(57)【要約】アルミニウム合金製鋳造製品は、高温での改善された機械的性質を有する。この鋳造製品は、次の組成を有する（質量％）：ケイ素６．０〜２５．０、銅５．０〜８．０、鉄０．０５〜１．２、マグネシウム０．５〜１．５、ニッケル０．０５〜０．９、マンガン０．０５〜１，２、チタン０．０５〜１．２、ジルコニウム０．０５〜１．２、バナジウム０．０５〜１．２、亜鉛０．０５〜０．９、ストロンチウム０．００１〜０．１、燐０．００１〜０．１および残部がアルミニウムであり、ケイ素対マグネシウム比が１０〜２５であり、銅対マグネシウム比が４〜１５である。アルミニウム合金は、Ｌｌ2結晶構造を有する三つのタイプのＡｌ3Ｘ化合物粒子（Ｘ＝Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ）の同時分散体を含み、その格子パラメーターは、アルミニウムマトリックス格子に一致する。又、この鋳造製品の製造方法が記述され、同様に、二次充填材料の約６０容量％までを含むマトリックスとして貢献するアルミニウム合金を含む金属マトリックス複合体が記載される。
2005522583.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
高温における改善された機械的性質を有する、アルミニウム合金の鋳造製品であって、以下の組成（質量％）、
ケイ素            ６．０−２５．０
銅                ５．０−８．０
鉄                ０．０５−１．２
マグネシウム      ０．５−１．５
ニッケル          ０．０５−０．９
マンガン          ０．０５−１．２
チタン            ０．０５−１．２
ジルコニウム      ０．０５−１．２
バナジウム        ０．０５−１．２
亜鉛              ０．０５−０．９
ストロンチウム    ０．００１−０．１
燐                ０．００１−０．１
アルミニウム      残部、
を有し、ケイ素／マグネシウム（Ｓｉ／Ｍｇ）比が１０〜２５であり、銅／マグネシウム（Ｃｕ／Ｍｇ）比が４〜１５である事を特徴とする鋳造製品。
【請求項２】
Ｌｌ2の結晶構造とアルミニウムマトリックス格子に一致する格子パラメーターを有するＡｌ3Ｘ化合物粒子（Ｘ＝Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ）の三つのタイプの同時分散体を含むアルミニウム固溶体マトリックスを含む、請求項１記載の鋳造製品。
【請求項３】
アルミニウム固溶体マトリックスが、約１００ｎｍ未満の直径の平均粒径のＡｌ3Ｘ化合物粒子（Ｘ＝Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ）の三つのタイプの同時分散体を含む、請求項２記載の鋳造製品。
【請求項４】
アルミニウム固溶体マトリックスが、θ′とＳ′相の粒子の２つのタイプの同時分散体を含み、θ′相の平均粒径が、室温で、直径で３００ｎｍ未満である、請求項２記載の鋳造製品。
【請求項５】
θ′粒子相の平均粒径が、３１５℃（６００°Ｆ）で１００時間の灼熱後で２５０ｎｍ未満である、請求項４記載の鋳造製品。
【請求項６】
θ′相が、３１５℃（６００°Ｆ）〜３７１℃（７００°Ｆ）で１００時間の灼熱後に、マトリックに対して半密着性を残す、請求項４記載の鋳造製品。
【請求項７】
高温における改善された機械的性質を有する、アルミニウム合金の鋳造製品を製造する方法であって、
（ａ）以下の組成（質量％）、
ケイ素            ６．０−２５．０
銅                ５．０−８．０
鉄                ０．０５−１．２
マグネシウム      ０．５−１．５
ニッケル          ０．０５−０．９
マンガン          ０．０５−１．２
チタン            ０．０５−１．２
ジルコニウム      ０．０５−１．２
バナジウム        ０．０５−１．２
亜鉛              ０．０５−０．９
ストロンチウム    ０．００１−０．１
燐                ０．００１−０．１
アルミニウム      残部、
