(57)【要約】【課題】耐熱性および耐摩耗性、特に高温強度に優れるとともに、構造用材料として、実用上不可欠な延性を有する準結晶粒子分散アルミニウム合金およびその製造方法の提供。【解決手段】アルミニウムマトリクスと準結晶粒子からなる準結晶粒子分散アルミニウム合金において、前記準結晶粒子の分散粒子間隔が２０〜１０００ｎｍであり、かつ準結晶粒子の分散体積率が１０〜８０％であることを特徴とする準結晶粒子分散アルミニウム合金およびその製造方法。【選択図】図６
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
アルミニウムマトリクスと準結晶粒子からなる準結晶粒子分散アルミニウム合金において、前記準結晶粒子の分散粒子間隔が２０〜１０００ｎｍであり、かつ準結晶粒子の分散体積率が１０〜８０％であることを特徴とする準結晶粒子分散アルミニウム合金。
【請求項２】
アルミニウムマトリクスと準結晶粒子からなる準結晶粒子分散アルミニウム合金の製造方法であって、準結晶粒子分散アルミニウム合金の溶湯を１０２〜１０６Ｋ／ｓｅｃの冷却速度で冷却する工程を含むことを特徴とする準結晶粒子分散アルミニウム合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、準結晶粒子分散アルミニウム合金およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に、金属材料を強化する方法として、固溶強化、結晶粒微細化強化、分散強化等の方法がある。これらの方法の中でも、高温強度を向上させることを目的とした場合、固溶強化および結晶粒微細化強化は、高温でその構造・特性を維持することが困難であり、高温強度向上の効果が小さい。一方、分散強化は、高温においても構造を維持できる強化粒子を分散させることができるため、高温強度向上の実現が見込まれる。
【０００３】
分散強化においては、微細な強化粒子を、高い体積率で均一に分散させることが、強度向上の鍵となる。また、延性を確保するためには、強化粒子を球状に分散させることが重要である。
【０００４】
基材マトリクス中に強化相として硬質の強化粒子を分散させてなる分散強化材料として、金属基セラミクス複合材がある。しかし、セラミクスを複合化させる場合は、機械的な複合化が必要となることから、強化粒子の粒径が数μｍ以上と大きくなり、強化粒子を球状に均一に分散させることが困難となる。このため、セラミクス複合材は非常に脆い性質を有し、分散粒子を高体積率化して延性を確保することができない。
【０００５】
一方、高硬度を有する準結晶粒子を分散させた分散強化材料は、比較的高温でも安定な構造を維持する。この準結晶粒子分散強化材は、冶金的に準結晶粒子をマトリクス中に分散させるため、球状粒子の微細均一分散が可能である。例えば、特許文献1には、粒径数１００ｎｍ以下の微細球状の準結晶粒子を孤立粒子として、約８０％までの高体積率で分散させることで、耐熱性および耐摩耗性の向上を実現している。このような材料をバルク材として使用することで、部材としての強度、特に高温強度の向上が見込まれる。
【０００６】
また、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手段によって製造されている。特に、特許文献２に開示されている急冷凝固手段によって得られるアルミニウム基合金は非晶質または微結晶質であり、特に開示されている微結晶質は、アルミニウムマトリクスからなる金属固溶体、微結晶質の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る。
【０００７】
ここで、急冷凝固により生成する非平衡・準周期構造に着目すると、準結晶はそのベースとなる合金に対し、非常に高い硬さとヤング率、および小さい熱膨張係数を持っており、また熱的安定性も非晶質軽合金より優れている。
【０００８】
そこで、前記準結晶粒子をアルミ合金マトリクスに対する晶出分散強化粒子として利用すれば、機械的特性、特に耐熱性に優れた合金を得ることが可能になる、と期待される。
【特許文献１】特開２００６−２７４３１１号公報
