ以下で、且つ固溶体相と
金属間化合物相とを放射状に配列した菊紋状相を体積分
率Ｖｆにて２０％以上含有する２次組織を得ることを特
徴とする。
【０００６】この場合、菊紋状相の直径が５μｍを超え
ると、アルミニウム合金の硬さが低下して強度が損なわ
れる。また菊紋状相の体積分率Ｖｆが２０％未満では、
アルミニウム合金の破断ひずみが低下して靱性が損なわ
れる。
ると、アルミニウム合金の硬さが低下して強度が損なわ
れる。また菊紋状相の体積分率Ｖｆが２０％未満では、
アルミニウム合金の破断ひずみが低下して靱性が損なわ
れる。
【０００７】
【実施例】高強度高靱性アルミニウム合金の製造に当っ
ては、１次組織が、固溶体相、例えばｆｃｃ相（面心立
方構造）よりなる単相組織、非晶質相よりなる単相組織
ならびにｆｃｃ相および非晶質相よりなる混相組織から
選択される一種である合金素材を製造し、次いで合金素
材に熱処理を施して、直径５μｍ以下で、且つｆｃｃ相
と金属間化合物相とを放射状に配列した菊紋状相を体積
分率Ｖｆにて２０％以上含有する２次組織を得る、とい
った方法が実施される。
ては、１次組織が、固溶体相、例えばｆｃｃ相（面心立
方構造）よりなる単相組織、非晶質相よりなる単相組織
ならびにｆｃｃ相および非晶質相よりなる混相組織から
選択される一種である合金素材を製造し、次いで合金素
材に熱処理を施して、直径５μｍ以下で、且つｆｃｃ相
と金属間化合物相とを放射状に配列した菊紋状相を体積
分率Ｖｆにて２０％以上含有する２次組織を得る、とい
った方法が実施される。
【０００８】合金素材の構成材料としては、次の２種を
挙げることができる。その一種は、化学式Ａｌａ Ｘｂ
Ｔｃ で表わされ、ＸはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕを含
む第１群から選択される少なくとも一種であり、ＴはＹ
、希土類元素、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｄ（ミッシュメタル）、
Ｃａを含む第２群から選択される少なくとも一種であり
、ａ、ｂ、ｃはそれぞれ原子％で、８５≦ａ≦９６、１
＜ｂ≦１２、１＜ｃ≦１０である、と特定される。
挙げることができる。その一種は、化学式Ａｌａ Ｘｂ
Ｔｃ で表わされ、ＸはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕを含
む第１群から選択される少なくとも一種であり、ＴはＹ
、希土類元素、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｄ（ミッシュメタル）、
Ｃａを含む第２群から選択される少なくとも一種であり
、ａ、ｂ、ｃはそれぞれ原子％で、８５≦ａ≦９６、１
＜ｂ≦１２、１＜ｃ≦１０である、と特定される。
【０００９】また他の一種は、化学式Ａｌａ Ｘｂ Ｔ
ｃＺｄ で表わされ、ＸはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕを含
む第１群から選択される少なくとも一種であり、ＴはＹ
、希土類元素、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｄ（ミッシュメタル）、
Ｃａを含む第２群から選択される少なくとも一種であり
、ＺはＶ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｍｏを含む第３群から選
択される少なくとも一種であり、ａ、ｂ、ｃ、ｄはそれ
ぞれ原子％で、８５≦ａ≦９６、１＜ｂ≦１２、１＜ｃ
≦１０、ｄ≦３である、と特定される。
ｃＺｄ で表わされ、ＸはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕを含
む第１群から選択される少なくとも一種であり、ＴはＹ
、希土類元素、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｄ（ミッシュメタル）、
Ｃａを含む第２群から選択される少なくとも一種であり
、ＺはＶ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｍｏを含む第３群から選
択される少なくとも一種であり、ａ、ｂ、ｃ、ｄはそれ
ぞれ原子％で、８５≦ａ≦９６、１＜ｂ≦１２、１＜ｃ
≦１０、ｄ≦３である、と特定される。
【００１０】合金素材の製造に当っては液体急冷法、例
えば単ロール法が適用される。熱処理は、単相組織およ
び混相組織の分解温度以下の温度域で行われる。分解温