（ここで、ケイ素／マグネシウム（Ｓｉ／Ｍｇ）比が１０〜２５であり、銅／マグネシウム（Ｃｕ／Ｍｇ）比が４〜１５である）を有するアルミニウム合金から製品を鋳造する工程、
（ｂ）鋳造製品を、１５分〜４時間の間、４８２℃〜５３７℃（９００°Ｆ〜１０００°Ｆ）の範囲内の温度に暴露して、鋳造製品を溶解工程に暴露する工程、次いで、
（ｃ）２０４℃（４００°Ｆ）〜２６０℃（５００°Ｆ）の範囲内の温度で４〜１６時間の範囲内の時間で鋳造製品を熟成する工程、
を含む事を特徴とする方法。
【請求項８】
鋳造製品が、２１８℃〜２５１℃（４２５°Ｆ〜４８５°Ｆ）の範囲内の温度で６〜１２時間熟成される、請求項７記載の方法。
【請求項９】
溶解工程に続いて、４８℃〜１４８℃（１２０°Ｆ〜３００°Ｆ）の範囲内の温度の媒体中で急冷が行われる、請求項７記載の方法。
【請求項１０】
急冷媒体温度が７６℃〜１２１℃（１７０°Ｆ〜２５０°Ｆ）の範囲内である、請求項９記載の方法。
【請求項１１】
金属マトリックス複合体であって、以下の組成（質量％）、
ケイ素            ６．０−２５．０
銅                ５．０−８．０
鉄                ０．０５−１．２
マグネシウム      ０．５−１．５
ニッケル          ０．０５−０．９
マンガン          ０．０５−１．２
チタン            ０．０５−１．２
ジルコニウム      ０．０５−１．２
バナジウム        ０．０５−１．２
亜鉛              ０．０５−０．９
ストロンチウム    ０．００１−０．１
燐                ０．００１−０．１
アルミニウム      残部、
（ここで、ケイ素／マグネシウム（Ｓｉ／Ｍｇ）比が１０〜２５であり、銅／マグネシウム（Ｃｕ／Ｍｇ）比が４〜１５である）を有するアルミニウム合金を含み、アルミニウム合金が、アルミニウム固溶体においてＬｌ2結晶構造を持つＡｌ3Ｘ化合物（Ｘ＝Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ）を含み、粒子、ホイスカー、チョップト繊維又は長繊維から成る群から選ばれる形状を有する二次充填材料を約６０容量％まで含むマトリックスとして貢献する事を特徴とする複合体。
【請求項１２】
二次充填材料が、炭化ケイ素（ＳｉＣ）、酸化アルミニウム（Ａｌ2Ｏ3）、炭化ホウ素（Ｂ4Ｃ）、窒化ホウ素（ＢＮ）、炭化チタン（ＴｉＣ）、酸化イットリウム（Ｙ2Ｏ3）、黒鉛、ダイヤモンド粒子から成る群から選ばれ、５容量％〜３５容量％の体積分率で存在する、請求項１１記載の複合体。
【請求項１３】
アルミニウム合金であって、以下の組成（質量％）、
ケイ素            ６．０−２５．０
銅                ５．０−８．０
鉄                ０．０５−１．２
マグネシウム      ０．５−１．５
ニッケル          ０．０５−０．９
マンガン          ０．０５−１．２
チタン            ０．０５−１．２
ジルコニウム      ０．０５−１．２
バナジウム        ０．０５−１．２
亜鉛              ０．０５−０．９
ストロンチウム    ０．００１−０．１
燐                ０．００１−０．１
アルミニウム      残部、
（ここで、ケイ素／マグネシウム（Ｓｉ／Ｍｇ）比が１０〜２５であり、銅／マグネシウム（Ｃｕ／Ｍｇ）比が４〜１５である）を有するアルミニウム合金。
【請求項１４】
Ｌｌ2の結晶構造とアルミニウムマトリックス格子に一致する格子パラメーターを有するＡｌ3Ｘ化合物粒子（Ｘ＝Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ）の三つのタイプの同時分散体を含むアルミニウム固溶体マトリックスを含む、請求項１３記載のアルミニウム合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明の由来
ここに開示された発明は、ＮＡＳＡの契約の下で、米国政府の従業員による研究行為で為されたものであり、法律９６−５１７〈３５Ｕ．Ｓ．Ｃ．§２０２）の条項に該当し、それについて、或いはそれに対して何らのロイヤリティーの支払い無しに、行政目的の為の政府機関によって、又は政府機関の為に製造及び使用できる。
