(57)【要約】  本願発明は、アルミニウム系合金の高強度鋳造および鍛造の冶金学の分野に関し、負荷の下で動作可能な不可欠なデザインで使用される物品を製造するために使用され、輸送分野、スポーツ産業およびスポーツイクイップメントの分野でも使用され、電子デバイスのケーシングを製造するためにも使用され、および、他のエンジニアリング産業および工業セクタにおいても使用される。エージング硬化処理中に二次相の形成によって生じる析出硬化により、インゴットおよび鋳造品を鋳造する間に高い加工可能性を与えつつ、合金から生成された物品の機械的特性を強化することを技術的効果とするものである。亜鉛、マグネシウム、ニッケル、鉄、銅、および、ジルコニウム、ならびに、付加的に、チタン、スカンジウムおよびクロムからなる群より選択される少なくともひとつの金属を含む高強度アルミニウム系合金は、それぞれの濃度（ｗｔ％）が亜鉛3.8-7.4、マグネシウム1.2-2.6、ニッケル0.5-2、鉄0.3-1.0、銅0.001-0.25、ジルコニウム0.05-0.2、チタン0.01-0.05、スカンジウム0.05-0.10、クロム0.04-0.15、および、残部アルミニウムを含み、鉄およびニッケルが、共晶遷移から生じ、少なくとも２ｖｏｌ％の体積濃度を示す、Ａｌ９ＦｅＮｉ相のアルミナイドを有利に形成する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
亜鉛、マグネシウム、ニッケル、鉄、銅、および、ジルコニウム、ならびに、付加的に、チタン、スカンジウムおよびクロムをからなる群より選択される少なくともひとつを含む高強度アルミニウム系合金であって、それぞれのｗｔ％濃度が
亜鉛                  3.8-7.4
マグネシウム          1.2-2.6
ニッケル              0.5-2.5
鉄                    0.3-1.0
銅                    0.001-0.25
ジルコニウム          0.05-0.2
チタン                0.01-0.05
スカンジウム          0.05-0.10
クロム                0.04-0.15
アルミニウム          残部
であって、
鉄およびニッケルが、２ｖｏｌ％より大きいフラクション体積のＡｌ９ＦｅＮｉ共晶相のアルミナイドを好適に作成する、ことを特徴とするアルミニウム系合金。
【請求項２】
ジルコニウムおよびチタンの合計が０．２５ｗｔ％未満である、ことを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム系合金。
【請求項３】
ジルコニウム、チタン、およびスカンジウムの合計が０．２５ｗｔ％未満である、ことを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム系合金。
【請求項４】
ジルコニウムおよびスカンジウムの合計が、０．２５ｗｔ％未満である、ことを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム系合金。
【請求項５】
ジルコニウム、チタン、およびクロムの合計が、０．２５ｗｔ％未満である、ことを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム系合金。
【請求項６】
ニッケルと鉄の存在比がＮｉ／Ｆｅ≧１である、ことを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム系合金。
【請求項７】
鉄およびニッケルは、粒子サイズが２μｍ未満の共晶アルミナイドを作成する、ことを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム系合金。
【請求項８】
アルミニウムは、不活性アノードを使った電気分解により製造される、ことを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム系合金。
【請求項９】
ジルコニウムおよびチタンは、粒子サイズが２０ｎｍ未満で、かつ、ＬＩ２結晶格子を有する実質的に二次剥離形式である、ことを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム系合金。
【請求項１０】
Ｚｎ／Ｍｇ＞２．７の条件が満たされる、ことを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム系合金。
【請求項１１】
亜鉛、マグネシウム、ニッケル、鉄、銅、および、ジルコニウム、ならびに、付加的に、チタンおよびクロムを含む高強度アルミニウム系合金であって、それぞれのｗｔ％濃度が
亜鉛                5.7-7.2
マグネシウム          1.9-2.4
