JPH05505649A - アルミニウム合金、これらの合金を用いて被覆した支持体及びそれらの使用 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるため要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 アルミニウム合金、これらの合金を用いて被覆した支持体及びそれらの使用 本発明は必須成分がアルミニウムである合金、これらの合金を用いて被覆した支 持体、及びたとえば熱遮蔽要素を形成するためのこれらの合金の使用に関する。

種々の金属又は金属合金、たとえばアルミニウム合金は、それらの有益な性質と 特にそれらの機械的性質、良好な熱伝導度、明度及び低価格のため、現在まで多 （の用途を見出している。

このように、たとえば、調理用器具及び装置、抗摩擦軸受、装置の枠又は台並び に成形により得られる積々の物品が知られている。

しかしながら、これらの金属又は金属合金の大部分は、それらの不十分な硬度及 び耐摩滅性、並びに、特にアルカリ性媒質中での低い耐食性のために、ある覆の 用途において支障をもたらす。

改良したアルミニウム合金を得るため多様な試験が企てられた。このように、欧 州特許第１００２８７号には、他の材料の強化素材として、又は耐食性とか耐摩 滅性を改良する表面被覆を得るため使用することができる、硬度の改良を示す非 晶質又は微晶買の合金ファミリーを記載している。しかしながら、この特許に記 載された合金の多数は２００℃より高い温度では安定でなくて、熱処理、特に支 持体上の付着の場合受ける処理中に構造の変化を生じる。即ち、本質的に非晶質 である合金に関しては微晶買へ復帰し、初めに１虜より小さい粒径を有する本質 的に微晶賀の合金の場合には粒子が粗大化する。この結晶又は形態学的構造の変 化は、材料の物理的性室に、その密度に本質的に影響する変化を起させる。それ により微小亀裂、従って脆性の発生を生じ、それは材料の機械的安定度を害する 。

合金のもう１つのファミリーはＥＰ　３５６２８７号に記載されている。これら の合金は改良された性質を示す。しかしながら、それらの銅含有量は比較的高い 。

耐熱性は１合金を断熱層（ｂ！ｒ＋ｉ’ｅｒｅ　ｔｈｔｒｍｉｑｌＩｅｌとして 使用し得るには不可欠の性質である。

断熱層は多くの家庭用又は産業用の装置の装備の部品及び構成部品に入り又は出 る伝熱を制限することを目的とする１つ以上の材料の集合体である。たとえば、 加熱又は調理装置に、アイロンではケーシング及び断熱材が加熱部と接触する箇 所に、自動車ではターボ圧縮機、消音器、車体の隔離等の多数の個所に、航空機 では、たとえば圧縮機及びジェットエンジンの後部に、断熱層としての使用を挙 げることができる。

断熱層は時にはそれ自体で遮蔽板の形で使用されるが、機械的強度のため熱源又 は保護される部分と直結されることが非常に多い。このように、雲母筒、セラミ ックシート等を、家庭用電気器具に、ねじ締め又は接着により適合させて使用し たり、金属薄板により支持される凝集グラスウールの箔としても使用される。断 熱層を部品、特に金属部品に付ける特に有利な方法は、たとえばプラズマ溶射（ ｐｒａｉｅｅ＋ｉｏｎ　ｐｌｘｇ■１）のような溶射技術により所定の厚さの層 の形態で、断熱層を構成する材料を支持体上に付着することから成る。

溶射により層にして同様に付着した他の材料に断熱層を取付けることは非常にし ばしば推奨される。これらの他の材料は、たとえば機械的衝撃、腐食性媒質等の ような外部攻撃に対して遮断層の保護を確保し得るか、又は支持体に結合するた めの底層として役立ち得る。

断熱層を構成するため航空機で極めて頻繁に使用される材料は、イツトリウム含 有ジルコニアであって、非常に高い温度に耐える。ジルコニアの付着物は、粉末 材料から出発して慣用的方法を使用し、プラズマ溶射により製造される。ジルコ ニアは低い熱拡散係数（α−１０”６ｏ（／　ｓ　）を示す。しかしながら、そ れは比較的高い密度ｄを示し、これはある用途には不利であり、その上、硬度、 耐摩滅性及び耐摩耗性のようないくつかの機械的性質は劣る。

断熱層として他の材料も使用される。たとえばアルミナを挙げることができ、そ れはジルコニアより低い比重、ジルコニアより高い拡散係数及び比熱を示すがそ の機械的性質は十分でない。また、ステンレス調とある覆の耐熱鋼を同様に挙げ 得、それらは断熱性を提供するが、高い比重を示す。

本発明は高い硬度と熱安定性を育し、延性と耐食性を改良した合金ファミリーを 提供することを目的とする。

すなわち、本発明は、必須構成成分がアルミニウムである新規なファミリーの合 金に関する。

本発明はこれらの合金から得られる金属被覆物に関する。

本発明はさらに、前記合金により被覆された支持体を包含する。

最後に、本発明はさらに、前記合金の使用を包含する。

本発明の合金は下記のことを特徴とする。

−それらが次の原子組成（１）。

Ａ／　Ｃｕ　Ｃｏｂ、（Ｂ、Ｃ）、　Ｍａ　Ｎ、■（（１）ｂ ０式中、原子数で表わして ａ＝ｂ＋ｂ’　＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ＝１０００＜ｂ＋ｂ’　≦３０ ０≦Ｃ≦５ ８≦ｄ≦３０ ＭはＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｍｏ、Ｖ、Ｍｇ。

Ｚｎ、Ｐｄから選択される１つ以上の元素を表わし、ＮはＷ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ 、Ｒｈ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｙ、Ｓｉ。

Ｇａ、希土類から選択される１つ以上の元素を表わし、■は避けられない製造上 の不純物を表わす］を示すこと。

−及びそれらが少くとも３０質量％の１つ以上の単結晶相（ｐｋｓ＋ｅｔ　ｑａ ｓｔｉＣ＋ｉ＋ｔｚｌｌｉａｅｓｌを含有すること０本明細書中、「単結晶相」 と言う表現は次を含めて言う。

１）並進対称と通常両立しない回転対称、すなわち、５，８゜１０及び１２のオ ーダーの回転軸の対称であって、これらの対称は回折法により明らかにされる。

例として、魚群ｍ３　５の二十面体相Ｉ　（Ｄ、　５ｈｅｃｈｔｉｉａ、１．　 Ｂｌｅｃｈ、　Ｄ、　Ｇ＋［ｉｓｊ、１．　Ｗ、Ｃ５ｈｎ。

Ｍｅｔ＊ｌｌｉ　ＣＰｈ＊＋＊　ｖ　白ｈ　Ｌｏｎ　！−Ｒ１１Ｂｚ　Ｏ＋ｉｅ ａ＋ｔ＋１ｏａｓｌ　Ｏｒｄｅｒ　ｗａｄｉｌｌｌ　Ｔ＋龜ｎ５ｌｓｊｉｏａｔ ｌ　Ｓ７ａｍｅ＋＋７．　Ｐｈ７ｔｉｃｔｌ　ｌ１ｅｙｉｅｖ　Ｌｅｔｔｅ口、 ５３巻。

２Ｇ号、　１９８４年１９５１〜１９５３ヘ−’）参照）と魚群ＩＱ／ｍ１ｘ（ ７）中角形相Ｄ　（Ｌ、　！１ｔｎｄｅｔｒｋ７．　Ｑａ＆＋ｉｅ＋７ｓｔｔｌ 　ｗｉＨＯａｅ　ＤｉｍｅＩｉｏｎｔｌＴｒ＊ｎ＋ｌｚ＋１ｏａ８１５７１ｍ５ ｔｒ７　ｓａｄ　＊　Ｔｅｎｆｏｌｄ　Ｒｏｌｕｉｏａ　Ａｘ口。

