JPS60248860A - 高温で高い強度をもつアルミニウム−遷移金属合金 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は高められた温度で高い強度をもつアルミニウム
合金、およびこの種の合金か牧製造された粉末製品に関
する。よＶ詳細Ｇこは、本発明は延性、靭性および引張
強さが要求される高温構造用に用いるのをこ十分な工学
的引張延性をもつアルミニウム合金に関する。

アルミニウムを基礎とする合金において３５０℃で改良
された引張強さを得るための方法は米国％許第２．９６
３，７８０号（ラインら）；第２．９６７，３５１号（
ロバーツら）および第３．４６２．２４８号（Ｉｆｆバ
ー７ら）−％明ｌ／ｕＵｆに記載されている。ラインら
およびロバーツらにより教示された合金は、液体金属を
高速ガス流により噴霧して微細に分割された液滴となす
ことｔこより製造された。液滴は対流冷却により約り０
４℃／秒の速度で冷却された。この急冷の結果、ライン
らおよびロバーツらはそれまで可能でおったよりも実質
的に高い量の遷移元素を含む合金を製造することができ
た。

伝導冷却、たとえばスブラツ）　（ＳｐｒＣＬｔ、飛散
）クエンチング、および溶融紡糸などを用いたいっそう
高い冷却速度が採用され、約１０６〜ｂ／秒の冷却速度
が得られた。このような冷却速度では、溶融アルミニウ
ム合金の同化に際し金属間化合物の析出物の生成が、最
小限に抑えられる。このような金属間化合物の析出は、
早期引張不安定性の原因となる。米国特許第４．３７９
，７１９号（ヒルデマンら）明細書では、鉄４〜１２重
量％、ならびにＣｅまたは他のランタン系列の希土類金
属１〜７重量％を含む急冷アルミニウム合金粉末につい
て論じられている。

米国特許第４．３４７，０７６号（レイら）明細書では
、急速固化法によシ製造された、約３５０℃の温度で使
用するための高強度アルミニウム合骸について論じられ
ている。しかしこれらの合金は室温では低い工学延性を
もち、このためこれらを約３％の最小引張伸びが要求さ
れる構造用に用いることができない。この種の用途の一
例はＰ、Ｔ。

ミラノ・ジュニア（ジャーナル・オプ・メタルズ。

ＶｏＬ　、　３５　（３）、１９８３．７６頁）４こよ
り論じられた小型のガスタービンエンジンにおけるもの
である。

レイらは過飽和固溶体相を含むアルミニウム合金の加工
法について論じている。これらの合釡は、アルミニウム
中遷移元素の準安定な対面立方固溶体から構成される脆
いフィラメントを溶融紡糸により製造したものでめる。

鋳放しのりボンは曲げに際して脆く、容易に粉末に微粉
砕された。この粉末を圧縮して、室温で７６　ｋｓｉに
及ぶ引張強さをもつ団結物品となした。こ扛らの合金の
引張延性についてはレイらは論じていない。しかしレイ
らによシ教示された合金の多くが工学試験棒ζこ加工さ
れた場合構造部材１こ用いるのに十分な延性をもたない
ことが知られている。

たとえばレイらＱこよシ教示される一般的アルミニウム
合金は十分な工学延性をもたない。そのため、これら一
般的アルミニウム合金は構造部材として用いるのには適
していない。

本発明によれば、本質的に式ＡｌｂａｌＦｅ（、￥ｂ（
式中ＸはＺｎｌＣｏ％Ｎｉ、　Ｃｒ、　Ｍｏ、　ＶｌＺ
ｒ、Ｔｉ、　Ｙ。

ＳｉおよびＣｔｔよｐなる群から選ばれる少なくとも１
種の元素であり、°α″は約７〜１５重量％でめジ、ｂ
ｍは約１．５〜１０重量％であり、残りはアルミニウム
である）からなるアルミニウムを基礎とする合金が提供
さｎる。この合金は王としてミクロ共晶ミクロ組織（ｍ
ｉｃｒｏｅｒｂｔｅｃｔｉｃ　ｍｉｃｒｏ−ｓｔｒｗｃ
ｔｗｒｇ）をもつ。

本発明によれば、急速固化した金属、たとえば本発明の
合金を周囲雰囲気で製造するための方法および装置も提
供される。一般に、こｎらの装置には溶融金属がそこで
固化するための急冷領域をもつ移動鋳造面が含まれる。

溜め手段は溶融・合金を保持しており、溶融金属流を鋳
造面の急冷領域に沈積させるためのオリフィス手段を含
む。加熱手段は溜めに入れられた溶融金属を加熱し、ガ
ス手段は急冷領域に非反応性ガス雰囲気を供給して、沈
積した金属の酸化を最小限に抑える。コンディショニン
グ手段は移動鋳造面によって運ばれる移動ガス境界層を
断って、少なくとも約り０６℃／秒の速度の鋳造面での
溶融金属の急冷を妨げると思われる溶融金属流の乱れを
最小限に抑える。

本発明の装置は、１１ぼ完全にミクロ共品性でめるミク
ロ組織をもつ急速固化した本発明合金を製造するために
特に有用である。鋳造面の急速な動きは、鋳造面によっ
て運ばれる高速境界層を断つためのコンディショニング
手段と一緒に、合金内に独特のミクロ共晶ミクロ組織を
生じるだめに必要な条件を提供する。鋳造合金はミクロ
共晶ミクロ組織をもつので、これを処理して、室温およ
び高められた温度で高い強度と延性を有オ旧こ合わせも
つ団結物品に圧縮しうる粒子を製造することができる。

この種の団結物品は構造員子として有効に用いることが
できる。

さらをこ本発明によれば団結した合金物品を製造する方
法が提供される。この方法ｔこは、本質的ｌこ次式Ａｌ
；　ｂ、ＩＦｅＪｂよりなるアルミニウムを基礎とする
合金からなる粒子を圧縮する工程が含まれる。

