金属間化合物分散型Ａｌ系材料及びその製造方法
【課題】Ａｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系金属間化合物の粒子が均一に分散してなる高強度なＡｌ系材料を提供する。
【解決手段】Ａｌ：８２．５〜９６．８５質量％、Ｍｎ：２〜１０質量％及びＮｉ：１〜５．５質量％を含む材料であって、前記材料中にＡｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系金属間化合物の粒子が分散してなる金属間化合物分散型Ａｌ系材料に係る。
【解決手段】Ａｌ：８２．５〜９６．８５質量％、Ｍｎ：２〜１０質量％及びＮｉ：１〜５．５質量％を含む材料であって、前記材料中にＡｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系金属間化合物の粒子が分散してなる金属間化合物分散型Ａｌ系材料に係る。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、金属間化合物分散Ａｌ系材料及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
高強度のＡｌ系材料を得るには、鋳造法（Ｉ／Ｍ法）による材料は過飽和組成の場合、粗大粒子の析出や組織不均一が生じるため、高い引張強度を得ることは困難であることが一般に知られている。
【０００３】
これに対し、粉末冶金法（Ｐ／Ｍ法）による材料は合金成分の均一固溶、過飽和固溶が容易であり、析出する金属間化合物による繊維強化により高強度化が可能になり、さらには析出する金属間化合物が熱的に安定なものであれば高い高温強度が得られる可能性がある。
【０００４】
しかしながら、その金属間化合物も均一・微細なものになるように適切な組成及び製造工程を選択しなければ、充分な強度が得られない。
【０００５】
アルミニウムの高温強度を上げるために析出させる金属間化合物として、通常は二元系金属間化合物（例えば、Ａｌ６Ｍｎ、Ａｌ９Ｃｏ、Ａｌ７Ｃｒ、Ａｌ６Ｆｅ、Ａｌ３Ｎｉ、Ａｌ３Ｔｉ等）がある。また、複数の元素を添加することもあるが、基本的にはこれらの二元系化合物を組み合わせて強化するといったコンセプトで合金設計が行われている（例えば、特許文献１、特許文献２、特許文献３など）。
【０００６】
さらには、アルミニウム合金の強度を向上させる方法として、アルミニウム合金粉末とＳｉＣのウィスカーによるＰ／Ｍ材料やＩ/Ｍ法によるＳｉＣウィスカーとの複合材等も知られている。ところが、この複合材は製造工程が複雑であるほか、ＳｉＣウィスカーの均一分散が困難で、期待された強度を得ることが難しいという問題がある（特許文献４）。
【０００７】
特開平７−３１６６０１には、高強度Ａｌ合金であるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金（いわゆるＡ７０００系アルミニウム合金）組成に特定量のＡｇを配合するとともに、アトマイズ法により急冷凝固合金粉末を調整し、この合金粉末を使用して粉末冶金法により固化成形体を得た後、この成形体を適切な条件下に時効処理する場合には、Ｔ６処理後の成形材の引張強度が飛躍的に増大することが知られている（特許文献５）。ここでは、この特定組成のＡｌ合金にさらにＭｎを含有することで高強度を有するＡｌ合金が得られることも開示されている。この高強度Ａｌ合金については、本発明者らにより種々の解析がなされている。その一つにおいて、この高強度Ａｌ合金の主な強化機構としては、準安定相による析出強化と棒状Ｍｎ金属間化合物による繊維強化の２つが挙げられ、棒状Ｍｎ金属間化合物の組成がＡｌ，Ｚｎ，Ｃｕ，Ｍｎの４元素を含む析出相であることが発表されている（非特許文献１）。
【０００８】
また、特開平３−２５７１３３（特許文献６）において、アルミニウムマトリックス中に、主としてＡｌの金属間化合物を微細に分散させてなる高力、耐熱性アルミニウム基合金が開示されているが、さらなる高強度化が求められている。
【０００９】
本発明者は、さきにＡｌ−Ｍｎ−Ｃｕ−Ｚｎ系合金の微細組織と機械的性質について発表しているが（非特許文献２）、この発表はＡｌ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｍｇを構成要素とする合金に関するものであり、それ以外の系の合金については一切言及していない。
【特許文献１】特開２００２−１９４４６０
【特許文献２】特開２０００−３２８１６４
【特許文献３】特開平０６−１４５９２１
【特許文献４】特開平０７−１５７８０２
【特許文献５】特開平７−３１６６０１
【特許文献６】特開平３−２５７１３３
【非特許文献１】軽金属 第５４巻 第１号（２００４），２−８
【非特許文献２】軽金属学会第１１０回春期大会講演概要（２００６）１１７−１１８
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
前述のように、粉末冶金法（Ｐ／Ｍ法）による材料は合金成分の均一固溶、過飽和固溶が容易であり、７０００系アルミニウム合金では粉末冶金法による高強度なＡｌ合金が得られる組成が公知となっているが、７０００系アルミニウム以外の異なるアルミニウム合金マトリックス中にＡｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系金属間化合物といった特定の組成を有する多元系金属間化合物を析出させる組成は知られていない。
【００１１】
また、特開平３−２５７１３３で開示されているアルミニウム合金で得られる金属間化合物は、多元系金属間化合物を示唆してはいるが、析出した金属間化合物の具体的な組成比や形状等は何ら開示していない。
【００１２】
すなわち、７０００系アルミニウム合金以外での特定の多元系金属間化合物による高強度なアルミニウム合金は得られておらず、さらに高温強度に優れるものも得られていない。
【００１３】
従って、本発明の主な目的は、特定の多元系金属間化合物の粒子が均一に分散してなる高強度なＡｌ系材料を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者は、従来技術の問題点に鑑みて鋭意研究を重ねた結果、特定の元素及び組成を採用することにより多元系金属間化合物の粒子を析出させることにより、７０００系アルミニウム合金以外のアルミニウム合金系においても上記目的を達成できることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１５】
すなわち、本発明は、下記の金属間化合物分散型Ａｌ系材料及びその製造方法に係る。