度を超えた温度域で熱処理を行うと、２次組織の不均一
化および粗大化を招くので好ましくない。
えば単ロール法が適用される。熱処理は、単相組織およ
び混相組織の分解温度以下の温度域で行われる。分解温
度を超えた温度域で熱処理を行うと、２次組織の不均一
化および粗大化を招くので好ましくない。
【００１１】次に具体例について説明する。先ず、Ａｌ
９２Ｆｅ４ Ｙ３ Ｍｎ１ （数値は原子％）の組成を
有する母合金をアーク溶解にて溶製し、次いで単ロール
法を適用して、幅約２ｍｍ、厚さ約２０μｍのリボン状
合金素材を製造した。
９２Ｆｅ４ Ｙ３ Ｍｎ１ （数値は原子％）の組成を
有する母合金をアーク溶解にて溶製し、次いで単ロール
法を適用して、幅約２ｍｍ、厚さ約２０μｍのリボン状
合金素材を製造した。
【００１２】単ロール法の条件は、直径２０ｍｍの銅製
回転ロールの回転速度４０００ｒｐｍ 、石英ノズルの
噴射口の直径０．５ｍｍ、溶湯の噴射圧０．４ｋｇｆ／
ｃｍ２ 、石英ノズルと回転ロール間のギャップ０．３
ｍｍ、−４０ｃｍＨｇアルゴン雰囲気、である。
回転ロールの回転速度４０００ｒｐｍ 、石英ノズルの
噴射口の直径０．５ｍｍ、溶湯の噴射圧０．４ｋｇｆ／
ｃｍ２ 、石英ノズルと回転ロール間のギャップ０．３
ｍｍ、−４０ｃｍＨｇアルゴン雰囲気、である。
【００１３】図１は合金素材のＸ線回折図であり、ピー
クはｆｃｃ相によるものである。したがって、合金素材
の１次組織は、ｆｃｃ相および非晶質相よりなる混相組
織である。
クはｆｃｃ相によるものである。したがって、合金素材
の１次組織は、ｆｃｃ相および非晶質相よりなる混相組
織である。
【００１４】図２は合金素材の示差熱量分析図である。
この合金素材における混相組織の分解温度Ｔｐは３８４
℃であり、また分解に伴う発熱量は８５．９７Ｊ／ｇで
ある。前記分解温度にて混相組織が分解し、金属間化合
物が析出する。
℃であり、また分解に伴う発熱量は８５．９７Ｊ／ｇで
ある。前記分解温度にて混相組織が分解し、金属間化合
物が析出する。
【００１５】次に合金素材を約５ｃｍの長さに切断して
石英管内に真空封入し、その後合金素材に熱処理を施し
た。
石英管内に真空封入し、その後合金素材に熱処理を施し
た。
【００１６】図３は熱処理温度とアルミニウム合金の硬
さとの関係を示す。熱処理時間は１時間である。この熱
処理において合金素材の温度は炉内投入後１分以内に熱
処理温度に達した。
さとの関係を示す。熱処理時間は１時間である。この熱
処理において合金素材の温度は炉内投入後１分以内に熱
処理温度に達した。
【００１７】図３において、熱処理温度３５０℃以下で
は非晶質相のｆｃｃ相への結晶化に伴いアルミニウム合
金の硬さが向上するが、熱処理温度が３５０℃を超える
と、金属間化合物相が現われると同時にアルミニウム合
金の硬さが急激に低下する。
は非晶質相のｆｃｃ相への結晶化に伴いアルミニウム合
金の硬さが向上するが、熱処理温度が３５０℃を超える
と、金属間化合物相が現われると同時にアルミニウム合
金の硬さが急激に低下する。
【００１８】図４〜図７は、熱処理により得られたアル
ミニウム合金Ａ１ 〜Ａ４ の金属組織を示す透過型電
子顕微鏡写真である。
ミニウム合金Ａ１ 〜Ａ４ の金属組織を示す透過型電
子顕微鏡写真である。
【００１９】熱処理条件は表１の通りである。この熱処
理において、合金素材の温度は炉内投入後１分以内に熱
処理温度に達した。
理において、合金素材の温度は炉内投入後１分以内に熱
処理温度に達した。
【００２０】
【表１】
【００２１】図４のアルミニウム合金Ａ１ においては
、熱処理時間が短いために混相組織１の分解が殆ど生じ
ていない。これは、図８、線ａ１ で示すアルミニウム
合金Ａ１ のＸ線回折図において、金属間化合物のピー
クが現われていないことからも明らかである。
、熱処理時間が短いために混相組織１の分解が殆ど生じ
ていない。これは、図８、線ａ１ で示すアルミニウム
合金Ａ１ のＸ線回折図において、金属間化合物のピー
クが現われていないことからも明らかである。
【００２２】図５のアルミニウム合金Ａ２ においては
、混相組織１中に菊紋状相２が析出しており、その菊紋
状相２はｆｃｃ相と金属間化合物相とが放射状に配列し
た形態を有する。これは図８、線ａ２ で示すアルミニ
ウム合金Ａ２ のＸ線回折図において、金属間化合物の
ピークｂが現われていることからも明らかである。この
金属間化合物は、Ａｌ３ Ｙ、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍ
