【誤訳訂正書】
【提出日】平成26年7月23日(2014.7.23)
【誤訳訂正１】
【訂正対象書類名】特許請求の範囲
【訂正対象項目名】全文
【訂正方法】変更
【訂正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
析出硬化系アルミニウム合金の鋳造アルミニウム材料であって、
前記アルミニウム合金は、重量％で、
０．３〜１．５のＳｉ、好ましくは０．５〜１．１のＳｉ、
０．３〜１．５のＭｇ、好ましくは０．５〜１．５のＭｇ、および最も好ましくは０．６５〜１．２のＭｇ、
０．６未満のＭｎ、好ましくは０．０５〜０．３、最も好ましくは、０．０８〜０．１５のＭｎ、
０．５未満のＣｕ、好ましくは０．４未満、最も好ましくは０．０５〜０．２のＣｕ、  ０．５未満のＦｅ、好ましくは０．３未満のＦｅ、
０．３未満のＮｂ、
０．３未満のＶ、好ましくは０．０１〜０．１のＶ、
０．３未満のＣｒ、
０．２未満のＺｎ、好ましくは０．１未満Ｚｎ、
０．２未満のＴｉ、好ましくは０．０１〜０．１のＴｉ、
０．２未満のＭｏ、
０．２未満のＺｒ、
各々が０．０５重量％以下であるとともに合計で０．１５重量％以下である不可避の不純物、
を有し、残部がアルミニウムであり、
２つの別個のゾーンからなる結晶粒、樹状結晶またはセルからなり、前記２つの別個のゾーンのうち第１の中心ゾーンは、アルミニウムと包晶的に反応可能な元素が濃縮されており、第２のゾーンは、アルミニウムと共晶的に反応可能な元素が濃縮されており、アルミニウムと共晶的に反応可能な前記元素はＳｉおよびＭｇであり、
前記第２のゾーンは前記第１のゾーンを包囲し、前記第１のゾーンは、ＬＯＭの干渉コントラストにおいて丘状に盛り上がった包晶部分として、横断面上で測定された体積全体の２０％〜５０％を占める、鋳造アルミニウム材料。
【請求項２】
前記析出硬化系アルミニウム合金は、３より大きな、好ましくは５より大きな、および最も好ましくは８より大きな複合分配係数Σｋと、０．０２ｘ［共晶合金元素（重量％）］を超える包晶元素の比率と、を有する包晶合金元素を含み、これにより、前記包晶ゾーンにおける局所的共晶元素量を０．８ｘ［前記合金の平均的共晶合金元素量（重量％）］未満へ抑制可能とする、請求項１に記載の鋳造アルミニウム材料。
【請求項３】
前記アルミニウム合金は、重量％単位において、
０．３〜１．５のＳｉ、
０．３〜１．５のＭｇ、好ましくは０．５〜１．５のＭｇ、
０．６未満のＭｎ、好ましくは０．０５〜０．３０、最も好ましくは０．０８〜０．１５のＭｎ、
０．５未満のＣｕ、好ましくは０．４未満、最も好ましくは０．０５〜０．２のＣｕ、
０．５未満のＦｅ、好ましくは０．３未満のＦｅ、
０．０２〜０．１５のＮｂ、
０．３未満のＶ、好ましくは０．０１〜０．１のＶ、
０．３未満のＣｒ、
０．２未満のＺｎ、好ましくは０．１未満Ｚｎ、
０．２未満のＴｉ、好ましくは０．０１〜０．１のＴｉ、
０．２未満のＭｏ、
０．２未満のＺｒ、および
不可避の不純物として各々が０．０５重量％以下であるとともに合計で０．１５重量％以下の不純物、
を有し、残部がアルミニウムである、請求項１又は２に記載の鋳造アルミニウム材料。
【請求項４】
前記アルミニウム合金のＭｇ／Ｓｉ比率は＞１である、請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋳造アルミニウム材料。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋳造アルミニウム材料の変形によって得られる鍛造アルミニウム材であって、前記変形時において、硬質層および軟質層（包晶層および共晶層）が交互に重なった層状微細構造が前記材料中において得られる、鍛造アルミニウム材。