Ｐｈ７ｔｉｃｔｌ　Ｒｒｔｉｅｖ　Ｌｅｖｅｒｓ、５５巻、１４号、１９８５年 、　１４６１〜１４６３ページ参照）を挙げ得る。真の中角形相のＸ線回折図は 、ｒＤｉｆ［ｒ８ｃｌｉｏｎ　＊ｐｐｒｏｔｃｈ　ｔｏ　ｔｈ！１ｌＩｆｉｅｉ ｕＩｔ　ｏｆ　ｄｚｃＢｏｎｚｌｑｗ＊ｓｉｃ＋７ｔｔｚｌ＋、］、１Ｍ　Ｄｕ ｂｏｉｓ、Ｃ，ｌ５ｌｌｏ＋、Ｊ、Ｐ墓ｎａｅｔｉｅ＋、ＡＰｉｘａｅｌｌｉ、 　ｐＨｒｓＩｃ＋　Ｌｅｔｃｅｒｓ　Ａ　１１７〜＆（ｆ９＆６）４２１〜４２ ７　Ｊに公表されている。

２）結晶構造が並進対称と適合している範囲で真の結晶であるが、電子回折図形 では、対称が回転軸５，８．１０又は１２に近接する回折像を示す近縁（ｓｐｐ ｒｏｔｉｍｇｌｅ＋）相又は密接に関連した化合物。これらの密接に関連した相 の中には先行技術の化合物の中ですでに同定されているものもあるが、他は本発 明合金の幾つかで明らかにされた。

これらの相の中では、原子組成Ａ　ｉｓ　ｓ　Ｃｕ　２　ｏＦ　ｅ　ｔ　ａ　Ｃ ｒ　ｓを有する先行技術の合金の特徴である、たとえば斜方晶相０１を＋１）　 ＋　（１）　（１） 挙げ得る。その格子定数はａ　−２，０６＋＋ｍ、　ｂ　ｏｘ　１．２６７Ｇｍ 、　ｃ　。

＝３．２５２Ｇｍである。この斜方晶相ＯＬは中角形相に近いと言われている。

更にそのために、そのＸ線回折図は中角形相のそれと区別することができない。

原子数がＡ　１２６　＜　Ｃｕ　２４　Ｆ　ｅ　ｔ　２に近い組成を有する合金 中に存在する、パラメーターａＲ＝ｌＨＮａｇ　、　ａ＝３６°の菱面体相を同 様に挙げ得る（Ｍ、　Ａａｄｉｅｒ及びＰ、　Ｇ＊７ｏ（ｋｌｉｃｒｏｅｒ７ｓ ｌ＊１ｌｉｎｅＡｊ＋ＦＩＣａ　Ｐｂ■ｅ　ｏｆ　Ｐｔｅａｄｏ　Ｉｃｏ＋＊ｈ ｅｄ＋ｘｌ　５１ｍ１ｅ！ｒ７．　１ａＱ１＋１ｅｒＹＨｘｌ＋、Ｍ、Ｙ、Ｉｘ ＋ｉｃ及びＳ、Ｌ＊ａｄｑｗ口１１１．　Ｗ＋＋＋１ｄＳｃｉｅ＊＋１ｔｉｅ、 シンカポール、１９８９年刊）。

この相は二十面体相に近い相である。

原子数の組成がＡＪ　Ｃｕ　Ｃｏ　Ｓｉ　の合金に存在６３　１丁、５　１７． ５　２ する、それぞれ定数ａ　−３，８３Ｉｍ、　ｂ”　＝　０．４１ｎｉ、ｃ”　＝ 　５．２６〇　〇　〇 ｌｌ１１及びａ　−３，２５Ｉｍ、ｂ’　＝　０．４１ｎ（ｃ”　＝　９．　Ｒ ｎｍを有する斜方晶相０　及び０３、又は更に本発明の原子数の組成がＡＡＣｕ 　ａ　Ｆ　ｅ　１２　Ｃｒ　１２の合金で形成される定数ａ（Ｐ　＝　１．４６ Ｉｍ。

ｂ”　”　１．２３Ｉ厘、ｃ”　＝１．２４Ｉの斜方晶相○　をも挙ｉｆ４る。

密接に関連した斜方晶相はたとえばＣ，Ｄｏｎｇ、１．１１．　Ｄｕｂｏ目、１ ゜１１ｔｔｅｒｉｔｌｓ　５ｃｉｅｎｃｅ、２６ｆ１９９１）、　１６４７に記 載されている。

近縁の又は真の単結晶相と共存して非零に頻繁に認められる立方構造の相Ｃをも 挙げ得る。

ある種のＡ、Ｊ−Ｃｕ−Ｆｅ及びＡ１−Ｃｕ−Ｆｅ−Ｃｒ合金中に形成するこの 相は、アルミニウムサイトに関する合金元素の化学的順序の効果により、標準的 構造がＣｓ−Ｃｌ１で格子定数ａ　ｌ＝　Ｏ，Ｈ７ａｍの相の超構造から成る。

この立方相の回折図は、原子数の組成がＡ１６５Ｃｕ２ｏＦｅ１５で純粋な立方 相の試料に対して発表されている（Ｃ，Ｄｏｇ、１．　Ｍ。

Ｄｕｂｏ口、Ｍ、ｄ！Ｂｏｔｓ＋ｉ！ａ、Ｃ０Ｊｓ＋ｏｔ　：　Ｎｅｕｔｒｏｎ 　Ｄｉ！ｆｒｓｃｔｉｏｎ＋Ｂｄ７　ｏｆｔｈｅ　ｐｚｒＮｅｃ目ｃ　（ｒｏＷ ｇｈ　ｏｆ　ｔｈｅ　Ａ　１１６５Ｃｕ　２ｏＦ　ｅ　ｔｓｉｃｏ　■ｂｓｄｒ ＊ｌ　ｑａ＊５ｉｃｒＢ！ｓｌ；　１．　Ｐｂｙ＋、　Ｃｏｎｄ　！ｎｓ＊ｄ　 ｉ［ｔｔｔｅｒ、　２（１９９０１，６３３９〜６３６１１）　。

相Ｃ及びＨの結晶の間の電子顕微鏡試験により観察されるエピタキシー関係と、 結晶格子定数、即ち、ａ　Ｅ＝　３　ｖ”Ｔ　ａ　１７１丁（４，５％以内まで ）及びＣ＝３Ｊ′″３　ａ　ｔ　／　２　（２，５％以内まで）を結びつける筒 車な関係とが示すように、相Ｃから直接誘導される六方晶構造の相Ｈをも挙げ得 る。

４０重量％のＭｎを含有する合金Ａ／−Ｍｎ中に見出され、ΦＡ　ｉＭ　ｎで示 される六方晶相と同一構造であるＣＭ、　Ａ、　Ｔｓｌｌｏｒ。

Ｉｎｔｅｒｍｅｔ友１ｉｃ　ｐｈｘｓｅ＋　ｉｎ　ｔｈｅ　ＡＩａｍｉｎｉａｉ −ｉｌｚｃ（ｘｃｅ＋ｅ　Ｂｉａｔ＋７Ｓ７ｓｔｅｍ、　Ａｃｔｘ　ＭＣｔｘｌ ｌｇＢｉｅｘ　８（１９６Ｇ）２５６］。