ｎ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｙ系等である。
、混相組織１中に菊紋状相２が析出しており、その菊紋
状相２はｆｃｃ相と金属間化合物相とが放射状に配列し
た形態を有する。これは図８、線ａ２ で示すアルミニ
ウム合金Ａ２ のＸ線回折図において、金属間化合物の
ピークｂが現われていることからも明らかである。この
金属間化合物は、Ａｌ３ Ｙ、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍ
ｎ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｙ系等である。
【００２３】図６のアルミニウム合金Ａ３ においては
、菊紋状相２の領域が増え、混相組織１の領域が狭くな
っている。この菊紋状相２の直径は約１．１μｍである
。
、菊紋状相２の領域が増え、混相組織１の領域が狭くな
っている。この菊紋状相２の直径は約１．１μｍである
。
【００２４】図７のアルミニウム合金Ａ４ においては
、その２次組織の大部分が菊紋状相２よりなる。この菊
紋状相２の直径は約１．２μｍである。
、その２次組織の大部分が菊紋状相２よりなる。この菊
紋状相２の直径は約１．２μｍである。
【００２５】図４〜図７に至る相変化より、菊紋状相２
の成長速度は小さく、核生成の速いことが判る。
の成長速度は小さく、核生成の速いことが判る。
【００２６】表２はアルミニウム合金Ａ１ 〜Ａ４ に
おける示差熱量分析における発熱量と菊紋状相の体積分
率Ｖｆとの関係を示す。未熱処理状態での発熱量と熱処
理後における発熱量とを比較することによって前記体積
分率Ｖｆが求められる。
おける示差熱量分析における発熱量と菊紋状相の体積分
率Ｖｆとの関係を示す。未熱処理状態での発熱量と熱処
理後における発熱量とを比較することによって前記体積
分率Ｖｆが求められる。
【００２７】
【表２】
【００２８】図９は熱処理時間とアルミニウム合金の硬
さとの関係を示す。図中、点Ａ１ 〜Ａ４ はアルミニ
ウム合金Ａ１ 〜Ａ４ にそれぞれ対応する。
さとの関係を示す。図中、点Ａ１ 〜Ａ４ はアルミニ
ウム合金Ａ１ 〜Ａ４ にそれぞれ対応する。
【００２９】図４〜図７、図９および表２から明らかな
ように、アルミニウム合金の硬さは菊紋状相の増加に伴
い低下するが、アルミニウム合金Ａ３ ，Ａ４ は構造
部材用金属材料として十分な硬さ、したがって強度を維
持しており、したがってアルミニウム合金の２次組織に
おいて菊紋状相の直径を５μｍ以下に、またその体積分
率Ｖｆを２０％以上にそれぞれ設定することによって、
アルミニウム合金の強度を向上させることができる。
ように、アルミニウム合金の硬さは菊紋状相の増加に伴
い低下するが、アルミニウム合金Ａ３ ，Ａ４ は構造
部材用金属材料として十分な硬さ、したがって強度を維
持しており、したがってアルミニウム合金の２次組織に
おいて菊紋状相の直径を５μｍ以下に、またその体積分
率Ｖｆを２０％以上にそれぞれ設定することによって、
アルミニウム合金の強度を向上させることができる。
【００３０】図１０は熱処理後のアルミニウム合金Ａ１
〜Ａ４ を３８５℃、４００℃にてそれぞれ１時間加
熱したときの硬さ変化を示す。この実験は、アルミニウ
ム合金に熱間塑性加工を施すことを想定して行われたも
のである。図１０において、線ｃ１ が加熱温度３８５
℃の場合に、また線ｃ２ が加熱温度４００℃の場合に
それぞれ該当する。
〜Ａ４ を３８５℃、４００℃にてそれぞれ１時間加
熱したときの硬さ変化を示す。この実験は、アルミニウ
ム合金に熱間塑性加工を施すことを想定して行われたも
のである。図１０において、線ｃ１ が加熱温度３８５
℃の場合に、また線ｃ２ が加熱温度４００℃の場合に
それぞれ該当する。
【００３１】図１０から明らかなように、菊紋状相の直
径が５μｍ以下で、またその体積分率Ｖｆが２０％以上
である２次組織を備えたアルミニウム合金Ａ３ ，Ａ４
においては、前記加熱後においても高い硬さを維持し
ており、したがって高強度であることが判る。
径が５μｍ以下で、またその体積分率Ｖｆが２０％以上
である２次組織を備えたアルミニウム合金Ａ３ ，Ａ４
においては、前記加熱後においても高い硬さを維持し
ており、したがって高強度であることが判る。
【００３２】これは、前記のような２次組織を有する場
合には、菊紋状相の界面にひずみが蓄積されているので
その菊紋状相の成長が遅くなるからであると考えられ、
これにより粗大化を抑制された均一な金属組織を有する
