(57)【要約】【課題】本発明は、良好な強度および耐熱性を有しながらも比重を低減して比強度の低下を防止することができるアルミニウム基合金を提供することを課題とする。【解決手段】本発明は、アルミニウムを主成分とする合金溶湯が過冷却されてなるアルミニウム基合金であって、前記合金溶湯は、準結晶相を形成可能な元素と、前記準結晶の形成を補助する元素と、前記合金溶湯の過冷却状態を安定化させると共に結晶相の晶出を遅らせる元素とを含み、微細な非晶質相と、アルミニウム結晶相もしくはアルミニウムの過飽和固溶体相との混合組織、または非晶質相のみの単相からなることを特徴とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
アルミニウムを主成分とする合金溶湯が過冷却されてなるアルミニウム基合金であって、
前記合金溶湯は、準結晶相を形成可能な元素Ｑ１と、前記準結晶の形成を補助する元素Ｑ２と、前記合金溶湯の過冷却状態を安定化させると共に結晶相の晶出を遅らせる元素Ｐ１とを含み、
微細な非晶質相と、アルミニウム結晶相もしくはアルミニウムの過飽和固溶体相との混合組織、または非晶質相のみの単相からなることを特徴とするアルミニウム基合金。
【請求項２】
一般式：ＡｌｂａｌＱ１ａＱ２ｂＰ１ｃ
（ただし、前記一般式中、Ｑ１は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、およびＬｉから選択される一種または二種以上の元素であり、Ｑ２は、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｎｂ、およびＣｕから選択される一種または二種以上の元素であり、Ｐ１は、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｇｅ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、およびＷから選択される一種または二種以上の元素であり、ａ、ｂ、およびｃのそれぞれは、原子％を表し、１≦ａ≦７、１≦ｂ≦７、１≦ｃ≦１０、およびｃ≧０．７５（ａ＋ｂ）の関係を満足する正数である）
で示される合金溶湯を、冷却速度１×１０５〜１×１０７Ｋ／ｓｅｃで冷却して得られたアルミニウム基合金であって、
微細な非晶質相と、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との混合組織であることを特徴とするアルミニウム基合金。
【請求項３】
一般式：ＡｌｂａｌＱ１ａＱ２ｂＰ１ｃ
（ただし、前記一般式中、Ｑ１は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、およびＬｉから選択される一種または二種以上の元素であり、Ｑ２は、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｎｂ、およびＣｕから選択される一種または二種以上の元素であり、Ｐ１は、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｇｅ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、およびＷから選択される一種または二種以上の元素であり、ａ、ｂ、およびｃのそれぞれは、原子％を表し、１≦ａ≦７、１≦ｂ≦７、１≦ｃ≦１０、およびｃ≧０．７５（ａ＋ｂ）の関係を満足する正数である）
で示される合金溶湯を、冷却速度１×１０５〜１×１０７Ｋ／ｓｅｃで冷却して得られたアルミニウム基合金であって、
非晶質相のみの単相からなることを特徴とするアルミニウム基合金。
【請求項４】
前記一般式のａ、ｂ、およびｃは、３≦（ａ＋ｂ＋ｃ）≦１４の関係を満足する正数であることを特徴とする請求項２または請求項３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、アルミニウムを主成分とするアルミニウム基合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来のアルミニウム基合金は、一般に硬度が低く、耐熱性も低い。近年、アルミニウム基合金の溶湯（以下、単に「合金溶湯」という）を急冷凝固させることで合金の組織を微細化し、アルミニウム基合金の強度等の機械的特性や耐食性等の化学的特性を改善する試みがなされているものの、得られるアルミニウム基合金の強度、耐熱性等の特性は充分ではない。
