JPS5943802A - 急速凝固粉末を用いて作られたアルミニウム−遷移金属合金とその製造方法 - 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】 本発明は急速凝固法を用いる遷移金属を含む一定のアル
ミニウム合金の繊維または粉末を製造する方法と、所望
の機械的特性を持たしめるため続けて行なうその粉末の
圧密および熱処理とに関する。

本発明はまたこの方法によって作られる好ましいＡ１−
　Ｆ’θ組成物に関する。

急速凝固処理法（Ｒａｐｉｄ　Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔ
ｉｏｎＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇ　：　Ｒ８Ｐ　　）の技術
はその処理法その他の用途ｋ”対して優れた物理的性質
をもつ新しいコスト的に有用な工学上の材料の創造に対
する顕著な展望を提供する（１９７７、Ｒｅ５ｔｏｎ　
。

Ｖｉｒｇｉｎｉａ　、　ＲＡＦ　　についての国際会議
の議事録＝０１ａｉｔｏｒ’ｓ　Ｐｕｂｌｉｓｈｉｎｇ
Ｄｉｖｉｓｉｏｎ　、Ｂａｔ６ｎ　Ｒｏｕｇｅ参照）。

合金組成物に依存して、Ｒ８Ｆ技術は普通の製造方法に
よって得られる合金の構造および微視的構造を変えるた
めに用いることができ：即ち大容積のＲ８Ｐ方法（〜１
０５〜１０）０Ｃ／秒）に特に用いられる高い冷却速度
は準安定相を作ることができ、緩慢な凝固の間に起こり
得る成分偏析を防止し、または顕著に減少させる。特に
Ｒ８Ｐは準安定的に拡がまた固溶体を作るのに用いるこ
とができ。

そこにおいて過剰の溶質元素は溶媒元素または合金全体
に亘って均一に保持することができる。適切な熱処理を
することによって、溶媒マトリックス内で平衡金属間化
合物層の粒子の微細分布を作ることができる。所望の機
械的性質をもつ変った分散強化アルミニウム合金を作る
ために、この方法を用いるための可能性が長い間認めら
れてきた（　ｔｈｅ　ｒｅｕｉｅｗ　ｏｆ　Ｔ　、Ｒｌ
Ａｎａｎｔｈａｒａｍａｎ　ｅｔ　ａｌ。

’Ｉ’ｒａｎｓ、工ｎｄ、工ｎｓｔ、　ｏｆＭｅｔａｌ
　；　ＶＯＩ　３０Ｄｅｃｅｍｂｅｒ　　１９７７　　
ＰＦ　４２３〜４４８参照）。

商業的利用に対して受入れられるＲＡＦ技術の広範囲な
種々のＲ８Ｐ技術は公知である。これらの一つの部類は
溶融回転急冷鋳造法として知られており（例えば、１９
７７、Ｒ８Ｆの国際会議の議事録ＰＰ　　１６５〜１８
７　、　Ｓ、Ｋａ、ｖｏｏｈ　、およびＵ、Ｓ。

特許第４．１４２．５７１号、Ｎｏ　ｒａｓ　ｉｍｈａ
ｎ　　参照）、それは高生産速度と低コストでリボンま
たはシート（双方ともここではリボンとして定義する）
を作るので特に魅力があり、さらに製品が均一であり、
製品の全部分が比較的均一な冷却速度を受ける。

広範囲の種々の関連するＲ８Ｐ技術は溶融物からリボン
またはシートを作るのに用いることができることは本技
術に熟達した者にとって認められている。

「溶融回転急冷鋳造法」の一般的な用語は、ここでは全
てのＲ８Ｆ技術を含むように最も一般的な意味で用いら
れ、そこにおいて溶融金属は、約２５〜１００ミクロン
の平均厚さをもつリボンまたはシートを形成するように
高い熱伝導性の急速に動く固体基板と接触状態に持ちこ
まれ、そのリボンまたはシートは約１０５〜１０”Ｏ／
秒の冷却速度を受ける。゛かくで溶融回転急冷鋳造法な
る用語は、「溶融抽出法」の如き方法、および「双ロー
ル急冷法Ｊ（１９７８、Ｒａｐｉｄｌｙ　Ｑｕｅｎｃｈ
ｅｄＭｅｔａｌａ　ｍ　、　Ｖｏｌ、　１．　Ｔｈｅ　
ｍｅｔａｌｓ　６１ｏｃｉｅｔｙ。

Ｌｏｎｄｏｎ　、　ＰＰ、　　１〜２１　）の如き二つ
の基礎技術を含むように用いられる。

Ｒ８Ｆ粉末は続く圧密を容易にするために非常に有用で
あるので、かかる製品を作るためのいくつかの方法が開
発された。一般的に液体の霧化が利用され、種々の冷却
のやり方が続いて行なわれる。

囲の冷却速度で冷却され、不均一な製品となる。

さらにより大きな小滴は所望の効果を与えない低い冷却
速度を受けるであろう。最も細い粒子のみを用いるよう
に篩分することは歩留りが低下し、経済性の低い方法に
なる。アルミニウムに対して広く研究された一つの方法
は、固体の急冷面上へ噴霧によって形成された液状の小
滴を衝突させることである。しかしながらこの方法によ
って作られた焼入状態の合金（１９８０、ＲＥＩＦにつ
いての第２回国際会議の議事録における工、Ｇ、Ｐａ１
ｍｅｒ　。