立方相、その超構造及びそれらから誘導される相は、類似の組成の単結晶相の近 縁の覆類の相を構成する。

本発明の合金の中に、前記原子組成（Ｉ）中二〇≦ｂ≦５゜０≦ｂ′≦２２及び ／又はＯ＜ｃ≦５であって、ＭがＭｎ＋Ｆｅ＋’Ｃｒ又はＦｅ＋Ｃｒを表わす、 以下（ＩＩ）と称する合金を挙げ得る。これらの合金（ＩＩ）は料理用器具の被 覆のために極めて好適である。

以下、（ｍ）と称する、特に興味のある別のファミリーは、前記原子組成（Ｉ） 中、１５＜ｄ≦３０であって、Ｍが少くともＦｅ＋Ｃｒを表わし、Ｆ　ｅ　／　 Ｃｒ　＜　２の原子比を有する。これらの合金（ＩＩ）は特に高い耐酸化性を示 す。

更に、合金（ＩＩ）の中で、特に耐食性の点で合金（ＩＶ）のファミリーを次の ように区別することができる。

−ｂ＞６．ｂ’　＜７であり、ｅ≧０であって、ＮがＴｉ、Ｚｒ。

Ｒｈ及びＮｂから選択される場合、弱酸性媒質（５≦ｐＨ＜７）中で区別でき、 及び −ｂ≦２．ｂ’　＞７であり、ｅ≧０である場合、強アルカリ性媒質（ｐＨ＝１ ４まで）中で区別できる。

７００℃まで粒子の成長に対し改良された耐性をもたらすことにより興味のある 合金（Ｖ）の別のファミリーは、０くｅ≦１であって、ＮがＷ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｒ ｈ、Ｎｂ、Ｈｆ及びＴａから選択される合金（Ｉ）の組成をもつ。

改良された硬度を有する合金（Ｖｌ）の別のファミリーは、ｂく５及びｂ′≧５ 、好ましくはｂ＜２及びｂ′〉７である合金（Ｉ）の組成をもつ。

最後に、組成（Ｉ）を有し、改良された延性を有する合金（■）は、ＣＯＯ１好 ましくは０＜ｃ≦１、及び／又は７≦ｂ′　≦１４である合金である。

本発明合金は先行技術の合金、特にＥＰ　３５６２ｇ７号のそれらとは、銅の含 有量が低（、ゼロでさえあることにより区別される。

このことにより、合金は酸性媒質中で腐食を受け難（なる。その上、低い銅含有 量はＢ又はＣのような他の元素の添加による延性の改良をもたらすのに更に有利 である。本発明の合金では、銅をコバルトで全部又は一部置き換えてもよい。そ の場合、アルカリ性媒質及び、中間のｐ　Ｈ範囲（５≦ｐＨ≦７）内の酸性媒質 の両方の中で、硬度、延性及び耐食性に関して、これらの合金は特に有利である 。これらの種々の性質の組合せにより本発明合金は広範囲の用途が得られる。

本発明合金は、たとえば耐摩滅表面又は基準表面被覆物として使用するとか、金 属−金属又は金属−セラミックの接手を製造するために使用し得る。それらは食 料との接触を含む、あらゆる用途にも適当である。

本発明の合金、好ましくはグループ（■）の合金は、耐衝撃表面にも使用し得る 。

電気的又は電気工学的用途や、高周波加熱に、グループ（ＩＩ）及び（Ｖ）の本 発明合金を使用するのが好ましい。

グループ（ＩＩＩ）の合金は耐酸化性の表面を製造するため使用するのが好まし いが、グループ（ＩＩ）及び（ＩＶ）の合金は耐食性の表面に特に適当である。

グループ（Ｉ［）　、（ＩＶ）及び（■）の合金はキャビテーション耐性又は浸 食耐性の表面の製造に特に適当である。

本発明の材料、より具体的にはグループ（Ｖ）の合金は、断熱層の形態又は慣用 材料から成る断熱層の接着底層の形態で、支持体の熱遮蔽のための要素を製造す るのに使用し得る。それらは良好な断熱性、良好な機械的性質、低い密度、良好 な耐食性、特に耐酸化性を示し、かつ使用が非常に容易である。

本発明の熱遮蔽要素の製造に使用できる本発明の材料は、１Ｇ”’ｒｒｉ／ｓに 近い熱拡散係数αを示し、それはジルコニアの熱拡散係数に匹敵する。これらの 材料の密度ｄが更に低いことを考慮すると、室温付近で熱伝導率λ翼αｄＣｐは ジルコニアのそれと大きく相違しない。従って本発明の準結晶合金は多くの断熱 材料を置き換えるために好適な代替物であって、特にジルコニアについて、それ と比較して、本発明合金は低い密度であり、硬度、改良された耐磨滅性、耐摩耗 性、耐引掻き性、及び耐食性に関して優秀な機械的性質であるという利点をもつ 。

本発明の熱遮蔽要素を形成する材料の熱拡散係数は、材料の多孔性が増加する場 合低下する。準結晶合金の多孔性は適当な熱処理により増加し得る。

本発明の熱遮蔽要素を形成する材料は、熱伝導粒子、たとえば金属アルミニウム 結晶を少しの割合で含有してもよい。材料の熱伝導は、粒子が融合しない限り、 すなわち、それらの体積比率が溶出の閾値以下に留る限り、マトリックスの伝導 性により支配される。大体球状であって低い半径分布を有する粒子に対しては、 この閾値は約２０％の所にある。この条件は、熱遮蔽要素を形成する材料が前記 定義の準結晶層を少くとも８Ｇ容量％含有することを示唆する。従って、断熱層 のような用途には、少くとも８０％の準結晶層を含有する材料を使用することが 好ましい。

約７００℃以下の温度では、熱遮蔽要素を断熱層として使用し得る。このような 温度条件は大部分の家庭向は用途又は自動車分野内での用途に対応する、その上 、それらは支持体の膨張による応力に耐える大きな能力を育し、それらの膨張係 数は金属合金のそれと断熱酸化物のそれの中間にある。約６００℃より高い温度 については断熱層を形成する準結晶合金は、Ｗ、Ｚｒ。

Ｔｉ、Ｒｈ、Ｎｂ、Ｈｆ及びＴａから選択される安定化元素を含有し得る。安定 化元素含有量は、原子数として表わして２％より低いか又は等しい。

本発明の断熱層は、多層の断熱層であり得、そこでは良好な熱伝導体である材料 の層と、不良導体であって準結晶合金である材料の層とが交互に配置されている 。たとえば、摩耗し得る断熱層はこの雷の構造から成る。

温度が約６Ｈ℃より高い数値に達する用途では、本発明の熱遮蔽要素は断熱層と して役立ち、かつジルコニアのような先行技術の材料から成る層に対する接着底 層として使用し得る。これらの温度範囲では、本発明の熱遮蔽要素を形成する材 料は超可塑性になる。従って、それらは、支持体の断熱にそれ自体で関与すると 同時に、接着底層の製造に要求される使用条件を満足する。こうして、本発明の 熱遮蔽要素は、それらを形成する材料の融点の２０〜３０度の範囲内まで使用し 得る。この限界は、組成に応じて約９５０℃〜１２００℃である。