ところで、液体急冷法によって生成するアルミニウム基合金の非平衡・準周期構造に着目すると、非晶質（アモルファス）相や準結晶相を有するアルミニウム基合金が挙げられる。このアルミニウム基合金は、結晶相を有する一般的なアルミニウム基合金と比較して、機械的特性や化学的特性に優れる。特に、後記する特許文献１および特許文献２に開示されたアルミニウム基合金は、希土類元素を含むものであって、非晶質（アモルファス）相、またはこの非晶質相と微細結晶相との混合組織を有している。そして、このアルミニウム基合金は、強度、耐熱性、耐食性に優れていると共に、曲げ等の加工性にも優れている。したがって、このアルミニウム基合金は、高強度材料、高耐摩耗性材料として有用である。ちなみに、前記微細結晶相は、アルミニウムマトリクスからなる金属固溶体相、微細な結晶からなるアルミニウムマトリクス相、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っている。
【特許文献１】特公平５−７４５９号公報
【特許文献２】特公平５−３２４６４号公報
【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および特許文献２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にコストが高くなるばかりでなく、Ｙ、Ｃｅなどの希土類元素は比重が高いために、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る。
【０００４】
そこで、本発明は、良好な強度および耐熱性を有しながらも比重を低減して比強度の低下を防止することができる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本発明は、アルミニウムを主成分とする合金溶湯が過冷却されてなるアルミニウム基合金であって、前記合金溶湯は、準結晶相を形成可能な元素Ｑ１と、前記準結晶の形成を補助する元素Ｑ２と、前記合金溶湯の過冷却状態を安定化させると共に結晶相の晶出を遅らせる元素Ｐ１とを含み、微細な非晶質相と、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との混合組織であることを特徴とする。
このアルミニウム基合金では、合金溶湯に準結晶相を形成可能な元素Ｑ１を含みながらも、準結晶相よりも非晶質（アモルファス）相が優先的に形成されたものである。つまり、このアルミニウム基合金は、準結晶相を実質的に含まない準結晶相非含有組織となっている。なお、ここでの「準結晶相を実質的に含まない」とは、Ｘ線回折による解析で準結晶相が確認されないことを意味する。
このアルミニウム基合金では、微細な非晶質相と、アルミニウム結晶相もしくはアルミニウムの過飽和固溶体相との混合組織となっているので、高い強度を発揮すると共に優れた耐熱性を発揮する。
また、このアルミニウム基合金は、従来のアルミニウム基合金と異なって、高活性なＹ、Ｃｅ等の高価な希土類元素を使用しなくとも非晶質相を形成することができるので、比重を低減して比強度の低下を防止することができる。
【０００６】
また、前記課題を解決する本発明は、一般式：ＡｌｂａｌＱ１ａＱ２ｂＰ１ｃ（ただし、前記一般式中、Ｑ１は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、およびＬｉから選択される一種または二種以上の元素であり、Ｑ２は、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｎｂ、およびＣｕから選択される一種または二種以上の元素であり、Ｐ１は、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｇｅ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、およびＷから選択される一種または二種以上の元素であり、ａ、ｂ、およびｃのそれぞれは、原子％を表し、１≦ａ≦７、１≦ｂ≦７、１≦ｃ≦１０、およびｃ≧０．７５（ａ＋ｂ）の関係を満足する正数である）で示される合金溶湯を、冷却速度１×１０５〜１×１０７Ｋ／ｓｅｃで冷却して得られたアルミニウム基合金であって、微細な非晶質相と、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との混合組織であることを特徴とする。