Ｒ，ＪＬｅｖｒｉｓ　ａｎａ　Ｄ、Ｄ、Ｃｒｏｏｋｓ　
　参照）に、また、かかる材料を圧密することによって
作られた合金の微視的構造（１９８０、Ｒ８Ｆについて
の第２回国際会議議事録におけるＴ、Ｈ，５ａｎｄｅｒ
ｓ　、　Ｊ、Ｗ。

Ｊｏｈｎｓｏｎ　ａｎｄ　Ｅ、Ｊ　ｔｙｎａｅｒＷＯｏ
ａ　参照）にも不均一性が観察された。

広範囲の種々の元素、特に普通の遷移金属元素は、Ｒ８
Ｆアルミニウム合金内で分散強化を作るのに潜在的に有
用であるけれども、鉄はその低コスト故に幾分か特に魅
力のある添加物である。Ａｌ−Ｆｅ　　系は広く研究さ
れ、特に８重量ｑ６Ｆｅ　　を含む合金は３５０℃でほ
ぼ２３２０　ｋｇ／Ｃ７１１２（５３，０００ｐθ１）
の引張破断強度船もつように示されており（１９８０、
ＲＩＩＦについての第２回国際会議議事録におけるＯ、
Ｍ、Ａｄａｍ　＆　Ｒ，’Ｇ、Ｂｏｕｒｄｅａｕ参照）
、この温度で通常のアルミニウム合金によって現わされ
る引張強度より顕著に高い。

現在利用可能なアルミニウムの粉末よりもっと均一　ｔ
ｘ　高いレベルの遷移金属を含むアルミニウムのＲ８Ｆ
粉末を製造する方法に対する必要性があることは明らか
である。さらに、均一性の増加と相俟って有害な影響を
伴なうことなしに現在添加し得た以上に大量の遷移金属
を添加することは、今まで得られた以上の性質、特に高
温度における引張り破断強度を得るように導くことがで
きる。

本発明は、アルミニウム合金粉末を成形し、続けて合金
粉末を圧密し、アルミニウムおよび少なくとも一つの遷
移金属をもつ金属間化合物相の均一な分布を含む均一な
微視的構造をもつように熱処理することを特長とする。

遷移金属含有物は、アルミニウムー遷移金属の金属間化
合物相がその合金のほぼ１０〜３２ｇ量係、好ましくは
２０〜３０容ｆ％を占めるように選ばれる。これは合金
中に５〜１６重量係の間の遷移元素Ｆθ、Ｏｒ、Ｎｊ。

ＣＱ、Ｍｎ　、　Ｖ　、　Ｔｉ　％Ｚｒ、Ｍｏ　　およ
びＷと、Ｂとを含み、Ｍｎ、Ｖ、Ｔｌ、Ｚｎ、Ｍｏおよ
びｗの全量が単独または組合せで５重量係を越えず、ポ
ロンの含有量が１重量係を越えないという制限をもっこ
とによって得られる。さらに好ましい合金は、１０〜１
５重量係のＦｅ　を含むことによって得られる。遷移金
属は名目上の純アルミニウムに加えてもよく、または通
常のアルミニウム合金に加えることもできる。

上述の方法において、改良されたアルミニウム合金は溶
融回転急冷鋳造法を用いることによる急速凝固法（Ｒ８
Ｐ　）を受け、その方法において、液状合金は固体のリ
ボンまたはシートの形態になるまでの間はぼ１０６〜１
０７’Ｏ／秒の速さで冷却される。

上述の遷移金属元素およびＢはアルミニウム中に極めて
僅かに溶解するだけである；しかしながら急速凝固法に
よる場合には、それらはアルミニウム面心立方構造に基
づく準安定組織の固溶体中に多量に保持される。この急
冷状態の準安定組織の合金は非常に脆く、そして標準の
粉末化技術、例えば回転ハンマーミルを用いる繊維また
は粉末の形態に容易に粉砕される。約３００°Ｃより高
温での熱処理をすれば、準安定組織の固溶体相は、アル
ミニウムおよび遷移金属に基づく金属間化合物相の微細
な分布を含む通常の組成のアルミニウムマトリックスか
らなる靭性の組成物、例えば合金組成に依存するＡｌ３
Ｆｅ、　Ａｌ３Ｎｉ、Ａ１ｇＣＯ２およびＡｌ、Ｏｒの
中に分解される。

これらの微細に分布した金属間化合物相はマトリックス
を強化し、高温度における微視的構造の安定性および強
度を増大する。その粉末または繊維は通常の方法、例え
ば引抜きまたは冷間ゾレスおよび焼結を用いて大きな形
状に圧密される。金属間化合物相を析出させるための熱
処理は、圧密の前、圧密の途中または圧密に続いて行な
うことができる。その合金が最も通常の合金元素、例え
ばＣｕ、Ｍｇその他を含むときも、マトリックスは適切
な熱処理をすれば通常の時効硬化析出物の生成によって
さらに強化される。

本発明はまた前述の方法に従って作られた合金を特色と
する。

本発明によれば、名目上の純アルミニウムかまたは少な
くとも８０重量係のアルミニウムを含む通常のアルミニ
ウム合金、市販のアルミニウム合金もしくは開発された
Ａ’ｌ　−Ｌｉ合金は、遷移金属Ｆｅ、Ｏｒ　％Ｎｉ、
Ｃｏ、Ｍｕ、Ｔ１．Ｖ、Ｚｒ、ＭｏおよびＷとＢとの一
つまたはそれ以上とでさらに合金にされ、遷移金属およ
びポロンはその合金の５〜１６重量係の間を占め、そこ
において単独または組合せで存在する元素Ｍｎ、■、Ｔ
１、ＭＯおよびＷの全量は５重量係を越えず、ボロンは
１重量係を越えない。