【特許文献２】特公平６−２１３２６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、準結晶粒子をアルミニウムマトリックス中に分散させる場合、どのような分散状態とすれば、構造用材料として不可欠な延性を実用に耐え得るレベルで有する準結晶粒子分散アルミニウム合金を得ることができるのか、が分かっていなかった。
【００１０】
そこで、本発明の目的は、耐熱性および耐摩耗性、特に高温強度に優れるとともに、構造用材料として、実用上不可欠な延性を有する準結晶粒子分散アルミニウム合金およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
前記課題を解決するために、請求項１に記載の発明は、アルミニウムマトリクスと準結晶粒子からなる準結晶粒子分散アルミニウム合金において、前記準結晶粒子の間隔が２０〜１０００ｎｍであり、かつ準結晶粒子の体積率が１０〜８０％であることを特徴とする。
【００１２】
この準結晶粒子分散アルミニウム合金では、アルミニウムマトリクス中に準結晶粒子が、転位が存在できる２０〜１０００ｎｍの間隔で、１０〜８０％の体積率で分散していることによって、耐熱性および耐摩耗性、特に高温強度に優れるとともに、構造用材料として、実用上不可欠な延性が発現される。
【００１３】
また、請求項２に記載の発明は、アルミニウムマトリクスと準結晶粒子からなる準結晶粒子分散アルミニウム合金の製造方法であって、準結晶粒子分散アルミニウム合金の溶湯を１０２〜１０６Ｋ／ｓｅｃの冷却速度で冷却する工程を含むことを特徴とする。
【００１４】
この準結晶粒子分散アルミニウム合金の製造方法では、準結晶粒子分散アルミニウム合金の溶湯を１０２〜１０６Ｋ／ｓｅｃの冷却速度で冷却することによって、アルミニウムマトリクス中に、準結晶粒子を、構造用材料として不可欠な延性を発現させるために転位が存在できる２０〜１０００ｎｍの分散粒子間隔で、１０〜８０％の分散体積率で分散させることが可能となる。
【発明の効果】
【００１５】
本発明の準結晶粒子分散アルミニウム合金は、耐熱性および耐摩耗性、特に高温強度に優れるとともに、構造用材料として、実用上不可欠なレベルの延性を有するものである。
【００１６】
また、本発明の製造方法によれば、準結晶粒子の分散状態を制御することにより、高強度の準結晶粒子分散構造を有するアルミニウム合金が得られる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
以下、本発明の準結晶粒子分散アルミニウム合金（以下、「本発明の合金」という）およびその製造方法について詳細に説明する。
【００１８】
本発明の合金は、アルミニウムマトリクス中に準結晶粒子が分散している合金組織を有するものである。
本発明の合金におけるアルミニウムマトリクスは、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を形成し、準結晶粒子は、このアルミニウムマトリクス中に準結晶相を形成して分散している。また、アルミニウムマトリクス中には、金属間化合物が含まれている。
【００１９】
本発明の合金は、マトリクスを構成するアルミニウムを主成分とし、準結晶の生成に関与する元素Ｑ、ＰおよびＳを主要成分とするものである。
【００２０】
元素Ｑは、本発明の合金の製造時に、アルミニウムを主成分とする溶湯に含有し、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、準結晶を形成する元素である。また、元素Ｑは、元素Ｐと組み合わせて、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ともに、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役割を有する元素である。この元素Ｑとして、例えば、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｌｉ、ＰｄおよびＲｕから選ばれる少なくとも１種が挙げられる。
【００２１】
また、元素Ｐは、アルミニウムと元素Ｑにより生成された準結晶中に固溶して、準結晶の生成を促進させるとともに、熱的安定性を向上させる役割を有する元素である。この元素Ｐとして、例えば、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｕ、ＡｕおよびＭｇから選ばれる少なくとも１種の元素が挙げられる。
