DE60030668T2

DE60030668T2 - Hochfeste Aluminiumlegierung

Info

Publication number: DE60030668T2
Application number: DE60030668T
Authority: DE
Inventors: Thomas J. South Windsor Watson
Original assignee: United Technologies Corp
Current assignee: RTX Corp
Priority date: 1999-12-22
Filing date: 2000-12-19
Publication date: 2007-09-13
Anticipated expiration: 2020-12-20
Also published as: DE60030668D1; JP2001181767A; EP1111078A3; EP1111078A2; US6248453B1; EP1111078B1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft eine Legierung auf Aluminiumbasis mit hervorragenden mechanischen Eigenschaften bei bis zu etwa 300°C.
Aluminium und Aluminiumlegierungen haben eine Kombination von guten mechanischen Eigenschaften und niedriger Dichte, die sie für einige Luft- und Raumfahrtanwendungen brauchbar macht. Die meisten bisherigen Aluminiumlegierungen hatten jedoch eine maximale Gebrauchstemperatur von etwa 150°C.
Bisherige Versuche, die mechanischen Eigenschaften von Aluminiumlegierungen bei hoher Temperatur zu verbessern, umfassten die Zugabe inerter Partikel wie Aluminiumoxid zu einer Aluminium-Matrix. Die inerten Partikel härten die Legierung und helfen ihr, die Eigenschaften bei erhöhten Temperaturen beizubehalten. Die Vorteile, die durch die Zugabe derartiger Partikel erhalten wurden, sind jedoch begrenzt, und derartige Materialien haben keine weit verbreitete Anwendung gefunden.
Andere Versuche, die mechanischen Eigenschaften von Aluminium zu verbessern, haben sich auf die Entwicklung stabiler intermetallischer Partikel in einer Aluminium-Matrix durch schnelles Erstarren konzentriert. Das US-Patent 4 647 321 ist typisch für solche Legierungen. Bei diesem Typ von Legierung wurde im Allgemeinen beobachtet, dass er während der Bearbeitung einer Partikelvergröberung und einem sich daraus ergebenden Verlust an mechanischen Eigenschaften unterliegt.
Es ist eine begrenzte Anzahl von Legierungen bekannt, die das Element Scandium enthalten. Eine Gruppe derartiger Legierungen wird durch die US-Patente 4 689 090 und 4 874 440 verkörpert, in denen Scandium als die Superplastizität fördernd oder steigernd beschrieben wird. Superplastizität ist ein Zustand, in dem, bei erhöhten Temperaturen, ein Material ein unübliches Ausmaß an Duktilität zeigt und leicht zu komplexen Formen geformt werden kann. Superplastizität wird im Allgemeinen als unvereinbar mit Härte und Stabilität bei erhöhter Temperatur betrachtet. US 5 055 257 betrifft die Verbesserung der Superplastizität bestimm ter Legierungen. Es offenbart, wie ein synergistischer Effekt erzielt werden kann, wenn eine kleine Menge an Sc mit einem Zusatz an Mg kombiniert wird. Es beschreibt auch, wie eine kleine Menge an Zr mit einem Sc-Zusatz in bestimmten Legierungen die Dehnungseigenschaften verbessern kann.
Ein anderes Patent, WO 95/32074, schlägt die Verwendung von Scandium zur Verbesserung der Schweißbarkeit von Aluminiumlegierungen vor. Das US-Patent 5 620 652 schließlich erwähnt die Möglichkeit, kleine Mengen an Scandium als Kornverfeinerungsmittel zu verwenden.
Zu anderen Patenten, die Scandium enthaltende Aluminiumlegierungen betreffen, gehört WO 96/10099.
