(57)【要約】【課題】高強度および高延性のアルミニウム基合金が提供される。【解決手段】高強度および高延性のアルミニウム基合金は、３から１８．５原子パーセントのニッケルと、３から１４．０原子パーセントのイットリウムとを含む。この合金は、失透状態にあり、４０パーセント未満の金属間化合物相を含む。【選択図】図５
2004263297.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
３．０から１８．５重量パーセントのニッケルと、３．０から１４．０重量パーセントのイットリウムと、残部のアルミニウムとから成り、失透状態にあり、４０パーセント未満の金属間化合物相を含み、高強度および高延性を特徴とするアルミニウム基合金。
【請求項２】
前記合金は、金属間化合物相の板状微細構造を含むことを特徴とする請求項１記載のアルミニウム基合金。
【請求項３】
重量パーセントの割合で、以下の、
マグネシウム：０．１〜６．５％、
スカンジウム：０．０５〜５．０％、
チタン：０．１〜４．０％、
ジルコニウム：０．１〜４．０％、
鉄：０．１〜３．５％、
コバルト：０．１〜３．５％、
ガドリニウム：０．１〜１０．０％、
の少なくとも１つを含むことを特徴とする請求項１記載のアルミニウム基合金。
【請求項４】
重量パーセントの割合で、以下の、
マグネシウム：１．０〜６．０％、
スカンジウム：０．１〜２．０％、
チタン：０．５〜３．５％、
ジルコニウム：１．０〜２．０％、
鉄：１．０〜２．０％、
コバルト：１．０〜２．０％、
ガドリニウム：５．０〜９．０％、
の少なくとも１つを含むことを特徴とする請求項３記載のアルミニウム基合金。
【請求項５】
以下の合金添加物：
ガドリニウム、
セリウム、
プラセオジム、
ネオジム、
スカンジウム、および、
イットリウム、
の少なくとも１つを合計で３から３３重量パーセント含むことを特徴とする請求項１記載のアルミニウム基合金。
【請求項６】
前記合金添加物の合計は、７〜１４重量パーセントであることを特徴とする請求項５記載のアルミニウム基合金。
【請求項７】
前記金属間化合物相は、以下の、
Ａｌ3Ｙ  、
Ａｌ3Ｎｉ  、
Ａｌ16Ｎｉ3Ｙ  、
Ａｌ9Ｎｉ3Ｙ  、
の少なくとも１つを含むことを特徴とする請求項１記載のアルミニウム基合金。
【請求項８】
少なくとも１つの金属間化合物相の微細構造が、板状であることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム基合金。
【請求項９】
前記合金は、α−Ａｌの面心立方マトリックスを形成するように失透され得るガラス質マトリックスを含むことを特徴とする請求項１記載のアルミニウム基合金。
【請求項１０】
３．０から１８．５重量パーセントのニッケルと、３．０から１４．０重量パーセントのイットリウムと、残部のアルミニウムとを含むアルミニウム合金のビレットを形成し、
このビレットを、７００〜９００°Ｆの範囲の温度、および、１０：１より大きな押し出し比において押し出す、
ことを含むことを特徴とするアルミニウム合金を製造する方法。
【請求項１１】
前記押し出すことは、１０：１から２５：１の範囲の押し出し比、および、７５０〜８４０°Ｆの範囲の押し出し温度において実施されることを特徴とする請求項１０記載の方法。
【請求項１２】
前記ビレットを形成することは、１０5〜１０6℃／秒の冷却速度を得るのに十分な大きさを有する前記アルミニウム合金の粒子を形成し、
この粒子を容器内に配置し、
この容器をガラス転移温度より２５〜３０°Ｆ低い温度に加熱するとともに、４０〜１２０ｋｓｉの範囲の圧力を掛けて、ビレットを形成する、
ことを含むことを特徴とする請求項１０記載の方法。
【請求項１３】
前記粒子を形成することは、７５ミクロンまたはそれを下まわる平均の大きさを有する粒子を形成することを含むことを特徴とする請求項１２記載の方法。
【請求項１４】
前記粒子を形成することは、少なくとも１２０〜１５０ｐｓｉの圧力、および、少なくとも８５％のヘリウムを含む雰囲気において前記材料を噴霧することを含むことを特徴とする請求項１２記載の方法。
【請求項１５】