【００２２】
元素Ｓは、本発明の合金の製造時に、溶湯が過冷却された際に、溶湯の過冷却状態を安定化させ、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役割を有する元素である。この元素Ｓとして、例えば、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｇｅ、Ｗ、Ｃａ、ＳｒおよびＢａから選ばれる少なくとも１種が挙げられる。
【００２３】
本発明の合金におけるアルミニウム、元素Ｑ、元素Ｐおよび元素Ｓは、下記一般式（ａ）で表される組成を有する。
ＡｌｄＱaＰbＳc …（ａ）
一般式（ａ）において、ａは元素Ｑの原子％を、ｂは元素Ｐの原子％を、ｃは元素Ｓの原子％を示し、ｄは、１００−（ａ＋ｂ＋ｃ）である。
【００２４】
元素Ｑの含有率ａは、準結晶を形成するために重要であり、１〜７原子％（１≦ａ≦７）程度が好ましい。元素Ｑの含有率が１原子％未満であると、準結晶が生成せず、本発明の合金の強度向上が望めず、７原子％を超えると、準結晶の分散量が過大となり、本発明の合金の靭性が低下する虞がある。
【００２５】
元素Ｐの含有率ｂは、準結晶を形成するために重要であり、１〜６原子％（１≦ｂ≦６）程度が好ましい。元素Ｐの含有率が１原子％未満であると、準結晶が生成せず、本発明の合金の強度向上が望めず、６原子％を超えると、準結晶の分散量が過大となり、本発明の合金の靭性が低下する虞がある。
【００２６】
元素Ｓは、本発明の合金の製造時における過冷却状態を安定させるために重要であり、０．５〜５原子％（０．５≦ｃ≦５）程度が好ましい。元素Ｓの含有率が０．５原子％未満であると、本発明の合金の製造に際して、過冷却状態が不安定となって、粗大な準結晶が生成し、得られる合金の機械的特性が低下し、元素Ｓの含有率が５原子％を超えると、過冷却状態の安定度が高くなり過ぎて、準結晶が生成し難くなる虞がある。
【００２７】
また、本発明の合金において、アルミニウムの含有率ｄ［１００−（ａ＋ｂ＋ｃ）］は、８９〜９７原子％の範囲であることが望ましい。マトリクスを構成するアルミニウムが、８９原子％未満であると、準結晶粒子が過剰となり、本発明の合金が脆化する虞があり、９７原子％を超えると、準結晶粒子の分散量が不十分となり、準結晶粒子による晶出分散強化が期待できない。
【００２８】
本発明の合金において、準結晶粒子は、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、晶出強化粒子として分散している。この準結晶粒子の平均粒子径は、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虞があり、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虞がある。
【００２９】
また、本発明の合金において、準結晶粒子の体積率は１０〜８０％であり、好ましくは４５〜８０％である。さらに、アルミニウムマトリクス中に、準結晶粒子は、２０〜１０００ｎｍ、好ましくは２０〜１００ｎｍの分散粒子間隔で分散している。
本発明において、準結晶粒子の平均粒子径、体積率および分散間隔は、本発明の合金の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）等によって測定することができる。
【００３０】
次に、本発明の合金における準結晶粒子の平均粒子径、体積率および準結晶粒子の分散間隔の限定理由について、本発明の合金の製造方法における製造条件等に基づいて説明する。
【００３１】
本発明の合金の製造は、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、得ることができるが、これらの製造方法において、溶湯の冷却速度は、得られる合金組織における準結晶粒子の形成に重要な役割を有する。その理由について、以下、説明する。
【００３２】
一般に、アルミニウム合金を高強度化する場合、非晶質相、または準結晶相と微細結晶相の混相組織とすることが有用である。また、アルミニウム合金を準結晶相を含んだ構造とする場合、液相からの冷却中に結晶相の晶出を抑制する必要がある。そこで、アルミニウム合金に対して過冷却状態を安定化させ、かつ平衡相である結晶相よりも非平衡相である準結晶相を形成しやすい状態としておく事が有用である。