上述の合金は、溶融回転急冷鋳造法として一般に名付け
られている種々のＲ８Ｆ技術のどれかを用いることによ
って急速に凝固され、その溶融回転急冷鋳造法は、１０
５〜１０”’Ｏ／秒のオーダーの冷却速度を与え、リサ
ン状（またはシート状）の最終製品を作る。主として準
安定組織の面心立方固溶体相からなるように作られたリ
ボンは非常に脆く、高度の成分上の不均一性を有する。

脆いリボンは標準の粉砕技術を用いて繊維または粉末の
形態に容易に粉砕される。この粉末または繊維は標準の
技術を用いて圧密される。定義づけの目的のために粉末
という用語は粉末および繊維の双方を含むように考慮さ
れる。急冷状態の合金の熱処理は、通常のアルミニウム
リッチのマトリックス内のアルミニウムー遷移金属の金
属間組成物の微細な分布、を析出するために用いること
ができ、かかる材料は靭性を有し、市販のアルミニウム
リッチの合金に比較して約３５０℃で非常に高い引張破
断強度を有する。

Ｆｅ、　Ｏｒ、　Ｎｉ、Ｃ０ｌＭｎ、Ｔｉ、Ｖ　、　Ｚ
ｒ　、　Ｍｏ、ＷおよびＢの一つまたはそれ以上の遷移
金属（ＴＭ　）の合金元素の全ては、アルミニウムの金
属元素に対して非常に狭い範囲の平衡ｍ解度しか持って
いない。５〜１６重量係のＴＭ　　を含１ｉＡ１−ＴＭ
　合金が通常の緩慢な鋳造法を用いて凝固されるとき、
大きな粒度の金属間化合物層を含む微視的構造が得られ
、それから大規模の組成上の偏析と所望でない機械的性
質が得られる。しかしながら、これらの合金の急速凝固
法は最初に準安定固溶体相を作る。ＴＭ　の含有量が５
〜１６重量幅の範囲上部にあるときに、金属間化合物相
の微細な析出も現われるが、全面的な組成上の均一性は
通常の鋳造合金に比較して著しく増大される。この組成
の急冷状態の合金は、大体におりて全く脆く、溶融回転
されたリボンを繊維または粉末の形態に容易に粉砕する
のを許す。少なくともほぼ５重量係の遷移金属は、急冷
状態の合金に対して容易なる粉砕を許すのに十分な脆さ
にすることが必要とされ；通常のアルミニウム合金は、
それが溶融回転されたとき靭性が得られる。はぼ１６重
重量風上のＴＭ　は、次に述べるように最終的に圧密さ
れ、熱処理された合金は所望の物理的性質が得られない
１ 上述の凝固状態の合金が適切に熱処理されたとき（典型
的には６００〜５００℃で１〜１０時間）、固溶体相は
平衡安定相、典型的にはよりアルミニウムーリッチの面
心立方相およびもつともＡ１＝リッチのＡＩ　−ＴＭ金
属間化合物相に分解する。組成に依存してこれはＦｅＡ
ｌ３相、またはｃｒ　、　ＡＩ、、ＭｏＡ１１２　　そ
の他であり得る。この熱処理をま別の焼なまし処理にす
ることができ、または圧密段階と同時に起り得る。

この熱処理と熱間圧密操作の間の加熱作業との結果とし
て、いくつかの相中の金属間化合物相力ζ超微細析出物
としての形態をとる。その析出物【ま典型的には０．５
ミクロンより小さな、好ましくは０．０５ミクロンより
小さな特徴的サイズを有し；これらの析出物は、１０ミ
クロン以下の、好ましくは３ミクロン以下の粒子サイズ
を有する名目上の純アルミニウムまたは通常のアルミニ
ウム合金組成のマトリックス中に分布される。

本発明の組成、即ち５〜１６重量係のＴＭ　　に対して
、アルミニウム合金組成は合金のほぼ１０〜３２容量係
を占めるであろう。はぼ１ｏ〜１５重量係のＴＭ　、特
に１０〜１５重ｉ憾のＦｅ　（約５〜７．５原子係のＦ
ｅ　　）の好ましい組成範囲に対して、Ａｍ　−ＴＭ相
はほぼ２０〜３０８量・係を占めるであろう。種々のＴ
Ｍ　の添加は種々のＡＩ　−ＴＭ組成となり得るので、
ＴＭ　の与えられた？Ｊｒｉ％に対して形成された析出
物の量は、形成される化合物の化学量論と、存在するＴ
Ｍ　元素の原子１とに依存するであろう。５重量係以下
のＴＭ　　では、顕著に性質を向上するＡｌ　−ＴＭ相
が殆どできず、１６重量係以上のＴＭ　　では余りにも
多量のＡｍ　−ＴＭ相が存在するので、熱処理された合
金が脆くなるという傾向になる。５〜１６重景係の範囲
内のＴＭでは、熱処理は有用な性質、特に高温度におけ
る高強度をもった靭性のある合金を作るために行なうこ
とができる。

