JP2019123941A - 向上した高温機械特性を有するアルミニウム合金複合材 - Google Patents

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Abstract

【課題】少なくとも１５０℃または少なくとも２５０℃といった高温で長期間曝された場合でも高い機械的特性を呈する合金、複合材料の提供。【解決手段】重量パーセントで、Ｓｉ；０．５０−１．３０、Ｆｅ；０．２−０．６０、Ｃｕ；最大０．１５、Ｍｎ；０．５−０．９０、Ｍｇ；０．６−１．０、Ｃｒ；最大０．２０を含み、残余がアルミニウム及び不可避な不純物であるアルミニウム合金。アルミニウム合金のマトリクス、及びマトリクス内で拡散された充填材料の粒子を備えた複合材料。【選択図】図３

Description

本願は、２０１３年６月１９日出願のＵ．Ｓ．Ｐｒｏｖｉｓｉｏｎａｌ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ Ｎｏ．６１／８３６９５３及び２０１４年３月３１日出願のＵ．Ｓ．Ｐｒｏｖｉｓｉｏｎａｌ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ Ｎｏ．６１／９７２７６７の優先権及び利益を主張し、それらはその全体において参照としてここに取り込まれ、その一部を構成する。
本発明は、概略として、高温時の機械的特性を向上したアルミニウム合金、同様にアルミニウム合金をマトリクスとして利用するＢ４Ｃ（炭化ホウ素）複合材料及び他の複合材料に関する。
Ｂ４Ｃ微粒子で強化されたアルミニウムマトリクス複合材は、使用済み核燃料の保存中の中性子捕捉のために広く使用されている。この使用において、Ｂ４Ｃ微粒子の１０Ｂ同位体含有率は、安全な燃料保存に必要な中性子吸収能力を与え、一方でアルミニウムマトリクスは強度を与え、圧延または押出加工のような従来の金属形成技術によって材料が容易に有用な形状に形成されることを可能とする。押出加工されたプロファイルは現在の乾燥保存システムで使用され、６ＸＸＸシリーズのタイプの合金は、押出処理とともに複合材用の液体金属生産経路と互換性をもつ適切なマトリクス材料とされてきた。さらに、６ＸＸＸ合金族の冶金によって押出加工中に溶液加熱処理工程を行うことが可能となり、処理工程をなくすことができる。また、常温において、６ＸＸＸ合金シリーズは、加熱処理中に成長するナノサイズのβ´Ｍｇ−Ｓｉ析出構造によって、３００ＭＰａのＹＳ及び３５０ＭＰａのＵＴＳまでの有用な引張特性を与えることができる。
処理済み核燃料の乾燥保存における使用温度は２５０℃近くとなり、予想される使用時間は４０年以上となる。多くの金属材料のように、アルミニウムは、転位移動度の増加によって高温で軟化し得る。一方、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ析出硬化系については、経年硬化した微細構造の析出物の粗大化及び分解のために、機械的特性の更なるかつ一層の劇的な消失が１５０℃以下の範囲以上で起こり得る。そのような機械的特性の消失は、長期間にわたって高温で使用された場合に、そのような合金を用いて製造された容器の安定性及び／または完全性の喪失をもたらしてしまう。
本発明は、これらの問題及び他の問題の少なくとも一部に対処するように提供され、従来の合金、複合材及び処理方法によっては与えられない有利な効果及び態様を提供するものである。本発明の構成及び有利な効果の完全な検討は、以降の詳細な説明において後述する。
発明の基本的理解を与えるために、発明の態様の概要を提示する。この概要は発明の完全な概観ではない。これは、発明の鍵となる、または決定的な要素を特定するものでも、発明の範囲を線引きするものでもない。以降の概要は、単に本発明のいくつかのコンセプトを、以下に与えられる、より詳細な説明の導入として概略形式で提示するに過ぎない。
開示の態様は、重量パーセント（ｗｔ％）で、
Ｓｉ ０．５０−１．３０
Ｆｅ ０．２−０．６０
Ｃｕ 最大０．１５
Ｍｎ ０．５−０．９０
Ｍｇ ０．６−１．０
Ｃｒ 最大０．２０
を含有し、残余はアルミニウム及び不可避な不純物であるアルミニウム合金複合材に関する。一実施形態では、不可避な不純物は、各０．０５重量％まで、合計０．１５重量％までの量で存在し得る。ある態様によると、合金を６ＸＸＸ合金とみなすことができる。
一態様によると、アルミニウム合金複合材は、最大０．１重量％の銅含有率、０．７０−１．３０重量％のシリコン含有率、及び／または０．６０−０．８０重量％のマグネシウム含有率を有する。