本発明は、一般的に、アルミニウム−ケイ素（Ａｌ−Ｓｉ）合金に関し、特に、ピストン、シリンダーヘッド、シリンダーライナー、結合ロッド、ターボチャージャー、インペラー、アクチュエイター、ブレーキキャリパー及びブレーキローターの様な鋳造部品の為の高温用途に適した高強度のＡｌ−Ｓｉをベースとした合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ａｌ−Ｓｉ合金は最も多目的な材料であって、自動車工業向けに製造される全アルミニウム鋳造部品の８５％〜９０％を占める。ケイ素濃度（質量％）によって、Ａｌ−Ｓｉ合金系は三つの大きな範疇に分れる：亜共晶（＜１２％Ｓｉ）、共晶（１２〜１３％Ｓｉ）及び過共晶（１４〜２５％Ｓｉ）。然しながら、今現在の合金は、その機械的性質、例えば、引張り強度及び曲げ強度が、２６０℃（５００°Ｆ）〜３７１℃（７００°Ｆ）の温度範囲で必要とされる程度に高くはないので高温用途には適していない。今までのところ、多くのＡｌ−Ｓｉ鋳造合金は２３２℃（４５０°Ｆ）未満の温度の用途を意図するものである。この温度以上では、θ′（Al2Cu)とＳ′（Al2CuMg)相の様な主たる合金強化相が不安定になり、急速に結晶が粗大化し消滅して、高温用途にとっては望ましくない微細構造を持つ合金となる。θ′とＳ′が不安定になると、合金は、アルミニウム固溶体格子と強化粒子格子パラメーターとの間の格子密着性を欠くので、その様な合金は、高温では殆ど又は全く実用性を持たない。格子密着性における大きな不一致は、高温での優れた機械的性質を維持できない望ましくない微細構造の一因となる。
【０００３】
今までに採られた解決方法の一つは、Ａｌ−Ｓｉ合金の強度を増加させる為に繊維又は粒状の強化材を使用するものである。この方法は、アルミニウム金属マトリックス複合体（MMC)技術として知られている。例えば、米国特許第５，６２０，７９１号明細書は、高温用途の為のブレーキローターを形成する為の、埋め込まれたセラミック充填材料を持つＡｌ−Ｓｉベース合金を含むMMCに係るものである。又、Ａｌ−Ｓｉ合金の高温強度を改善する為の試みが、ボーレス(R. Bowles)によって行われた。彼は、Ａｌ−Ｓｉ合金の引張り強度を改善する為にセラミック繊維を使用した（"Metal Matrix Composites Aid Piston Manufacture", Manufacturing Engineering, May 1987)。別の試みはシャイケシェフ(A. Shakesheff)によって提案された。彼は、Ａｌ−Ｓｉ合金を強化する為にセラミック粒子を使用した("Elevated Temperature Performance of Particulate Reinforced Aluminum Alloys", Materials Science Forum, Vol. 217-222, pp. 1133-1138)。ピストン用の鋳造アルミニウムMMCは、ロハティー(P. Rohatgi)によって記述されている("Cast Aluminum Matric Composites for Automotive Applications", Journal of Metals, April 1991)。Ａｌ−Ｓｉ合金で作られる、殆どの粒子強化されたMMC材料の強度は、高温では、主たるθ′とＳ′の強化相が不安定であり、急速に結晶が粗大化し消滅するので高温用途としては今だに劣るものである。
【０００４】
今までに採られた解決方法の今一つは、セラミックマトリックス複合体（CMC)技術の使用である。例えば、コーベル(W. Kowbel)は、高温で操作するピストンを製造する為に非金属炭素−炭素材料の使用を記述している("Application of Net-Shape Molded Carbon-Carbon Composites in IC engines", Journal of Advanced Materials, July 1996)。
残念ながら、これらMMC及びCMC技術を採用する製造コストは通常のＡｌ−Ｓｉ鋳造を使用するよりも実質的に高く、高温の内燃エンジン部品及びブレーキ用途の大量生産においてＡｌ−Ｓｉ合金と競合的に価格設定されるべきそれらの性能を妨げている。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