高強度構造部材を得ることが可能である。高強度化の観
点より構造部材の金属組織における結晶粒の粒径は１０
μｍ以下であることが望ましい。
合には、菊紋状相の界面にひずみが蓄積されているので
その菊紋状相の成長が遅くなるからであると考えられ、
これにより粗大化を抑制された均一な金属組織を有する
高強度構造部材を得ることが可能である。高強度化の観
点より構造部材の金属組織における結晶粒の粒径は１０
μｍ以下であることが望ましい。
【００３３】菊紋状相の体積分率Ｖｆが２０％未満であ
る２次組織を有するアルミニウム合金Ａ１ ，Ａ２ に
おいては、前記加熱過程で混相組織が急激に分解すると
共に多量の発熱を伴うため金属組織の不均一化および粗
大化を招き、その結果強度が低下する。
る２次組織を有するアルミニウム合金Ａ１ ，Ａ２ に
おいては、前記加熱過程で混相組織が急激に分解すると
共に多量の発熱を伴うため金属組織の不均一化および粗
大化を招き、その結果強度が低下する。
【００３４】図１１は菊紋状相の体積分率Ｖｆが８０％
以上であるアルミニウム合金において、その菊紋状相の
直径とアルミニウム合金の硬さとの関係を示す。
以上であるアルミニウム合金において、その菊紋状相の
直径とアルミニウム合金の硬さとの関係を示す。
【００３５】図１１より、菊紋状相の直径が５μｍ以下
であれば、アルミニウム合金の高強度化が図られること
が明らかである。
であれば、アルミニウム合金の高強度化が図られること
が明らかである。
【００３６】図１２は菊紋状相の体積分率Ｖｆとアルミ
ニウム合金の破断ひずみとの関係を示す。図中、線ｄ１
は菊紋状相の直径が約１μｍの場合に、また線ｄ２
は菊紋状相の直径が約３μｍの場合にそれぞれ該当する
。
ニウム合金の破断ひずみとの関係を示す。図中、線ｄ１
は菊紋状相の直径が約１μｍの場合に、また線ｄ２
は菊紋状相の直径が約３μｍの場合にそれぞれ該当する
。
【００３７】両線ｄ１ ，ｄ２ より明らかなように、
アルミニウム合金の曲げ試験結果から、菊紋状相の体積
分率Ｖｆ２０％以上において靱性の改善が見られ、その
体積分率Ｖｆ４０〜５０％において１８０°密着曲げが
可能となる。
アルミニウム合金の曲げ試験結果から、菊紋状相の体積
分率Ｖｆ２０％以上において靱性の改善が見られ、その
体積分率Ｖｆ４０〜５０％において１８０°密着曲げが
可能となる。
【００３８】図１３は、前記と同一組成（Ａｌ９２Ｆｅ
４ Ｙ３ Ｍｎ１ ）を有し、且つｆｃｃ相の体積分率
Ｖｆが２０％である合金素材に、３６０℃、１時間の熱
処理を施して得られたアルミニウム合金の金属組織を示
す透過型電子顕微鏡写真である。
４ Ｙ３ Ｍｎ１ ）を有し、且つｆｃｃ相の体積分率
Ｖｆが２０％である合金素材に、３６０℃、１時間の熱
処理を施して得られたアルミニウム合金の金属組織を示
す透過型電子顕微鏡写真である。
【００３９】この合金の２次組織は均一な菊紋状相より
形成されている。このように均一な菊紋状相を得るため
には、菊紋状相が現われる前に合金素材におけるｆｃｃ
相の体積分率Ｖｆが５％以上であることが必要である。 これはｆｃｃ相が菊紋状相の核として機能するからであ
ると考えられる。
形成されている。このように均一な菊紋状相を得るため
には、菊紋状相が現われる前に合金素材におけるｆｃｃ
相の体積分率Ｖｆが５％以上であることが必要である。 これはｆｃｃ相が菊紋状相の核として機能するからであ
ると考えられる。
【００４０】図１４は前記合金素材の熱処理に当り、そ
の条件を４００℃、１時間に設定して得られた比較例ア
ルミニウム合金の金属組織を示す透過型電子顕微鏡写真
である。
の条件を４００℃、１時間に設定して得られた比較例ア
ルミニウム合金の金属組織を示す透過型電子顕微鏡写真
である。
【００４１】図１４より、２次組織が比較的大きな粒状
組織より形成されており、組織の粗大化が起っているこ
とが判る。
組織より形成されており、組織の粗大化が起っているこ
とが判る。
【００４２】以下、各種合金素材の組成等およびアルミ
ニウム合金の熱処理条件、物性等を表示する。各表にお
いて、便宜上合金素材とそれから得られたアルミニウム
合金には同一番号が付されており、また表３，表５，表
７，表９の単相組織は非晶質相よりなる。 （ａ） Ａｌ−Ｆｅ−Ｙ系合金（表３，表４）
ニウム合金の熱処理条件、物性等を表示する。各表にお
いて、便宜上合金素材とそれから得られたアルミニウム
合金には同一番号が付されており、また表３，表５，表
７，表９の単相組織は非晶質相よりなる。 （ａ） Ａｌ−Ｆｅ−Ｙ系合金（表３，表４）
【００
４３】