【請求項６】
前記材料は、押し出しによって変形される、請求項５に記載の鍛造アルミニウム材。
【請求項７】
前記材料は、鍛造によって変形される、請求項５に記載の鍛造アルミニウム材。
【請求項８】
前記材料は、再結晶した結晶粒構造を有する、請求項５〜７のいずれか一項に記載の鍛造アルミニウム材。
【請求項９】
２つのゾーンからなる鋳造組織が得られるように鋳造速度を制御して析出硬化系アルミニウム合金を鋳造し、前記２つのゾーンのうち第１のゾーンは、ＬＯＭの干渉コントラストにおいて丘状に盛り上がった包晶部分として、横断面上で測定された全体量の２０％〜５０％を占める、請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋳造アルミニウム材料を生産する方法。
【請求項１０】
前記鋳込材料を任意選択的に均質化するステップと、
前記ビレットを任意選択的に事前加熱するステップと、
前記鋳造組織を変形させて、異なる機械的性質の層が交互に重なった層構造の材料を生成するステップと、
前記材料を冷却するステップと、
前記材料を任意選択的に加熱処理するステップと、
を含む、請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋳造アルミニウム材料から鍛造アルミニウム材を生産する方法。
【請求項１１】
前記材料は、押し出しまたは鍛造によって変形される、請求項１０に記載の方法。
【請求項１２】
自動車および鉄道車両における、請求項５〜８のいずれかに一項に記載の鍛造アルミニウム材の使用。
【誤訳訂正２】
【訂正対象書類名】明細書
【訂正対象項目名】全文
【訂正方法】変更
【訂正の内容】
【発明の詳細な説明】
【発明の名称】層状の微細構造を有する損傷耐性アルミニウム材
【技術分野】
【０００１】
本発明は、層状の微細構造を有する損傷耐性アルミニウム材、並びにこのアルミニウム材を生産するのに適した析出硬化系アルミニウム合金、およびアルミニウム材を生産する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
本発明は、アルミニウム材の生産および特に損傷耐性鍛造アルミニウム材に関する。
【０００３】
先行技術から、従来から知られている方法で生産されたアルミニウム材について、強度、延性と損傷許容性とは一般に互いに反比例し、抗張力のレベルが増加すると通常、延性および損傷許容性が下がることが知られている。
【０００４】
特許文献１に知られている従来の方法では、合金は重量％で、Ｍｎを最大０．６、Ｃｒを最大０．３、Ｚｒを最大０．２５、Ｍｇを０．２５〜１．２，Ｓｉを０．３〜１．４，Ｔｉを０．１〜０．４含み、ＦｅおよびＺｎを含む付随する不純物を０．５以下含み、残余としてのＡｌを含んで使用され、ここでＴｉは固溶体で存在する。好ましいＳｉ／Ｍｇ比率は１．４である。合金はビレットに鋳造され、次に均質化される。ビレットは改良した耐破壊特性を備えた材料を生産するために押出される。
【０００５】
応力腐食割れ耐性を有する、押出された、または圧延された材料が、特許文献２で検討されている。この特許文献２で使用される組成は、合金元素の均質な分布を備えた従来の微細構造を生み出す。特許文献２は、鋳造組織の結晶粒の大きさを小さくするために鋳造速度と鋳造後の冷却速度を大きくしなれければならないとさらに主張している。高い損傷許容性を有する材料は、これによっては生産されない。
【０００６】
