JP2007083307A - アルミニウム合金鋳造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 複雑な鋳造部品の高温での実用を可能にするように組成設計と凝固速度制御とを組み合わせた、従来技術の欠陥を克服するアルミニウム合金の鋳造方法を提供する。
【解決手段】 一実施例のアルミニウム合金はイッテルビウムおよびガドリニウムから選択される約１．０〜２０．０％（重量％）の希土類元素と、ガドリニウム、イッテルビウム、イットリウム、エルビウム、およびセリウムから選択される約０．１〜１０．０％（重量％）の少なくとも一つの第２の希土類元素、および微量合金元素を含んでなる。組成設計と凝固制御との組み合わせにより共晶希土類含有不溶性分散質の構造的な改良や均一な分布がつくり出される。また、構造上の改良と均一な共晶相の分布により従来のアルミニウム合金に比べてより優れた耐腐食性を提供する。
【選択図】なし

Description

本発明は概ねアルミニウム合金性能を向上させるように組成設計および凝固速度の制御を組み合わせた凝固制御による、高温応用例に適したアルミニウム合金の製造方法に関する。

ガスタービンエンジンのコンポーネントは一般的にチタン、鉄、コバルト、およびニッケルをベースとする合金でつくられる。運転中、ガスタービンエンジンの多くのコンポーネントは高温にさらされる。例えばアルミニウム、マグネシウム、およびこれらの合金といった軽量金属は、性能を向上させエンジンコンポーネント重量を軽減するように一部のコンポーネントでよく使用される。通常のアルミニウム合金の使用における欠点は、これらの合金の強度が１５０℃より高い温度で急速に降下し、特定の高温応用例で不適となることである。鍛錬加工であれ鋳造であれ、現行のアルミニウム合金はＴ６状態（溶体化処理し、急冷し、人工熟成した）で約１８０℃（３５５°Ｆ）を下回る温度での応用を対象としている。

幾つかの高温アルミニウム合金が開発されているが、その重量にメリットがあるにもかかわらず製品の応用例はほとんどない。これは部分的には航空宇宙産業において新しい合金の受け入れが遅いためではあるが、高温アルミニウム合金には製品用途への採用を妨げる可能性のある製造上の限界があるためでもある。高温合金が使用される可能性のある潜在的な部品の多くは溶接、ろう付け、もしくは鋳造を用いて製造される。鍛錬用高温アルミニウム合金を用いるこれらの部品の製造（粉末冶金手段を含む）が考えられるが、往々にして費用が極端に高く、また製品が非常に単純な部品に限られる。逆に言えば、通常の鋳造や一番安い工程により複雑な形状に加工されたアルミニウム合金の高温特性の改良を進めることは困難である。

最近、例えばＤ−３５７といったアルミニウム−ケイ素ベースの合金のような、アルミニウム合金の鋳造技術に改良が見られる。こうした改良は一方向／単結晶超合金の液体金属冷却により達成される改良に類似した、アルミニウム−ケイ素合金の「制御凝固」を可能にした。これにより結晶粒や析出物の形態学における著しい改良や均一性の提供が可能となり鋳造を通して一貫した複合強度および延性を向上させる。これによりＤ−３５７のような現在の合金組成に部品の設計者が要求するような特性に強固な品質を提供する。しかしながらこうした合金はより高温な応用例に必要とされる特性のレベルを満たしていない。高温性能を著しく向上するように凝固制御技術と相乗的に複合する新しい組成設計が必要とされる。

したがって、組成設計と凝固速度制御とを組み合わせ、すなわち複雑な鋳造部品の高温での実用（例えば、ガスタービンおよび自動車機関の部品および構造）を相乗的に可能にするように設計され、従来技術の欠陥や障害を克服する、凝固制御によるアルミニウム合金の製造方法技術が必要である。

ガスタービンエンジンの特定の部品は高温アルミニウム−希土類元素合金で作られうる。一例のアルミニウム合金は、イッテルビウム、ガドリニウム、イットリウム、エルビウム、およびセリウムのうち一つもしくは複数の組み合わせを含む、約１．０〜２０．０％（重量％）の希土類元素を含む。またアルミニウム合金は、銅、ニッケル、亜鉛、銀、マグネシウム、ストロンチウム、マンガン、スズ、カルシウム、コバルト、およびチタンのうち一つもしくは複数の組み合わせを含む、約０．１〜１５％（重量％）の微量合金元素を含む。合金組成の残部はアルミニウムである。

凝固中、アルミニウムマトリックスはこのマトリックスから希土類元素を排除して、アルミニウムマトリックスを強化する共晶希土類含有不溶性分散質を形成する。アルミニウム合金の最適組成や凝固速度は、異なる組成や凝固条件でのアルミニウム合金における結果として生じる構造や機械的特性を分析することにより決定される。凝固制御は、高温での使用に適した構造を相乗的に生み出すようにアルミニウム合金の組成設計と凝固速度制御とを複合させる。その後アルミニウム合金はインベストメント鋳造、ダイカスト、あるいは砂型鋳造を含む鋳造により所望の形状に成形される。