従って、本発明の主たる目的は、従来技術の欠点を排除する事である。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明によれば、アルミニウムマトリックスにおいてＬｌ2結晶構造を有する粒子の分散体を含むＡｌ−Ｓｉ合金が提供される。この合金は、低コスト鋳造技術、例えば、永久鋳型、砂型鋳造又はダイ・キャスティングを使用して加工される。
本発明の合金は、独特の化学と微細構造組成によって、従来の合金よりも高温（２６０℃（５００°Ｆ）以上）において高い強度を維持する。本発明において合金を強化する方法は、１）夫々に、Ａｌ2Ｃｕ、Ａｌ2ＣｕＭｇで与えられる化学組成を持つ、合金中での主たる強化θ′とＳ′相の形成を最大限にする事、２）Ｃｕ／Ｍｇ比を調節し、チタン（Ti)、バナジウム（V)及びジルコニウム（Zｒ)元素を同時添加する事によって高温で強化相を安定化する事、３）高温での更なる強化メカニズムの為にＬｌ2結晶構造を持つＡｌ3Ｘ化合物（Ｘ＝Ｔｉ、V、Ｚｒ)を形成する事を含む。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００７】
本発明では、鍵となる合金化元素のＴｉ、Ｖ及びＺｒが、Ｌｌ2結晶構造を持つＡｌ3Ｘタイプの化合物（Ｘ＝Ｔｉ、V及びＺｒ)を形成する事によってアルミニウムマトリックスの格子パラメーターを変更する為にＡｌ−Ｓｉ合金に添加される。高温での高強度を維持する為に、アルミニウム固溶体マトリックスとＡｌ3Ｘ化合物の粒子の両方は、同じ面心立方（FCC)結晶構造を有すべきであり、且つ、それらのそれぞれの格子パラメーターとジメンションはほぼ一致するので、密着性である。格子に対する実質的な密着性の条件が得られる場合は、これらの分散粒子は高度に安定であり、高温に長時間暴露されている合金に高い機械的性質をもたらす。
合金組成及び微細構造に加えて、合金内での合金強化メカニズムと相形成の為の行為を最適化する為に独特の熱処理方法が用意される。本発明の利点は、その記述が進むにつれて明らかとなる。
本発明は、通常の鋳造方法による詳細な組成の観点、微細構造の観点及び加工処理の観点を含むものである。本発明のＡｌ−Ｓｉ合金は、高温用途に適する鋳造形態での実施能力によって特徴付けられる。本発明のＡｌ−Ｓｉ合金は、以下の元素から構成される(質量％）。
【０００８】
ケイ素            ６．０−２５．０
銅                ５．０−８．０
鉄                ０．０５−１．２
マグネシウム      ０．５−１．５
ニッケル          ０．０５−０．９
マンガン          ０．０５−１．２
チタン            ０．０５−１．２
ジルコニウム      ０．０５−１．２
バナジウム        ０．０５−１．２
亜鉛              ０．０５−０．９
ストロンチウム    ０．００１−０．１
燐                ０．００１−０．１
アルミニウム      残部。
ケイ素は、高い弾性率と低い熱膨張係数の合金を与える。ケイ素の添加は、熔融アルミニウムの流動性を改善して、本発明のＡｌ−Ｓｉ合金の鋳造性を高めるためには必須のものである。高いケイ素水準では、合金は優れた表面硬度と耐摩耗性を示す。
銅はマグネシウムと共存してアルミニウムマトリックス中で固溶体を形成し、合金に熟成硬化性を与え、それによって、高温強度を改善する。又、銅は、θ′相化合物（Ａｌ2Ｃｕ）を形成し、この新規な合金における最も強力な強化元素である。高温における高められた高強度は、銅の質量％水準が守られない場合は影響を受ける。更に、合金強度は、銅とケイ素の元素に関連する、合金中へのマグネシウムの適当な添加を使用してθ′（Ａｌ2Ｃｕ）とＳ′（Ａｌ2ＣｕＭｇ）の金属化合物の両方の同時形成によってのみ有効に最大化する事ができる。実験的に、著しく高水準のマグネシウムの合金は、θ′が不充分な量で、主にＳ′相を形成する。一方、低水準のマグネシウムの合金は、Ｓ′相の不充分な量を持ち、主にθ′相を含む。
【０００９】
