JP2006336104A - 高温アルミニウム合金 - Google Patents

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Abstract

【課題】約−４２０°Ｆ（−２５１℃）から約６５０°Ｆ（３４３℃）までの温度におけるさまざまな用途に必要とされる所望の強度、延性、および破壊靭性を有するアルミニウム合金が提供される。
【解決手段】高温アルミニウム合金は、アルミニウムと、スカンジウムと、ニッケル、鉄、クロム、マンガン、およびコバルトのうちの少なくとも一つと、ジルコニウム、ガドリニウム、ハフニウム、イットリウム、ニオブ、およびバナジウムのうちの少なくとも一つとを含む。これらの合金は、アルミニウム固溶体マトリックスと、さまざまな分散質の混合物とを含む。これらの合金は、マグネシウムを実質的に含まない。
【選択図】図２

Description

本発明は、一般にアルミニウム合金に関し、より詳細には約−４２０°Ｆ（−２５１℃）から約６５０°Ｆ（３４３℃）までの温度における用途に有用なアルミニウム合金に関する。
（連邦政府後援による研究または開発に関する陳述）
米国政府は、米国空軍とユナイテッド・テクノロジーズ・コーポレイション、プラット・アンド・ホイットニーとの間の契約番号第ＦＡ８６５０−０５−Ｃ−５８０４に従って、また、米国空軍とＤＷＡアルミニウム複合体との間の中小企業革新研究契約（Ｓｍａｌｌ Ｂｕｓｉｎｅｓｓ Ｉｎｎｏｖａｔｉｖｅ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ｃｏｎｔｒａｃｔ）番号第Ｆ０４６１１−０３−Ｍ−３０３０（段階Ｉ）に従って一定の権利を有し得る。
アルミニウム合金は、その高強度、高延性、高破壊靭性、および低密度によって航空宇宙および宇宙空間での用途に使用されている。しかしながら、大部分のアルミニウム合金は、約２５０°Ｆ（１２１℃）を超える温度では内部の強化析出物が急速に粗大化して合金の強度が失われるため、アルミニウム合金の使用は通常約２５０°Ｆ（１２１℃）を下回る温度に限定される。
アルミニウム合金の温度性能を向上させるのにかなりの努力が払われてきた。いくつかの試みには、非干渉性（ｉｎｃｏｈｅｒｅｎｔ）分散質（ｄｉｓｐｅｒｏｉｄ）を含有する、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｅ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｖ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｅ−Ｗ、およびＡｌ−Ｃｒ−Ｚｒ−Ｍｎなどといったアルミニウム−鉄基合金およびアルミニウム−クロム基合金を用いることが含まれている。しかしながら、これらの合金の強度は、温度が高くなると、非干渉性分散質が粗大化するため低下する。さらに、これらの合金は、他の市販のアルミニウム合金より延性および破壊靭性が低かった。
他の試みには、非干渉性酸化物粒子によって強化したＡｌ−ＭｇおよびＡｌ−Ｔｉなどといったアルミニウム合金を用いることが含まれている。高温でこれらの合金が有する強度は有望なものであったが、これらの合金は、他の市販のアルミニウム合金より延性および破壊靭性が低かった。
なお別の試みには、低体積分率の干渉性強化分散質を含有するＡｌ−Ｓｃ基合金を用いることが含まれる。しかしながら、これらのＡｌ−Ｓｃ基合金は、向上した超塑性（より低い流動応力が高温において必要とされる）を得るために開発されたため、約６５０°Ｆ（３４３℃）までの温度における高温強度（よりいっそう高い流動応力が高温において要求されるであろう）を提供するのには適していない。
さらに他の試みには、ガドリニウムおよび／またはジルコニウムを、さらに好ましくはマグネシウムも含むＡｌ−Ｓｃ基合金を用いることが含まれる。これらの合金の有する延性および破壊靭性は良好であったが、これらの合金は、約５７３°Ｆ（３００℃）までの温度で有用なだけである。
既存のアルミニウム合金には、約６５０°Ｆ（３４３℃）までの温度での多くの用途に必要とされる所望の強度、延性、および破壊靭性が欠けている。従って、約−４２０°Ｆ（−２５１℃）から約６５０°Ｆ（３４３℃）までの温度におけるさまざまな用途に必要とされる所望の強度、延性、および破壊靭性を有するアルミニウム合金を有するのは望ましい。
従って、既存のアルミニウム合金の上述した短所は、約−４２０°Ｆ（−２５１℃）から約６５０°Ｆ（３４３℃）までの温度において優れた強度、延性、および破壊靭性を有するアルミニウム合金に関する本発明の実施態様により克服される。
本発明のアルミニウム合金は、（ａ） 約０．６〜２．９重量パーセントのスカンジウムと、（ｂ） 約１．５〜２５重量パーセントのニッケル、約１．５〜２０重量パーセントの鉄、約１〜１８重量パーセントのクロム、約１．５〜２５重量パーセントのマンガン、および約１〜２５重量パーセントのコバルトのうちの少なくとも一つと、（ｃ） 約０．４〜２．９重量パーセントのジルコニウム、約０．４〜２０重量パーセントのガドリニウム、約０．４〜３０重量パーセントのハフニウム、約０．４〜３０重量パーセントのイットリウム、約０．３〜１０重量パーセントのニオブ、および約０．２〜１０重量パーセントのバナジウムのうちの少なくとも一つと、（ｄ） 残部の実質的に全てのアルミニウムと、を含む。
本発明の実施態様はまた、（ａ） 約０．６〜２．９重量パーセントのスカンジウムと、（ｂ） 約１．５〜２５重量パーセントのニッケルと、（ｃ） 約０．４〜２０重量パーセントのガドリニウム、約０．４〜２．９重量パーセントのジルコニウム、約０．４〜３０重量パーセントのハフニウム、約０．３〜１０重量パーセントのニオブ、約０．２〜１０重量パーセントのバナジウム、および約０．４〜３０重量パーセントのイットリウムのうちの少なくとも一つと、（ｄ） 残部の実質的にアルミニウムと、を含むアルミニウム合金を含む。
本発明の実施態様はまた、（ａ） 約１〜２．９重量パーセントのスカンジウムと、（ｂ） 約６〜１０重量パーセントのニッケルと、（ｃ） 約２〜１０重量パーセントのガドリニウム、約０．５〜２．９重量パーセントのジルコニウム、約６〜１２重量パーセントのハフニウム、約１〜６重量パーセントのニオブ、約１〜５重量パーセントのバナジウム、および約１〜８重量パーセントのイットリウムのうちの少なくとも一つと、（ｄ） 残部の実質的にアルミニウムと、を含むアルミニウム合金を含む。
本発明の実施態様はまた、（ａ） 約２．１５重量パーセントのスカンジウムと、（ｂ） 約８．４重量パーセントのニッケルと、（ｃ） 約４．１〜８．８重量パーセントのガドリニウム、約１．５〜２．５重量パーセントのジルコニウム、約８．０〜１１．５重量パーセントのハフニウム、約２．５〜５．０重量パーセントのニオブ、約２．０〜３．２重量パーセントのバナジウム、および約２．５〜６．５重量パーセントのイットリウムのうちの少なくとも一つと、（ｄ） 残部の実質的にアルミニウムと、を含むアルミニウム合金を含む。
これらの合金は、マグネシウムを実質的に含まず、また、アルミニウム固溶体マトリックスと、複数の分散質とを含む。分散質は、Ａｌ3Ｎｉ、Ａｌ3Ｆｅ、Ａｌ6Ｆｅ、Ａｌ7Ｃｒ、Ａｌ6Ｍｎ、Ａｌ9Ｃｏ2、および／またはＡｌ3Ｘを含むことができる。各Ａｌ3Ｘ分散質は、Ｌ１2構造を有しており、ここで、Ｘは、スカンジウムと、ジルコニウム、ガドリニウム、ハフニウム、イットリウム、ニオブ、およびバナジウムのうちの少なくとも一つと、を含む。
本発明の特徴、態様、および利点は、本発明のいくつかの好ましい形態を例示する添付の図面を参照する以下の説明であって、同様の参照符号によって図面を通して同様の部品を示している以下の説明の間に当業者には容易に明らかになるであろう。
本発明の実施態様は、さまざまの図面を参照して以下に説明される。
本発明の理解を促進する目的で、図１〜図３に例示される本発明のいくつかの実施態様と、本発明を説明するのに使用する特定の言葉とについてここで言及する。ここで使用する用語は、説明の目的のためであり、限定のためではない。ここに開示する特定の構造上および機能上の詳細は、限定として解釈すべきではなく、単に、本発明をさまざまに用いるように当業者に教示する基礎として解釈すべきである。叙述する実施態様における任意の変更および変形、および、ここに例示する本発明の原理の当業者には通常生じるようなさらなる適用は、説明しかつ請求する本発明の趣旨および範囲に含まれると考えるべきである。
数値範囲に言及するときは、そのような範囲は、記述する範囲の最小および最大における、これらの間における、またこれらについての、ひとつひとつの数字および／またはその端数を含む。例えば、約０．１〜１．０重量パーセントの元素Ａは、全ての中間の値である約０．６、約０．７、および約０．８重量パーセントの元素Ａ、約０．９８、約０．９９、約０．９９５、および約１．０重量パーセントまでおよびそれを含めた全ての元素Ａ、などを含む。これは、ここに説明する全ての元素および／または組成についての全ての数値範囲に当てはまる。