他の態様によると、アルミニウム合金複合材はチタンを更に含んでいてもよい。一実施形態では、合金は０．０５重量％までのチタンを含む。他の実施形態では、合金は、少なくとも０．２重量％のチタンまたは０．２−２重量％のチタンを含む。
更なる態様によると、合金は、Ｍｇ−Ｓｉ析出物によって占められ得る量を超えた過剰なマグネシウムを含んでいてもよい。この過剰なマグネシウムによって高温機械特性が増すことが証明される。一実施形態では、合金は、少なくとも０．２５重量％の過剰なマグネシウムを含む。
開示の更なる態様は、ここに記載されるアルミニウム合金のマトリクス及びマトリクス内に拡散された充填材料の粒子を有する複合材料を含む。一態様によると、充填材料は、炭化ホウ素（例えば、Ｂ４Ｃ）及び／または他のセラミック材料を含む。他の態様によると、充填材料は、追加的または代替的に他の材料を含有し得る。
一態様によると、充填材料が炭化ホウ素を含む場合、充填材料は、その表面の少なくとも一部分を被覆するチタン含有金属間化合物を含む。
他の態様によると、充填材料は、複合材料において２０％までの体積部分を有する。
更なる態様によると、充填材料は、マトリクスのアルミニウム合金よりも高い硬度及び高い融点を有する。
開示の更なる態様は、ここに記載される合金をマトリクス材料として用いて複合材料を製造する方法に関する。この方法は、概略として、ここに記載される溶融アルミニウム合金を準備または提供すること、充填材料の粒子を溶融アルミニウム合金に添加して合金全体に拡散された充填材料を有する溶融混合物を形成すること、並びに溶融混合物を鋳造してマトリクス材料としてのアルミニウム合金及び全体に拡散された充填材料を有する複合材料を形成することを含む。鋳造された複合材料が更に押出加工されて押出加工製品を形成してもよい。
一態様によると、充填材料は、炭化ホウ素粒子であり、または炭化ホウ素粒子を含む。そのような方法において、溶融合金は、少なくとも０．２重量％または０．２−２重量％のチタンを更に含んでいてもよい。この材料の鋳造中に、チタン含有金属間化合物が、充填材料の粒子の表面の少なくとも一部分を被覆するように形成される。
他の態様によると、充填材料が溶融混合物の２０％までの体積部分までを形成し、また、得られる複合材料の体積部分の２０％までを形成する。
更なる態様によると、この方法は、鋳造の前に、溶融混合物を撹拌してアルミニウム合金を充填材料の粒子に湿らせ、粒子を溶融混合物の体積全体に分散させることを更に含む。
開示の更なる態様は、ここに記載されるアルミニウム合金または複合材料から形成される押出加工製品に関する。押出加工の前に、合金または複合材料が、ここに記載される方法に従って鋳造されることによって形成されてもよい。
発明の他の構成及び有利な効果が、以下の説明から明らかなものとなる。
本発明のより完全な理解を可能とするために、添付図面を例示として参照して説明する。
図１は、以下の実施例との関係において試験された種々の合金の破過圧力のグラフ表示である。 図２は、以下の実施例との関係において常温及び１７５℃で試験された種々の合金の耐力強度のグラフ表示である。 図３は、以下の実施例との関係において１５０℃及び２００℃で試験された種々の合金の耐力強度のグラフ表示である。 図４は、以下の実施例との関係において２５０℃で試験された種々の合金の耐力強度のグラフ表示である。 図５は、以下の実施例との関係において３００℃で試験された種々の合金の耐力強度のグラフ表示である。
概略として、少なくとも１５０℃または少なくとも２５０℃といった高温において、長期間（例えば、４０年）にわたってそのような高温に曝された場合の高い機械的特性など、他の合金と比較して高い機械的特性を呈する合金複合材が提供される。一実施形態では、合金は、長期間にわたって３５０℃までの曝露に対して高い機械的特性を与えることができる。ここに記載される実施形態による合金複合材は、高温強度及び／または押出性が望まれる用途など、種々の用途で利用可能である。一実施例では、合金は、炭化ホウ素複合材料及び他の複合材料のためのマトリクスとして使用できる。
一実施形態によると、アルミニウム合金は、重量パーセントで、
Ｓｉ ０．５０−１．３０
Ｆｅ ０．２−０．６０
Ｃｕ 最大０．１５
Ｍｎ ０．５−０．９０
Ｍｇ ０．６−１．０
Ｃｒ 最大０．２０
を含有し、残余はアルミニウム及び不可避な不純物である。合金の残余は、アルミニウム及び不可避な不純物を含む。一実施形態では、不可避な不純物の各々は、最大で０．０５重量パーセントで存在し、不可避な不純物の最大合計重量パーセントは０．１５となる。合金は、他の実施形態では更なる合金化添加物を含んでいてもよい。