ニッケル              0.6-1.5
鉄                    0.3-0.8
銅                    0.15-0.25
ジルコニウム          0.11-0.14
チタン                0.01-0.05
クロム                0.04-0.15
アルミニウム          残部
であって、
鉄およびニッケルが、２ｖｏｌ％より大きいフラクション体積のＡｌ９ＦｅＮｉ共晶相のアルミナイドを好適に作成し、
ジルコニウムおよびチタンの合計が０．２５ｗｔ％未満である、ことを特徴とするアルミニウム系合金。
【請求項１２】
ニッケルと鉄の存在比がＮｉ／Ｆｅ≧１である、ことを特徴とする請求項１１に記載のアルミニウム系合金。
【請求項１３】
鉄およびニッケルは、粒子サイズが２μｍ未満の共晶アルミナイドを作成する、ことを特徴とする請求項１１に記載のアルミニウム系合金。
【請求項１４】
アルミニウムは、不活性アノードを使った電気分解により製造される、ことを特徴とする請求項１１に記載のアルミニウム系合金。
【請求項１５】
ジルコニウムおよびチタンは、粒子サイズが２０ｎｍ未満で、かつ、ＬＩ２結晶格子を有する実質的に二次剥離形式である、ことを特徴とする請求項１１に記載のアルミニウム系合金。
【請求項１６】
Ｚｎ／Ｍｇ＞２．７の条件が満たされる、ことを特徴とする請求項１１に記載のアルミニウム系合金。
【請求項１７】
亜鉛、マグネシウム、ニッケル、鉄、銅、および、ジルコニウム、ならびに、付加的に、チタンおよびスカンジウムを含む高強度アルミニウム系合金であって、それぞれのｗｔ％濃度が
亜鉛                  5.5-6.2
マグネシウム          1.8-2.4
鉄                    0.3-0.6
銅                    0.01-0.25
ニッケル              0.6-1.5
ジルコニウム          0.11-0.15
チタン                0.02-0.05
スカンジウム          0.05-0.10
アルミニウム          残部
であって、
鉄およびニッケルが、２ｖｏｌ％より大きいフラクション体積のＡｌ９ＦｅＮｉ共晶相のアルミナイドを好適に作成する、ことを特徴とするアルミニウム系合金。
【請求項１８】
ジルコニウム、チタン、およびスカンジウムの合計が０．２５ｗｔ％未満である、ことを特徴とする請求項１７に記載のアルミニウム系合金。
【請求項１９】
ニッケルと鉄の存在比がＮｉ／Ｆｅ≧１である、ことを特徴とする請求項１７に記載のアルミニウム系合金。
【請求項２０】
鉄およびニッケルは、粒子サイズが２μｍ未満の共晶アルミナイドを作成する、ことを特徴とする請求項１７に記載のアルミニウム系合金。
【請求項２１】
アルミニウムは、不活性アノードを使った電気分解により製造される、ことを特徴とする請求項１７に記載のアルミニウム系合金。
【請求項２２】
ジルコニウム、チタン、およびスカンジウムは、粒子サイズが２０ｎｍ未満で、かつ、ＬＩ２結晶格子を有する実質的に二次剥離形式である、ことを特徴とする請求項１７に記載のアルミニウム系合金。
【請求項２３】
Ｚｎ／Ｍｇ＞２．７の条件が満たされる、ことを特徴とする請求項１７に記載のアルミニウム系合金。
【請求項２４】
請求項１から２３のいずれか一項に記載のアルミニウム系合金から作成された物品。
【請求項２５】
それは、鍛造品である、ことを特徴とする請求項２４に記載の物品。
【請求項２６】
それは、圧延シートおよびプレスプロファイルを含む群から選択される、ことを特徴とする請求項２５に記載の物品。
【請求項２７】
それは、鋳造品形式である、ことを特徴とする請求項２４に記載の物品。
【請求項２８】
高強度合金から作成される鍛造物品の製造方法であって、当該方法は、
溶融を準備する工程と、
溶融結晶化により、インゴットを製造する工程と、
前記インゴットを均質化アニールする工程と、
均質化された前記インゴットを加工することにより、鍛造物品を製造する工程と、
前記鍛造物品を加熱する工程と、
硬化させるために前記鍛造物品を所定の温度で保持する工程と、
前記鍛造物品を水硬化する工程と、
前記鍛造物品をエージング処理する工程と
を備え、
前記合金は、請求項１から２３のいずれか一項に記載の合金であり、
前記インゴットは、５６０℃未満の温度でアニール処理することにより均質化され、
前記鍛造物品は、硬化のために、３８０℃から４５０℃の範囲の温度で保持され、
前記鍛造物品は１７０℃未満の温度でエージング処理される、ことを特徴とする方法。
【請求項２９】
前記鍛造物品は、少なくとも２つのステップでエージング処理され、それは、９０℃から１３０℃の温度での第１ステップと、１７０℃までの温度での第２ステップを含む、ことを特徴とする請求項２８に記載の方法。
【請求項３０】