ここにおいて、また全体を通して、「実質的に含まない（ｓｕｂｓｔａｎｔｉａｌｌｙ ｆｒｅｅ）」とは、合金組成に対して故意に添加された有意（ｓｉｇｎｉｆｉｃａｎｔ）な量の元素または組成を有しないことを意味しており、極微量の偶発的な元素および／または不純物が所望の最終生成物に存在することがあると理解される。
本発明は、約−４２０°Ｆ（−２５１℃）から約６５０°Ｆ（３４３℃）までの温度における用途のための優れた強度、延性、および破壊靭性を有するアルミニウム合金に関する。これらのアルミニウム合金は、選択された合金化元素を含むが、それは、これらの合金化元素が、アルミニウム中において低い拡散係数を有し、また、アルミニウム中において低い固溶度（ｓｏｌｉｄ ｓｏｌｕｂｉｌｉｔｙ）を有しており、また、これらの合金化元素が、アルミニウムとの低い界面エネルギーを有する分散質を形成できるからである。固溶体合金は、付加的な強化およびより大きな加工硬化の能力を与え、その結果、破損歪み（ｆａｉｌｕｒｅ ｓｔｒａｉｎ）および靭性が向上するので有利である。本発明の合金は、アルミニウムと、スカンジウムと、ニッケル、鉄、クロム、マンガン、およびコバルトのうちの少なくとも一つと、ジルコニウム、ガドリニウム、ハフニウム、イットリウム、ニオブ、およびバナジウムのうちの少なくとも一つと、を含む。これらの合金は、アルミニウム固溶体マトリックス中に分散質の混合物が含まれるアルミニウム固溶体マトリックスを含む。これらの分散質は、Ｌ１2構造を有するＡｌ3Ｘ分散質を含み、ここで、Ｘは、スカンジウムと、ジルコニウム、ガドリニウム、ハフニウム、イットリウム、ニオブ、およびバナジウムのうちの少なくとも一つとを含む。これらの合金はまた、Ｌ１2分散質とは異なる、Ａｌ3Ｎｉ、Ａｌ3Ｆｅ、Ａｌ6Ｆｅ、Ａｌ7Ｃｒ、Ａｌ6Ｍｎ、および／またはＡｌ9Ｃｏ2から成る分散質を含む。多くの既存のＡｌ−Ｓｃ基合金とは異なり、これらの合金は、マグネシウムを実質的に含まず、その代わりに、高温でより熱的に安定な固溶体強化を与える、鉄、クロム、マンガン、コバルト、または好ましくはニッケルのうちの少なくとも一つを含む。
本発明のアルミニウム合金は、（ａ） 約０．６〜２．９重量パーセントのスカンジウムと、（ｂ） 約１．５〜２５重量パーセントのニッケル、約１．５〜２０重量パーセントの鉄、約１〜１８重量パーセントのクロム、約１．５〜２５重量パーセントのマンガン、および約１〜２５重量パーセントのコバルトのうちの少なくとも一つと、（ｃ） 約０．４〜２．９重量パーセントのジルコニウム、約０．４〜２０重量パーセントのガドリニウム、約０．４〜３０重量パーセントのハフニウム、約０．４〜３０重量パーセントのイットリウム、約０．３〜１０重量パーセントのニオブ、および約０．２〜１０重量パーセントのバナジウムのうちの少なくとも一つと、（ｄ） 残部の実質的にアルミニウムと、を含む。実質的にアルミニウムである残部には、合金の基本的かつ新規な特性に実質的に影響を及ぼさないいくつかの少量の不純物または他の材料および／または元素も存在し得る。
本発明の例示的で非限定的なアルミニウム合金の一つは、約０．６〜２．９重量パーセントのスカンジウムと、約１．５〜２５重量パーセントのニッケルと、約０．４〜２０重量パーセントのガドリニウムと、約０．４〜２．９重量パーセントのジルコニウムとを含む。この合金はまた、ガドリニウムおよびジルコニウムに加えて、または、ガドリニウムまたはジルコニウムまたはこれら両方の代わりに、約０．４〜３０重量パーセントのハフニウム、約０．４〜３０重量パーセントのイットリウム、約０．３〜１０重量パーセントのニオブ、または約０．２〜１０重量パーセントのバナジウム、またはこれらの組み合わせを含むことができる。さらに、ニッケルの代わりにまたはニッケルに加えて、約１．５〜２０重量パーセントの鉄、約１．０〜１８重量パーセントのクロム、約１．５〜２５重量パーセントのマンガン、または約１．０〜２５重量パーセントのコバルト、またはこれらの組み合わせを用いることができる。
本発明の他の例示的なアルミニウム合金には、限定される訳ではないが（重量パーセントで）、
約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（６〜１０）Ｇｄ−（０．５〜２．９）Ｚｒ、
約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（６〜１０）Ｇｄ−（１〜４）Ｙ、
約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（２〜６）Ｇｄ−（４〜８）Ｙ、
約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（６〜１２）Ｈｆ−（０．５〜２．９）Ｚｒ、
約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（６〜１２）Ｈｆ−（３〜７）Ｇｄ、
約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（６〜１２）Ｈｆ−（２〜６）Ｙ、
約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（４〜９）Ｙ−（０．５〜２．９）Ｚｒ、
約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（１〜６）Ｎｂ−（０．５〜２．９）Ｚｒ、
約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（６〜１２）Ｈｆ−（１〜６）Ｎｂ、
約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（６〜１２）Ｈｆ−（１〜５）Ｖ、
約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（１〜６）Ｎｂ−（１〜５）Ｖ、および、
約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（０．５〜２．９）Ｚｒ−（１〜５）Ｖ、
が含まれる。
よりいっそう詳細には、本発明の他の例示的なアルミニウム合金には、限定される訳ではないが（重量パーセントで）、
約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．８Ｇｄ−２．５Ｚｒ、
約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．８Ｇｄ−１．５Ｚｒ、
約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−４．１Ｇｄ−５．４Ｙ、
約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．５Ｇｄ−２．５Ｙ、
約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−１１．５Ｈｆ−１．５Ｚｒ、
約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−９．８Ｈｆ−１．５Ｚｒ、
約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−９．０Ｈｆ−４．５Ｇｄ、
約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．５Ｈｆ−３．０Ｙ、
約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−６．５Ｙ−１．５Ｚｒ、
約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−５．０Ｎｂ−２．１Ｚｒ、
約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−９．５Ｈｆ−２．５Ｎｂ、
約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．０Ｈｆ−２．０Ｖ、
約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−２．５Ｎｂ−３．２Ｖ、および、
約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−２．５Ｚｒ−３．２Ｖ、
が含まれる。