一実施形態では、合金は０．５０−１．３０重量％のシリコンを含有する。他の実施形態では、合金は０．７０−１．３０重量％のシリコンを含有する。シリコン添加物は、Ｍｇ−Ｓｉ析出物の形成において析出硬化することなどによって、合金の強度を高めることができる。シリコンは、鉄及びマンガンといった他の添加物と合成して金属間相を形成することもできる。シリコンは一実施形態では過剰には存在しない。「過剰な」シリコンとは、金属間相においてＦｅ及びＭｎと合成できるシリコンの量に加えて（１／１原子Ｍｇ／Ｓｉ比を用いて）Ｍｇ−Ｓｉ析出物を形成することができるシリコンの量に基づいて定義される。金属間相を含有するＭｎ及びＦｅと合成されたＳｉの量は、いくらか不正確であるが、（Ｍｎ＋Ｆｅ＋Ｃｒ）／３によって近似できる。３つの要素を用いて過剰なシリコンを特定するのに以下の式を用いることができる。
過剰なＳｉ＝Ｓｉ−１．１６Ｍｇ−（Ｍｎ＋Ｆｅ＋Ｃｒ）／３（全ての値は重量％）
シリコンの量が、上式によって規定されるものよりも多い場合、合金は過剰なシリコンを含むものとみなされる。一実施形態では、合金は、後述するように過剰なマグネシウムを含む。更なる実施形態では、合金は、残余量に相当するシリコン及びマグネシウムを含有し、言い換えると、過剰なシリコンまたはマグネシウムを含有していなくてもよい。
一実施形態では、合金は０．６０から１．０重量％のマグネシウムを含有し、他の実施形態では、合金は０．６０から０．８０重量％のマグネシウムを含む。上述したように、一実施形態では、合金は少なくともいくらかの過剰なマグネシウムを含有し（すなわち、過剰なＭｇ＞０）、他の実施形態では、合金は少なくとも０．２５重量％の過剰なマグネシウムを含有する。過剰なマグネシウムは、過剰なシリコンを特定するために上記で用いたのと基本的に同じ式によって特定できる。この式は、過剰なマグネシウムの計算用に構成される場合には、以下のようになる。
過剰なＭｇ＝Ｍｇ−（Ｓｉ−（Ｍｎ＋Ｆｅ＋Ｃｒ）／３）／１．１６（全ての値は重量％）
このタイプの既存の合金は、一般に、常温での押出性及び機械的強度を最適化することを目標として過剰なマグネシウムを用いず、通常は、経年硬化ＭｇＳｉ析出物を形成するための比率に近いシリコン及びマグネシウムを用いる。実際に、そのような過剰なＭｇの添加は、経年応答が最適化されずかつ過剰なマグネシウムが押出性に対して有害となり得るので、合金添加物の非効率な使用と考えられることが多い。しかし、過剰なマグネシウムの使用によって、それでも充分な押出性を与えつつも高温機械特性を高めることができることがここに実証される。他の実施形態では、上述したように、シリコン及びマグネシウムの量が上式に従って埋め合わされる。
一実施形態では、合金は最大０．１５重量％までの銅を含む。銅の存在によって、例えば析出硬化に寄与する析出物を形成することによって合金の強度を高めることができる。他の実施形態では、合金は、最大０．１重量％まで、すなわち最大０．１０重量％までの銅を含有する。更なる実施形態では、合金は最大０．３重量％までの銅を含有する。
一実施形態では、合金は０．２−０．６０重量％の鉄を含有する。さらに、一実施形態では、合金は０．５−０．９０重量％のマンガンを含む。また、一実施形態では、合金は最大０．２重量％までのクロムを含有する。
合金は、更なる実施形態では、他の合金化添加物を含有し、合金は上述したような不純物を含み得ることが分かる。例えば、一実施形態において、炭化ホウ素充填材料を含有する複合材のためのマトリクス材料として合金が用いられる場合、後述するように、少なくとも０．２重量％のチタンまたは０．２−２重量％のチタンが、液体混合処理中に流動性を維持するように液体合金に添加される。一方、このチタンは、通常は、液体混合中に反応し、したがって一般には固体合金マトリクスには存在しない。モノリシックな合金として使用される場合、０．０５重量％までのチタンが、結晶微細化剤としての使用のために添加されてもよい。
ここに記載される実施形態による合金は、広い温度範囲にわたって良好な強度を与えることができ、高温において、特に高温への長期間の曝露後に、他の合金と比較して高い強度を与えることができる。常温において、ＭｇＳｉ析出硬化は、ここに記載される合金を強化するための効果的なメカニズムであるが、この効果は、粒子粗大化のために高温では減少する。拡散強化及び固溶体強化のような他の強化メカニズムは、熱的により安定的である。ここに記載される実施形態による合金におけるＭｎ及びＦｅ添加物は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉなどの安定第二相粒子の体積部分を増加させ、これは拡散強化を与える。さらに、ここに記載される実施形態による合金は過剰なＭｇを含有し、過剰なＭｇはＭｇＳｉ析出物において結合されておらず、その代わりに、それが固溶体強化を与えることができる場合には固溶体にある。拡散強化及び固溶体強化は、特にそれらの効果が合成される場合に、ここに記載される高い高温機械特性を実現することができる。