本発明合金は、慣用の冶金学的製造方法、換言すれば徐冷段階を含む方法（即ち ２〜３百度より小さいΔＴ／ｌ）により製造し得る。たとえば、保護ガス（アル ゴン、窒素）の雰囲気下、すなわち、製造冶金学で慣用的に使用される雰囲気流 中、耐火粘土処理した黒鉛のるつぼ中、又は真空に保持したるつぼ中で別々の金 属元素又は前合金（ｐｒｅｓｌｌｉＢｅ）を融解することによりインゴットを製 造し得る。高周波電流による加熱を用い、耐火セラミック製又は冷たい銅製のる つぼを使用することもできる。

溶射法（ａ’ｅｎｌｌｉ＋１ｌｉｏｎ）　に必要な粉末の製造は、たとえば慣用 的方法により機械的粉砕又はアルゴン噴流中の液体合金の噴霧により行い得る。

合金製造と噴霧操作は中間インゴットの鋳造を要することなく続いて行い得る。

このようにして製造した合金は一般的には２０〜３０ｍのまでの薄形で、しかし 数−に達し得る厚形でも、既に記載したものを含めていずれの溶射法によっても 付着し得る。

本発明の合金は、陰極スパッタリングリアクター中のターゲットとして、予め製 造したインゴットから若しくは元素の別々のインゴットからの付着により、又は そうでなければ固体材料を真空下に融解して製造される蒸気相の付着により、表 面被覆の形態で使用し得る。他の方法、たとえば凝集した粉末の焼結を使用する 方法をも使用し得る。被覆は、たとえばオキシ−ガストーチ、超音波トーチ又は プラズマトーチを使用して、溶射によっても製造し得る。熱噴霧法は熱遮蔽要素 の製造に特に有益である。

本発明について以下の非限定的実施例を参照して更に詳細に説明する。

得られた合金は、粗製状態で波長λ”　０．１７８８９ａｍ　（コバルト対陰極 ）を用いるＸ線回折図形により特徴付けられ、必要な場合は、Ｊｅｏｌ　２００ 　ＣＩ電子顕微鏡で記録された電子回折図により補足した。

合金によっては、それらの熱安定性と駿化に耐える能力を評価するために、二次 真空下又は空気中である温度に保持した。

粗製状態で得られる相の形態と粒度をオリンパス顕微鏡を使用して光学顕微鏡試 験により解析した。

合金の硬度は、３０及び４００　ｇの荷重下にウォルパートＶ−テスター２型硬 度計を使用して測定した。

ある合金の延性の推定値は、４００　ｇの荷重下の圧痕（ｓｉｐ＋ｅｉｌｅｌ　 の角から形成される亀裂の長さを測定することにより得た。この長さ及び硬度の 平均値を試料上に分布した少くとも１０個の異なる圧痕から評定した。延性のも う１つの推定値は、日間の軸に垂直な完全に平行な面を有するように機械加工さ れた直径４．８−で高さ１０閣の円筒形試験片に加えられた圧縮試験中、破断前 に発生する変形の度合に基づくものである。インストロム引張り／圧線試験機を 使用した。

最後に、本発明合金を用いて被覆した支持体上の　１ｏＩｌｃＳ鋼球の摩擦係数 をピン／ディスク型のＣ２ＦＭ＊擦試験機を使用して測定した。

試料の電気抵抗率は長さ２０隠で直径４．８鵬の円筒形試験片上でＲＭ！度で測 定した。４点法として知られる慣用方法を、ＩｌｌｍＡの一定測定電流を用いて 使用した。内部電極の端子の電圧を精密微小電圧計（ｎｏｎｏｔｏｌｊｍ’ｅＨ ｅ　ｄｅ　！ｒｘｎｄｅ　ｐｒ’ｅｃｉｓｉｏａ）を使用して測定した。測定は 特別に改造した炉を使用して温度の関数として行った。

少数の合金の融点は５℃／分の速度で加熱し、セララム２０００Ｃ装置上で示差 熱分析により測定した。

合金の結晶構造は、それらのＸ線回折図形と電子回折図形の解析により定めた。

急冷鋼るつぼでアルゴン雰囲気下に高周波電界中で純粋元素を融解することによ り一連の合金を製造した。こうして製造した全体の質量は５０ｇと　１００　ｇ の間の合金であった。合金の組成により左右される融点は、常に９５［１と１２ ０１１’Ｃの間の温度範囲に見出された。合金を融解状態に保ちながら、石英管 中に液体金属を吸引することにより直径１０鴎＝０５■で高さ２〜３０の固体円 筒形試験片を形成した。この試料の冷却速度は毎秒的２５０℃とした。次いでこ の試料をダイヤモンド鋸を使用して切り、後記実施例に使用する金属組織学及び 硬度測定用の試験片に造形した。耐熱性試験用に試験片を１部粉砕して、１小部 分を粉砕して各合金のＸ線回折分析用の粉末にした。同様な集合物を使用して電 気抵抗率を目的とする直径４．ａｍの円筒形試験片を調製した。次いで試験片の 冷却速度を毎秒的１００Ｏ’ｃとした。

後記表１には、得られた本発明合金の単結晶相含有量と共にこれらの幾つかの合 金の融点を示す。

表１に示した準結晶合金についてＸ線回折図形と電子回折図形を記録した。これ らの合金の研究により存在する祖の結晶学的性質を決定することができた。たと えば、合金２．５，７゜８．９．１９及び２２番は主に相ｏ１を含有し、合金１ は主に相Ｃを含有する。合金３は主に相Ｈを含有する。合金６は基本的に相Ｈと 巣に小部分の相Ｃから成る。その他の合金には、相Ｃ１０、、ｏ３及び０４　（ 並びに２３の場合Ｈ）をいろいろの割合で含有する。

表１ 実施例２ ９５％を越える準結晶相を多量に形成する合金のｌ［１０ｋｇ浴を製造した。合 金の公称組成は原子数で表わしてＡ　ＩＩ　ａ　７Ｃｕ　ｇ、　５Ｆｅ１２Ｃｒ １１．５　（合金３９）であった。この組成物は、工業的金属成分、換言すれば アルミニウムＡ５、ＩＩちＡＪ１９．５重量％、Ｃｕ５ｇ、５重量％及びＦｅ２ １５重量％を含有するＣｕ−ＡＡ’−Ｆｅ合金から製造した。それらの元素と合 金をアルミナ内張り黒鉛るつぼに常温で仕込んだ。それらを雰囲気流中で融解し 、それを操作の終りまで保持した。　１２５ｋｖ高周波電流発生装置を使用した 。このバッチを融解して、その温度を１０００℃に均一化した後、直径８■の棒 の形の純鉄と次いで７４重量％のクロムと１４重量％の融剤を含有するＡ、／− Ｃｒブリケットを添加して合金の公称組成を得た。均質化後、融解物全部を鋳造 して２ｋｇインゴットを得た。鋳造の中間と終りでそれぞれ採取した２個の試料 を湿式方法により分析して、原子数で表わしてＡ６６、８Ｃｕ　Ｆｅ　Ｃｒ　Ｍ ｎ　の２つの非常に近い組成を９．４　１１，５　１１．５　ｆｌ、１得た。不 純物である炭素と硫黄の割合はＧ【原子％未満であることが判明した。粉末形部 に還元した数個のインゴット試料のＸ線回折試験は、真の子方晶相に近縁の相ｏ Ｉに対応する回折図形を示す。

