(57)【要約】【課題】  高い耐熱性を有する高強度なアルミニウム基合金を提供する【解決手段】  アルミニウムを主成分とする溶湯が過冷却されてなるアルミニウム基合金であって、溶湯は、準結晶を形成するＱ元素と、準結晶の形成を補助するＰ元素と、溶湯の過冷却状態を安定化させると共に前記準結晶の晶出を遅らせるＳ元素とを含み、アルミニウム結晶相またはアルミニウム過飽和固溶体相中に、準結晶が分散しているアルミニウム基合金である。溶湯は、一般式：ＡｌbalＱaＰbＳc（Ｑ元素：Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｌｉ、Ｐｄ、Ｒｕから選択される一種もしくは二種以上の元素、Ｐ元素：Ｆｅ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ａｕ、Ｍｇから選択される一種もしくは二種以上の元素、Ｓ元素：Ｔｉ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｇｅ、Ｗ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａから選択される一種もしくは二種以上の元素、ａ、ｂ、ｃは、原子％で、１≦ａ≦７、１≦ｂ≦６、０．５≦ｃ≦５）で示される。【選択図】      図１
2006274311.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
アルミニウムを主成分とする溶湯が過冷却されてなるアルミニウム基合金であって、
前記溶湯は、準結晶を形成するＱ元素と、当該準結晶の形成を補助するＰ元素と、前記溶湯の過冷却状態を安定化させると共に前記準結晶の晶出を遅らせるＳ元素とを含み、
アルミニウム結晶相またはアルミニウム過飽和固溶体相中に、準結晶が分散していることを特徴とするアルミニウム基合金。
【請求項２】
前記溶湯は、一般式：ＡｌbalＱaＰbＳc
（Ｑ元素：Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｌｉ、Ｐｄ、Ｒｕから選択される一種もしくは二種以上の元素、
Ｐ元素：Ｆｅ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ａｕ、Ｍｇから選択される一種もしくは二種以上の元素、
Ｓ元素：Ｔｉ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｇｅ、Ｗ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａから選択される一種もしくは二種以上の元素、
ａ、ｂ、ｃは、原子％で、１≦ａ≦７、１≦ｂ≦６、０．５≦ｃ≦５）
で示される組成であることを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム基合金。
【請求項３】
前記一般式において、３≦（ａ＋ｂ＋ｃ）≦１１であることを特徴とする請求項２に記載のアルミニウム基合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度を有する高強度アルミニウム基合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
高強度と高耐熱性を有するアルミニウム基合金は、液体急冷法等の急冷凝固方法によって製造されている。例えば、特許文献１には、急冷凝固方法によって得られたアルミニウム基合金が提案されている。
【特許文献１】特公平６−２１３２６号公報（第２頁右欄第４７行目〜第２頁右欄第４３行目）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
しかしながら、特許文献１に記載のアルミニウム基合金は、その非晶質の結晶化温度（分解温度）が約３００℃と低いため、耐熱性の改善が望まれている。すなわち、特許文献１に記載のアルミニウム基合金は、約３００℃の温度領域で、その結晶構造が変化し、機械的特性、熱的特性などが低下する懸念があるため、その改善が望まれている。
また、特許文献１に記載のアルミニウム基合金は、高活性なＹ、Ｃｅを含む高価な希土類元素を含有するため、コストが高いという問題がある。特に、Ｙ、Ｃｅなどの希土類元素は比重が高いため、アルミニウム基合金の比強度が低下するという懸念があった。
【０００４】
そこで、本発明は、高い耐熱性を有する高強度なアルミニウム基合金を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