合金を、様々に異なる粒子を形成する際に使用することができ、最初にビレットとして生成されることができる。ここで使用される用語「ビレット」とは、従来的なビレット、同様にインゴット、及び連続または準連続鋳造その他といった鋳造技術を含む様々な技術を介して生成される他の中間生成物のことをいう。
本願明細書に記載される実施形態による合金は、製品を形成する際に更に処理されてもよい。例えば、一般にそれらの商品価値のある長さ全体に沿って一定の断面形状を有する合金のビレットが、種々のプロファイルに押出加工され得る。合金の押出加工品は、押出加工後に、水冷などによって冷却されてもよい。また、押出加工品または他の合金製品は、１７５℃で８時間にわたって保持することなどによって、人工的にエージングされてもよい。６ＸＸＸ合金に関する技術分野で公知の処理工程を含む追加の処理工程が他の実施形態において使用され得る。一実施形態では、押出加工された物品は一定断面を有し、切削、機械加工、他の部品の接続または他の技術などによって、物品の形状または形態を変えるように更に処理される。圧延、鋳造または他の作業技術を含む他の形成技術が、追加的または代替的に使用されてもよい。
これらの技術の一部は、合金をマトリクスとして用いる複合材を処理するために使用されてもよい。例えば、後述するように、そのような複合材のビレットが融成物から鋳造されてもよい。得られる複合材料は、押出加工、圧延、鋳造、他の作業、機械加工などによって所望の形状に形成されてもよい。合金の実施形態及びその合金を用いて生成される複合材は、高温押出処理及び「圧力下」溶体化と互換性があり、これにより個別の溶体化工程の必要がなくなる。効果的な圧力溶体化のためには、ソルバスまたは溶液温度以上で金属を取り出すために、ラム速度／ビレット温度の組合せによって押出プレスの内部に充分な温度を発生させるべきである。この処理は、プレスプラテンでの出口温度によって監視可能であり、通常は、少なくとも５１０℃の温度が目標とされる。そして、溶液処理された微細構造を保持するために、押出加工品はプレス出口で水または空気によって冷却されるべきである。例えば、合金／複合材は、そのような処理において押出加工後に加圧冷却される。他の実施形態では、合金／複合材は、形式的な炉溶体処理を受ける。合金または合金を含む複合材は、様々に異なる成形鋳造技術を用いて鋳造され得る。
ここに記載される合金の実施形態は、充填材料との組合せにおいて、マトリクス材料としての合金とともに複合材を生成するのに使用できる。なお、用語「マトリクス」の使用は、特に断りがない限り、合金が、複合材の重量、体積などの大部分または最大部分を構成することを意味するものではない。逆に、マトリクスは、充填材料が埋め込まれ、充填材料を結合する材料であり、実施形態によっては、マトリクスは完全に連続していてもよい。一実施形態では、複合材料は、充填材料の２０％までの体積部分を含有し、マトリクス材料は複合材の８０％以上の体積部分を形成する。例えば、炭化ホウ素充填材料を有する複合材において、充填材料の体積部分は、種々の実施形態において、約４％、７％、１０．５％、１２％、１６％または１７．５％である。一実施形態では、上述した充填材料の２０％の体積部分が複数の異なる充填材料の統合した体積部分を示し、他の実施形態では、上記２０％の体積部分が、単一のタイプの充填材料（例えば、炭化ホウ素）に対する体積部分であり、他のタイプの充填材料が存在していてもよいことが分かる。
充填材料は、炭化ホウ素（例えば、Ｂ４Ｃ）及び／または他のセラミック材料を含む様々な材料、同様に他の金属を含む他のタイプの材料のいずれかであればよい。一実施形態では、充填材料は、合金マトリクスよりも高い融点及び／または高い硬度を有する。さらに、充填材料は、複数の異なる材料または異なるタイプの材料を含んでいてもよい。多成分充填材料は、一部または全部が合金マトリクスよりも高い融点及び／または高い硬度を有するような複合材を有していればよいことが分かる。一実施形態では、複合材は、ここに記載される合金をマトリクス材料として、炭化ホウ素を充填材料として利用する。そのような複合材における炭化ホウ素は中性子吸収及び放射線遮蔽能力を与えることができ、一方、合金マトリクスは強度を与えることができ、複合材料が圧延または押出加工といった従来の金属形成技術によって有用な形状に形成されることを可能とする。他の実施形態では他の中性子吸収及び／または放射線遮蔽充填材料が使用されてもよく、一実施形態では、充填材料がマトリクス材料よりも高い中性子吸収及び放射線遮蔽能力を有し得ることが分かる。