一実施例では、複雑な形状はインベストメント鋳造により細部にわたり鋳造することができる。所望の組成を有する熔融アルミニウム合金はインベストメント鋳造シェル内に鋳湯される。その後インベストメント鋳造シェルは、この熔融アルミニウム合金を急冷するように急冷剤、例えば約１００℃に加熱した水と水溶性物質との水溶液中に入れられる。凝固速度はインベストメント鋳造シェルを急冷剤内に入れる速度を調整することにより制御することができる。アルミニウム合金はインベストメント鋳造シェルの底部で最初に冷却が始まる。アルミニウム合金が冷却されるに従い、凝固したアルミニウム合金はこの冷却凝固された合金の上にある熔融アルミニウム合金から熱を抽出する役割を果たし、熔融アルミニウム合金から迅速かつ均一に熱を抽出する。この凝固は熔融アルミニウム合金が完全に凝固するまでこのインベストメント鋳造シェルの上部へと垂直方向に広がる。

図１は発電もしくは推進に用いられるガスタービンエンジン１０を概略的に示す。ガスタービンエンジン１０は中心軸１２をもち、ファン１４、コンプレッサ１６、燃焼セクション１８、およびタービン２０を含んでなる。コンプレッサ１６で圧縮された空気が燃料と混合され、燃焼セクション１８で燃焼されてタービン２０で膨張される。コンプレッサ１６で圧縮された空気やタービン２０で膨張された燃料混合物は双方とも熱ガス流２８と呼ばれる。タービン２０のロータ２２はこの膨張に反応して回転し、コンプレッサ１６およびファン１４を駆動させる。またタービン２０は、ロータ上の回転エアフォイルすなわちブレード２４と、静止エアフォイルすなわちベーン２６と、が交互に並ぶ列を備える。

ガスタービンエンジン１０の特定の部品はアルミニウム−希土類元素合金でつくることができる。一実施例のアルミニウム合金は、イッテルビウム（Ｙｂ）、ガドリニウム（Ｇｄ）、イットリウム（Ｙ）、エルビウム（Ｅｒ）、およびセリウム（Ｃｅ）のうち一つもしくは複数の組み合わせを含む、約１．０〜２０．０％（重量％）の希土類元素を含む。またアルミニウム合金は、銅、ニッケル、亜鉛、銀、マグネシウム、ストロンチウム、マンガン、スズ、カルシウム、コバルト、およびチタンのうち一つもしくは複数の組み合わせを含む、約０．１〜１５％（重量％）の微量合金元素を含む。合金組成の残部はアルミニウムである。

凝固中、アルミニウムマトリックスは希土類元素を排除して、アルミニウム合金の高温強度に貢献する共晶希土類含有不溶性分散質を形成する。微量合金元素は一次共晶に異なる機能を提供する。亜鉛、マグネシウム、そしてそれほどではないにせよニッケル、銅、および銀が約１８０℃までのアルミニウム合金の析出硬化に貢献する。析出物は約２６０℃で再溶解し、固溶体硬化以外には高温強度にほとんど貢献しない。ストロンチウムやカルシウムは共晶の化学修飾のために添加されるが、より高い凝固速度で得られる効果的な物理的改良処理によって効力をなくすことができる。

一実施例では、アルミニウム合金はイッテルビウムおよびガドリニウムから選択される約１．０〜２０．０％（重量％）の希土類元素と、ガドリニウム、イッテルビウム、イットリウム、エルビウム、およびセリウムから選択される約０．１〜１０．０％（重量％）の少なくとも一つの第２の希土類元素と、を含んでなる。望ましくは、アルミニウム合金は約１２．５〜１５．０％（重量％）のイッテルビウムと約３．０〜５．０％のイットリウムとを含んでなる。さらに望ましくは、アルミニウム合金は約１２．９〜１３．２％（重量％）のイッテルビウムと約３．０〜４．０％のイットリウムとを含む。

別の実施例では、アルミニウム合金は、約０．５〜５．０％（重量％）の銅（Ｃｕ）と、約０．１〜４．５％のニッケル（Ｎｉ）と、約０．１〜５．０％の亜鉛（Ｚｉ）と、約０．１〜２．０％のマグネシウム（Ｍｇ）と、約０．１〜１．５％の銀（Ａｇ）と、約０．０１〜１．０％のストロンチウム（Ｓｒ）と、０〜約０．０５％のマンガン（Ｍｇ）と、０〜約０．０５％のカルシウム（Ｃａ）と、を含んでなる微量合金元素を含む。望ましくは、アルミニウム合金は、約１．０〜３．０％（重量％）の銅と、約０．５〜１．５％のニッケルと、約２．０〜３．０％の亜鉛と、約０．５〜１．５％のマグネシウムと、約０．５〜１．０％の銀と、約０．０２〜０．０５％のストロンチウムと、を含む。