【００３３】
また、結晶相の晶出反応を抑制するためには、第２成分を含んだ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必要がある。
したがって、本発明の合金の製造に際して、準結晶分散構造を得るためには、溶湯からの冷却速度を適切に制御する必要がある。
【００３４】
ここで、図１に、アルミニウム合金の製造における冷却速度と、生成する合金組織の構造との関係を示す。ここで、図１において、各冷却速度は以下の通りとする。
Ｖｄ＜１０２＜Ｖｃ＜Ｖｂ＜１０６＜Ｖａ[Ｋ／ｓ]
（１）アルミニウム合金の製造に際して、準結晶相は、冷却中の過冷却液体領域より晶出する。この時、冷却速度が１０２Ｋ／ｓより小さければ、図１に示すとおり、冷却曲線Ｖｄは冷却中に結晶化曲線を横切ることとなり、結晶相が晶出する（冷却速度Ｖｄ）。
（２）冷却速度が１０６Ｋ／ｓより大きければ、図１に示すとおり、準結晶相を晶出せずに凝固（アモルファス固体）する（冷却速度Ｖａ）。
【００３５】
（３）冷却速度が１０２Ｋ／ｓ〜１０６Ｋ／ｓの範囲で、冷却中に準結晶粒子が晶出し、準結晶粒子分散構造が形成される。この準結晶粒子の晶出過程は、溶質原子の拡散過程が律速段階であり、晶出開始温度が低く、かつ成長時間が短いほど微細となる。
（４）冷却速度がＶｂの場合、Ｖｃより冷却速度が速く、過冷却液体状態のより低温域から準結晶粒子の晶出が開始され、また、冷却速度が速いためＶｃの場合よりも短時間で晶出が終了する。この結果、冷却曲線Ｖｂで得られる準結晶相は冷却速度がＶｃの場合よりも微細となる。したがって、本発明の合金の製造方法において、準結晶粒子分散アルミニウム合金の溶湯の冷却速度は１０２Ｋ／ｓ〜１０６Ｋ／ｓの範囲とする。
【００３６】
次に、図２に冷却速度と晶出する準結晶粒子の粒径／体積率の関係を示す。
図２中に示すＡ領域では、図３（ｂ）に示すように、冷却速度の向上とともに晶出する準結晶粒子の粒径は減小し、かつ準結晶粒子の分散体積率は増大する。そして、冷却速度が増加するにつれて、準結晶粒子の晶出は過冷却度が高い状態（晶出温度低下）で生じる。
このような状態では、過冷却度が低い状態（冷却速度が遅い状態）に比べて、準結晶相晶出反応の核形成頻度が大きくなるため、微細な準結晶相が多量に生成し、その体積率も増加する、と考えられる（温度Ｔ２）。
【００３７】
また、冷却速度が遅い状態では、図３（ａ）に示すように、準結晶粒子の晶出は高温の過冷却度が低い状態で生じ（核形成頻度小さい）、かつ成長時間も長いため、晶出する準結晶粒子は凝集・粗大化する（温度Ｔ１）。
【００３８】
次に、図２に示すＢ領域では、図３（ｃ）に示すように、冷却速度の向上とともに晶出する準結晶粒子の粒径は小さくなり、かつ準結晶粒子の分散体積率も減少する。このＢ領域で、冷却速度の向上とともに分散体積率が減小するのは、準結晶相は高核形成頻度で生じるが冷却速度が速いため成長が抑制されるためである（温度Ｔ３）。
ここで、冷却速度が１０６Ｋ／ｓより大きくなると準結晶相は晶出せず、アモルファス構造を持った固体となる。
【００３９】
以上のとおり、本発明の合金の製造において、溶湯の冷却速度を制御することで、得られる合金組織における準結晶粒子の分散構造を制御することが可能となる。そして、本発明においては、アルミニウム合金中の準結晶粒子の分散粒子間隔、分散粒子径（平均粒子径）および分散粒子体積率のパラメータを定量的に制御することにより、強度−延性のバランスを制御した準結晶分散合金が得られる。
【００４０】
本発明の合金において、分散粒子間隔、分散粒子径および分散粒子体積率の間には、参考文献１：J.W. Martin, Micromechanics in particle-hardened alloys, Cambridge University Press, Cambrige, England (1980)）によると、下記式（１）に示す相関関係が成立し、いずれか２つのパラメータが決定されると、一義的に残りの１つのパラメータが決定される。
【００４１】
【数１】
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【００４２】