１． Ａｌ：８２．５〜９６．８５質量％、Ｍｎ：２〜１０質量％及びＮｉ：１〜５．５質量％を含む材料であって、前記材料中にＡｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系金属間化合物の粒子が分散してなる金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
２． 前記材料中に、さらにＺｒを０．１５〜１．５質量％含む、前記項１に記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
３． 前記金属間化合物の組成がＡｌ：７０〜９１原子％、Ｍｎ：７〜１８原子％及びＮｉ：２〜１２原子％である、前記項１に記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
４． 前記金属間化合物の結晶系が斜方晶である、前記項１〜３のいずれかに記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
５． 前記粒子の粒径が３０〜１０，０００ｎｍである、前記項１〜４のいずれかに記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
６． 前記粒子がアスペクト比１．１〜５０の棒状粒子である、前記項１〜５のいずれかに記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
７． 棒状粒子が一定方向に配向している、前記項６に記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
８． 前記項１に記載のＡｌ系材料を製造する方法であって、
（１）Ａｌ：８２．５〜９６．８５質量％、Ｍｎ：２〜１０質量％及びＮｉ：１〜５．５質量％を含む溶湯からアトマイズ法により急冷凝固粉末を調製する第１工程、
（２）前記粉末を成形することにより成形体を作製する第２工程、
（３）前記成形体を熱間押出することにより押出材を得る第３工程、
を含むことを特徴とする金属間化合物分散型Ａｌ系材料の製造方法。
９． 第２工程後において、第３工程に先立ち、予め前記成形体を４００〜５５０℃で熱処理する工程をさらに含む、前記項８に記載の製造方法。
【発明の効果】
【００１６】
本発明材料は特定の合金組成を選定し、Ｐ／Ｍ法と押出工程を経ることにより、必要とされる特性が得られる。過飽和組成の場合、Ｉ／Ｍ法にて成形物を作製すると粗大粒子の析出や組織不均一が生じ、高い引張強度を得ることは困難である。しかし、Ｐ／Ｍ法によると、合金成分の均一固溶、過飽和固溶及び均一微細分散が可能となる。結晶粒径もＩ／Ｍ材と比較しても細かく、均一であるため、結晶粒微細化効果により高い引張強度が得られる。また、本開発合金は、ビレットの加熱時に棒状の金属間化合物が析出し、押出工程により、押出方向に配向し、その方向での引張強度向上に寄与することもできる。
【００１７】
本発明材料の製造時に生成する棒状の金属間化合物は、Ａｌ−Ｍｎ−Ｎｉの三元系金属間化合物である。これは、三元系金属間化合物をターゲットとして合金設計を行っている点で従来の合金設計と大きく異なる。三元系化合物を用いる利点としては、金属間化合物粒子が微細になることが挙げられる。塊状のＡｌ６Ｍｎは１μｍ程度の大きさであるが、棒状のＡｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系の三元系金属間化合物は幅数１００ｎｍ程度と微細である。成形工程でアトマイズ粉を加熱した場合、急冷凝固により強制固溶されていたＭｎ等がＭｎ金属間化合物として析出する。そのサイズや分散は析出の駆動力により決定するので、脱ガス温度と融点の差が大きい方が析出の駆動力が大きくなり、粒子が微細になる。例えば、二元系化合物の融点はＡｌ６Ｍｎ：６５８℃、Ａｌ３Ｎｉ：８５４℃、Ａｌ７Ｃｒ：７９１℃（Ａｌ６Ｆｅは準安定相のため不明）であるのに対し、Ａｌ−Ｍｎ−Ｎｉ三元系化合物の融点は状態図から８５４℃から９２３℃の間にあると予想され、それらに対して高温である。
【００１８】
本発明のような微細な金属間化合物粒子は、粗大な金属間化合物粒子に比べて延性の低下が少なく、体積分率を大きくすることができる。
【００１９】
また、融点が高い二元系金属間化合物としてはＡｌ３Ｔｉ：１３５０℃、Ａｌ３Ｚｒ：１５８０℃といったトリアルミナイド等があるが、Ｔｉと特にＺｒは過飽和に強制固溶させられる量がＭｎよりも小さく、また、Ｔｉは脱ガス処理温度である５００℃での固溶度が０．５質量％以上あり、分散相の体積分率が大きくならないことから、メインの強化相としては十分ではないという欠点がある。
【００２０】
その結果、融点がある程度高く、かつ脱ガス処理温度である５００℃での固溶限が小さく、かつ強制固溶させられる量が多い元素を用いること、という条件を従来よりも十分に満たすためには二元系金属間化合物では実現できない。
【００２１】
これに対し、本発明では、分散相（分散粒子）として三元系金属間化合物であるＡｌ−Ｍｎ−Ｎｉ三元系金属間化合物が形成される合金組成を採用することによって、上記金属間化合物の微細な粒子をマトリックス中に分散させ、それにより高い高温強度等を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
・ 金属間化合物分散型Ａｌ系材
本発明の金属間化合物分散型Ａｌ系材料は、Ａｌ：８２．５〜９６．８５質量％、Ｍｎ：２〜１０質量％及びＮｉ：１〜５．５質量％を含む材料であって、前記材料中にＡｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系金属間化合物の粒子が分散してなる。
【００２３】
Ａｌは、通常８２．５〜９６．８５質量％、さらには８６〜９４質量％であることが好ましい。Ａｌが８２．５質量％未満の場合はＡｌ‐Ｍｎ‐Ｎｉ系金属間化合物が粗大になり、脆性になる。また、Ａｌが９６．８５質量％を超える場合はＡｌ‐Ｍｎ‐Ｎｉ系金属間化合物が微細になりすぎ、複合強化の役割を十分に果たさないという問題が起こる。
【００２４】
Ｍｎは、通常２〜１０質量％であり、特に４〜９質量％であることが好ましい。Ｍｎが２質量％未満の場合はＡｌ３Ｎｉをはじめとする強度の高くない二元系金属間化合物が析出するので、伸びが大きく低下する。また、Ｍｎが１０質量％を超える場合は粗大なＡｌ６Ｍｎが析出し、伸びが大きく低下する。本発明合金においては、Ｍｎは２〜１０質量％の範囲に設定することにより、従来７０００系アルミニウム合金以外では析出することが無い多元系金属間化合物が７０００系アルミニウム合金以外のアルミニウム合金系においても析出するようになる。