前記課題を解決するための手段として、請求項１に係る発明は、アルミニウムを主成分とする溶湯が過冷却されてなるアルミニウム基合金であって、前記溶湯は、準結晶を形成するＱ元素と、当該準結晶の形成を補助するＰ元素と、前記溶湯の過冷却状態を安定化させると共に前記準結晶の晶出を遅らせるＳ元素とを含み、アルミニウム結晶相またはアルミニウム過飽和固溶体相中に、準結晶が分散していることを特徴とするアルミニウム基合金である。
【０００６】
このようなアルミニウム基合金に係る溶湯によれば、溶湯がＱ元素を含むことにより、過冷却されると準結晶が形成される。また、溶湯がＰ元素を含むことにより、準結晶の形成は補助される。さらに、溶湯がＳ元素を含むことにより、溶湯（合金）の過冷却状態は安定化し、準結晶の晶出が遅れる。これにより、溶湯が過冷却されてなるアルミニウム基合金では、微細な準結晶が、アルミニウム結晶相またはアルミニウム過飽和固溶体相中に、均一に生成・分散することになる。このように溶湯がＱ元素、Ｐ元素、Ｓ元素を含むことにより、例えば、ガスアトマイズ方法における冷却速度域（約１×１０3〜１×１０5Ｋ／ｓｅｃ）での過冷却でも、微細な準結晶が均一に生成・分散したアルミニウム基合金を得ることができる。
【０００７】
ここで、「微細な準結晶」とは、準結晶の平均粒子径が１０〜１０００ｎｍの範囲内であることを意味する。
また、「均一に生成・分散」とは、他の相（例えばアルミニウム結晶相）を介して隣り合い、最も近接した準結晶間の平均距離が、１０〜５００ｎｍの範囲内であること意味する。これは、準結晶間の平均距離が１０ｎｍ未満の場合、アルミニウム基合金の靭性が不十分となるからであり、一方、準結晶間の平均距離が１０００ｎｍを超える場合、準結晶の析出強化粒子としての機能が低下し、アルミニウム基合金の強度が低下するからである。
さらに、準結晶の生成率、つまり、アルミニウム基合金における準結晶の体積率は、アルミニウム基合の全体積に対して、２０〜８０％の範囲内であることが好ましい。
【０００８】
したがって、このようなアルミニウム基合金によれば、準結晶が、アルミニウム結晶相またはアルミニウムの過飽和固溶体相中に、分散していることにより、その耐熱性が高くなっている。また、高活性なＹ、Ｃｅを含む高価な希土類元素を含まないため、アルミニウム基合金の表面の不動態膜に不均一が発生せず、腐食が進行することもなく、コストが高くなることもない。さらに、比重の高い元素も含まないため、アルミニウム基合金の比強度が低下することもない。
【０００９】
請求項２に係る発明は、前記溶湯は、一般式：ＡｌbalＱaＰbＳc（Ｑ元素：Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｌｉ、Ｐｄ、Ｒｕから選択される一種もしくは二種以上の元素、Ｐ元素：Ｆｅ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ａｕ、Ｍｇから選択される一種もしくは二種以上の元素、Ｓ元素：Ｔｉ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｇｅ、Ｗ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａから選択される一種もしくは二種以上の元素、ａ、ｂ、ｃは、原子％で、１≦ａ≦７、１≦ｂ≦６、０．５≦ｃ≦５）で示される組成であることを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム基合金である。
【００１０】
このようなアルミニウム基合金によれば、Ｑ元素，Ｐ元素、Ｓ元素を適宜に選択することによって、微細な準結晶を、アルミニウム結晶相またはアルミニウム過飽和固溶体相中に、均一に生成・分散させることができる。
【００１１】
請求項３に係る発明は、前記一般式において、３≦（ａ＋ｂ＋ｃ）≦１１であることを特徴とする請求項２に記載のアルミニウム基合金である。
【００１２】
このようなアルミニウム基合金によれば、３≦（ａ＋ｂ＋ｃ）≦１１を満たすことによって、比重の高い（溶質）元素の量が少なくなり、その結果として、アルミニウム基合金が高比強度を有することになる。すなわち、このようなアルミニウム基合金は、その材料特性における靭性値が高く、高強度である。
【００１３】
また、本発明に係るアルミニウム基合金は、その合金組織中に、アルミニウムと、Ｑ元素、Ｐ元素、Ｓ元素に含まれる少なくとも一種の元素とが生成する第１金属間化合物、および／または、Ｑ元素、Ｐ元素、Ｓ元素に含まれる少なくとも二種以上の元素が生成する第２金属間化合物を、さらに含んでもよい。
【００１４】
さらにまた、本発明に係るアルミニウム基合金は、前記準結晶と、前記第１金属間化合物および／または前記第２金属間化合物との体積の和は、２０〜８０％の体積率であることが好ましい。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、高い耐熱性を有する高強度なアルミニウム基合金を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