スカンジウムは、アルミニウム合金中での有力な強化物であり、アルミニウム中で低い拡散率と低い溶解度とを有する。スカンジウムは、アルミニウム中でＡｌ3Ｓｃ分散質を形成する。分散質Ａｌ3Ｓｃは、Ｌ１2構造を有し、この構造は、Ｓｃ原子が角に位置するとともにアルミニウム原子が立方体の面上に位置する規則的な面心立方構造である。Ａｌ3Ｓｃ分散質は、微細でありかつアルミニウムマトリックスと干渉性である。アルミニウムとＡｌ3Ｓｃの格子パラメータはそれぞれ、非常に接近した０．４０５ｎｍおよび０．４１０ｎｍであり、これは、Ａｌ3Ｓｃ分散質の成長を生じさせる駆動力が最小であるかまたは全くないことを示している。このように界面エネルギーが低いため、約８４２°Ｆ（４５０℃）と同じくらい高い温度までＡｌ3Ｓｃ分散質は熱的に安定で粗大化に対して耐性のあるものとなる。本発明の合金において、これらのＡｌ3Ｓｃ分散質は、ガドリニウム、ジルコニウム、ハフニウム、イットリウム、ニオブ、またはバナジウム、またはこれらの組み合わせなどといった適切な合金化元素を添加することによって、高温においてより強く、粗大化に対してより耐性のあるものとなる。
ガドリニウムはアルミニウム中でＡｌ3Ｇｄ分散質を形成し、Ａｌ3Ｇｄ分散質は、アルミニウム中でその拡散率が低いため、約８４２°Ｆ（４５０℃）と同じくらい高い温度まで安定である。Ａｌ3Ｇｄ分散質は、平衡状態においてＤＯ19構造を有する。ガドリニウムはその原子の大きさが大きいにもかかわらず、Ａｌ3Ｓｃ中でかなり高い溶解度を有する。ガドリニウムは、Ａｌ3Ｓｃ中のスカンジウムと置換でき、それによって、Ａｌ3（Ｓｃx，Ｇｄ1-x）分散質の規則的なＬ１2相を形成し、その結果、熱的および構造的な安定性が向上する。
ジルコニウムは、アルミニウム中でＡｌ3Ｚｒ分散質を形成し、Ａｌ3Ｚｒ分散質は、準安定状態でＬ１2構造を、平衡状態でＤＯ23構造を有する。Ａｌ3Ｚｒ分散質は、低い拡散係数を有しており、それによって、熱的に安定で、粗大化に対して高度に耐性のあるものとなる。Ａｌ3Ｚｒ分散質とＡｌ3Ｓｃ分散質の性質の類似性によって、これらの相の少なくとも部分的な相互溶解が可能となり、それによって結果として、規則的なＬ１2のＡｌ3（Ｓｃx，Ｚｒ1-x）相が生成する。Ａｌ3Ｓｃ分散質のスカンジウムをジルコニウムで置換することによって、より強く、より熱的に安定なＬ１2のＡｌ3（Ｓｃx，Ｚｒ1-x）分散質が形成する。
Ａｌ3Ｓｃ分散質の熱的および構造的な安定性は、ガドリニウムおよびジルコニウム両方を添加することによって向上できる。Ａｌ−Ｓｃ−Ｇｄ−Ｚｒ合金は、向上した熱的および構造的な安定性を有する規則的なＬ１2のＡｌ3（Ｓｃ，Ｇｄ，Ｚｒ）相を形成するが、この安定性は、アルミニウムマトリックスと分散質との間の格子の不整合が低減することに起因すると考えられる。さらに、修正されたＡｌ3（Ｓｃ，Ｇｄ，Ｚｒ）分散質は、Ａｌ3Ｓｃ分散質より強く、それによって、約−４２０°Ｆ（−２５１℃）から約６５０°Ｆ（３４３℃）までの温度における合金の機械的性質が向上する。
ガドリニウムおよびジルコニウムは、いくつかの実施態様で好ましいとはいえ、ハフニウム、イットリウム、バナジウム、またはニオブなどといった他の元素を個別にあるいは組み合わせて、ガドリニウムおよびジルコニウムの一方または両方の代わりに、あるいはガドリニウムおよびジルコニウムと組み合わせて使用できる。いくつかの実施態様は、ガドリニウムおよびジルコニウム両方を含むことができ、他の実施態様は、ガドリニウムを含むがジルコニウムを含まないことがあり、他の実施態様は、ジルコニウムを含むがガドリニウムを含まないことがあり、さらに他の実施態様は、ガドリニウムもジルコニウムも含まないことがある。
ハフニウムは、アルミニウム中でＡｌ3Ｈｆ分散質を形成し、Ａｌ3Ｈｆ分散質は、準安定状態でＬ１2構造を、平衡状態でＤＯ23構造を有する。Ａｌ3Ｈｆ分散質は、低い拡散係数を有しており、それによって、熱的に安定で、粗大化に対して高度に耐性のあるものとなる。ハフニウムは、Ａｌ3Ｓｃ分散質中で高い溶解度を有し、それによって、大量のハフニウムがＡｌ3Ｓｃ分散質中のスカンジウムと置換でき、その結果、より強く、より熱的に安定なＡｌ3（Ｓｃx，Ｈｆ1-x）分散質が生成する。
イットリウムは、アルミニウム中でＡｌ3Ｙ分散質を形成し、Ａｌ3Ｙ分散質は、準安定状態でＬ１2構造を、平衡状態でＤＯ19構造を有する。Ａｌ3Ｙ分散質は、低い拡散係数を有しており、それによって、熱的に安定で、粗大化に対して高度に耐性のあるものとなる。イットリウムは、Ａｌ3Ｓｃ分散質中で高い溶解度を有し、それによって、大量のイットリウムがＡｌ3Ｓｃ分散質中のスカンジウムと置換でき、その結果、より強く、より熱的に安定なＡｌ3（Ｓｃx，Ｙ1-x）分散質が生成する。
バナジウムは、アルミニウム中でＡｌ3Ｖ分散質を形成し、Ａｌ3Ｖ分散質は、準安定状態でＬ１2構造を、平衡状態でＤＯ22構造を有する。Ａｌ3Ｖ分散質は、低い拡散係数を有しており、それによって、熱的に安定で、粗大化に対して高度に耐性のあるものとなる。バナジウムは、Ａｌ3Ｓｃ分散質中でのその溶解度がハフニウムおよびイットリウムより低く、それによって、Ａｌ3Ｓｃ分散質中のスカンジウムと置換できるバナジウムの量はハフニウムまたはイットリウムより少ない。それにもかかわらず、Ａｌ3Ｖ分散質が熱的に安定であるため、バナジウムは、Ａｌ3Ｓｃ分散質の粗大化の速度（ｋｉｎｅｔｉｃｓ）を低下させるのに非常に有効となり得る。Ａｌ3Ｓｃ分散質中のスカンジウムとのバナジウムの置換によって、結果として、より強く、より熱的に安定なＡｌ3（Ｓｃx，Ｖ1-x）分散質が生成する。
ニオブは、アルミニウム中でＡｌ3Ｎｂ分散質を形成し、Ａｌ3Ｎｂ分散質は、準安定状態でＬ１2構造を、平衡状態でＤＯ22構造を有する。ニオブは、Ａｌ3Ｓｃ分散質中でのその溶解度がハフニウム、イットリウム、およびバナジウムより低く、それによって、Ａｌ3Ｓｃ分散質中のスカンジウムと置換できるニオブの量はハフニウム、イットリウム、またはバナジウムより低い。それにもかかわらず、Ａｌ3Ｎｂ分散質が熱的に安定であるため、ニオブは、Ａｌ3Ｓｃ分散質の粗大化の速度を低下させるのに非常に有効となり得る。Ａｌ3Ｓｃ分散質中のスカンジウムとのニオブの置換によって、結果として、より強く、より熱的に安定なＡｌ3（Ｓｃx，Ｎｂ1-x）分散質が生成する。
ニッケル、鉄、クロム、マンガン、またはコバルト、またはこれらの組み合わせなどといった合金化元素もまた、高温で熱的に安定な分散および／または固溶体強化をもたらすために添加できる。実施態様において、ニッケルは、熱的に安定な球状Ａｌ3Ｎｉ分散質を形成し、また、粉末形態においてニッケルは、粉末処理パラメータを制御することにより比較的大きなレベル（鉄、クロム、マンガン、およびコバルトに比較して）に過冷（ｕｎｄｅｒｃｏｏｌ）することができるので、ニッケルを添加することができる。ニッケルは、いくつかの実施態様で好ましいとはいえ、鉄、クロム、マンガン、またはコバルト、またはこれらの組み合わせなどといった他の元素を、ニッケルの代わりに、あるいはニッケルに加えて使用できる。
ニッケルはアルミニウムと共晶を形成し、その結果、アルミニウム中のニッケル固溶体とＡｌ3Ｎｉ分散質との混合物が生成する。ニッケルは、二つの理由で本発明の合金に添加される。第一に、固溶体強化がニッケルからもたらされる。第二に、Ａｌ3Ｎｉ分散質によって、合金を分散強化するのが助けられる。アルミニウム固溶体およびＡｌ3Ｎｉ分散質は、熱的に安定であり、これが、合金の高温強化に寄与する。アルミニウム中のニッケルの固溶度は、急速凝固処理を用いて大幅に増加できる。
鉄はＡｌ3Ｆｅ分散質と、アルミニウム中の鉄の固溶体とを形成する。鉄は、二つの理由で本発明の合金に添加される。第一に、固溶体強化が鉄からもたらされる。第二に、Ａｌ3Ｆｅ分散質によって、合金を分散強化するのが助けられる。アルミニウム固溶体およびＡｌ3Ｆｅ分散質は、熱的に安定であり、これが、合金の高温強化に寄与する。アルミニウム中の鉄の固溶度は、急速凝固処理を用いて大幅に増加できる。
クロムはＡｌ7Ｃｒ分散質と、アルミニウム中のクロムの固溶体とを形成する。クロムは、二つの理由で本発明の合金に添加される。第一に、固溶体強化がクロムからもたらされる。第二に、Ａｌ7Ｃｒ分散質によって、合金を分散強化するのが助けられる。アルミニウム固溶体およびＡｌ7Ｃｒ分散質は、熱的に安定であり、これが、合金の高温強化に寄与する。アルミニウム中のクロムの固溶度は、急速凝固処理を用いて大幅に増加できる。
マンガンはＡｌ6Ｍｎ分散質と、アルミニウム中のマンガンの固溶体とを形成する。マンガンは、二つの理由で本発明の合金に添加される。第一に、固溶体強化がマンガンからもたらされる。第二に、Ａｌ6Ｍｎ分散質によって、合金を分散強化するのが助けられる。アルミニウム固溶体およびＡｌ6Ｍｎ分散質は、熱的に安定であり、これが、合金の高温強化に寄与する。アルミニウム中のマンガンの固溶度は、急速凝固処理を用いて大幅に増加できる。
コバルトはＡｌ9Ｃｏ2分散質と、アルミニウム中のコバルトの固溶体とを形成する。コバルトは、二つの理由で本発明の合金に添加される。第一に、固溶体強化がコバルトからもたらされる。第二に、Ａｌ9Ｃｏ2分散質によって、合金を分散強化するのが助けられる。アルミニウム固溶体およびＡｌ9Ｃｏ2分散質は、熱的に安定であり、これが、合金の高温強化に寄与する。アルミニウム中のコバルトの固溶度は、急速凝固処理を用いて大幅に増加できる。