本発明のレベルにおけるＡ１　　に対するＴＭ　元素の
添加は合金の液相線温度を高める。溶融回転工程の間の
処理を容易にするためには１０００°Ｃ以下の液化温度
をもつ合金を用いることが望ましい。

かくて、Ｔ１およびＺｒは液化温度をこの範囲内に維持
するために５重量係以下に制限され：Ｗ、Ｍ。

および■は液化温度を低く維持するため５重量係以下の
制限内で含まれ、それらは多いときは化合物、例えば与
えられた原子幅添加に対して非常に大きな容量幅の析出
物を作るＭｏＡｌ□２　を形成する。

最初の溶融回転によるリボンまたはシートは典型的には
２５〜７５ミクロン厚さである。

上述の組成物の急速凝固材料は、ボールミル、ハンマー
ミル、粉砕機、液圧ミルまたはそれらと同様の標準の公
知の装置によって容易に機械的に粉砕することができる
ように十分に脆い。リボンが受ける粉砕の程度に依存し
て種々の粒子のサイズが得られる。局部的な粉砕は繊維
を作るために用いることができ、その寸法は少なくとも
最初の厚さ、例えば１ｃＩＩＬのオーダーの厚さより著
しく大きい。好ましくは、より小さな粒子サイズはリボ
ンまたはシートが粉末、例えば−１００メツシユの粉末
に変化されるように作られる。粉末または繊維の何れも
焼結に続けられる熱間平衡プレス、熱間ローリング、熱
間引抜き、熱間鍛造、冷間プレスその他の如き糧々の公
知技術によって十分な密度の塊状部品に圧密することが
できる。

広範囲の種々のＲ８Ｆ工程のいずれかは当業界において
公知であるけれども、溶融回転とそれに続く粉砕との組
合わせはこれらの合金にとって好ましい。液体によって
加えられる急冷速度は、例えば霧化技術における場合よ
り溶融回転方法における場合になおさらに均一である。

その霧化技術においては、急冷速度（およびそのときの
準安定組織とそこから導かれた最終の熱処理された組織
）は粒子のサイズとともに大きく変化する。霧化から形
成された大きな粒子を篩分することは、より均一に急冷
された材料を与えるが、そのとき歩留りは減少し、その
方法を経済性の少ないものにする。粉砕されたリボンか
ら作られた粉末または繊維においては、あらゆるサイズ
の粒子は本質的に同一の急冷の過程を受けており、その
ときの圧密された製品は高度に均一であろう。

溶融回転粉砕の方法は比較的微細な粉末（例えば−１０
０メツシユ）の高い歩留り（例えば＞９５％）をもつよ
うに実際化することができる。

圧密后に得られる微視的構造は、合金の組成および圧密
の条件に依存する。高温度で余り長く処理すると、微細
な析出を最適のミクロン以下であるべきサイズを越えて
粗くさせることになり、そして析出の低質化、即ち硬度
および強度における減少に導くことになり得る。

圧密后、市販の析出硬化アルミニウム合金に対するのと
同一目的のために用いられる熱処理と類似の追加の熱処
理は、マトリックスが慣例の析出硬化元素、例えばＣＱ
およびＭｇを含むとき、アルミニラム−遷移金属相の粒
子がその中に分布されるマトリックスを硬化するために
用いることができる。これらの硬化処理は、アルミニウ
ムーリッチのマトリックス内で通常の析出硬化金属間化
合物相の析出をさせ、標準のアルミニウム合金の熱処理
において起こる際には、その同一性は合金組成に依存す
る。

熱処理された合金の物理的性質は、析出物を形成する金
属間化合物相に依存すると同時に析出物の相対的な量に
依存する。かくて、特定の性質はこれらの合金となる元
素およびその性質を最適にする合金化の程度を決めるこ
とによって最適化される。

本発明の分散強化合金に対する特別な利点については、
高温度、例えば３５０℃における引張強度である。市販
のアルミニウム化合の引張強度は温度上昇に伴って急速
に低下する。しかしながら、Ａｌ　−ＴＭ組成物は高温
度に対して安定性を保持し、七〇から高温度で比較的＼
高強度をも９低密度合金となる。鉄を含み、以下゛に述
べる範囲内の組成物を有する合金は、３００〜３５０℃
で非常に高い引張破断強度（＞　２８１２　ｋｇ　／ｃ
ｒｎ”　（４０，０００ｐｅｉ、’））を有することが
分った。

本発明に従って準備された１０〜１５重量幅の間のＦｅ
　　含有量をもった二元Ａ１−　Ｆｅ系の合金は。

好ましいグループの合金に属す。これらの合金は公式Ａ
１ｂａ１・　１０−４５　　によって表わされる。例と
Ｆｅ してはＡ：Ｌ９０’ｅｌＯおよびＡＩ　Ｂ　７　Ｆｅ　
１３を含む（下側に記した数字は重量係であり、それ故
合計は１００となるべきである）。これらの合金は、溶
融回転による急冷をすれば、主として簡単な面心立方相
の固溶体相を含む極端に脆いリボンの形態となる。

急冷された合金は、マトリックス内に分布されたある程
度の微細なスケールの分解を付加的に含むことができる
。４００〜５００°Ｃで１〜３時間熱処理すれば、固溶
体相は分解して、金属間化合物相Ａ１３　Ｆ　ｅの微細
なスケールの分散層になり、そのとき金属間化合物相は
合金の２５容量係のオーダーを有する。かかる熱処理の
後、かかるＡｌ　−Ｆｅ合金は靭性をもつようになり、
１５０〜２５０ｋｐ／朋２　の微小硬度値をもつ。

