JPH0586433A - 中間温度アルミニウム系合金 - Google Patents
中間温度アルミニウム系合金Info
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- JPH0586433A JPH0586433A JP4039822A JP3982292A JPH0586433A JP H0586433 A JPH0586433 A JP H0586433A JP 4039822 A JP4039822 A JP 4039822A JP 3982292 A JP3982292 A JP 3982292A JP H0586433 A JPH0586433 A JP H0586433A
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- C22C1/0408—Light metal alloys
- C22C1/0416—Aluminium-based alloys
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C22C—ALLOYS
- C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
- C22C32/001—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with only oxides
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 約３１６℃までの温度で工学的な特性を必要
とする用途のためのＡｌ3 Ｘ型の相分散質で強化した合
金化アルミニウム系合金に用いる。 【構成】 この合金は（重量％で）約１〜６％の、Ａｌ
3 Ｘの形で金属間化合物相として含まれるＸを含む。Ｘ
は、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒからなるグループから選択さ
れる少なくとも１つの元素である。また、この合金は約
０．１〜４％の、ＳｉおよびＭｇからなるグループから
選択される強化剤を含む。その上、この合金は、約１〜
４％のＣおよび約０．１〜２％のＯを、粒子安定化のた
めの炭化アルミニウムおよび酸化アルミニウムの形で含
む。
とする用途のためのＡｌ3 Ｘ型の相分散質で強化した合
金化アルミニウム系合金に用いる。 【構成】 この合金は（重量％で）約１〜６％の、Ａｌ
3 Ｘの形で金属間化合物相として含まれるＸを含む。Ｘ
は、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒからなるグループから選択さ
れる少なくとも１つの元素である。また、この合金は約
０．１〜４％の、ＳｉおよびＭｇからなるグループから
選択される強化剤を含む。その上、この合金は、約１〜
４％のＣおよび約０．１〜２％のＯを、粒子安定化のた
めの炭化アルミニウムおよび酸化アルミニウムの形で含
む。
Description
【０００１】発明の技術分野
本発明は機械的に合金化した（ＭＡ）アルミニウム系合
金に関する。特に、本発明は約３１６℃までの温度で工
学的な特性を必要とする用途のためのＡｌ3Ｘ型の相分
散質で強化したＭＡアルミニウム系合金に関する。
金に関する。特に、本発明は約３１６℃までの温度で工
学的な特性を必要とする用途のためのＡｌ3Ｘ型の相分
散質で強化したＭＡアルミニウム系合金に関する。
【０００２】発明の背景
アルミニウム系合金は、航空機部品の様な特殊な用途の
ための、中間温度（常温から約６００°Ｆ、つまり３１
６℃）および高温（約３１６℃より高い温度）における
特性が改良される様に設計されている。改良合金性能に
とって重要な特性には、密度、モジュラス、引っ張り強
度、延性、クリープ耐性および耐腐食性がある。中間温
度および高温における特性を改良するために、アルミニ
ウム系合金を急速凝固により形成し、複合材料粒子また
は髭結晶により強化し、機械的な合金化により形成され
ている。
ための、中間温度（常温から約６００°Ｆ、つまり３１
６℃）および高温（約３１６℃より高い温度）における
特性が改良される様に設計されている。改良合金性能に
とって重要な特性には、密度、モジュラス、引っ張り強
度、延性、クリープ耐性および耐腐食性がある。中間温
度および高温における特性を改良するために、アルミニ
ウム系合金を急速凝固により形成し、複合材料粒子また
は髭結晶により強化し、機械的な合金化により形成され
ている。
【０００３】これらの軽量高温合金を形成する方法によ
り、優れた特性を有する合金が製造されている。しか
し、製造業者、特に航空宇宙機器部品の製造業者は、高
温において密度をより低くし、物理特性をより高めるこ
とを常に要求している。
り、優れた特性を有する合金が製造されている。しか
し、製造業者、特に航空宇宙機器部品の製造業者は、高
温において密度をより低くし、物理特性をより高めるこ
とを常に要求している。
【０００４】アルミニウム系の急速凝固合金の例は、米
国特許第４，７４３，３１７('３１７）号および４，３
７９，７１９('７１９）号に開示されている。一般的
に、急速凝固合金に伴う問題点は、液体溶解性が低くな
り、密度が高くなり、機械的特性が低くなることであ
る。例えば、' ３１７および' ７１９特許の急速凝固Ａ
ｌ−Ｆｅ−Ｘ合金は、鉄および他の比較的密度の高い元
素のために密度が高くなっている。その上、Ａｌ−Ｆｅ
−Ｘ合金には機械的特性が劣り、粗くなるという問題点
がある。
国特許第４，７４３，３１７('３１７）号および４，３
７９，７１９('７１９）号に開示されている。一般的
に、急速凝固合金に伴う問題点は、液体溶解性が低くな
り、密度が高くなり、機械的特性が低くなることであ
る。例えば、' ３１７および' ７１９特許の急速凝固Ａ