また、このようなアルミニウム基合金は、非晶質相の単相のみからなっていてもよい。
このアルミニウム基合金では、１≦ａ≦７、および１≦ｂ≦７の関係を満足するように、Ｑ１のａ、およびＱ２のｂを規定することによって、準結晶相よりも非晶質相を優先的に形成する。そして、このアルミニウム基合金は、非晶質相を優先的に形成することによって、結晶相の晶出を抑制する。
また、このアルミニウム基合金では、１≦ｃ≦１０の関係を満足するように、Ｐ１のｃを規定することによって、合金溶湯の過冷却状態を安定化し、結晶相の晶出を抑制する。
また、このアルミニウム基合金では、ｃ≧０．７５（ａ＋ｂ）の関係を満足するように、Ｑ１のａ、Ｑ２のｂ、およびＰ１のｃを規定することによって、準結晶相よりも非晶質相の形成を優先させることができる。
【０００７】
このようなアルミニウム基合金においては、ａ、ｂ、およびｃは、３≦（ａ＋ｂ＋ｃ）≦１４の関係を満足する正数であることが望ましい。
このようなアルミニウム基合金によれば、３≦（ａ＋ｂ＋ｃ）≦１４を満たすことによって、比重の高い溶質元素（Ｑ１、Ｑ２、およびＰ１）の量が少なくなるので、アルミニウム基合金の比強度が更に向上する。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、良好な強度および耐熱性を維持しつつ比重を低減して比強度の低下を防止することができる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】
【０００９】
≪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、アルミニウムを主成分とする合金溶湯を過冷却して得られた合金である。
そして、本実施形態に係るアルミニウム基合金は、後記するように、準結晶相を形成可能な後記する元素Ｑ１を含みながらも、アルミニウム基合金を構成する成分の組成比を後記する所定の範囲に設定することで、準結晶相よりも優先的に非晶質相を形成させたことを特徴とする。つまり、詳しくは後記するが、本実施形態に係るアルミニウム基合金は、微細な非晶質相と、アルミニウム結晶相もしくはアルミニウムの過飽和固溶体相との混合組織、または非晶質相のみの単相からなっている。言い換えれば、本実施形態に係るアルミニウム基合金は、準結晶相を実質的に有していない準結晶相非含有組織となっている。なお、ここで「実質的に準結晶相を有していない」とは、Ｘ線回折による解析で準結晶相が確認されないことを意味する。
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。
【００１０】
＜アルミニウム基合金の組成＞
アルミニウムを主成分とする本実施形態に係るアルミニウム基合金は、合金溶湯と同じ次の一般式（１）
ＡｌｂａｌＱ１ａＱ２ｂＰ１ｃ・・・（１）
で示される。
このアルミニウム基合金は、元素Ｑ１と、元素Ｑ２と、元素Ｐ１とをそれぞれａ原子％、ｂ原子％、およびｃ原子％で含み、元素Ｑ１、元素Ｑ２、および元素Ｐ１以外の残部（bal：Balance）としてアルミニウムを含んでいる。
【００１１】
［元素Ｑ１］
元素Ｑ１は、アルミニウムを主成分とする合金溶湯に添加され、この合金溶湯が過冷却されることにより、アルミニウムと複合化し、アルミニウム基合金中で準結晶相を形成可能な元素である。しかしながら、この元素Ｑ１は、準結晶相を形成可能な元素でありながら、後記する所定の条件では準結晶相ではなく非晶質相を優先的に形成する。また、元素Ｑ１は、元素Ｑ２と組み合わせられることで、非晶質相を低溶質量で、つまり、少ない元素量で非晶質相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、元素Ｑ１は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、およびＬｉから選択される一種または二種以上の元素である。このような元素Ｑ１は、後記する所定の条件で正２０面体構造（または正１０角形構造）の基本クラスタを形成することができる。