≪アルミニウム基合金の構成≫
本実施形態に係るアルミニウム基合金は、後記するアルミニウム基合金の製造方法で説明するように、次の一般式（１）で示される組成を有する溶湯３（図２参照）を過冷却して得られた合金である。したがって、本実施形態に係るアルミニウム基合金は、一般式（１）で示される組成を有している。
そして、本実施形態に係るアルミニウム基合金は、アルミニウム結晶相またはアルミニウム過飽和固溶体相中に、微細な準結晶、微細な金属間化合物が相となって生成（析出）・分散してなる。なお、析出した多数の準結晶を総称して準結晶相という。これと同様に、析出した多数の金属間化合物を総称して、金属間化合物相という。
以下、アルミニウム基合金の組成、アルミニウム基合金の結晶構造の順で説明する。
ＡｌbalＱaＰbＳc  …（１）
【００１７】
＜アルミニウム基合金の組成＞
本実施形態に係るアルミニウム基合金において、前記した一般式（１）における残部（balance）のアルミニウムは、マトリックスを形成する元素である。
【００１８】
［Ｑ元素］
一般式（１）におけるＱ元素は、アルミニウムを主成分とする溶湯３に添加され、溶湯３が過冷却されることにより、アルミニウムと複合化し、準結晶を形成する元素である。また、Ｑ元素は、Ｐ元素と組み合わせられることで、準結晶を低溶質量で、つまり、少ない元素量で準結晶を容易に生成させると共に、アルミニウム基合金の合金組織の熱的安定性を向上させる元素である。具体的には、Ｑ元素は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｌｉ、Ｐｄ、Ｒｕから選択される一種もしくは二種以上の元素である。
【００１９】
［Ｐ元素］
一般式（１）におけるＰ元素は、アルミニウムとＱ元素により生成された準結晶中に固溶することで、準結晶を容易に生成させると共に、熱的安定性を向上させる元素である。言い換えると、Ｐ元素は、Ｑ元素による準結晶の形成を補助する元素である。具体的には、Ｐ元素は、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ａｕ、Ｍｇから選択される一種もしくは二種以上の元素である。
【００２０】
［Ｓ元素］
一般式（１）におけるＳ元素は、溶湯３が過冷却された際に、アルミニウム基合金（溶湯３）の過冷却状態を安定化させる元素である。そして、Ｓ元素は、準結晶の生成反応を、低温域の過冷却度が高い状態で生じさせる機能を有する。
言い換えると、Ｓ元素は、準結晶の晶出を遅らせる元素であり、その結果として、準結晶の微細分散に寄与する元素である。具体的には、Ｓ元素は、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｇｅ、Ｗ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａから選択される一種もしくは二種以上の元素である。
なお、Ｓ元素は、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｇｅ、Ｗ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａの他に、Ｃｅ、Ｙ、Ｌａから選択することもできるが、Ｃｅ、Ｙ、Ｌａは希土類元素であり、このような希土類元素を含むとアルミニウム基合金が高コストになると共に、その比強度が低下するため、Ｃｅ、Ｙ、Ｌａ、Ｓｃは選択しない方が望ましい。また、Ｓ元素に、Ｓｃを含むこともできるが、Ｓｃは高コスト・高活性であるため、選択しない方が望ましい。
【００２１】
［Ｑ元素、Ｐ元素、Ｓ元素の原子パーセント］
一般式（１）において、ａはＱ元素の原子％を、ｂはＰ元素の原子％を、ｃはＳ元素の原子％を示す。そして、ａ、ｂ、ｃは、原子％で、１≦ａ≦７、１≦ｂ≦６、０．５≦ｃ≦５を満たす。
Ｑ元素のａ原子％は、準結晶の形成能を規定するものである。Ｑ元素のａ原子％が１原子％より少ないと、準結晶が生成せず、アルミニウム基合金の強度向上が望めない傾向となる。一方、Ｑ元素のａ原子％が７原子％より多いと、準結晶の分散量が過大となり、アルミニウム基合金の靭性が低下する傾向となる。
Ｐ元素のｂ原子％は、Ｑ元素と同様に、準結晶の形成能を規定するものである。Ｐ元素のｂ原子％が１原子％より少ないと、準結晶が生成せず、アルミニウム基合金の強度向上が望めない傾向となる。一方、Ｐ元素のｂ原子％が６原子％より多いと、準結晶の分散量が過大となり、アルミニウム基合金の靭性が低下する傾向となる。