前記鍛造物品は、少なくとも７２時間の間、室温で保持することによりエージング処理される、ことを特徴とする請求項２８に記載の方法。
【請求項３１】
高強度合金から作成される鋳造品の製造方法であって、当該方法は、
溶融を準備する工程と、
鋳造品を製造する工程と、
前記鋳造品を加熱する工程と、
硬化させるために前記鋳造品を所定の温度で保持する工程と、
前記鋳造品を水硬化する工程と、
前記鋳造品をエージング処理する工程と
を備え、
前記合金は、請求項１から２３のいずれか一項に記載の合金であり、
前記鋳造品は、硬化のために、３８０℃から５６０℃の範囲の温度で保持され、
前記鋳造品は、１７０℃未満の温度でエージング処理される、ことを特徴とする方法。
【請求項３２】
前記鋳造品は、少なくとも２つのステップでエージング処理され、それは、９０℃から１３０℃の温度での第１ステップと、１７０℃までの温度での第２ステップを含む、ことを特徴とする請求項３１に記載の方法。
【請求項３３】
前記鋳造品は、少なくとも７２時間の間、室温で保持することによりエージング処理される、ことを特徴とする請求項３１に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本願発明は、高強度鋳造および鍛造されたアルミニウム系合金の冶金学の分野に関し、クレームに記載された発明は、負荷の下で動作可能な不可欠なデザインで使用される物品を製造するために使用され、輸送分野で使用される、自動車部品の製造を含み、鉄道輸送用の鋳造ホイールリム、部品を含み、飛行機、ヘリコプターなどの航空機の部品、および、ミサイル用部品を含み、スポーツ産業およびスポーツイクイップメントの分野における、自転車、スクーター、エクササイズイクイップメントの製造用の部品、並びに、エンジニアリングおよび工業マネージメントの他の分野における電子デバイスのケーシングの製造用部品を含む。
【背景技術】
【０００２】
シルミン（Ａｌ−Ｓｉ系）は、最もポピュラーな鋳造合金である。この系の合金の強度を改善するために、主要なドーピング元素として、銅およびマグネシウム（Ａ３５４およびＡ３５６シリーズの合金に対して典型的）が使用される。これらの合金はしばしば約３００および３８０ＭＰａ以下の強度レベル（Ａ３５６およびＡ３５４シリーズの合金に対して）を示し、それは、成形された鋳造を得るための従来の方法で使用される場合に、これらの材料の最大値である。
【０００３】
ＡＭ５シリーズ（σ＝４００−４５０ＭＰａ）の商業的アルミニウム鋳造合金は、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｎ系に属する(Alieva  S.  G.,  Altman  M.  B.,  Ambartsumyan  S.  M.  et  al.  Promyshlennye  alyuminievye  splavy  (Industrial  aluminum  alloys).  /Reference  book./  Moscow,  Metallurgiya,  p.528,  1984)。このような合金の主な欠点は、成形された鋳造品の製造および最初の永久鋳型鋳造に関して多くの問題を引き起こす、貧弱な鋳造特性による比較的低い鋳造パフォーマンスを含む。
【０００４】
高強度鍛造合金の中で、特別の注意は、高い機械的特性を有するＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系の合金にふさわしく、特に、σ＝６００ＧＰａが、加熱処理条件Ｎｏ．Ｔ６のもとでの鍛造半仕上げ物品に対して達成される(Aluminum.  Properties  and  Physical  Metallurgy,  Ed.  J.  Hatch,  1984)。例えば、７ｘｘｘ合金からプレスされた物品のような鍛造反仕上げ物品を製造する主な方法は、溶融を準備する工程、インゴットの鋳造工程、インゴットの均質化工程、変形処理および熱処理強化工程（例えば、条件を合金成分および所望の機械的特性に対する要件に基づいて選択する必要がある場合、熱処理条件Ｎｏ．Ｔ６のもとで）を含む。高強度鍛造合金および、それから鍛造半仕上げ物品を製造するための方法の主な欠点は、鋳造フラクチャーを生じさせる傾向の増加による平坦および円筒インゴットの貧弱な鋳造特性、貧弱なアルゴンアーク溶接特性、および、最初の鉄およびシリコン含量（これらは合金内で有害な不純物である）による一次アルミニウム純度に対する高い要求を含む。
【０００５】