一実施例のアルミニウム合金は、約２．５〜１５．０％（重量％）のイッテルビウムと、約３．０〜５．０％のイットリウムと、約０．５〜５．０％の銅と、約０．１〜４．５％のニッケルと、約０．１〜５．０％の亜鉛と、約０．１〜２．０％のマグネシウムと、約０．１〜１．５％の銀と、約０．０１〜１．０％のストロンチウムと、０〜約０．０５％のマンガンと、０〜約０．０５％のカルシウムと、を含んでなる。さらに望ましくは、アルミニウム合金は、約１．０〜３．０％（重量％）の銅と、約０．５〜１．５％のニッケルと、約２．０〜３．０％の亜鉛と、約０．５〜１．５％のマグネシウムと、約０．５〜１．０％の金と、約０．０２〜０．０５％のストロンチウムと、を含む。

アルミニウム合金の可鋳性は主にこのアルミニウム合金の組成および凝固速度に関係する。組成および凝固速度の選択的制御はアルミニウム合金鋳造における微細で均一な共晶構造の形成を最大化する。最適な構造および特性は、砂型鋳造、インベストメント鋳造、永久型鋳造、およびダイカストを含む、いくつかの鋳造条件により得ることができる。より優れた高温性能を有する複雑な鋳造を成形する可鋳性高温アルミニウム（ＣＨＴＡ）合金が提供されうる。

特定の応用例におけるアルミニウム合金の最適組成は、異なる凝固条件でのアルミニウム合金における結果として生じる構造および機械的特性を分析することにより決定される。第一に、アルミニウム合金における特定の組成の機械的特性が、凝固速度が固定された状態で測定される。アルミニウム合金の組成を変化させ、その機械的特性が、最適な機械的特性をもつ組成が得られるまで測定される。いったん最適組成が得られると、アルミニウム合金の凝固速度がこのアルミニウム合金の機械的特性がさらに向上するまで変えられる。これによりアルミニウム合金組成の最適凝固速度が決定される。これらの二つの特性から、強固な高温アルミニウム合金の相乗効果を最大限に発揮するようにさらに組成や凝固速度の微調整が行われる。

またアルミニウム合金の組成は、鋳造に一般的な特定の凝固条件に調整される。例えば銅やニッケルのような遷移金属が増量された本質的により高品質（ｒｉｃｈ）な組成は、高凝固速度（例えば、インベストメント鋳造やダイカストで一般的な速度）で強度特性を最大化するように用いられうる。きめの粗い構造におけるマトリックス強度の損失を補填するように銅やニッケルのような遷移金属が減少したより低品質（ｌｅａｎ）の組成は、低凝固速度（砂型鋳造で一般的な速度）で用いられうる。

その後所望の組成のアルミニウム合金が所望の凝固速度で鋳造される。例えばアルミニウム合金は砂型鋳造（約５〜５０℃／分）、インベストメント鋳造（約５０〜２００℃／分）、あるいはダイカスト（約５，０００〜５０，０００℃／分）により鋳造される。

アルミニウム合金の制御された凝固は、適切に設計されたアルミニウム合金の構造および特性に微細構造の均一性、改良（ｒｅｆｉｎｅ）および相乗的改善を提供する。アルミニウム合金の性能、多用性、耐熱性および強度は現在のアルミニウム合金のレベルを超えて約３７５℃までの広範囲に及ぶ高温応用例に拡張される。アルミニウム合金鋳造は性能を拡張させ、重量、および現行の材料（アルミニウム、チタン、鉄、ニッケルベースの合金などを含む）から通常製造される部品のコストを軽減することができる。組成設計と鋳造工程制御との組み合わせにより共晶希土類含有不溶性分散質の構造的な改良や均一な分布がつくり出される。この相乗作用は応力が集中する構造上の特徴のレベルを減少させ、改良された延性および切欠き感度を提供する。したがって、改良された耐クリープ性や構造安定性の基盤が形成される。同様に、構造上の改良（ｒｅｆｉｎｅ）と均一な共晶相の分布により腐食作用をアルミニウム合金表面にわたってより均一に分散させ、これにより従来のアルミニウム合金に比べてより優れた耐腐食性を提供する。

一実施例では、アルミニウム合金の最適組成と凝固速度が決定された後、このアルミニウム合金は凝固制御の工程を用いてインベストメント鋳造される。インベストメント鋳造により約５０〜１００℃／分の比較的早い凝固速度で細部にわたり複雑な形状が鋳造され、所望の構造上の改良が生み出される。インベストメント鋳造では、最終部品の形状を持つろう型が最初につくられる。その後セラミックのコーティング、例えばスラリーやスタッコ、がこのろう型に適用される。セラミック層の数は必要なセラミックの厚さに依り、どの程度の数の層が用いられるかは当業者にとって理解できよう。その後セラミックコーティングされたろう型は炉内で加熱されてこのろう型を溶解して除去し、セラミックインベストメント鋳造シェルが残される。