【００１２】
［元素Ｑ２］
元素Ｑ２は、アルミニウムと元素Ｑ１により生成される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、元素Ｑ２は、元素Ｑ１による準結晶の形成を補助する元素である。しかしながら、この元素Ｑ２は、後記する所定の条件で元素Ｑ１が準結晶相ではなく非晶質相を優先的に形成する際に、非晶質相の形成を補助する元素となる。具体的には、元素Ｑ２は、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｎｂ、およびＣｕから選択される一種または二種以上の元素である。
【００１３】
［元素Ｐ１］
元素Ｐ１は、合金溶湯が過冷却された際に、合金溶湯の過冷却状態を安定化させる元素である。そして、元素Ｐ１は、結晶相の晶出反応を低温域の過冷却度が高い状態まで抑制する機能を有する。その結果、結晶相が晶出する場合であっても結晶相をアルミニウム基合金中に微細に分散させることとなる。具体的には、元素Ｐ１は、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｇｅ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、およびＷから選択される一種または二種以上の元素である。
【００１４】
［元素Ｑ１、元素Ｑ２、および元素Ｐ１の組成比（原子％）］
前記一般式（１）において、元素Ｑ１のａ（原子％）は、結晶相の晶出を抑制する非晶質相の形成能を規定するものであって、１≦ａ≦７を満たす正数である。ａ原子％が１原子％より少ないと、非晶質相の形成能が不足して結晶相の晶出抑制効果が不充分となる。その結果、アルミニウム基合金の強度向上が望めない場合がある。また、ａ原子％が７原子％より多いと準結晶相を優先的に晶出することとなる。その結果、準結晶の分散量が過大となって、アルミニウム基合金の靭性が低下する場合がある。
【００１５】
前記一般式（１）において、元素Ｑ２のｂ（原子％）は、元素Ｑ１のａ（原子％）と同様に、結晶相の晶出を抑制する非晶質相の形成能を規定するものであって、１≦ｂ≦７を満たす正数である。ｂ原子％が１原子％より少ないと、非晶質相の形成能が不足して結晶相の晶出抑制効果が不充分となる。その結果、アルミニウム基合金の強度向上が望めない場合がある。また、ｂ原子％が７原子％より多いと準結晶相を優先的に晶出することとなる。その結果、準結晶の分散量が過大となって、アルミニウム基合金の靭性が低下する場合がある。
【００１６】
前記一般式（１）において、元素Ｐ１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って、１≦ｃ≦１０を満たす正数である。ｃ原子％が１原子％より少ないと、過冷却状態が不安定となって、結晶相の晶出が促進される。その結果、得られるアルミニウム基合金の機械的特性が低下する場合がある。また、ｃ原子％が１０原子％より多いと、過冷却状態の安定度が高まるが、得られるアルミニウム基合金の比重が増加する。その結果、アルミニウム基合金の比強度が低下する場合がある。
【００１７】
そして、これらのａ（原子％）、ｂ（原子％）、およびｃ（原子％）は、ｃ≧０．７５（ａ＋ｂ）の関係を満足する正数である。このような関係を満足するようにａ（原子％）、ｂ（原子％）、およびｃ（原子％）が規定された合金溶湯は、準結晶相よりも非晶質相の形成を優先させることができる。なお、ａ（原子％）、ｂ（原子％）、およびｃ（原子％）の関係が、ｃ＜０．７５（ａ＋ｂ）となる場合には、合金溶湯の準結晶の形成能が高いバランスとなって、冷却中に準結晶が優先的に晶出することとなる。
【００１８】
また、ａ（原子％）、ｂ（原子％）、およびｃ（原子％）は、３≦(ａ＋ｂ＋ｃ）≦１４の関係を満足する正数であることが望ましい。このような範囲を満たすことによって、アルミニウムよりも比重が大きい溶質元素、つまり、元素Ｑ１、元素Ｑ２、および元素Ｐ１の量が少なくなって、得られるアルミニウム基合金の比強度が向上する。
【００１９】
＜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、前記したように、微細な非晶質相と、アルミニウム結晶相もしくはアルミニウムの過飽和固溶体相との混合組織、または非晶質相のみの単相からなっている。