Keines dieser bisherigen Patente scheint die Verwendung von Scandium in einer Aluminiumlegierung zur Verwendung bei erhöhten Temperaturen nahe zu legen.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird eine Aluminiumlegierung zur Verwendung bei einer vorbestimmten erhöhten Betriebstemperatur bereitgestellt, aufweisend eine Aluminium-Mischkristallmatrix, die mindestens ein Element enthält, das ausgewählt ist aus der aus Mg, Ag, Zn, Li, Cu und Gemischen davon bestehenden Gruppe, wobei die Aluminium-Mischkristallmatrix 10 bis 70 Vol.-% einer Al₃X-Phase mit einer L1₂-Struktur enthält, worin X 3–16 Gew.-% Sc beinhaltet, und andere Bildner für stabile L1₂, die ausgewählt sind aus der Gruppe, die aus Er, Lu, Yb, Tm und U und Gemischen davon besteht, beinhalten kann, und dadurch gekennzeichnet, dass X außerdem den Bildner Ti für metastabile L1₂ beinhaltet und mindestens einen weiteren Bildner für metastabile L1₂ beinhalten kann, der aus der Gruppe von Nb, V, Zr und Cr ausgewählt ist, wobei der (die) Bildner für metastabile L1₂ in einer Menge vorhanden ist (sind), die nicht ausreichend ist, um die Bildung von mehr als 5 Vol.-% Phasen von Nicht-L1₂-Struktur zu veranlassen, wobei die stabile und metastabile L1₂ bildenden Legierungszusätze in einer Art und in Mengen vorhanden sind, dass sie bewirken, dass bei der vorbestimmten erhöhten Betriebstemperatur die Gitterkonstante der Aluminium-Mischkristallmatrix innerhalb von 1% Abweichung von der Gitterkonstanten der Al₃X-Phase liegt, und wobei die Al₃X-Phase aus Partikeln besteht, von denen im Wesentlichen alle einen mittleren Durchmesser von weniger als 500 nm haben, und von denen mehr als 10% einen Durchmesser von weniger als 100 nm haben.
Die Aluminiumlegierung enthält eine Dispersion von Partikeln mit L1₂-Struktur. Die Legierung kann durch schnelles Erstarren hergestellt werden.
Die Legierungselemente modifizieren die Gitterkonstante der Matrix und/oder der Al₃XL1₂-Teilchen. Bevorzugt sind die Gitterkonstante der Matrix und der Partikel bei der beabsichtigten Gebrauchstemperatur im Wesentlichen identisch.
Sowohl die Aluminium-Mischkristallmatrix als auch die Al₃X-Teilchen haben eine kubisch-flächenzentrierte Struktur und sind kohärent, wenn ihre jeweiligen Gitterkonstanten innerhalb einer Abweichung von etwa 1%, bevorzugt innerhalb etwa 0,5%, und am meisten bevorzugt innerhalb etwa 0,25%, aufeinander abgestimmt sind. Wenn der Zustand der weitgehenden Kohärenz erhalten wird, sind die Partikel bei erhöhten Temperaturen hochgradig stabil, und die mechanischen Eigenschaften des Materials bleiben bei erhöhten Temperaturen gut.
Nun werden bestimmte bevorzugte Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung lediglich beispielhaft beschrieben.
Die vorliegende Erfindung umfasst bevorzugt Aspekte der Zusammensetzung, der Mikrostruktur und der Herstellung. Ein breiter beispielhafter Bereich für eine Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung beinhaltet 3–16 Gew.-% Scandium, 3–6 Gew.-% Magnesium, 2–5 Gew.-% Zirkonium und 0,1–4 Gew.-% Titan.
Eine Legierung von Aluminium, die 3–16% Sc enthält, ist eine Modell-Legierung zur Erläuterung dieser Erfindung. Eine einfache binäre Legierung, bestehend aus Aluminium und 3–16 Gew.-% Scandium, bildet eine Aluminium-Mischkristallmatrix, die Spurenmengen an Scandium und eine Dispersion von Al₃Sc-Partikeln mit einer L1₂-Struktur (einer geordneten FCC-Struktur mit Sc an den Eckpositionen und Al auf den Würfelflächen) enthält. Eine solche Legierung hat bei erhöhten Temperaturen wenig oder keine praktische Anwendung, weil sich die Matrix-Gitterkonstante wesentlich von der Gitterkonstanten der Al₃Sc-Partikel unterscheidet. In dem Fall einer einfachen binären Legierung führt der Unterschied in den Gitterkonstanten zu einer relativ hohen Grenzflächenenergie an den Grenzflächen zwischen der Matrix und den Partikeln, sowie zu Spannungen und Verdehungen wegen des Mangels an Kohärenz. Diese Faktoren tragen zu relativ hohen Diffusi onsraten bei erhöhten Temperaturen bei und verursachen eine Vergröberung der Partikel unter Spannungszuständen bei erhöhter Temperatur. Dementsprechend ist eine solche einfache binäre Legierung zur Verwendung bei erhöhten Temperaturen (größer als etwa 150°C) nicht geeignet.
