(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
アルミニウム(Al)合金の組成が、一般式AlaXbZcで表され、該一般式のXは元素チタン(Ti)、バナジウム(V)、クロム(Cr)、モリブデン(Mo)、タングステン(W)、ニオブ(Nb)、タンタル(Ta)から選ばれる少なくとも１種、Zは元素イットリウム(Y)、ランタン(La)、セリウム(Ce)、サマリウム(Sm)、ネオジウム(Nd)若しくはミッシュメタル(Mm)から選ばれた少なくとも１種、a，b，cは原子％を示し、aは90〜99原子％、bは0.5〜5原子％、cは0.5〜5原子％で構成されたアルミニウム(Al)合金の金属組織において、金属間化合物がアルミニウム(Al)マトリックスへ網目状に析出した変調組織であることを特徴とする高靭性高耐熱性アルミニウム合金であって、
前記アルミニウム(Al)マトリックスに析出した金属間化合物が10〜500nmの幅の網目状であって、該網目状の網と網との間隔が10〜100nmである金属組織を有することを特徴とする高靭性高耐熱性アルミニウム合金であって、
前記XとZの間の組み合わせが二相分離型であることを特徴とする高靭性高耐熱性アルミニウム合金。
【請求項２】
前記アルミニウム(Al)合金の金属組織が、アルミニウム(Al)基過飽和固溶体を加熱処理した変調組織であることを特徴とする請求項１記載の高靭性高耐熱性アルミニウム合金。
【請求項３】
遷移金属元素と希土類元素を含む液相アルミニウム(Al)合金を102〜105K/secの冷却速度で急冷凝固し、該急冷凝固されたアルミニウム(Al)基過飽和固溶体を、昇温速度が1.5K/sec以上、温度が473K以上で加熱処理する請求項１〜２のいずれか１項に記載の高靭性高耐熱性アルミニウム合金の製造方法。
【請求項４】
前記急冷凝固の手段がガスアトマイズ法若しくは水アトマイズ法であり、前記加熱処理の後、熱間塑性加工を施すことを特徴とする請求項３記載の高靭性高耐熱性アルミニウム合金の製造方法。
【請求項５】
前記熱間塑性加工は粉末鍛造である請求項４記載の高靭性高耐熱性アルミニウム合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は強靱性が要求される部品や構造材料に適用可能な、高い靱性を有し、かつ耐熱性に優れたアルミニウム合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】
超急冷により作製される非晶質、過飽和固溶体、微細結晶質を含む合金を出発原料とした高強度のアルミニウム合金については、これまで多くの研究がなされてきた。例えば、特公平6-21326号公報においては、一般式；AlaMbXc（ただしM：Cr，Mn，Fe，Co，Ni，Cu，Zr，Ti，Mg，Siから選ばれた少なくとも１種の元素、X：Y，La，Ce，Sm，Nd，Nb，Mm（ミッシュメタル）から選ばれた少なくとも１種の元素、a，b，cは原子％で、a：50〜95、b：0.5〜35、c：0.5〜25からなる３元合金を急冷凝固することにより、引張強度853〜1010MPa(87〜103kgf/mm2)、降伏強度804〜941MPa(82〜96kgf/mm2)の非晶質または非晶質と微細結晶質の複合体が得られている。
【０００３】
しかし、従来のAl結晶質合金に比べて２倍以上の引張強さを有するが、たとえばシャルピー衝撃値は従来のアルミニウム溶製材に比べて約５分の１にも満たないほど低い。
【０００４】
また、特開平5-1346号公報においては、一般式：AlaMbLnc又はAlaMbXdLnc(ただし、M：Co，Ni，Cuから選ばれた少なくとも1種の元素、Ln：Y、希土類元素、Mmから選ばれた少なくとも1種の元素、X：V，Mn，Fe，Mo，Ti，Zrから選ばれた少なくとも1種の元素)で示される組成を有する合金系を急冷凝固することにより、引張強度875〜945MPa(89.2〜96.3kgf/mm2)、引張試験時の伸び1.7〜2.9％の機械的特性が得られている。