ニッケル、鉄、クロム、マンガン、およびコバルトは全てアルミニウム中で比較的低い拡散係数を有するとはいえ、ニッケルは、熱的に安定な球状Ａｌ3Ｎｉ分散質を形成でき、それによって、Ａｌ3Ｆｅ、Ａｌ6Ｆｅ、Ａｌ7Ｃｒ、Ａｌ6Ｍｎ、および／またはＡｌ9Ｃｏ2分散質を含有する他の合金より優れた高温強度とより高い延性とを与えるので、ニッケルはいくつかの実施態様では望ましいものとなり得る。
本発明の合金中に存在するスカンジウムの量は、材料を製造するのに使用される処理技術に依存して、約０．６から約２．９重量パーセントまで変化し得る。図１に示すように、Ａｌ−Ｓｃの状態図は、約１２１９°Ｆ（６５９℃）における約０．５重量パーセントのスカンジウムにおいて共晶反応を示し、結果として、アルミニウム中のスカンジウムの固溶体とＡｌ3Ｓｃ分散質とが生成する。状態図はまた、過共晶組成（すなわち、約０．５重量パーセントより大きなスカンジウムを含む組成）に対して急勾配の液相線を示す。これは、わずか約０．５重量パーセント以下のスカンジウムを含むスカンジウム組成に対して鋳造技術を使用できることを示唆する。過共晶組成に対しては、溶融紡糸（ｍｅｌｔ ｓｐｉｎｎｉｎｇ）、アトマイゼーション（ａｔｏｍｉｚａｔｉｏｎ）、スプレー堆積（ｓｐｒａｙ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、真空プラズマスプレー、コールドスプレー（ｃｏｌｄ ｓｐｒａｙｉｎｇ）、低温ミリング（ｃｒｙｏｍｉｌｌｉｎｇ）、高エネルギーボールミル、またはより大きな冷却速度を用いる他の技術などといった急速凝固技術を、材料を処理するのに使用する必要が有り得る。過飽和に取り込むことができるスカンジウムの量もまた、冷却速度に依存する。理想的には、全てのスカンジウムを溶液中に保持して一次粒子（ｐｒｉｍａｒｙ ｐａｒｔｉｃｌｅ）の形成を防止でき、この一次粒子は、大きさが一般に大きく、従って、機械的性質に有利であるとは考えられていない。最も一般的な処理技術であるアトマイゼーションによって得ることができるアルミニウム中のスカンジウムの完全な過飽和は、わずか約３重量パーセントのスカンジウムまでなので、約２．９重量パーセントのスカンジウムという上限を選択した。
本発明の合金中に存在するガドリニウムの量は、存在するとすれば、約０．４から約２０重量パーセントまで変化し得る。存在するガドリニウムの量は、Ａｌ3Ｓｃ分散質中のガドリニウムの溶解度に依存する。実施態様では、ガドリニウムとスカンジウムの原子パーセントは、同等とすることができ、それによって、ガドリニウムは、Ａｌ3（Ｓｃx，Ｇｄ1-x）分散質中で約５０％まで置換できる。ガドリニウムもまた、アルミニウム中のガドリニウムの固溶体を形成する。Ａｌ−Ｇｄは、約２３重量パーセントのガドリニウムにおいて共晶を形成するので、このような合金を処理するのには、より遅い冷却速度の処理（すなわち鋳造）を使用できる。しかしながら、いくつかの実施態様では、ガドリニウムの過飽和を増加させかつ分散質の大きさを減少させ、それによって、より高い強度を合金に与えるには、急速凝固技術が好ましいものとなり得る。
本発明の合金中に存在するジルコニウムの量は、存在するとすれば、約０．４から約２．９重量パーセントまで変化し得る。これらの合金において、ジルコニウムは、Ａｌ3Ｓｃ分散質中のスカンジウムと置換し、Ａｌ3（Ｓｃx，Ｚｒ1-x）を形成し、このＡｌ3（Ｓｃx，Ｚｒ1-x）によって、合金の粗大化速度が制御される。ジルコニウムは、Ａｌ3Ｓｃ分散質中の高い溶解度を有するので、Ａｌ3（Ｓｃx，Ｚｒ1-x）分散質中で約５０％まで置換できる。ジルコニウムもまた、アルミニウム中のジルコニウムの固溶体を形成する。少量のジルコニウムの添加で鋳造を使用できるとはいえ、より多量のジルコニウム添加を有する合金では急速凝固が好ましいものとなり得る。しかしながら、いくつかの実施態様では、ジルコニウムの過飽和を増加させかつ分散質の大きさを減少させ、それによって、より高い強度を合金に与えるには、急速凝固技術が好ましいものとなり得る。最も一般的な処理技術であるアトマイゼーションによって得ることができるアルミニウム中のジルコニウムの完全な過飽和は、わずか約３重量パーセントのジルコニウムまでなので、約２．９重量パーセントのジルコニウムという上限を選択した。
本発明の合金中に存在するハフニウムの量は、存在するとすれば、約０．４から約３０重量パーセントまで変化し得る。存在するハフニウムの量は、Ａｌ3Ｓｃ分散質中のハフニウムの溶解度に依存する。ハフニウムは、Ａｌ3Ｓｃ分散質中の高い溶解度を有するので、Ａｌ3（Ｓｃx，Ｈｆ1-x）分散質中で約５０％まで置換できる。Ａｌ−Ｈｆシステムは、アルミニウムと包晶反応を形成し、その結果、Ａｌ3Ｈｆ分散質と、アルミニウム中のハフニウムの固溶体とが生成する。ハフニウム添加物を有する合金を処理するのに、より遅い冷却速度の技術（すなわち鋳造）を使用できる。しかしながら、いくつかの実施態様では、ハフニウムの過飽和を増加させかつ分散質の大きさを減少させ、それによって、より高い強度を合金に与えるには、急速凝固技術が好ましいものとなり得る。これらの合金中に約３０重量パーセントまでハフニウムを使用できるとはいえ、実施態様においては、ハフニウム濃度の増加を伴う液相線温度の急勾配の増加となるので、わずか約１０重量パーセントまでのハフニウムが望ましいものとなり得る。
本発明の合金中に存在するイットリウムの量は、存在するとすれば、約０．４から約３０重量パーセントまで変化し得る。存在するイットリウムの量は、Ａｌ3Ｓｃ分散質中のイットリウムの溶解度に依存する。イットリウムは、Ａｌ3Ｓｃ分散質中の高い溶解度を有するので、Ａｌ3（Ｓｃx，Ｙ1-x）分散質中で約５０％まで置換できる。Ａｌ−Ｙシステムは、アルミニウムと共晶を形成し、その結果、アルミニウム中のイットリウムの固溶体と、Ａｌ3Ｙ分散質とが生成する。イットリウム添加物を有する合金を処理するのに、より遅い冷却速度の技術（すなわち鋳造）を使用できる。しかしながら、いくつかの実施態様では、イットリウムの過飽和を増加させかつ分散質の大きさを減少させ、それによって、より高い強度を合金に与えるには、急速凝固技術が好ましいものとなり得る。これらの合金中に約３０重量パーセントまでイットリウムを使用できるとはいえ、実施態様においては、イットリウム濃度の増加を伴う液相線温度の増加となるので、わずか約２０重量パーセントまでのイットリウムが望ましいものとなり得る。
本発明の合金中に存在するバナジウムの量は、存在するとすれば、約０．２から約１０重量パーセントまで変化し得る。存在するバナジウムの量は、Ａｌ3Ｓｃ分散質中のバナジウムの溶解度に依存する。バナジウムは、ハフニウムおよびイットリウムよりＡｌ3Ｓｃ分散質中で相対的に低い溶解度を有しており、また、バナジウムは、Ａｌ3（Ｓｃx，Ｖ1-x）分散質中で５０％未満置換できる。Ａｌ−Ｖシステムは、アルミニウムと包晶反応を形成し、その結果、Ａｌ3Ｖ分散質と、アルミニウム中のバナジウムの固溶体とが生成する。バナジウム添加物を有する合金を処理するのに、より遅い冷却速度の技術（すなわち鋳造）を使用できる。しかしながら、いくつかの実施態様では、バナジウムの過飽和を増加させかつ分散質の大きさを減少させ、それによって、より高い強度を合金に与えるには、急速凝固技術が好ましいものとなり得る。これらの合金中に約１０重量パーセントまでバナジウムを使用できるとはいえ、実施態様においては、バナジウム濃度の増加を伴う液相線温度の増加となるので、わずか約４重量パーセントまでのバナジウムが望ましいものとなり得る。
本発明の合金中に存在するニオブの量は、存在するとすれば、約０．３から約１０重量パーセントまで変化し得る。存在するニオブの量は、Ａｌ3Ｓｃ分散質中のニオブの溶解度に依存する。ニオブは、ハフニウム、イットリウム、およびバナジウムよりＡｌ3Ｓｃ分散質中で相対的に低い溶解度を有しており、また、ニオブは、Ａｌ3（Ｓｃx，Ｎｂ1-x）分散質中で５０％未満置換できる。Ａｌ−Ｎｂシステムは、アルミニウムと包晶反応を形成し、その結果、Ａｌ3Ｎｂ分散質と、アルミニウム中のニオブの固溶体とが生成する。ニオブ添加物を有する合金を処理するのに、より遅い冷却速度の技術（すなわち鋳造）を使用できる。しかしながら、いくつかの実施態様では、ニオブの過飽和を増加させかつ分散質の大きさを減少させ、それによって、より高い強度を合金に与えるには、急速凝固技術が好ましいものとなり得る。これらの合金中に約１０重量パーセントまでニオブを使用できるとはいえ、実施態様においては、ニオブ濃度の増加を伴う液相線温度の増加となるので、わずか約３重量パーセントまでのニオブが望ましいものとなり得る。