ｌ−Ｆｅ−Ｘ合金は、鉄および他の比較的密度の高い元
素のために密度が高くなっている。その上、Ａｌ−Ｆｅ
−Ｘ合金には機械的特性が劣り、粗くなるという問題点
がある。
【０００５】機械的合金化複合材料により剛化した合金
は、ジャッカーらにより米国特許第４，５５７，８９３
号に記載されている。ジャッカーらのＭＡアルミニウム
系構造は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｘ急速凝固合金よりも優れた特
性を備えた製品を製造している。しかし、その様な複合
材料を製造するには高度の熟練が必要であり、合金性能
がさらに高められれば、航空宇宙機器構造に著しい利益
をもたらすであろう。
は、ジャッカーらにより米国特許第４，５５７，８９３
号に記載されている。ジャッカーらのＭＡアルミニウム
系構造は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｘ急速凝固合金よりも優れた特
性を備えた製品を製造している。しかし、その様な複合
材料を製造するには高度の熟練が必要であり、合金性能
がさらに高められれば、航空宇宙機器構造に著しい利益
をもたらすであろう。
【０００６】急速凝固と、４〜６％Ｔｉ、１〜２％Ｃお
よび０．１〜０．２％Ｏを含むＭＡアルミニウム−チタ
ン合金との組合わせがフラズィヤーらにより米国特許第
４，８３４，９４２号に記載されている。この明細書の
目的には、他に指示が無い限り、成分百分率はすべて重
量％で示す。フラズィヤーらの合金は中間温度における
物理的特性が望ましい水準より低い。
よび０．１〜０．２％Ｏを含むＭＡアルミニウム−チタ
ン合金との組合わせがフラズィヤーらにより米国特許第
４，８３４，９４２号に記載されている。この明細書の
目的には、他に指示が無い限り、成分百分率はすべて重
量％で示す。フラズィヤーらの合金は中間温度における
物理的特性が望ましい水準より低い。
【０００７】本発明の目的は、急速凝固法により製造す
るアルミニウム系合金と比較して、簡単に合金を形成で
きるアルミニウム系合金を提供することである。
るアルミニウム系合金と比較して、簡単に合金を形成で
きるアルミニウム系合金を提供することである。
【０００８】本発明の別の目的は、中間温度特性を改良
したアルミニウム系ＭＡ合金を製造することである。
したアルミニウム系ＭＡ合金を製造することである。
【０００９】発明の概要
本発明は、約３１６℃までの温度における、中間温度特
性を改良した合金に関する。この合金は、Ａｌ3 Ｘの形
で金属間化合物相として含まれる、合計１〜６％のＸを
含む。Ｘは、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒからなるグループか
ら選択された少なくとも一つの元素である。また、この
合金は、ＳｉおよびＭｇからなるグループから選択され
た、合計０．１〜４％の強化剤をも含む。さらに、この
合金は約１〜４％のＣおよび約０．１〜２％のＯを含
む。
性を改良した合金に関する。この合金は、Ａｌ3 Ｘの形
で金属間化合物相として含まれる、合計１〜６％のＸを
含む。Ｘは、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒからなるグループか
ら選択された少なくとも一つの元素である。また、この
合金は、ＳｉおよびＭｇからなるグループから選択され
た、合計０．１〜４％の強化剤をも含む。さらに、この
合金は約１〜４％のＣおよび約０．１〜２％のＯを含
む。
【００１０】好ましい態様の説明
本発明のアルミニウム系ＭＡ合金は、運転温度が約３１
６℃までの用途で優れた工学特性を発揮する。このアル
ミニウム系合金は、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒからなるグル
ープから選択される一つ以上の元素を機械的に合金化す
ることにより製造される。機械的合金化では、液体また
は気体微粒化により形成されるマスター合金粉末または
元素状粉末を使用することができる。Ａｌ3 Ｘ型相はＮ
ｂ、ＴｉおよびＺｒで形成する。これらのＡｌ3 Ｘ型の
金属間化合物は、高い安定性、高い融点および比較的低
い密度を有するので、高温における強度を与える。その
上、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒは高温における拡散率が低
い。ＭＡアルミニウム系合金は、以前に米国特許第３，
７４０，２１０、４，６００，５５６、４，６２３，３
８８、４，６２４，７０５、４，６４３，７８０、４，
６６８，４７０、４，６２７，６５９、４，６６８，２
８２、４，５５７，８９３および４，８３４，８１０号
に記載されている様に、元素状または金属間化合物原料
を機械的に合金化することにより製造される。プロセス
制御剤は、好ましくは有機酸、アルコール、ヘプタン、
アルデヒドおよびエーテルの様な有機物質である。最も
好ましくは、ステアリン酸、グラファイトまたはステア
リン酸とグラファイトの混合物の様なプロセス制御剤を
使用して機械的に合金化した粉末の形態を制御する。好
ましくは、プロセス制御剤としてステアリン酸を使用す
る。
６℃までの用途で優れた工学特性を発揮する。このアル
ミニウム系合金は、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒからなるグル
ープから選択される一つ以上の元素を機械的に合金化す
ることにより製造される。機械的合金化では、液体また
は気体微粒化により形成されるマスター合金粉末または
元素状粉末を使用することができる。Ａｌ3 Ｘ型相はＮ
ｂ、ＴｉおよびＺｒで形成する。これらのＡｌ3 Ｘ型の
金属間化合物は、高い安定性、高い融点および比較的低
い密度を有するので、高温における強度を与える。その