【００２０】
また、本実施形態に係るアルミニウム基合金は、前記したように、アルミニウムを主成分とする合金溶湯を過冷却したものである。そして、本実施形態に係るアルミニウム基合金は、非晶質相を含んだ構造とするために、合金溶湯の過冷却状態を安定させ、かつ平衡相である結晶相よりも非平衡相である非晶質相を形成しやすい状態に設定して得られたものである。つまり、本実施形態に係るアルミニウム基合金は、結晶相の晶出反応を抑制するために、元素Ｑ１、元素Ｑ２、および元素Ｐ１を含む液相や固相の準安定性を高くし、高温での平衡相への変態を抑え、晶出反応をできる限り低温域の過冷却度が高い状態で起こさせるようにして得られたものである。
【００２１】
非晶質相の体積率は、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５０％以上であることが望ましい。非晶質相の体積率が５０％未満であると、非晶質相による強度の向上が不充分となる場合がある。この非晶質相の体積率は、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（Ｑ１、Ｑ２、およびＰ１）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。
【００２２】
アルミニウム基合金の組織中における結晶相の結晶の平均粒子径は、１０００ｎｍ以下であることが好ましい。この平均粒子径が１０００ｎｍを超えると、アルミニウム基合金の強度の向上が期待できない場合がある。
【００２３】
≪アルミニウム基合金の製造方法≫
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、前記一般式（１）の組成を有する合金溶湯を、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。
【００２４】
これらの製造方法において、合金溶湯の冷却速度は、１×１０５〜１×１０７Ｋ／ｓｅｃに設定する。
また、溶質元素の量、合金溶湯の冷却速度、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、非晶質相、微細な結晶相の分散状態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。
【００２５】
得られたアルミニウム基合金が非晶質相からなる単相組織、または非晶質と微細な結晶相とからなる混合組織であるかは、Ｘ線回折による解析によって確認することができる。この際、前記単相組織の場合には、回折パターンがハローパターンを示し、前記混合組織の場合には、回折パターンがハローパターンと微細な結晶相に起因する回折ピークとが合成されたパターンとなる。
【００２６】
また、非晶質相は、結晶化温度以上で加熱することによって結晶相に分解する。この分解を利用することによって、前記混合組織の構造、つまり非晶質相と結晶相との割合を制御することができる。
そして、本実施形態に係るアルミニウム基合金は、結晶化温度近傍（結晶化温度±１００℃）、または微細な結晶相の安定温度領域内の高温域において軟化するので、容易に押し出し加工や、プレス加工、熱間鍛造等の加工を施すことができる。
【００２７】
＜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。
このアルミニウム基合金は、微細な非晶質相と、アルミニウム結晶相もしくはアルミニウムの過飽和固溶体相との混合組織、または非晶質相のみの単相からなっているので、高い強度を発揮すると共に優れた耐熱性を発揮する。
【００２８】
また、非晶質相のみの単相からなるアルミニウム基合金は、結晶粒界が存在しないので、その表面が極めて平滑となる。その結果、このアルミニウム基合金は、電子材料や、耐食材料として好適に使用することができる。
【００２９】
また、この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。
【００３０】
また、この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。
【００３１】