合金の別の好ましいクラスは、４重量係までのＯｕ　を
二元以上のＡｌ　−Ｆｅ合金に加えることによって得ら
れ、このクラスは普通の公式 （Ａｌｂａｌ−’θ１Ｏ−１５）ｂａｌ、Ｃｕｏ−４に
よって定義される。

例としてはＡ１８６．０２　　Ｃｕ１．５１　　’１２
．４７　ｒ　ＡｌＢ２．８９Ｃｕ２．２：ｉ　　Ｆ８１
０．８および”８７．３６　　Ｃｕｏ、ａｓ　　Ｆ１２
．１９を含む。

適切な熱処理によれば、上述のクラスの合金の鋳造状態
の脆いリボンは、靭性があり１５０〜２５０　ｋｇ／ｍ
ｍ２　　の範囲にはいる典型的な硬度値をもつ硬さのも
のにすることができる。微視的構造は、微小粒度のマト
リックスにおけるＡ１２０ｕとともに超微細な金属間化
合物相Ａｌ、Ｆｅの分布からなる。

別の好ましいクラスの合金は、上述のＡＩ　−Ｆｅ合金
内の４重量係までのｗｅ　　を、公式Ａ１ｂａｌ−Ｆ′
ｅ（ｘｏ−ｘ５）−ｚ（ＴＭ）ｘ　　によって与えられ
る１つまたはそれ以上の元素ＴＭ　＝　Ｏｒ％Ｎ１、Ｃ
０ｌＭｎ、ＭＯｌＷ、Ｖ、Ｔｌ、ＺｒとＢと置換えられ
ることによって得られ、その公式においてＸは４より小
さいかまたは４に等しく、Ｂの含有は１重量係を越えな
い。

典型的な例はＡｌｂａｌ、Ｃｒ１．３５　Ｆｅ１２、Ａ
ｌｂ、１，０ｒ３Ｆｅｌ□　、　Ａ１ｂａ１０Ｍ０２”
１１．５およびＡｌｂａｌ、Ｃ０２Ｆｅｌ　ｏ、５を含
む。

本発明による上述のＡＩ　−Ｆｅ合金は、高い室温引張
強度と、さらに顕著な高温度（３５０°Ｃ）引張強度を
示す。高温強度を得るための方法の一つは、熱力学的に
安定な析出粒子の微細な分散を形成することである。慣
例的な鋳造Ａ１　合金中のｙθ　の存在は、通常形成さ
れる比較的粗い金属間化合物の粒子の故に性質に有害な
影響を及ぼす；本発明に従うかかる合金の急速凝固法は
、ＡＩ　−Ｆｅ　に基礎を置く安定な金属間化合物層の
非常に微細な分散が得られ、優れた高温強度に導かれる
。

上述の合金に対して、室温および高温の双方における強
化の優れた機構は分散強化である。最も効果的な分散強
化を達成するために、析出サイズは非常に小さくなけれ
ばならず、また析出分布は均−でなければならない。

市販の７０７５アルミニウム合金または空気もしくは不
活性ガス霧化粉末、または小板（ｓｐｌａｔ）状に急冷
された微粒子から形成されたその変形物は、７０３１ｋ
ｇ／ｃＩＩＬ２　　（１００ＫＳＩ　’）Ｋ近イ引１ｍ
強度値をもつことが知られている（　Ｊ、Ｐ、Ｈ６Ａ。

Ｉ）ｕｒａｎｄ　、　Ｒ，Ｍ、Ｐｅ１ｔｏｕｘ　と、Ｎ
、Ｊ、Ｇｒａｎｔ　。

Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　５ｃｉｅｎｃｅ　ａｎａ　Ｅｎｇ
ｉｎｅｅｒｉｎｇ＋　２４７頁、１９７６：　Ｗ、８．
０ｅｂｕｌａｋ　、　Ｊ！、、Ｔｏｈｎｓｏｎ　　と、
Ｍ８Ｍａｒｋｕｓ　、　Ｍｅｔ、］！ｌ！ｎｇ、Ｑｕａ
ｒｔ、　、　３７頁１９７６参照）。しかしながら、こ
れらの合金は凝集析出硬化機構によって先ず強化される
ので、過剰時効（ｏ　Ｖｅｒａｇｉｎｇ）　　（即ち析
出粒子の粗大化）は約１２０℃以上の温度で始まり、そ
れによって強度を大きく低下させる。１５０°Ｃにおい
てＣ高強度の）７０００シリーズの市販のアルミニウム
合金は、２１０９に９／ｃｔｒｔ２（！ｌ０Ｋｓ工）ま
テノ最大引張強度値を示す（Ｍｅｔａｌ　Ｐｒｏｇｒｅ
ＦＪｓ　ＤａｔａｂＯＯｋ　。

Ｍｉｄ−Ｊｕｎｅ　、　　１９７９　、　Ｐａｇｅ　　
８Ｑ参照）。対照的に、本発明に従う方法によるＡｌ　
−Ｆｅ基合金は、典型的に１５０°Ｃで、市販の７００
０シリ一ズアルミニウム合金より著しく高い少なくとも
４２１９〜４６４０に９／ｃＩｒＬ２（６０〜６６ＫＳ
工）の引張強度を有する。