インベストメント鋳造シェルは加熱され、この加熱されたインベストメント鋳造シェル内に熔融アルミニウム合金が注入される。その後インベストメント鋳造シェルはこの熔融アルミニウム合金を急冷するように急冷剤、例えば約１００℃に加熱された水と水溶性物質（例えばポリエチレングリコール）との水溶液中に入れられる。凝固速度はインベストメント鋳造シェルを急冷剤内に入れる割合を調整することにより制御される。インベストメント鋳造シェルを急冷剤にゆっくり入れるほど、凝固速度はますます遅くなる。インベストメント鋳造シェルを急冷剤に早く入れるほど、凝固速度はますます速くなる。

熔融アルミニウム合金はインベストメント鋳造シェルの底部で最初に冷却され始める。上部の熔融アルミニウム合金の下方にあってこれと接触する冷却された凝固合金はこの熔融アルミニウム合金から熱を抽出するように役立つ。シェルが溶液中に浸漬されるに従い、熔融アルミニウム合金から熱を迅速かつ均一に抽出するようにこの熔融合金が完全に凝固するまでインベストメント鋳造シェルの上部に向かって垂直方向に凝固が広がる。水と水溶性物質の水溶液は、熔融アルミニウム合金を空気中で冷却するよりも、より急速にアルミニウム合金から熱を抽出する。

インベストメント鋳造はエンジンのハウジングの製造や複雑な形状を有するその他の部品に利用が可能で、さらに設計上の自由度を向上させる。金型やシェルモールド工程のために比較的費用がかかるが、インベストメント鋳造は複雑な形状をもつエンジン部品の製造にとって有利であり、部品がより優れた精度と複雑性をもつよう鋳造させる。

インベストメント鋳造について述べてきたが、あらゆる種類の鋳造が用いられることを理解されたい。例えば、アルミニウム合金の部品はダイカストもしくは砂型鋳造により成形することができる。どのような種類の鋳造が使用できるかは当業者にとって理解されよう。

鋳造中、所望の共晶ベースの微細構造を促進し高温性能を提供するように凝固条件が制御される。またこうした特徴は凝固する合金の成長前線（ｇｒｏｗｔｈ ｆｒｏｎｔ）（アルミニウム合金が凝固するにつれての液体と固体との界面の移動）の種類と関係する。溶質を多く含む領域は進行する凝固前線の前方に発達し、凝固に伴う溶質の排除のために組成的な熔融物の過冷がもたらされる。組成的過冷は比率Ｇ／Ｒにより計算され、ここでＧは前線の前方の液体の温度勾配であり、Ｒは前線の成長速度である。液相における急な温度勾配により分散距離が短くなって平面的な凝固前線となるように助長され、本質的な過冷の度合いが抑制されるが、これは成長条件の安定度を測定し成長前線の種類を制御する主な要素である。

急な温度勾配により急速な凝固がもたらされ、結果として生じる部品の結晶粒の大きさや樹枝状晶間隔（ｄｅｎｄｒｉｔｅ ａｒｍ ｓｐａｃｉｎｇ）を小さくする。樹枝状晶間隔もしくは相粒子間隔（λ）と凝固速度（Ｒ）との間には、等式 λ²Ｒ＝一定 の関係がある。凝固速度が増加するに従い、希土類分散相の粒子間隔は指数関数的に減少し、構造改良と所望の機械的特性の改善がもたらされる。急な温度勾配は樹枝状晶間微小空洞の形成を減少させるが、これは一般的な高温合金組成における高い収縮比を想定すれば有益である。

合金が共晶組成からずれているとき、凝固が十分急な温度勾配で、もしくは十分緩やかな速度で実行される場合は、共晶のような微細構造を維持するのはまだ可能である。したがって複雑な高温共晶合金を発達させるべく相の化学的性質や体積分率を修正するように合金元素を添加することができる。三元合金の高次構造の共晶では、共晶相の全体積分率は概ね増加して、結果として生じる共晶組成における微細な構造がもたらされる。これらの構造が凝固制御と組み合わされると、構造と特性との相乗的な改善は可能である。

図２は砂型鋳造可鋳性高温アルミニウム合金（ＣＨＴＡ）の微細構造を示す倍率２００倍の顕微鏡写真を示し、これは凝固制御のもとで鋳造されていない。砂型鋳造に一般的なより遅い凝固速度（約１０℃／分）のもとでは、αＡｌ−Ａｌ₃（希土類元素（ＲＥＭ））合金、例えばαＡｌ−Ａｌ₃（Ｙｂ，Ｙ）合金の形態は一般的に薄片状で角張っている。αＡｌ相とＡｌ₃（希土類元素）相との樹枝状晶間隔や相粒子間隔は相対的に目が粗く、ほとんどのＡｌ₃（希土類元素）粒子は連結して連続している。Ａｌ₃（Ｙｂ，Ｙ）相の形態は熱的に安定しているが、この形態は分散強化には最適化されていない。