ＸはＺｎ、　Ｃｏ、　Ｎｉ、　Ｃｒ、　Ｍｏ、　Ｖ、　
Ｚｒ、　Ｔｉ％Ｙ、　ＳｉおよびＣｇよりなる群から選
は詐る少なくとも１種の元素である。”α″は約７〜１
５重量％でめり、”ｂ″は約１．５〜１０重量％であシ
、合金の残部はアルミニウムでおる。合金粒子は少なく
とも約７０％がミクロ共晶であるミクロ組織をもつ。こ
れらの粒子は圧縮工程に際し真空中で約３００〜５００
℃のプレス温度に加熱され、これにより分散した金属間
化合物相の粗大化が最小限に抑えられる。

さらに本発明によれば、本発明のアルミニウムを基礎と
する合金の粒子から圧縮された団結金属物品が提供され
る。本発明の団結物品は、分散した金属間化合物相析出
体の実質的に均一な分布を含むアルミニウム固溶体相か
らなる。これらの析出体はそのすべての寸法が約１００
７＋、７７１．以下の長さである倣細な金属間化合物で
ある。団結した物品は約３５０℃の温度で」り定し′に
場合、約２７５ＭＰａ　（４０ｋａｉ　）の極限引張強
さ、および伸びが少なくとも１０％の極限引張歪を与え
るのに十分な延性を合わせもつ。

従って本発明によれば室温および約３５０℃の高められ
た温度の双方において高い強度と良好な延性を合わせも
つ合金および団結物品が提供される。その結果、本発明
の団結物品は普通の高温アルミニウム合金、たとえばレ
イらにより教示されるものよりも強度および靭性が太き
い。これらの物品は高温用、たとえばガスタービンエン
ジン、ミサイルおよび機体の構造要素として、より適し
ている。

以下の本発明の好ましい実施態様についての詳細な記述
および添付の図面を参照することによυ、本発明はより
良く理解され、筐だ他の利点も明らかになるであろう。

図面において 第１図は本発明の鋳造装置の略図を示し；第２図は本発
明の方法および装置により急冷した合金の顕微鏡写真を
示し； 第３図は均一な速度で適切に急冷されなかった合金の顕
微鏡写真を示し； 第４図はミクロ共晶ミクロ組織をもつ鋳放しのアルミニ
ウム合金の透過型電子顕微鏡写真を示し；第５（α）、
（ｂ）、＜Ｃ）および（ｄＪ図は焼鈍後のアルミニウム
合金ミクロ組織の透過型電子顕微鏡写真を示し；第６図
は本発明の合金に関する硬度対等時焼鈍温度のプロット
な示し： 第７図は選ばれた合金からなる押出された棒の硬度な押
出温度の関数としてプロットしたものを示し：そして 第８図は本発明の団結した物品のミクロ組織の電子顕微
鏡写真を示す。

第１図は本発明の装置を示す。移動鋳造面１はその上で
溶融金属を急〜し、固化させるべぐ適合されている。溜
め手段、たとえばるつば２は鋳造面の上方の支持体１２
中に配置され、オリアイス手段４をもつ。オリフィス手
段は溶融金属流を鋳造面１の急冷領域６上ζこ沈積させ
る。加熱手段、たとえば誘導加熱器８がるつば２に入れ
られた溶融金属を加熱する。ガス供給部１８および外被
１４からなるガス手段は非反応性のガス雰囲気を急冷領
域６に供給し、これにより沈積した金属の酸化を最小限
に抑える。るつぼ２から鋳造面の動きと反対の方向の上
流に位置するコンディショニング手段は、移動する鋳造
面１によシ運ばれる移動するガス境界層を断ち、鋳造面
上ζこおける溶融金属の望ましい急速速度を妨げると思
われる溶融金属流の乱れを最小限ｌこ抑える。

鋳造面ｌは一般には回転チルロールの周辺面、まｆＣ，
は熱伝導性の商い金属（たとえばｆＩＩｊ４または銅合
金）で作成されたエンドレスチルドベルトの表面である
。好ましくは鋳造面はＣｕ−Ｚｒ合金からなる。

溶融合金を急速に固化させ、希望するミクロ組織を形成
させるために、チルロールまたはチルベルトは鋳造面１
を少なくとも約４０００フイート／分（１２００ｍ／分
）、好ましくは約６５００７４−ト／分（２０００ｍ／
分）〜約１）００フィート／分（２７５０ｍ１分〕の速
度で移動させるように構成されていなけれはならない。

この高速度は金属の鋳造ストリップ（厚さ約４０μｍ以
下）全体にわたって均一な急冷を得るために必要でるる
。この均一な急冷は固化した合金内に実質的に均一なミ
クロ共晶ミクロｍ織を得るために必要である。鋳造面の
速度が約１２００ｍ／分以下である場合、固化した合金
は第３図に代弄例として示されるように大型の粗い析出
を示す著しく樹脂状の形態をもつ。

るつぼ２は耐火材、たとえば石英から構成され、オリフ
ィス手段４をもつ。これを通して溶融金属は鋳造面１上
に沈積する。適切なオリフィス手段には１個の円形噴流
開口、多数個の噴流開口、またはスロット型開口が希望
に応じ含まれる。円形噴流を用いる場合好ましいオリフ
ィス寸法は約０．１〜０．１５０でろり、多数個の噴流
間の間隔は少なくとも約０．６４ｃｍである。熱電対２
４が蓋部分２８を貫通してるつぼ２の内部へ伸びており
、収容された溶融金属の温度を監視する。るつぼ２は好
ましくは鋳造面ｌの約１３〜０．６ｃ１ｎ上方に位置し
、鋳造面１上に沈積する溶融金属流を鋳造面に対し一般
に垂直な沈積進入角度で向けるように配置される。溶融
金属流のオリフィス圧は好ましくは約１−０〜１．５　
ｐｓｉ　（６，８９〜７−３３　ｋＰａ　）である。