特許文献３では、Ｓｉを０．６８〜０．７７、Ｆｅを０．１６〜０．２４、Ｃｕを０．２〜０．３２、Ｍｎを０．６８〜０．７７、Ｍｇを０．５８〜０．６７、Ｃｒを＜０．０４、Ｚｎを＜０．１、Ｔｉを＜０．１、Ｖを＜０．０４、他の元素を＜０．３含み、残余がＡｌであるアルミニウム合金は、２８０ＭＰａを超える降伏強度を備えた自動車産業の製品を生産するために使用される。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】欧州特許第１９８７１７０号明細書
【特許文献２】特開２００８−７６２９７号公報
【特許文献３】欧州特許第２１０３７０１号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、材料の高強度を維持すると同時に改良された損傷許容性を備えた鍛造アルミニウム材の生産を可能にする条件を提供することを目的とする。
【０００９】
本発明の目的は、独立請求項１に従う鋳造アルミニウム材料と、独立請求項１０に従うアルミニウム合金と、独立クレーム１２に従う鋳造アルミニウム材料の生産の制御方法とによって達成される。実施形態は従属請求項から与えられる。
【００１０】
したがって、鍛造アルミニウム材に強度、延性および損傷許容性の優れた組み合わせを提供する、著しく異なる機械的特性を持つ層を交互に重ねて構成される微細構造を有する鍛造アルミニウム材が達成される。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
層構造は、２つのゾーン、すなわちアルミニウムと包晶的に反応できる元素が濃縮された第１の中心ゾーンと、この第１のゾーンを取り囲む、アルミニウムと共晶的に反応できる元素が濃縮された第２のゾーンと、を有する結晶粒から構成された鋳造組織を備える析出硬化系アルミニウム合金の変形によって形成される。層構造の効果を達成するために、アルミニウム合金は、重量％での共晶元素の含有量の０．０２倍以上の比率で、３を上回る、好ましくは５を上回る、および最も好ましくは８を上回る複合分配係数を備えた包晶合金元素を含むべきである。
【００１２】
本発明は、アルミニウムと包晶的に反応できる元素が濃縮された第１の中心ゾーンと、アルミニウムと共晶的に反応できる元素が濃縮された、第１のゾーンを囲む第２のゾーンと、の２つの別個のゾーンを有する結晶粒、デンドライトあるいはセルからなる鋳造組織を含む析出硬化系アルミニウム合金のアルミニウム材料を提供する。ここで、第１のゾーンは、ＬＯＭの干渉コントラストにおいて丘状に盛り上がった包晶部分として、横断面上で測定された、全ビレット体積の１％〜８５％、好ましくは１０％〜７０％、最も好ましくは２０％〜５０％を占める。
【００１３】
本発明はさらに、それによって層状の微細構造を備えた材料が生産される、鋳造アルミニウム材料の変形によって生産される鍛造アルミニウム材を提供するとともに、２つのゾーンを有する鋳造組織であって、第１のゾーンが、ＬＯＭの干渉コントラストにおける丘状に盛り上がった包晶部分として横断面上で測定された、全ビレット体積の１％〜８５％、好ましくは１０％〜７０％、最も好ましくは２０％〜５０％を占める、２つのゾーンを有する鋳造組織を生じるように鋳造速度をコントロールすることによって、前記材料を生産する方法を提供する。
【００１４】
鍛造アルミニウム材は、損傷許容性が前提条件である自動車部品のような、特に損傷許容性を必要とする用途において優れた候補材料である。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】本発明による鋳造されたままの材料の横断面を示す模式図、および変形後に得られた層構造の模式図であり、結晶粒内においてＡは包晶元素が濃縮された中心ゾーンを示し、Ｂは結晶粒の共晶元素が濃縮された周囲ゾーンを示す。