さらに、本アルミニウム合金は、典型的に３００℃で少
なくとも２８１２に９／ｃｒＩＬ”　　（４０ＫＳ工）
の引張強度値を示す。その比較として、バラテレ−フラ
ンクフルト（Ｂａｔｔｅｌｌｅ　　−Ｆｒａｎｋｆｕｒ
ｔ　）のスプラット鋳造法（Ｇ　、Ｆａｎｉｎｇｅｒ　
。

Ｄ、ＭｅｒｚとＨｏＷｉｎｔｅｒ　、　２ｎｄ工ｎｔｅ
ｒｎａｔｉｏｎａｌＣ！ｏｎｆｅｒｅｎａｅ　ｏｎ　Ｒ
ａｐＨｙ　Ｑ、ｕｅｎｃｈｅｄ　Ｍｅｔａｌｓ　。

Ｐａｇｅ　　４８３　＋　Ｎ、Ｊ、ＧｒａｎｔおよびＢ
、ＯｌＧｉｅｓｓｅｎＭ、工、Ｔ、　Ｐｒｅｓｓ　Ｃａ
ｍｂｒｉｄｇｅ　編集１９７６参照）を用いて作られた
粉末から準備された２、７５重重量型でのＯｒ、Ｍｎお
よびＭｇ　の種々の添加をした６〜８重景係のＦｅ　を
含むアルミニウム合金は、この温度で単に１４０６〜２
１０９に９７の２　（２０〜３３　ＫＳ工）の間の引張
強度を示す。

３５０℃におけるアルミニウム合金のためにさらに報告
された最大引張強度２２５０〜２３２０ｋｌ？／α２　
（３２および３３　ＫＢ工）は、約２重量幅の種種の他
の元素、例えば８１−ｌ−Ｍｏとともに８重量係のＦｅ
　を含み、急速凝固粉末から作られたアルミニウム合金
によって示されている。（第２回目のＲ８Ｐ国際会議の
議事録Ｒｅ５ｔｏｎ　Ｖｉｒｇｒｎｉａ　、１９８０に
おけるＪＭ、Ａｄａｍ　＆　Ｒ，Ｇ、Ｂｏｕｒｄｅａｕ
参照）。

本発明は以下の例の方法によってより詳細に説明される
。

例１〜９ ５〜１６重量優の間の遷移金属Ｆｅ、Ｎｉおよびｃｍ　
　を含有するアルミニウム基合金は、組成元素（組成に
ついては第１表参照）を溶融することによって準備され
る。これらの合金は溶融回転され、即ち各合金の溶融噴
射は析出硬化鋼−ぺＩＪ　ＩＪウム合金から作られた回
転シリンダに向けられる。鋳造状態のリボン、典型的に
は２５〜７５ミクロン厚さのリボンは、曲げに対して脆
いということが分っている。溶融回転リボンの脆さの程
度は簡単な曲げ試験によって容易に特徴ずけることがで
き、隻その曲げ試験においては、金属リボンはループを
形成するように曲げ、そのループの直径を次第に小さく
してリボンが破断するかまたは背中合わせになるまで曲
げることができるようになっている。破断したこれらの
リポ：／に対して、ループの破かい直径は脆さの程度の
測度であり；与えられたリボンの厚さに対する破かい直
径が小さい程、リボンの脆さが小さいということが考え
られる。

破かいすることなく背中合わせに曲げられるリボン自身
は７字状に塑性的に変形され、十分に靭性があると呼ば
れる。

第１表における合金の急冷状態のリボンは全て脆いこと
が分っており、２．５４　ａｒｔ　（０，１″）または
それ以上の破断直径を有している。これらの脆いリボン
は市販の回転ハンマーミルを用いて一１００メツシュ粉
末に粉砕される。急冷状態のリボンは、大部分がアルミ
ニウムに基礎を置く準安定状態の面心立方固溶体相であ
ることがＸ−線回折解析によって見、出された。

これらの組成の他の急冷状態のリボンは４００°Ｃで１
１／２　時間熱処理され、十分に靭性になることが分っ
た。熱処理されたリボンの微小硬度は８０〜２００に９
ｚｍｒＩＬ２　　の範囲内にある。

第１表 溶融回転による本発明に従って準備された遷移金属Ｆｅ
、ＮｉおよびＣｏを含むアルミニウム基合金の組成およ
び硬度値；硬度は４００°Ｃで１１／２時間熱処理され
空冷されたのち測定された。

例　　　　合金組成　　　　　　硬度（ｋｇ／ｍｍ２）
Ｉ　　　　Ａ１　ｂａ　１　、Ｎ１ｚ　４　　　　　　
　８９２Ａ１ｂａ１．Ｆｅ１３．４７２０１ ６Ａ１ｂａｌ　、ｃｏｌｏ　、３１　　　　　１２５４
　　　　Ａｌｂａｌ、Ｆｅ１ｏ、’Ｆ４　　　　　１２
７５　　　　　　　　Ａｌｂａｌ、Ｆｅ３．８フＮｌｅ
、ｘ＋　　　　　　　　８１６Ａ１ｂａ１．Ｆｅ１２−
５７　　　　　１９１７　　　　Ａ　１　ｂａ工、Ｎ１
１０　　　　　　　８５ａ　　　　　　　　　Ａｌｂａ
ｌ、Ｆｅ７−５　　　　　　　　　　　　　　　８５９
　　　　Ａｌｂａｌ、Ｆｅ４，３Ｎ１３，５ＣＯ１，５
１１２例１０〜１６ 標準アルミニウム基合金、例えば２０２４（Ａｌｂ、１
．Ｃｕ４，４ＭｒｌＯ，６Ｍｇ１．５　）、７０７５（
Ａｌｂａｌ。