【００２５】
Ｎｉは、通常１〜５．５質量％であり、特に２〜５質量％であることが好ましい。Ｎｉが１質量％未満の場合はＡｌ６Ｍｎが析出し、強度が低下する。また、Ｎｉが５．５質量％を超える場合はＡｌ３Ｎｉが析出し、強度が低下する。
【００２６】
また、本発明合金においては、さらにＺｒを０．１５〜１．５質量％含ませることがより好ましい。Ｚｒは、多元系金属間化合物の形成には寄与しないが、結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。
【００２７】
本発明材料中には、Ａｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系金属間化合物の粒子が分散している。すなわち、本発明材料は、Ａｌ系マトリックスに分散材としてＡｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系金属間化合物の粒子が分散している。
【００２８】
前記Ａｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系金属間化合物の組成は、Ａｌ、Ｍｎ、Ｎｉを含む金属間化合物であれば限定的ではない。本発明では、前記金属間化合物の組成がＡｌ：７０〜９１原子％、Ｍｎ：７〜１８原子％、Ｎｉ：２〜１２原子％であることが望ましい。より好ましくはＡｌ：７４〜８７．５原子％、Ｍｎ：９〜１７原子％、Ｎｉ：３．５〜９原子％である。かかる組成の金属間化合物を用いることにより、高い高温強度等をより確実に得ることができる。
【００２９】
前記金属間化合物は、実質的に結晶性であることが好ましい。この場合の結晶系としては、斜方晶であることが好ましい。
【００３０】
Ａｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系金属間化合物の粒子の粒径（長径方向の平均粒径）は、所望の高温強度等が得られる限り制限されることはないが、通常は３０〜１００００ｎｍ（特に５０〜２０００ｎｍ）であることが好ましい。この粒径の測定方法は、断面の電子顕微鏡観察（例えばＳＥＭ）による画像解析により任意の粒子を１００個程度選択して平均値を算出するという方法により実施する。
【００３１】
Ａｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系金属間化合物の粒子の形状は特に制限されないが、分散材による強化等の見地より、棒状粒子（繊維状粒子）であることが好ましい。特に、アスペクト比１．１〜５０（特に２〜２０）の棒状粒子であることが好ましい。なお、ここでのアスペクト比の測定方法は、断面の電子顕微鏡観察（例えばＳＥＭ）による画像解析により任意の粒子を１００個程度選択し、それぞれの棒状粒子の長径と短径の比を求め、その比の平均値を算出することにより行われる。
【００３２】
上記粒子が棒状粒子である場合、配向性を有していても良いし、無配向性であっても良い。本発明材料の形態、用途等に応じて適宜設定することができる。特に、一定方向の強度を高める場合等には、棒状粒子が配向していることが好ましい。例えば、本発明材料が板状体である場合は、その板状体の厚み方向に対して垂直方向に棒状粒子が配向していることが好ましい。配向性の付与は、押出形成等の公知の方法によって実施することができる。
【００３３】
なお、本発明では、確認的には、Ａｌ：７６〜９５質量％、Ｍｎ：２〜７質量％、Ｃｕ：２〜９質量％、Ｚｎ：１〜４質量％及びＭｇ：０〜２質量％を含む材料であって、前記材料中にＡｌ−Ｍｎ−Ｃｕ−Ｚｎ系金属間化合物の粒子が分散してなる金属間化合物分散型Ａｌ系材料に係る発明を除く。
【００３４】
２．金属間化合物分散型Ａｌ系材料の製造方法
本発明の金属間化合物分散型Ａｌ系材料の製造方法は限定されるものではないが、特に下記の製造方法によることが好ましい。すなわち、（１）Ａｌ：８２．５〜９６．８５質量％、Ｍｎ：２〜１０質量％及びＮｉ：１〜５．５質量％を含む溶湯からアトマイズ法により急冷凝固粉末を調製する第１工程、（２）前記粉末を成形することにより成形体を作製する第２工程、（３）前記成形体を熱間押出することにより押出材を得る第３工程、を含むことを特徴とする金属間化合物分散型Ａｌ系材料の製造方法を好適に採用することができる。
（１）第１工程
第１工程では、Ａｌ：８２．５〜９６．８５質量％、Ｍｎ：２〜１０質量％及びＮｉ：１〜５．５質量％を含む溶湯からアトマイズ法により急冷凝固粉末を調製する。
【００３５】
溶湯の調製は、例えば上記組成を有するＡｌ合金原料を高周波溶解炉において融解させ、約９００℃の温度で保持すれば良い。
【００３６】
アトマイズ法は、例えばガスアトマイズ法、水アトマイズ法、遠心アトマイズ法等のいずれであっても良いが、本発明ではガスアトマイズ法を好適に用いることができる。ガスアトマイズ法で用いるガス（流体）としては、例えば空気のほか、不活ガス（アルゴン、ヘリウム、窒素等）を用いることができる。
【００３７】
アトマイズは、公知の装置（ガスアトマイズ機）を用いて実施することができる。例えば、Ａｌ合金溶湯をアトマイズ機に付属した坩堝に流し込む。この坩堝の底には、穴が開けられており、溶湯の温度を低下させることなく、ここからアトマイズノズルの溶湯噴出口まで導けるようにしておく。Ａｌ合金溶湯がアトマイズノズル溶湯噴出口に達する直前に、ノズル穴から高圧の空気の噴霧（アトマイズ）ガスが噴出し、このガスの圧力により溶湯噴出口から出てきたＡｌ合金溶湯は細かく粉砕される。このように細かく粉砕された溶湯は、高圧のガス及び／又は雰囲気により直ちに冷却され、凝固することにより、Ａｌ合金急冷凝固粉末が得られる。アトマイズに際しては、Ａｌ基合金溶湯を１０２Ｋ／秒以上の冷却速度で凝固させる。
【００３８】
アトマイズ法で得られるＡｌ合金急冷凝固粉末は用途に応じて、所定の粒径（例えば、１００メッシュのふるいにより、１５０μｍ以下）にふるい分けることができる。また、Ａｌ合金急冷凝固粉末の粒子形状も制限されず、球状、フレーク状、不定形状等のいずれであっても良い。
（２）第２工程
第２工程では、前記粉末を成形することにより成形体を作製する。成形方法は、特に制限されず、例えば冷間静水圧プレス（ＣＩＰ）、熱間静水圧（ＨＩＰ）等の公知の方法を採用することができる。成形時における成形圧は、所望の相対密度、用いる前記粉末の組成等に応じて適宜決定できるが、通常は５００〜５０００ｋｇ／ｃｍ２程度とすれば良い。或いは、上記のようにして得たＡｌ合金粉末急冷凝固粉末を固化成形した後に、必要ならば脱ガス処理を施しても構わない。