【０００５】
その金属組織は平均結晶粒径が0.1〜80μmであって、そのマトリックス（他の相を包み込んでいる母体相を称す。以下同じ）はAl又はAlの過飽和固溶体であり、金属間化合物の安定相若しくは準安定相からなる粒径10〜500nmの粒子が前記マトリックス中に分布する。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
特開平5-1346号公報に示された過飽和固溶体をマトリックスとするナノメートル(nm)の単位の微細な金属間化合物粒子が分散している合金の場合は、微細に分散された金属間化合物粒子が、熱を加えることによって肥大化するために、ある温度以上では靭性が著しく低下してしまう。
【０００７】
従って、特公平6-21326号公報及び特開平5-1346号公報に示された両者は、ともに信頼性の要求される機械部品や自動車部品の材料として、そのアルミニウム合金を使用することは困難であるという問題があった。
【０００８】
上記課題を克服するために、本発明はアルミニウム合金のナノメートル(nm)の単位の微細組織と、その機械的特性について評価検討を行った。これまでの過飽和固溶体に加熱処理を施した場合、析出した金属間化合物とAlマトリックスとの間に明確な結晶粒界が存在し、塑性変形時に転位の固着がその場所に集中し高靭性化を妨げる。
【０００９】
そこで、転位の固着が集中しないように、金属間化合物とAlマトリックスの間に明確な境界が存在しない変調組織(modulated  structure：規則的な濃度のゆらぎを反映した金属組織で、変調構造とも称される。)を使用することを考えた。
【００１０】
しかし、析出過程では高靭性を発現するものの、更に進行し完全に析出すると靭性は著しく低下する。それは完全析出により、Alマトリックスと析出物との間に明確な境界(結晶粒界)が形成され、塑性変形時に転位がその場所に集中するためである。
【００１１】
本発明の目的は上記のような課題を解決し、工業的に生産可能な従来よりも高い靱性と耐熱性を兼ね備えたアルミニウム合金とその製造方法を提供することである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
そこで析出過程を遅くさせるためにAlマトリックス中で拡散が遅い高融点金属元素を構成元素の一つとして選択することによって、遷移金属元素と希土類元素が固溶したAl基過飽和固溶体を加熱処理した金属組織において、耐熱性に優れた変調組織を初めて得ることができた。この変調組織は、金属間化合物がAlマトリックスへ網目状に析出しており、その析出した金属間化合物が10〜500nmの幅の網目状であって、網目状の網と網との間隔が10〜100nmである。
【００１３】
上記の範囲以外の網の幅と間隔では強度若しくは靭性が大きく低下する。幅、間隔が共に10nmより小さい場合は強度は十分であるが延性に乏しく、幅、間隔がそれぞれ500nm、100nmより大きい場合は延性、強度が共に大きく低下する。また、幅、間隔のどちらか一方が前記の条件を満たさない場合も延性、強度が共に低下する。
【００１４】
この変調組織は、金属間化合物の析出過程でのスピノーダル分解、あるいは該析出過程での初期の核生成等によって形成されると考えられる。この網目状組織ではAlマトリックスと析出物の境界部分が整合し、アルミニウム及び金属間化合物の構成元素の濃度が境界をはさんで連続的に変化している。これは析出過程が核発生を必要とせず、濃度揺らぎが大きくなっていくため潜伏期を持たず、かつAlマトリックスと完全な整合性を保ちながら分解するためである。従って、Alマトリックスと析出物との間に明確な境界(結晶粒界)は存在しないので塑性変形時の転位の固着が一カ所に集中しにくいため高靭性を発現する。
【００１５】
また、変調組織を形成するための金属元素を組み合わせるに当たり重要な点は、
(イ)    Alマトリックスに過飽和固溶すること。
(ロ)    2相分離すること。
の2点である。前者は原子半径がAlに近いものを選択し、後者は、前者の元素と全く固溶かつ金属間化合物を形成し合わない元素の組み合わせを選択した。