Ｍｇ２，５Ｚｎ５，６ＣｒＯ，２３Ｃｕ１，６　）およ
び２チリチウムを含有する２０２４は、１０〜１５市ｉ
１：係の範囲のニッケルおよび鉄が追加的に合金された
。これらの合金（組成については第２表参照）は急速凝
固リボンに溶融回転された。この’Ｉ　＋Ｉ？ンは曲＆
ｆＫ対して脆く、回転ハンマーミルな用いて容易に粉砕
できることが分った。これらの組成の１１０の急冷状態
のリボンの例は、４００℃で１１／／２時間熱処理する
ことによって十分に靭性となり、１００〜１７５１（ｇ
／ｍｙａ”の間の硬度値を有するようになった。

第２表 溶融回転法による本発明に従って準備された鉄およびニ
ッケルを含むように修正された標準アルミニウム合金の
リボンの組成および硬度値；硬度は４００℃で１１／２
時間熱処悉されて空冷されたのち測定された。

例　　　合金組成（重量％）　　　　硬度（ｋｇ／ａｍ
２）１０　　　市販の２０２４合金＋１０重置％Ｆｅ　
　　　１６６１６　　市販の７０７５合金＋１０重、敏
％Ｎｉ　　　　１０５１４　　市販の７０７５合金＋１
０重４＠ＪＦｅ　　　　１６４１５　　　市販の７０７
５合金＋１２重量％Ｆｅ　　　　１７５１６　　　市販
の７０７５合金＋１４重を憾Ｎｉ　　　　１’２６例１
７〜２６ Ａｌ　−Ｆｅ　−Ｃｕ系における多数の三元アルミニウ
ム基合金は、本発明に従ったＲ８Ｐ　！Ｊボンとして準
備された。浴融回転リボンは容易に粉砕されるように十
分に脆いことが分った。４００℃で１１／２時間熱処理
することによって、溶融回転リボンは十分に靭性となり
、１７０〜２５５に９／−の間の硬度を有するようにな
った。第６表は合金組成および熱処理されたリボンの硬
度値を表示している。

第　　６　　表 溶融回転による本発明に従って準備されたＡＩＩＪツチ
のＡｌ　−Ｆｅ　−Ｃｕ合金の組成および硬度値；硬度
は４００　’０で１１／２時間熱処理され、空冷された
のち測定された。

１８Ａ１１）ｆｉｌ、Ｆｅ１ｏ、６５ｃｕ１．５３　　
　　１７０１９　　　Ａｌｂａｌ、Ｆｅ１０．ＢＣｕ２
．２　　　　　１８５２０　　　　　Ａｌｂａｌ、ｒｒ
ｅｌｌ　、１７Ｃｕ２．２　　　　　　　　　　１９７
２１Ａ１ｂａｌ、Ｆｅ１０．９０”ｕ３．２６　　　　
１７２２２　　　Ａ１１）ａｌ、Ｆｅ１３．３８ｃｕ１
．３０　　　　２１０２６Ａｌｌ）ａｌ、Ｆｅ１２．９
２ｃｕ１．５１　　　　２００２４　　　％１．”ｅ１
３．４２ｃｕｏ、ｌ　　　　　２５７２５　　　Ａｌｂ
ａｌ、Ｆｅ１２・ｇ５ＣＪ、１　　　　２２０２６ＡＩ
　　　Ｆｅ１２．４７Ｃｕｔ、５１　　　　１８７ｂａ
１゜ 例２７〜３８ 本発明に従って、欠配の合金が容易な粉砕のために適切
な脆いリボンに溶融回転され、前記合金は４００℃で１
１乙時間熱処理されたのち靭性を有するものとなった。

第４表 浴融回転による脆いリボンとして本発明に従って準備さ
れた遷移金属を含むＡ１リッチの合金の組成。

組成（重量％） ２７Ａ１ｂａ工■５ ２８、　　Ａ１ｂａＩＭＯ４Ｆ’ｅ１ ２９、　　Ａ　１　ｂａＩＷ４　Ｆｅ　１３０、　　Ａ
Ｉ、、ｌＦｅ７Ｖ３ ５　’Ｉ−Ａ１ｂａＩＦｅＢＷ２ ３２、　　Ａ１ｂａＩＦｅ７Ｔｉ３ ５３、　　Ａ　ｌ　ｂ　＆ＩＦ　ｅ　Ｂ　Ｚ　ｒ　３　
Ｂ　□　、５５４、　　Ａ　１　ｂａＩＦ　ｒ　３　Ｔ
　１２５５、　　　　　Ａｌｂ　ａｌｈ□ｅＢＭｎ３３
６、　　Ａｌｂ＆ＩＮｉ１０Ｗ１ＭＯＩｌＮ１１ＯＷ１
．５７、　　Ａ１ｂａＩＦｅ５Ｎｉ３％−５Ｍ０２Ｃｒ
３５Ｂ、　　ＡｌｂａＩＣｒ３Ｖ３ＴｌＩＺｒ０．５Ｗ
０．５例６９〜４０ 本発明に従って、Ａｌ　−Ｃｕ　−ＮｉおよびＡｌ　−
Ｃｕ−Ｎｉ　−Ｂ系（第５表参照）中の二つのアルミニ
ウム基合金が粉砕に対して適切な脆いリボンとして溶融
回転によって準備された。４７５°Ｃで１．５時間熱処
理されたのち室温まで空冷されたリボンは、続く低温焼
なまし処理をすることによつ”（］ｊ」加の時効硬化挙
動を示すことが分った。