この実施形態による複合材は、使用済み核燃料及び他の放射性物質の保存、閉込め、遮蔽などのために利用可能である。例えば、複合材を、そのような用途での使用についての容器、防壁及び／または他の構成部材を製造するのに使用できる。充填材料が１以上の他の材料との組合せにおいて炭化ホウ素を含み得ることが分かる。他の実施形態では、充填材料は、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）または１以上の他の材料（例えば、炭化ホウ素）との組合せにおけるアルミニウム酸化物を含む。さらに、炭化ホウ素及び／または他の充填材料を、硬度、摩耗耐性、強度、種々の摩擦特性、種々の熱または電気特性などといった他の有益な特性を与えるように複合材料において使用することができる。
合金をマトリクスとして用いる複合材は様々な態様で生成され得る。一実施形態では、合金が液体の形態である状態で合金が充填材料と混合され、その後、複合材が種々の鋳造／成形技術によって生成される。そのような一技術がＵ．Ｓ．Ｐａｔｅｎｔ Ｎｏ．７５６２６９２に記載され、その全体において参照としてここに取り入れられ、これは、少なくとも重量で０．２％のチタンを混合物に存在させることなどによって溶融混合物の流動性を維持するための技術、またはここに記載される他の技術を利用する。この技術は、炭化ホウ素充填材料を含む複合材に対して特に有用である。一実施形態では、溶融マトリクス合金は、例えば、Ａｌ−Ｔｉマスタ合金、微粒子または粉体を含有するチタンなどの形態で溶融前の合金に存在し、または融成物自体に添加され得る少なくとも０．２重量％または０．２−２重量％のチタンを含む。炭化ホウ素充填材料が融成物に添加され、チタンは、炭化ホウ素と反応してホウ化チタン（例えばＴｉＢ２）などのチタン含有金属間化合物の層を炭化ホウ素粒子の表面の少なくとも一部に形成する。金属間層は、炭素及び／またはアルミニウムなどの他の元素を含有していてもよい。この金属間化合物は、マトリクス中に拡散せずに、炭化ホウ素粒子とアルミニウム合金マトリクスとの間の更なる反応を阻止する。したがって、溶融複合材は、炭化アルミニウム及び他の化合物の粒子形成によって引き起こされる流動性の消失なしに長期間にわたって保持され、これは溶融複合材の流動性の維持を補助する。炭化ホウ素粒子は、この金属間被覆をマトリクスの溶体化後に保持することができる。概略として、この方法は、少なくとも０．２重量％または０．２−２重量％のチタン及び体積で２０％までの炭化ホウ素粒子を含む、ここに記載されるアルミニウム合金マトリクスの混合物を準備し、溶融混合物を撹拌してアルミニウム合金を炭化ホウ素粒子に湿らせて粒子を融成物の体積全体に分散させ、そして溶融混合物を鋳造することによって実行される。
複合材を形成するために他の方法を用いることもできる。他の実施形態では、充填材料を多孔性形態（例えば、微粒子形態、多孔質プリフォームなど）で提供し、合金を溶融して溶浸を発生させることなどによって、合金は充填材料に浸潤される。更なる実施形態では、粉末冶金技術が、合金の粒子を充填材料（例えば、炭化ホウ素または酸化アルミニウム）の粒子に合成してから加熱／焼成して複合材を形成することによって用いられる。更なる異なる技術が他の実施形態において用いられてもよい。押出加工後の水冷、人工的エージングなどといった合金製品を生成するためのここに記載される技術が、そのような合金を利用する複合材を生産する際にも使用できることが分かる。充填材料は、これらの形成についての実施形態の一部または全部について、多孔質及び／または微粒子形態で提供されることができる。
以降の実施例は、ここに記載される合金の実施形態で得られる有益な特性を示す。
実施例
表１における合金複合材は、直径１０１ｍｍのインゴットとして直接チル鋳造され、２時間／５６０℃で均質化され、その後３５０℃／時間で冷却された。均質化されたインゴットは、ビレット長２００ｍｍに切断されてから７８０トン、直径１０６ｍｍ押出プレスで押出加工された。ビレットは、ビレット温度５００±７℃に誘導加熱され、ラム速度５ｍｍ／ｓで３×４１．７ｍｍの小片に押出加工された。押出加工されたプロファイルは、ダイから２．５ｍのところにある水槽を用いて冷却された。２ピン接点熱電対を用いて測定されたダイ出口温度は、全ての押出加工品について５１５℃を超えていた。押出加工品は、１６時間の冷却後に常温で保持され、その後１７５℃で８時間にわたって人工的にエージングされた。これは、６ＸＸＸでピーク常温強度を実現するのに使用される標準的なやり方である。以下の表１は、対照合金を含む、この実施例で試験される全ての複合材を示し、同様に上述の式に従って計算された各合金に含有された過剰なシリコンまたはマグネシウムを示す。合金に存在し、析出硬化に寄与するのに利用可能なＭｇＳｉ析出量も示す。