図３は凝固制御のもとでインベストメント鋳造された、図２と同じアルミニウム合金のαＡｌ−Ａｌ₃（希土類元素）の一次共晶粒の微細構造を示す倍率２００倍の顕微鏡写真を示す。図４は、図３の鋳造アルミニウム合金のαＡｌ−Ａｌ₃（希土類元素）一次共晶粒の微細構造を示す倍率５００倍の顕微鏡写真を示す。微細構造は構造組成（ｒｅｆｉｎｅ）に特有の水準を持つ。インベストメント鋳造工程における凝固条件を制御することにより、比較的速い冷却速度（約１００℃／分）が可能であり、Ａｌ₃（Ｙｂ，Ｙ）相をよりよく分散させるようにＡｌ₃（Ｙｂ，Ｙ）相の核生成や「改良処理（ｍｏｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ）」を向上させる。共晶合金の樹枝状晶間隔および粒子間隔の双方において著しい改良および縮小がみられる。

本発明のアルミニウム合金は第１の共晶構造（αＡｌ−Ａｌ₃（希土類元素））と、別の第２の共晶構造（αＡｌ−ＣｕＡｌ₂／Ｃｕ₃ＮｉＡｌ₆）を有する。第２の共晶構造は第１の共晶樹枝状結晶枝部の周りあるいは間で最後に凝固する。適切な組成では、凝固した構造は完全に共晶である。凝固中に残余の樹枝状晶間液体が凝固するに従い、凝固制御による鋳造工程と第２の共晶合金合成との間にいくつかの有益な相乗効果が見られ、ＣｕＡｌ₂ベースの相の大きさや形態の改良、および改良された分布をつくりだす。第２の共晶は図２、図３および図４における第１の共晶粒の間の黒い筆跡のような構造体として示されている。

本発明では、通常の砂型鋳造で観察される、共晶における応力の集中する構造的な特徴や非共晶合金（特に過共晶の第１のＡｌ₃（希土類元素）相）に存在する相対的に粗い角張った形態が減少し、延性や切欠き感度への有害な影響が緩和される。相乗効果により図５に示されるファンハウジングのような複雑な鋳造が可能であり、鋳型内の厚さ約０．０３インチ（０．０８ｃｍ）のガイドベーンや鋭いコーナ部が良好に鋳造される。

また分散した共晶粒子やアルミニウム合金の構造的な改良はアルミニウム合金の疲労特性に対して著しく有益な効果をもつ。特定の試験温度における、疲れ限度比（すなわち、１０⁷回のサイクルにおける疲労強度（疲れ限度）を最大引張り強さで割った値）は疲労性能の測定規準である。

図６はアルミニウム合金の一般的な高サイクル疲労特性を示し、室温および４００°Ｆでの疲れ限度は各々、２０ｋｓｉ（キップ／平方インチ）（約１４０６ｋｇ／ｃｍ²）以上および１５ｋｓｉ（約１０５５ｋｇ／ｃｍ²）以上と推定される。対応する最大引張り強さの各々の値、約３６ｋｓｉ（約２５３１ｋｇ／ｃｍ²）（室温）および約３０ｋｓｉ（約２１０９ｋｇ／ｃｍ²）（４００°Ｆ）における、疲れ限度比は各々、約０．６および約０．５である。通常のアルミニウム合金（疲れ限度比は通常０．３以下）と比較すると、本発明のアルミニウム合金は高い疲労強度を有し、アルミニウム複合材料や酸化物分散強化鍛錬用合金のようにふるまう。しかしながら、本発明のアルミニウム合金はアルミニウム複合材料中の（あらゆる使用温度でも割れやすい状態にある）セラミック粒子によって制限されず、また鍛錬用合金のような部品の複雑性に対する制限も受けない。

２６０℃のような高温では、アルミニウム合金における亜鉛−マグネシウムベースの析出物は再溶解し、銅およびニッケルベースの共晶（約５３８℃）と、イッテルビウム／イットリウムベースの共晶（約６３２℃）とが第一の補強相として残る。ニッケルは銅ベースの共晶に高温強度および安定性を提供して、析出物を時間／温度効果的に強化し、膨張係数を減少させる。これは、収縮観測では比較的高い。アルミニウム内におけるニッケルの固体溶解度の上限は約０．０４％で、これを上回る値では不溶性合金を形成する。しかしながら、ニッケルは銅内においては完全な固体溶解度をもち、ＣｕＡｌ₂共晶相と合金をつくりこれを強化してＣｕ₃ＮｉＡｌ₆ベースの共晶相を形成する。銅格子内における原子的なニッケルの置換は銅ベースの共晶の高温強度を効果的に向上させる。各々の溶解度のレベルやＣｕＡｌ₂格子内の原子的置換によって決定される、これらの分子の相互依存性が見られる。