本発明の合金中に存在するニッケルの量は、存在するとすれば、約１．５から約２５重量パーセントまで変化し得る。存在するニッケルの量は、アルミニウム中のニッケルの溶解度に依存する。アルミニウム中のニッケルの有する溶解度は限定されているが、しかしながら、その溶解度は、急速凝固技術を用いることによって大幅に拡張できる。Ａｌ−Ｎｉシステムは、アルミニウムと共晶を形成し、その結果、アルミニウム中のニッケルの固溶体中のＡｌ3Ｎｉ分散質が生成する。ニッケル添加物を有する合金を処理するのに、より遅い冷却速度の技術（すなわち鋳造）を使用できる。しかしながら、いくつかの実施態様では、ニッケルの過飽和を増加させかつ分散質の大きさを減少させ、それによって、より高い強度を合金に与えるには、急速凝固技術が好ましいものとなり得る。これらの合金中に約２５重量パーセントまでニッケルを使用できるとはいえ、実施態様においては、急速凝固技術によってアルミニウム中のニッケルの固溶度の拡張が可能なので、わずか約１５重量パーセントまでのニッケルが望ましいものとなり得る。
本発明の合金中に存在する鉄の量は、存在するとすれば、約１．５から約２０重量パーセントまで変化し得る。存在する鉄の量は、アルミニウム中の鉄の溶解度に依存する。アルミニウム中の鉄の有する溶解度は限定されているが、しかしながら、その溶解度は、急速凝固技術を用いることによって大幅に拡張できる。Ａｌ−Ｆｅシステムは、アルミニウムと共晶を形成し、その結果、アルミニウム中の鉄の固溶体中のＡｌ3Ｆｅ分散質が生成する。鉄添加物を有する合金を処理するのに、より遅い冷却速度の技術（すなわち鋳造）を使用できる。しかしながら、いくつかの実施態様では、鉄の過飽和を増加させかつ分散質の大きさを減少させ、それによって、より高い強度を合金に与えるには、急速凝固技術が好ましいものとなり得る。また、急速凝固技術によって、共晶反応を通してＡｌ6Ｆｅの準安定相が形成できる。これらの合金中に約２０重量パーセントまで鉄を使用できるとはいえ、実施態様においては、急速凝固技術によってアルミニウム中の鉄の固溶度の拡張が可能なので、わずか約１５重量パーセントまでの鉄が望ましいものとなり得る。
本発明の合金中に存在するクロムの量は、存在するとすれば、約１．０から約１８重量パーセントまで変化し得る。存在するクロムの量は、アルミニウム中のクロムの溶解度に依存する。アルミニウム中のクロムの有する溶解度は限定されているが、しかしながら、その溶解度は、急速凝固技術を用いることによって大幅に拡張できる。Ａｌ−Ｃｒシステムは、アルミニウムと包晶反応を形成し、ここで、液体およびＡｌ11Ｃｒ2の反応によって、結果として、Ａｌ7Ｃｒ分散質と、アルミニウム中のクロムの固溶体とが生成する。クロム添加物を有する合金を処理するのに、より遅い冷却速度の技術（すなわち鋳造）を使用できる。しかしながら、いくつかの実施態様では、クロムの過飽和を増加させかつ分散質の大きさを減少させ、それによって、より高い強度を合金に与えるには、急速凝固技術が好ましいものとなり得る。これらの合金中に約１８重量パーセントまでクロムを使用できるとはいえ、実施態様においては、急速凝固技術によってアルミニウム中のクロムの固溶度の拡張が可能なので、わずか約１０重量パーセントまでのクロムが望ましいものとなり得る。
本発明の合金中に存在するマンガンの量は、存在するとすれば、約１．５から約２５重量パーセントまで変化し得る。存在するマンガンの量は、アルミニウム中のマンガンの溶解度に依存する。アルミニウム中のマンガンの有する溶解度は限定されているが、しかしながら、その溶解度は、急速凝固技術を用いることによって大幅に拡張できる。Ａｌ−Ｍｎシステムは、アルミニウムと共晶を形成し、結果として、アルミニウム中のマンガンの固溶体中のＡｌ6Ｍｎ分散質が生成する。マンガン添加物を有する合金を処理するのに、より遅い冷却速度の技術（すなわち鋳造）を使用できる。しかしながら、いくつかの実施態様では、マンガンの過飽和を増加させかつ分散質の大きさを減少させ、それによって、より高い強度を合金に与えるには、急速凝固技術が好ましいものとなり得る。これらの合金中に約２５重量パーセントまでマンガンを使用できるとはいえ、実施態様においては、急速凝固技術によってアルミニウム中のマンガンの固溶度の拡張が可能なので、わずか約１５重量パーセントまでのマンガンが望ましいものとなり得る。
本発明の合金中に存在するコバルトの量は、存在するとすれば、約１．０から約２５重量パーセントまで変化し得る。存在するコバルトの量は、アルミニウム中のコバルトの溶解度に依存する。アルミニウム中のコバルトの有する溶解度は限定されているが、しかしながら、その溶解度は、急速凝固技術を用いることによって大幅に拡張できる。Ａｌ−Ｃｏシステムは、アルミニウムと共晶を形成し、結果として、アルミニウム中のコバルトの固溶体中のＡｌ9Ｃｏ2分散質が生成する。コバルト添加物を有する合金を処理するのに、より遅い冷却速度の技術（すなわち鋳造）を使用できる。しかしながら、いくつかの実施態様では、コバルトの過飽和を増加させかつ分散質の大きさを減少させ、それによって、より高い強度を合金に与えるには、急速凝固技術が好ましいものとなり得る。これらの合金中に約２５重量パーセントまでコバルトを使用できるとはいえ、実施態様においては、急速凝固技術によってアルミニウム中のコバルトの固溶度の拡張が可能なので、わずか約１０重量パーセントまでのコバルトが望ましいものとなり得る。
実施態様においては、約６５０°Ｆ（３４３℃）までの温度で所望の高強度を与えるために存在する約１０〜４０体積パーセントの微細なＡｌ3Ｘ基分散質が存在し得る。いくつかの実施態様は、約１５〜２０体積パーセントの微細なＡｌ3Ｘ基分散質を含む。しかしながら、分散質の大きさに依存して、約６５０°Ｆ（３４３℃）までの温度で釣り合いのとれた強度および延性を与えるために、より高いまたはより低い体積パーセントのＡｌ3Ｘ基分散質が存在し得る。
これらのアルミニウム合金は、限定される訳ではないが、溶融紡糸、スプラット急冷（ｓｐｌａｔ ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）、スプレー堆積、真空プラズマスプレー、コールドスプレー、レーザー溶融（ｌａｓｅｒ ｍｅｌｔｉｎｇ）、機械的合金化（ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ａｌｌｏｙｉｎｇ）、ボールミル（すなわち室温における）、低温ミリング（すなわち液体窒素環境における）、スピン形成（ｓｐｉｎ ｆｏｒｍｉｎｇ）、またはアトマイゼーションなどといった、元素の過飽和を与えることができる任意の急速凝固技術によって、さまざまな形態（すなわち、リボン、フレーク、粉末、その他）で作成できる。約１０3℃／秒以上の冷却速度を用いる任意の処理技術は、これらの合金のための急速凝固技術であると考えられる。従って、これらの合金を処理するための最低の所望の冷却速度は、約１０3℃／秒であるとはいえ、より多くの量の合金化添加物を有する合金には、より大きな冷却速度が必要となり得る。これらのアルミニウム合金はまた、これらの合金が十分な合金化添加物を含有するとすれば、例えば、高圧鋳造法（ｓｑｕｅｅｚｅ ｃａｓｔｉｎｇ）、ダイカスト法、砂型鋳造、永久型鋳造、その他などのさまざまな鋳造処理を用いて作成できる。
アトマイゼーションは、これらの合金の実施態様を生成するための好ましい技術となり得る。アトマイゼーションは、大量の粉末を作成するのに使用される最も一般的な急速凝固技術の一つである。アトマイゼーションの際に経験される冷却速度は、粉末の大きさに依存し、通常は、約１０3から約１０5℃／秒まで変化する。ヘリウムガスは、より大きな熱伝達係数を与え、それによって、より大きな冷却速度が粉末中に生じるので、ヘリウムガスアトマイゼーションは一般に望ましい。粉末処理中に析出できる合金化元素の最大過飽和を達成するためには、微細な大きさの粉末（すなわち、約−３２５メッシュ）が望ましいものとなり得る。
低温ミリングは、これらの合金の他の実施態様を生成するための好ましい技術となり得る。低温ミリングによって、粉末中に酸化窒化物（オキシニトリド）（ｏｘｙｎｉｔｒｉｄｅ）粒子が導入され、この粒子は、転位上昇（ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ ｃｌｉｍｂ）に対するしきい応力を増加させることによって、高温での合金に付加的な強化を与えることができる。さらに、この窒化物粒子は、粒界に位置するとき、転位をピン止めすることによって合金内の粒界すべりを低減でき、結果として、粒界での転位移動度が低下する。
いったん合金組成（すなわち、リボン、フレーク、粉末、その他）が生成され、適切な真空脱ガス後に、粉末、リボン、フレーク、その他は、例えば、真空ホットプレス（ｖａｃｕｕｍ ｈｏｔ ｐｒｅｓｓｉｎｇ）またはブラインドダイ圧密（ｂｌｉｎｄ ｄｉｅ ｃｏｍｐａｃｔｉｏｎ）（ここでは、両方とも剪断変形により圧密が生じる）、または熱間静水圧プレス（ｈｏｔ ｉｓｏｓｔａｔｉｃ ｐｒｅｓｓｉｎｇ）（ここでは、拡散クリープによって圧密が生じる）などといった任意の適切な方法で圧密できる。