【００３９】
本発明では、第２工程後において、第３工程に先立ち、予め前記成形体を４００〜５５０℃（好ましくは４５０〜５００℃）で熱処理する工程を実施しても良い。この場合の熱処理雰囲気は、一般には、空気中雰囲気で行うが、不活性雰囲気で予備加熱しても構わない。上記熱処理によって押出圧力を下げることが可能となる。
（３）第３工程
第３工程では、前記成形体を熱間押出することにより押出材を得る。熱間押出する場合の温度条件は通常は３５０〜５５０℃程度とすれば良い。熱間押出の条件は限定されない。押出比は、５〜１００程度で押出すことにより、成形材とすることができる。
【実施例】
【００４０】
以下に実施例及び比較例を示し、本発明の特徴をより具体的に説明する。ただし、本発明の範囲は、実施例に限定されない。
【００４１】
実施例１〜４
下記に示す各組成のＡｌ合金原料を用いてＡｌ系材料を作製した。
【００４２】
組成Ｎｏ．１：Ａｌ−５．７Ｍｎ−２．３Ｎｉ−０．４Ｚｒ (mass%)
組成Ｎｏ．２：Ａｌ−６．８Ｍｎ−２．７Ｎｉ−０．４Ｚｒ (mass%)
組成Ｎｏ．３：Ａｌ−６．８Ｍｎ−３．５Ｎｉ−０．４Ｚｒ (mass%)
組成Ｎｏ．４：Ａｌ−８．５４Ｍｎ−４．３Ｎｉ−０．４Ｚｒ (mass%)
上記の組成Ｎｏ．１からＮｏ．４の組成を有するＡｌ合金原料を高周波溶解炉において融解させ、９００℃の温度で保持した後、Ａｌ合金溶湯をアトマイズ機に付属した坩堝に流し込み、ガスアトマイズ法によりＡｌ合金急冷凝固粉末（１００メッシュアンダー品、平均粒子径は表１に示す。）を得た。粒度測定は、レーザー回折式粒度分布測定法により行った。得られた粉末をゴム型に充填し、冷間静水圧プレス（ＣＩＰ）により、１５００ｋｇ／ｃｍ２の成形面圧で直径９５ｍｍ×長さ２００ｍｍの寸法の粉末圧粉体を作成し、熱間押出用のビレットとした。次いで、このビレットを５００℃で加熱し、押出比４０で熱間押出しを行い、直径１５ｍｍの棒状の成形材を作製した。この押出材からJISG0567の試験に準じた試験片を作製した。
【００４３】
試験例１
実施例及び比較例で得られた材料の引張試験を行い、引張強度及び伸びを測定した。高温引張り試験はJISG0567に準じて行った。すなわち、１０℃／分で目標温度まで昇温し、目標温度で１０分間保持した後、７．５％／分の歪み速度で、破断まで引っ張った。
【００４４】
なお、組成Ｎｏ．１〜４は室温（ＲＴ）、２５０℃及び３００℃の試験温度で引張試験をそれぞれ行った。その結果を表１に示す。同様に、表１には、比較例１として２０００系アルミニウム合金である「２０２４−Ｔ４、」比較例２として１０００系アルミニウムである「１１００−０」の高温引張り試験結果も併せて示す。
【００４５】
【表１】
【００４６】
次に、組成Ｎｏ．１で得られた材料（実施例１）の合金組織を観察した写真（ＳＥＭ）を代表例として図１に示す。図１によれば、長径１００〜５００ｎｍ程度の微細な棒状のＱ相が高密度に分散しており、これらは押出し方向に並んでいる（図１の押出し方向は右側から左側方向に向かってである。）。
【００４７】
さらに、組成Ｎｏ．４で得られた材料（実施例４）についてＴＥＭ／ＥＤＸでＱ相の組成分析を複数箇所（１試料あたり最低６箇所程度）行い、得られた各元素の組成範囲を代表例として表２に示す。なお、ＴＥＭ/ＥＤＸでの材料の組成分析により、ＴＥＭ薄膜の厚さ約２００ｎｍ間の平均組成が検出される。
【００４８】
【表２】
【００４９】
また、組成Ｎｏ．２で得られた材料(実施例２)のＸＲＤパターンを代表例として図２に示す。これらのピークは概ねＡｌとＱ相のピークと考えられ、Ｑ相以外の金属間化合物は形成されていないと考えられる。そして、１）Ｑ相の空間群、２）点群及び３）格子定数は、実施例２は１）斜方晶、２）Ｃｍｃｍ及び３）ａ＝０．７６、ｂ＝０．８９、Ｃ＝０．６５ｎｍであると決定できた。
【図面の簡単な説明】
【００５０】
【図１】組成Ｎｏ．１（実施例１）のＡｌ系材料の合金組織を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した結果を示す図（イメージ図）である。
【図２】組成Ｎｏ．２（実施例２）のＡｌ系材料のＸ線回折分析（ＸＲＤ）によるパターンを示す図である。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、金属間化合物分散Ａｌ系材料及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
高強度のＡｌ系材料を得るには、鋳造法（Ｉ／Ｍ法）による材料は過飽和組成の場合、粗大粒子の析出や組織不均一が生じるため、高い引張強度を得ることは困難であることが一般に知られている。
【０００３】
これに対し、粉末冶金法（Ｐ／Ｍ法）による材料は合金成分の均一固溶、過飽和固溶が容易であり、析出する金属間化合物による繊維強化により高強度化が可能になり、さらには析出する金属間化合物が熱的に安定なものであれば高い高温強度が得られる可能性がある。
【０００４】
しかしながら、その金属間化合物も均一・微細なものになるように適切な組成及び製造工程を選択しなければ、充分な強度が得られない。
【０００５】
アルミニウムの高温強度を上げるために析出させる金属間化合物として、通常は二元系金属間化合物（例えば、Ａｌ６Ｍｎ、Ａｌ９Ｃｏ、Ａｌ７Ｃｒ、Ａｌ６Ｆｅ、Ａｌ３Ｎｉ、Ａｌ３Ｔｉ等）がある。また、複数の元素を添加することもあるが、基本的にはこれらの二元系化合物を組み合わせて強化するといったコンセプトで合金設計が行われている（例えば、特許文献１、特許文献２、特許文献３など）。
【０００６】
さらには、アルミニウム合金の強度を向上させる方法として、アルミニウム合金粉末とＳｉＣのウィスカーによるＰ／Ｍ材料やＩ/Ｍ法によるＳｉＣウィスカーとの複合材等も知られている。ところが、この複合材は製造工程が複雑であるほか、ＳｉＣウィスカーの均一分散が困難で、期待された強度を得ることが難しいという問題がある（特許文献４）。
【０００７】
特開平７−３１６６０１には、高強度Ａｌ合金であるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金（いわゆるＡ７０００系アルミニウム合金）組成に特定量のＡｇを配合するとともに、アトマイズ法により急冷凝固合金粉末を調整し、この合金粉末を使用して粉末冶金法により固化成形体を得た後、この成形体を適切な条件下に時効処理する場合には、Ｔ６処理後の成形材の引張強度が飛躍的に増大することが知られている（特許文献５）。ここでは、この特定組成のＡｌ合金にさらにＭｎを含有することで高強度を有するＡｌ合金が得られることも開示されている。この高強度Ａｌ合金については、本発明者らにより種々の解析がなされている。その一つにおいて、この高強度Ａｌ合金の主な強化機構としては、準安定相による析出強化と棒状Ｍｎ金属間化合物による繊維強化の２つが挙げられ、棒状Ｍｎ金属間化合物の組成がＡｌ，Ｚｎ，Ｃｕ，Ｍｎの４元素を含む析出相であることが発表されている（非特許文献１）。