ある量の銅およびニッケルによりアルミニウム合金の微細構造に影響がもたらされる。図７には銅のニッケルに対する比率（銅／ニッケル比）とアルミニウム合金の微細構造における銅＋ニッケルの総和（％）の影響を示す。約１０〜１００℃／分の凝固制御による冷却速度を用いてつくられた、１７のインベストメント鋳造アルミニウム合金の鋳放し＋ホットアイソスタティック成形された微細構造を、改良された均一構造および有害な相の存在（例えば、不均一もしくは旋盤状（ｌａｔｈｅ−ｌｉｋｅ）のもの）の度合いにより、合格、限界、不合格として評価した。微細構造を銅／ニッケル比および銅＋ニッケルの総和（％）のパラメータで比較し、これはアルミニウム合金の微細構造と、特定の凝固速度における銅およびニッケルの割合との相関関係を示した。またアルミニウム合金の機械的特性（硬さ、室温での引張り、２６０℃での引張り）は銅／ニッケル比や銅＋ニッケルの総和（％）関係に対する微細構造と相関関係がある。

表１は合金Ａおよび合金Ｂの銅／ニッケル比と、銅＋ニッケルの総和（％）の影響を示す。合金Ａ，Ｂは銅およびニッケルの割合を除き本質的に同じ組成である。合金Ａの強度／延性や微細構造は合金Ｂよりも望ましい。インベストメント鋳造（約５０〜２００℃／分、例えば約１００℃／分）およびダイカスト（約５，０００〜５０，０００℃／分、例えば約１０，０００℃／分）に一般的なより高い凝固速度のもとでのアルミニウム合金鋳造では、アルミニウム合金の銅／ニッケル比のパラメータは約１．０よりも大きくすべきであり、アルミニウム合金の銅＋ニッケルの総和のパラメータは約４．５％未満とすべきである。さらに望ましくは、銅／ニッケル比のパラメータは約１．５よりも大きく、銅＋ニッケルの総和のパラメータは約４．０％未満である。

砂型鋳造（約５〜５０℃／分、例えば約１０℃／分）のような、遅い凝固速度のもとでのアルミニウム合金鋳造では、銅／ニッケル比のパラメータは約１．０よりも大きくすべきであり、銅＋ニッケルの総和のパラメータは約４．０％未満とすべきである。望ましくは、銅／ニッケル比のパラメータは約２．０よりも大きく、銅＋ニッケルの総和のパラメータは約３．５％未満である。

図８は異なる種類の鋳造による、特定のアルミニウム合金の微細構造における凝固速度の影響を示す一連の顕微鏡写真である。このアルミニウム合金における銅／ニッケル比（０．５）および銅＋ニッケルの総和（３％）は、急冷剤内での凝固制御による砂型鋳造（約１０℃／分）もしくはインベストメント鋳造（約１００℃／分）に一般的な凝固速度には最適化されていない。ダイカスト（約１０，０００℃／分）は高い凝固速度を有し、例えばより暗い旋盤（ｌａｔｈｅ）状のニッケルを多く含む析出物といった、有害な相の形成を抑制し改善することができるため望ましい。

低温での亜鉛ベースの析出物および銅ベースの共晶の高温露出によるニッケル強化の影響が表２および図９に示されている。合金Ｃは合金Ｄに比べてより高い亜鉛含有量を有し、これは室温から中間温度を通して亜鉛−マグネシウムベースの析出硬化により合金強度を概ね増加させる。これらの析出物は約４００°Ｆを上回る温度で完全に再溶解してほとんど強化をもたらさない。低亜鉛合金Ｄおよび高亜鉛合金Ｃの強度は約５００°Ｆでほぼ等しい。各温度条件下で１０００時間処理された後高温環境から取り出された引張り試験片（開いた正方形で示す）は特性が相対的にわずかしか減少していない。

ニッケルは中間温度では亜鉛ベースの析出物に比べてさらに少ない程度に合金を強化するが、これはより高い温度／時間の組み合わせで再溶解に対する抵抗を増大させることにより、銅ベースの共晶を強化することを目的としている。これは第２の（すなわち銅ベースの）共晶の安定性を本質的に延ばし第１の（すなわちイッテルビウム／イットリウムベースの）共晶粒から得られる主な安定効果に貢献する。高温で長期的な強度を維持する合金が設計される。

また凝固制御のもとでのアルミニウム合金鋳造は向上した耐ピッティング性を有する。本発明のアルミニウム合金（ＣおよびＤ）および数個の市販用合金（１，２および３）が腐食度を測定するように標準電位力学的分極テスト（ｓｔａｎｄａｒｄ ｐｏｔｅｎｔｉｏｄｙｎａｍｉｃ ｐｏｌａｒｉｚａｔｉｏｎ ｔｅｓｔ）（３．５％ＮａＣｌ水溶液中、室温でＡＳＴＭ Ｇ３−８９およびＧ１０２−８９を用いて）にかけられた。同様の合金のサンプルが３．５％ＮａＣｌ＋０．３５％（ＮＨ₄）₂ＳＯ₄の試験液を用いた、スプレー、湿潤および乾燥サイクルの組み合わせを含む、拡張された加速ソルトスプレーテストにかけられた。サンプルは６３０時間までの時間間隔で試験が行われその後ピッティング深さの測定のために切断された。