圧密成形後、合金は、合金に変形を付与するように、押出し、鍛造、または圧延されるが、これらは、最も良好な機械的性質を合金に実現するのに重要である。実施態様では、約１０：１から約２２：１までの範囲の押出し比が所望のものとなり得る。いくつかの実施態様では、低い押出し比（すなわち、約２：１から約９：１）が有用となり得る。高温真空脱ガス、真空ホットプレス、および押出しを、例えば約５７２〜８４２°Ｆ（３００〜４５０℃）などといった任意の適切な温度において実行できる。
（実施例）
以下の新規な合金組成（重量パーセント）： 約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．８Ｇｄ−２．５Ｚｒ、約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．８Ｇｄ−１．５Ｚｒ、および約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−４．１Ｇｄ−５．４Ｙ、のさまざまな実施態様を、さまざまな粉末冶金処理を用いて製造した。これらの合金を製造するのに使用する粉末冶金処理は、インゴット製造、不活性ヘリウムガスアトマイゼーション、高温真空脱ガス、真空ホットプレス、および押出しから成っていた。合金化元素を一緒に混合し、約１５〜６０分間、約２１００〜２３００°Ｆ（１１４９〜１２６０℃）においてアルゴン雰囲気中で溶融させて、上述した組成で、各インゴットの酸素含有量が非常に低いインゴットを形成した。これらのインゴットは次いで、約１５〜６０分間、約２４００〜２６００°Ｆ（１３１６〜１４２７℃）においてアルゴン雰囲気中でさらに溶融させ、次いで、ヘリウムガスアトマイゼーションによって噴霧して、同様に酸素含有量の非常に低い球状粉末を形成した。これらの粉末は次いで、約−３２５メッシュに篩い分けした。その後、粉末は、約４〜１５時間、約６５０〜７５０°Ｆ（３４３〜３９９℃）において高温真空脱ガスして、粉末から水分および不要なガスを除去した。次に、これらの粉末は、一方向真空ホットプレス内で、約１〜５時間、約６５０〜７５０°Ｆ（３４３〜３９９℃）において圧密成形して、ビレットを作成した。これらのビレットは次いで、約５〜３０分間、約６５０〜７５０°Ｆ（３４３〜３９９℃）において、約５：１から約２５：１までの範囲の押出し比を用いて押出して、さまざまな大きさの丸棒を製造した。以下の表１に示す処理パラメータに従って、各合金のいくつかの非限定的な実施態様を作成した。
Figure 2006336104
次いで、これらの丸棒のさまざまな性質（すなわち、極限引張り強さ、降伏強度、パーセント伸び、パーセント断面減少率、およびモジュラス）を空気中で試験した。これらの同じ性質はまた、高圧（すなわち、約５ｋｓｉ）の気体状水素中で、Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．８Ｇｄ−１．５ＺｒおよびＡｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−４．１Ｇｄ−５．４Ｙの棒のいくつかについて試験した。これらのＡｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．８Ｇｄ−１．５ＺｒおよびＡｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−４．１Ｇｄ−５．４Ｙ合金は、高圧の気体状水素中で良好な強度および延性を示したが、これは、そのような環境においてこれらの合金には水素脆性が存在しないことを示す。
Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．８Ｇｄ−２．５Ｚｒ、Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．８Ｇｄ−１．５Ｚｒ、およびＡｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−４．１Ｇｄ−５．４Ｙ合金は全て、図２および図３に示すように、約６５０°Ｆ（３４３℃）までの温度の範囲で、空気中で非常に高い強度を示した。図２から理解できるように、Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．８Ｇｄ−２．５Ｚｒ、Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．８Ｇｄ−１．５Ｚｒ、およびＡｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−４．１Ｇｄ−５．４Ｙ合金、それぞれ１０、１１、１２、は全て、二つの市販のアルミニウム合金（７０７５および６０６１）、それぞれ１３、１４より大幅に強い。Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．８Ｇｄ−１．５ＺｒおよびＡｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−４．１Ｇｄ−５．４Ｙ合金である１１、１２は、Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．８Ｇｄ−２．５Ｚｒである１０より強度が低いが、これは、それらが、表１に示すように、より長い時間、より高い温度において処理されたからである。これは、より強く、より軽量の航空宇宙および宇宙空間の部品を作成するのに本発明の合金を使用できるであろうことを示唆する。
さらに、本発明の合金はまた、図３に示すように、ロケットエンジンに現在使用されているような材料などといったさまざまな他の非アルミニウム合金よりはるかに高い比強度（強度／密度）を空気中で有する。理解できるように、Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．８Ｇｄ−２．５Ｚｒ、Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．８Ｇｄ−１．５Ｚｒ、およびＡｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−４．１Ｇｄ−５．４Ｙ合金であるそれぞれ１０、１１、１２は、少なくとも、約４２５°Ｆ（２１８℃）の温度まで、ニッケル基超合金ＩＮ６２５ １８、ニトロニック（ｎｉｔｒｏｎｉｃ）４０鋼２０、および３４７ステンレス鋼２２より高い。Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．８Ｇｄ−１．５ＺｒおよびＡｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−４．１Ｇｄ−５．４Ｙ合金である１１、１２の処理は、約６５０°Ｆ（３４３℃）までの温度で、よりいっそう大きな強度を与えるようにさらに最適化できる。とにかく、これらの結果は、エンジンの推力対重量比を向上させかつ飛行費用を低減するであろう、より大幅に軽量なロケットおよび航空機構造を作成するのに本発明の合金を使用できるであろうことを示唆する。
本発明の合金は、モノリス形態で使用でき、あるいは、金属−マトリックス複合材を製造するように連続または不連続の強化材料（すなわち第二相）を含むことができる。適切な強化材料としては、限定される訳ではないが、酸化物、炭化物、窒化物、酸化窒化物、酸化炭化窒化物（オキシカーボニトリド）（ｏｘｙｃａｒｂｏｎｉｔｒｉｄｅ）、ケイ化物、ホウ化物、ホウ素、黒鉛、鉄合金、タングステン、チタン、および／またはこれらの混合物が挙げられる。具体的な強化材料としては、限定される訳ではないが、ＳｉＣ、Ｓｉ3Ｎ4、Ａｌ2Ｏ3、Ｂ4Ｃ、Ｙ2Ｏ3、ＭｇＡｌ2Ｏ4、ＴｉＣ、ＴｉＢ2、および／またはこれらの混合物が挙げられる。これらの強化材料は、約５０体積パーセントまで、より好ましくは約０．５〜５０体積パーセント、さらにより好ましくは約０．５〜２０体積パーセントの体積分率で存在し得る。
本発明のアルミニウム合金は、限定される訳ではないが、ロケットエンジンのための、構造ジャケット、ターボポンプハウジング、タービンロータ、タービンロータハウジング、インペラー、弁、弁ハウジング、噴射器、ノズル、ブラケット、ダクト／配管、および他の構造部材、また、ジェットエンジンのための、空気入口ハウジング、ステータアッセンブリ、歯車ボックス、軸受ハウジング、カーボンシールハウジング、ドーム、カバー、ベーン、およびステータが挙げられる。これらの合金はまた、約−４２０°Ｆ（−２５１℃）から約６５０°Ｆ（３４３℃）までの温度において高強度が必要とされるジェットエンジン、ロケットエンジン、および自動車における他の用途に使用できる。
本発明のさまざまな実施態様を、本発明が適合するさまざまな要求を履行して説明した。これらの実施態様は、本発明のさまざまな実施態様の原理の単なる例示であると理解する必要がある。本発明のさまざまな変更物および適応物は、本発明の趣旨および範囲から逸脱することなく当業者に明らかとなるであろう。従って、添付の請求項およびその均等物の範囲に含まれるよう適切な変更物および変形物全てを本発明が包含することが意図される。