Ｓ元素のｃ原子％は、アルミニウム基合金の過冷却状態の安定度を規定するものである。Ｓ元素のｃ原子％が０．５原子％より少ないと、過冷却状態が不安定となって、粗大な準結晶が生成し、アルミニウム基合金の機械的特性が低下する傾向となる。一方、Ｓ元素のｃ原子％が５原子％より多いと、過冷却状態の安定度が高まり、すなわち、非晶質の形成能が高くなって、準結晶が生成し難くなる。
【００２２】
また、Ｑ元素のａ原子％と、Ｐ元素のｂ原子％と、Ｓ元素のｃ原子％との和（ａ＋ｂ＋ｃ）は、３原子％以上１１原子％以下の範囲であることが好ましい（３≦(ａ＋ｂ＋ｃ）≦１１）。このような範囲を満たすことによって、比重が高い溶質元素、つまり、Ｑ元素、Ｐ元素、Ｓ元素の量が少なくなる。その結果として、アルミニウム基合金は高比強度を有することになる。さらに説明すると、「ａ＋ｂ＋ｃ＜３」の場合、準結晶の分散が不十分であり、準結晶が析出強化粒子としての機能を有しない傾向がある。一方、「ａ＋ｂ＋ｃ＞１１」の場合、準結晶の分散が過大となり、アルミニウム基合金が著しく脆化する傾向がある。
【００２３】
このように、本実施形態に係るアルミニウム基合金は、高価な希土類金属を含んでいないため、低コストである。
また、本実施形態に係るアルミニウム基合金は、高活性なＹ、Ｃｅなどの希土類元素を含んでいないため、その表面の不動態膜に不均一が発生せず、腐食が進行することもない。言い換えると、アルミニウム基合金が高活性な希土類元素を含む場合、その活性のため、アルミニウム基合金の表面の不動態膜に不均一が生じ、その不均一の部分から内部への腐食が進行する傾向を有するが、本実施形態に係るアルミニウム基合金は、このような不均一が発生することはない。
さらに、本実施形態に係るアルミニウム基合金は、比重の大きな元素も含まないため、アルミニウム基合金の比強度が低下することもない。
【００２４】
＜アルミニウム基合金の結晶構造＞
次に、本実施形態に係るアルミニウム基合金の結晶構造について、図１を参照して説明する。
本実施形態に係るアルミニウム基合金は、アルミニウムを主成分とする溶湯３を過冷却したものである。溶湯３は、前記した一般式（１）の組成を満たし、アルミニウム合金に対し準結晶の形成能が高いＱ元素およびＰ元素を含みつつ、Ｓ元素を含むため、アルミニウム基合金における準結晶は、溶湯３（合金）の過冷却状態が安定化し、準結晶の形成能を高められた状態、つまり、準結晶の形成能と過冷却状態の安定化とがバランスし、平衡相への変態が抑えられ、低温域の過冷却度が高い状態で、遅れて析出したものである。
【００２５】
図１に示すように、本実施形態に係るアルミニウム基合金は、アルミニウム結晶相またはアルミニウム過飽和固溶体相と、準結晶（相）とを有している。また、本実施形態に係るアルミニウム基合金は、図１に示すように、金属間化合物（相）を含んでもよい。そして、アルミニウム基合金は過冷却状態が安定したものであるため、図１に示すように、準結晶と金属間化合物とが、アルミニウム結晶相またはアルミニウム過飽和固溶体相をマトリックスとして、微細かつ均一に分散している。これにより、準結晶と金属間化合物とは、アルミニウム基合金の機械的特性の向上に寄与している。
【００２６】
［準結晶］
準結晶（準結晶相を構成する準結晶粒子）は、粒状であり、アルミニウム結晶相またはアルミニウムの過飽和固溶体相中に、析出強化粒子として分散している。特に、微細な準結晶が高い体積率で分散していると、アルミニウム基合金の機械的特性が向上するため好ましい。
準結晶の体積率は、アルミニウム基合金の強度と延性のバランスを考慮し、アルミニウム基合金の全体積に対して２０〜８０％であることが好ましい。準結晶の体積率が２０％未満であると、準結晶が析出強化粒子としての機能を有しないからである。一方、準結晶の体積率が８０％を超えると、アルミニウム基合金が著しく脆化するからである。なお、準結晶の体積率、後記する平均粒子径は、例えば、アルミニウム基合金をＴＥＭ観察することによって、求めることができる。
また、アルミニウム基合金が金属間化合物を含む場合、準結晶と金属間化合物との和の体積率が、アルミニウム基合金の全体積に対して２０〜８０％に設定される。
このような準結晶の体積率は、後記するアルミニウム基合金の製造段階において、溶質元素量や冷却速度を調整することによって、適宜に制御される。
【００２７】
準結晶の平均粒子径は、１０〜１０００ｎｍであることが好ましい。準結晶の平均粒子径が１０ｎｍ未満であると、アルミニウム基合金の高強度化に寄与しないからである。一方、準結晶の平均粒子径が１０００ｎｍを超えると、析出強化粒子としての機能が低下するからである。
【００２８】
［金属間化合物］