欧州特許第１８８５８９８号に開示された、航空および自動車産業に使用される鋳造用のＡｌ−ＺｎーＭｇ−Ｃｕ−Ｓｃ系の高強度合金が周知である。当該合金は４−９％のＺｎ、１−４％のＭｇ、１−２．５％のＣｕ、＜０．１％のＳｉ、＜０．１２％のＦｅ、＜０．５％のＭｎ、０．０１―０．０５％のＢ、＜０．１５％のＴｉ、０．０５−０．２％のＺｒ、０．１−０．５％のＳｃが高強度特性を有する鋳造物の製造に使用され（Ａ３５６合金より１００％だけ高い）、鋳造方法として、低圧力鋳造、重力ダイキャスティング、圧電結晶鋳造、および、そのほかの鋳造方法が使用される。この発明の欠点の中で、特別に注意すべきは、化学成分内にエレメントを形成する共晶混合物がないことであり（合金構造が実質的にアルミニウム溶液である場合）、したがって、比較的複雑な成形鋳造品が製造されることが制限される。付加的に、合金の化学成分は、使用されるべき比較的純粋な一次アルミニウムグレードおよび、しばしば非合理的なスカンジウム（例えば、低い冷却速度による砂型鋳造）を含む遷移金属の少ない添加物の組みあわせの存在を要求する、制限された量の鉄を含む。
【０００６】
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系の他の周知の高強度合金および、プレスされ、スタンプされ、圧延された半仕上げ物品が、米国特許出願公開第２００５００５８５６８号に開示されている。そこで提案されたアルミニウム合金は、６．７−７．５％のＺｎ、２．０−２．８％のＣｕ、１．６−２．２％のＭｇ、および、付加的に、０．０８−０．２％のＺｒ、０．０５−０．２５％のＣｒ、０．０１−０．５％のＳｃ、０．０５−０．２％のＨｆ、０．０２−０．２％のＶ、および、＜０．２％のＳｉ＋Ｆｅの群から選択される少なくともひとつを含む。この材料を使って製造された鍛造半仕上げ物品は、高い機械的特性およびフラクチャー耐性の組みあわせをもたらす。この合金は、延長された結晶インターバルによって生じる鋳造インゴット内に高温クラックを生じさせる大きい傾向を有し、それが、アルゴンアーク溶接を使用することを不可能にし、かつ、鉄およびシリコン含量に対する低い制限限界を与える。
【０００７】
米国特許出願公開２００７００３９６６８号には、高強度合金の中に、５−８％のＺｎ、１．５−３％のＭｇ、および、０．５−２％のＣｕ−Ｎｉを有するアルミニウム系材料が開示されている。典型的な７ｘｘｘシリーズの合金から差別化しているこの材料の特徴は、３．５−１１ｖｏｌ％のアルミナイド構造内で生成されるニッケル相の合金構造である。材料は、鍛造半仕上げ物品（プレス、圧延による）を製造するために使用され、および、成形鋳造物品を製造するために使用される。この材料の欠点は、１）超純粋なアルミニウムを使用する必要があること、２）合金固相を減少させる銅添加物の存在、従って、熱処理のステージにおいてニッケル金属間相の特定のサイズを得る能力を制限することである。
【０００８】
ロシア国特許第２４８４１６８号には、提案された発明に最も近い高強度アルミニウム系合金が開示されている。この合金は、ドーピング濃度（ｗｔ％）が、５．５−６．５％のＺｎ、１．７−２．３％のＭｇ、０．４−０．７％のＮｉ、０．３−０．７％のＦｅ、０．０２−０．２５％のＺｒ、０．０５−０．３％のＣｕである、アルミニウムベースを含む。この合金は、４５０ＭＰａより大きい終局抵抗により特徴づけられる成形鋳造物品を製造するために使用され、５００ＭＰａより大きい終局抵抗により特徴づけられるロール状シート材料の形式で鍛造半仕上げ物品を製造するのに使用される。この発明の欠点は、アルミニウム溶液が修正されずに残され、それは、ある場合に（鋳造物およびインゴットの）鋳造ホットクラックのリスクを減少させるのに必要であり、付加的に、合金内の鉄の最大量は、アイアンリッチな原料を使用することを可能にする０．７％未満であることである。この合金から作られる鋳造物、インゴット、および、鍛造半仕上げ物品は、Ａｌ３Ｚｒのジルコニウム相の二次剥離のできるだけ粗大化のために、４５０℃以上で連続的に加熱される。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本願発明は、成形された鋳造物およびインゴットを得るための（特に、高い鋳造特性）高いパフォーマンスおよび高い機械的特性により特徴づけられる１％までのＦｅを含む、新規な高強度アルミニウム合金を与える。
【００１０】
本願発明により得られる技術的効果は、インゴットおよび鋳造物の製造用の高パフォーマンスの付与による、分散硬化を通じた、強化相の二次剥離から生じる合金から作られた物品の強度特性を強化する点にある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本願発明のひとつの態様に従い、上記した技術的効果は、高強度アルミニウム系合金により得られる。当該合金は、下記の濃度（ｗｔ％）の亜鉛、マグネシウム、ニッケル、鉄、銅、および、ジルコニアを含み、付加的に、チタン、スカンジウム、およびクロムを含む群から選択された少なくともひとつの金属を有し、
亜鉛                  3.8-7.4
マグネシウム          1.2-2.6
ニッケル              0.5-2.5
鉄                    0.3-1.0