合金の比熱はセタラム走査熱量計を使用し温度範囲２Ｇ〜８Ｇ’Ｃで測定した。

この合金の厚さ１５ｍで直径３２園のベレットの熱拡散係数は、検量した強さと 形のレーザー閃光を、対向する予め黒化した面に照射したことを知って、ベレッ トの１つの面上で測定した温度／時間曲線から推定した。熱伝導率は、アルキメ デスの方法により、３０”Ｃ（±０１℃）に保持し、フタル酸ブチル中で浸漬す ることにより測定して４．０２ｇ／ａ／であることが分った合金の密度を知って 、前記２つの測定から推定する。

比較のため、先行技術により知られる一連の合金を、実施例１の方法を使用して 製造した。これらの組成を下記表２にまとめて示す。原子鯛含有量が１８％より 高いものを除き、合金は準結晶相を多くても３０貫量％含有した。

１ユ 本発明の２〜３の合金の熱安定性を評価した。選択した合金を、２〜３時間から 数十時間までの範囲の時間、種々の温度に保持した。実施例１で製造したインゴ ットを破壊して取り出した破片を石英のアンプルに入れ、２次真空下に密封した 。これらの破片の体積は約０．２５ＣＩＩ＋’であった。アンプルを処理温度に 予熱した炉に入れた。処理の終りに、空気中への自然対流によるか又は速度を調 節して肩囲２ｉ！度まで真空下にそれらを冷却した。次いでＸ線回折による試験 のため破片を粉砕した。電子回折による試験をも行った。熱処理の実験条件を下 記表３にま本実施例の等温処理中の合金の構造的発達は、それぞれ熱処理の前後 で記録したＸ線回折図形との比較により評価した。これらの図形が回折線の本数 に関して、又はそれらの相対強度においても、重大な変化を示さないことを認め るのは注目に値する。しかしながら、回折線の細くなることが観察され、それは 高温での粒子の粗大化（１ｒｏ＋ｓ口ｓｔｍｅｌｌ　というよく知られた現象の ためである。

本発明の合金は、適当な回折図形で特徴突けられるように、それらの構造が、合 金の融点に達し得る温度での等温熱処理の間に基本的に変化しないという意味で 、熱に対して安定である。

換言すれば、粗製状態で存在する単結晶相の質量割合は温度保持中に減少しない 。

実施例４の記載と同じ破片試料を、下記表４にまとめた条件下、空気中、炉中で 熱処理にかけた。

処理の試料の回折図形を空気中の熱処理の終りに記録されたそれらと比較するこ とにより、試料は変化を受けなかったことが分る。更にヱ確には、粒子の粗大化 の痕跡は回折線の幅からは何も検出できず、それは粗製状態の特徴である図形の 線とそのまま同じであった。

実施例１の方法により製造した本発明の合金は、多結晶材料であって、その形態 は標準的な金属組織学的方法を使用して光学顕微鏡により研究された。この目的 で、直径ｌＯ■のベレット（実施例１の方法により調製した）をよく研磨し、次 いで適当な金属組織学用の試薬を用いて腐食した。白色光中で作業して、オリン パス光学顕微鏡を使用して金属組織像を写真撮影した。

観察された粒度は２〜３−と２ａ〜３０虜の間である。

特徴付けに関する同じ方法を、前記実施例の表４に記載したような４００℃〜５ ０Ｇ℃の温度範囲で空気中で処理した試料に適用した。こうして得た金属組織像 について、合金はこれらの熱処理の終りに粒子の粗大化を受けていないことが判 明した。多くの熱力学的性賀、特に巨視的硬度（ＨＹ４０Ｇ　）、摩擦係数、 弾性限界及び弾性エネルギーを決定するこれらの材料の多結晶形態は、空気の存 在中を含めて、少（とも数十時間で少（とも５ｆｆｆ１℃に達し得る温度に保持 することに敏感ではないという結論をもたらす。

実施例７ 周囲温度での硬度と延性 本発明の合金と先行技術の幾つかの合金のビッカース硬度を、実施例１の方法に より製造し、金属組織学用の樹脂に埋没し、次いでよく研磨した合金の破片につ いて周囲温度で測定した。

それぞれ３０ｇと　４００ｇの２個の微小硬度試験機荷重を使用した。

結果を後記表５に示す。

本発明の合金について観察されるビッカース硬度は、実施例３（試料４１〜４６ ）のように製造した先行技術の合金について記録された４００ｇの荷重下のビッ カース硬度と比較して特に高い。

本発明合金中のコバルトの存在は、若干の数値がＨ７４００” １１０Ｇを超えるため、観察される硬度を格別に増加する。

一般に、高い硬度を有する合金の延性は比較的低い。しかしながら、コバルトを 含有する本発明は更に高い延性を示すことが意外にも見出される。コバルトを含 有しない本発明合金の場合には、たとえば硼素又は炭素の添加のために延性を改 良することが可能である。ある合金の延性に対するこのような添加効果の筒車な 評価のために、４００　ｇの荷重下のビッカース圧痕の角から形成する亀裂の平 均の長さを測定した。この長さが短い程、それだけ合金は延性が大きい。少数の 結果を表５に示す。

表５ 更に硼素を含有しない実施例１の合金２と、３．３原子％の硼素の添加により改 質した合金１９を用いて圧縮試験を行った。直径４８１で高さｌＯ園の円筒形試 験片について、荷重を増加しながら、周囲温度で試験を行った。荷重をかける円 筒の表面は、非常に慎重に機械加工して相互に完全に平行で、円筒の軸には垂直 にした。合金２及び１９（実施例１の方法により調製した）の試験片の変形中に 記録した変形−圧縮応力曲線によれば、硼素の添加は破断時に得られる変形を倍 加し、それは約２％に達し、ＩＧＩＩＯＭＰ！を超える破断点を達成することが 見出された。

実施例８ 周囲温度での電気抵抗率 本発明の合金と、比較のため、先行技術の組成物について抵抗率測定を行った。

全部の場合で、実施例１の方法により調製した円筒形試験片を使用した。

得た結果を後記表６にまとめて示す。

組成４１〜４６及び４０は先行技術の合金であり、その他は本発明の合金である 。

先行技術の組成物は２〜３μΩζ■と２０〜３０μΩＣ■の間である、周囲温度 の電気抵抗率を示す。しかしながら、合金４２の場合に例外が認められ、それは 原子数で表わす組成”８５ＣｒＩｓを育し、３００μΩｃ１の抵抗率を示す。こ の値は、３０質量％より小さいけれども、かなりそれに近い割合の単結晶相の存 在に関係づけられる。しかしながら、この状態は準安定であって、本試験片の調 製方法の特徴とする、高い冷却速度に限って発生した。

表６ 本発明合金の電気抵抗率の特性値は３００〜６００μΩｃｍである。

このような高い値により本発明の準結晶合金は、たとえばジュール効果による、 高度の発熱散逸に対する抵抗による、及び高周波であり得る電磁結合による加熱 のような、この性質を使用しなければならないあらゆる用途に適性を示す。

その上、ファミリー（Ｉ［）の代表的合金は、温度係数の低い電気抵抗率（１／ ρ　ｄρ／ｄＴ）を示す。温度に伴う電気抵抗率の相対的変化を、合金２の試験 片について測定した。この試験片は銅ドラム上で液体合金を急冷し、ドラムの表 面を１２ｍ／秒の速さで回転しておいて製造する厚さ　０．１臘で幅１．２−の ストリップから調製した（溶融紡糸として知られる方法）。液体状態まで加熱し たインゴットを実施例１の方法により製造しておいた。試験片を５℃／分の一定 速度で加熱して、４点法として知られる測定方法に従って４本の白金線と接触さ せた。電位差電極の間のギャップは２Ｇ諺で、電圧は精密ナノボルト計を使用し て測定した。１０鳳Ａの定電流をその他の２個の電極を介して試験片に通じた。