【０００８】
また、特開平３−２５７１３３（特許文献６）において、アルミニウムマトリックス中に、主としてＡｌの金属間化合物を微細に分散させてなる高力、耐熱性アルミニウム基合金が開示されているが、さらなる高強度化が求められている。
【０００９】
本発明者は、さきにＡｌ−Ｍｎ−Ｃｕ−Ｚｎ系合金の微細組織と機械的性質について発表しているが（非特許文献２）、この発表はＡｌ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｍｇを構成要素とする合金に関するものであり、それ以外の系の合金については一切言及していない。
【特許文献１】特開２００２−１９４４６０
【特許文献２】特開２０００−３２８１６４
【特許文献３】特開平０６−１４５９２１
【特許文献４】特開平０７−１５７８０２
【特許文献５】特開平７−３１６６０１
【特許文献６】特開平３−２５７１３３
【非特許文献１】軽金属 第５４巻 第１号（２００４），２−８
【非特許文献２】軽金属学会第１１０回春期大会講演概要（２００６）１１７−１１８
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
前述のように、粉末冶金法（Ｐ／Ｍ法）による材料は合金成分の均一固溶、過飽和固溶が容易であり、７０００系アルミニウム合金では粉末冶金法による高強度なＡｌ合金が得られる組成が公知となっているが、７０００系アルミニウム以外の異なるアルミニウム合金マトリックス中にＡｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系金属間化合物といった特定の組成を有する多元系金属間化合物を析出させる組成は知られていない。
【００１１】
また、特開平３−２５７１３３で開示されているアルミニウム合金で得られる金属間化合物は、多元系金属間化合物を示唆してはいるが、析出した金属間化合物の具体的な組成比や形状等は何ら開示していない。
【００１２】
すなわち、７０００系アルミニウム合金以外での特定の多元系金属間化合物による高強度なアルミニウム合金は得られておらず、さらに高温強度に優れるものも得られていない。
【００１３】
従って、本発明の主な目的は、特定の多元系金属間化合物の粒子が均一に分散してなる高強度なＡｌ系材料を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者は、従来技術の問題点に鑑みて鋭意研究を重ねた結果、特定の元素及び組成を採用することにより多元系金属間化合物の粒子を析出させることにより、７０００系アルミニウム合金以外のアルミニウム合金系においても上記目的を達成できることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１５】
すなわち、本発明は、下記の金属間化合物分散型Ａｌ系材料及びその製造方法に係る。
１． Ａｌ：８２．５〜９６．８５質量％、Ｍｎ：２〜１０質量％及びＮｉ：１〜５．５質量％を含む材料であって、前記材料中にＡｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系金属間化合物の粒子が分散してなる金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
２． 前記材料中に、さらにＺｒを０．１５〜１．５質量％含む、前記項１に記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
３． 前記金属間化合物の組成がＡｌ：７０〜９１原子％、Ｍｎ：７〜１８原子％及びＮｉ：２〜１２原子％である、前記項１に記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
４． 前記金属間化合物の結晶系が斜方晶である、前記項１〜３のいずれかに記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
５． 前記粒子の粒径が３０〜１０，０００ｎｍである、前記項１〜４のいずれかに記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
６． 前記粒子がアスペクト比１．１〜５０の棒状粒子である、前記項１〜５のいずれかに記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
７． 棒状粒子が一定方向に配向している、前記項６に記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
８． 前記項１に記載のＡｌ系材料を製造する方法であって、
（１）Ａｌ：８２．５〜９６．８５質量％、Ｍｎ：２〜１０質量％及びＮｉ：１〜５．５質量％を含む溶湯からアトマイズ法により急冷凝固粉末を調製する第１工程、
（２）前記粉末を成形することにより成形体を作製する第２工程、
（３）前記成形体を熱間押出することにより押出材を得る第３工程、
を含むことを特徴とする金属間化合物分散型Ａｌ系材料の製造方法。
９． 第２工程後において、第３工程に先立ち、予め前記成形体を４００〜５５０℃で熱処理する工程をさらに含む、前記項８に記載の製造方法。
【発明の効果】
【００１６】
本発明材料は特定の合金組成を選定し、Ｐ／Ｍ法と押出工程を経ることにより、必要とされる特性が得られる。過飽和組成の場合、Ｉ／Ｍ法にて成形物を作製すると粗大粒子の析出や組織不均一が生じ、高い引張強度を得ることは困難である。しかし、Ｐ／Ｍ法によると、合金成分の均一固溶、過飽和固溶及び均一微細分散が可能となる。結晶粒径もＩ／Ｍ材と比較しても細かく、均一であるため、結晶粒微細化効果により高い引張強度が得られる。また、本開発合金は、ビレットの加熱時に棒状の金属間化合物が析出し、押出工程により、押出方向に配向し、その方向での引張強度向上に寄与することもできる。
【００１７】