上、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒは高温における拡散率が低
い。ＭＡアルミニウム系合金は、以前に米国特許第３，
７４０，２１０、４，６００，５５６、４，６２３，３
８８、４，６２４，７０５、４，６４３，７８０、４，
６６８，４７０、４，６２７，６５９、４，６６８，２
８２、４，５５７，８９３および４，８３４，８１０号
に記載されている様に、元素状または金属間化合物原料
を機械的に合金化することにより製造される。プロセス
制御剤は、好ましくは有機酸、アルコール、ヘプタン、
アルデヒドおよびエーテルの様な有機物質である。最も
好ましくは、ステアリン酸、グラファイトまたはステア
リン酸とグラファイトの混合物の様なプロセス制御剤を
使用して機械的に合金化した粉末の形態を制御する。好
ましくは、プロセス制御剤としてステアリン酸を使用す
る。
【００１１】粉末は、高エネルギー粉砕装置中で、十分
なエネルギーにより粉末同士を結合させ、機械的に合金
化することができる。粉砕装置には、アトライター、ボ
ールミルおよびロッドミルがある。本発明の粉末を機械
的に合金化するのに最も適した粉砕装置には、米国特許
第４，６０３，８１４、４，６５３，３３５、４，６７
９，７３６および４，８８７，７７３号に記載されてい
る装置がある。
なエネルギーにより粉末同士を結合させ、機械的に合金
化することができる。粉砕装置には、アトライター、ボ
ールミルおよびロッドミルがある。本発明の粉末を機械
的に合金化するのに最も適した粉砕装置には、米国特許
第４，６０３，８１４、４，６５３，３３５、４，６７
９，７３６および４，８８７，７７３号に記載されてい
る装置がある。
【００１２】ＭＡアルミニウム系合金は、主としてＡｌ
3 Ｘ金属間化合物およびアルミニウムの酸化物および炭
化物の分散物により強化される。Ａｌ3 Ｘ金属間化合物
は、アルミニウム粒子の大きさと大体等しい粒径を有す
る粒子の形でもよいし、分散質として粒子中に分布して
いてもよい。酸化アルミニウム（Ａｌ2 Ｏ3 ）および炭
化アルミニウム（Ａｌ4 Ｃ3 ）が、粒子構造を安定化さ
せる分散物を形成する。ＭＡアルミニウム系合金は、合
計約１〜６％のＸを含むことができるが、ここでＸはＮ
ｂ、ＴｉおよびＺｒおよびそれらの組合わせから選択さ
れる。さらに、この合金は、粒子を安定化させるため
に、約１〜４％のＣおよび０．１〜２％のＯ、最も好ま
しくは約０．７〜１％のＯおよび約１．２〜２．３％の
Ｃを含む。それに加えて、マトリックスの剛性を高くす
るためには、ＭＡアルミニウム系合金は好ましくは合計
約２〜６％のＸを含む。
3 Ｘ金属間化合物およびアルミニウムの酸化物および炭
化物の分散物により強化される。Ａｌ3 Ｘ金属間化合物
は、アルミニウム粒子の大きさと大体等しい粒径を有す
る粒子の形でもよいし、分散質として粒子中に分布して
いてもよい。酸化アルミニウム（Ａｌ2 Ｏ3 ）および炭
化アルミニウム（Ａｌ4 Ｃ3 ）が、粒子構造を安定化さ
せる分散物を形成する。ＭＡアルミニウム系合金は、合
計約１〜６％のＸを含むことができるが、ここでＸはＮ
ｂ、ＴｉおよびＺｒおよびそれらの組合わせから選択さ
れる。さらに、この合金は、粒子を安定化させるため
に、約１〜４％のＣおよび０．１〜２％のＯ、最も好ま
しくは約０．７〜１％のＯおよび約１．２〜２．３％の
Ｃを含む。それに加えて、マトリックスの剛性を高くす
るためには、ＭＡアルミニウム系合金は好ましくは合計
約２〜６％のＸを含む。
【００１３】また、常温から中間温度までの引っ張り特
性を高くするために、ＳｉまたはＭｇの「三元」添加す
るとよいことが分かった。この三元合金はアルミニウ
ム、（チタン、ニオブまたはジルコニウム）および（マ
グネシウムまたはケイ素）の他に炭素と酸素を含むこと
が分かる。好ましくは、約３１６℃までの特性を改良す
るために、約０．１〜４％のＳｉ、Ｍｇまたはそれらの
組合わせを加える。最も好ましくは、強化剤は０．１５
〜１％のＭｇまたは０．５〜２％のＳｉである。
性を高くするために、ＳｉまたはＭｇの「三元」添加す
るとよいことが分かった。この三元合金はアルミニウ
ム、（チタン、ニオブまたはジルコニウム）および（マ
グネシウムまたはケイ素）の他に炭素と酸素を含むこと
が分かる。好ましくは、約３１６℃までの特性を改良す
るために、約０．１〜４％のＳｉ、Ｍｇまたはそれらの
組合わせを加える。最も好ましくは、強化剤は０．１５
〜１％のＭｇまたは０．５〜２％のＳｉである。
【００１４】実施例１
Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの効果を比較するために、一連の
合金を調製した。元素粉末をＡｌ−４Ｔｉ／Ｎｂ／Ｚｒ
−０．５Ｍｇの製造に使用した。粉末を２．５％のステ
アリン酸と共にアトライターに装填した。次いでこの原
料をアルゴン中で１２時間粉砕した。この粉砕した粉末
を缶に詰め、５０ミクロン水銀の真空下で４９３℃で脱
気した。この缶に詰め、脱気した粉末を、６８０トン押
出しプレス中でブランクダイに対して圧縮することによ
り、９．２cm直径のビレットに成形した。缶形成材料を
完全に除去した後、このビレットを３７１℃で、１．３
cmｘ５．１cmの棒に押し出した。次いで、この押し出し
た棒を引っ張り特性について試験した。試料はすべてＡ
ＳＴＭ Ｅ８およびＥ２１により試験した。Ａｌ−Ｔｉ
／Ｎｂ／Ｚｒ−０．５Ｍｇ合金系の引っ張り特性を表１
に示す。
合金を調製した。元素粉末をＡｌ−４Ｔｉ／Ｎｂ／Ｚｒ
−０．５Ｍｇの製造に使用した。粉末を２．５％のステ
アリン酸と共にアトライターに装填した。次いでこの原
料をアルゴン中で１２時間粉砕した。この粉砕した粉末
を缶に詰め、５０ミクロン水銀の真空下で４９３℃で脱
気した。この缶に詰め、脱気した粉末を、６８０トン押
出しプレス中でブランクダイに対して圧縮することによ