表３は凝固制御を用いたインベストメント鋳造によるアルミニウム合金ＣおよびＤの一般的な腐食度が市販の合金１，２および３に比べてやや高いことを示している。しかしながら、最大ピッティング深さは減少している。市販の合金におけるピッティング作用は結晶粒の境界内への浸透により発生し、このピッティング作用が腐食疲労および応力腐食割れによる構造上の欠陥の主な原因である。一般的に、析出物の密度は結晶粒内部に比較して高く、析出物とαＡｌマトリックスとの間の電食作用を悪化させる。本発明により作られたアルミニウム合金では、共晶相のαＡｌと隣接するＡｌ₃（Ｙｂ，Ｙ）もしくは（Ｃｕ，Ｎｉ）Ａｌ₂とが緻密に交互に並ぶ配列をとり、第１の共晶粒もしくは粒子間の第２の共晶内のいずれか一方で均一に分散される。構造上の改良や均一な共晶相の分布の正味の影響により腐食作用がアルミニウム合金にわたり均一に分散する。アルミニウム合金の耐腐食性を向上させるように陽極処理が一般的に用いられる。アルミニウム合金の予備試験により腐食に対する抵抗力が陽極処理によって改善されることが実証された。

本発明の可鋳性高温アルミニウム合金を取り入れたガスタービンエンジンを概略的に示す図。 凝固制御のもとで鋳造されていない可鋳性高温アルミニウム合金の砂型鋳造微細構造を示す倍率２００倍の顕微鏡写真。 可鋳性高温アルミニウム合金における凝固制御されたインベストメント鋳造の微細構造を示す倍率２００倍の顕微鏡写真。 図３の可鋳性高温アルミニウム合金の微細構造を示す倍率５００倍の顕微鏡写真。 「凝固制御」工程を用いた可鋳性高温アルミニウム合金のインベストメント鋳造による鋳造物の写真。 特定のアルミニウム合金の破断周期対応力振幅のグラフを示す図。 ３つの例示された顕微鏡写真の特性を分析することにより作成された微細構造の変化における傾向を示す、一連の合金組成の銅／ニッケル比に対する銅＋ニッケルの総和のグラフを示す図。 アルミニウム合金の微細構造における増加凝固速度の影響を示す一連の顕微鏡写真。 アルミニウム合金の引張り特性における亜鉛およびニッケルの増加含有量の影響を示す図。

Claims (24)