θ′とＳ′相の両方の形成を最大限にする為に、合金組成物は、銅対マグネシウム（Ｃｕ／Ｍｇ）比が４〜１５の範囲で、０．５質量％以上のマグネシウムの最小値で特に組成された。Ｃｕ／Ｍｇ比に加えて、主たるθ′とＳ′相に加えて微量の強化相としてＭｇ2Ｓｉ金属化合物を適当に形成する為に、ケイ素対マグネシム（Ｓｉ／Ｍｇ）比が、１０〜２５の範囲、好ましくは１４〜２０の範囲に保持される。更に、この独特のＣｕ：Ｍｇ比は、アルミニウム（Ａｌ）、銅（Ｃｕ）及びマグネシウム（Ｍｇ）原子の間の化学反応を大いに高める。その様な化学反応は、合金内で、強化相のθ′とＳ′の高い体積分率の沈殿を可能にする。図４は、室温で観察される本発明の合金の合金強化θ′とＳ′密着相のサイズ、形状及び量を示す電子顕微鏡写真である。図４で示される様な本発明の高い体積分率と密着性θ′の組合せは、高温において例外的な引張り強度と微細構造の安定性の原因となる。
【００１０】
チタン、バナジウム及びジルコニウムは、Ｌｌ2結晶構造を有するＡｌ3Ｘタイプ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ）の化合物を形成する事によってアルミニウムマトリックスの格子パラメーターを変更する為に、Ａｌ−Ｓｉ合金に添加される。その合金の融点に極めて近い温度で高強度を維持する為に、アルミニウム固溶体マトリックスとＡｌ3Ｘ化合物の粒子の両方は同じ面心立方（ＦＣＣ）結晶構造を有し、それらのそれぞれの格子パラメーターとジメンションはほぼ一致するので、密着性である。例えば、図１は、周りのアルミニウムマトリックス原子と同じ格子パラメーターと結晶構造関係を有する密着性粒子を例示する図である。Ａｌ3Ｘタイプ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ）の粒子の化合物は、又、鋳造方法から固化される熔融アルミニウム合金の粒径細分の為の核として作用する。又、チタン及びバナジウムは、高温の機械的性質を改善する為に、アルミニウム固溶体に類似のＬｌ2格子構造を有する分散強化剤としても機能する。又、ジルコニウムは、マトリックス中で少量の固溶体を形成し、Ｃｕ−Ｍｇに富む領域であるＧＰ（Guinier-Preston）（ギニエ−プレストン）帯及びＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系でのθ′相の形成を高め、熟成硬化性を改善する。安定なθ′（Ａｌ2Ｃｕ）相は、高温での主たる強化相であるが、合金中にチタン、バナジウム及びジルコニウムを有する事の重要性は無視できない。鋳造方法から固化される熔融合金においては、これらの元素はアルミニウムと反応して、有効な粒径細分の為の核形成サイトとして沈殿するＡｌ3Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ）化合物を形成する。更に、Ａｌ3Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ）沈殿物は、又、ディスロケーションの移動を有効にブロックする分散強化剤としても機能して、高温の機械的性質を高める。本発明の合金の高温強度特性は、チタン、バナジウム及びジルコニウムが、Ａｌ3Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ）沈殿物を形成するのに適当な量で同時に使用されない場合は悪影響を受ける。
【００１１】
図６は、本発明の合金を１００時間、３１５℃（６００°Ｆ）に暴露した後の、本発明の合金の高度に安定なθ′とＳ′密着相を示す電子顕微鏡写真である。従来の合金とは異なり、本発明の合金は、尚、高温用途にとって望ましい微細構造のθ′とＳ′密着相を保持する。本発明の合金の独特のＣｕ／Ｍｇ比によって、θ′は、１００時間、３１５℃（６００°Ｆ）で灼熱された後でもマトリックスへのその密着性を維持する。３１５℃（６００°Ｆ）での暴露中に、θ′は、僅かに厚味を増したが結晶粒の粗大化は起こさず、尚、高温における高強度を達成するのに重要な小さな直径と密着性を維持した。Ａｌマトリックスとθ′相との間の密着性は、θ′沈殿物とマトリックスの結晶構造間の明確な相関性を創り出す。結果として、ディスロケーションの移動がθ′相とマトリックスの界面で妨げられ、著しい強度化が生起する。図５は、従来の合金が１００時間、３１５℃（６００°Ｆ）に暴露された後の、従来の合金の、図３で観察されるθ′とＳ′密着相の、望ましくないθとＳ非密着相への変態を示す電子顕微鏡写真である。図５において、その他の従来合金のθ′相は、著しく結晶の粗大化を起こし、高温でのその密着性を失い、高温用途の為の強度を劇的に喪失する。図２は、周りのアルミニウムマトリックス原子との結晶構造関係を有しない非密着性粒子を例示する図である。その様な合金は、高温では殆ど或いは全く実用性を持たない。