溶＃金属流および固化した合金の望ましくない酸化を最
小限に抑えることが重要である。これを達成するために
、本発明の装置は、るつぼ２内に導管３８によシネ活性
ガス雰囲気筐たは真空を供給する。さらにこの装置には
鋳造面１の急冷領域６に非反応性ガス（たとえばアルゴ
ンガス）の雰囲気を供給するガス手段が採用される。こ
のガス手段にはるつぼ２の周りに実質的に共軸に配置さ
れた外被１４が含まれる。外被１４は加圧ガス供給部１
８から導管２０を経て導かれるガスを受容するための導
入口１６をもつ。受容されたガスは一般に円形の出口開
口２２を経て約３０　ｐｓｉ（２０７ｋＰα）の圧力で
急冷領域６の方へ向けられ、急冷領域にガスを押し出し
て非反応性の雰囲気な供給する。この雰囲気内で急冷操
作は溶融金属または固化した合金の望ましくない酸化な
しに進行しうる。

鋳造面１は少なくとも約１２００〜２７５０ｍ／分の速
度できわめて速やかに移動するので、鋳造面は付着する
ガス境界層を共に運び、鋳造面近辺の大気内に速度勾配
を生じる。鋳造面の近くでは境界層のガスは鋳造面とほ
ぼ同じ速度で移動する。鋳造面から遠い位置ではガスの
速度は次第に低下する。この移動境界層はるつぼ２から
出る溶融金属流に突き当たり、これを不安定にする可能
性がある。著しい場合には、境界Ｍが溶融金属流を吹き
とばし、溶融金属の所期の急冷を妨げる。

さらに境界層のガスが鋳造面と溶融金属の間に入った状
態となり、適切な急冷速度を妨げる絶縁層を生じる可能
性もある。この境界層を断つために、本発明の装置には
るつぼ２から＠造血の移動の方向と反対の方向に上流ζ
こ位置するコンディショニング手段が採用される。

本発明の好ましい実施態様においては、コンディショニ
ング手段は第１図に代表例として示されるようにガスノ
ズル３６からなる。図示した実施態様の場合、ガスノズ
ル３６はほぼ鋳造面１の横方向に平行に、かつ鋳造面の
移動方向に直角に配置されたスロットオリフィスをもつ
。このガスノズルはるつぼ２から上流方向へ間隔を置い
て配置され、鋳造面１０万へ、好ましくは接近してくる
境界層の方へわずかに角度をつけて回けられる。

約８００〜９００　ｐｓｉ　（５５００〜６２００　ｋ
Ｐα）の高圧下にある適切なガス、たとえば窒素ガスが
ノズルオリフィスから押し出されて約３００ｍ／秒の速
度で移動する高速ガス“ナイフ”１０を形成し、これは
境界層が溶融金属流に到達してこれを妨害する前に境界
層に突き当たって分散させる。

境界層が断たれ、分散するので、安定な溶融金属流が維
持される。溶＠金属は少なくとも約り０６℃／秒という
所期の高い急冷速度で、また好ましくは希望するミクロ
共晶ミクロ組織の形成を高めるために１０６℃／秒以上
の速度で均一に急冷される。

本発明の装置は強度の高いアルミニウムを基礎とする合
金、特に本質的に式Ａ７　ｂａｌ　Ｆ　ｅ　ａＸｂ　（
式中ＸはＺｎ、　Ｃｏ、　Ｎｉ、Ｃｒ、　Ｍｏ、　Ｖ、
　Ｚｒｓ　Ｔｉ１Ｙ。

Ｓｉおよび（ｇよりなる群力？ら選ばれる少なくとも１
ａの元素であり、”ａ″は約７〜１５重量％であシ、”
ｂ″は約１．５〜１０重量男であや、そして残部はアル
ミニウムである）からなる合金の製造に特に有用でめる
。この種の合金は高い強度および高い硬度をもち、微小
ビッカース硬度は少なくとも約３２０　ｋｇ／Ｄ”であ
る。約３５０℃までの温度で高い強度と延性の特に望ま
しい組合せを得るためには、“α″は約１０〜１２ｆｉ
ｉ％、“ｂ″は約１５〜８重量％である。本発明の装置
および方法を用いて鋳造した合金においては、慣用され
るケラーズエッチング剤でエツチングした場合光学顕微
鏡によれば均一な特色のない形態が認められる。

たとえば第２図を参照されたい。しかし本発明の方法お
よび装置を用いずｌこ鋳造された合金は均しな形態をも
たず、第３図に代表例として示されるように、この鋳造
合金は大型の粗い析出物を含む著しく樹脂状の形態をも
つきわめてもろい合金を実質量含有する。

本発明の特定の合金に約０．５〜２重量％のＳ（を含有
させることによ）、これらの合金が約３７５〜４００℃
の温度範囲で押出された場合、団結したままの合金の延
性および降伏強さを高めることができる。たとえばこの
ような延性および降伏強さの増大線、ＳｉがＡＩ−Ｆｇ
−ＶＭｉ成物に添加され、得られたＡＩ−Ｆａ−Ｖ−８
ｉ　合金が３７５〜４００℃の温度範囲で押出され、急
速に固化した場合に認められた。

本発明の合金は独特の王としてミクロ共晶のミクロ粗織
をもち（少なくとも約７０％がミクロ共晶）、これによ
り延性が改良され、少なくとも約３２０ｋｇ／龍２の微
小ビッカース硬度が得られ、これらが普通の粉末冶金技
術を用いて構造要素を構成するために特に有用なものと
なる。より詳細には本発明の合金は約３２０〜７００　
ｋＶ闘”の硬度をもち、代表例として第４図に示したミ
クロ共晶ミクロ組織をもつ。