【００１６】
また、XとZの間の二元状態図が二相分離型であって、遷移金属元素と希土類元素を含む液相アルミニウム(Al)合金を102〜105K/secの冷却速度で急冷凝固して得られる過飽和固溶体組織のアルミニウム合金を、昇温速度が1.5K/sec以上、温度が473K以上で加熱処理する。また、急冷凝固の手段をガスアトマイズ法若しくは水アトマイズ法で、前記加熱処理の後、熱間塑性加工特に粉末鍛造を施す。
【００１７】
【発明の実施の形態】
本発明の高靭性高耐熱性アルミニウム合金は、一般式；AlaXbZc(XはTi，V，Cr，Mo，W，Nb，Taから選ばれた少なくとも１種の元素、ZはY，La，Ce，Sm，Nd，Mm(ミッシュメタル)から選ばれた少なくとも１種、a，b，cは原子％でa：90〜99，b：0.5〜5，c：0.5〜5)で表わされる合金組成を有し、急冷凝固することによりAlマトリックスに高融点金属元素Xとこれと分離する元素Zが強制固溶した過飽和固溶体を形成する。
【００１８】
なお、急冷凝固して過飽和固溶体を作製する際の冷却速度は工業レベルで量産可能な102〜105K/secが有効である。この過飽和固溶体を、加熱処理することでナノメートル単位の変調組織が得られる。
【００１９】
次に本発明において、上記各元素の原子%の成分範囲を限定した理由を説明する。まず、Xの成分が前述の範囲より多い場合、Alマトリックス中にAl-X系の金属間化合物が初晶として晶出する。この初晶は冷却速度を速くすると強制固溶し消失するが、前述の冷却速度より遅い場合では初晶が晶出してしまい、靭性は著しく低下してしまう。
【００２０】
一方、Xの成分が前述の範囲より少ない場合、Alマトリックス中にXの成分は固溶するが加熱処理によりAl-X系の金属間化合物として析出し変調組織の形成を妨げる。従って靭性が著しく低下する。
【００２１】
次に、Zの成分が前述の範囲より多い場合、Alマトリックス中にAl-Z系のアモルファス相が出現し変調組織の形成を妨げる。また、加熱処理することにより脆いAl-Z系の金属間化合物が多量に微細析出し、靭性は著しく低下してしまう。
【００２２】
一方、Zの成分が前述の範囲より少ない場合、そのZの成分はAlマトリックス中に固溶するものの、Al-Z系の金属間化合物よりもAl-X系の金属間化合物が析出し易いので、加熱処理によりAl-X系が析出してしまい、その析出により変調組織の形成が妨げられる。従ってアルミニウム合金の靭性が著しく低下する。
【００２３】
さらに本発明ではAlの過飽和固溶体マトリックスを有する急冷凝固したアルミニウム合金に、473K以上の温度に1.5K/sec以上の昇温速度で加熱処理することを特徴とする前記の高靱性高耐熱性アルミニウム合金の製造方法を提供する。
【００２４】
出発材料として上記の過飽和固溶体の急冷凝固したアルミニウム合金を用い、473K以上の温度に1.5K/sec以上の昇温速度で加熱熱処理することによって変調組織が得られ、高靱性が得られるようになる。一方、473K未満では過飽和固溶体からの析出が不十分であり、その結果、高強度であるが低延性で、靭性に乏しいアルミニウム合金となる。また、1.5K/sec未満の昇温速度で加熱処理すると、アルミニウム合金の金属組織が肥大して靭性が乏しい結果を招く。
【００２５】
【実施例】
本発明の実施例を比較例と共に説明し、本発明の効果を明らかにする。（実施例1〜14）表1(表2も同じ）に示す合金組成を有したアルミニウム合金をアーク熔解炉で溶解しボタン状インゴット(１grの鋳塊)を作製した後、単ロール式液体急冷装置を用いて、このインゴットをリボン状試料とした。なお、表1(表2も同じ）のNo.の列の番号1〜14は、それぞれ実施例1〜14で、15〜19は比較例である。
【００２６】
上記リボン状試料の作製には、2000rpmで回転している銅製ロールの直上0.5mmの位置に、先端が直径0.5mmの細孔の石英製ノズルを設置し、石英ノズル中に入れたインゴットを高周波加熱炉で溶解し、液相アルミニウム合金を得た。その液相アルミニウム合金を噴射圧78kPa(7.95×10-3kgf/mm2）で噴射してリボン状試料を得た。なお、このときの液相アルミニウム合金の凝固時の冷却速度は103〜105K/secである。