金属間化合物（金属間化合物相を構成する金属間化合物粒子）は、粒状であり、アルミニウムと、Ｑ元素、Ｐ元素、Ｓ元素に含まれる少なくとも一種の元素とが生成する第１金属間化合物、および／または、Ｑ元素、Ｐ元素、Ｓ元素に含まれる少なくとも二種以上の元素が生成する第２金属間化合物を含む。このような金属間化合物としては、例えば、後記する実施例４−２におけるＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ系の金属間化合物を挙げることができる。
また、金属間化合物は脆いため、アルミニウム基合金中に少量で析出していることが好ましい。これは、金属間化合物が多量に析出していると、アルミニウム基合金の靭性が低下するからである。
【００２９】
金属間化合物の平均粒子径は、１０〜１０００ｎｍであることが好ましい。金属間化合物の平均粒子径が１０ｎｍ未満であると、アルミニウム基合金の高強度化に寄与しないからである。一方、金属間化合物の平均粒子径が１０００ｎｍを超えると、金属間化合物の析出強化粒子としての機能が低下するからである。
【００３０】
＜アルミニウム基合金の作用効果＞
以上説明した本実施形態に係るアルミニウム基合金によれば、以下の作用効果を得ることができる。
（１）準結晶が、アルミニウム結晶相またはアルミニウム過飽和固溶体相中に、微細かつ均一に分散しているため、アルミニウム基合金の室温、高温における硬度、強度が高くなると共に、耐熱性が高くなる。これと共に、例えば、アルミニウム基合金の塑性加工において、準結晶の分解温度（例えば４００℃）以下にて、マトリックスを構成するアルミニウムの延性を利用し、鍛造などの成形加工を容易に行うことができる。その結果として、アルミニウム基合金は、急冷凝固組織を保持しつつ加工性に優れることから、例えば、自動車等の構造部材への高比強度耐熱材料として適用することができる。
（２）Ｙ、Ｃｅなどの高活性で、比重が大きく高価な希土類元素を含まないことにより、本実施形態に係るアルミニウム基合金は、低コストかつ低比重（高比強度）となる。
【００３１】
≪アルミニウム基合金の一製造方法≫
次に、本実施形態に係るアルミニウム基合金の製造方法について説明する。
本実施形態に係るアルミニウム基合金は、前記した一般式（１）を満たす組成を有する母合金の溶湯を、単ロール法、双ロール法、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、メカニカルグラインディング法などの製造方法を利用することによって、得ることができる。
【００３２】
これらの製造方法において、溶湯の冷却速度は１０2〜１０5Ｋ／ｓｅｃ程度に設定することが好ましい。また、溶質元素（母合金に含まれる元素）の量、溶湯の冷却速度、集成材の加熱・加工温度、加工度等の製造条件を適宜に調整することにより、アルミニウム基合金において、マトリックスを形成するアルミニウムの結晶粒径や、準結晶／金属間化合物の粒径、析出量、分散状態等を制御することができる。すなわち、前記製造条件を適宜に制御することにより、強度、延性、耐熱性などにおいて、所望の物性を有するアルミニウム基合金を得ることができる。
【００３３】
このうち、図２を参照して、単ロール液体急冷装置１を使用する単ロール法について説明する。前記した一般式（１）を満たす組成の母合金を、適宜な溶解炉で溶解して溶湯３とし、下部に流出口を有する石英管２に投入する。次いで、石英管２の流出口から、その下方に位置するロール４に溶湯３を流下させつつ、ロール４を所定回転速度で回転させて、溶湯３を急冷する。そうすると、薄帯状の本実施形態に係るアルミニウム基合金５を得ることができる。ここで、ロール４の回転速度を適宜に調整することにより、溶湯３の冷却速度を制御することができる。
【００３４】
ここで、一般式（１）の組成を満たす溶湯３は、アルミニウム合金に対し準結晶の形成能が高いＱ元素およびＰ元素を含みつつ、Ｓ元素を含むため、溶湯３（合金）の過冷却状態を安定化させながら、準結晶の形成能を高めることができる。つまり、準結晶の形成能と過冷却状態の安定化とをバランスさせることができ、その結果として、平衡相への変態を抑え、準結晶の析出（晶出）反応を低温域の過冷却度が高い状態で生じさせることが可能となる。これは、準結晶の析出時の反応を、高核生成頻度・低成長速度で生じさせることであり、これにより、準結晶の生成が極力遅れて、準結晶が微細な状態で析出することになる。
その結果として、準結晶が、アルミニウム結晶相等からなるマトリックスに、微細かつ均一に分散する。
このように、本実施形態に係るアルミニウム基合金の一製造方法によれば、粗大な準結晶および粗大なアルミニウム結晶相が多量に析出しないため、耐熱性に優れた高強度のアルミニウム基合金を得ることができる。
【００３５】
以上、本発明の好適な実施形態について説明したが、本発明は前記実施形態に限定されず、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で適宜変更することができる。
【実施例】
【００３６】