このミクロ共晶ミクロ組織は実質的に一次相を含まない
二相構造であるが、アルミニウムおよび遷移金属元素を
含む固溶体相の実質的ｌこ均一な細胞状網目構造（淡色
領域）からなシ、この細胞状領域の寸法は約３０〜１１
００ｎである。細胞状領域の周縁に位置する他方の暗色
相はきわめて微細な二成分または三成分の金属間化合物
相からなる。これらの金属間化合物はその狭い幅の寸法
が約５ｎｔｒＬ以下であｐ、アルミニウムおよび遷移金
属元素ＣＡｌ１Ｆｅ、ＡＩＦｅＸ）からなる。超微粒状
の分散した沈殿物には、たとえばバナジウムおよびジル
コニウムを含む固溶体状の準安定なＡｌ１Ｆｅが含まれ
る。金属間相はミクロ共晶組織中に実質的に均一に分散
し、アルミニウム固溶体相と密１こ混和している。これ
は共晶様の固化により住じたものである。改良された強
度、延性および靭性な得るために、合金は好ましくは少
なくとも９０％がミクロ共晶であるミクロ組織をもつ。

より好ましくは合金はほぼ１００％がミクロ共晶でおる
。

このミクロ共晶ミクロ組織を、本発明の合金は約３５０
℃（６６ｏｙ）までの温度で１時間焼鈍したのちも有意
な組織粗大化を示すことなく保持する（代表例を第５　
（ｃｃ）、（ｂ１図に示す）。４００℃（７５０下）以
上の温度ではこのミクロ共晶ミクロ組織は分解してアル
ミニウム合金マトリックスと微粒状（０，０Ｇ　５〜０
．０５μ惧）金属間化合物となる（代表例を第５（Ｃ）
図に示す）。厳密な分解温度は合金組成および暴露時間
に依存する。これよりも長い時間および／または高い温
度では、これらの金属間化合物は粗大化して、一般に直
径約０．１〜０．０５μ常の球形または多角形の分散質
Ｏこなる（代表例を第５（ｄ）図に示す）。このミクロ
共晶ミクロ組織は以下の理由からきわめて重要である。

すなわち、アルミニウム固溶体相中ｌこきわめて寸法の
小さな均一な金属間化合物相領域が分散していることに
より、これらの合金が一般の粉末冶金技術の熱および圧
力に耐容し、固結物品の強度および延性を許容できない
ほど低い水準に１で低下させると思われるきわめて粗大
な金属間化合物相を生じることがないからである。

従って、本発明の合金は団結したアルミニウム合金物品
ケ製造するために有用である。本発明の合金は、広範な
プレス温度にわたって圧縮でき、圧縮された物品中にな
お所期の強度および延性の組合せを得ることができる点
で、特に有利でろる。

たとえば好ましい合金のうちの１種（呼称組成ＡＡ−１
２Ｆｇ−２Ｖ　）は、約４９０℃１での温度で押出した
場合ですら、少なくとも９２ＲＪ３の硬度ケもつ団結し
た物品に圧縮することができる（第７図参照）。

前記のＡｌｌ　ｂａｒ　Ｆ　ｇ　ａＸ　ｂの組成をもつ
急速固化した合金は、一般の微粉砕装置、たとえば微粉
砕機、ナイフミル、回転ノーンマーミルなどにより粒子
をこ加工することができる。好１しくは、微粉砕されり
粉末粒子は約−６０〜２００メツシユの寸法をもつ。

これらの粒子を１０　’　）ル（１，３３Ｘ　１０−２
Ｐａ）以下、好１しくは１０−’）ル（１，３３Ｘ　１
０−”Ｐα）の真を中に置き、い・で一般の粉末冶金技
術により圧縮する。さらＯこ、ミクロ共晶ミクロ組織を
保持しかつ雀属間化合物相の成長または粗大化を最小限
に抑えるため、粒子を約３００〜５００℃、好ましくは
約３２５〜４５０℃の温度Ｇこ加熱する。

粉末粒子の加熱は、好ましくは圧縮工程中に起こる。適
切な粉末冶金技術には、直接的な粉末圧延、真空熱圧、
押出プレスまたは鍛造プレスをこよる盲グイ圧縮、直接
的および間接的な押出、衝撃鍛造、衝撃押出、ならびに
これらの組合せが含まれる。

代表例として第８図に示すように、本発明の圧縮団結し
た物品は分散した金属間化合物相析出の実質的に均一な
分布を含むアルミニウム固溶体相からなる。析出物はそ
の直線寸法がすべて約１００ｎ惰以下の微細な不規則な
形状をもつ金属間化合物である。これらの微細な金属間
化合物の体積分率は約２５〜４５％である。好１しくは
、微細な金属間化合物はそれぞれ約２０ｎｍを越えない
最大寸法を有し、粗大な金属間化合物の析出（すなわち
その最大寸法が約１１００ｎ以上の析出）の体積分率は
約１％を越えない。

室温（約２０℃）では、本発明の圧縮した団結物品はロ
ックウェルＢ硬度ＣＲＢ）少なくとも８０夕有する。さ
らに団結した物品の極限引張強さは少なくとも約５５０
ＭＰα（８０ｋｓｉ）であり、物品の延性は伸びが少な
くとも約３％の極限引張応力を与えるのに十分なもので
ある。約３５０℃で、団結物品は少なくとも約２４０Ｍ
Ｐα（３５Ｊｃｔｉ）の極限引張強さをもち、伸びが少
なくとも１０％の延性をもつ。

本発明の好ましい団結物品は、室温で測定した際約５５
０〜６２０ＭＰｃＬ（８０〜９０に８ｉ）の極限引張強
さ、および伸び約４〜１０％の延性をもつ。約３５０℃
の温度ではこれらの好ましい物品は約２４０〜３１０Ｍ
Ｐα（３５〜４５　ｋｓｉ　）の極限引張強さ、および
伸び約１０〜１５％の延性をもつ。