以下、これらのパラメータと、本発明の合金の強度および延性との関係について説明する。
一般に、構造用金属材料の強化機構としては、転位強化、分散強化、固溶強化、結晶粒微細化強化がある。本発明で対象とする準結晶分散合金は、マトリクス中に準結晶を分散させることによって強度向上を狙うものであり、材料強化の主たる要因は分散強化による。分散強化の考え方としては、表１に示す種々の機構が挙げられる（参考文献１）。
【００４３】
【表１】
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【００４４】
表１に示す分散強化機構において、本発明における準結晶粒子分散アルミニウム合金は、分散している準結晶粒子が転位運動によって分断されることはなく、分散粒子中心間距離（λｃ）と分散粒子半径（ｒｓ）との間にλｃ＜＜２ｒｓという関係が必ずしも成立しないため、Ｍａｒｔｉｎ理論による分散強化機構の考え方を適用するのが最もふさわしいと考えられる。
【００４５】
このＭａｒｔｉｎ理論では、前記式（２）に示す形式で分散強化量（τ）が表現されている。式(２)は分散粒子半径（ｒｓ）が大きいほど、また分散粒子間隔（λs）が小さいほど、分散強化量が大きくなることを示している。また、式（２）を式（１）の関係を利用して、体積率に関する分散強化量の式に変換したものが式（３）になるが、体積率は大きいほど、分散強化量が大きくなることが分かる。
【００４６】
ここで、前記式（２）および式（３）に基づいて、分散粒子間隔（λs）と分散体積率から求められる分散強化量を計算してみると、図４に示す結果となる。この図３に示す結果から、分散強化量が分散体積率の増加、および分散粒子間隔の減少に伴い増加することが分かる。
【００４７】
図４に示す結果から、分散粒子体積率が１０％〜９０％の範囲であれば、一定の分散粒子間隔に対して分散強化量が大きく変化しない、と考えられる。一方、１０％以下の分散粒子体積率では、分散粒子体積率が小さすぎるために分散強化の寄与が小さくなる。そこで、本発明の合金における準結晶粒子の分散粒子体積率の下限は１０％とするのが望ましい。また、９０％以上になると分散粒子が凝集し、ほぼ単相で存在することから、分散粒子単体の強度に近づくが、非常に脆い材料となるため、構造用材料としては使用できない。また、８０％以上の分散粒子体積率を有するアルミニウム合金を製造することは困難であるので、本発明の合金における準結晶粒子の分散体積率の上限は８０％とする。
【００４８】
一方、分散粒子間隔に関しては、図４に示す結果から、その減少に伴い強度が増加し、分散粒子間隔が小さすぎると延性を確保することができなくなる、と考えられる。一方、分散粒子間隔が増加するのに伴い、分散強化量が減少する。一般に、分散強化量が３０ＭＰａ以下であるならば、分散強化の寄与度が小さく、構造用材料としての準結晶分散強化材の有効性が失われる。したがって、本発明の合金における準結晶粒子の分散粒子間隔は、１０００ｎｍを上限とする。
【００４９】
次に、本発明の合金の延性と、前記パラメータとの関係について説明する。
一般に、分散強化材料において、強化のみを求める場合、前記のとおり、分散粒子間隔を極限まで小さくすればよいが、構造用材料として使用する場合は延性を確保する必要がある。通常、金属材料の延性は、材料内に存在する転位と呼ばれる欠陥の運動によって担われる。したがって、本発明において延性を確保するためには、転位が運動可能な分散粒子間隔を設ける必要がある、と考えられる。例えば、参考文献２（S. Takaki : Sanyo Technical Report, 3(1996), 2.）には、オーステナイト鋼において、結晶粒微細化の限界を予測し、１２ｎｍ以下の結晶粒になれば、転位が存在できなくなることが理論的に説明されている。
【００５０】
そこで、アルミニウム合金に対して同様の予測をした結果を図５に示す。この結果から、アルミニウム合金では、分散粒子の粒径が１０ｎｍ以下になると転位がマトリクス中に存在できないことが分かる。本発明の合金において、アルミニウムマトリクス中に分散している準結晶粒子も結晶粒界と同様の転位に対する障害物であると考えられる。したがって、１０ｎｍ以下の分散粒子間隔の領域では、転位が存在できなくなるため、延性を確保するためには、１０ｎｍ以上の分散粒子間隔が必要になると予測される。そこで、本発明の合金における転位と準結晶粒子の分散粒子間隔とについて、後記の実施例３で検証したところ、分散粒子間隔が２０ｎｍの領域で転位が存在していることが確認できた。そこで、本発明の合金において、延性を確保するために、分散粒子間隔の下限を２０ｎｍとする。