以下、実施例に基づいて、本発明をさらに具体的に説明する。
【００３７】
（１）実施例１グループ、比較例１グループ
（１−１）薄帯状のアルミニウム基合金の作製
次の表１に示す組成（原子％比）の母合金をアーク溶解炉で溶製して溶湯３とした（図２参照）。次いで、この溶湯３を、株式会社真壁技研製の単ロール液体急冷装置１を使用して冷却し、薄帯状（厚さ４０μｍ、幅１．５ｍｍのリボン状）のアルミニウム基合金５を作製した（実施例１−１〜実施例１−１３）。なお、単ロール液体急冷装置１は直径２００ｍｍの銅製のロール４を備えており、ロール４の回転速度は２０００ｒｐｍに設定した。また、薄帯状のアルミニウム基合金の冷却速度は、約１×１０5Ｋ／ｓｅｃとした。さらに、このような冷却は０．１３３Ｐａ（１×１０-3Ｔｏｒｒ）以下のＡｒ雰囲気中で行った。
このような作製方法で得たアルミニウム基合金を実施例１グループとし、表１に示す組成比に対応して、サンプルＮｏ．を振り分けた。すなわち、表１において、例えば「実施例１−１」は、「実施例１グループのＮｏ．１」を示す。
また、比較例１−１、１−２に示す組成を有する薄帯状のアルミニウム基合金を作製した。なお、比較例１−２における「Ｍｍ」はミッシュメタルを示し、Ｌａ、Ｃｅなどの希土類元素を含む。
【００３８】
【表１】
2006274311.tif 000003
【００３９】
（１−２）アルミニウム基合金の分析
（１−２−１）結晶構造
表１に示す実施例１−１〜比較例１−２を、Ｘ線回折により解析した。表１に示すように、実施例１−１〜実施例１−１３は、ｆｃｃ−Ａｌ（Ａｌ結晶相またはＡｌ過飽和固溶体相）と、微細な正二十面体の準結晶（ＱＣ：quasi crystal）との複合組織（または、ｆｃｃ−Ａｌと、準結晶と、金属間化合物（ＩＭＣ：inter metallic compound）との複合組織）であることが確認された。
すなわち、実施例１−１〜実施例１−１３の結晶構造は、いずれも準結晶（ＱＣ）を含むことが確認された。
【００４０】
（１−２−２）硬度
実施例１−１〜比較例１−２について、２５ｇの微小ヴィッカース硬度計によって、室温における硬度（ヴィッカース硬度Ｈｖ）を測定した（表１参照）。表１に示すように、実施例１−１〜実施例１−１３の硬度は、比較例１−１、１−２の硬度に対して、４００〜６００と極めて高いことが確認された。すなわち、実施例１−１〜実施例１−１３は、高い硬度を有しており、高強度であることが確認された。
【００４１】
（１−２−３）結晶化温度
実施例１−１〜比較例１−２について、準結晶の結晶化温度Ｔｘを測定した（表１参照）。結晶化温度Ｔｘは、４０Ｋ／ｍｉｎで加熱した示差走査熱分析曲線における最初の発熱ピーク温度（準結晶の分解・結晶化温度）である。
表１に示すように、実施例１−１〜実施例１−１３の結晶化温度Ｔｘは、３５０℃以上であると共に、比較例１−１、１−２より高いことが確認された。これにより、実施例１−１〜実施例１−１３は、高い耐熱性を有することが確認された。
【００４２】
（２）実施例２グループ
（２−１）薄帯状のアルミニウム基合金の作製
実施例１グループと同様の方法で、次の表２に示す組成（原子％比）の薄帯状（厚さ１００μｍ、幅１．５ｍｍ）のアルミニウム基合金を作製した（実施例２−１〜実施例２−１２）。なお、ロール４の回転速度は１０００ｒｐｍに変更し、薄帯状のアルミニウム基合金５の冷却速度を約５×１０3Ｋ／ｓｅｃとした。
【００４３】
【表２】
2006274311.tif 000004
【００４４】
（２−２）アルミニウム基合金の分析
実施例２−１〜実施例２−１２について、Ｘ線解析によって結晶構造を、微小ヴィッカース硬度計によって室温における硬度（Ｈｖ）を、示差走査熱分析によって結晶化温度Ｔｘ（℃）を、それぞれ測定した。
実施例２−１〜実施例２−１２の結晶構造は、表２に示すように、微細なｆｃｃ−Ａｌと、微細な正二十面体の準結晶（および金属間化合物）の複合組織であることが確認された。実施例２−１〜実施例２−１２の硬度は、一般にアルミニウム基合金の硬度が５０〜１００（Ｈｖ）であることに対し、約２００〜４００（Ｈｖ）であり、極めて高い硬度を有し、高強度であることが確認された。実施例２−１〜２−１２の結晶化温度Ｔｘは４００℃以上であり、優れた耐熱性を有することが確認された。
【００４５】
（３）実施例３グループ
（３−１）薄帯状のアルミニウム基合金の作製
実施例１グループと同様の方法で、次の表３に示す組成（原子％比）の薄帯状（厚さ１００μｍ、幅１．５ｍｍ）のアルミニウム基合金を作製した（実施例３−１〜実施例３−９）。なお、ロール４の回転速度は１０００ｒｐｍとし、薄帯状のアルミニウム基合金の冷却速度を約５×１０3Ｋ／ｓｅｃとした。
【００４６】
【表３】
2006274311.tif 000005
【００４７】