銅                    0.001-0.25
ジルコニウム          0.05-0.2
チタン                0.01-0.05
スカンジウム          0.05-0.10
クロム                0.04-0.15
アルミニウム          残部
ここで、鉄およびニッケルは、Ａｌ９ＦｅＮｉ共晶相のアルミナイドを好適に作成し、そのフラクション体積は、２ｖｏｌ％より大きい。
【００１２】
本願発明のいくつかの好適実施形態にしたがい、それぞれ別個に、または、組み合わせて、以下の要件に一致しなければならない。
ジルコニウムおよびチタンの合計量が０．２５ｗｔ％未満、
ジルコニウム、チタンおよびスカンジウムの合計量が０．２５ｗｔ％未満、
ジルコニウムおよびスカンジウムの合計量が０．２５ｗｔ％未満、
ジルコニウム、チタン、およびクロムの合計量が０．２０ｗｔ％未満、
存在比率がＮｉ／Ｆｅ≧１、
鉄およびニッケルが、２ミクロン未満の粒子サイズの共晶アルミナイドを作成し、
高強度合金が、不活性アノードを使って電解して製造されたアルミニウムからなり、
ジルコニウムおよびチタンは、２０ｎｍ未満の粒子サイズおよびＬＩ２結晶格子を有する、実質的に二次剥離形式であり、
条件Ｚｎ／Ｍｇ＞２．７が充足される。
【００１３】
本願発明の好適な実施形態に従い、技術的効果は、高強度アルミニウム系合金によって得られ、当該合金は、下記の濃度（ｗｔ％）の亜鉛、マグネシウム、ニッケル、鉄、銅、および、ジルコニウム、ならびに、付加的に、チタンおよびクロムを含む群から選択される少なくともひとつの金属を含み、
亜鉛                  5.7-7.2
マグネシウム          1.9-2.4
ニッケル              0.6-1.5
鉄                    0.3-0.8
銅                    0.15-0.25
ジルコニウム          0.11-0.14
チタン                0.01-0.05
クロム                0.04-0.15
アルミニウム          残部
ここで、鉄およびニッケルは、Ａｌ９ＦｅＮｉ共晶相のアルミナイドを好適に作成し、そのフラクション体積は、２ｖｏｌ％より大きく、ジルコニウムおよびチタンの合計量は０．２５ｗｔ％未満である。
【００１４】
本願発明の他の好適実施形態に従い、技術的効果は高強度のアルミニウム系合金により達成され、当該合金は、下記の濃度（ｗｔ％）の亜鉛、マグネシウム、ニッケル、鉄、銅、および、ジルコニウム、ならびに、付加的に、チタンおよびスカンジウムを含む群から選択される少なくともひとつの金属を含み、
亜鉛                5.5-6.2
マグネシウム        1.8-2.4
鉄                  0.3-0.6
銅                  0.01-0.25
ニッケル            0.6-1.5
ジルコニウム        0.11-0.15
チタン              0.02-0.05
スカンジウム        0.05-0.10
アルミニウム        残部
ここで、鉄およびニッケルは、Ａｌ９ＦｅＮｉ共晶相のアルミナイドを好適に作成し、そのフラクション体積は、２ｖｏｌ％より大きい。
【００１５】
本願発明の他の態様に従い、ジルコニウム、チタン、および、スカンジウムの合計量は０．２５ｗｔ％未満である。
【００１６】
本願発明の他の態様に従い、当該合金は、鋳造物または他の半仕上げ品または物品の形式である。好適な実施形態に従い、当該合金から作成された物品は、鍛造物品である。当該鍛造物品は、圧延製品（シートまたはプレート）で、パンチされ、かつ、プレスされたプロファイルの形式で製造される。好適実施形態に従い、物品は、鋳造物の形式で作成される。
【００１７】
他の態様に従い、本願発明は、高強度合金から作成される鍛造物品の製造方法を与える。当該方法は、溶融を準備する工程と、溶融結晶化によりインゴットを製造する工程と、インゴットを均質化アニール処理する工程と、均質化されたインゴットを加工することにより鍛造物品を製造する工程と、鍛造物品を加熱する工程と、硬化させるために鍛造物品を所定の温度で保持する工程と、鍛造物品を水硬化される工程と、鍛造物品をエージング処理する工程とを有し、均質化アニール処理工程は、５６０℃未満の温度で実行され、鍛造物品は３８０℃−４５０℃の範囲の温度で硬化するために保持され、鍛造物品は、１７０℃未満の温度でエージングされる。
【００１８】
好適実施形態に従い、鍛造物品のエージング処理は、９０−１３０℃の温度での第１ステップ、および、１７０℃までの温度での第２ステップを含む少なくとも２つのステップと、少なくとも７２時間の間室温で保持することとにより、実行される。
【００１９】