り、９．２cm直径のビレットに成形した。缶形成材料を
完全に除去した後、このビレットを３７１℃で、１．３
cmｘ５．１cmの棒に押し出した。次いで、この押し出し
た棒を引っ張り特性について試験した。試料はすべてＡ
ＳＴＭ Ｅ８およびＥ２１により試験した。Ａｌ−Ｔｉ
／Ｎｂ／Ｚｒ−０．５Ｍｇ合金系の引っ張り特性を表１
に示す。
【００１５】
表１
温度 Ｙ．Ｓ． Ｕ．Ｔ．Ｓ． 伸長 Ｒ．Ａ．
（℃） (MPa) (MPa) （％） （％）
ＭＡ Ａｌ−４Ｔｉ−０．５Ｍｇ
２４ ６２７ ６９０ ２．０ ９．３
９３ ４１４ ４４８ ２．０ １２．３
２０４ ３７６ ３９４ ６．０ ２０．３
３１６ １８６ ２００ １０．０ ＮＡ
ＭＡ Ａｌ−４Ｎｂ−０．５Ｍｇ
２４ ５８３ ６４６ ８．０ ２１．３
９３ ５１３ ５２２ １３．５ ２８．０
２０４ ３２５ ３４８ ９．５ ２９．３
３１６ １５６ １６７ ５．０ ４３．０
ＭＡ Ａｌ−４Ｚｒ−０．５Ｍｇ
２４ ５４５ ５９９ ４．０ １０．１
９３ ５０７ ５１４ １１．５ １３．０
２０４ ３３５ ３７８ ８．５ １６．０
３１６ １５８ １６３ ３．５ １６．０
【００１６】Ｔｉ／Ｎｂ／Ｚｒ系の降伏応力のグラフを
図１に、引っ張り伸長のグラフを図２に示す。表１およ
び図１および２から、等重量％のＮｂまたはＺｒにより
常温および高温における強度が低くなることが分かる。
（４Ｎｂまたは４Ｚｒ）−０．５Ｍｇの引っ張り伸長水
準は約９３℃で最大値を有し、Ａｌ−４Ｔｉ−０．５Ｍ
ｇの引っ張り伸長水準は一般的に温度と共に増加する。
図１に、引っ張り伸長のグラフを図２に示す。表１およ
び図１および２から、等重量％のＮｂまたはＺｒにより
常温および高温における強度が低くなることが分かる。
（４Ｎｂまたは４Ｚｒ）−０．５Ｍｇの引っ張り伸長水
準は約９３℃で最大値を有し、Ａｌ−４Ｔｉ−０．５Ｍ
ｇの引っ張り伸長水準は一般的に温度と共に増加する。
【００１７】アルミニウム中のチタン、ニオブおよびジ
ルコニウムの固体溶解度、Ａｌ3 Ｔｉ、Ａｌ3 Ｎｂおよ
びＡｌ3 Ｚｒ金属間化合物の密度、およびそれぞれ４重
量％のＴｉ、ＮｂおよびＺｒにより形成されるＡｌ3 Ｔ
ｉ、Ａｌ3 ＮｂおよびＡｌ3 Ｚｒ金属間化合物の計算体
積比を表２に示す。
ルコニウムの固体溶解度、Ａｌ3 Ｔｉ、Ａｌ3 Ｎｂおよ
びＡｌ3 Ｚｒ金属間化合物の密度、およびそれぞれ４重
量％のＴｉ、ＮｂおよびＺｒにより形成されるＡｌ3 Ｔ
ｉ、Ａｌ3 ＮｂおよびＡｌ3 Ｚｒ金属間化合物の計算体
積比を表２に示す。
【００１８】
表２
金属間化合物 金属間化合物
Ａｌ中の溶解度 の密度 の体積
遷移金属 重量％ g/cm3 ％
チタン ０．１ ３．４ ８．８
ニオブ ０．１ ４．５４ ４．６
ジルコニウム ０．１ ４．１ ５．１
【００１９】Ａｌ−（４Ｎｂまたは４Ｚｒ）−０．５Ｍ
ｇ合金は、Ａｌ−４Ｔｉ−０．５Ｍｇ合金の約半分の量
の金属間化合物しか含んでいないが、Ａｌ−（４Ｎｂま
たは４Ｚｒ）−０．５Ｍｇ合金は常温における強度はほ
んの僅かに低いだけである。その上、Ａｌ−４Ｔｉ−
０．５Ｍｇの引っ張り伸長、つまり延性は温度と共に増
加するが、Ａｌ−（４Ｎｂまたは４Ｚｒ）−０．５Ｍｇ
の延性は約７３℃で最大値を示す。これらの合金の機械
的特性におけるこれらの著しい差は、金属間化合物の形
態および変形特性によるところが大きいと思われる。Ｎ
ｂおよびＺｒとアルミニウムの機械的合金化により、ア
ルミニウムマトリックス中に不規則に分布したＡｌ3 Ｎ
ｂおよびＡｌ3 Ｚｒ金属間化合物が形成される。Ａｌ3
ＮｂおよびＡｌ3 Ｚｒの平均粒子径は約２５nmである。
Ａｌ3 ＮｂおよびＡｌ3 Ｚｒ粒子により高温では効果的
ではないOrowan強化されるものと考えられる。しかし、
Ａｌ3 Ｔｉ粒子は大きさが平均で約２５０nmであり、Ｍ
Ａアルミニウム粒子と大体同じ大きさである。このより
大きなＡｌ3 Ｔｉ粒子は、Ａｌ3 ＮｂおよびＡｌ3 Ｚｒ
粒子とは異なった機構によりＭＡアルミニウムを強化す
ると考えられる。これらのＡｌ3 Ｔｉ粒子は主にOrowan
強化により強化するのではなく、すべての温度で拡散し
た滑りを増加させるが、Ａｌ3 ＮｂまたはＡｌ3 Ｚｒを
含む合金中には拡散した滑りが無いので、高温における
延性が低いものと考えられる。Ａｌ3 ＮｂとＡｌ3 Ｚｒ
のわずかな差は、格子構造が僅かに異なるためであろ
う。Ａｌ3 ＮｂおよびＡｌ3 ＴｉはＤＯ22格子構造を有
し、Ａｌ3 ＺｒはＤＯ23格子構造を有する。しかし、形
態学上の差が引っ張り特性に最も大きな影響を与えると
考えられる。
ｇ合金は、Ａｌ−４Ｔｉ−０．５Ｍｇ合金の約半分の量
の金属間化合物しか含んでいないが、Ａｌ−（４Ｎｂま
たは４Ｚｒ）−０．５Ｍｇ合金は常温における強度はほ
んの僅かに低いだけである。その上、Ａｌ−４Ｔｉ−
０．５Ｍｇの引っ張り伸長、つまり延性は温度と共に増
加するが、Ａｌ−（４Ｎｂまたは４Ｚｒ）−０．５Ｍｇ
の延性は約７３℃で最大値を示す。これらの合金の機械
的特性におけるこれらの著しい差は、金属間化合物の形
態および変形特性によるところが大きいと思われる。Ｎ
ｂおよびＺｒとアルミニウムの機械的合金化により、ア
ルミニウムマトリックス中に不規則に分布したＡｌ3 Ｎ
ｂおよびＡｌ3 Ｚｒ金属間化合物が形成される。Ａｌ3
ＮｂおよびＡｌ3 Ｚｒの平均粒子径は約２５nmである。
Ａｌ3 ＮｂおよびＡｌ3 Ｚｒ粒子により高温では効果的
ではないOrowan強化されるものと考えられる。しかし、
Ａｌ3 Ｔｉ粒子は大きさが平均で約２５０nmであり、Ｍ
Ａアルミニウム粒子と大体同じ大きさである。このより
大きなＡｌ3 Ｔｉ粒子は、Ａｌ3 ＮｂおよびＡｌ3 Ｚｒ
粒子とは異なった機構によりＭＡアルミニウムを強化す
ると考えられる。これらのＡｌ3 Ｔｉ粒子は主にOrowan
強化により強化するのではなく、すべての温度で拡散し
