JP2619118B2 - 粒子分散型高強度非晶質アルミニウム合金 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は微細な結晶質粒子の分散により強度を向上さ
せえた非晶質アルミニウム合金に関する。

〔従来の技術〕

従来アルミニウム非晶質合金としては、特開昭64−47
831に記載された各種非晶質アルミニウム合金が知られ
ているが、いずれも高強度化を促進するためには非晶質
単相を狙ったものである。また、本出願人の特願平２−
059139（特開平３−260037）では非晶質の粒子が非晶質
組織の中に分散することにより強度向上を図るものであ
り、そのためには粒子分散量を決める溶融合金の冷却速
度を変えること及び母合金組成の希土類元素とFe,Co,Ni
の量関係が有効とされている。分散粒子は複合則から考
えると強度が高くしかも粒子間距離に対して小さいこと
が要望されるが冷却速度制御はその組織制御にあまり有
効ではなく、しかもその他の有効な手段がなかった。

〔発明が解決しようとする課題〕

非晶質マトリックス中に粒子を分散させた複合材の強
化機構は非晶質合金でははっきりした論理付けはされて
いないが、粒子が大きな強化を行うための必要な条件と
して次のことが考えられる。

分散粒子の強度が大きいこと、粒子がマトリックス
界面と良く融合していること、粒子間距離λが小さい
こと。粒子の体積Vp、粒子の大きさｄ及び粒子間距離の
平均自由距離などの粒子の幾何学的な分布による影響は
大きく、これらの変数の間には λ＝（2/3）ｄ（１−Vp）/Vp ［M.GENSAMER;Trans.ASM,36（1946）,30］ の関係があり、このλが小さいことが引張強さ増大に有
効であると考えられる。降伏強度は一般的にδ_0.2∝Vp
^3/2・d^-1で表され、ｄの小さいことが降伏強度向上に有
効である。

粒子間の平均粒子距離λを小さくするには、粒子径ｄ
を減少させる、体積Vpを増加させる二つの方法がある
が、後者のVpの増大は伸び減少により靭性を損なうの
で、前者の粒子径ｄを減少させる方法につき本発明者は
研究を行った。

〔課題を解決するための手段〕

本発明はAl,X（Ｙ（イットリウム）および希土類元素
の一種又は二種以上）、Ｍ（Fe,Co,Niの一種又は二種以
上）からなる基本合金組成にＴ（Mn,Mo,Cr,Zr,V種の一
種または二種以上の元素）を添加し、Ｍの一部をＴと置
き換えることにより、非晶質合金マトリックス及び分散
粒子中にＴを強制固溶させ強度の高い粒子を形成し、ま
たＴ元素を添加することで分散粒子径ｄを小さくするこ
とを骨子とする。本発明の合金の構成元素の含有量は、
さらにＸ（Ｙ及び希土類元素）の含有量を0.5原子％以
上15原子％以下、Ｍ（Fe,Co,Niの一種又は二種以上）の
含有量を５原子％以上15原子％以下、粒子微細化元素Ｔ
（Mn,Cr,M₀,Zr,V）の含有量を0.2原子％以上、３原子％
以下にそれぞれ設定する。また、Ｘ（Ｙ及び希土類）元
素の含有量とＭ（Fe,Co,Niの一種または二種以上）元素
の含有量との関係は Ｘ（希土類）元素の量＝a/（ａ＋ｂ）＜0.5 で表される。

〔作用〕

マトリックスの非晶質相中に分散している結晶質粒子
はAlにＸ（Ｙ及び希土類）−Ｍ（Fe,Co,Ni）−Ｔ（Mo,M
n,Cr,Zr,V）が過飽和に固溶したFCC構造単一相で形成さ
れており、マトリックスの非晶質部も同様な組成となっ
ている。Al−Ｘ（Ｙ及び希土類元素）−Ｍ（Fe,Co,Ni）
は非晶質組織を形成する基本元素であり、引張強さで50
kg/mm²を超える強度を有する非晶質合金を作る。この中
に数nm〜数十nmの結晶質粒子を分散させることにより粒
子強化分散非晶質アルミニウム合金が得られる。この
時、前記非晶質化基本元素に加えてＴ（Mo,Mn,Cr,Zr,V
から選ばれた一種又は二種以上）元素を所定量添加する
ことにより無添加の場合に比べて大きな強度が得られ
る。この原因として材料の組織を詳細に検討してみる
と、粒子が数nm〜数十nmと微細である、粒子分散が
均一である、また粒子の固溶強化が認められることが
大幅な強度の原因と考えられる。