【００５１】
本発明の合金の製造は、前記のとおり、前記一般式（１）を満たす組成を有する母合金の溶湯を、単ロール法などの液体急冷法、さらには、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によって行うことができる。ここで、図６に基づいて、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。
【００５２】
この単ロール法においては、前記一般式（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６とし、下部に流出口を有する石英管４に投入する。次いで、石英管４の流出口から、その下方に位置するロール３に溶湯６を流下させつつ、ロール３を所定の回転速度で回転させて、溶湯６を急冷する。なお、５は高周波加熱用コイルである。これによって、薄帯状のアルミニウム合金２を得ることができる。このとき、ロール３の回転速度によって、溶湯の冷却速度を調整することができる。
【００５３】
このように、前記一般式（１）を満たす組成の母合金の溶湯を過冷却する場合において、アルミニウム合金に対し準結晶の形成能が高い元素Ｑおよび元素Ｐを含みつつ、元素Ｓを含むため、アルミニウム基合金における準結晶は、溶湯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、遅れて晶出する。
【００５４】
アルミニウム合金において、準結晶粒子は、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、微細かつ均一に分散し、室温、高温における硬度、強度の向上に寄与するとともに、耐熱性の向上に寄与する。そして、例えば、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。そのため、本発明の合金は、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。
【実施例】
【００５５】
以下、本発明の実施例によって、本発明についてより具体的に説明するが、本発明は、これらの実施例に限定されるものではない。
【００５６】
（実施例1）
表２に示す組成（原子比）の母合金をアーク溶解炉で溶製し、図６に示す構造の単ロール液体急冷装置１によって、薄帯（厚さ２０ｍｍ、幅１．５ｍｍ）２を作製した（比較例１〜４、本発明例１〜２４）。この単ロール液体急冷装置１は、直径２００ｍｍの純銅製の冷却ロール３と、冷却ロール３の周囲に、出口を冷却ロール３の外周面に近接させて固定された石英製ノズル４と、石英製ノズル４の下端部を包囲するように配置された高周波加熱用コイル５とを備える。６は、母合金を示す。このとき、冷却ロール３の回転数を２５０ｒｐｍ〜５０００ｒｐｍの間で変化させた。また、雰囲気は１０−３ｔｏｒｒ以下のＡｒとした。
【００５７】
作製した薄帯から採取した供試体をＸ線回折により解析した結果、表２の右欄に示すように、非晶質相、準結晶相、または化合物相と微細ｆｃｃ−Ａｌ結晶相との複合組織からなるアルミニウム合金であることが確認された。また、各供試体に対し、凝固時の冷却速度と組織構造を表２の右欄に示す。
【００５８】
【表２】
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【００５９】
図７（ａ）に、本発明例１１で作製したアルミニウム合金から切り出した試験片について透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により撮影した写真を示し、合金組織を示す。また、図７（ｂ）は、図７（ａ）中に見られる晶出物について撮影した制限視野電子線回折像である。この制限視野電子線回折像は準結晶相特有の５回対称パターンを示している。したがって、本発明例１１で作製したアルミニウム合金は、合金組織中に確認される球状の晶出物が準結晶相であり、アルミマトリクスに準結晶相が分散した構造となっていることが分かった。