３．０から１８．５重量パーセントのニッケルと、３．０から１４．０重量パーセントのイットリウムと、残部のアルミニウムとから成り、失透状態にあり、４０パーセント未満の金属間化合物相を含むことを特徴とするアルミニウム基合金。
【請求項１６】
室温で５％より大きな延性と、１００ｋｓｉより大きな降伏強さとを有することを特徴とする請求項１５記載のアルミニウム基合金。
【請求項１７】
室温で１０％より大きな延性を有することを特徴とする請求項１５記載のアルミニウム基合金。
【請求項１８】
少なくとも３００℃の温度で５％より大きな延性と、少なくとも２５ｋｓｉの降伏強さとを有することを特徴とする請求項１５記載のアルミニウム基合金。
【請求項１９】
３．０から１８．５重量パーセントのニッケルと、３．０から１４．０重量パーセントのイットリウムと、０．１から６．５重量パーセントのマグネシウム、０．０５から５．０重量パーセントのスカンジウム、０．１から４．０重量パーセントのチタン、０．１から４．０重量パーセントのジルコニウム、０．１から３．５重量パーセントの鉄、０．１から３．５重量パーセントのコバルト、および０．１から１０重量パーセントのガドリニウムから成る群より選択される少なくとも１つの添加物と、残部のアルミニウムとから成り、失透状態にあり、４０パーセント未満の金属間化合物相を含むことを特徴とするアルミニウム基合金。
【請求項２０】
３．０から１８．５重量パーセントのニッケルと、３．０から１４．０重量パーセントのイットリウムと、合計で３．０から３３重量パーセントのガドリニウム、セリウム、プラセオジム、ネオジム、およびスカンジウムから成る群より選択される少なくとも１つの合金添加物と、残部のアルミニウムとから成り、失透状態にあり、４０パーセント未満の金属間化合物相を含むことを特徴とするアルミニウム基合金。
【請求項２１】
３．０から１８．５重量パーセントのニッケルと、３．０から１４．０重量パーセントのイットリウムと、０．１から６．５重量パーセントのマグネシウム、０．０５から５．０重量パーセントのスカンジウム、０．１から４．０重量パーセントのチタン、０．１から４．０重量パーセントのジルコニウム、０．１から３．５重量パーセントの鉄、０．１から３．５重量パーセントのコバルト、および０．１から１０重量パーセントのガドリニウムから成る群より選択される少なくとも１つの添加物と、合計で３．０から３３重量パーセントのガドリニウム、セリウム、プラセオジム、ネオジム、およびスカンジウムから成る群より選択される少なくとも１つの合金添加物と、残部のアルミニウムとから成り、失透状態にあり、４０パーセント未満の金属間化合物相を含むことを特徴とするアルミニウム基合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、アルミニウム基合金に関し、より詳細には、失透状態において高強度および高延性のアルミニウム基合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
ガラス質アルミニウム基合金は、航空宇宙産業において構造用途に考えられてきた。これらの合金は、希土類元素と遷移金属元素の少なくとも一方の添加を伴うことがあり得る。そのような合金は、一般に２００ｋｓｉを超える高い引張り強さを有する。しかしながら、不都合なことには、これらの材料は、ガラス状態においてバルク形態で、あったとしても少ししか延性を明白には示さない。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
これらの材料に延性を付与しようとする努力において、さまざまな度合いの失透が、熱処理によって誘導されてきたが、これらの材料は、依然として脆いままであることが見出された。これは、これらの材料が、良好なガラス形成可能性のために希土類元素と遷移金属元素の少なくとも一方を相対的に高い原子パーセントで有しているという事実に由来すると思われ、結果として、このような合金は、失透状態において１つの金属間化合物相または複数の金属間化合物相を高体積分率で一般に有しており、その結果、全く脆く、構造材料として役に立たない合金となる。
【０００４】
従って、本発明の主な目的は、上述した不都合を克服するとともに、失透状態において高強度および高延性により特徴付けられる、アルミニウム基合金を提供することである。