また、この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。
【実施例】
【００３２】
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。
（実施例１〜２３、および比較例１〜２）
（１−１）薄帯状のアルミニウム基合金の作製
実施例１〜２３、および比較例１〜２では、
一般式：ＡｌｂａｌＱ１ａＱ２ｂＰ１ｃ・・・（１）
（ただし、前記一般式（１）中、Ｑ１は、準結晶相を形成可能な元素を表し、Ｑ２は、準結晶の形成を補助する元素を表し、Ｐ１は、合金溶湯の過冷却状態を安定化させると共に結晶相の晶出を遅らせる元素を表す）
で示される母合金であって、後記する表１〜表３に示すａ、ｂ、およびｃで規定される組成比（原子％）のものをアーク溶解炉で溶製することで合金溶湯が調製された。なお、表１〜表３中には、ｃ／（ａ＋ｂ）の値を併記している。
【００３３】
この合金溶湯を単ロール液体急冷装置に供給することによってアルミニウム基合金が作製された。図１は、実施例のアルミニウム基合金の作製に使用した単ロール液体急冷装置の側面図である。図１に示すように、単ロール液体急冷装置１は、直径２００ｍｍの純銅製冷却ロール４を備えている。この純銅製冷却ロール４は、その回転速度が４０００ｒｐｍに設定されると共に、０．１３３Ｐａ（１×１０-3Ｔｏｒｒ）以下のＡｒ雰囲気に配置された。
【００３４】
この単ロール液体急冷装置１では、石英ガラス製ノズル２に合金溶湯３が供給される。この石英ガラス製ノズル２には、その下側を包囲するように高周波加熱コイル６が設けられている。そして、石英ガラス製ノズル２の下端に設けられた出口は、純銅製冷却ロール４の外周面に近接するように配置されている。そして、石英ガラス製ノズル２から回転する純銅製冷却ロール４に供給される合金溶湯３が急冷凝固することによって、薄帯状（厚さ２０μｍ、幅１．５ｍｍのリボン状）のアルミニウム基合金５が作製されることとなる。なお、アルミニウム基合金の冷却速度は、約１×１０７Ｋ／ｓｅｃとした。
【００３５】
【表１】
2008248343.tif 000002
【００３６】
【表２】
2008248343.tif 000003
【００３７】
【表３】
2008248343.tif 000004
【００３８】
（１−２）アルミニウム基合金の分析
（１−２−１）結晶構造
実施例１〜２３、および比較例１〜２で得られたアルミニウム基合金について、Ｘ線回折による解析が行われた。その結果を表１〜表３に示す。なお、表１〜表３中の「構造」の欄では、アルミニウム基合金のアルミニウムの結晶相またはアルミニウムの過飽和固溶体相を「ｆｃｃ−Ａｌ」と略記し、非晶質（アモルファス）相を「Ａｍｏ」と略記し、正二十面体の準結晶相は、「ＱＣ．」と略記している。
【００３９】
実施例１、および実施例５〜２３、ならびに比較例１で得られたアルミニウム基合金は、表１〜表３に示すように、アルミニウムの結晶相またはアルミニウムの過飽和固溶体相と、非晶質相との混合組織を有していることが確認された。
そして、実施例２〜４、および比較例２で得られたアルミニウム基合金は、表１および表３に示すように、非晶質相のみの単相組織を有していることが確認された。
【００４０】
ここで参照する図２は、実施例２で得られたアルミニウム基合金についてＸ線回折による解析を行った際のチャートである。図３（ａ）は、実施例２で得られたアルミニウム基合金から切り出した試験片のＴＥＭによる電子顕微鏡写真である。図３（ｂ）は、図３（ａ）中の組織から撮影した制限視野電子線回折像写真である。図４は、実施例５で得られたアルミニウム基合金についてＸ線回折による解析を行った際のチャートである。図５（ａ）は、実施例５で得られたアルミニウム基合金から切り出した試験片のＴＥＭによる電子顕微鏡写真である。図５（ｂ）は、図５（ａ）中の組織から撮影した制限視野電子線回折像写真である。
【００４１】
図２に示すように、実施例２で得られたアルミニウム基合金のチャートには急峻なピークが認められず、このチャートは、非晶質相に特有のハローパターンを示している。
また、図３（ｂ）に示すように、実施例２で得られたアルミニウム基合金の制限視野電子線回折像は、非晶質相に特有のハローパターンを示している。また、図３（ａ）および（ｂ）に示すように、実施例２で得られたアルミニウム基合金の組織中には結晶相が確認されず、このアルミニウム基合金は、非晶質相の単相からなる合金であることを示している。