た滑りを増加させるが、Ａｌ3 ＮｂまたはＡｌ3 Ｚｒを
含む合金中には拡散した滑りが無いので、高温における
延性が低いものと考えられる。Ａｌ3 ＮｂとＡｌ3 Ｚｒ
のわずかな差は、格子構造が僅かに異なるためであろ
う。Ａｌ3 ＮｂおよびＡｌ3 ＴｉはＤＯ22格子構造を有
し、Ａｌ3 ＺｒはＤＯ23格子構造を有する。しかし、形
態学上の差が引っ張り特性に最も大きな影響を与えると
考えられる。
【００２０】チタンはＡｌ3 Ｘ型金属間化合物を形成す
る上で好ましい元素である。チタンにより常温と高温に
おける特性の最良の組合わせが得られる。最も好ましく
は、約１．５〜４．５％のＴｉを使用する。さらに、Ａ
ｌ3 Ｔｉの強化機構およびＡｌ3 ＺｒとＡｌ3 ＮｂのOr
owan機構を最適化するためにＴｉとＺｒまたはＮｂの組
合わせを使用することができる。
る上で好ましい元素である。チタンにより常温と高温に
おける特性の最良の組合わせが得られる。最も好ましく
は、約１．５〜４．５％のＴｉを使用する。さらに、Ａ
ｌ3 Ｔｉの強化機構およびＡｌ3 ＺｒとＡｌ3 ＮｂのOr
owan機構を最適化するためにＴｉとＺｒまたはＮｂの組
合わせを使用することができる。
【００２１】実施例２
Ａｌ2 Ｏ3 およびＡｌ4 Ｃ3 分散質で安定化させたＡｌ
−Ｔｉ合金に対するＳｉの影響を調べるために、一連の
Ａｌ−Ｔｉ−Ｓｉ合金を試験した。評価のためにＡｌ−
４Ｔｉ−Ｓｉ合金を機械的合金化するために、Ａｌ−１
２Ｓｉマスター合金を使用した以外は、実施例１の手順
に従った。あるいは、元素状原料を使用することもでき
る。下記の表３は、Ｓｉ強化剤を加えた場合の引っ張り
特性の改良を示す。
−Ｔｉ合金に対するＳｉの影響を調べるために、一連の
Ａｌ−Ｔｉ−Ｓｉ合金を試験した。評価のためにＡｌ−
４Ｔｉ−Ｓｉ合金を機械的合金化するために、Ａｌ−１
２Ｓｉマスター合金を使用した以外は、実施例１の手順
に従った。あるいは、元素状原料を使用することもでき
る。下記の表３は、Ｓｉ強化剤を加えた場合の引っ張り
特性の改良を示す。
【００２２】
表３
温度 Ｙ．Ｓ． Ｕ．Ｔ．Ｓ． 伸長 Ｒ．Ａ．
（℃） (MPa) (MPa) （％） （％）
Ａｌ−４Ｔｉ
２４ ３９８ ４２６ １４．０ ３７．３
９３ ３４８ ３６６ １０．０ ３８．３
２０４ ２８７ ３０２ ７．０ ２４．７
３１６ ２０２ ２０５ ７．０ ２８．１
Ａｌ−４Ｔｉ−０．５Ｓｉ
２４ ４９７ ５５８ １０．５ ３３．４
９３ ４７２ ４７６ ７．５ ２３．０
２０４ ３４３ ３７６ ８．５ １９．７
３１６ １９６ ２０５ ６．０ ３３．０
Ａｌ−４Ｔｉ−１Ｓｉ
２４ ５１３ ５９５ ６．０ １９．３
９３ ４１２ ４６１ １２．０ ２７．１
２０４ ３１６ ３４８ ７．０ １２．３
３１６ ２５５ ２６４ １１．０ ２８．９
Ａｌ−４Ｔｉ−２Ｓｉ
２４ ５３８ ６０４ ６．５ １７．１
９３ ４７１ ４７６ ８．５ １８．５
２０４ ３３９ ３５５ ９．０ １６．０
３１６ １６２ １７０ ５．０ ３１．０
【００２３】図３はＳｉの添加により改良された降伏応
力を示し、図４は引っ張り伸長に対するＳｉの効果を示
す。常温でＳｉにより著しく強化されているのが分か
る。しかし、Ｓｉの強化作用は温度上昇と共に低下す
る。ケイ素含有合金の引っ張り伸長水準は試験したすべ
ての温度で、Ｓｉの添加により僅かに影響されただけで
ある。Ａｌ−Ｘ−Ｓｉ三元合金の強化には、好ましくは
０．５〜２．０％のＳｉを使用し、最も好ましくは約
０．７５〜１．２５％のＳｉを使用する。
力を示し、図４は引っ張り伸長に対するＳｉの効果を示
す。常温でＳｉにより著しく強化されているのが分か
る。しかし、Ｓｉの強化作用は温度上昇と共に低下す
る。ケイ素含有合金の引っ張り伸長水準は試験したすべ
ての温度で、Ｓｉの添加により僅かに影響されただけで
ある。Ａｌ−Ｘ−Ｓｉ三元合金の強化には、好ましくは
０．５〜２．０％のＳｉを使用し、最も好ましくは約
０．７５〜１．２５％のＳｉを使用する。
【００２４】実施例３
実施例１の方法により、元素状粉末を機械的に合金化
し、ＭＡ Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇ合金を製造した。表４にそ
のＭＡ Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇ合金により達成された特性を
示す。
し、ＭＡ Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇ合金を製造した。表４にそ
のＭＡ Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇ合金により達成された特性を
示す。
【００２５】
表４
温度 Ｙ．Ｓ． Ｕ．Ｔ．Ｓ． 伸長 Ｒ．Ａ．
（℃） (MPa) (MPa) （％） （％）
Ａｌ−２Ｔｉ
２４ ４４３ ５０１ １１．６ ４０．８
９３ ４３１ ４３８ ７．０ ２７．５
２０４ ３２１ ３４３ ８．５ １４．０
３１６ ２０９ ２１０ １４．０ １７．５
４２７ １３６ １３６ ２１．０ ２．５
５３８ ６６ ６６ ４．０ ７．０
Ａｌ−２Ｔｉ−０．２５Ｍｇ
２４ ４９７ ５４９ １０．０ ３２．０
９３ ４３９ ４７４ ９．０ ２８．０
２０４ ３６８ ３８１ ９．０ ２５．２
３１６ ２１１ ２１６ １６．０ ３２．２
４２７ １２８ １２８ １０．０ ４９．７
５３８ １８ ２１ ３．０ ４．０
Ａｌ−２Ｔｉ−０．５Ｍｇ
２４ ５８３ ６５４ ７．０ ２４．６
９３ ５１５ ５７３ １０．０ ２４．６
２０４ ３７０ ４０２ １５．０ ２５．９
３１６ １７６ ２０３ １８．０ ３５．０
４２７ １１０ １１６ １１．０ ５５．９
５３８ ２２ ２５ ２１．０ ７３．８
【００２６】
Ａｌ−４Ｔｉ
２４ ３９８ ４２６ １４．０ ３７．３