【図２】１．２％（Ｍｇ＋Ｓｉ）を含有する、凝固したＡｌＭｇＳｉ合金の結晶粒の異なる領域におけるＭｇ＋Ｓｉの、エネルギー分散型Ｘ線分光法によって明らかにされた、これら領域における包晶合金元素の再分配を重量％含有量の関数として示す図である。
【図３ａ】従来のアルミニウム材の曲げにおける損傷許容性を示す図であり、図中１は垂直亀裂を示す。
【図３ｂ】図３ａにおけるのと同じ強度レベルで、本発明によるアルミニウム材を曲げた時の損傷許容性を示す図であり、図中２は小さな停止した縦方向の亀裂を示す。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明において、損傷耐性鍛造アルミニウム材は、著しく異なる機械的性質を持つ層が交互に重なって構成されており、この層構造は最終製品の構造内の顕微鏡的なレベルにおいても別個のままである。図１を参照されたい。この層構造は、高強度かつ向上した損傷許容性を示す。損傷許容性は、欠陥を安全に保持する能力に関わる構造特性である。
【００１７】
本発明は、１つの態様において損傷耐性アルミニウム材を生産するプロセスを提供し、このプロセスにおいて、鋳造プロセスは２つのゾーンを有する結晶粒から成る鋳造組織を生産し；それらの体積の１％〜８５％は包晶元素が濃縮されたゾーン（以下「包晶ゾーン」と呼ぶ）から、またそれらの体積の１５％〜９９％は共晶元素が濃縮された周囲ゾーン（以下「共晶ゾーン」と呼ぶ）から成る。本発明の凝固工程は拡張包晶凝固と呼ばれ、我々は、共晶元素に対して選択された包晶合金元素の所定の割合では、異なる組成を有する２つの別個のゾーンを備えた鋳造組織が、従来の均一な鋳造組織とは逆に、各結晶粒内に形成されることを見出した。この拡張包晶凝固は、合金元素の非常に強い再分配をもたらし、望ましい２つのゾーンからなる構造を生じさせる。２つのゾーンからなる構造の形成は、鋳造プロセスのコントロール、例えば、鋳造の幾何学、鋳造速度、溶解物の金属ヘッドおよび温度に依存する。
【００１８】
包晶ゾーンは、少なくとも０．０２ｘ［共晶元素（重量％）］ｘ［包晶元素のΣｋ］を持つ微細構造構成成分として定義され、ここでΣｋは複合分配係数である。包晶元素は、共晶元素の局所的含有量を合金含有量のごく少量に抑えることができる。このようにして、望ましい２つのゾーンの微細構造は形成される。
【００１９】
図２は、包晶合金元素の局所的含有量の関数として１結晶粒内の共晶元素再分配の例を示す。この分布は、約１．２重量％のＭｇ＋Ｓｉを有するＡｌＭｇＳｉ合金に対するエネルギー分散型Ｘ線分光法によって明らかにされた。包晶合金元素の局所的含有量が０．２％以上である場合、第２のゾーンと第１のゾーンとのＭｇ＋Ｓｉ比率が１：２以下である、２つの別個のゾーン（Ｍｇ＋Ｓｉが多いゾーン、およびＭｇ＋Ｓｉが少ないゾーン）を備えた微細構造が形成されることが明確に見られる。
【００２０】
包晶合金元素の強さは、それらの３より大きい、好ましくは５より大きい、および最も好ましくは８より大きくなければならない複合分配係数Σｋ、および０．０２ｘ［共晶混合物合金成分（重量％）］より大きくなければならない容量によって限定されて包晶ゾーンの局所的共晶成分を０．８ｘ［合金の平均共晶合金元素量（重量％）］未満に抑制できる。分配係数３より下では、２つのゾーン構造は生まれない。分配係数は３より大きくかつ８未満である場合、２つのゾーン構造は形成されるが顕著ではなく、したがって、いくつかの場合では、鍛造生成物の十分な層構造が得られない。
【００２１】
複合分配係数は、包晶温度における二成分系の個々の係数の合計として計算される；（Ｔｉについて７．５、Ｖについて３．９、Ｍｏについて２．５、Ｎｂについて１．９、Ｚｒについて２．５、Ｃｒについて２、Ｚｎについて１．１、Ｗについて２．７、Ｈｆについて２．４、Ｔａについて２．５）。