「対照例」とされた合金複合材は、押出加工業界において、粒子補強されない中間強度の用途に使用される標準的なＡＡ６３５１またはＡＡ６０８２複合材である。それは、良好な押出性及び良好な常温機械強度の組合せを与えるように設計されている。合金Ａは、析出硬化に寄与する高いレベルの主要な溶質元素Ｓｉ、Ｍｇ及びＣｕを含有する。合金Ｂは、若干高いレベルのＳｉとともに、高いレベルのＦｅ及びＭｎを含有する。合金Ｃも、高いＦｅ及びＭｎレベルを含有するが、全ての主要な溶質元素が合金Ａと同様のレベルにある。最後に、合金Ｄは、同様の高レベルのＭｎ、Ｆｅ、Ｍｇ及びＣｕを含有するが、Ｓｉのレベルを故意に低くして、高い過剰Ｍｇ含有率としている。さらに、合金Ａは１／１の比率のＭｇ／Ｓｉ原子比率の観点で釣り合いがとれているが、Ｍｇ２Ｓｉに基づく早期の手法を用いていれば、重度に過剰なシリコンとみなされたであろう。対照合金は若干シリコン過剰であるが、合金ＡからＤに向かうにつれて、複合材は次第に高い過剰なＭｇ量となる。
表２は、種々の合金についての破過圧力を示す。破過圧力は押出性の一基準であり、一般に押出温度における変形に対する抵抗力を示す。値は、表２において対照合金に対する増加分％でも表される。同じデータを図１にグラフで示す。
これらの結果は、高いＭｇ、Ｓｉ及びＣｕレベル、高いＦｅ及びＭｎレベル、及び最後に過剰Ｍｇ含有率の故意の増加に関してなされた組成上の変化は全て押出圧力を増加させたことを示す。上記に挙げた押出圧力のばらつきは、多くの押出加工処理、特に低い押出比での単純な固体形状への押出加工において許容可能である。
常温機械特性がＩＳＯ６８９２−１：２００９に従って測定された。高温での引張試験が、１０分の事前加熱を用いてＩＳＯ６８９２−２：２０１１−方法Ａに従って行われた。試験は常温及び１７５℃で行われた。さらに、サンプルは、１５０、２００、２５０及び３００℃の温度で１００時間にわたって曝露され、長期間にわたる高温への曝露を模擬するために同じ温度で試験された。
表３−５は、上述した種々の材料条件及び試験温度に対して測定された耐力強度、抗張力及び伸び値を表す。各条件について、対照合金と比較した強度差がパーセント（％ｉｎｃ）として与えられる。耐力強度及び抗張力の結果は類似の傾向となった。全６試験条件についての耐力強度の結果を図２−５にもグラフで表す。
耐力強度における傾向は、常温試験、１７５℃での試験、及び１５０℃での１００時間曝露後について同様であったが、全体的な強度レベルは、常温と比較して１７５℃において各合金とも３０％以下の範囲で低下した。常温及び１７５℃での試験について、及び１５０℃での１００時間曝露後の試験についても、変異体Ａ、Ｂ及びＣは同様の強度レベルを示し、対照例よりも強度が高く、対照例は変異体Ｄよりも強度が高かった。対照合金へのＭｇ、Ｓｉ及びＣｕの添加（すなわち、合金Ａ）は充分な強化を与えたが、高いＭｎ及びＦｅ含有量（すなわち、合金Ｂ及びＣ）においては、それらの条件下で強度増加に対する寄与は小さかった。これは、これらの条件下で、支配的な強化メカニズムは析出硬化によるものであることを示す。複合材Ｄにおける過剰なＭｇは、実際には、表１に示すように減少したＭｇＳｉ析出物のために、これらの条件下で対照合金よりも低い強度となった。
２００℃及び２５０℃での１００時間の曝露及び試験の後に、全ての実験用変異体Ａ−Ｄは、対照合金と比較して耐力強度の大幅な（少なくとも３０％の）改善をもたらした。２５０℃で１００時間後に、合金の強度の順位は、Ａ＞Ｂ＞Ｃ＞Ｄ＞対照例であった。これは、増加したＭｇＳｉ析出物（例えば、Ｍｇ２Ｓｉ）による析出硬化はこの温度及び曝露時間に対して強度に寄与してはいるが、過剰なマグネシウムとともに高いＦｅ及びＭｎ含有量も変異体Ｂ−Ｄの強度に寄与していることを示す。
これらの試験について、現実的な実験時間で試験結果を得るために曝露は１００時間に制限された。２５０℃で曝露される標準的な６ＸＸＸタイプの合金の強度は、通常は、水平域となるまで、Ｍｇ−Ｓｉ析出相の粗大化に起因して１００００時間の曝露まで劣化し続ける（Ｋａｕｆｍａｎ、Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ Ａｌｕｍｉｎｕｍ Ａｌｌｏｙｓ、ＡＳＭ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ）。一方、３００℃付近の温度では、Ｍｇ−Ｓｉ析出相の粗大化及び分解がより急速に起こるため、引張特性は１００時間以内後に安定する傾向にある。結果として、現試験プログラムにおける３００℃での曝露後の結果は、高温（例えば２００℃超）での長期（年単位）の曝露に対する強度を維持する合金変異体の能力をより良く表していることが考察される。