以下の例は本発明をよシ十分に理解するために提示され
る。本発明の原理および実際を説明するために示された
特足の技術、条件、材料、割合、および報告されたデー
タは一例であって、本発明の範囲を限定するものと解す
べきではない。例中に記載された合金組成はすべて呼称
組成である。

例　１〜６ａ 本発明の合金を本発明の方法および装置により鋳造した
。合金はほぼ完全にミクロ共晶のミクロ組織を有し、下
記の表１に示した微小硬度値を有していた。

表　１２１ １　Ａｌ１−８Ｆ’ｅ−２Ｚｒ　４１７　２２　Ａ１３
−１Ａ１３−１ＯＦ　３２９　２３　Ａ、ｅ−１２Ｆｇ
−２Ｚｒ　６４４　２□４　ＡＡ−１１Ｆｇ−１，５Ｚ
ｒ　５９９　２’５　Ａｔ；−９Ｖｍ−４Ｚｒ　４２６
　２・６　Ａｌ−９Ｆｔｔ−５Ｚｒ　５１７　２’７　
Ａｌｅ−９，５−３Ｚｒ　５７５　３’８　Ａｌ−９，
５Ｖｇ−５Ｚｒ　４４９　３９　Ａｌ−１０Ａｌ−１０
Ｆ　５７５　３：１０　Ａｌ；−１０Ｆｇ−４Ｚｒ　５
４６　３’１１　ＡＥ３−１Ａ１３−１Ｏ５Ｆ　４５４
　３’１２　ＡＡ−１１Ｊ’ｇ−２−５Ｚデ　４４０　
３：１３　Ａｌ；−９，５Ｆｔｔ−４Ｚｒ　５１０　３
’１４　ＡＡ−１１，５Ｖｇ−１，５Ｚｒ　５８９　３
″１５　Ａｌ−１０！５Ｖｇ−２Ｚｒ　４６７　３’１
６　Ａｌ−１２Ａｌ−１２Ｆ　５３５　３’１７　Ａｌ
１−１０．５Ｖｇ−６Ｚデ　６０３　４１１８　ＡＥ３
−１Ａｌ３−１２Ｆ　６９４　４）　Ａｌｌ−１Ａｌ１
−１１Ｆ　６５１Ｌ　Ａｌｌ−１０Ｆｇ−２１７４２２ ２Ａｌ−１Ａｌ−１２Ｆ　３６５ ３　Ａ１３−８Ｆε−３Ｖ　６５５ １　Ａｌ−９Ｆε−２，５Ｖ　５１８ ５　Ａｈ−１ｏｐε−３Ｖ　３３４ ３　ＡＡ−１１Ｊ’ｇ−Ｚ５Ｖ　５３６ｒ　Ａｌｌ−Ａ
ｌ１−１２Ｆ　５６８ ３　ＡＪ−１１，７５４７ｇ−Ｌ５Ｖ　４１４１　Ａｌ
−１０，５Ｖｇ−２Ｖ　３２４）　Ａｌ−１０，５Ｐ’
ｅ−２，５Ｖ　３９１Ｌ　ＡＪ−１０，５Ｖｇ−３，５
Ｖ　３２８１　Ａｌ−１Ａｌ−１１Ｆ　３６０ ３　Ａｎ−１０Ｆｇ−Ｚ５Ｖ　３６９ Ｌ　ＡＡ−１１Ｆｇ−１石Ｖ　５５１ ５　Ａノー８Ｆｇ−２Ｚｒ−ＩＶ　３２１３　Ａｌｌ−
８Ｖｇ−Ａｌ１−８Ｆ　３７９ｒ　Ａｌ；−９Ｖｇ−３
Ｚｒ−２Ｖ　４８３３　Ａｌｌ−８ＳＦｇＡｌ１−８Ｓ
Ｆ　４２３ｅ　Ａｌ−９Ｖ’ｇ−３Ｚｒ−３Ｖ　５８９
）　ＡＥ−９Ｖｇ−４Ｚデー２ｙ　３９６Ｉ　Ａｌ−９
，５Ｆｔｔ−３Ｚｒ−２Ｖ　５１０４３　Ａｌ−１０Ｆ
ｇ−Ａｌ−１０Ｆ　６６９４４　Ａｌｊ−１０Ｆｇ−２
Ｚｒ−Ｌ５Ｖ　７１４４５　Ａｌ；−１ＩＦｇ−１，５
Ｚｒ−１Ｖ　５１９４６　Ａ１３−８Ｆｅ−３Ｚｒ−３
Ｖ　３１８４７　Ａｌ１−８１４”ｅ−４Ｚｒ−２，５
Ｖ　５０６４８　Ａ１３−８Ｖｇ−Ａ１３−８Ｆ　５５
６４９　Ａｌ；−８Ｖｇ−２Ｃｒ　５００５０　Ａｔ３
−８Ｆ’ｅ−２Ｚｒ−ＩＭｏ　４６４５１　Ａｌ；−８
Ｆｅ−２Ｚｒ−２Ｍｏ　４３４５２　Ａ１３−７．７Ｖ
ｇ−４，６Ｙ　４７１５３　Ａｌ−８Ｆｅ−４Ｃｅ、　
４００５４　Ａｌ１−７．７Ｐ’ｅ−４，６Ｙ−２Ｚｒ
　６３６５５　Ａｌｌ−８Ｖｇ−４Ａｌ１−８Ｆ　６５
６５６　Ａｌ−１２Ｆｅ−４Ｚｒ−ＩＣｏ　７３７５７
　Ａｌ−１２Ｆ’ｅ−５Ｚｒ−ＩＣｏ　５８７５８　Ａ
ｌｊ−１３Ｆｇ−２，５Ｚｒ−ＩＣｏ　７１１５９　Ａ
ｌ３−１２Ｆｇ−４Ａｌ３−１２Ｆ　７３１６０　Ａ１
１−１２Ｆｇ−４ＺＡ１１−１２Ｆ、５Ｚｎ　６６０６
１　Ａｌｌ−１２Ｆｇ−Ａｌ１−１２Ｆ　６６２６２　
Ａｌ３−１２Ｆｇ−Ａｌ３−１２Ｆ　６６３６３　ＡＡ
−１２Ｆｇ−４Ｚｒ−ＩＣｅ−Ｑ５Ｚｓ　６９１６４　
Ａ１３−１０Ｆｇ−Ａ１３−１ＯＦ　３５６６５　Ａｌ
３−９Ｆｅ−２，５Ｖ−１８ｉ　３５９例　６６〜７４ 本発明の範囲外の付会を鋳造した。これらは下記の表２
に示す対応する微小硬度値を有していた。