【００２２】
包晶元素を付加した析出硬化系アルミニウム合金の鋳造中の凝固速度は、上記の再分配に十分な時間を与えるとともに、包晶ゾーンの少なくとも１％を備えた微細構造を生産するために、遅くなければならない。上記したように、２つのゾーン構造の形成は鋳造プロセスのコントロールに、したがって凝固速度に依存する。凝固速度は、好ましくは、特に表２を参照した下記の例の条件下で最大限で９０ｍｍ／分の鋳造速度に対応すべきである。一般的には、凝固時間、即ち、鋳造中の完全な液状と完全な凝固材料状との間の時間は、本発明の技術的範囲内の合金のすべての組成について少なくとも７５秒、好ましくは少なくとも１００秒にコントロールされるべきである。
【００２３】
圧延、押し出しまたは鍛造のような鋳造された材料の成形の後、軟層と硬層とが交互に重ねられた層構造が得られる。この理由で、本発明に従う包晶／共晶の初期構造から得られた層状材料は、損傷許容性と抗張力との優れた組み合わせを生じさせる。
【００２４】
鋳造後、アルミニウム合金は均質化されてもよい。均質化処理の目的は、通常、ＭｇとＳｉとを溶解して、鋳造過程から生じる可能性がある残留応力を平均化させ、鍛造された結晶粒構造をコントロールするための分散質タイプの粒子を形成すること、およびアルミニウム合金の凝固中に形成された鋭利なまたは針状の形状を有する金属間化合物を球状化することである。本発明によると、合金元素の再分配は望ましくない。したがって材料が均質化される場合、ゾーン間の機械的特性における違いを増加させる主目的のためには、低い均質化温度が高い均質化温度に対して好ましい。
【００２５】
均質化の後に、合金は、例えば空冷によって冷却される。さらに、合金は好ましくは５００℃未満の範囲の温度で予備加熱され、次いで、押し出され、圧延され、鍛造されて良い。押し出し、圧延または鍛造の後、本発明のアルミニウム合金は、例えば水、散水、強制空気、他の冷却液、あるいは窒素によって、焼き入れ、理想的にはプレス焼き入れされる。
【００２６】
次のステップで、材料は、機械的および物理的な特性の望ましいレベルまで時効処理される。好ましくは、本発明の合金は、望ましい焼き戻しにまで人工的に時効処理され、これは、特に塑性変形による運動エネルギーを吸収する高い能力を必要とする用途に使用する場合には、理想的にはＴ７などの過時効である。代替的に、アルミニウム合金は、より高い強度用のＴ６条件若しくは時効不足の条件まで時効にかけることができ、または低温形成可能性および／または付加的な熱処理応答を改善するために、５０℃から１２０℃の範囲の温度で安定化焼鈍にかけることができる。
【００２７】
完全な処理処置サイクルの後に、材料は、多くの種類の製品へ加工できる。アルミニウム合金は、とりわけ自動車および鉄道車両における用途に適した衝突コンポーネントなどの、高い損傷許容性を必要とする用途に特に適している。本発明によるアルミニウム合金は好ましくは押し出しによって処理されるが、さらに、それはコンポーネントの疲労性能に対して損傷不耐性の材料では逆効果を持つ圧延され鍛造される構造合金、例えば自動車のサスペンション部品にもまた適している。
【００２８】
増加した延性および損傷許容性は、ネッキングの出現に対する歪を増加させるとともにネッキング中の歪の局在化を抑制する層構造と、増加した真破断歪に反映される増加した耐破壊性と、に由来する。
【００２９】
合金成分の選択
改良された特性は、所望の微細構造を形成することができれば、アルミニウムの組成に決定的に依存するわけではない。従って、２ＸＸＸ，６ＸＸＸ，７ＸＸＸおよび８ＸＸＸ合金などのすべての析出硬化系アルミニウム合金は、本発明による材料を生産するために使用することができる。