Das Material der vorliegenden Erfindung löst diese Nachteile durch Legierungszusätze, um die Gitterkonstanten der Matrix und der Al₃X-Teilchen im Wesentlich identisch zu machen.
Die Matrix ist ein Aluminium-Mischkristall, dessen Gitterkonstante durch Zusätze von einem oder mehreren Legierungselementen, die ausgewählt wurden aus der Gruppe, die aus Mg, Ag, Zn, Li und Cu besteht, modifiziert wurde.
Tabelle I veranschaulicht die Wirkung von 1 Gew.-% eines jeden dieser Elemente auf die Gitterkonstante von Aluminium bei Raumtemperatur.
Tabelle I
Die Elemente Mg, Ag, Zn, Cu und Li werden verwendet, weil sie einen Teil der Aluminium-Mischkristallmatrix bilden, weil sie die Gitterkonstante von Aluminium modifizieren, und weil sie eine hohe Festkörperlöslichkeit in Aluminium haben. Der Fachmann kann die Information in Tabelle I verwenden, um abzuschätzen, wie viel von einem Legierungselement oder einer Kombination von Elementen in Tabelle I erforderlich ist, um eine Aluminium-Mischkristallmatrix mit einer bestimmten Gitterkonstante herzustellen.
Mehrere Elemente bilden Ausscheidungen mit der gewünschten L1₂-Gleichgewichtsstruktur, wenn sie Al zugegeben werden. Andere Elemente bilden Phasen von metastabiler L1₂-Struktur, wenn sie Aluminium zugegeben werden, ihre Gleichgewichtsstrukturen können D0₂₂ oder D0₂₃ sein.
Es kann demonstriert werden, dass die Zugabe von Bildnern für metastabile L1₂ in Kombination mit Bildnern für Gleichgewichts-L1₂ eine L1₂-Gleichgewichtsstruktur erzeugt, wenn der Atomprozentsatz des Elements (der Elemente), das metastabile L1₂ bildet (die metastabile L1₂ bilden), in der Verbindung weniger als etwa 50% der Gleichgewichts-L1₂ bildenden Elemente insgesamt, und bevorzugt weniger als etwa 25%, beträgt.
Tabelle II listet die Al₃X-L1₂-Gitterkonstanten bei Raumtemperatur für eine Vielfalt von Elementen auf; Ti, Nb, V und Zr sind Bildner für metastabile L1₂. Sc, Er, Lu, Yb, Tm und U sind Bildner für stabile L1₂.
Da die Gitterkonstante von Al kleiner ist als diejenige der Bildner für Gleichgewichts-L1₂, ist es logisch, vorzuziehen, dass mindestens ein Teil der „X"-Zusätze unter denjenigen ausgewählt wird, die L1₂-Gleichgewichtspartikel mit den kleinsten Gitterkonstanten bilden, Sc, Er und Lu sind daher bevorzugt. Bevorzugt sind mindestens 10% der „X"-Atome Sc.
Der Volumenanteil der L1₂-Phase beträgt bevorzugt von etwa 10 bis etwa 70 Vol.-%.
Tabelle II
Weil bei dieser Legierung Hochtemperaturstabilität erwünscht ist, ist es bevorzugt, Zirconium zuzugeben, weil Zirconium in Aluminium einen ausgesprochen niedrigen Diffusionskoeffizienten hat. Niedrige Diffusionskoeffizienten lassen niedrige Diffusionsraten vorhersehen, und niedrige Diffusionsraten sind erwünscht, um eine Partikelvergröberung während langer Expositionen bei erhöhten Temperaturen zu minimieren. Bevorzugt sind mindestens 10% der „X"-Atome Zr.
Bei 260°C (500°F) beträgt der Diffusionskoeffizient von Scandium in Aluminium etwa 2,9 × 10^–18. Der Diffusionskoeffizient von Titan in Aluminium beträgt bei derselben Temperatur etwa 1,3 × 10^–17, was bedeutet, dass Titan in Aluminium leichter diffundiert als Scandium. Der Diffusionskoeffizient von Zirconium in Aluminium beträgt nur 1,4 × 10^–21, was bedeutet, dass die Diffusionsrate von Zirconium in Aluminium drei Größenordnungen kleiner ist als die Diffusionsrate von Scandium in Aluminium. Da Zirconium in Aluminium die erwünschte L1₂-Phase (wenn auch metastabil) bildet, ist es bevorzugt, zwecks Diffusionsstabilität Zirconium zuzugeben. Es ist auch bevorzugt, dass mindesten 10% der „X"-Atome Ti sind.