【０００５】
本発明のさらなる目的と利点は、以下に明らかになるであろう。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明に従うと、上述した目的は容易に達成されることが見出された。
【０００７】
本発明のアルミニウム基合金は、３．０から１８．５重量パーセントのニッケル、好ましくは４．０から１８．５重量パーセントのニッケルと、３．０から１４．０重量パーセントのイットリウム、好ましくは７．０から１４．０重量パーセントのイットリウムと、残部のアルミニウムとから成り、この合金は、失透状態にあり、４０パーセント未満の金属間化合物相を含む。さらなる合金成分も含み得る。
【０００８】
本発明に従うと、ここで、本発明のアルミニウム基合金は、失透状態において高強度および高延性により特徴付けられることが見出された。
【０００９】
本発明のさらなる特徴は、以下に明らかになるであろう。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
本発明は、添付の図面を考慮してより容易に理解できるであろう。
【００１１】
図１にＡｌ−Ｙ−Ｎｉ系の室温等温線図を示す。以下の表１にＡｌ−Ｙ−Ｎｉ系の５つの合金組成をその特性と共に示す。
【００１２】
【表１】
2004263297.tif 000003
【００１３】
図２には、図１に示されるＡｌ−Ｙ−Ｎｉ系のＡｌの多い端部の詳細を、表１に従って調製した５つの合金組成と共に示す。
【００１４】
表１の各合金は失透していた。表１を参照すると、これらの合金の特性は、直接、第二相の体積分率と共に変化することが明らかになるであろう。合金は、表１に示されるように体積分率が約４０％を超えるとあまりにも脆くなる。
【００１５】
最良の全体特性を有する材料は、合金３であり、この合金３は、合金１〜４の微細構造を示す図３から明らかに示されるように、他の合金とは異なる微細構造を有していた。図３に明らかに示されるように、合金３の金属間化合物第二相の微細構造は、板状であった。板状形態は、複合強化の機構に起因して高温強度特性に有利である。
【００１６】
高分解能ＴＥＭは、図４に示すように、合金３に対して上述した板が２つの相から成るように見えることを示している。第１の相は、Ａｌ9Ｎｉ3Ｙに類似しているようであり、板の内側に生じており（溶質がより多い）、一方、第２の相は、板の外側に生じているようであり、Ａｌ16Ｎｉ3Ｙに類似しているようである（溶質がより少ない）。
【００１７】
Ａｌ9Ｎｉ3ＹとＡｌ16Ｎｉ3Ｙは、熱力学的に競合するように思われるであろう。Ａｌ9Ｎｉ3Ｙの生成を促進するようにガラス組成を処理するのが好ましいであろう。このことの重要性は、熱力学的に好ましい相としてＡｌ9Ｎｉ3Ｙを有するＡｌ−Ｙ−Ｎｉ系の平衡状態図を示す図５から理解できる。図５の合金３と合金４の間の点によって擬二元組成が例示されていると考えるならば、Ａｌ16Ｎｉ3Ｙの体積分率は４０％であるが、Ａｌ9Ｎｉ3Ｙの体積分率は２５％であることが明らかになる。このように、この組成では、良好なガラス形成可能性を有するのに十分な溶質があるが、失透状態では、Ａｌ9Ｎｉ3Ｙ相の体積分率は低く、従って、機械的特性は損なわれない。
【００１８】
与えられた組成がＡｌ9Ｎｉ3Ｙを生成できるように熱力学と速度論を巧みに扱うことが重要である。これは、以下に概略を述べる処理によって達成できる。
【００１９】
第一に、合金は、ガラス質マトリックスを形成できる必要があるが、このマトリックスは、存在するα−Ａｌを有していても、有していなくてもよい。この説明の目的のために、粉末冶金処理について述べていると仮定できるとはいえ、本発明は、粉末冶金処理に限定されるものではない。用途の条件に依存して、ダイ鋳造、ストリップ鋳造、その他などの技術を使用できる。
【００２０】
第二に、処理の進行において、例えば、粉末の脱ガスおよびビレットへの圧密中には、ガラス転移温度のすぐ上で材料を処理するのが望ましい。α−Ａｌ相は、熱力学的に最も好ましい相なので、核生成し、非常に高密度の球体として成長するであろう。この成長は、ある程度まで継続し、停止することが観察された。これは、拡散場衝突に起因するのかもしれない。一方、電子エネルギー損失分光（ＥＥＬＳ）は、高濃度の希土類元素（ＲＥ）が、α−Ａｌ球体を取り囲み、この球体へのＡｌのさらなる拡散を妨げていることを示した。このＲＥの多い領域は、Ａｌが少ないことにもなるであろう。