【００３０】
適切なレベルの強度を得るために、０．３％〜１．５％のＭｇおよび０．３％〜１．５％のＳｉを含むＡｌＭｇＳｉ合金は、鋳造および均質化された材料における適切な量の２つの構成要素からなる構造を生産するのに十分であるとともに、熱間加工の後に層構造を生産するのに十分な、少なくとも０．０２ｘ［共晶合金元素（重量％）］の包晶合金の添加を行わなければならないことがわかった。Ａｌと包晶反応できる元素は、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＴａおよびＷである。
【００３１】
本発明による好ましい組成は、以下の合金元素（重量％）を含むアルミニウム合金によって与えられる。：
Ｓｉ：０．３〜１．５、好ましくは０．５〜１．１、
Ｍｇ：０．３〜１．５、好ましくは０．５〜１．５、より好ましくは０．６５〜１．２、
Ｃｕ：＜０．５、好ましくは＜０．４、最も好ましくは＜０．２５、
Ｍｎ：＜０．６、好ましくは０．０５〜０．３、より好ましくは０．０８〜０．１５、
Ｎｂ：＜０．３、好ましくは０．０２〜０．１５、
Ｖ：＜０．３、
Ｔｉ：＜０．２、
Ｍｏ：＜０．２、
Ｃｒ：＜０．３、
Ｚｒ：＜０．２、
Ｚｎ：＜０．２、
Ｆｅ：＜０．５、好ましくは＜０．３、
不可避的不純物の各々：＜０．０５、合計：＜０．１５、および
残余アルミニウム。
【００３２】
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金の強度を最適化するために、硬化性析出物を作るためのできるだけ多くのＭｇおよびＳｉが使用されることを確実にするように、ＭｇおよびＳｉ含有量を選ぶべきである。硬化性粒子は約１のＳｉ／Ｍｇモル比率を有することが一般的に知られている。Ｓｉ含有量は、０．３％〜１．５％、好ましくは０．５％〜１．１％である。この範囲において、０．３％〜１．５％、好ましくは０．５％〜１．５％、より好ましくは０．６５％〜１．２％のＭｇ含有量との組み合わせで使用された場合に強度が最適化される。Ｍｇ／Ｓｉの範囲は好ましくは＞１であり、その結果Ｍｇの余剰が形成される。余剰のＭｇあるいはＳｉによって、ＭｇまたはＳｉが析出物を形成しないことが理解されるべきである。余剰のＭｇは、材料全体の強度にはほとんど寄与しないが、結晶粒界の強度には有利な効果を有する。余剰のＭｇはＳｉの結晶粒界への拡散を制限するとともに、層構造との組み合わせで損傷許容性を改善することにおいて重要である。
【００３３】
０．６％未満、好ましくは０．３％から０．０５％の、より好ましくは０．１５％から０．０８％のＭｎ含有量によって、本発明によるアルミニウム合金は、押し出し並びに熱処理の間および後の高温割れにはそれほど敏感ではなくなるとともに、細かい結晶粒の再結晶した微細構造を提供する。さらに、上記範囲のＭｎ含有量で、機械的特性と押し出し成形性との最適点が、熱間延性およびα型のＦｅ含有金属間化合物の形成に対するＭｎの有益な効果によって得られる。
【００３４】
包晶合金元素は、３より大きい、好ましくは５より大きい、さらに最も好ましくは８より大きい複合分配係数Σｋ、および０．０２ｘ［共晶元素（重量％）］ｘ［Σｋ］より大きな包晶反応の強度が得られるように選択されなければならない。実験結果は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｈｆ、ＴａおよびＷから、好ましくはＴｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｂから、最も好ましくは、Ｔｉ、Ｖ、ＭｏおよびＮｂから選択された包晶合金元素間に、包晶温度ｘΣｋ（＜８）で二成分系用の個々の係数の合計から計算された上述の包晶反応力を増加させることができる追加的な相乗効果があることを示す。