（３−２）アルミニウム基合金の分析
実施例３−１〜実施例３−９について、Ｘ線解析によって結晶構造を、微小ヴィッカース硬度計によって室温における硬度（Ｈｖ）を、示差走査熱分析によって結晶化温度Ｔｘ（℃）を、それぞれ測定した。
実施例３−１〜３−９の結晶構造は、表３に示すように、微細なｆｃｃ−Ａｌと、微細な正二十面体の準結晶（および金属間化合物）の複合組織であることが確認された。実施例３−１〜３−９の硬度は、通常のアルミニウム基合金の硬度が５０〜１００（Ｈｖ）であることに対し、約２５０〜３５０と極めて高い硬度を有しており、高強度であることが確認された。実施例３−１〜３−９の結晶化温度Ｔｘは４５０℃以上であり、優れた耐熱性を有することが確認された。
【００４８】
ここで、実施例３−４〜実施例３−９について、Ｑ元素（Ｃｒ）と、Ｐ元素（Ｆｅ）の原子％に対してグラフ化すると図３のようになった。図３によれば、アルミニウム基合金は、その結晶構造に、準結晶を有しやすい組成領域Ｓ１と、準結晶および金属間化合物を有しやすい組成領域Ｓ２および組成領域Ｓ３と、に分類されることがわかった。
また、図３によれば、Ｑ元素（Ｃｒ）と、Ｐ元素（Ｆｅ）の原子％（組成）を適宜に調整することによって、微細なｆｃｃ−Ａｌのマトリックスと、これに分散した微細な正二十面体の準結晶（および金属間化合物）との複合組織を有するアルミニウム基合金を製造可能と推定される。
【００４９】
（３−３）実施例１〜３グループのまとめ
このように、アルミニウム基合金における準結晶、金属間化合物の分散状態は、アルミニウム基合金の組成、その製造プロセスなどを調整することによって、適宜に制御できることが確認された。
また、実施例１グループ〜実施例３グループに係るアルミニウム基合金は、高い硬度と高い結晶化温度を有するため、例えば、高耐熱強度を示すバルク固化材の原材料として用いることもできる。これらのアルミニウム基合金は、粉末押し出し、粉末鍛造、焼結、ホットプレス、圧延等の手段を用いて固化することにより、所望の形状を持つ耐熱高強度部品として利用できる。
【００５０】
（４）実施例４グループ
（４−１）アルミニウム基合金製の押し出し材の作製
ガスアトマイズ法（冷却速度域：１×１０3〜１×１０5Ｋ／ｓｅｃ）により、次の表４に示す組成を有する粉末状のアルミニウム基合金６（図４参照）を作製した。そして、図４に示すように、このアルミニウム基合金６を冷間成形し、冷間成形したアルミニウム基合金６を、アルミニウム合金などの金属製の缶７（カプセル）に封入し、押し出し用ビレット８を作製した（缶詰工程）。
【００５１】
次いで、ヒータ９などで押し出し用ビレット８を加熱し、押し出し用ビレット８内のガスを排出した（脱ガス工程）。続いて、適宜に加熱した後、適宜な押し出し機を使用し、押し出し用ビレット８を４００℃で押し出した。その後、固化させて、棒状（直径６ｍｍ）の押し出し材１０を得た（実施例４−１〜実施例４−４）。
また、これと同様の方法を使用して、比較例４−１に示す組成を有する押し出し材を作製した。
【００５２】
【表４】
2006274311.tif 000006
【００５３】
（４−２）押し出し材（アルミニウム基合金）の分析
実施例４−１〜実施例４−４は、ほぼ真密度であった。
実施例４−１から実施例４−４の室温における機械的特性（室温における硬度、引張強度）と、高温下における機械的特性（３００℃保持時における引張強度）を測定した。表４に示されるように、実施例４−１〜実施例４−４は、従来の汎用高強度アルミニウム基合金や希土類元素を含有するミッシュメタル（Ｍｍ）を含む比較例４−１に対して、優れた強度を有することが確認された。特に、高温下において、実施例４−１〜実施例４−４の引張強度は、比較例４−１に対して、飛躍的に高いことが確認された。
【００５４】
また、実施例４−１〜実施例４−４の結晶化温度Ｔｘ（準結晶が分解する温度）は４５０℃以上であり、非常に優れた耐熱性を有することが確認された。
【００５５】
（４−２）実施例４−４のＸ線回折
ここで、Ｘ線回折結果の一例として、図５に実施例４−４のＸ線回折図形を示す。このＸ線回折図形より、実施例４−４は、ｆｃｃ構造の微細なアルミニウム結晶相と、微細な正二十面体の準結晶との混相組織となっていることが分かった。さらに説明すると、図５において、（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）で示すピークはｆｃｃ構造のＡｌ結晶に対応するピークである。（２１１１１１）、（２２１００１）で示すピークは正二十面体の準結晶に対応するピークである。また、これらピークの解析より、実施例４−４に係るアルミニウム基合金の準結晶の組成は、Ａｌ80Ｃｒ13.5Ｆｅ6.5であることが分かった。
【００５６】
（４−３）実施例４−４のＴＥＭ観察