図５に示すように、３００℃で１００時間後に、増量したＦｅ及びＭｎ添加物を含有する合金Ｂ−Ｄは全て、対照例と比較して大幅な強度の増加を示した。これに対して、高いＭｇ２Ｓｉ含有量の合金Ａは、対照例に対する改善をもたらさなかった。全体として、最も高い過剰Ｍｇ含有量の合金Ｄは、高温での曝露後に最も高い強度となった。なお、図５に示す高温耐力強度における傾向は、図１に示す押出破過圧力における合金タイプの効果とほぼ同一である。後者は実質的に押出温度５００℃での流体応力の測定値であり、増量したＦｅ及びＭｎに対応付けられた強化メカニズムを示し、過剰なＭｇもその温度で効力がある。
最大抗張力の結果は、上述した耐力強度の結果を反映した。合金Ａ−Ｄは、低い試験温度（２５０℃まで）において、対照合金とほぼ同様の伸び量の結果をもたらした。一方、３００℃での曝露後、全ての実験用合金では、対照例と比較して延性が改善された。
上記結果から、ここに記載される範囲内の高いレベルのＭｇ、Ｓｉ及びＣｕを含む所定の実施形態による合金（例えば、合金Ａ−Ｃ）は、低い温度レベル及び中間温度レベル（例えば、１７５℃）において、及び中間温度レベル（例えば、１３０−１５０℃）での長時間の曝露後にも、高い強度をもたらすことが分かる。また、ここに記載した範囲内の高いＭｎ及びＦｅ含有量を有する所定の実施形態による合金（例えば、合金Ｂ−Ｄ）は、中間温度レベル（例えば、１３０−１５０℃）及び高い温度レベル（例えば、２５０℃）における長時間の曝露後に、高い強度をもたらすこと、並びにこの強度の増加は、特に高い温度レベルにおいて、析出硬化（例えば、合金Ｄ）をもたらすためのＳｉレベルの上昇がなくても可能であることが分かる。さらに、ここに記載される過剰Ｍｇ含有量を有する所定の実施形態による合金（例えば、合金Ｂ−Ｄ）は、中間温度レベル（例えば、１３０℃）及び高い温度レベル（例えば、２５０℃）における長時間の曝露後に、高い強度をもたらすこと、並びに高い過剰なＭｇレベル（例えば、合金Ｄ）は、高い温度レベル（例えば、２５０℃）での長時間の曝露後に、それでもより高い強度をもたらすことが分かる。そのような過剰なＭｇレベルは１５０℃を超える温度レベルでの長時間の曝露に対して高い強度をもたらすことができると考察される。また、そのような過剰なＭｇレベルは、３００℃まで、おそらくはより高い温度レベルにおいて高い強度を与えることができると考察される。
ここに記載される実施形態は、既存の合金、複合、押出加工品及び処理に対して、標準的な６ＸＸＸ合金に対する有利な効果及び中性子遮蔽材料の生産において使用される合金に対する有利な効果など、有利な効果を与えることができる。例えば、ここに記載される合金は、高温において、特に長期間にわたって高温で保持された場合に優れた強度及び引張特性を示す。これは、長期間にわたる高い高温強度が製品故障のリスクを低減するのに望ましい高温用途での使用に対して有利な効果を与える。この高温強度は、例えば、長期間（例えば、４０年）にわたって高温（例えば、２５０℃）に曝され得る中性子遮蔽材料を生産する際に有用である。炭化ホウ素充填材料を含む複合材は、中性子遮蔽用途に特に有用である。合金によって実現される高温での高い機械的特性は、他の高温用途に対しても望ましく、そのような用途は当業者には認識できるものである。例えば、合金は、高温構造合金として単体で利用することができる。他の例として、合金は、様々な高温複合材料として、様々な複合材料のためのマトリクスとして使用することもできる。また、合金及び得られる複合材は、押出加工に適するものとなる。更なる利点及び有利な効果が当業者には認識可能である。
発明が、発明を実施する好ましい形態を含む特定の実施例に関して記載されたが、当業者であれば、上記のシステム及び方法の多数の変形及び置換があることが分かるはずである。ここに記載される合金は、開示された成分からなり、または実質的に開示された成分からなることが分かる。したがって、発明の精神及び範囲は付随する特許請求の範囲に記載されるように広く解釈されるべきである。ここにおける複合材は、特に断りがない限り重量パーセントで表されている。

Claims (27)

  1. アルミニウム合金であって、重量パーセントで、
    Ｓｉ ０．５０−１．３０
    Ｆｅ ０．２−０．６０
    Ｃｕ 最大０．１５
    Ｍｎ ０．５−０．９０
    Ｍｇ ０．６−１．０
    Ｃｒ 最大０．２０
    を含み、残余がアルミニウム及び不可避な不純物であるアルミニウム合金。
  2. 請求項１に記載の合金において、前記不可避な不純物が、各０．０５重量％まで、合計０．１５重量％までの量で存在する、前記合金。