Chrom ist ein anderes Element, das zur Verbesserung der Diffusionsstabilität in kleinen Mengen zugegeben werden könnte, da Cr bei 260°C (500°F) einen Diffusionskoeffizienten von etwa 2,3 × 10^–22 hat. Chrom ist jedoch nicht bevorzugt, weil binäre Legierungen aus Chrom-Aluminium keine L1₂-Phase bilden. Folglich muss, wenn Chrom zugegeben wird, aufgepasst werden, dass die Menge an Chrom niedrig genug ist, um nicht die Ausscheidung von Nicht-L1₂-Fremdphasen zu bewirken. Wenn Chrom zugegeben wird, sollte es bevorzugt in Mengen von weniger als etwa 1 Gew.-% vorliegen.
In allen Fällen wird der Fachmann erkennen, dass es wünschenswert ist, Zusammensetzungen, nachdem sie lange Zeit bei erhöhten Temperaturen exponiert waren, auf das Vorliegen von Fremdphasen, die nicht die L1₂-Struktur haben und die schädliche Eigenschaften verursachen können, zu untersuchen. Erfindungsgemäß liegen weniger als 5 Vol.-% derartiger Phasen vor, und es ist bevorzugt, weniger als 1 Vol.-% derartiger Phasen zu haben.
Beispiel-Legierungen, die zur Zeit bevorzugt sind, beinhalten (gewichtsmäßig):

a. 4% Sc, 11,9% Er, 3,0% Ti, 2,5% Zr, Rest Al. Dies ist eine berechnete Zusammensetzung, die hergestellt, aber noch nicht untersucht wurde. Die Matrix- und Partikel-Gitterkonstanten sollten bei einer beabsichtigten Gebrauchstemperatur von 300°C im Wesentlich identisch sein, und die Legierung sollte etwa 30 Vol.-% der L1₂-Phase enthalten.
b. 6% Mg, 4% Sc, 11,9% Er, 3,0% Ti, 2,5% Zr, Rest Al. Dies ist eine berechnete Legierungszusammensetzung, die hergestellt, aber noch nicht untersucht wurde. Die Matrix- und Partikel-Gitterkonstanten sollten bei einer beabsichtigten Gebrauchstemperatur von 190°C im Wesentlich identisch sein, und die Legierung sollte etwa 30 Vol.-% der L1₂-Phase enthalten.
c. 30% Sc, 60% Mg, 3,0% Ti, 2,5% Zr, Rest Al. Dies ist eine berechnete Legierung, deren Matrix- und Partikel-Gitterkonstanten bei 190°C im Wesentlich identisch sein sollten, und die Legierung sollte etwa 13 Vol.-% der L1₂-Phase enthalten.

Auf dem Gebiet der Nickel-Superlegierungen wurden mehr als 50 Jahre lang umfassende Forschungen durchgeführt. Die Mehrzahl der Superlegierungsmaterialien auf Nickelbasis weist eine kubisch-flächenzentrierte Nickel-Mischkristallmatrix, die eine Dispersion von Ni₃Al enthält, auf. Die Ni₃Al-Phase ist eine geordnete kubisch-flächenzentrierte Phase vom L1₂-Typ. Superlegierungen auf Nickelbasis behalten bei Temperaturen sehr nahe an ihrem Schmelzpunkt hohe Härtegrade bei, und es ist allgemein akzeptiert, dass es in Superlegierungen auf Nickelbasis wünschenswert ist, dass bei den vorbestimmten beabsichtigten Gebrauchstemperaturen die Gitterkonstante der Ausscheidungs-Partikel im Wesentlichen gleich der Gitterkonstanten der Matrix-Phase ist. Forscher auf dem Gebiet der Superlegierungen auf Nickelbasis schlagen vor, dass der Härtebeitrag der Ni₃Al-Partikel an der Bildung von Gegenphasengrenzflächen liegt, wenn Versetzungen durch die geordneten Partikel hindurchgehen.