【００４２】
そして、図４に示すように、実施例５で得られたアルミニウム基合金のチャートには、（１１１）、（２００）、（２２０）、および（３１１）で示されるｆｃｃ構造のアルミニウムの結晶相のピークであり、これらのピークは、比較的にブロードなピークとなっている。このことから、実施例５で得られたアルミニウム基合金は、ｆｃｃ構造の微細なアルミニウムの結晶相と、非晶質相の混合組織となっている合金であることを示している。
【００４３】
また、図５（ａ）に示すように、実施例５で得られたアルミニウム基合金は、黒く粒状に見えるｆｃｃ構造の微細なアルミニウムの結晶相と、その背景で白色（灰色）に見える非晶質相とを有していることが確認された。ちなみに、アルミニウムの結晶相の大きさは、約２０ｎｍ以下であり、その体積率は約２０％程度であった。
【００４４】
また、図５（ｂ）に示すように、実施例５で得られたアルミニウム基合金の制限視野電子線回折像は、非晶質相からのハローパターンと、ｆｃｃ構造の微細なアルミニウムの結晶相からのリング状パターンとを重ね合わせたものである。このことから、実施例５で得られたアルミニウム基合金は、ｆｃｃ構造の微細なアルミニウムの結晶相と、非晶質相の混合組織となっている合金であることを示している。
【００４５】
（１−２−２）硬度
実施例１〜２３、および比較例１〜２で得られたアルミニウム基合金について、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（以下、単に「硬度（Ｈｖ）」という）の測定が行われた。その結果を表１〜表３に示す。
【００４６】
（１−２−３）結晶化温度
実施例１〜２３、および比較例１〜２で得られたアルミニウム基合金について、結晶化温度Ｔｘの測定が行われた。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（非晶質相の分解・結晶化温度）である。
【００４７】
（１−２−４）密度
実施例１〜２３、および比較例１〜２で得られたアルミニウム基合金について、密度の測定が定法によって行われた。その結果を表１〜表３に示す。
【００４８】
（１−３）アルミニウム基合金の評価結果
表１〜表３に示すように、実施例１〜２３で得られたアルミニウム基合金の硬度（Ｈｖ）は、約３５０〜５００となっている。通常のアルミニウム基合金の硬度（Ｈｖ）が、５０〜１００程度であることから、実施例１〜２３で得られたアルミニウム基合金は、極めて高い硬度を有しており、高強度であることを示している。
【００４９】
また、実施例１〜２３で得られたアルミニウム基合金の結晶化温度（Ｔｘ）は、３５０℃以上となっており、耐熱性が良好であることを示している。
【００５０】
また、希土類元素を含まない実施例１〜２３で得られたアルミニウム基合金は、その硬度（Ｈｖ）が希土類元素（Ｌａ、Ｃｅ）を含む比較例１および比較例２で得られたアルミニウム基合金の硬度（Ｈｖ）と同等以上であると共に、その密度が比較例１および比較例２のものよりも低く低比重となる。その結果、実施例１〜２３で得られたアルミニウム基合金は、比較例１および比較例２のものよりも比強度が高い。
【００５１】
（比較例３〜２９）
前記一般式（１）で示される母合金であって、後記する表４〜表６に示すａ、ｂ、およびｃで規定される組成比（原子％）のものを、前記実施例１〜２３と同様にして薄帯状のアルミニウム基合金を作製した。なお、表４〜表６中には、ｃ／（ａ＋ｂ）の値を併記している。
【００５２】
得られたアルミニウム基合金の構造を表４〜表６に示す。なお、表４〜表６中の「構造」の欄では、アルミニウム基合金のアルミニウムの結晶相またはアルミニウムの過飽和固溶体相を「ｆｃｃ−Ａｌ」と略記し、非晶質（アモルファス）相を「Ａｍｏ」と略記し、正二十面体の準結晶相は、「ＱＣ．」と略記し、金属間化合物相を「ＩＭＣ」を略記する。
【００５３】
【表４】
2008248343.tif 000005
【００５４】
【表５】
2008248343.tif 000006
【００５５】
【表６】
2008248343.tif 000007
【００５６】