ここで元素それぞれの成分範囲規定理由について述べ
る。

主成分金属であるAlが77原子％未満では、非晶質合金
製造時に結晶質分散粒子中に化合物（Al₃Y,Al₃Ni等）が
形成され易くまた化合物が単独相として出現し易くな
り、その結果、合金全体の脆化を招く。一方、Alが94.3
％原子％を上回ると、通常の溶湯冷却速度では非晶質相
と結晶質相との混相を得ることが困難であり、これを避
けるために冷却速度を極端に上げたのでは量産性が著し
く損なわれ、そのうえ耐熱性の低下が起こる。したがっ
てAlの含有量は77〜94.3原子％以下であることが好まし
い。

Ｍ及び希土類元素（Ｘ）は非晶質化達成のために必要
な元素である。

Ｘ（Ｙ及び希土類）元素としてはY,La,Ce,Sm,Nd,Gdな
どの希土類元素の一種または二種以上の元素から選択さ
れ、その含有量は0.5原子％以上に設定される。Ｙ及び
希土類元素の含有量が0.5原子％未満では非晶質と結晶
質との混相を得ることが不可能となり、一方５原子％を
上回ると、巨大な結晶質部分が形成され脆い混相組織と
なる。またＭ（Ni,Fe,Co）元素は５原子％以上15原子％
以下の範囲にあり、非晶質合金を形成するために必要な
元素であると共に、非晶質相中および結晶粒子の組織に
含まれそれぞれの強度を向上する。Ｍが５原子％未満で
あると非晶質成能が劣り、非晶質形成に工業上の困難を
伴う。またＭが15原子％を超えると非晶質相中に金属間
化合物の形成析出が生じる。

第１図は本発明合金のX,Mの組成範囲を示している。
斜線で囲まれた範囲が本発明の組成範囲である。図のX₁
X₂線よりＸ元素の量が多い（Ｍ元素の量が少ない）とα
−Alの析出が困難である。

Ｔ元素であるMo,Mn,Cr,Zr,Vは分散粒子の粒子径を小
さくする効果がある。Ｔ（Mn,Mo,Cr,Zr,Vから選ばれた
一種又は二種以上からなる）元素は0.2原子％未満であ
ると固溶強化・粒子微細化の効果が少ない。一方Ｔ元素
が３原子％を超えると非晶質形成能を阻害し、工業上利
用できる冷却速度の装置としては非晶質形成が困難とな
り量産性が損なわれる。

以下、実施例によりさらに詳しく本発明を説明する。

〔実施例〕

第２図は単ロール方式を採用した非晶質合金製造装置
の概略を示す。その装置は同図時計方向に回転するクロ
ム銅製冷却ロール１とその冷却ロール１の周囲に出口を
冷却ロール１外周面に近接させて固定させた石英製ノズ
ル２とそれを加熱するための高周波加熱用コイル３とを
備えている。また、これらの装置は場合によっては不活
性雰囲気に保つことが出来る。

冷却ロール１の直径は200mm、ノズル２の出口に於け
る口径は0.3mm、その出口と冷却ロール１外周面とのギ
ャップは1.5mmにそれぞれ設定されている。

非晶質Al合金の製造時には雰囲気は通常アルゴンとさ
れている。Al合金系の溶解はまず所定の比率で作られた
母合金塊を用意する。この塊を所定の量秤量し、石英ル
ツボにセットした後コイル３により誘導溶解し溶融合金
ｍとする。この溶融合金ｍがノズル２の出口から冷却ロ
ール１外周面にアルゴンガス圧力（例えば0.4kg/cm²）
により噴出され、ノズル２と冷却ロール１との間で、ロ
ール１の外周面に付着→冷却され、リボン４状に引き出
されると同時に急冷され、これにより非晶質Al合金が得
られる。

この場合、冷却ロール１の回転速度を非晶質単相Al合
金（非晶質成分の体積分率が100％の合金）を得るとき
よりも下げて冷却速度を遅くすると、溶融合金の凝固中
において結晶質相が一部に出現する。

このような手法を採用することによりAl−Ｘ（希土類
元素）−Ｍ（Fe,Ni,Co）−Ｔ（Mo,Mn,Cr,Zr,V）からな
るマトリックスを構成する非晶質相に粒子状α−Al（FC
C構造）が微細に分散した複合相で構成された高強度非
晶質Al合金が得られる。

実施例 １ 前記手法を採用しその際冷却ロール１の回転速度を変
えてAl₈₈Y₂Ni₉Mn₁（数値は原子％、以下各合金について
同じ）の組成を有する非晶質Al合金Ａ〜Ｄを製造し冷却
ロール１の回転速度と結晶質相の含有量との関係を調べ
たところ表１の結果が得られた。結晶質の粒子はAl過飽
和固溶体であった。