これらの合金は大部分が、明瞭に認められる樹脂状のア
ームをもつ王として樹脂状固化組織からなっていた。樹
脂状の金属間化合物は粗く、その最小直線寸法は約１１
００ｎでめった。

表　２ ６６　Ａｌ−６ＦＡｌ−６Ｆ　３１９ ６７　Ａｌ１−６に’ｅ−３Ｚｒ　２４３６８　Ａｌ−
７ＦＡｌ−７Ｆ　３　Ｌ　５６９　Ａｌ−６，５Ｆｅ−
５Ｚｒ　２８７７０　Ａｌ；−８Ｖｇ−３Ｚｒ　２７７
７１　Ａｌ；−８Ｆｅ−ＩＳＭｏ　２１８７２　Ａｌ３
−８Ａｌ３−８Ｆ　３０３７３　ＡＡ−１０Ｆ’ｇ−２
Ｚｒ　３２９７４　Ａｌｌ−Ａｌ１−１２Ｆ　２７６例
　７［ＩＬ 第６図および下記の表３は、（α）はぼ１００％ミクロ
共晶の組織をもつ鋳造したままのストリップ、および（
ｂ１樹脂状組織をもつ鋳造したままのストリップにつき
等時焼鈍実験の結果をまとめたものである。この図およ
び表は、種々の温度で１時間焼鈍したのちのリボンの微
小ビッカース硬度の変化を示す。特に第６図は、ミクロ
共晶組織をもつ合金が王として樹脂状組織をもつ合金よ
りも、焼鈍後一般に硬いことを辰わす。ミクロ共晶合金
は約５００℃まですべての温度において、よシ硬く、合
金が一般に団結される約３００〜４００℃の範囲の温度
では著しく硬く、従ってより強靭である。

８Ｖｇ−２Ｍｏおよび１２Ｆｇ−２Ｖを含む合金は、樹
脂状組織を含む状態で製造された場合、室温微小硬度値
２００〜３００ｋｇ／毒２を有し、４００℃までは約２
００に９／闘２の硬度水準を保持する。

８Ｖｇ−２Ｃｒを含有する合金の硬度は、焼鈍に際し室
温における４　５０　ｋｆｉ／ｍｘ”から約２２０に９
７闘２ζこ低下した（この硬度はレイらが特許請求した
ＡＡ−１，３５Ｃｒ−１１，５９ＦｇおよびＡＡ　−１
，３３Ｃｒ　−１’３Ｆｇの硬度と同等でめる）。

一方、７Ｖｇ−４，６Ｙおよび１２Ｆｅ−２Ｖを含有す
る合金は約３００℃の硬度ピークを経由し、次いで約３
００　Ｉｃｇ／ｙａａ”の硬度水準に１で低下した（樹
脂状のＡｉ；−８Ｖｇ−２Ｃｒ、　Ａｔ；−８Ｖｇ−２
ＭｏおよびＡｌ　−８Ｆｅ　−２Ｖ、ならびにレイらに
より教示された合金よシも少なくとも１００　ｋｇ／ｍ
”高い）。また１３Ｆｇ−４（、＋　を含有する合金は
２５０℃の約６００ｋｇ／闘２から出発して、４００℃
の３００籍／ｆｌ”にまで低下した。

第６図には、Ａ１３−Ｆｇ−Ｖ合金を指示された温度で
１時間焼鈍することに伴う微小ビッカース硬度の変化を
も示す。１２Ｆｇおよび２Ｖを含有する合金は５７０　
＃／ｍ＊”以上から定常的なかつ鈍い硬度低下を示すが
、４００℃（７５０下）、１時間の焼鈍後もなお２５０
　ｋｇ／ｍ”を維持する。レイらによシ特許請求された
合金（米国特許第４，３４７゜０７６号）はこのような
高い硬度および高い温度安定性を維持し得なかった。１
２Ｆｇ−５Ｚｒ、１１Ｆｇ−６Ｚｒ、　１０Ｆｇ−２Ｚ
ｒ−ＩＶ、および８Ｖｇ−３Ｖを含むアルミニウム合金
はすべて、本発明により鋳造された場合ミクロ共融組織
および少なくとも約６００　ｋｌ？／闘２の室温硬度を
有する。またこの実験は、高温安定性のためには約１．
５〜５重量％の希土類元素の添加（これは他の遷移元素
よりも有利な原子価、寸法および質量作用をもつ）、お
よび１０重量％以上のＦｅ、好ましくは１２重置火以上
のＦｅの存在が重要であることも示す。

希土類元素を含有し、３００℃に加熱された本発明合金
の透過型電子顕微鏡による組織は、第５（α）図に示さ
れるようζこ°共晶混合物″の形態をもつ鋳造組織に由
来する分散質がきわめて細かくかつ均一に分布している
ことを示す。この細かいミクロ組織の発現がこれらの合
金の高い硬度の原因となっている。４５０℃をこ１時間
加熱した際、分散質が数ミクロンの寸法に１で急激に粗
大化することが明らかに認められる（第５（ｄ）図）。