【００３５】
Ｃｕは、本発明によるアルミニウム合金に０．５％まで存在しうる。１つの好ましい態様では、Ｃｕは最大０．４％、より好ましくは最大０．２５％存在する。
【００３６】
Ｃｒおよび／またはＺｒの任意の追加は、包晶構成要素を強化するために使用されるだけでなく、さらに結晶粒構造をコントロールするために使用される。したがって、ＣｒおよびＺｒの一方または両方を、０．３％未満のＣｒおよび／または０．２％未満のＺｒの範囲で加えることができる。追加すると、再結晶しなかった粒状組織を得ることができる。
【００３７】
Ｚｎは不純物元素であると考えられていて、０．２％まで許容できるが、０．１％未満が好適である。
【００３８】
Ｆｅは強度にわずかな増加をもたらすが、完成コンポーネントの使用中に破壊を生じさせる場合のある金属間化合物粒子の不都合な形成のリスクを減らすために、０．５％以下、好ましくは０．３％未満の量でしか存在すべきではない。
【００３９】
残余は、アルミニウムと、使用される原料または製造工程に起因するような、不可避的不純物とである。通常は、不純物元素それぞれは最大０．０５重量％で存在し、不純物の合計は最大０．１５重量％である。
【００４０】
本発明が、以下にいくつかの例によって説明されるが、それらは本発明の範囲を限定するものではない。
【００４１】
［実施例］
表１は、いくつかの比較材料（合金Ｃ、Ｅ、Ｆ、Ｇ）および本発明の範囲以内にある合金（合金Ａ、Ｂ、Ｄ）の化学組成を重量％で列挙している。これらのアルミニウム合金のすべては、包晶成分の形成に対する組成の影響および鋳造速度を評価するためにＤＣ鋳造された。
【００４２】
表２は、いくつかの比較変形物、および本発明による、包晶成分が２０％より多い鋳造組織を生産した改良型（改良型Ａ２、Ａ３およびＢ２、Ｂ３）の、合金および鋳造速度のリストを示す。
【００４３】
包晶成分が２０％より多い、直径が２５４ｍｍである鋳造ビレット（改良型Ａ２、Ｂ２、Ｄ）および比較材料（合金Ｃ、Ｅ〜Ｇ）を次のステップによって処理した：
５４５℃を維持して均質化；
空冷；
約４６０℃に予備加熱；
２つの穴を有する型で箱状外形に押し出し加工；
水でプレス焼入れ；
異なる方法での時効
【００４４】
同様の包晶元素／共晶元素の比率を有する合金Ｂと合金Ｄとの比較は、合金へＮｂを添加すると２つのゾーン構造が生じ、Ｃｒを添加してもこの効果がもたらされないことを示す。したがって、Ｎｂは、包晶反応全体への貢献により期待されているものに加えて他の合金元素との相乗効果を与えるように見える。
【００４５】
表３は、Ｔ６（１９５℃で４．５時間）での合金Ａ２、Ｂ２、ＣおよびＤの機械的特性を示す。「Ｒｍ」は極限伸張強度であり、「Ｒｐ０．２」は、０．２％の降伏強度であり、Ａ５（破断伸び）である。損傷許容性は垂直割れの進展の量として定義される。図３に示されるように、そのような割れが進展する場合、その材料は損傷許容性を有しないと見なされる。１つの構成要素を有する材料の、本発明による２つの構成要素を有する材料との曲げにおける挙動の比較を図３に示す。本発明による材料を示す図３ｂでは、停止した小さな層状の割れだけが見える。本発明による層状材料は、比較材料（図３ａ）の大きな垂直の割れと比較して、層間の短い層状の割れを停止させることができる。
【００４６】
【表１】
2013525608.tif 000001
【００４７】
【表２】
2013525608.tif 000002
【００４８】
【表３】
2013525608.tif 000003
【符号の説明】
【００４９】
１  垂直の亀裂
２  小規模の停止した縦方向の亀裂