９３ ３４４ ３６６ １０．０ ３８．３
２０４ ２８７ ３０２ ７．０ ２４．７
３１６ ２０２ ２０５ ７．０ ２８．１
４２７ １２８ １２９ ２１．０ ３６．０
５３８ ５６ ５７ ３２．０ ３７．０
Ａｌ−４Ｔｉ−０．２５Ｍｇ
２４ ５２７ ５５９ １０．０ ２８．９
９３ ４２７ ４８６ ７．０ ２３．３
２０４ ３５４ ３７８ ８．０ １８．２
３１６ ２３５ ２４５ ９．０ １１．６
４２７ １３６ １３６ ９．０ ５１．６
５３８ ６３ ６５ １４．０ ５１．９
Ａｌ−４Ｔｉ−０．５Ｍｇ
２４ ６２７ ６９０ ２．０ ９．３
９３ ４１４ ４４８ ２．０ １２．０
２０４ ３７６ ３９４ ６．０ ２０．３
３１６ １８６ ２００ １０．０ ＮＡ
４２７ １２８ １３０ １３．０ ５７．６
５３８ ５２ ５４ ４２．０ ６５．１
Ａｌ−４Ｔｉ−１Ｍｇ
２４ ６９７ ７７２ ３．０ ＮＡ
９３ ５３６ ５９６ ７．０ ＮＡ
２０４ ３２４ ３７６ １２．０ ＮＡ
３１６ １８１ １８５ ８．０ ＮＡ
４２７ １１０ １１４ １０．０ ＮＡ
５３８ ４８ ５１ ２１．０ ６３．８
Ａｌ−４Ｔｉ−２Ｍｇ
２４ ６９０ ７４５ ２．０ ＮＡ
９３ ５０５ ６３８ ２．０ ４．７
２０４ ３５８ ３５８ １１．０ ２６．５
３１６ １７０ １７４ １１．０ ４５．７
４２７ １２４ １２７ １７．０ ５８．３
５３８ ５６ ５７ ３０．０ ７０．０
【００２７】
Ａｌ−６Ｔｉ
２４ ４５０ ５２３ １３．０ ２８．０
９３ ４１０ ４３１ ５．０ １３．１
２０４ ３０５ ３２４ ８．０ １１．０
３１６ １９８ ２０５ ７．０ ２２．３
４２７ １２５ １３２ ８．０ ２５．３
５３８ ６４ ６６ １０．０ １８．０
Ａｌ−６Ｔｉ−０．５Ｍｇ
２４ ６０５ ７１３ ２．９ １０．０
９３ ５３６ ５８６ ４．７ １４．０
２０４ ３２６ ３６６ ５．６ ６．８
３１６ １８６ １９４ １０．４ ２１．０
４２７ １０１ １０４ １２．８ ４８．８
５３８ ３９ ３９ １５．６ ５２．６
【００２８】表４に関して、Ｍｇは、２、４および６％
Ｔｉで、室温および中間温度強度特性を高めている。約
４２７℃を越える温度では、Ｍｇは最早合金を強化して
いない。しかし、約３１６℃までの温度では、Ｍｇは特
に効果的な強化剤である。さらに、約４％Ｔｉまたは約
３〜５％Ｔｉで、Ｍｇは常温強度および高温延性を増加
する。
Ｔｉで、室温および中間温度強度特性を高めている。約
４２７℃を越える温度では、Ｍｇは最早合金を強化して
いない。しかし、約３１６℃までの温度では、Ｍｇは特
に効果的な強化剤である。さらに、約４％Ｔｉまたは約
３〜５％Ｔｉで、Ｍｇは常温強度および高温延性を増加
する。
【００２９】常温から３１６℃の温度におけるＡｌ−４
Ｔｉ−Ｍｇ合金の降伏応力を比較している図５は、Ｍｇ
が降伏応力を著しく増加することを示している。Ｍｇの
強化作用は、温度増加と共に低下する。この温度の影響
は、Ｍｇに対してはＳｉに対するほど強くない。常温か
ら３１６℃の温度におけるＡｌ−４Ｔｉ−Ｍｇ合金の引
っ張り伸長または延性を比較している図６は、Ｍｇが常
温延性を低下させるが、中間温度延性を増加させること
を示している。Ａｌ−Ｘ−Ｍｇ三元合金を強化するに
は、約０．１５〜１．０％のＭｇを使用するのが好まし
い。
Ｔｉ−Ｍｇ合金の降伏応力を比較している図５は、Ｍｇ
が降伏応力を著しく増加することを示している。Ｍｇの
強化作用は、温度増加と共に低下する。この温度の影響
は、Ｍｇに対してはＳｉに対するほど強くない。常温か
ら３１６℃の温度におけるＡｌ−４Ｔｉ−Ｍｇ合金の引
っ張り伸長または延性を比較している図６は、Ｍｇが常
温延性を低下させるが、中間温度延性を増加させること
を示している。Ａｌ−Ｘ−Ｍｇ三元合金を強化するに
は、約０．１５〜１．０％のＭｇを使用するのが好まし
い。
【００３０】Ｍｇは固溶体硬化により強化し、ＳｉはＡ
ｌ3 Ｔｉの中に拡散することにより、またＴｉ7 Ａｌ5
Ｓｉ12の組成を有する三元ケイ化物を形成することによ
っても強化すると考えられる。ＭｇとＳｉの組合わせを
使用できることが認められる。しかし、ＭｇおよびＳｉ
強化剤の組合わせは好ましくないことが分かった。Ｍｇ
およびＳｉ強化剤の組合わせは、Ｓｉを含まないＭｇ、
またはＭｇを含まないＳｉと比較して、物理特性に好ま
しくない影響を与えることが分かった。この理由から、
三元強化剤としては、ＳｉおよびＭｇの組合わせではな
く、Ｓｉか、あるいはＭｇのどちらかを使用するのが好
ましい。
ｌ3 Ｔｉの中に拡散することにより、またＴｉ7 Ａｌ5
Ｓｉ12の組成を有する三元ケイ化物を形成することによ
っても強化すると考えられる。ＭｇとＳｉの組合わせを
使用できることが認められる。しかし、ＭｇおよびＳｉ
強化剤の組合わせは好ましくないことが分かった。Ｍｇ
およびＳｉ強化剤の組合わせは、Ｓｉを含まないＭｇ、
またはＭｇを含まないＳｉと比較して、物理特性に好ま
しくない影響を与えることが分かった。この理由から、
三元強化剤としては、ＳｉおよびＭｇの組合わせではな
く、Ｓｉか、あるいはＭｇのどちらかを使用するのが好
ましい。
【００３１】下記の表５は、ＭＡ Ａｌ−４Ｔｉ−０．
２５Ｍｇと、急速凝固法により製造した従来の高温合金
を比較している。
２５Ｍｇと、急速凝固法により製造した従来の高温合金
を比較している。
【００３２】
表５
常温 ３１６℃ 比モジュラス
合金 降伏応力 降伏応力 (cmx106 ）
(MPa) (MPa)
Ａｌ−４Ｔｉ−０．２５Ｍｇ ５２７ ２３５ ３１０
Ａｌ−４Ｔｉ−１Ｓｉ ５１３ ２５５ ３１０
ＦＶＳ０８１２＊ ３９０ ２４４ ３０８
ＡＬ−７Ｆｅ−６Ｃｅ＊＊ ３７９ ２０７ ２６９
* 「高温／高剛性用途用の急速凝固アルミニウム合
金」、Ｐ．Ｓ．ギルマンおよびＳ．Ｋ．ダス、メタルパ