【００２１】
時間が経過し続けるにつれて、α−Ａｌ粒子の近くに第二相の生成が生じることになる。α−Ａｌ球体の周りの領域は、非常に溶質が多く、許容できる平衡濃度よりかなり高いので、生成する第二相は、溶質が多いものになる。従って、イットリウム含有系では、Ａｌ16Ｎｉ3Ｙに対して、Ａｌ9Ｎｉ3Ｙが生成する。Ａｌ9Ｎｉ3Ｙの生成が結晶化開始時間の前に完了すると、ガラスは、溶質が欠乏することになり、それは、単にα−Ａｌに結晶する。Ａｌ9Ｎｉ3Ｙの生成が結晶化（失透）の前に完了しないと、ガラス中の溶質レベルは、Ａｌ9Ｎｉ3Ｙの生成の初めにあったよりは低くなるであろうが、α−Ａｌのものよりは高くなり、Ａｌ16Ｎｉ3Ｙが、Ａｌ9Ｎｉ3Ｙ上に不均一に核生成し、周囲を取り囲む殻に成長することになる。これによって、変態Ａｌガラスから希土類、この場合はイットリウム、が欠乏することになり、それは、α−Ａｌに結晶化することになる。
【００２２】
一旦、Ａｌ9Ｎｉ3Ｙ相が核生成し、成長し始めると、１つまたは複数の相の大きさおよび形状は、次に続いて材料が保持される温度によって調節できる。すなわち、高密度のα−Ａｌを得るためのガラス転移温度より上での処理の後に、高くもあるいは低くもなるように時効温度を調節でき、それによって、第二相の大きさおよび形状を調整する。すなわち、温度が低くなればなるほど、大きさはより微細になり、あるいは、温度が高くなればなるほど、大きさはより大きくなる。我々は、図３の合金３に示される板状構造が得られることを見出したので、温度が低くなればなるほどより好ましい。より高い温度では、結果として、図３の構造１、２、および４となる。従って、複合強化は、もはや活性でなくなり、それによって、高強度特性は、それほど良好ではなくなる。
【００２３】
Ａｌ−Ｙ−Ｎｉ−Ｘ系では、ガラス質状態は、結晶質状態の機械的特性に比較して結果として優れた機械的特性となる微細構造を形成する。このように、本発明は、ガラス質噴霧粉末などのガラス質材料（但し、粉末に限らない）を形成するような合金化学組成を含んでおり、このガラス質材料は、結晶質材料が完全に欠如していてもあるいは欠如していなくてもよいが、所望の割合のガラス質となっている材料を有しており、このガラス質となっている材料は、α−Ａｌの面心立方マトリックスと、準安定であろうと平衡であろうと合計で体積が４０％未満となる第二相と、を形成するように、制御されていない方法または制御された方法で失透され得る。α−Ａｌマトリックスは、例えばマグネシウム、スカンジウム、チタン、鉄、ジルコニウム、コバルト、およびガドリニウムなどといった他の存在する元素を有していても、有していなくてもよいが、存在するならば、そのような元素は、より良好なガラス形成可能性、強化、結晶粒または第二相の純化、または他の有益な目的を生成するように、意図的にまたは意図せずに導入され得るものである。このような材料は、最初に、材料が速い冷却速度を必要とする粉末冶金法を用いて調製でき、あるいは、ロール鋳造、ダイ鋳造などの鋳造処理、あるいはフロートガラス処理などといったより遅い冷却速度を生じさせる処理によって調製できる。
【００２４】
存在し得る通常の付加的元素は、重量パーセントの割合で、以下の、
マグネシウム：０．１〜６．５％、好ましくは、１．０〜６．０％、
スカンジウム：０．０５〜５．０％、好ましくは、０．１〜２．０％、
チタン：０．１〜４．０％、好ましくは、０．５〜３．５％、
ジルコニウム：０．１〜４．０％、好ましくは、１．０〜２．０％、
鉄：０．１〜３．５％、好ましくは、１．０〜２．０％、
コバルト：０．１〜２．０％、好ましくは、１．０〜２．０％、
ガドリニウム：０．１〜１０．０％、好ましくは、５．０〜９．０％、
の１つまたは複数を含む。
【００２５】
以下の合金添加物：
ガドリニウム、
セリウム、
プラセオジム、
ネオジム、
スカンジウム、および、
イットリウム、