４３】
【表３】
【００４４】
【表４】
【００４５】（ｂ） Ａｌ−Ｎｉ−Ｙ系合金（表５，
表６）
表６）
【００４６】
【表５】
【００４７】
【表６】
【００４８】（ｃ） Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｅ系合金（表７
，表８）
，表８）
【００４９】
【表７】
【００５０】
【表８】
【００５１】（ｄ） Ａｌ−Ｎｉ−Ｍｄ系合金（表９
，表１０）
，表１０）
【００５２】
【表９】
【００５３】
【表１０】
【００５４】（ｅ） Ａｌ−Ｘ−Ｔ系合金（表１１，
表１２）
表１２）
【００５５】
【表１１】
【００５６】
【表１２】
【００５７】（ｆ） Ａｌ−Ｆｅ−Ｙ−Ｚ系合金（表
１３，表１４）
１３，表１４）
【００５８】
【表１３】
【００５９】
【表１４】
【００６０】（ｇ） Ａｌ−Ｎｉ−Ｆｅ−Ｙ−Ｃｅ系
合金（表１５，表１６）
合金（表１５，表１６）
【００６１】
【表１５】
【００６２】
【表１６】
【００６３】
【発明の効果】本発明によれば、前記特定構造の１次組
織を有する合金素材に熱処理を施して前記特定構造の２
次組織を形成することにより、高強度、且つ高靱性なア
ルミニウム合金を得ることができる。
織を有する合金素材に熱処理を施して前記特定構造の２
次組織を形成することにより、高強度、且つ高靱性なア
ルミニウム合金を得ることができる。
【００６４】またこの合金は、熱履歴下における金属組
織の変化が少ないので、高強度構造部材用金属材料とし
て有効である。
織の変化が少ないので、高強度構造部材用金属材料とし
て有効である。
【図１】合金素材のＸ線回折図である。
【図２】合金素材の示差熱量分析図である。
【図３】熱処理温度とアルミニウム合金の硬さとの関係
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図４】１時間の熱処理を行った場合のアルミニウム合
金の金属組織を示す顕微鏡写真である。
金の金属組織を示す顕微鏡写真である。
【図５】３時間の熱処理を行った場合のアルミニウム合
金の金属組織を示す顕微鏡写真である。
金の金属組織を示す顕微鏡写真である。
【図６】１０時間の熱処理を行った場合のアルミニウム
合金の金属組織を示す顕微鏡写真である。
合金の金属組織を示す顕微鏡写真である。
【図７】３０時間の熱処理を行った場合のアルミニウム
合金の金属組織を示す顕微鏡写真である。
合金の金属組織を示す顕微鏡写真である。
【図８】アルミニウム合金のＸ線回折図である。
【図９】熱処理時間とアルミニウム合金の硬さとの関係
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図１０】熱処理後の各種アルミニウム合金を加熱した
ときの硬さ変化を示すグラフである。
ときの硬さ変化を示すグラフである。
【図１１】菊紋状相の直径とアルミニウム合金の硬さと
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１２】菊紋状相の体積分率とアルミニウム合金の破
断ひずみとの関係を示すグラフである。
断ひずみとの関係を示すグラフである。
【図１３】アルミニウム合金の金属組織を示す顕微鏡写
真である。
真である。
【図１４】比較例アルミニウム合金の金属組織を示す顕
微鏡写真である。
微鏡写真である。
１ 混相組織
２ 菊紋状相
Claims (3)
- 【請求項１】 １次組織が、固溶体相よりなる単相組
織、非晶質相よりなる単相組織ならびに固溶体相および
非晶質相よりなる混相組織から選択される一種である合
金素材を製造し、次いで前記合金素材に熱処理を施して
、直径５μｍ以下で、且つ固溶体相と金属間化合物相と
を放射状に配列した菊紋状相を体積分率Ｖｆにて２０％
以上含有する２次組織を得ることを特徴とする高強度高
靱性アルミニウム合金の製造方法。 - 【請求項２】 前記合金素材は、化学式Ａｌａ Ｘｂ
Ｔｃ で表わされ、ＸはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕを含
む第１群から選択される少なくとも一種であり、ＴはＹ
、希土類元素、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｄ（ミッシュメタル）、
Ｃａを含む第２群から選択される少なくとも一種であり
、ａ、ｂ、ｃはそれぞれ原子％で、８５≦ａ≦９６、１
＜ｂ≦１２、１＜ｃ≦１０である、請求項１記載の高強
度高靱性アルミニウム合金の製造方法。 - 【請求項３】 前記合金素材は、化学式Ａｌａ Ｘｂ