計測装置は適当な炉の中で保護アルゴン気流下に保った。抵抗の変化は線形であ ることが見出された。それは試料の変換が測定中にも、その後の加熱サイクルに も存在しないことを立証し、合金の高度の熱安定性（実施例４）を確認した。（ １／ρ（２０℃））−（ρ（Ｔ）−ρ（２０℃））／ΔＴ曲線から誘導される温 度係数は−３・１０−４である。この低い数値により、たとえば電磁誘導による 加熱のような温度の関数として狭い範囲内に材料の特性を保持することが好まし い用途について、本合金がすぐれる。

本発明の幾つかの合金の種々の媒質への溶解と、先行技術の合金のそれについて 測定した。

供試試料は下記である。

一先行技術の合金４０号、１８．５％のＣｕ含有、一本発明の合金２号、９％の Ｃｕ含有 一本発明の合金３号、１０％のＣＯ及び０％のＣｕ含有一本発明の合金６号、１ ８％のＣｏ及び０％のＣｕ含有。

溶解の程度を測定するため、実施例１の方法により調製した、直径１０■で厚さ ３謹の試験片を、種々の温度で腐食性溶液中に３０時間浸漬した。溶液は浸漬時 間中終始撹拌してサーモスタットｌ１ｌｌ浴により温度を保った。３０時間後、 各試験片の重量減を測定した。

結果を下記表７にまとめて示す。示した数字は試料の重量減を（ｇ　／時）で表 わす。Ｎ、［１は「検出されなかった」ことを示す。

銅の添加がアルミニウム合金の耐食性を低下することはよ（知られている（Ａｌ ａｌｉｎＩＩｓ、　ｌｌｉ　Ｌ巻、に、Ｒ，マ＊ａ　Ｈｏｔａ編、Ａｍｅｒｉｃ ｔａＳｏｅｉｅｌｌ　［ｏ＋　Ｍｅｌｓ！ｓ　、第７章）。希薄な酸媒質中では 、たとえばアルミニウム合金は、酸含有量が増加するにつれて合金の溶解性が下 降するのが昔通であるが、高度の溶解性を示す。

１００％酸濃度の近（では、この溶解の度合は非常に実質的（こ再び増大する。

反対に、アルカリ性の側では、アルミニウム合金の挙動は、ｐＨがｐＨ＝１２以 上に上昇するまで満足のいくものである。それから、それらを保護する不動態ア ルミナフィルムは溶液になってい（ことができ、アルミニウム合金は高度アルカ リ性媒賀中では極めて低い耐食性を示すのが普通である。

前記試験は、本発明が酸性媒質中（２号、５原子％より高いＣｕ含有量を有する ）、又は強アルカリ性媒質中（３号及び６号、５原子％より高いコバルト含有量 を有する）優秀な耐食性を示す合金を提供することを示す。

このように、本発明の準結晶合金は、表面被覆の形態の多（の用途に特段にそれ らを選び出させる幾つもの性質、即ち高い硬度、低いが無視できない延性、熱安 定性及び高い耐食性を合わせもつ。以下の実施例は、これらの合金がそれらを表 面被覆として使用した後これらの性質を保持していることを示す。また、それら は驚く程低い摩擦係数を示し、既に前記した有利な性質の範囲に付加される。

実施例１０ 表面付着物の製造への本発明合金の使用実施例２により製造した合金の２贈のイ ンゴットを炭素鋼同心ペブルミルを使用して粉砕することにより粉末にした。こ のようにして得た粉末を最小２５虜と最大８０ａｚの間の大きさを宵する粒子部 分のみを残すように篩にかけた。次いで厚さ　０．５ｍｍの付着を、前もってサ ンドブラストした軟鋼のシート上にこの粉末を溶射することにより製造した。こ の溶射はＳ３％の水素と２１％の酸素を含有する混合物を供給するｋｌｅ＋ｃｏ 火焔トーチを使用して行また。操作は試料の酸化を防止するように３Ｑ％水素を 含有する窒素の保護雰囲気下で行った。機械的に磨いて表面の粗さを除去した後 、Ｘ線回折により試験したところ、付着した合金が少くとも９５％の二十面体相 から成ることを示した。それから準結晶被覆を備えた鋼支持体から成る試験片を 切断により２部分に分割して、これらの部分の１つを実施例４に示したように空 気中５００℃で熱処理に付した。処理した試料について記録されたＸ線回折図形 の検討により、２ｇ時間の温度保持の後、構造に重大な変化のないことを示し、 表面金属溶射操作後を含めて、合金の熱安定性が非常に高いことを確かめた。下 記表８には、熱処理の前後で、実施例７のように行った硬度測定の結果をまとめ て示す。粉末にする前に測定した数値も示す。

！一旦 更に、本実施例の付着上で用具の１ｏＯｃ６鯛製ブリネル球の摩擦係数をビン− ディスク型のＣ１２Ｍ摩擦試験機を使用して測定した。垂直力Ｆ　＝５Ｎを付着 の平面に垂直に摩擦片に加えた。変位に対し接線方向で１１！１足した、摩擦片 の変位に対する応力Ｆ、（Ｎ）にニートンで表わす）は、一定の垂直力の下で摩 擦係数μｍＦ　（Ｎ）／Ｆ　を示し、それを表８に示す。

ｎ 表８の数値は、摩擦の用途に使用する他の材料について得られる値に匹敵し、又 はそれより実賞的に更に良好でさえあることに注目しなければならない。

実施例１１ 周囲１度における熱拡散係数 熱拡散係数α、密度ｄ及び比熱Ｃｐを実施例１により調製した数個の試料と実施 例２によりｍ製した１試料について室温の付近で測定した。実施例１の方法によ り調製した試料は直径１０−で厚さ３１１１１のベレットである。実施例２の試 料は直径３２ｍで厚さＸ５−のベレットである。

それぞれのベレツトの向き合う面を、それらの平行性を確保するようによく注意 しながら、水面下で機械的に磨いた。試験片の構造状態はＸ線回折と電子顕微鏡 により測定した。選ばれた試料はすべてが、前記定義の単結晶相を少くとも９０ 体積％含有した。

熱伝導率は積λ＝αｄＣｐで示される。

熱拡散係数αはレーザー閃光法をＨｇ−Ｃｄ−Ｔｅ半導体検知器と組合せて実験 室装置を使用して測定した。レーザーを使用して、試験片の前面を加熱するため ’ｔｊＪ５と３ＤＪの間あ出力と５・ｔｏ’秒の持続時間のパルスを供給し、半 導体温度計を利用して試験片の相対する面の熱に対する応答を検出した。熱拡散 係数は「ん［ｌｅ（ｉａｗｔｕｕｉ、！１ｉ（ｈ　Ｔｅｍｐ、−Ｈｌｌｋ　Ｐｔ ｔｓｓｔｔｓ、１７　（１９＄５）６８３」に記載された方法により行った実験 から誘導した。