第３図は非晶質Al合金ＣのＸ線回折図を示す。測定に
用いられたＸ線管の対陰極はCuであり、Ka線が使用され
た。非晶質Al合金Ｃは非晶質マトリックスとα−Alの結
晶質が析出した組織であることを示している。

第４図は本発明実施例の非晶質Al合金Al−Y₂−Ni₉−M
n₁及び従来例の非晶質Al合金Al−Y₂−Ni₁₀の粒子の分散
体積％と引張強さとの関係が示してある。図中、曲線S1
はAl−Y₂−Ni₁₀合金に曲線S2はAl−Y₂−Ni₉−Mn₁にそれ
ぞれ該当する。

第４図にて明らかなように、各合金において非晶質単
相の場合に比べ結晶質相の含有量が増加するにつれて強
度が高くなっており、またMn添加のS2は結晶質の析出し
ない場合引張強さはMn無添加のS1とほぼ同等であるが、
結晶質の析出と共に無添加の110kg/mm²に比べ130kg/mm²
と増加している。この場合Al−Y₂−Ni₁₀合金S1、Al−Y₂
−Ni₉−Mn₁合金S2においては結晶質相の含有量40体積％
近傍にて脆化が始まる。なお、Al−Y₂−Ni₉−Mn₁合金材
をTEM（200KV透過型電子顕微鏡）で観察したところ非晶
質マトリックスの中に粒子径数nm〜数十nmの範囲のα−
Alが点在しているのが認められた。同様にMn無添加の場
合について観察したところα−Alの粒子径は数十nm〜数
百nmであった。

結晶質粒子の平均直径は前記の様に1nm〜100nmが望ま
しくまたその体積分散量は５〜40体積％が望ましく、好
ましくは10〜30体積％である。

なお、非晶質単相Al合金に熱処理を施した場合にも結
晶質相が出現するが、この場合の結晶質相は結晶粒の成
長が速いために上記範囲上限より粗大化し、また分散状
態が不均一となり、その上結晶質相の偏析が生じるた
め、強度及び靭性が低くなる。

実施例 ２ 各種組成の合金を作成し、組織と引張強さを調べた結
果を表２に示す。

〔発明の効果〕 本発明によればマトリックスである非晶質相に特定の
結晶質相を均一分散させたAl非晶質合金において、Mn,M
o,Cr,Zr,Vの添加により結晶質相の粒径の微細化を図
り、粒子分散の効果を大きくすることができ、高強度Al
合金が提供される。

【図面の簡単な説明】 第１図は本発明合金のＸとＭとの組成範囲を示す図、 第２図は非晶質合金製造装置の該略図、 第３図は本発明合金の実施例ＣのＸ線回折図、 第４図は本発明合金の実施例と比較例の引張強さを示す
グラフである。 ｍ−溶融合金、１−冷却ロール、２−ノズル、３−高周
波加熱用コイル

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内無番地 川内住 宅11―806 (72)発明者 喜多 和彦 宮城県仙台市太白区八木山南１丁目９― ７ (72)発明者 山口 均 長野県岡谷市山下町２―11―27 (72)発明者 堀村 弘幸 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式 会社本田技術研究所内 (72)発明者 松本 規明 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式 会社本田技術研究所内

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Al_100-a-b-cX_aM_bT_c（X:Y（イットリウム）
   及び希土類元素の一種又は二種以上、M:Fe,Co,Niの一種
   又は二種以上、T:Mn,Mo,Cr,Zr,Vの一種又は二種以上）
   の組成を有する非晶質合金であって、Al,X,Y,Mの元素を
   含んでマトリックスを構成する非晶質相とAl中にX,Y,M
   元素を過飽和に固溶した結晶質粒子が前記非晶質相のマ
   トリックス中に分散した組織をもち、Ｘの含有量ａを0.
   5原子％以上15原子％以下、Ｍの含有量ｂを５原子％以
   上15原子％以下、Ｔの含有量ｃを0.2原子％以上3.0原子
   ％以下とし、さらにＸとＭの含有量が第１図の斜線部の
   範囲で規定されたことを特徴とする粒子分散型高強度非
   晶質アルミニウム合金。
2. 【請求項２】前記非晶質相のマトリックス中の前記結晶
   質の分散相の量が５体積％以上40体積％以下である請求
   項１記載の粒子分散型高強度非晶質アルミニウム合金。