の少なくとも１つを合計で３〜３３重量パーセント、好ましくは７〜１４重量パーセント含むこともできる。
【００２６】
これらの合金添加物は、本発明の合金に有利である。例えば、ジルコニウムの添加は、高温において合金をより熱的に安定にするのを助け、スカンジウムの添加は、
Ａｌ3ＳｃxＴｉ1-x  、
ＡｌＳｃxＴｉyＺｒ1-x-y  、
のような、延性の損失なしで合金を強化する金属間化合物を形成するのを助ける。チタンの添加は、高温での熱安定性を向上させるのを助ける。
【００２７】
本発明の合金は、有利なことには、室温で５％より大きな、好ましくは１０％より大きな延性と、１００ｋｓｉ〜１３０ｋｓｉの降伏強さとを得ることができる。また有利なことには、本発明の合金は、少なくとも３００℃（５７５°Ｆ）の温度で少なくとも５％、好ましくは１０％より大きな延性と、少なくとも２５ｋｓｉ、好ましくは４０〜６０ｋｓｉの降伏強さを得ることができる。  
【００２８】
本発明の合金は、４０％未満の金属間化合物、好ましくは２５〜３５％の金属間化合物を有することによっても特徴付けられる。ここで使用されるように、脆い合金は、０．５％未満の伸びを有するものとして定義されており、低延性は、０．５％＜Ｄ＜５％を意味する。
【００２９】
本発明の合金を製造する好ましい方法は、以下に説明する。
【００３０】
工程Ｉ：粉末の気体噴霧。材料は、るつぼ内に配置され、噴霧されて、１０5〜１０6℃／秒の冷却速度を得るのに十分な大きさを有する粒子が形成される。同じ冷却速度は、°Ｆ／秒に使用することもできる。この処理は、ガラス質粉末を形成するために好ましい。平均の粉末の大きさは、７５ミクロンまたはそれを下まわる。噴霧は、少なくとも１２０〜１５０ｐｓｉ、好ましくは少なくとも２００ｐｓｉの圧力において行うのが好ましい。気体成分は、８５Ｈｅ−１５アルゴンまたは他の不活性ガスを使用できる。理想的な気体成分は、１００％ヘリウムである。
【００３１】
工程ＩＩ：粉末のビレットへの真空熱間プレス。粉末は、アルミニウム容器に注がれ、容器は、真空排気される。容器は、ガラス転移温度より２５〜３０°Ｆ低い温度、例えば、表１の合金３および合金４では約３８０°Ｆに加熱される。４０ｋｓｉ〜１２０ｋｓｉの範囲で圧力が掛けられ、ビレットが形成される。
【００３２】
工程ＩＩＩ：ビレットの棒材への押し出し。工程ＩＩで得られたビレットは、７００〜９００°Ｆ、好ましくは７５０〜８４０°Ｆの温度で棒材に押し出される。押し出し比（ビレット寸法または直径の棒材寸法または直径に対する比）は、より良好な材料特性に対しては、１０：１より大きく、好ましくは、１０：１から２５：１である。
【００３３】
上述した方法は、
ＡｌＮｉＹ  、
Ａｌ23Ｎｉ6Ｙ4  および、
Ａｌ9Ｎｉ3Ｙ  、
のように、より溶質の多い相を生じさせるように構成される。これらによって、より低い体積分率、より良好な延性特性、および、より大きなガラス形成可能性、が可能となる。うすい構造を生成すると、延性が低下する。
【００３４】
あるいは、溶射成形、ダイ鋳造、または上述の鋳型を用いることができる。方法は、好ましくは、ガラス転移温度の２５から３０°Ｆ以内で、前もって使用または使用される。
【００３５】
理解されるように、ここに説明または示した例示に限定されるものでなく、本発明を実施するための最良の態様の単なる例示と見なされ、操作の詳細および部品の形態、大きさ、構成などの変形が可能である。本発明は、むしろ、特許請求の範囲により規定される本発明の精神および範囲内にある全てのそのような変形を含むものである。
【図面の簡単な説明】
【００３６】
【図１】Ａｌ−Ｙ−Ｎｉ系の室温等温線図である。
【図２】Ａｌ−Ｙ−Ｎｉ系の室温等温線図のＡｌの多い端部を示す図１と同様の室温等温線図である。
【図３】実施例の合金１〜４のＴＥＭ微細構造を示す図である。
【図４】実施例の合金３の板の側面の高分解能ＴＥＭ像である。
【図５】Ａｌ−Ｙ−Ｎｉ系の平衡状態図である。
【図１】
2004263297.tif 000004
【図２】
2004263297.tif 000005
【図５】
2004263297.tif 000006
【図３】
2004263297.tif 000007
【図４】
2004263297.tif 000008