【００６０】
次に、図８（ａ）に、比較例２で作製したアルミニウム合金から切り出した試験片について撮影したＴＥＭ写真を示し、合金組織を示す。また、図８（ｂ）は、図８（ａ）中に見られる晶出物について撮影した制限視野電子線回折像である。この制限視野電子線回折像は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｏ系の金属間化合物相であることを示しており、比較例２で作製したアルミニウム合金は、低冷却速度で作製したため準結晶相が晶出していないことが分かった。
【００６１】
図９（ａ）は、比較例４で作製したアルミニウム合金から切り出した試験片について撮影したＴＥＭ写真であり、合金組織を示す。また、図９（ｂ）は、図９（ａ）中に見られる組織から撮影した制限視野電子線回折像である。この制限視野電子線回折像は、非晶質相特有のハローパターンを示している。図９（ａ）および図９（ｂ）より、比較例４で作製したアルミニウム合金は、合金組織中に準結晶相／結晶相が確認できず、非晶質単相のアルミニウム合金であることが分かった。
【００６２】
以上の結果から、準結晶粒子分散構造を有するアルミニウム合金を得るには、冷却速度を１０２〜１０６Ｋ／ｓの範囲に制御する必要があることが分かった。
【００６３】
（実施例２）
本例では、本発明で作製した準結晶粒子分散アルミニウム合金の強化機構がＭａｒｔｉｎ理論に従うことを示す。
まず、ガスアトマイズ法により、表３に示す組成を有する粉末状のアルミニウム基合金を作製した。このとき、ガス圧を変更することにより、冷却速度の異なる試料を作製した。
【００６４】
次に、得られた粉末状アルミニウム合金を冷間成形し、冷間成形したアルミニウム基合金を、アルミニウム等の金属製の缶（カプセル）に封入し、押出し用ビレットを作製した。押出し成形は、ヒータなどで押出し用ビレットを加熱し、押出し用ビレット内のガスを排出した。続いて、適宜に加熱した後、適宜な押出し機を使用し、押出し用ビレットを４００℃で押し出した。その後、固化させて、棒状の押出し材を得た。
【００６５】
【表３】
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【００６６】
得られた粉末状アルミニウム合金の内、ガス圧１０ＭＰａ（冷却速度：大）でガスアトマイズを実施し、その後、前記の押出し加工を施して得られた棒状の押出し材から試料を採取した、この試料について撮影したＴＥＭ組織写真を図１０に示す。なお、図１０中には、画像解析によって算出した準結晶粒子の分散体積率Ｖｆと準結晶粒子間隔λｓを併記した。
【００６７】
表３に示す結果から、Ａｌ量の増加に伴い、準結晶粒子の形成能が小さくなることから、準結晶粒子の分散体積率Ｖｆは小さくなる傾向があることが分かる。また、Ｍｏ量の増加に伴い、準結晶粒子の形成能が大きくなることから、準結晶粒子の体積率が増加する傾向があることが分かる。このように、組成制御により、準結晶分散合金の組織制御に成功していることが分かった。
【００６８】
次に、得られた準結晶アルミニウム合金の内、ガス圧３ＭＰａ（冷却速度：小）でガスアトマイズを実施し、その後、前記の押出し加工を施して得られた押出し材から切り出した。この試料について撮影したＴＥＭ組織写真を図１１（ａ）および（ｂ）に示す。なお、図１１（ａ）および（ｂ）中には、画像解析によって算出した準結晶粒子の分散体積率Ｖｆと準結晶粒子間隔λｓを併記した。図１０に示したガス圧１０ＭＰａの場合と比較して冷却速度が小さいため、準結晶粒子の粒径が増大し、かつ準結晶粒子の体積率Ｖｆが減少していることがわかる。
【００６９】
さらに、前記の押出し材より採取した試料について室温で引張試験を実施した。引張試験の結果を表３に併記した。測定された強度に関して、材料組織パラメータで整理した結果を図１２に示す。
図１２に示す結果から、各試料は、構造用材料として用いるアルミニウム合金としては有用な強度と延性を示していることが分かる。
【００７０】
Ｍａｒｔｉｎ理論では、分散粒子間隔と分散粒子径とのパラメータにより、１次式で整理することができる。これに対して、図１２は、Ｍａｒｔｉｎ理論での組織パラメータにより、実施例の試料の強度が整理可能であることを示しており、本発明の準結晶粒子分散アルミニウム合金の強化機構はＭａｒｔｉｎ理論に従うことを示している。