【００２７】
これらのリボン状試料を表1に示す条件で熱処理した。なお、いずれの試料も1.5K/sec以上の昇温速度で加熱熱処理を行った。熱処理済みのリボン状試料について、インストロン引張試験機による引張試験を行った結果を表2に、実施例1の変調組織を図1の分解能SEM(Scanning Electron Microscope)写真で示す。なお、他の実施例についても、図1と同じような変調組織のSEM写真を得ている。
【００２８】
【表１】
0003792045.tif 000002
【００２９】
【表２】
0003792045.tif 000003
【００３０】
図1の黒い部分がAlであり、湾曲した帯状の白い部分と写真右下の霧状の白い部分は、析出した金属間化合物である。ここで、「Alマトリックス中に金属間化合物が網目状に析出した変調組織」は、図中の黒い部分のAlと湾曲した帯状の白い部分の金属間化合物から形成される部分であり、「網目状の網」に相当する部分は湾曲した帯状の白い部分の金属間化合物である。
【００３１】
図1の一部を拡大した組織の模式図を図2に示す。黒い部分2はAlであり、湾曲した帯状の白い部分1は金属間化合物である。「網と網との間隔に相当する金属間化合物の析出物間隔λ」は、図中のλの部分であり、実際観察した組織写真を基に交線法(観察視野の組織写真に直交する縦と横の直線を引き、各組織の直線上の長さの平均を求める。）で算出した。一方、「網目状の幅δ」は、図中のδの部分である。各合金組成に対しての析出物間隔λと網目状の幅δは表2、表4に示す。
【００３２】
次に、この網目状に金属間化合物が析出した変調組織を形成させるための合金系の選択に当たり、前述したように、XとZの間の二元状態図が二相分離型である組み合わせであることが重要である。
【００３３】
図3に、公知のCe-Mo二元系合金の状態図（Dr.William  G.Moffatt.著「The  HANDBOOK  of  BINARY  PHASE  DIAGRAMS」  GENIUM  PUBLISHING  CORPORATION  1976年刊。なお、図中の温度表示℃と本発明の温度表示Kとは、K＝℃＋273.16であることは衆知のことである。)を用いて説明する。この状態図中で低温側ではγ-CeとMoに分離する。表1〜表4に示した合金系は、一般式AlaXbZcのXとZの間はこのように分離する組み合わせを選択した。
【００３４】
加熱して変調組織を得るためには出発原料は過飽和固溶体が望ましい。過飽和固溶体を作製するには液相アルミニウム合金から凝固させるときの冷却速度が重要であり、工業レベルで使用できる105K/sec以下の冷却速度で過飽和固溶体が得られる合金組成にしなければならない。
【００３５】
図4、5に比較例16、17の組織のSEM写真を示す。Alマトリックスへの固溶限が狭い第2元素Xの添加量が多量の比較例16の場合、図4に示すようにAlマトリックス中に金属間化合物が球状初晶3として出現する。
【００３６】
一方、Zの添加量が多量である比較例18の場合、図5に示すようにアモルファス相中に微細な球状初晶4が出現した組織になる。どちらの場合も、実施例と比較して、引張り・伸びが著しく低下し靭性に乏しくなる。
【００３７】
次に、加熱処理して変調組織を形成させるための合金組成の選択に当たり、XとZの添加量が重要となる。図6、7に比較例18、19の組織のSEM写真を示す。Xの添加量が多量の比較例18の場合、図6に示すようにAlマトリックス中に金属間化合物が球状初晶3として出現する。
【００３８】
一方、Zの添加量が多量の比較例19の場合、図7に示すように球状初晶4とともに球状の微細析出物5が多量に出現する。これは、急冷凝固時にAl-Z系でアモルファス相が存在し、これに結晶化温度以上の温度で熱処理を施したためである。どちらの場合も、実施例と比較して、引張り・伸びが著しく低下し靭性に乏しくなる。