本発明材料の製造時に生成する棒状の金属間化合物は、Ａｌ−Ｍｎ−Ｎｉの三元系金属間化合物である。これは、三元系金属間化合物をターゲットとして合金設計を行っている点で従来の合金設計と大きく異なる。三元系化合物を用いる利点としては、金属間化合物粒子が微細になることが挙げられる。塊状のＡｌ６Ｍｎは１μｍ程度の大きさであるが、棒状のＡｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系の三元系金属間化合物は幅数１００ｎｍ程度と微細である。成形工程でアトマイズ粉を加熱した場合、急冷凝固により強制固溶されていたＭｎ等がＭｎ金属間化合物として析出する。そのサイズや分散は析出の駆動力により決定するので、脱ガス温度と融点の差が大きい方が析出の駆動力が大きくなり、粒子が微細になる。例えば、二元系化合物の融点はＡｌ６Ｍｎ：６５８℃、Ａｌ３Ｎｉ：８５４℃、Ａｌ７Ｃｒ：７９１℃（Ａｌ６Ｆｅは準安定相のため不明）であるのに対し、Ａｌ−Ｍｎ−Ｎｉ三元系化合物の融点は状態図から８５４℃から９２３℃の間にあると予想され、それらに対して高温である。
【００１８】
本発明のような微細な金属間化合物粒子は、粗大な金属間化合物粒子に比べて延性の低下が少なく、体積分率を大きくすることができる。
【００１９】
また、融点が高い二元系金属間化合物としてはＡｌ３Ｔｉ：１３５０℃、Ａｌ３Ｚｒ：１５８０℃といったトリアルミナイド等があるが、Ｔｉと特にＺｒは過飽和に強制固溶させられる量がＭｎよりも小さく、また、Ｔｉは脱ガス処理温度である５００℃での固溶度が０．５質量％以上あり、分散相の体積分率が大きくならないことから、メインの強化相としては十分ではないという欠点がある。
【００２０】
その結果、融点がある程度高く、かつ脱ガス処理温度である５００℃での固溶限が小さく、かつ強制固溶させられる量が多い元素を用いること、という条件を従来よりも十分に満たすためには二元系金属間化合物では実現できない。
【００２１】
これに対し、本発明では、分散相（分散粒子）として三元系金属間化合物であるＡｌ−Ｍｎ−Ｎｉ三元系金属間化合物が形成される合金組成を採用することによって、上記金属間化合物の微細な粒子をマトリックス中に分散させ、それにより高い高温強度等を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
・ 金属間化合物分散型Ａｌ系材
本発明の金属間化合物分散型Ａｌ系材料は、Ａｌ：８２．５〜９６．８５質量％、Ｍｎ：２〜１０質量％及びＮｉ：１〜５．５質量％を含む材料であって、前記材料中にＡｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系金属間化合物の粒子が分散してなる。
【００２３】
Ａｌは、通常８２．５〜９６．８５質量％、さらには８６〜９４質量％であることが好ましい。Ａｌが８２．５質量％未満の場合はＡｌ‐Ｍｎ‐Ｎｉ系金属間化合物が粗大になり、脆性になる。また、Ａｌが９６．８５質量％を超える場合はＡｌ‐Ｍｎ‐Ｎｉ系金属間化合物が微細になりすぎ、複合強化の役割を十分に果たさないという問題が起こる。
【００２４】
Ｍｎは、通常２〜１０質量％であり、特に４〜９質量％であることが好ましい。Ｍｎが２質量％未満の場合はＡｌ３Ｎｉをはじめとする強度の高くない二元系金属間化合物が析出するので、伸びが大きく低下する。また、Ｍｎが１０質量％を超える場合は粗大なＡｌ６Ｍｎが析出し、伸びが大きく低下する。本発明合金においては、Ｍｎは２〜１０質量％の範囲に設定することにより、従来７０００系アルミニウム合金以外では析出することが無い多元系金属間化合物が７０００系アルミニウム合金以外のアルミニウム合金系においても析出するようになる。
【００２５】
Ｎｉは、通常１〜５．５質量％であり、特に２〜５質量％であることが好ましい。Ｎｉが１質量％未満の場合はＡｌ６Ｍｎが析出し、強度が低下する。また、Ｎｉが５．５質量％を超える場合はＡｌ３Ｎｉが析出し、強度が低下する。
【００２６】
また、本発明合金においては、さらにＺｒを０．１５〜１．５質量％含ませることがより好ましい。Ｚｒは、多元系金属間化合物の形成には寄与しないが、結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。
【００２７】
本発明材料中には、Ａｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系金属間化合物の粒子が分散している。すなわち、本発明材料は、Ａｌ系マトリックスに分散材としてＡｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系金属間化合物の粒子が分散している。
【００２８】
前記Ａｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系金属間化合物の組成は、Ａｌ、Ｍｎ、Ｎｉを含む金属間化合物であれば限定的ではない。本発明では、前記金属間化合物の組成がＡｌ：７０〜９１原子％、Ｍｎ：７〜１８原子％、Ｎｉ：２〜１２原子％であることが望ましい。より好ましくはＡｌ：７４〜８７．５原子％、Ｍｎ：９〜１７原子％、Ｎｉ：３．５〜９原子％である。かかる組成の金属間化合物を用いることにより、高い高温強度等をより確実に得ることができる。
【００２９】
前記金属間化合物は、実質的に結晶性であることが好ましい。この場合の結晶系としては、斜方晶であることが好ましい。
【００３０】
Ａｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系金属間化合物の粒子の粒径（長径方向の平均粒径）は、所望の高温強度等が得られる限り制限されることはないが、通常は３０〜１００００ｎｍ（特に５０〜２０００ｎｍ）であることが好ましい。この粒径の測定方法は、断面の電子顕微鏡観察（例えばＳＥＭ）による画像解析により任意の粒子を１００個程度選択して平均値を算出するという方法により実施する。
【００３１】
Ａｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系金属間化合物の粒子の形状は特に制限されないが、分散材による強化等の見地より、棒状粒子（繊維状粒子）であることが好ましい。特に、アスペクト比１．１〜５０（特に２〜２０）の棒状粒子であることが好ましい。なお、ここでのアスペクト比の測定方法は、断面の電子顕微鏡観察（例えばＳＥＭ）による画像解析により任意の粒子を１００個程度選択し、それぞれの棒状粒子の長径と短径の比を求め、その比の平均値を算出することにより行われる。
【００３２】
上記粒子が棒状粒子である場合、配向性を有していても良いし、無配向性であっても良い。本発明材料の形態、用途等に応じて適宜設定することができる。特に、一定方向の強度を高める場合等には、棒状粒子が配向していることが好ましい。例えば、本発明材料が板状体である場合は、その板状体の厚み方向に対して垂直方向に棒状粒子が配向していることが好ましい。配向性の付与は、押出形成等の公知の方法によって実施することができる。