【００１２】
ニッケルは、アルミニウムと反応して、高温環境に長期間暴露される事による劣化効果に抵抗する安定な金属相であるＡｌ3Ｎｉ2とＡｌ3Ｎｉ化合物を形成して高温での合金の引張り強度を改善する。
ストロンチウムは、Ａｌ−Ｓｉの共融相を変性する為に使用される。１２質量％以下のケイ素を有するＡｌ−Ｓｉ合金の強度と柔軟性は、Ａｌ−Ｓｉ変性剤としてストロンチウムを使用する事によって、更に細かい粒子を伴い実質的に改善される。燐は、ケイ素濃度が１２質量％を超え、好ましくは１４〜２０質量％の時に、ケイ素の一次粒径を変性する為に使用される。有効な変性は極めて低い添加水準において達成されるが、０．００１〜０．１質量％の回収されたストロンチウムと燐の範囲が一般的に使用される。
合金内で適切に機能するこれらの強度化のメカニズムの為には、鋳造製品は、化学組成と加熱処理履歴の独特な組合せを持たなければならない。熱処理は、独特な化学組成の性能を最大限にする為に特別に設計される。上で検討された様に、本発明の合金の例外的な性能は、独特の熱処理手順による次の強度化メカニズムの組合せによって達成される。本発明の合金に対する熱処理は、合金中のθ′とＳ′相の形成を最大限にし、Ｃｕ／Ｍｇ比を調節する事により高温でのθ′相を安定化させ、且つ、Ｔｉ、Ｖ及びＺｒの同時添加メカニズムで更なる強度化の為のＡｌ3（Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ）化合物の形成を最大限にする為に開発された。
【００１３】
最大高温強度は、４〜１２時間で２０４℃（４００°Ｆ）〜２６０℃（５００°Ｆ）での熟成から成るＴ５熱処理を使用する事によって達成された。熱処理手順は、独特な合金組成を補完し、均一な分散と最適な粒径を持つ沈殿物の最大量を形成する。この様に、本発明の合金は、化学組成と熱処理加工の独特の組合せの故に、従来の合金よりも優れた性質を有する。
本発明の合金は、２６０℃（５００°Ｆ）〜３７１℃（７００°Ｆ）での引張り強度の劇的な改善を達成する為に、外部の加圧の手助け無しに、７１８℃〜７８７℃（約１３２５°Ｆ〜１４５０°Ｆ）の温度範囲で通常の重力鋳造を使用して加工される。然しながら、本発明の合金が、高圧鋳造法の様な加圧鋳造技術を使用して鋳造される時は、引張り強度の更なる改善が得られる事が期待される。
【実施例】
【００１４】
製品、例えば、シリンダーブレッド、エンジンブロック又はピストンは、この合金から鋳造され、鋳造品は、次いで、１５分〜４時間、４８２℃〜５３７℃（９００°Ｆ〜１０００°Ｆ）の温度で溶解される。この溶解工程の目的は、望ましくない沈殿物を溶解して合金中に存在する分域を減少させる為である。２６０℃（５００°Ｆ）〜３７１℃（７００°Ｆ）の温度での用途には、この溶解処理は必要でないかも知れない。
溶解後、鋳造製品は、４８℃〜１４８℃（１２０°Ｆ〜３００°Ｆ）、最も好ましくは７６℃〜１２１℃（１７０°Ｆ〜２５０°Ｆ）の範囲内で、急冷媒体中で急冷される。最も好ましい急冷媒体は水である。急冷後、鋳造製品は２１８℃〜２５１℃（４２５°Ｆ〜４８５°Ｆ）の温度で６〜１２時間熟成される。
図７は、本発明により製造された鋳造製品の高温における極限引張り強度（ＵＴＳ）における劇的な改善を示す図表である。これは、本発明の合金と、三つの周知の従来の合金（３３２、３９０及び４１３）の比較を示す図表である。この図表は、全ての試験片を、それぞれ１００時間、２６０℃（５００°Ｆ）、３１５℃（６００°Ｆ）、３７１℃（７００°Ｆ）の温度に暴露した後の（２６０℃（５００°Ｆ）、３１５℃（６００°Ｆ）及び３７１℃（７００°Ｆ）でテストされた）極限引張り強度を比較するものである。本発明により調製された鋳造製品の引張り強度は、３７１℃（７００°Ｆ）でテストした場合、従来の共晶４１３．０合金で調製されたものの３倍以上、亜共晶３３２．０及び３９０．０合金で調製されたものの４倍以上である。
【００１５】