Eine Verformung in metallischen Materialien tritt als eine Folge der Bewegung von Fehlern, die als Versetzungen bekannt sind, die als eine Reaktion auf eine angewandte Spannung durch die Kristallstruktur hindurchgehen, auf. In dem Fall von geordneten L1₂-Partikeln in einer kubisch-flächenzentrierten Matrix mit einer identischen oder nahezu identischen Gitterkonstante kann eine einzige Schutz- oder Einheits-Versetzung in dem Matrixmaterial in zwei Teilversetzungen, die von einer Gegenphasengrenzfläche getrennt werden, aufspalten, um durch die geordneten L1₂-Partikel hindurch zu gehen. Man glaubt allgemein, dass die Energie, die erforderlich ist, um eine einzige Versetzung in zwei Teilversetzungen aufzuspalten und um die Gegenphasengrenzfläche, die die zwei Teilversetzungen trennt, zu erzeugen, zu der Härtung beiträgt, die in γ/γ'-Superlegierungen bei erhöhter Temperatur beobachtet wird.
Man glaubt, dass der Härtungsmechanismus bei den Aluminiumlegierungen bei dieser vorliegenden Erfindung analog demjenigen sein mag, der vorher auf dem im Wesentlichen nicht verwandten Gebiet der Superlegierungen auf Nickelbasis beschrieben wurde.
Die in der Legierung der Erfindung gefundenen L1₂-Partikel sind im Wesentlichen Gleichgewichtsphasen und sind über einen breiten Temperaturbereich stabil.
In den Legierungen der vorliegenden Erfindung variiert jedoch die Menge an Scandium, die in Aluminium löslich ist, nur sehr leicht von Raumtemperatur bis zu Temperaturen über 300°C. Dies bedeutet, dass beispielsweise Partikel der Al₃Sc-Phase bei der vorliegenden Erfindung bei erhöhten Temperaturen stabil sind, und dass die Legierungen der Erfindung bei erhöhten Temperaturen thermisch stabil sind und lange Expositionen bei hohen Temperaturen aushalten können. Dies bedeutet jedoch auch, dass die Legierung durch eine Wärmebehandlung nicht besonders beeinflussbar ist, und es bedeutet auch, dass die Verteilung und die Größe der Ausscheidungspartikel durch die Erstarrungsrate vom flüssigen zum festen Zustand kontrolliert wird.
Um die feine Dispersion von Al₃X-L1₂-Partikeln, die erforderlich ist, um brauchbare Ausmaße an Härtung bei erhöhten Temperaturen hervorzubringen, zu erhalten, ist es im Allgemeinen notwendig, die Materialien der Erfindung mit einer schnellen Geschwindigkeit aus dem flüssigen Zustand erstarren zu lassen. Die erforderliche Abkühlgeschwindigkeit variiert mit der Art und Menge an Elementen vom „X"-Typ, die in der Legierung vorliegen, wobei höhere Mengen an X und ähnlichen Elementen im Allgemeinen einen höheren Grad an Kühlung erfordern, um eine feine Dispersion beizubehalten.
Für Scandiumgehalte von etwa 4 Gew.-% scheinen Abkühlgeschwindigkeiten von etwa 10⁵ bis 10⁶°C/s notwendig zu sein, um die erforderliche feine Partikeldispersion zu bekommen. Der Fachmann ist in der Lage, die erforderliche Abkühlgeschwindigkeit leicht zu bestimmen.
Im Wesentlichen alle der Partikel haben eine mittlere Größe von weniger als etwa 500 nm, und mehr als 10% der Partikel haben einen Durchmesser von weniger als 100 nm. Bei dem Material dieser Erfindung ist das Vorliegen von größeren Partikeln nicht schädlich, insbesondere für das Kriechen, aber es wird für notwendig befunden, dass ein gewisser Volumenanteil von Partikeln in den obigen Größenbereichen vorliegt, um die nützlichen Härteeigenschaften zu schaffen.
Während zur Herstellung des Materials der Erfindung ein schnelles Erstarren erforderlich ist, ist die Geschwindigkeit (10⁴ bis 10⁸°C/s) wichtig, aber die bestimmte Erstarrungstechnik ist es nicht. Zu geeigneten Verfahren gehören, ohne Einschränkung, Gasatomisieren und Schmelzspinnen. Derartige schnelle Erstar rungstechniken erzeugen im Allgemeinen Pulver, Fasern oder Bänder, die verfestigt werden müssen, um brauchbare Gegenstände zu bilden.