【００３３】
なお、本発明では、確認的には、Ａｌ：７６〜９５質量％、Ｍｎ：２〜７質量％、Ｃｕ：２〜９質量％、Ｚｎ：１〜４質量％及びＭｇ：０〜２質量％を含む材料であって、前記材料中にＡｌ−Ｍｎ−Ｃｕ−Ｚｎ系金属間化合物の粒子が分散してなる金属間化合物分散型Ａｌ系材料に係る発明を除く。
【００３４】
２．金属間化合物分散型Ａｌ系材料の製造方法
本発明の金属間化合物分散型Ａｌ系材料の製造方法は限定されるものではないが、特に下記の製造方法によることが好ましい。すなわち、（１）Ａｌ：８２．５〜９６．８５質量％、Ｍｎ：２〜１０質量％及びＮｉ：１〜５．５質量％を含む溶湯からアトマイズ法により急冷凝固粉末を調製する第１工程、（２）前記粉末を成形することにより成形体を作製する第２工程、（３）前記成形体を熱間押出することにより押出材を得る第３工程、を含むことを特徴とする金属間化合物分散型Ａｌ系材料の製造方法を好適に採用することができる。
（１）第１工程
第１工程では、Ａｌ：８２．５〜９６．８５質量％、Ｍｎ：２〜１０質量％及びＮｉ：１〜５．５質量％を含む溶湯からアトマイズ法により急冷凝固粉末を調製する。
【００３５】
溶湯の調製は、例えば上記組成を有するＡｌ合金原料を高周波溶解炉において融解させ、約９００℃の温度で保持すれば良い。
【００３６】
アトマイズ法は、例えばガスアトマイズ法、水アトマイズ法、遠心アトマイズ法等のいずれであっても良いが、本発明ではガスアトマイズ法を好適に用いることができる。ガスアトマイズ法で用いるガス（流体）としては、例えば空気のほか、不活ガス（アルゴン、ヘリウム、窒素等）を用いることができる。
【００３７】
アトマイズは、公知の装置（ガスアトマイズ機）を用いて実施することができる。例えば、Ａｌ合金溶湯をアトマイズ機に付属した坩堝に流し込む。この坩堝の底には、穴が開けられており、溶湯の温度を低下させることなく、ここからアトマイズノズルの溶湯噴出口まで導けるようにしておく。Ａｌ合金溶湯がアトマイズノズル溶湯噴出口に達する直前に、ノズル穴から高圧の空気の噴霧（アトマイズ）ガスが噴出し、このガスの圧力により溶湯噴出口から出てきたＡｌ合金溶湯は細かく粉砕される。このように細かく粉砕された溶湯は、高圧のガス及び／又は雰囲気により直ちに冷却され、凝固することにより、Ａｌ合金急冷凝固粉末が得られる。アトマイズに際しては、Ａｌ基合金溶湯を１０２Ｋ／秒以上の冷却速度で凝固させる。
【００３８】
アトマイズ法で得られるＡｌ合金急冷凝固粉末は用途に応じて、所定の粒径（例えば、１００メッシュのふるいにより、１５０μｍ以下）にふるい分けることができる。また、Ａｌ合金急冷凝固粉末の粒子形状も制限されず、球状、フレーク状、不定形状等のいずれであっても良い。
（２）第２工程
第２工程では、前記粉末を成形することにより成形体を作製する。成形方法は、特に制限されず、例えば冷間静水圧プレス（ＣＩＰ）、熱間静水圧（ＨＩＰ）等の公知の方法を採用することができる。成形時における成形圧は、所望の相対密度、用いる前記粉末の組成等に応じて適宜決定できるが、通常は５００〜５０００ｋｇ／ｃｍ２程度とすれば良い。或いは、上記のようにして得たＡｌ合金粉末急冷凝固粉末を固化成形した後に、必要ならば脱ガス処理を施しても構わない。
【００３９】
本発明では、第２工程後において、第３工程に先立ち、予め前記成形体を４００〜５５０℃（好ましくは４５０〜５００℃）で熱処理する工程を実施しても良い。この場合の熱処理雰囲気は、一般には、空気中雰囲気で行うが、不活性雰囲気で予備加熱しても構わない。上記熱処理によって押出圧力を下げることが可能となる。
（３）第３工程
第３工程では、前記成形体を熱間押出することにより押出材を得る。熱間押出する場合の温度条件は通常は３５０〜５５０℃程度とすれば良い。熱間押出の条件は限定されない。押出比は、５〜１００程度で押出すことにより、成形材とすることができる。
【実施例】
【００４０】
以下に実施例及び比較例を示し、本発明の特徴をより具体的に説明する。ただし、本発明の範囲は、実施例に限定されない。
【００４１】
実施例１〜４
下記に示す各組成のＡｌ合金原料を用いてＡｌ系材料を作製した。
【００４２】
組成Ｎｏ．１：Ａｌ−５．７Ｍｎ−２．３Ｎｉ−０．４Ｚｒ (mass%)
組成Ｎｏ．２：Ａｌ−６．８Ｍｎ−２．７Ｎｉ−０．４Ｚｒ (mass%)
組成Ｎｏ．３：Ａｌ−６．８Ｍｎ−３．５Ｎｉ−０．４Ｚｒ (mass%)
組成Ｎｏ．４：Ａｌ−８．５４Ｍｎ−４．３Ｎｉ−０．４Ｚｒ (mass%)
上記の組成Ｎｏ．１からＮｏ．４の組成を有するＡｌ合金原料を高周波溶解炉において融解させ、９００℃の温度で保持した後、Ａｌ合金溶湯をアトマイズ機に付属した坩堝に流し込み、ガスアトマイズ法によりＡｌ合金急冷凝固粉末（１００メッシュアンダー品、平均粒子径は表１に示す。）を得た。粒度測定は、レーザー回折式粒度分布測定法により行った。得られた粉末をゴム型に充填し、冷間静水圧プレス（ＣＩＰ）により、１５００ｋｇ／ｃｍ２の成形面圧で直径９５ｍｍ×長さ２００ｍｍの寸法の粉末圧粉体を作成し、熱間押出用のビレットとした。次いで、このビレットを５００℃で加熱し、押出比４０で熱間押出しを行い、直径１５ｍｍの棒状の成形材を作製した。この押出材からJISG0567の試験に準じた試験片を作製した。
【００４３】
試験例１
実施例及び比較例で得られた材料の引張試験を行い、引張強度及び伸びを測定した。高温引張り試験はJISG0567に準じて行った。すなわち、１０℃／分で目標温度まで昇温し、目標温度で１０分間保持した後、７．５％／分の歪み速度で、破断まで引っ張った。
【００４４】
なお、組成Ｎｏ．１〜４は室温（ＲＴ）、２５０℃及び３００℃の試験温度で引張試験をそれぞれ行った。その結果を表１に示す。同様に、表１には、比較例１として２０００系アルミニウム合金である「２０２４−Ｔ４、」比較例２として１０００系アルミニウムである「１１００−０」の高温引張り試験結果も併せて示す。
【００４５】
【表１】
【００４６】
次に、組成Ｎｏ．１で得られた材料（実施例１）の合金組織を観察した写真（ＳＥＭ）を代表例として図１に示す。図１によれば、長径１００〜５００ｎｍ程度の微細な棒状のＱ相が高密度に分散しており、これらは押出し方向に並んでいる（図１の押出し方向は右側から左側方向に向かってである。）。
【００４７】
さらに、組成Ｎｏ．４で得られた材料（実施例４）についてＴＥＭ／ＥＤＸでＱ相の組成分析を複数箇所（１試料あたり最低６箇所程度）行い、得られた各元素の組成範囲を代表例として表２に示す。なお、ＴＥＭ/ＥＤＸでの材料の組成分析により、ＴＥＭ薄膜の厚さ約２００ｎｍ間の平均組成が検出される。
【００４８】