Ａｌ−Ｓｃの状態図である。 さまざまなアルミニウム合金についての強度対温度を示すグラフである。 さまざまな材料についての比強度対温度を示すグラフである。
符号の説明
１０…Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．８Ｇｄ−２．５Ｚｒ合金
１１…Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．８Ｇｄ−１．５Ｚｒ合金
１２…Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−４．１Ｇｄ−５．４Ｙ合金
１３…市販のアルミニウム合金（７０７５）
１４…市販のアルミニウム合金（６０６１）

Claims (46)

  1. （ａ） 約０．６〜２．９重量パーセントのスカンジウムと、
    （ｂ） 約１．５〜２５重量パーセントのニッケル、約１．５〜２０重量パーセントの鉄、約１〜１８重量パーセントのクロム、約１．５〜２５重量パーセントのマンガン、および約１〜２５重量パーセントのコバルトのうちの少なくとも一つと、
    （ｃ） 約０．４〜２．９重量パーセントのジルコニウム、約０．４〜２０重量パーセントのガドリニウム、約０．４〜３０重量パーセントのハフニウム、約０．４〜３０重量パーセントのイットリウム、約０．３〜１０重量パーセントのニオブ、および約０．２〜１０重量パーセントのバナジウムのうちの少なくとも一つと、
    （ｄ） 残部の実質的にアルミニウムと、
    を含むことを特徴とするアルミニウム合金。
  2. 前記合金は、アルミニウム固溶体マトリックスと、複数の分散質とを含み、この分散質は、Ａｌ3Ｎｉ、Ａｌ3Ｆｅ、Ａｌ6Ｆｅ、Ａｌ7Ｃｒ、Ａｌ6Ｍｎ、Ａｌ9Ｃｏ2、およびＡｌ3Ｘのうちの少なくとも一つを含み、
    各Ａｌ3Ｘ分散質は、Ｌ１2構造を有しており、ここで、Ｘは、スカンジウムと、ジルコニウム、ガドリニウム、ハフニウム、イットリウム、ニオブ、およびバナジウムのうちの少なくとも一つと、を含むことを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金。
  3. 前記合金は、マグネシウムを実質的に含まないことを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金。
  4. 前記合金は、約−４２０°Ｆ（−２５１℃）から約６５０°Ｆ（３４３℃）までの温度において使用できることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金。
  5. 前記アルミニウム合金は、航空機部品、ロケット部品、および自動車部品のうちの少なくとも一つに使用されることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金。
  6. 前記ロケット部品は、構造ジャケット、ターボポンプハウジング、タービンロータ、タービンロータハウジング、インペラー、弁、弁ハウジング、噴射器、ノズル、ブラケット、ダクト、配管部品、およびロケットエンジン構造部材のうちの少なくとも一つを含むことを特徴とする請求項５記載のアルミニウム合金。
  7. 前記航空機部品は、空気入口ハウジング、ステータアッセンブリ、歯車ボックス、軸受ハウジング、カーボンシールハウジング、ドーム、カバー、ベーン、およびステータのうちの少なくとも一つを含むことを特徴とする請求項５記載のアルミニウム合金。
  8. 前記合金は、約５０体積パーセントまでの強化第二相をさらに含むことを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金。
  9. 前記強化第二相は、酸化物、炭化物、窒化物、酸化窒化物、酸化炭化窒化物、ケイ化物、ホウ化物、鉄合金、ホウ素、黒鉛、タングステン、チタン、ＳｉＣ、Ｓｉ3Ｎ4、Ａｌ2Ｏ3、Ｂ4Ｃ、Ｙ2Ｏ3、ＭｇＡｌ2Ｏ4、ＴｉＣ、およびＴｉＢ2のうちの少なくとも一つを含むことを特徴とする請求項８記載のアルミニウム合金。
  10. 前記合金は、
    少なくとも約１０3℃／秒以上の冷却速度を用いる急速凝固技術と、
    鋳造処理と、
    のうちの少なくとも一方により製造されることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金。
  11. 前記鋳造処理は、高圧鋳造法、ダイカスト法、砂型鋳造、および永久型鋳造のうちの少なくとも一つを含むことを特徴とする請求項１０記載のアルミニウム合金。
  12. 前記急速凝固技術は、溶融紡糸、スプラット急冷、アトマイゼーション、スプレー堆積、真空プラズマスプレー、コールドスプレー、レーザー溶融、機械的合金化、低温ミリング、スピン形成、およびボールミルのうちの少なくとも一つを含むことを特徴とする請求項１０記載のアルミニウム合金。
  13. 前記急速凝固技術は、少なくとも以下の各工程：
    所定の組成を有するインゴットを作成し、
    このインゴットを溶融させ、
    溶融インゴットを噴霧して粉末を形成し、
    この粉末を脱ガスし、
    この粉末を圧密成形してビレットを作成し、
    このビレットを所定の形態に熱間加工する、
    ことを含むことを特徴とする請求項１０記載のアルミニウム合金。
  14. 前記作成工程は、約１５〜６０分間、約１１４９〜１２６０℃においてアルゴン雰囲気中で行われることを特徴とする請求項１３記載のアルミニウム合金。
  15. 前記溶融工程は、約１５〜６０分間、約１３１６〜１４２７℃においてアルゴン雰囲気中で行われることを特徴とする請求項１３記載のアルミニウム合金。
  16. 前記脱ガス工程は、約４〜１５時間、約３４３〜３９９℃において粉末を高温真空脱ガスすることを含むことを特徴とする請求項１３記載のアルミニウム合金。
  17. 前記圧密成形工程は、約１〜５時間、約３４３〜３９９℃において粉末を真空ホットプレスすることを含むことを特徴とする請求項１３記載のアルミニウム合金。
  18. 前記熱間加工工程は、約５〜３０分間、約３４３〜３９９℃において行われることを特徴とする請求項１３記載のアルミニウム合金。
  19. （ａ） 約０．６〜２．９重量パーセントのスカンジウムと、
    （ｂ） 約１．５〜２５重量パーセントのニッケルと、
    （ｃ） 約０．４〜２０重量パーセントのガドリニウム、約０．４〜２．９重量パーセントのジルコニウム、約０．４〜３０重量パーセントのハフニウム、約０．３〜１０重量パーセントのニオブ、約０．２〜１０重量パーセントのバナジウム、および約０．４〜３０重量パーセントのイットリウムのうちの少なくとも一つと、
    （ｄ） 残部の実質的にアルミニウムと、
    を含むことを特徴とするアルミニウム合金。
  20. 前記合金は、アルミニウム固溶体マトリックスと、Ａｌ3ＮｉおよびＡｌ3Ｘから成る分散質とを含み、Ａｌ3Ｘは、Ｌ１2構造を有しており、ここで、Ｘは、スカンジウムと、ガドリニウム、ジルコニウム、ハフニウム、ニオブ、バナジウム、およびイットリウムのうちの少なくとも一つと、を含むことを特徴とする請求項１９記載のアルミニウム合金。
  21. 前記合金は、マグネシウムを実質的に含まないことを特徴とする請求項１９記載のアルミニウム合金。
  22. 前記合金は、約−４２０°Ｆ（−２５１℃）から約６５０°Ｆ（３４３℃）までの温度において使用できることを特徴とする請求項１９記載のアルミニウム合金。
  23. 前記アルミニウム合金は、航空機部品、ロケット部品、および自動車部品のうちの少なくとも一つに使用されることを特徴とする請求項１９記載のアルミニウム合金。
  24. 前記ロケット部品は、構造ジャケット、ターボポンプハウジング、タービンロータ、タービンロータハウジング、インペラー、弁、弁ハウジング、噴射器、ノズル、ブラケット、ダクト、配管部品、およびロケット構造部材のうちの少なくとも一つを含むことを特徴とする請求項２３記載のアルミニウム合金。
  25. 前記航空機部品は、空気入口ハウジング、ステータアッセンブリ、歯車ボックス、軸受ハウジング、カーボンシールハウジング、ドーム、カバー、ベーン、およびステータのうちの少なくとも一つを含むことを特徴とする請求項２３記載のアルミニウム合金。
  26. （ａ） 約１〜２．９重量パーセントのスカンジウムと、
    （ｂ） 約６〜１０重量パーセントのニッケルと、
    （ｃ） 約２〜１０重量パーセントのガドリニウム、約０．５〜２．９重量パーセントのジルコニウム、約６〜１２重量パーセントのハフニウム、約１〜６重量パーセントのニオブ、約１〜５重量パーセントのバナジウム、および約１〜８重量パーセントのイットリウムのうちの少なくとも一つと、
    （ｄ） 残部の実質的にアルミニウムと、
    を含むことを特徴とする請求項１９記載のアルミニウム合金。
  27. （ａ） 約２．１５重量パーセントのスカンジウムと、