ウダーレポート、１９８９年９月６１６−６２０頁。 **「航空機構造用高温アルミニウム合金」、Ｒ．Ａ．ラ
イネンおよびＪ．Ｃ．エクバル、ジャーナル オブ メ
タル、１９８８年５月、１６〜１８頁。
金」、Ｐ．Ｓ．ギルマンおよびＳ．Ｋ．ダス、メタルパ
ウダーレポート、１９８９年９月６１６−６２０頁。 **「航空機構造用高温アルミニウム合金」、Ｒ．Ａ．ラ
イネンおよびＪ．Ｃ．エクバル、ジャーナル オブ メ
タル、１９８８年５月、１６〜１８頁。
【００３３】表５に示す様に、本発明の合金は、先行技
術のＡｌ−Ｆｅ−Ｘ合金に比べて著しく改良されている
ことが分かる。主な長所は、常温および約３１６℃まで
の降伏応力の増加および比モジュラスの改良である。
術のＡｌ−Ｆｅ−Ｘ合金に比べて著しく改良されている
ことが分かる。主な長所は、常温および約３１６℃まで
の降伏応力の増加および比モジュラスの改良である。
【００３４】下記の表６は、本発明の範囲に入るＭＡア
ルミニウム系合金の例を示す（組成の残部はＡｌおよび
混入する不純物である）。さらに、本発明は、表６また
は明細書のどこかに規定するどの２つの値により限定さ
れる範囲、および表６または明細書のどこかに規定する
どの値間により限定される範囲も含むものとする。例え
ば、本発明は、Ａｌ−４Ｚｒ−２ＳｉおよびＡｌ−２．
９Ｚｒ−１．７５Ｓｉも含むものである。
ルミニウム系合金の例を示す（組成の残部はＡｌおよび
混入する不純物である）。さらに、本発明は、表６また
は明細書のどこかに規定するどの２つの値により限定さ
れる範囲、および表６または明細書のどこかに規定する
どの値間により限定される範囲も含むものとする。例え
ば、本発明は、Ａｌ−４Ｚｒ−２ＳｉおよびＡｌ−２．
９Ｚｒ−１．７５Ｓｉも含むものである。
【００３５】
表６
Ｔｉ Ｎｂ Ｚｒ Ｍｇ Ｓｉ
２ １ １ １
４ ０．２
２ ２ ２ １．２
４ ０．５
４ １．１
６ ０．２５
５ ０．５ ０．５ １．０
４ ０．３５
４ ０．９
２ ０．５
【００３６】供試合金の公称組成および化学分析結果は
比較的せまい公差内にあった。下記の表７に供試合金の
公称組成および化学分析結果を示す。
比較的せまい公差内にあった。下記の表７に供試合金の
公称組成および化学分析結果を示す。
【００３７】
表７ 公称組成
Ｔｉ Ｎｂ Ｚｒ Ｍｇ Ｓｉ Ｃ Ｏ
Al-4Ti 4.27 -- -- -- -- 1.78 0.62
Al-4Ti-0.5Mg 3.79 -- -- 0.53 -- 1.88 0.67
Al-4Nb-0.5Mg -- 3.72 -- 0.53 0.07 1.88 0.71
Al-4Zr-0.5Mg -- -- 3.78 0.55 0.06 1.88 0.69
Al-4Ti-0.5Si 3.76 -- -- -- 0.55 1.78 0.67
Al-4Ti-1Si 3.86 -- -- -- 0.98 1.81 0.85
Al-4Ti-2Si 3.78 -- -- -- 1.83 1.82 0.73
Al-2Ti 1.95 -- -- -- -- 1.97 0.60
Al-2Ti-0.25Mg 1.86 -- -- 0.16 0.07 1.95 0.66
Al-2Ti-0.5Mg 1.82 -- -- 0.5 0.05 1.96 0.68
Al-4Ti-0.25Mg 3.65 -- -- 0.25 0.04 1.86 0.64
Al-4Ti-0.5Mg 3.8 -- -- 0.5 -- 1.91 0.58
Al-4Ti-1Mg 3.64 -- -- 0.98 0.08 1.97 0.77
Al-6Ti 5.79 -- -- -- -- 1.75 0.71
Al-6Ti-0.5Mg 5.74 -- -- 0.45 -- 1.88 0.66
【００３８】結論として、Ａｌ3 Ｘ型相で強化した合金
は、少量のＭｇまたはＳｉにより著しく改良される。Ｍ
ｇまたはＳｉを加えることにより、延性が僅かに低下す
るだけで、引っ張り強度および降伏応力が大きく増加す
る。事実、Ｍｇにより、高温における延性が増加され
る。本発明の合金は、単に機械的な合金化により形成さ
れ、急速凝固や複合材料の髭結晶または粒子の添加を必
要としない。さらに、三元剛化したＭＡアルミニウム系
チタン合金の引っ張り特性および中間温度特性は、急速
凝固、複合材料強化または機械的合金化により製造され
る類似の先行技術の合金に比較して著しく改良される。
は、少量のＭｇまたはＳｉにより著しく改良される。Ｍ
ｇまたはＳｉを加えることにより、延性が僅かに低下す
るだけで、引っ張り強度および降伏応力が大きく増加す
る。事実、Ｍｇにより、高温における延性が増加され
る。本発明の合金は、単に機械的な合金化により形成さ
れ、急速凝固や複合材料の髭結晶または粒子の添加を必
要としない。さらに、三元剛化したＭＡアルミニウム系
チタン合金の引っ張り特性および中間温度特性は、急速
凝固、複合材料強化または機械的合金化により製造され
る類似の先行技術の合金に比較して著しく改良される。
【００３９】法律の規定にしたがって本発明の実施形態
を説明したが、当業者には、請求項に記載する本発明の
形態中で変形が可能であること、および本発明の特定の
特徴を他の特徴を使用せずに有利に使用できることは明
らかである。
を説明したが、当業者には、請求項に記載する本発明の
形態中で変形が可能であること、および本発明の特定の
特徴を他の特徴を使用せずに有利に使用できることは明
らかである。
【図１】２４〜３１６℃の温度における、ＭＡ Ａｌ−
４（Ｔｉ、ＮｂまたはＺｒ）−０．５Ｍｇ合金の降伏応
力のグラフ。
４（Ｔｉ、ＮｂまたはＺｒ）−０．５Ｍｇ合金の降伏応
力のグラフ。
【図２】２４〜３１６℃の温度における、ＭＡ Ａｌ−
４（Ｔｉ、ＮｂまたはＺｒ）−０．５Ｍｇ合金の引っ張
り伸長のグラフ。
４（Ｔｉ、ＮｂまたはＺｒ）−０．５Ｍｇ合金の引っ張
り伸長のグラフ。
【図３】２４〜３１６℃の温度における、ＭＡ Ａｌ−