他の態様に従い、本願発明は、高強度合金から鋳造物を製造するための方法を与え、当該方法は、溶融を準備する工程と、鋳造物を製造する工程と、鋳造物を加熱する工程と、硬化させるために所定の温度で保持する工程と、鋳造物を水硬化させる工程と、鋳造物をエージング処理する工程とを有し、鋳造物は硬化させるために３８０−５６０℃の温度で保持され、鋳造物は１７０℃未満の温度でエージング処理される。
【００２０】
いくつかの好適実施形態に従い、鋳造物のエージング処理は、９０−１３０℃の温度の第１ステップ、および、１７０℃までの温度の第２ステップを含む少なくとも２つのステップと、少なくとも７２時間の間室温で保持することにより、実行される。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１Ａ】図１Ａは、低温鋳造、重力鋳造、圧電結晶鋳造などの鋳造技術により鋳造された、金属モールド鋳造物に典型的な均質化インゴットの構造を示す。
【図１Ｂ】図１Ｂは、機械的特性を低下させる粗い共晶コンポーネントが存在するところのデッドモールド鋳造の典型的な構造を示す。
【図２】図２は、４００℃の初期インゴット温度で均質化されたインゴットを加工することにより製造された合金から作成された６×５５ｍｍの断面を有するストリップを示す。
【図３】図３は、組成物Ｎｏ．６（表１）の合金から作られた螺旋標本の鋳造物、および、第１の組成物がＡ３５６．２合金（表８）に対応する高い流動性を有することを実証するＡ３５６．２を示す。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
特許請求の範囲に記載したドーピング元素の範囲は、鋳造および加工処理の高い機械的特性およびパフォーマンスの達成を可能にする。この構造のために、高強度アルミニウム合金は、以下のようでなければならない。すなわち、アルミニウム溶液は二次剥離相の強化体によって、および、２％より多いフラクション体積および２μｍ未満の平均断面寸法を有する共晶コンポーネントによって強化されている。この量の共晶コンポーネントは、得られるインゴットおよび鋳造物に対して所望のパフォーマンスを保証する。
【００２３】
合金内で所定の構造を達成するために与えられる特許請求の範囲に記載したドーピングコンポーネントは、以下によってサポートされる。
【００２４】
特許請求の範囲に記載した量の亜鉛、マグネシウム、および銅は、分散硬化を通じて強化相の二次剥離を作成するのに要求される。より低い濃度の量は、所望のレベルの評価特性を達成するのに不十分であり、より高い濃度の量においては、相対的伸長、並びに、鋳造および加工パフォーマンスが要求されるレベル以下に減少する。
【００２５】
特許請求の範囲に記載した鉄およびニッケルの量は、構造中に、高い鋳造パフォーマンスを担う共晶コンポーネントを生成するために要求される。より高い鉄およびニッケル濃度において、機械的特性を著しく損なう対応する一次結晶相が構造内に生成されやすい。共晶形成元素（鉄およびニッケル）のより低い濃度において、鋳造物内にホットクラックの高いリスクが存在する。
【００２６】
特許請求の範囲に記載した量のジルコニウム、スカンジウム、およびクロムは、平均サイズがそれぞれ１０−２０ｎｍおよび２０−５０ｎｍのＬＩ３格子およびＡｌ７Ｃｒを有するＡｌ３Ｚｒおよび／またはＡｌ３（Ｚｒ，Ｓｃ）の二次相を生成するのに要求される。より低い濃度において、粒子の数は、鋳造および鍛造半仕上げ物品の強度特性を増加させるためにもはや十分ではなく、より高い濃度において、鋳造および鍛造半仕上げ物品の機械的特性に悪影響を与える一次結晶の形成リスクが存在する。
【００２７】
特許請求の範囲に記載した量のチタンは、ハードなアルミニウム溶液を修正するのに要求される。さらに、チタンは、（ジルコニウムおよびスカンジウムの組み合わされた導入時に）ＬＩ２格子を有する二次相を生成するために使用され、それは、強化特性にとって有利である。チタンの含有量が推奨量より低ければ、鋳造時のホットクラッキングのリスクが存在する。より高い含有量は、構造中に、機械的特性を劣化させるＴｉ構成相の一次結晶作成リスクを増加させる。
【００２８】
本願発明の０．２５ｗｔ％より小さい、ジルコニウム、チタンおよびスカンジウムの合計量の制限は、機械的特性を損なう元素からなる一次結晶の増加のリスクに基づいている。
【実施例】
【００２９】
＜実施例１＞
ドーピング元素が要求された構造を作成することができ、その結果、要求された機械的特性を与えることができる濃度範囲を守るために、実験室において、直径が４０ｍｍの円筒インゴットの形式で１３種類の合金が生成された（化学的組成を表１に示す）。合金は、純粋な金属およびマスターズ（ｗｔ％）、特に、不活性アノード技術を使って得られたアルミニウム（９９．７）、亜鉛（９９．９）、マグネシウム（９９．９）およびマスターズＡｌ−２０Ｎｉ、Ａｌ−５Ｔｉ、Ａｌ−１０Ｃｒ、Ａｌ−２ＳｃおよびＡｌ−１０Ｚｒを含むアルミニウム（９９．９５）からの黒鉛坩堝内の抵抗炉内で生成された。