    （ｂ） 約８．４重量パーセントのニッケルと、
    （ｃ） 約４．１〜８．８重量パーセントのガドリニウム、約１．５〜２．５重量パーセントのジルコニウム、約８．０〜１１．５重量パーセントのハフニウム、約２．５〜５．０重量パーセントのニオブ、約２．０〜３．２重量パーセントのバナジウム、および約２．５〜６．５重量パーセントのイットリウムのうちの少なくとも一つと、
    （ｄ） 残部の実質的にアルミニウムと、
    を含むことを特徴とする請求項２６記載のアルミニウム合金。
  28. 重量パーセントで、下記の組成：
    約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（６〜１０）Ｇｄ−（０．５〜２．９）Ｚｒ、
    約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（６〜１０）Ｇｄ−（１〜４）Ｙ、
    約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（２〜６）Ｇｄ−（４〜８）Ｙ、
    約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（６〜１２）Ｈｆ−（０．５〜２．９）Ｚｒ、
    約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（６〜１２）Ｈｆ−（３〜７）Ｇｄ、
    約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（６〜１２）Ｈｆ−（２〜６）Ｙ、
    約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（４〜９）Ｙ−（０．５〜２．９）Ｚｒ、
    約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（１〜６）Ｎｂ−（０．５〜２．９）Ｚｒ、
    約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（６〜１２）Ｈｆ−（１〜６）Ｎｂ、
    約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（６〜１２）Ｈｆ−（１〜５）Ｖ、
    約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（１〜６）Ｎｂ−（１〜５）Ｖ、
    約Ａｌ−（６〜１０）Ｎｉ−（１〜２．９）Ｓｃ−（０．５〜２．９）Ｚｒ−（１〜５）Ｖ、
    約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．８Ｇｄ−１．５Ｚｒ、
    約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．５Ｇｄ−２．５Ｙ、
    約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−４．１Ｇｄ−５．４Ｙ、
    約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−１１．５Ｈｆ−１．５Ｚｒ、
    約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−９．８Ｈｆ−１．５Ｚｒ、
    約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−９．０Ｈｆ−４．５Ｇｄ、
    約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．５Ｈｆ−３．０Ｙ、
    約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−６．５Ｙ−１．５Ｚｒ、
    約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−５．０Ｎｂ−２．１Ｚｒ、
    約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−９．５Ｈｆ−２．５Ｎｂ、
    約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．０Ｈｆ−２．０Ｖ、
    約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−２．５Ｎｂ−３．２Ｖ、および、
    約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−２．５Ｚｒ−３．２Ｖ、
    のうちの少なくとも一つを含むことを特徴とするアルミニウム合金。
  29. 重量パーセントで、以下の組成： 約Ａｌ−８．４Ｎｉ−２．１５Ｓｃ−８．８Ｇｄ−２．５Ｚｒを含むことを特徴とするアルミニウム合金。
  30. 前記合金は、アルミニウム固溶体マトリックスと、Ｌ１2構造を有する複数のＡｌ3（Ｓｃ，Ｇｄ，Ｚｒ）分散質と、複数のＡｌ3Ｎｉ分散質とを含むことを特徴とする請求項２９記載のアルミニウム合金。
  31. 前記合金は、マグネシウムを実質的に含まないことを特徴とする請求項２９記載のアルミニウム合金。
  32. 前記合金は、約−４２０°Ｆ（−２５１℃）から約６５０°Ｆ（３４３℃）までの温度において使用できることを特徴とする請求項２９記載のアルミニウム合金。
  33. 前記合金は、約５０体積パーセントまでの強化第二相をさらに含むことを特徴とする請求項２９記載のアルミニウム合金。
  34. 前記強化第二相は、酸化物、炭化物、窒化物、酸化窒化物、酸化炭化窒化物、ケイ化物、ホウ化物、鉄合金、ホウ素、黒鉛、タングステン、チタン、ＳｉＣ、Ｓｉ3Ｎ4、Ａｌ2Ｏ3、Ｂ4Ｃ、Ｙ2Ｏ3、ＭｇＡｌ2Ｏ4、ＴｉＣ、およびＴｉＢ2のうちの少なくとも一つを含むことを特徴とする請求項３３記載のアルミニウム合金。
  35. 前記合金は、
    少なくとも約１０3℃／秒以上の冷却速度を用いる急速凝固技術と、
    鋳造処理と、
    のうちの少なくとも一方により製造されることを特徴とする請求項２９記載のアルミニウム合金。
  36. 前記鋳造処理は、高圧鋳造法、ダイカスト法、砂型鋳造、および永久型鋳造のうちの少なくとも一つを含むことを特徴とする請求項２９記載のアルミニウム合金。
  37. 前記急速凝固技術は、溶融紡糸、スプラット急冷、アトマイゼーション、スプレー堆積、真空プラズマスプレー、コールドスプレー、レーザー溶融、機械的合金化、低温ミリング、スピン形成、およびボールミルのうちの少なくとも一つを含むことを特徴とする請求項２９記載のアルミニウム合金。
  38. 前記急速凝固技術は、少なくとも以下の各工程：
    所定の組成を有するインゴットを作成し、
    このインゴットを溶融させ、
    溶融インゴットを噴霧して粉末を形成し、
    この粉末を脱ガスし、
    この粉末を圧密成形してビレットを作成し、
    このビレットを所定の形態に熱間加工する、
    ことを特徴とする請求項３５記載のアルミニウム合金。
  39. 前記作成工程は、約１５〜６０分間、約１１４９〜１２６０℃においてアルゴン雰囲気中で行われることを特徴とする請求項３８記載のアルミニウム合金。
  40. 前記溶融工程は、約１５〜６０分間、約１３１６〜１４２７℃においてアルゴン雰囲気中で行われることを特徴とする請求項３８記載のアルミニウム合金。
  41. 前記脱ガス工程は、約４〜１５時間、約３４３〜３９９℃において粉末を高温真空脱ガスすることを含むことを特徴とする請求項３８記載のアルミニウム合金。
  42. 前記圧密成形工程は、約１〜５時間、約３４３〜３９９℃において粉末を真空ホットプレスすることを含むことを特徴とする請求項３８記載のアルミニウム合金。
  43. 前記熱間加工工程は、約５〜３０分間、約３４３〜３９９℃において行われることを特徴とする請求項３８記載のアルミニウム合金。
  44. 前記アルミニウム合金は、航空機部品、ロケット部品、および自動車部品のうちの少なくとも一つに使用されることを特徴とする請求項２９記載のアルミニウム合金。
  45. 前記ロケット部品は、構造ジャケット、ターボポンプハウジング、タービンロータ、タービンロータハウジング、インペラー、弁、弁ハウジング、噴射器、ノズル、ブラケット、ダクト、配管部品、およびロケットエンジン構造部材のうちの少なくとも一つを含むことを特徴とする請求項４４記載のアルミニウム合金。
  46. 前記航空機部品は、空気入口ハウジング、ステータアッセンブリ、歯車ボックス、軸受ハウジング、カーボンシールハウジング、ドーム、カバー、ベーン、およびステータのうちの少なくとも一つを含むことを特徴とする請求項４４記載のアルミニウム合金。
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