【表２】
【００４９】
また、組成Ｎｏ．２で得られた材料(実施例２)のＸＲＤパターンを代表例として図２に示す。これらのピークは概ねＡｌとＱ相のピークと考えられ、Ｑ相以外の金属間化合物は形成されていないと考えられる。そして、１）Ｑ相の空間群、２）点群及び３）格子定数は、実施例２は１）斜方晶、２）Ｃｍｃｍ及び３）ａ＝０．７６、ｂ＝０．８９、Ｃ＝０．６５ｎｍであると決定できた。
【図面の簡単な説明】
【００５０】
【図１】組成Ｎｏ．１（実施例１）のＡｌ系材料の合金組織を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した結果を示す図（イメージ図）である。
【図２】組成Ｎｏ．２（実施例２）のＡｌ系材料のＸ線回折分析（ＸＲＤ）によるパターンを示す図である。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌ：８２．５〜９６．８５質量％、Ｍｎ：２〜１０質量％及びＮｉ：１〜５．５質量％を含む材料であって、前記材料中にＡｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系金属間化合物の粒子が分散してなる金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
【請求項２】
前記材料中に、さらにＺｒを０．１５〜１．５質量％含む、請求項１に記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
【請求項３】
前記金属間化合物の組成がＡｌ：７０〜９１原子％、Ｍｎ：７〜１８原子％及びＮｉ：２〜１２原子％である、請求項１に記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
【請求項４】
前記金属間化合物の結晶系が斜方晶である、請求項１〜３のいずれかに記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
【請求項５】
前記粒子の粒径が３０〜１０，０００ｎｍである、請求項１〜４のいずれかに記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
【請求項６】
前記粒子がアスペクト比１．１〜５０の棒状粒子である、請求項１〜５のいずれかに記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
【請求項７】
棒状粒子が一定方向に配向している、請求項６に記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
【請求項８】
請求項１に記載のＡｌ系材料を製造する方法であって、
（１）Ａｌ：８２．５〜９６．８５質量％、Ｍｎ：２〜１０質量％及びＮｉ：１〜５．５質量％を含む溶湯からアトマイズ法により急冷凝固粉末を調製する第１工程、
（２）前記粉末を成形することにより成形体を作製する第２工程、
（３）前記成形体を熱間押出することにより押出材を得る第３工程、
を含むことを特徴とする金属間化合物分散型Ａｌ系材料の製造方法。
【請求項９】
第２工程後において、第３工程に先立ち、予め前記成形体を４００〜５５０℃で熱処理する工程をさらに含む、請求項８に記載の製造方法。
【請求項１】
Ａｌ：８２．５〜９６．８５質量％、Ｍｎ：２〜１０質量％及びＮｉ：１〜５．５質量％を含む材料であって、前記材料中にＡｌ−Ｍｎ−Ｎｉ系金属間化合物の粒子が分散してなる金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
【請求項２】
前記材料中に、さらにＺｒを０．１５〜１．５質量％含む、請求項１に記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
【請求項３】
前記金属間化合物の組成がＡｌ：７０〜９１原子％、Ｍｎ：７〜１８原子％及びＮｉ：２〜１２原子％である、請求項１に記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
【請求項４】
前記金属間化合物の結晶系が斜方晶である、請求項１〜３のいずれかに記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
【請求項５】
前記粒子の粒径が３０〜１０，０００ｎｍである、請求項１〜４のいずれかに記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
【請求項６】
前記粒子がアスペクト比１．１〜５０の棒状粒子である、請求項１〜５のいずれかに記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
【請求項７】
棒状粒子が一定方向に配向している、請求項６に記載の金属間化合物分散型Ａｌ系材料。
【請求項８】
請求項１に記載のＡｌ系材料を製造する方法であって、
（１）Ａｌ：８２．５〜９６．８５質量％、Ｍｎ：２〜１０質量％及びＮｉ：１〜５．５質量％を含む溶湯からアトマイズ法により急冷凝固粉末を調製する第１工程、
（２）前記粉末を成形することにより成形体を作製する第２工程、
（３）前記成形体を熱間押出することにより押出材を得る第３工程、
を含むことを特徴とする金属間化合物分散型Ａｌ系材料の製造方法。
【請求項９】
第２工程後において、第３工程に先立ち、予め前記成形体を４００〜５５０℃で熱処理する工程をさらに含む、請求項８に記載の製造方法。
【図１】
【図２】
【図２】
【公開番号】特開２００８−２５５４６１（Ｐ２００８−２５５４６１Ａ）
【公開日】平成２０年１０月２３日（２００８．１０．２３）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００７−１０２０３６（Ｐ２００７−１０２０３６）
【出願日】平成１９年４月９日（２００７．４．９）
【出願人】（５０４１３２２７２）国立大学法人京都大学 (1,269)
【出願人】（３９９０５４３２１）東洋アルミニウム株式会社 (179)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２０年１０月２３日（２００８．１０．２３）
【国際特許分類】
【出願日】平成１９年４月９日（２００７．４．９）
【出願人】（５０４１３２２７２）国立大学法人京都大学 (1,269)
【出願人】（３９９０５４３２１）東洋アルミニウム株式会社 (179)
【Ｆターム（参考）】
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