４Ｔｉ−Ｓｉ合金の降伏応力のグラフ。
４Ｔｉ−Ｓｉ合金の降伏応力のグラフ。
【図４】２４〜３１６℃の温度における、ＭＡ Ａｌ−
４Ｔｉ−Ｓｉ合金の引っ張り伸長のグラフ。
４Ｔｉ−Ｓｉ合金の引っ張り伸長のグラフ。
【図５】２４〜３１６℃の温度における、ＭＡ Ａｌ−
４Ｔｉ−Ｍｇ合金の降伏応力のグラフ。
４Ｔｉ−Ｍｇ合金の降伏応力のグラフ。
【図６】２４〜３１６℃の温度における、ＭＡ Ａｌ−
４Ｔｉ−Ｍｇ合金の引っ張り伸長のグラフ。
４Ｔｉ−Ｍｇ合金の引っ張り伸長のグラフ。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 アルンクマール、シヤンラオ、ワトウエ
アメリカ合衆国ウエストバージニア州、ハ
ンチントン、サーテイーンス、アベニユ、
930、アパートメント、４
(72)発明者 ウオルター、アーネスト、マトソン
アメリカ合衆国ウエストバージニア州、ハ
ンチントン、ソーク、コート、８
(72)発明者 レイモンド、クリストフアー、ベン
アメリカ合衆国コネチカツト州、マデイソ
ン、コプス、ロード、350
Claims (10)
- 【請求項１】重量％で、合計約１〜６％の、Ａｌ3 Ｘの
形で金属間化合物相中に含まれる、Ｎｂ、ＴｉおよびＺ
ｒからなるグループから選択された少なくとも一つの元
素であるＸ、および約０．１〜４％の、ＳｉおよびＭｇ
からなるグループから選択された強化剤を含み、約３１
６℃までの温度における中間温度特性が改良されている
ことを特徴とする、ＭＡアルミニウム系合金。 - 【請求項２】ＸがＴｉであることを特徴とする、請求項
１に記載の合金。 - 【請求項３】前記金属間化合物相が約１．５〜４．５％
のＴｉを含むことを特徴とする、請求項１に記載の合
金。 - 【請求項４】前記強化剤がマグネシウムを含むことを特
徴とする、請求項１に記載の合金。 - 【請求項５】前記強化剤が約０．１５〜１％のＭＡアル
ミニウム系合金であることを特徴とする、請求項４に記
載の合金。 - 【請求項６】前記強化剤がケイ素を含むことを特徴とす
る、請求項１に記載の合金。 - 【請求項７】前記強化剤が約０．５〜２％のＭＡアルミ
ニウム系合金であることを特徴とする、請求項６に記載
の合金。 - 【請求項８】約１〜４％のＣおよび約０．１〜２％のＯ
を含むことを特徴とする、請求項１に記載の合金。 - 【請求項９】重量％で、約１．５〜４．５％の、金属間
化合物Ａｌ3 Ｔｉ相に含まれるＴｉ、約０．１５〜１％
のＭｇおよび約０．５〜２％のＳｉからなるグループか
ら選択された低温強度および中間温度延性のための強化
剤、および約１〜４％のＣおよび約０．１〜２％のＯを
含み、前記ＣおよびＯがＭＡアルミニウム系合金の粒子
を安定化させるためのアルミニウム化合物分散質の形で
含まれており、約３１６℃までの温度における中間温度
特性が改良されていることを特徴とする、ＭＡアルミニ
ウム系合金。 - 【請求項１０】前記アルミニウム系合金が約０．７−１
％のＯおよび約１．２−２．３％のＣを含むことを特徴
とする、請求項９に記載の合金。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US662721 | 1991-02-28 | ||
| US07/662,721 US5171381A (en) | 1991-02-28 | 1991-02-28 | Intermediate temperature aluminum-base alloy |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0586433A true JPH0586433A (ja) | 1993-04-06 |
Family
ID=24658915
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4039822A Pending JPH0586433A (ja) | 1991-02-28 | 1992-02-26 | 中間温度アルミニウム系合金 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5171381A (ja) |
| EP (1) | EP0501691A1 (ja) |
| JP (1) | JPH0586433A (ja) |
| KR (1) | KR920016605A (ja) |
| CA (1) | CA2061931A1 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016509627A (ja) * | 2013-01-11 | 2016-03-31 | コミッサリア ア レネルジー アトミーク エ オ ゼネルジ ザルタナテイヴ | Ａｌ／ＴｉＣナノコンポジット材料を製造する方法 |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2785910B2 (ja) * | 1994-08-25 | 1998-08-13 | 本田技研工業株式会社 | 耐熱・耐摩耗性アルミニウム合金、アルミニウム合金製リテーナ及びアルミニウム合金製バルブリフタ |
| CN1250766C (zh) * | 2000-03-13 | 2006-04-12 | 三井金属鉱业株式会社 | 制造复合材料的方法以及该方法制造的复合材料 |
| US7468088B1 (en) * | 2000-03-15 | 2008-12-23 | Aluminastic Corporation | Aluminum composite composition and method |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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