これは硬度が約２００〜／１１１１２低下したことの原
因でめった。従ってこれらの合金粉末は、本発明の方法
および装置により現在得られる独特の合金ミクロ組織を
利用しうるためには４５０℃以下で団結さぜる（たとえ
ば真空熱圧および押出によシ）ことが好ましい。

例　７Ｇ 表４Ａおよび４Ｂは、Ａｌ−１２Ｂｇ　−２Ｔ’＆含有
する合金Ｏこつき種々の高められた温度で約１０−’／
秒の歪速度で一軸引張した際に測定された機械的特性を
示す。鋳造したリボンを１ずナイフミリングし、次いで
ハンマーミリングして一６０メツシュの粉末を装造した
。−６０メツシユの粉末の収量は約９８％であった。こ
の粉末を３５０℃で１時間熱圧して密度９０〜１００％
の予備成形スラップを製造し、これを約１時間保持した
のち押出比１８：１で３８５℃において角棒を作成した
。

表　４Ａ 王として樹脂状組織をもつＡＡ　１２Ｂｇ−２Ｖ合金、
３５０℃で真空熱圧し、３５０応　力　破壊歪 温　度　０．２３１６降伏　ＵＴＳ　（５Ａ）２４℃　
５３８ＭＰａ　５８６ＭＰａ　１．８（７５”Ｆ）　Ｃ
７Ｂ−３ｋｓｉ）　（８５ｋｓｉ）　１−８１４９℃　
４８５ＭＰａ　５０５ＭＰａ　１．５（３００？）　＜
７０．４ｋｓｉ）　＜７３．２ｋｓｉ）　１．５２３２
℃　４００ＭＰａ　４１８ＭＰａ　、２．０（４５０’
Ｆ）　（５８ｋｓｉ）　（６０，７＆ａｊ）　２．０２
８８℃　３５４ＭＰａ　３７４ＭＰａ　２．７（５５０
？）　（５１，３／ｃｓｊ）　（５４：１ａｉ）　２．
７３４３℃　２７９ＭＰａ　３０３ＭＰａ　４．５（６
５０’Ｆ）　Ｃ４０，５ｋｓｉ）　（４４０ｋｓｉ）　
４．５表　４Ｂ 例　７７ 下記の表５は約１０−’　／秒の歪速度で種々の高めら
れた温度において一軸引張した際に測定された特定の合
金の機械的特性を示す。選ばれた合金粉末を３５０℃の
温度で１時間真空熱圧して、密度９５〜１００％の予備
成形スラップを製造した。

スラップを１時間保持したのち押出比１８：１で３８５
℃において押出して角棒となした。

例　７＆ 団結した最終製品の機械的特性に影響を与える重要なパ
ラメーターには、組成、その粉末団結法（たとえば押出
）および団結温度が含１れる。押出温度および組成双方
の選択につき説明するため、第７図に押出された被験合
金の押出温度と硬度（強度）の関係を示す。第７図にお
いて合金はすべて１８：１の縮小比で６：ｌの縦横比の
角棒に押出された。一般に３１５℃（６００下）で押出
された合金はすべて適度の硬度（引張強さ）を示す。し
かしすべてこの団結粂件下では低い延性をもち、おる合
金は下記の表６に示すように破損点引張伸び２％以下ケ
有していた。より高い温度、たとえば３８５℃（７２５
？）および４８５℃（９００下）ではより高い延性をも
つ合金が製造される。しかし、その合金（たとえばＡｔ
；−１２Ｆｇ−２ＶおよびＡｌｌ　−８Ｆｇ　−３Ｚｒ
　）に押出温度を合わせることによってのみ（たとえば
約３８５℃）押出後に適切な室温硬度および強度、なら
びに適切な室温延性が得られる。従って、押出温度が適
切である場合、本発明の合金は団結した物品に希望する
程度の延性を得るために必要な最適温度において圧縮し
たのち、高い硬度および引張強さを有利に保持する。最
適押出温度は約３２５〜４５０℃の範囲である。

表　６ 例　７ａ 本発明の合金は室温で高い弾性率をもちかつ高められた
温度で高い弾性率を保持する団結した物品を製造するこ
とができる。好ましい合金は約２０〜４００℃の範囲の
温度で約１００〜７０ＧＰα（１０〜１５Ｘ　１０３Ｋ
ＳＩ　）　ｔこ及ぶ弾性率をもつ団結物品を製造するこ
とができる。