【００７１】
（実施例３）
実施例２で作製した準結晶粒子分散アルミニウム合金における、転位が存在可能な限界の分散粒子間隔について調べた。
【００７２】
実施例２で作製した準結晶粒子分散アルミニウム合金（表３中の＃４）の押出し加工材に対して、圧下ひずみ５％に相当する冷間加工を施した。得られた冷間加工材から採取した試料についてＴＥＭ写真を撮影して、合金組織を観察した。このとき、冷間加工は室温・潤滑条件での圧延試験により実施した。
【００７３】
図１３に、圧延後の準結晶粒子分散アルミニウム合金の代表的な組織を示す。特に、図１３中に符号Ａを付した領域で見られる黒いコントラストは、マトリクス内に導入された転位を示しており、塑性変形が転位の運動によって担われていることを示している。
【００７４】
また、図１４（ａ）に、準結晶分散合金押出し材の圧延変形後の合金組織のＴＥＭ写真を示し、図１４（ａ）中に四角形で囲んだ領域を、図１４（ｂ）に模式的に示す。この図１４（ａ）から、分散粒子間隔が１００ｎｍ程度の領域で、転位が分散粒子によって固着されている様子が観察され、転位の運動に対して、準結晶粒子が障害となっていることがわかる。
【００７５】
図１５に、本実施例において確認することができた最小分散粒子の表面間隔を示す。本実施において確認することができた、準結晶粒子分散間隔の最小値は２０ｎｍであった。このことは、本開発材において転位の存在できる（延性に寄与できる）最小の準結晶粒子分散間隔は２０ｎｍであることを示す。このことから、本発明における準結晶粒子の分散間隔の下限は２０ｎｍとすることが適当であることが分かった。
【図面の簡単な説明】
【００７６】
【図１】アルミニウム合金の製造における冷却速度と、生成する合金組織の構造との関係を示す図である。
【図２】アルミニウム合金の製造における冷却速度と晶出する準結晶粒子の粒径／体積率の関係を示す図である。
【図３】（ａ）、（ｂ）および（ｃ）は、それぞれアルミニウム合金の製造時の冷却速度と、晶出する準結晶粒子の粒径／体積率の関係を示す概念図である。
【図４】分散粒子間隔（λs）および分散体積率とから、アルミニウム合金の分散強化量を計算した結果を示す図である。
【図５】アルミニウム合金における転位と延性の関係を推測した結果を示す図である。
【図６】単ロール液体急冷装置を示す模式図である。
【図７】（ａ）は、本発明例１１で作製したアルミニウム合金から切り出した試験片の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真、（ｂ）は、（ａ）中に見られる晶出物について撮影した制限視野電子線回折像である。
【図８】（ａ）は、比較例２で作製したアルミニウム合金から切り出した試験片のＴＥＭ写真、（ｂ）は、（ａ）中に見られる晶出物について撮影した制限視野電子線回折像である。
【図９】（ａ）は、比較例４で作製したアルミニウム合金から切り出した試験片のＴＥＭ写真、（ｂ）は、図９（ａ）中に見られる組織から撮影した制限視野電子線回折像である。
【図１０】実施例２において、押出し材から採取した試料について撮影したＴＥＭ組織写真である。
【図１１】実施例２において、ガスアトマイズを実施し、その後、前記の押出し加工を施して得られた押出し材から切り出した試料について撮影したＴＥＭ組織写真である。
【図１２】実施例２において、引張試験の結果を、材料組織パラメータで整理した図である。
【図１３】圧延後の準結晶粒子分散アルミニウム合金の代表的な組織を示す図である。
【図１４】（ａ）は、準結晶分散合金押出し材の圧延変形後の合金組織のＴＥＭ写真、（ｂ）は、（ａ）中に四角形で囲んだ領域を模式的に示す図である。
【図１５】最小分散粒子の表面間隔を示す図である。
【符号の説明】
【００７７】
１      単ロール液体急冷装置
２      薄帯
３      純銅製冷却ロール
４      石英製ノズル
５      高周波加熱用コイル
６      母合金
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図１２】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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