合金の比熱はセタラム走査熱量計を使用して温度範囲２０〜８０℃で測定した。

熱伝導率λは、３０℃（±０〜１℃）に保持したフタル酸ブチル中の浸漬により アルキメデス法により測定される合金の密度を知って、前記２つの測定から誘導 される。

得られた値を表９に示す。比較のために、この表には先行技術の少数の材料（試 料５〜Ｎ）に関する値を含み、その幾つかは断熱層であることが分かる（試料５ 〜８）。

表９中、最後の欄の頭文字は前記の意味を有する。

ト 虻 起 周囲温度では、本発明の保護要素を形成する準結晶種合金の熱伝導率は、比較の ため示す金属材料（アルミニウム金属又は正方晶系Ａ　ｆ　２　Ｃｕ　）のそれ よりも著しく低いことをこれらの結果は示す。それはアルミニウムのそれより大 きさが２桁低く、普通良好な断熱材と考えられているステンレス鋼のそれよりも 大きさが１桁低い。その上に、それはアルミナのそれよりも低く、産巣上断熱材 の原型と見なされるＹ２Ｏ３を用いてドープしたジルコニアのそれと全く対等で あ比較のため、合金９Ｇ、　ｔｏＧ　、　１１０　、１２０及び１３０の熱拡散 係数を測定した。規定したアルミニウム化合物を形成するこれらの合金は、準結 晶合金のそれらに近い組成を有し、本発明の保護要素用に使用することができる 。しかしながら、それらは前記定義の準結晶構造を有しない。あらゆる場合に、 それらの熱拡散係数は５・ＩＯ”ｄ／秒より高く、すなわち、本発明に使用する 合金のそれよりも十分上層る。

実施例１２ αの数値を９００℃まで温度の関数として記録した。

熱拡散係数を実施例１１の方法を使用して測定した。各試験片はジュール効果に より加熱される炉の中心で、精製アルゴンの気流中に置き、コンピュータにより プログラム化した温度の上昇速度は５℃／分で線形で変化させた。本発明の試料 は全部、温度と共にαの大体線形の増加を示す。７００℃で測定したαの値は室 温の測定値の２倍に近い。同様に、比熱は温度と共に増加して、７００℃で８０ ０〜９００１／贈Ｋに達する。密度は熱膨張又は中性子回折の測定により示され るように、約１〜２％だけ低下する。従って、熱伝導率はＩｉ！Ｗ／ｍＫ以下を 保ち、すなわち、幾つかの断熱用途に使用されるステンレス鋼の熱伝導率以下で ある。

図１，２及び３はそれぞれ、合金２Ｌ　３！及び３３について、温度の関数とし てのαの変化を示す。加熱中記録した測定を黒い三角形で表わし、冷却中の記録 を丸で表わす。

実施例１３ 合金２の熱膨張の変化を測定した。熱膨張曲線は、膨張係数が温度に極めて僅か しか依存しない。９・ｌｆｌ’／”Ｃであって、ステンレス鋼のそれと近い値で あることを示す。

実施例１４ 本発明の熱遮蔽要素を形成することができる幾つかの合金の超可塑性挙動を試験 した。厳密な平行面を有し、直径４■で長さ１Ｇ閣の円筒形試験片を、合金３４ 及び３５を使用して実施例１と同じ方法により調製した。これらの試験片はイン ストロム試験機で圧縮下に機械的試験に付した。試験は５　Ｇ　ａｍ／分のビー ムの移動速度で２５０ｉ１Ｐ＊までの荷重で行い、温度を６００〜８５０℃の間 で一定に保持した。２つの合金は６００℃から超可塑性挙動を本発明及び先行技 術の熱遮蔽要素の製造ｊｌｌｌの系統の試験片を調製した。支持体は３０■の直 径と８０■の高さを有する固体の銅製円筒であって、慣用方法に従ってプラズマ トーチを使用して該支持体を被覆した。試験片のＣＯは被覆していない銅円筒で ある。試験片Ｃ１を合金２の厚さ１■の層で表面全体を被覆し、試験片Ｃ２は合 金２の厚さ２閣の層で被覆した。試験片５は接着層の役割をなす本発明の熱遮蔽 要素を形成する合金２の層とイツトリウム含有ジルコニアの層から成る。比較の ため使用する試験片Ｃ３及びＣ４は、それぞれイツトリウム含有ジルコニアの層 とアルミナの層から成る。別の系統の試験片は支持体として、５０ａｌｌの長さ 、４０■の直径及びＩｍの壁の厚さを有するステンレス鋼管を使用して調製した （試験片ＡＯ〜Ａ２）。それぞれの場合に、支持体管は３０ｍの長さ上の末端の １つの箇所に被覆した。後者の場合、オキシ−ガストーチを使用して付着した。

後記表１０には覆々の試験片の性質と層の厚さを示す。付着物の最終の厚さに関 する精度は±０．３閣であった。

全部の試験片には、慣性の非常に低いクロメル−アルメル熱電対を備えた。ｌ！ ！４は、銅円筒１の型の試験片を示し、被覆２を含み、中心の熱電対３と横の熱 電対４を備え、２の熱電対は円筒の長さの半分まで挿入されている。図５は中空 管５を示し、その中を高温空気６の流れが通過し、管にはそれぞれＴｌ、Ｔ２及 びＴ３で示す３個の熱電対を取付る。その最初の２つは管の内部にあって、それ ぞれ被覆区域の始点と被覆区域の終点に置かれ、３つ目は被覆の外面にある。

実施例１６ 試験片ＣＯ，Ｃ１，Ｃ２，Ｃ３，Ｃ４及びＣ５を耐火煉瓦上の基材に載せた。１ ０秒の持続時間の逐次熱パルスを６０秒の間隔で各試験片に加えて、熱電対の応 答を記録した。これらのパルスは、試験片から一定距離に置いて、表面に密接す る熱電対に面するトーチの火焔により発生させた。燃焼ガスの流速は注意して謂 節し、実験中ずっと一定に保持した。２系統の実験を行い、１方は最初２０℃で 試験片を使用し、もう１方は最初６５０℃で試験片を使用した。

試験片ＣＯ〜Ｃ５は、実験の結果を総括する３つのパラメーターを定義すること を可能にする。すなわち、２つの熱電対の間の最大温度差Ｐ、パルス発生中の横 の熱電対４の温度上昇速度ΔＴ／Δｔ１及び試験片の中心に発生する温度上昇Δ Ｔ（熱電対３）である。これらのデータを表１０に示す。試験片３のジルコニア 層は３つより多いパルスには耐えず、第１のパルスの時点で亀裂を生じた。試料 Ｃ２は、東６のパルスまでは亀裂が開始せず、試料Ｃ１は５Ｇより多いパルスに 耐えた。これらの結果は断熱層として使用する本発明の遮蔽要素はジルコニアと 少くとも同等の性能を示すことを表わす。

試験片Ｃ５では、本発明の熱遮蔽要素は底層を形成する。試験片Ｃ３のジルコニ ア層は３つより多くのパルスには耐えず、Ｊ１のパルスの時点から亀裂すること が判明した。やはり１系統の熱パルスに付した試験片５については、試験の終り に付着物と接触させて置いた第３の熱電対により測定したジルコニア付着物の表 面温度は１２００℃で安定した。実験を５０パルスに拡大した。試験片Ｃ５では 、銅の膨張係数が準結晶合金のそれの２倍に近いけれども、明白な破損を生じな いでこれらのパルスに耐え、これは底層の材料が可塑性にならなかった場合、支 持体／付着物界面の剪断応力が高いことを示唆する。従って本発明の熱遮蔽要素 は特に断熱層用の接着底層の製造に適する。