Ｔｃ Ｚｄ で表わされ、ＸはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃ
ｕを含む第１群から選択される少なくとも一種であり、
ＴはＹ、希土類元素、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｄ（ミッシュメタ
ル）、Ｃａを含む第２群から選択される少なくとも一種
であり、ＺはＶ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｍｏを含む第３群
から選択される少なくとも一種であり、ａ、ｂ、ｃ、ｄ
はそれぞれ原子％で、８５≦ａ≦９６、１＜ｂ≦１２、
１＜ｃ≦１０、ｄ≦３である、請求項１記載の高強度高
靱性アルミニウム合金の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2411273A JPH04218637A (ja) | 1990-12-18 | 1990-12-18 | 高強度高靱性アルミニウム合金の製造方法 |
| US07/896,823 US5308410A (en) | 1990-12-18 | 1992-06-11 | Process for producing high strength and high toughness aluminum alloy |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2411273A JPH04218637A (ja) | 1990-12-18 | 1990-12-18 | 高強度高靱性アルミニウム合金の製造方法 |
| US07/896,823 US5308410A (en) | 1990-12-18 | 1992-06-11 | Process for producing high strength and high toughness aluminum alloy |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04218637A true JPH04218637A (ja) | 1992-08-10 |
Family
ID=26583000
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2411273A Pending JPH04218637A (ja) | 1990-12-18 | 1990-12-18 | 高強度高靱性アルミニウム合金の製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5308410A (ja) |
| JP (1) | JPH04218637A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106834772A (zh) * | 2017-03-02 | 2017-06-13 | 山东建筑大学 | 一种铝‑硅‑钽中间合金及其制备方法 |
| CN106834769A (zh) * | 2017-01-21 | 2017-06-13 | 山东建筑大学 | 一种铝‑钇‑硼中间合金及其制备方法 |
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| WO2004009855A1 (en) * | 2002-07-18 | 2004-01-29 | Consolidated Engineering Company, Inc. | Method and system for processing castings |
| KR101211347B1 (ko) * | 2004-06-28 | 2012-12-11 | 콘솔리데이티드 엔지니어링 캄파니, 인크. | 주물로부터의 플래싱 및 방해물의 제거를 위한 방법 및장치 |
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-
1990
- 1990-12-18 JP JP2411273A patent/JPH04218637A/ja active Pending
-
1992
- 1992-06-11 US US07/896,823 patent/US5308410A/en not_active Expired - Fee Related
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