【００３０】
【表１】
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【００３１】
熱処理条件Ｎｏ．Ｔ６（水硬化およびエージング）のもとでの最大強度に関して、熱処理後に硬さ（ＨＢ）がどのように変化したかに基づいて、実験合金の強化の度合いが、ブルネルスケールに従う硬さの値によって評価された。構造的パラメータ、特に、一次結晶の存在が金属組織的に評価された。硬さＨＢの変化および構造解析の結果、ならびに、量が表２に示されている。
【００３２】
表２からわかるように、要求される構造パラメータおよび分散硬化の効果は、組成１および１１から１３を除き、特許請求の範囲に記載された合金（組成２から１０）によってのみ与えられる。例えば、組成１を有する合金は、強化が低い傾向があり、その硬さの値は８１ＨＢである。合金Ｎｏ．１１の構造は、３μｍ以上の断面寸法を有するＡｌ３Ｆｅの粗い針状粒子を含み、これらの一次結晶の推定量は０．１８ｖｏｌ％であった。合金Ｎｏ．１２の構造は、共晶性質の状態だったＡｌ３Ｆｅの許容できない針状粒子を含んでいた。
【００３３】
合金Ｎｏ．１３の構造、そのＺｒ、ＳｃおよびＴｉの合計量は０．３５％であり、これらの遷移金属の一次結晶を含んでいた。両方のタイプの粒子の存在は許容されず、ある論文によれば、それらは、機械的特性を劣化させ、これらのエレメントは有利な効果を与えない。
【００３４】
【表２】
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【００３５】
合金２−１０の構造において、鉄およびニッケル（Ｎｉ／Ｆｅ≧１の存在比率）は、有利なモーフォロジー、２μｍ未満の平均断面寸法および２ｖｏｌ％以上のフラクション体積を有する共晶相Ａｌ９ＦｅＮｉ（Ａｌ＋Ａｌ９ＦｅＮｉの共晶内で構成される）のアルミナイドを有利に作成する。
【００３６】
＜実施例２＞
直径１２５ｍｍおよび長さ１ｍを有する円筒インゴットを製造するために、実験室セットにおいて、組成８（表１）を有する本願発明の合金が使用された。次に、インゴットは、５４０℃の温度において、均質化された。均質化されたインゴットの構造は、図１に示されている。均質化されたインゴットは、４００℃のインゴットの初期温度で、商業的施設ＬＬＣ“ＫｒａＭＺ”上で、６×５５ｍｍ（図２参照）の断面を有するストリップに加工された。鍛造された半仕上げ物品は、４５０℃の温度から水硬化された。処理済みの半仕上げ物品は、室温（自然エージング、熱処理条件Ｎｏ．Ｔ４）および１６０℃（熱処理条件Ｎｏ．Ｔ６）でエージング処理された。プレスされたストリップの機械的引張特性の結果が表３に示される。
【００３７】
【表３】
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【００３８】
＜実施例３＞
本願発明の合金の組成２、４、６、８、１０（表１）が、１２０×４０ｍｍの断面を有する平坦なインゴットを製造するべく実験室セット内で使用された。均質化されたインゴットは、初期温度４５０℃で厚さ５ｍｍのシートに熱間圧延され、その後、厚さ１ｍｍのシートに冷間圧延された。圧延されたシートは、４５０℃の温度から水硬化された。シートは１６０℃の温度でエージング処理された（条件Ｔ６）。シートの機械的引張特性の結果が表４に示されている。
【００３９】
【表４】
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【００４０】
＜実施例４＞
室温（条件Ｎｏ．Ｔ４）での自然エージング処理の間隔は、組成４（表１）を有する本願発明の合金の例として使用する硬さ（ＨＢ）の変更に基づいて選択された。硬化シートの硬さの結果が、表５に示されている。表５からわかるように、硬さの増加は２４時間後に減速し始め、保持してから７２時間後には、最大値間のギャップは３％未満であった。
【００４１】
【表５】
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【００４２】
＜実施例５＞
特許請求の範囲に記載の範囲の合金濃度で均質化および硬化するために選択された条件を守るために、表１に示す実験組成物のソリダスおよびソルバスの典型的な温度が計算された。表６は、計算結果を示す。
【００４３】
【表６】
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【００４４】
表６からわかるように、ドーピング元素濃度の特許請求の範囲に記載の範囲に対して、インゴット均質化のステージにおいて得られる最大可能加熱温度は、それぞれ５６８℃から６１０℃の範囲にある。実験室合金の過飽和ハードアルミニウム溶液を得るための水硬化が、ドーピング元素濃度の範囲に応じて、３２８℃および４２２℃より高い加熱温度で実行される。５３７℃より高い加熱温度で、組成Ｎｏ．９から生成される物品は、回収不能に溶融される。