下記の表７は３５０℃で真空熱圧することによジ団結さ
れ、次いで３８５℃で押出比１８：１１こおいて押出さ
れたＡＩ！−１２Ｆｅ−２Ｖ合金物品の弾性率を示す。

この合金は室温で普通の”アルミニウム合金の場合より
も約４０％高い弾性率を有していた。さらにこの合金は
その高い弾性率を高温でも保持していた。

表　７ ２０℃　９７ＧＰａ　（１４Ｘ　１０”ｐｔｔｉ）２０
１℃　８６．１　ＧＰα（１２Ｓｘ１０６ｐｓｉ）３６
６℃　７６ＧＰａ　（１１Ｘ１０’ｐｓｊ）以上、本発
明をかなシ詳細に記述したが、これらの詳ａ１こ固執す
る必要はなく、当業者には種々の変更および修正をなし
うろことは自明であり、これらはすべて特許請求の範囲
に定められた本発明の範囲内に包含される。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の鋳造装置の略図を示し；第２図は本発
明の方法および装置により急冷した合金の顕微鏡写真を
示し； 第３図は均一な速度で適切に急冷されなかった合金の顕
微鏡写真を示し： 第４図はミクロ共晶ミクロ組織をもつ鋳造したままのア
ルミニウム合金の透過型電子顕微鏡写真を示し： 第５（２））、＜ｂ）、（Ｃ）および（ｄ）図は焼鈍後
のアルミニウム合金ミクロ組織の透過型電子顕微鏡写真
を示し；第６図は本発明の合金に関する硬度対等時焼鈍
温度のプロットを示し； 第７図は選ばれた合金からなる押出された棒の硬度を押
出温度の関数としてプロットしたものな示し：そして 第８図は本発明の団結した物品のミクロ組織の電子顕微
鏡写真を示す。 第１図の各記号は以下のものを表わす。 １：鋳造面；　２：るつぼ ４ニオリフイス手段；　６：急冷領域 ８：誘導加熱器；　１０：ガスナイフ １２：支持体；　１４：外被 １６：導入口；　１８：ガス供給部 ２０：導管；　２２：出口開口 ２４：熱電対；　２８：蓋部分 ３６：ガスノズル；　３８：導管 図面の浄書（内容に変更なし） ＦＩＧ、１ 角Ａり５し９ｂの ＦＩＧ−庵一 ミ７０じゝ′ンカースＸｐｊ＃、Ｈｖ（ｋｑ／ｍｍ２）
口・ノアウェル８　硬度 手続補正書（方式） 昭和（ヲ年９寺す子願第ユθＺ２７２号（折へ豆２゛°
ｊヶ、・ダ仮＊−、６クアｌレミーシムー遷才ち事件と
の関係　出　願　人 住所 ／８オ乎アライド・コー汀・０レーンヲ７４、代理人

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）本質的をこ式＃ｂ、４Ｆｇ、、￥６　（式中Ｘは
   Ｚｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、　Ｃｒ％Ｍｏ、　Ｖ％Ｚｒ、　’Ｉ
   ’ｉ、　Ｙ、ＳｉおよびＣｍよりなる群から選ばれる少
   なくとも１種の元素でおり、“α″は約７〜１５Ｎ量先
   でおり、”ｂ″は１．５〜１０重横％であり、残部はア
   ルミニウムである）から逓り、少なくとも７０％がミク
   ロ共晶であるミクロ組織をもつ、アルミニウム基合金。 （２合金が室温で少なくとも３２０　ｊｃ９／ｙｎｍ２
   の鋳放し硬度を有する、特許請求の範囲第１項記載の合
   金。 （３）合金が少なくとも約９０％ミクロ共晶であるミク
   ロ組織をもつ、特許゛Ｂ青求の範囲第２項記載のアルミ
   ニウム基合金。 （４）合金がほぼ１００％ミクロ共晶であるミクロ組織
   を有する、特：Ｆｆ請求の範囲第１項記載の合金。 （５）　（ｃＬ）溶融金属を固化させるための急冷領域
   を有する移動可能な鋳造面； （ｂ）　溶融金属を保持するための溜め手段でおって、
   該溜め手段が溶融金属流を鋳造面の急冷領域に沈積させ
   るためのオリフィス手段をもつもの；（Ｃ）　該溜め手
   段に入れられた溶融金属を加熱するための加熱手段； （ｄ）　急冷領域に非反応性のガス雰囲気を供給して沈
   積した金属の酸化を最小限に抑えるためのガス手段； （Ｓ）　移動鋳造面によって運ばれる移動ガス境界層を
   断って、鋳造面における溶＃１金属の急冷を妨げる溶融
   金属流の乱れを最小限度に抑えるためのコンディショニ
   ング手段であって、該コンディショニング手段が該溜め
   から鋳造面の移動方向と反対の方向に間隔を置いたかつ
   この移動可能な鋳造面へ向かう高速ガス噴流からなシ、
   鋳造面によって運ばれる移動ガス境界層に突き当たって
   これを断ち、これによシ該境界層による溶融金属流の乱
   れを最小限に抑えるもの； からなる、周囲雰囲気内で急速に固化した金属を製造す
   るための装置。 （６）溶融金属を急冷し固化させるべく適合させた鋳造
   面を選ばれた速度で移動させ； 溶融金属流を鋳造面の急冷領域に沈積させて該溶融金属
   を少なくとも約り０６℃／秒の急冷速度で固化させ； 該急冷領域に非反応性ガス雰囲気を供給して、沈積した
   金属の酸化を最小限に抑え；そして移動鋳造面によって
   運ばれる移動ガス境界層を断って、鋳造面における溶融
   金属の急冷を妨げる溶融金属流の乱れを最小限に抑え、 その際これか、高速のガス噴流を該境界層に向け、該噴
   流が境界層を急冷面から間隔を置いた位置において鋳造
   面の移動と反対の方向へ押しつけ、これによシ境界層を
   断つことにより行われる工程からなる、周囲の雰囲気中
   で金属ス）　ＩＪツブを鋳造するための方法。 （７）　ミクロ共晶ミクロ組織をもち、少なくとも９０
   ％がミクロ共晶であシ、本質的に式ＡｌｂａｌＦＩＩＩ
   ａＸｌｐ　（式中ＸはＺｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、　Ｃｒ、　Ｍ
   ｏ。 Ｖ、　Ｚｒ、　Ｔｉ、　Ｙ、　ＳｉおよびＣｍ　よりな
   る群から選ばれる少なくとも１種の元素であり、”α″
   は約７〜１５重量％であり、”ｂ″は約１．５〜１０重
   景％で１、そして残部はＡｌである）よりなるアルミニ
   ウム基合金の粒子から団結した金属物品であって；この
   団結した物品が分散した金属間化合物相析出体の実質的
   に均一な分布を含むアルミニウム固溶体相からなり、ぞ
   の除核析出体はそのすべての寸法が約１１００ｎ以下の
   微細な金属間化合物である団結した金部物品。 （８）　微細な金属間化合物の容積分率が２５〜４５％
   の範囲にある、特許請求の範囲第７項記載の団結した金
   属物品。 （９）微細な金属間化合物がそれぞれ約２０ｎｍを超え
   ない最大寸法をもつ、特許請求の範囲第７項記載の団結
   した金属物品。