本発明の合金は、バルク合金形態で使用されても良い。又、アルミニウム金属マトリックス複合体（ＭＭＣ）の製造の為の合金マトリックスとして使用されても良い。その様な複合体は、粒子、ホイスカー、チョップト繊維及び長繊維の形態の充填材料を含むマトリックスとして、本発明のアルミニウム合金を含む。ＭＭＣを製造するのに最も一般的な方法の一つは、小粒子又はホイスカーの形態の様々なセラミック材料を機械的に混合、攪拌して熔融アルミニウム合金とするものである。この方法は、金属複合体のコンポキャスティング又は攪拌キャスティングと呼ばれている。攪拌キャスティング方法では、熔融金属浴中への充填材料の混合と攪拌が含まれる。装置は、通常、熔融アルミニウム合金の中に隠れているパドル型混合インペラーを駆動させる電動モーター付きの、熔融アルミニウム合金を含む加熱坩堝から成る。充填材料は、金属表面上に、円滑にして連続的な供給を確保する為に調節された速度でゆっくりと坩堝中に注入される。温度は、通常、アルミニウム合金を半固体条件に保ち充填材料の混合均一性を高める為に液化温度以下に維持される。
混合インペラーがゆっくりした速度で回転するにつれて、強化粒子を表面から溶融体中へ引き込む渦が発生する。インペラーは、粒子の表面から吸着されたガスを除去する助けとなる高水準の剪断力を創り出す様に設計される。又、高剪断は、粒子を熔融アルミニウム合金中に巻き込み、粒子の濡れを促進して、ＭＭＣ内での充填材料の均質な分散を高める。
【００１６】
金属複合体中の充填材料は、寸法が一般的に１００ｎｍ未満の直径を持つθ′とＳ′粒子又はＡｌ3Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ）粒子と混同されてはならない。アルミニウムＭＭＣ中に添加される充填材料又は強化材料は、通常、５００ｎｍを超え、一般的には１〜２０ミクロンの範囲の最少直径を有する。
アルミニウム金属マトリックス複合体を作る為の適当な強化材料としては、炭化ケイ素（ＳｉＣ）、酸化アルミニウム（Ａｌ2Ｏ3）、炭化ホウ素（Ｂ4Ｃ）、窒化ホウ素（ＣＮ）、炭化チタン（ＴｉＣ），酸化イットリウム（Ｙ2Ｏ3）、黒鉛、ダイヤモンド粒子及びそれらの混合物が挙げられる。これらの強化材料は、約６０容量％まで、更に好ましくは５〜３５容量％の体積分率で存在する。
本発明は、その特定の好ましい実施態様に関して詳細に述べられている。この詳細の変化及び変更は、添付の特許請求の範囲で定義される本発明の精神と範囲から逸脱する事無しに行われても良い事が理解される。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】周りのアルミニウムマトリックス原子と同じ格子パラメーターと結晶構造関係を有する密着性粒子を例示する図である。
【図２】周りのアルミニウムマトリックス原子との結晶構造関係を有しない非密着性粒子を例示する図である。その様な合金は、高温では殆ど或いは全く実用性を持たない。
【図３】室温で観察される従来の合金の合金θ′とＳ′密着相のサイズと形状を示す電子顕微鏡写真。
【図４】室温で観察される本発明の合金の合金強化θ′とＳ′密着相のサイズ、形状及び量を示す電子顕微鏡写真。
【図５】従来の合金が１００時間、３１５℃（６００°Ｆ）に暴露された後の、従来の合金の、図３で観察されるθ′とＳ′密着相の、望ましくないθとＳ非密着相への変態を示す電子顕微鏡写真。
【図６】本発明の合金を１００時間、３１５℃（６００°Ｆ）に暴露した後の、本発明の合金の高度に安定なθ′とＳ′密着相を示す電子顕微鏡写真。従来の合金とは異なり、本発明の合金は、尚、高温用途にとって望ましい微細構造のθ′とＳ′密着相を保持する。
【図７】本発明の合金と、三つの周知の従来の合金（３３２、３９０及び４１３）の比較を示す図表である。この図表は、全ての試験片を、それぞれ１００時間、２６０℃（５００°Ｆ）、３１５℃（６００°Ｆ）、３７１℃（７００°Ｆ）の温度に暴露した後の（２６０℃（５００°Ｆ）、３１５℃（６００°Ｆ）及び３７１℃（７００°Ｆ）でテストされた）極限引張り強度を比較するものである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【国際調査報告】
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