【００３９】
次に、表1中の実施例1について荷重25gでのマイクロビッカース硬度(mHV)の熱処理温度依存性を測定した。熱処理時間は5分である。その結果、図8に示すように、本発明のアルミニウム合金は、熱処理温度の上昇による硬度の低下が少なく、耐熱性に非常に優れている。なお、実施例1以外の実施例についても、図8と同様な耐熱性に優れた熱処理温度依存性を得ていることを確認した。
【００４０】
（実施例20〜24） ガスアトマイズ装置により表3(表4も同じ)に示す合金組成を有したアルミニウム合金粉末を作製した。なお、表3(表4も同じ）のNo.の列の番号21〜26はそれぞれ実施例20〜24で、25、26は比較例である。噴霧は、穴の直径が2mmのノズルから落下させた液相アルミニウム合金に、9.8MPa(100kgf/cm2)に加圧した窒素ガスを衝突させることによって行った。なお、ガスアトマイズに替えて、水アトマイズによっても、同様に行える。
【００４１】
また、上記と同じ噴霧条件で2014Al合金(JIS  H  4000による組成)の粉末を作製し、その組成のデンドライトアーム（樹状晶）間隔の測定から実際の液相アルミニウム合金の凝固時の冷却速度を見積もった。それによれば、粒径が65μmのAl合金粉末が得られる時、液相アルミニウム合金の凝固時の冷却速度は2×104K/secであった。
【００４２】
次に、上記のガスアトマイズ装置で作製した各Al合金粉末を、粉末粒径65μm未満に篩で分けた。その粉末粒径65μm未満の粉末をプレス成形した後、その成形体を誘導加熱炉で急速に加熱し、そして面圧883MPa(9t/cm2)で粉末鍛造を行った。各プレス成形体の加熱条件の到達温度と昇温速度、及びその製造条件により得られた鍛造材の室温における機械的性質および金属組織を調べた。その結果を表3、4に示す。
【００４３】
機械的性質では、実施例1〜14と同様にインストロン引張試験機による引張試験を行い、各粉末鍛造体の引張り強度（UTS）と伸びを測定した。シャルピー試験機(JIS B 7722)を用いて、各粉末鍛造体(ただし、切り欠き部は設定せず。)のシャルピー衝撃値(J/cm2)も測定してその結果を表4に示した。表4に示すように、実施例による粉末鍛造体は、比較例のものに比べて、高い引張り強度と伸びとを兼ね備え、さらにシャルピー衝撃値も高いこと、及び実施例による粉末鍛造体が、リボン材と同様の組織と機械的性質が得られたことが理解される。
【００４４】
【表３】
0003792045.tif 000004
【００４５】
【表４】
0003792045.tif 000005
【００４６】
【発明の効果】
Al基過飽和固溶体の加熱処理後の金属組織が、金属間化合物のAlマトリックスへの析出が網目状の変調組織であるAl合金は、優れた靱性と耐熱性を兼ね備えたAl合金を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】金属間化合物が網目状に析出した変調組織を示すSEM写真の図である。
【図２】変調組織を模式的に示した図である。
【図３】  Ce-Mo二元系の状態図である。
【図４】比較例17のSEM写真の図である。
【図５】比較例18のSEM写真の図である。
【図６】比較例19のSEM写真の図である。
【図７】比較例20のSEM写真の図である。
【図８】マイクロビッカース硬度値と熱処理温度との関係を示す図である。
【符号の説明】
1：金属間化合物
2：アルミニウム
3、4：球状初晶
5：微細析出物
【図１】
0003792045.tif 000006
【図２】
0003792045.tif 000007
【図３】
0003792045.tif 000008
【図４】
0003792045.tif 000009
【図５】
0003792045.tif 000010
【図６】
0003792045.tif 000011
【図７】
0003792045.tif 000012
【図８】
0003792045.tif 000013