【００４５】
＜実施例６＞
機械的特性における冷却の効果は、ＧＯＳＴ１５９３に従う鋳造棒から切断された直径の５倍の長さを有する曲がった円筒形標本を使って、機械的特性の値（σ−引張強度ＭＰａ、δ−特定の伸長率％）に基づいて評価された。ここで、標本は、デッドモールドおよび金属モールド内で鋳造された。機械的特性は、最適な機械的特性を与える条件Ｎｏ．Ｔ６の下で比較された（表７）。
【００４６】
【表７】
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【００４７】
比較結果からわかるように、１．８μｍの共晶コンポーネントの平均サイズを有する所望の構造の形成は、機械的特性に差を生じさせる。さらに、図１Ａに示す構造は、低圧キャスティング、重力キャスティング、圧電結晶キャスティングを含む処理によって実行される金属モールド鋳造に典型的である。デッドモールド鋳造構造（図１Ｂ参照）は、機械的特性に悪影響を及ぼす粗い共晶コンポーネントを有する。
【００４８】
＜実施例７＞
鋳造モールド充填のパフォーマンスは、螺旋標本上での流動性によって評価された。組成６（表１）の特許請求の範囲にかかる合金およびＡ３５６．２から形成された図３に示す螺旋鋳造物は、第１の組成が非常に高い流動性を有し、合金Ａ３５６．２に対応することを表す（表８）。
【００４９】
【表８】
2018535314.tif 000009
【００５０】
＜実施例８＞
アルゴンアーク溶接により製造された溶接ジョイントに対する特許請求の範囲に記載した合金のパフォーマンスが、組成１４および１５を使って評価された（表９）。そのために、実施例３の処理を使ってシートが製造され、その後、溶接され、条件Ｎｏ．Ｔ６の下で加熱処理された。溶接ジョイント実験の結果を表１０に示す。
【００５１】
【表９】
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【表１０】
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【００５２】
＜実施例９＞
ＧＯＳＴ１５９３に従う鋳造棒を製造するために、組成１６および１７の合金が使用された。鋳造体は、５４０℃の温度で硬化後に７２時間室温で自然エージング処理された後に試験された。
【００５３】
【表１１】
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【表１２】
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【００５４】
＜実施例１０＞
硬化オペレーションに続いて実行されるエージング処理の温度は、組成４（表１）を有する本願発明の合金を実施例として使用し、硬さ（ＨＢ）の変化に基づいて選択された。硬化されたシートに対する硬さ測定の結果が表１３に示されている。表１３からわかるように、有意な強化利得は１６０℃までに観測された。１８０℃でのエージング処理は、範囲外の処理のため硬さを減少させている。
【００５５】
【表１３】
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【先行技術文献】
【特許文献】
【００５６】
【特許文献１】欧州特許第１８８５８９８号公報
【特許文献２】米国特許出願公開第２００５００５８５６８号明細書
【特許文献３】米国特許出願公開２００７００３９６６８号明細書
【特許文献４】ロシア国特許第２４８４１６８号公報
【非特許文献】
【００５７】
【非特許文献１】Alieva  S.  G.,  Altman  M.  B.,  Ambartsumyan  S.  M.  et  al.  Promyshlennye  alyuminievye  splavy  (Industrial  aluminum  alloys).  /Reference  book./  Moscow,  Metallurgiya,  p.528,  1984
【非特許文献２】Aluminum.  Properties  and  Physical  Metallurgy,  Ed.  J.  Hatch,  1984
【図１ａ】
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【図１ｂ】
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【図２】
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【図３】
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【国際調査報告】
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