次に、準結晶（ＱＣ）を有する実施例４−４について（表４参照）、ＴＥＭ（transmission electron microscope）観察用の試験片を切り出し、ＴＥＭ観察を行うとともに、電子線回折像の解析を行った（図６参照）。
この解析より、実施例４−４において、相となって析出している微細粒子は、正二十面体の準結晶であることが確認された。そして、準結晶の平均粒径は１０〜１０００ｎｍの範囲内であった（図６参照）。また、実施例４−４に係るマトリックスはアルミニウム過飽和固溶体であった。さらに、実施例４−４において、準結晶の体積率は約７１％であった。
【００５７】
（４−５）実施例４−２のＴＥＭ観察
次に、準結晶（ＱＣ）および金属間化合物（ＩＭＣ）を有する実施例４−２について（表４参照）、前記した実施例４−４と同様に、ＴＥＭ観察、電子線回折像の解析を行った（図７参照）。
この解析により、実施例４−２において、析出している微細粒子は、正二十面体の準結晶と、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ系の金属間化合物であることが確認された。そして、準結晶の平均粒径と、金属間化合物の平均粒径は、いずれも、１０〜１０００ｎｍの範囲内であった（図７参照）。また、金属間化合物は、準結晶と同様に、マトリックス中に微細かつ均一に分散していた。実施例４−２に係るマトリックスは、実施例４−４と同様に、アルミニウム過飽和固溶体相であった。実施例４−２において、準結晶の体積と金属間化合物の体積の和の体積率は、全体体積に対して、約６５％であった。
【００５８】
（４−６）実施例４−４の長時間での熱処理
実施例４−４を、３００℃の真空中（０．１３３Ｐａ（１０-5Ｔｏｒｒ））において、２００時間にて、熱処理した。そして、熱処理後の実施例４−４をＸ線回折により分析した（図８参照）。
熱処理前の図５と、熱処理後の図８とを比較すると、熱処理後の図８に係るＸ線回折図形には、図５と同様に、準結晶に対応するピーク（（２１１１１１）、（２２１００１））が現れていることが確認された。これにより、本熱処理によって準結晶は分解していないことが確認された。よって、実施例４−４は、非常に優れた耐熱性を有していることが確認された。
【００５９】
（４−７）実施例４−４の熱処理・加工
実施例４−４に係る直径６ｍｍの棒状の押し出し材１０（図４参照）を、長さ９ｍｍで切断し、切り出し片１１を得た。そして、この切り出し片１１を、準結晶の分解温度以下である４００℃未満で加熱した後、図９（ａ）に示すように、鍛造加工に相当する圧縮ひずみ速度０．１７／ｓｅｃを付与し、その軸方向の圧縮ひずみが６０％となるまで圧縮変形した。図９（ｂ）に示すように、圧縮変形後の切り出し片１１には、割れ等が発生しなかった。すなわち、実施例４−４に係る切り出し片１１は、良好な加工性を有していることが確認された。
また、圧縮変形後の切り出し片１１について、Ｘ線回折を行ったところ、熱処理・加工後のＸ線回折図形には、熱処理・加工前のＸ回折図形（図５参照）と同様の準結晶に対応するピークが現れており、本熱処理・圧縮変形を行っても、微細な準結晶が安定して存在していることが確認された。よって、加工後の実施例４−４は、耐熱性を維持していることが確認された。
【図面の簡単な説明】
【００６０】
【図１】本実施形態に係るアルミニウム基合金の模式図である。
【図２】本実施形態に係る単ロール液体急冷装置の側面図である。
【図３】実施例３−４〜実施例３−９の組成分布を示すグラフである。
【図４】実施例４グループの作製状況を段階的に示す工程図である。
【図５】実施例４−４のＸ線回折図形である（熱処理前）。
【図６】実施例４−４のＴＥＭ観察写真および電子線回折像である。
【図７】実施例４−２のＴＥＭ観察写真および電子線回折像である。
【図８】実施例４−４のＸ線回折図形である（熱処理後）。
【図９】実施例４−４の圧縮変形に係り、（ａ）は圧縮中、（ｂ）は圧縮変形後を示す。
【符号の説明】
【００６１】
１      単ロール液体急冷装置
３      溶湯
４      ロール
５、６  アルミニウム基合金
【図１】
2006274311.tif 000007
【図２】
2006274311.tif 000008
【図３】
2006274311.tif 000009
【図４】
2006274311.tif 000010
【図５】
2006274311.tif 000011
【図８】
2006274311.tif 000012
【図９】
2006274311.tif 000013
【図６】
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【図７】
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