Zu bekannten Verfestigungstechniken gehören Vakuum-Heißpressen, isostatisches Heißpressen und Extrusion von umhülltem Pulver, und es scheint nicht, dass irgendeine bestimmte Verfestigungstechnik für den Erfolg der Erfindung kritisch ist. Die Verfestigung muss jedoch in einer Vakuumatmosphäre oder einer inerten Atmosphäre durchgeführt werden, um eine Oxidation zu vermeiden. Wir glauben, dass eine Verfestigung bei Temperaturen zwischen etwa 200°C und 500°C und Drücken von etwa 5 bis 25 ksi (34,5 bis 172 Pa) für Zeiten von 5 bis 20 h im Allgemeinen geeignet ist. Wir haben Erfindungsmaterial unter Verwendung einer Blindmatrize und einer Patrize verfestigt. Andere Verfahren wie Warmwalzen und Extrusion mögen ebenfalls geeignet sein.
Die Legierungen der Erfindung können verwendet werden, um Bauteile von mechanischen Vorrichtungen, insbesondere Vorrichtungen wie dem Kompressorabschnitt einer Gasturbinenmaschine, wo geringes Gewicht erforderlich ist und Temperaturen in der Größenordnung von 300°C angetroffen werden, zu bilden.
Das Material der Erfindung kann in massiver Form verwendet werden, es kann auch als ein Matrixmaterial für Verbundmaterialien verwendet werden.
Derartige Verbundmaterialien weisen das Material der Erfindung (Al-Mischkristallmatrix, die kohärente L1₂-Al₃X-Partikel enthält) als eine Matrix auf, die eine verstärkende zweite Phase enthält, die sich in der Form von Partikeln, Einkristallfäden, Fasern (die geflochten oder gewebt sein können) und Bändern befinden kann.
Die verstärkende Phase in einer Verbundmaterial-Anwendung sollte nicht mit der Al₃X-L1₂-Phase in dem Material der Erfindung verwechselt werden. Die Al₃X-L1₂-Partikel haben typischerweise einen Durchmesser von weniger als 100 nm, die zu Metallmatrix-Verbundmaterialien zugegebenen verstärkenden Phasen haben üblicherweise Minimalabmessungen, die größer als 500 nm sind, typischerweise 2 bis 20 μm.
Zu geeigneten Verstärkungsmaterialien gehören Oxide, Carbide, Nitride, Carbonitride, Silicide, Boride, Bor, Graphit, Eisen (II)-Legierungen, Wolfram, Titan und Gemische davon. Zu speziellen verstärkenden Materialien gehören SiC, Si₃N₄, Bor, Graphit, Al₂O₃, B₄C, Y₂O₃, MgAl₂O₄ und Gemische davon. Diese verstärkenden Materialien können in Volumenanteilen von bis zu etwa 60 Vol.-% vorliegen.
Die US-Patente 4 259 112, 4 463 058, 4 597 792, 4 755 221, 4 797 155 und 4 865 806 beschreiben Verfahren zur Herstellung von Metallmatrix-Verbundmaterialien.

Claims

Aluminiumlegierung zur Verwendung bei einer vorbestimmten erhöhten Betriebstemperatur, aufweisend: eine Aluminium-Mischkristallmatrix, die mindestens ein Element enthält, das ausgewählt ist aus der aus Mg, Ag, Zn, Li, Cu und Gemischen davon bestehenden Gruppe, wobei die Aluminium-Mischkristallmatrix 10 bis 70 Vol.-% einer Al₃X-Phase mit einer L1₂-Struktur enthält, worin X 3 bis 16 Gew.-% Sc beinhaltet, und andere Bildner für stabile L1₂, die ausgewählt sind aus der Gruppe, die aus Er, Lu, Yb, Tm und U und Gemischen davon besteht, beinhalten kann, und worin X außerdem den Bildner Ti für metastabile L1₂ beinhaltet und mindestens einen weiteren Bildner für metastabile L1₂ beinhalten kann, der aus der Gruppe von Nb, V, Zr und Cr ausgewählt ist, wobei der (die) Bildner für metastabile L1₂ in einer Menge vorhanden ist (sind), die nicht ausreichend ist, um die Bildung von mehr als 5 Vol.-% Phasen von Nicht-L1₂-Struktur zu veranlassen, wobei die stabile und metastabile L1₂ bildenden Legierungszusätze in einer Art und in Mengen vorhanden sind, um zu bewirken, dass bei der vorbestimmten erhöhten Betriebstemperatur die Gitterkonstante der Aluminium-Mischkristallmatrix innerhalb von 1% Abweichung von der Gitterkonstante der Al₃X-Phase ist, und wobei die Al₃X-Phase aus Partikeln besteht, von denen im Wesentlichen alle einen mittleren Durchmesser von weniger als 500 nm haben, und von denen mehr als 10% einen Durchmesser von weniger als 100 nm haben.