比較例３〜２９で得られたアルミニウム基合金は、表４〜表６に示すように、正二十面体の準結晶相を含んでいる点で、実施例１〜２３で得られたアルミニウム基合金と異なっている。ここで参照する図６は、アルミニウム基合金における非晶質相（アモルファス相）の出現領域と、準結晶相の出現領域とを示すグラフである。この図６は、前記一般式（１）のｃ（原子％）を縦軸にとり、（ａ＋ｂ）（原子％）を横軸にとって、実施例１〜２３で得られたアルミニウム基合金と、比較例３〜２９で得られたアルミニウム基合金とにおける非晶質相、および準結晶相（表１〜表６の構造の欄参照）の出現領域をｃおよび（ａ＋ｂ）に対応付けたグラフである。
【００５７】
図６に示すように、非晶質相の出現領域と準結晶相の出現領域とを画する境界は、ｃ／（ａ＋ｂ）＝０．７５の関係を満たす直線で規定されることが判明した。言い換えれば、ｃ≧０．７５（ａ＋ｂ）となる領域では、非晶質相が出現し、ｃ＜０．７５（ａ＋ｂ）となる領域では、準結晶相が出現することが判明した。
【００５８】
（実施例２４、２５、および比較例３０、３１）
実施例２４、２５では、前記一般式（１）で示される母合金であって、後記する表７に示すａ、ｂ、およびｃで規定される組成比（原子％）のものを、前記実施例１〜２３と同様にして薄帯状のアルミニウム基合金を作製した。つまり、実施例２４と比較例３０とは組成が同じであり、実施例２５と比較例３１とは組成が同じになっている。そして、比較例３０、３１では、純銅製冷却ロール４（図１参照）の回転速度を１０００ｒｐｍに設定してアルミニウム基合金の冷却速度を約１×１０３Ｋ／ｓｅｃに変更した以外は、前記実施例１〜２３と同様にして薄帯状のアルミニウム基合金を作製した。なお、表７中には、ｃ／（ａ＋ｂ）の値を併記している。
【００５９】
得られたアルミニウム基合金の構造を表７に示す。なお、表７中の「構造」の欄では、アルミニウム基合金のＡｌ結晶相またはＡｌ過飽和固溶体相を「ｆｃｃ−Ａｌ」と略記し、非晶質（アモルファス）相を「Ａｍｏ」と略記し、正二十面体の準結晶相は、「ＱＣ．」と略記し、金属間化合物相を「ＩＭＣ」を略記する。
【００６０】
【表７】
2008248343.tif 000008
【００６１】
図７に示すように、実施例２４、２５では、非晶質相が確認されており、準結晶相は確認されていない。これに対して比較例３０、３１では、準結晶が確認されており、非晶質相は確認されていない。つまり、合金溶湯が同じ組成であっても冷却速度を１×１０３Ｋ／ｓｅｃから１×１０７Ｋ／ｓｅｃに変更することで、準結晶相を晶出させずに、非晶質相を晶出させることができることが判明した。
【図面の簡単な説明】
【００６２】
【図１】実施例のアルミニウム基合金の作製に使用した単ロール液体急冷装置の側面図である。
【図２】実施例で得られたアルミニウム基合金についてＸ線回折による解析を行った際のチャートである。
【図３】（ａ）は、実施例で得られたアルミニウム基合金から切り出した試験片のＴＥＭによる電子顕微鏡写真である。（ｂ）は、（ａ）中の組織から撮影した制限視野電子線回折像写真である。
【図４】実施例で得られたアルミニウム基合金についてＸ線回折による解析を行った際のチャートである。
【図５】（ａ）は、実施例で得られたアルミニウム基合金から切り出した試験片のＴＥＭによる電子顕微鏡写真である。（ｂ）は、（ａ）中の組織から撮影した制限視野電子線回折像写真である。
【図６】アルミニウム基合金における非晶質相の出現領域と、準結晶相の出現領域とを示すグラフである。
【符号の説明】
【００６３】
１      単ロール液体急冷装置
２      石英ガラス製ノズル
３      合金溶湯
４      純銅製冷却ロール
５      アルミニウム基合金
６      高周波加熱コイル
【図１】
2008248343.tif 000009
【図２】
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【図４】
2008248343.tif 000011
【図６】
2008248343.tif 000012
【図３】
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【図５】
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