実施例１８ 反応器の断熱のための本発明の熱遮蔽要素の使用試験片ＡＯ，Ａｌ及びＡ２を使 用して装置の断熱のための本発明合金の適性を評価した。図５に示す３個の熱電 対はＴ１゜Ｔ２及びＴ３をそれぞれ試験片に取付けた。一定流量の高温空気流を 、各試験片の支持体を形成するステンレスｌｌ４Ｗ中を通過させた。熱電対Ｔ１ を使用して測定した入口の空気温度は３０Ｇ±２℃であった。熱電対Ｔ３を使用 して測定した表面温度は、熱風発生機の始動からの時間の関数として記録した。

熱電対Ｔ２により、高温気流の確立のための移動条件がすべての測定について同 じであることを立証することができた。

図６及び図７は試験片ＡＯ，Ａ１及びＡ２のそれぞれの表面温度の変化を時間の 関数として示す。平衡では、試験片ＡＯ（被覆なし）の表面温度は試験片Ａ２の それより約３５℃高く、試験片Ａ１のそれより２７℃高い。本発明の熱遮蔽要素 は断熱に関して興味ある結果を示した。

ｃｄ　、＋、ｌ−’ 要　約 この発明は必須成分がアルミニウムである合金、それらの合金から製造される金 属の付着物、これらの合金により被覆される支持体及びこれらの合金の使用に関 する。

この発明の合金はニ ーそれらが次の原子組成（Ｉ）： ＡＪ　Ｃｕ　Ｃｏｂ、（Ｂ、Ｃ）、ＭｄＮｅ　［ｒ　（Ｉ）＆　ｂ ａ＋ｂ＋ｂ’　＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ＝１００　（原子数）、ａ≧５０゜０≦ｂ＜１ ４．０≦ｂ′≦２２．０＜ｂ＋ｂ’　≦３０，０≦Ｃ≦５゜８≦ｄ≦３０．０≦ ｅ≦４．ｆ≦２．であって、ＭがＦｅ、Ｃｒ。

Ｍｎ、Ｎｉ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｍｏ、Ｖ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｐｄから選択される１個以上 の元素を表わし、ＮがＷ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ。

Ｒｕ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｙ、Ｓｉ、Ｇｅ、希土類から選択される１個以上の元素を表 わし、■が不可避の製造上の不純物を表わし、かつ−それらが少（とも３Ｇ質量 ％の１つ以上単結晶相を含有する ことを特徴とする。

国際調査報告 一一−−＾−−−ｕ−，ＰＣＴ／ＦＲ９２１０００３０

Claims (26)

【特許請求の範囲】
1. １．必須成分がアルミニウムである合金であって、−それらが次の原子組成： ▲数式、化学式、表等があります▼（Ｉ）［式中、原子数で表わして ａ＋ｂ＋ｂ′＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ＝１００ａ≧５０ ０≦ｂ＜１４ ０≦ｂ′≦２２ ０＜ｂ＋ｂ′≦３０ ０≦ｃ≦５ ８≦ｄ≦３０ ０≦ｅ≦４ ｆ≦２ であり、 ＭはＦｅ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｍｏ，Ｖ，Ｍｇ，Ｚｎ，Ｐｄから選 択される１個以上の元素を表わし、ＮはＷ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｒｈ，Ｎｂ，Ｔ ａ，Ｙ，Ｓｉ，Ｇｅ，希土類から選択される１個以上の元素を表わし、１は不可 避の製造上の不純物を表わす］を存し、−かつ少くとも３０質量％の１個以上の 準結晶相を含有する、ことを特徴とする合金。
2. ２．０≦ｂ＜５，０≦ｂ′≦２２及び／又は０＜ｃ≦５であって、ＭがＭｎ＋Ｆ ｅ＋Ｃｒ又はＦｅ＋Ｃｒを表わす原子組成（Ｉ）を示すことを特徴とする、請求 項１に記載の合金。
3. ３．１５＜ｄ≦３０であって、Ｍが少くともＦｅ＋Ｃｒを表わし、Ｆｅ／Ｃｒ＜ ２の原子比を有する原子組成（Ｉ）を示すことを特徴とする、請求項１に記載の 合金。
4. ４．ｂ＞６，ｂ′＜７及びｅ＞０であって、ＮがＴｉ，Ｚｒ，Ｒｈ及びＮｂから 選択されることを特徴とする、請求項３に記載の合金。
5. ５．ｂ≦２，ｂ′＞７及びｅ≧０であることを特徴とする、請求項３に記載の合 金。
6. ６．０＜ｅ≦１であって、ＮがＷ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｒｈ，Ｎｂ，Ｈｆ及びＴａから 選択されることを特徴とする、請求項１に記載の合金。
7. ７．ｂ＜５及びｂ′≧５であることを特徴とする、請求項１に記載の合金。
8. ８．ｂ＜２及びｂ′＞７であることを特徴とする、請求項７に記載の合金。
9. ９．０＜ｃ≦１、及び／又は７≦ｂ′≦１４であることを特徴とする、請求項１ に記載の合金。
10. １０．固体断片の形態で得られることを特徴とする、請求項１〜９のいずれか一 項に記載の合金。
11. １１．支持体上の付着物の形態で得られることを特徴とする、請求項１〜９のい ずれか一項に記載の合金。
12. １２．請求項１〜９のいずれか一項に記載の合金により被覆される支持体。
13. １３．耐摩耗性及び／又は耐摩擦性表面、耐衝撃性表面、基準表面、耐空洞化表 面又は耐優食性表面又は耐酸化若しくは耐腐食性表面の製造における、請求項１ 〜９のいずれか一項に記載の合金の使用。
14. １４．金属−金属継手又は金属−セラミックス継手の製造における、請求項１〜 ９のいずれか一項に記載の合金の使用。
15. １５．食料と接触する器具の被覆における、請求項１〜９のいずれか一項に記載 の合金の使用。
16. １６．請求項１〜９のいずれか一項に記載の合金の電気工学的使用。
17. １７．電磁誘導により操作する加熱要素の製造における、請求項１６に記載の使 用。
18. １８．支持体の熱遮蔽のための要素の製造における、請求項１〜９のいずれか一 項に記載の合金の使用。
19. １９．熱遮蔽要素が本質的に前記合金から成り、支持体上に付着した準結晶材料 から成ることを特徴とする、請求項１８に記載の使用。
20. ２０．前記準結晶材料を溶射により支持体上に付着することを特徴とする、請求 項１９に記載の使用。
21. ２１．前記準結晶材料が少くとも８０容量％の少くとも１個の準結晶相を含むこ とを特徴とする、請求項１８に記載の使用。
22. ２２．前記準結晶材料が１０％より大きい多孔率を示すことを特徴とする、請求 項１８に記載の使用。
23. ２３．熱遮蔽要素が８００℃以下の温度で断熱層を形成することを特徴とする、 請求項１８に記載の使用。
24. ２４．前記準結晶材料が、更に原子数で表わして２％未満の含有量で、Ｗ，Ｚｒ ，Ｔｉ，Ｒｈ，Ｎｂ，Ｈｆ及びＴａから選択される安定化元素をも含有すること を特徴とする、請求項２３に記載の使用。
25. ２５．熱遮蔽要素が支持体と断熱層の間の接着中間層の形態で使用され、前記断 熱層の表面の温度が場合により８００℃を超えることができることを特徴とする 、請求項１８に記載の使用。
26. ２６．熱遮蔽要素が、準結晶材料の層と熱の良伝導体材料の層との交互層から成 ることを特徴とする、請求項２５に記載の使用。