Legierung wie in Anspruch 1 beansprucht, bei der die Gitterkonstante der Aluminium-Mischkristallmatrix größer ist als die Gitterkonstante von reinem Aluminium.
Legierung wie in Anspruch 1 oder 2 beansprucht, bei der die Gitterkonstante der Al₃X-L1₂-Phase kleiner ist als die Gitterkonstante von Al₃Sc.
Legierung wie in irgendeinem vorangehenden Anspruch beansprucht, bei der, auf atomarer Basis, mindestens 10% des X Sc ist.
Legierung wie in irgendeinem vorangehenden Anspruch beansprucht, bei der, auf atomarer Basis, mindestens 10% des X Zr ist.
Legierung wie in irgendeinem vorangehenden Anspruch beansprucht, bei der, auf atomarer Basis, weniger als 10% des X Ti ist.
Legierung wie in irgendeinem vorangehenden Anspruch beansprucht, aufweisend 3 bis 16 Gew.-% Scandium, 3 bis 6 Gew.-% Magnesium und 2 bis 5 Gew.-% Zirconium und 0,1 bis 4 Gew.-% Titan.
Legierung wie in irgendeinem vorangehenden Anspruch beansprucht, bei der die Gitterkonstante der Aluminium-Mischkristallmatrix bei der vorbestimmten erhöhten Temperatur innerhalb von 0,5% Abweichung von der Gitterkonstante der Al₃X-Phase liegt.
Legierung wie in irgendeinem vorangehenden Anspruch beansprucht, bei der die Gitterkonstante der Aluminium-Mischkristallmatrix bei der vorbestimmten erhöhten Temperatur innerhalb von 0,25% Abweichung von der Gitterkonstante der Al₃X-Phase liegt.
Metallmatrix-Verbundmaterial enthaltend eine verstärkende zweite Phase, die aufweist: a) eine Aluminiumlegierungs-Matrix wie in Anspruch 1 angegeben, bei der die Aluminium-Mischkristallmatrix eine Dispersion von Al₃X-Partikeln mit einer L1₂-Kristallstruktur, deren mittlere Größe weniger als etwa 250 nm beträgt, enthält; b) eine verstärkende zweite Phase, deren Geometrie ausgewählt ist aus der Gruppe, die aus Partikeln, Fasern, gewebten Fasern, geflochtenen bzw. verlitzten Fasern, Faserseilen, Partikeln, Einkristallfäden und -Bändern und Kombination davon besteht, und deren Zusammensetzung ausgewählt ist aus der Gruppe, die aus Oxiden, Carbiden, Nitriden, Carbonitri den, Siliciden, Boriden, Bor, Graphit, Eisen(II)-Legierungen, Wolfram, Titan und Gemischen davon besteht, wobei die verstärkende zweite Phase in einer Menge von etwa 5 bis etwa 60 Vol.-% vorhanden ist.
Aluminiumlegierung aufweisend L1₂-Partikel in einer Aluminium-Mischkristallmatrix wie in Anspruch 10 beansprucht, wobei die Legierung als eine Matrix dient, die von etwa 5 bis 20 Vol.-% der verstärkenden zweiten Phase enthält, wobei die verstärkende zweite Phase ausgewählt ist aus der Gruppe, die aus SiC, Si₃N₄, Bor, Graphit, Al₂O₃, B₄C, Y₂O₃, MgAl₂O₄ und Gemischen davon besteht, wobei die verstärkende zweite Phase mit der Aluminium-Mischkristallmatrix nicht-kohärent ist.