1. アルミニウムと、イッテルビウム、ガドリニウム、イットリウム、エルビウム、およびセリウムよりなるグループから選択された少なくとも一つの希土類元素と、銅、ニッケル、亜鉛、銀、マグネシウム、ストロンチウム、マンガン、スズ、カルシウム、コバルト、およびチタンよりなるグループから選択された少なくとも一つの微量合金元素と、を含んでなるアルミニウム合金を形成するステップと、
   急冷剤中でアルミニウム合金の凝固を制御するステップと、
   を備えてなるアルミニウム合金鋳造方法。
2. 前記凝固を制御するステップが、さらに前記少なくとも一つの希土類元素をもつ複数の不溶性粒子を形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合金鋳造方法。
3. 前記少なくとも一つの希土類元素を添加するステップが、約１．０〜２０．０％（重量％）の前記少なくとも一つの希土類元素を添加することを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金鋳造方法。
4. 前記少なくとも一つの微量合金元素を添加するステップが、約０．１〜１５．０％（重量％）の前記少なくとも一つの微量合金元素を添加することを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金鋳造方法。
5. 前記少なくとも一つの希土類元素を添加するステップが、
   イッテルビウムおよびガドリニウムよりなるグループから選択された約１．０〜２０．０％（重量％）の第１の希土類金属元素と、
   前記第１の希土類元素がイッテルビウムの場合はガドリニウム、エルビウム、イットリウム、およびセリウムよりなるグループから選択され、前記第１の希土類元素がガドリニウムの場合はイッテルビウム、エルビウム、イットリウムおよびセリウムよりなるグループから選択された約０．１〜１０．０％（重量％）の第２の希土類元素と、
   を添加することを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金鋳造方法。
6. 前記第１の希土類元素が約１２．５〜１５．０％（重量％）のイッテルビウムを備え、前記第２の希土類元素が約３．０〜５．０％のイットリウムを備えることを特徴とする請求項５に記載のアルミニウム合金鋳造方法。
7. 前記第１の希土類元素が約１２．９〜１３．２％（重量％）のイッテルビウムを備え、前記第２の希土類元素が約３．０〜４．０％のイットリウムを備えることを特徴とする請求項６に記載のアルミニウム合金鋳造方法。
8. 前記少なくとも一つの微量合金元素が、約０．５〜５．０％（重量％）の銅と、約０．１〜４．５％のニッケルと、約０．１〜５．０％の亜鉛と、約０．１〜２．０％のマグネシウムと、約０．１〜１．５％の銀と、約０．０１〜１．０％のストロンチウムと、０〜約０．０５％のマンガンと、０〜約０．０５％のカルシウムと、を含んでなることを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金鋳造方法。
9. 前記アルミニウム合金の最適組成を決定するステップと、前記アルミニウム合金の凝固速度を制御するステップをさらに含んでなることを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金鋳造方法。
10. 前記急冷剤を約１００℃に加熱するステップをさらに含んでなることを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金鋳造方法。
11. 前記急冷剤が、水と水溶性物質とを備えてなることを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金鋳造方法。
12. 前記アルミニウム合金をインベストメント鋳造シェル内に鋳湯するステップをさらに備えるとともに、前記凝固を制御するステップが、始めに前記アルミニウム合金を前記インベストメント鋳造シェルの底部で冷却し、その後前記凝固を前記インベストメント鋳造シェルの上部へと進行させることを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金鋳造方法。
13. 前記アルミニウム合金が、ある量のニッケルとある量の銅を含むとともに、前記ある量の銅と前記ある量のニッケルとの総和が約４．０％（重量％）未満であって、前記ある量の銅の、前記ある量のニッケルに対する比率が約１．５より大きいことを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金鋳造方法。
14. 前記凝固を制御するステップが、前記アルミニウム合金を前記急冷剤に所望の速度で浸漬することを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金鋳造方法。
15. アルミニウムと、イッテルビウム、ガドリニウム、イットリウム、エルビウム、およびセリウムよりなるグループから選択された少なくとも一つの希土類元素と、銅、ニッケル、亜鉛、銀、マグネシウム、ストロンチウム、マンガン、スズ、カルシウム、コバルト、およびチタンよりなるグループから選択された少なくとも一つの微量合金元素と、を含んでなるアルミニウム合金を形成するステップと、
    前記アルミニウム合金をインベストメント鋳造シェル内に鋳湯するステップと、
    前記アルミニウム合金が鋳湯された前記インベストメント鋳造シェルを、急冷剤に所望の速度で浸漬することにより前記急冷剤中で前記アルミニウム合金の凝固を制御するステップと、
    を備えてなるアルミニウム合金鋳造方法。
16. 前記凝固を制御するステップが、前記少なくとも一つの希土類元素をもつ複数の不溶性粒子を形成することを特徴とする請求項１５に記載のアルミニウム合金鋳造方法。
17. 前記少なくとも一つの希土類元素を添加するステップが、約１．０〜２０．０％（重量％）の前記少なくとも一つの希土類元素を添加することを特徴とする請求項１５に記載のアルミニウム合金鋳造方法。
18. 前記少なくとも一つの微量合金元素を添加するステップが、約０．１〜１５．０％（重量％）の前記少なくとも一つの微量合金元素を添加することを特徴とする請求項１５に記載のアルミニウム合金鋳造方法。
19. 前記少なくとも一つの希土類元素を添加するステップが、
    イッテルビウムおよびガドリニウムよりなるグループから選択された約１．０〜２０．０％（重量％）の第１の希土類金属元素と、
    前記第１の希土類元素がイッテルビウムの場合はガドリニウム、エルビウム、およびイットリウムよりなるグループから選択され、前記第１の希土類元素がガドリニウムの場合はイッテルビウム、エルビウム、およびイットリウムよりなるグループから選択された約０．１〜１０．０％（重量％）の第２の希土類元素と、
    を添加することを特徴とする請求項１５に記載のアルミニウム合金鋳造方法。
20. 前記少なくとも一つの微量合金元素が、約０．５〜５．０％（重量％）の銅と、約０．１〜４．５％のニッケルと、約０．１〜５．０％の亜鉛と、約０．１〜２．０％のマグネシウムと、約０．１〜１．５％の銀と、約０．０１〜１．０％のストロンチウムと、０〜約０．０５％のマンガンと、０〜約０．０５％のカルシウムと、を含んでなることを特徴とする請求項１５に記載のアルミニウム合金鋳造方法。
21. 前記急冷剤を約１００℃に加熱するステップをさらに含んでなることを特徴とする請求項１５に記載のアルミニウム合金鋳造方法。
22. 前記アルミニウム合金が、ある量のニッケルとある量の銅を含むとともに、前記ある量の銅と前記ある量のニッケルとの総和が約４．０％（重量％）未満であって、前記ある量の銅の、前記ある量のニッケルに対する比率が約１．５より大きいことを特徴とする請求項１５に記載のアルミニウム合金鋳造方法。
23. 前記急冷剤が、水と水溶性物質とを備えてなることを特徴とする請求項１５に記載のアルミニウム合金鋳造方法。
24. 前記凝固を制御するステップが、始めに前記アルミニウム合金を前記インベストメント鋳造シェルの底部で冷却し、その後前記凝固を前記インベストメント鋳造シェルの上部へと進行させることを特徴とする請求項１５に記載のアルミニウム合金鋳造方法。