  3. 請求項１に記載の合金において、前記合金の前記Ｃｕ含有率が最大０．１重量％である、前記合金。
  4. 請求項１に記載の合金において、前記合金の前記Ｓｉ含有率が０．７０−１．３０重量パーセントである、前記合金。
  5. 請求項１に記載の合金において、前記合金の前記Ｍｇ含有率が０．６０−０．８０重量パーセントである、前記合金。
  6. 請求項１に記載の合金において、Ｍｇ−Ｓｉ析出物によって占められる量を超えた過剰なマグネシウムを有する前記合金。
  7. 請求項６に記載の合金において、少なくとも０．２５重量％の過剰なマグネシウムを有する前記合金。
  8. 請求項１に記載の合金において、０．０５重量％までのチタンを更に含む前記合金。
  9. 複合材料であって、
    アルミニウム合金のマトリクスであって、重量パーセントで、
    Ｓｉ ０．５０−１．３０
    Ｆｅ ０．２−０．６０
    Ｃｕ 最大０．１５
    Ｍｎ ０．５−０．９０
    Ｍｇ ０．６−１．０
    Ｃｒ 最大０．２０
    を含み、残余がアルミニウム及び不可避な不純物である前記マトリクス、及び
    前記マトリクス内で拡散された充填材料の粒子を備えた複合材料。
  10. 請求項９に記載の複合材料において、前記充填材料がセラミック材料からなる、前記複合材料。
  11. 請求項９に記載の複合材料において、前記充填材料が炭化ホウ素からなる、前記複合材料。
  12. 請求項１１に記載の複合材料において、前記炭化ホウ素充填材料が、その表面の少なくとも一部分を被覆するチタン含有金属間化合物を含む、前記複合材料。
  13. 請求項９に記載の複合材料において、前記充填材料が前記マトリクスよりも高い中性子吸収及び放射線遮蔽能力を有する、前記複合材料。
  14. 請求項９に記載の複合材料において、前記充填材料が前記複合材料中で２０％までの体積部分を有する、前記複合材料。
  15. 請求項９に記載の複合材料において、前記充填材料が前記マトリクスの前記アルミニウム合金よりも高い硬度及び高い融点を有する、前記複合材料。
  16. 請求項９に記載の複合材料において、前記合金の前記Ｃｕ含有率が最大０．１重量％である、前記複合材料。
  17. 請求項９に記載の複合材料において、前記合金の前記Ｓｉ含有率が０．７０−１．３０重量パーセントである、前記複合材料。
  18. 請求項９に記載の複合材料において、前記合金の前記Ｍｇ含有率が０．６０−０．８０重量パーセントである、前記複合材料。
  19. 請求項９に記載の複合材料において、前記合金が、Ｍｇ−Ｓｉ析出物によって占められる量を超えた過剰なマグネシウムを有する、前記複合材料。
  20. 請求項１９に記載の複合材料において、前記合金が少なくとも０．２５重量％の過剰なマグネシウムを有する、前記複合材料。
  21. 方法であって、
    重量パーセントで、
    Ｓｉ ０．５０−１．３０
    Ｆｅ ０．２−０．６０
    Ｃｕ 最大０．１５
    Ｍｎ ０．５−０．９０
    Ｍｇ ０．６−１．０
    Ｃｒ 最大０．２０
    を含み、残余がアルミニウム及び不可避な不純物である溶融アルミニウム合金を準備すること、
    充填材料の粒子を前記溶融アルミニウム合金に添加して、前記合金全体に拡散された前記充填材料を有する溶融混合物を形成すること、及び
    前記溶融混合物を鋳造して、マトリクス材料としての前記アルミニウム合金、及び前記マトリクス全体に拡散された前記充填材料を有する前記複合材料を形成することを備える方法。
  22. 請求項２１に記載の方法であって、前記複合材料を押出加工して押出加工製品を形成することを更に含む前記方法
  23. 請求項２１に記載の方法において、前記充填材料が炭化ホウ素であり、前記合金が少なくとも０．２重量％のチタンを更に含む、前記方法。
  24. 請求項２３に記載の方法において、前記合金が０．２−２重量％のチタンを更に含む、前記方法。
  25. 請求項２３に記載の方法において、鋳造中に前記充填材料の前記粒子の表面の少なくとも一部分を被覆するようにチタン含有金属間化合物が形成される、前記方法。
  26. 請求項２１に記載の方法において、前記充填材料が前記複合材料の２０％までの体積部分を形成する、前記方法。
  27. 請求項２１に記載の方法であって、
    前記鋳造の前に、前記溶融混合物を撹拌して前記アルミニウム合金を前記充填材料の前記粒子に湿らせ、前記溶融混合物の前記体積全体に前記粒子を分散させることを更に含む前記方法。
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