第　　５　　表 溶融回転によりそして熱処理されたのちＬ（ＳＰ　ＩＪ
ボンとして準備されたＡＩグリッチＡｌ　−Ｎｉ　−Ｃ
ｕおよびＡｌ　−Ｎｉ　−Ｃｕ　−Ｂ合金の組成および
硬度値。

例　合金組成（重量％）　第１段階　　第２段階５９　
　Ａｌｂａｘ　、　Ｃｕ４Ｎ１□５　　　１１０　　　
　　　１４６４０　　Ａｌｔ、、１．Ｃｕ４Ｎｉ１５Ｂ
（１，７９０１５５１つまたはそれ以上の遷移金属Ｆｅ
、　Ｎｉ、　Ｃｏ、　Ｔｉ。

Ｍｏ、ＷおよびＣｒを含む多数のアルミニウム合金が、
本発明に従ったＲ８Ｐ　ＩＪポンとして準備された。浴
融回転されたリボンは脆いことが分った。４００°Ｃで
１Ｖ２時間熱処理することによって溶融回転リボンは靭
性になり、１０５〜２００ｋｇ／ｌｌｌｍ２０間の硬度
値を有するようになった。第６表は合金組成および熱処
理されたリボンの硬度値を表示している。

第６表 浴融回転による本発明に従って準備された遷移金属を含
み４００℃で１１／２時間熱処理されたのち空冷された
ＡＩＩＪツチの合金の組成および硬度値。

４１　　　Ａｌｂａ□、Ｃｒｇ、２　　　　　　　１３
９４２　　　　Ａｌｂａｌ、Ｆｅ５ｃｒｌＮ１５”０．
５Ｗｏ、２ＴｉＯ−３１０６４３Ａ１ｇＯＦ８４Ｎ’１
３ＣＯ２Ｃｒ１　　　　　１２８４４　　　　Ａｌｂａ
ｌ、Ｃｒ１．３３Ｆｅ１３．０　　　　　２’＋６４５
　　　　Ａｌｂａｌ、Ｃｒ１．３５Ｆｅ１１．５９　　
　　２１３４６　　　　Ａｌｂａｌ　、Ｃｒ５．５　　
　　　　　　　１７６４７　　　　Ａｌｂａｌ　、　Ｃ
ｒ４　、５　　　　　　　　　１８６４８　　　　Ａｌ
ｂａ、、Ｃｒ３Ｆｅ１ｏ１９８例４９ 市販のアルミニウム２０２４合金が１０重量係の鉄を含
むように修正された。その合金はリボン状に溶融回転さ
れた。そのリボンは脆いことが分り、市販のバンタムミ
クロパルバライず−（Ｂａｎｔａｍ　Ｍｉｋｒｏ　Ｐｕ
１ｕｅｒｉｚｅｒ　）によって粉末に粉砕された。その
粉末は１００メツシユ（Ｕ、Ｓ標準）の篩を通って篩分
され、１００メツシユ以下の粉末の高い歩留りが得られ
た。

例５０ 上述の方法を用いて、Ａｌｂａｌ、　Ｃｕ１．３＋　Ｆ
ｅ１２．５゜およびＡ１１）ａｌ、Ｃｒ１．３５Ｆ”１
１．５９　（下側に記入した数字は重［ｑ６）の二つの
アルミニウム合金の各々の０．９　ｋｇ（２ポンド）の
Ｒ８Ｆ粉末（−１００メツシユ）が作られた。その粉末
はアルミニウム缶内に入れられ、真空下で負圧にされな
がら２００℃で２時間熱せられ、その後密封された。そ
の缶は４００℃に加熱され、２５　：　１に押出され、
その結果粉末がロッド状に１００チ圧密さ１１だ。圧密
されたロッドの室温および高温における機械的性第　　
７　　表 本発明に従って作られた押出し形態のＡ１−　Ｃｒ−Ｆ
ｅ合金の引張性質。

Ａｌｂａ□、Ｃｕ１．３Ｆｅ＊、ａ　　７４　　５８　
　４０　　　５４’Ａｘ−０，Ｃｒ０，３５Ｆｅｌ０，
５，７６　６６　　５４　　５０つぎの例は、本発明に
従って準備されたＡｌ　−Ｆｅに基礎を置く大量の微細
な安定の金属間化合物相の分布を含むアルミニウム合金
の優れた熱的安定性を示す。Ｒ８Ｐ粉末から準備された Ａｌｂａｌ、Ｃｕ１．３Ｆ０１２，５およびＡｌｂａｌ
、　Ｃｒ１，３５Ｆ０１１，５９の二つのアルミニウム
合金が例５０に述べられた方法に従って押出されてロッ
ド忙され、１７５および２１３　ｋｆｉ７１ｎＮ”の室
温硬度を示した。

上述の二つの合金は３５０℃で１００時間熱処理された
のちに硬度値の変化が観察されなかった。

例５２ 以下の例は、本発明に従った一つ３トたけそれ以上のＦ
ｅ、　Ｎｉ、　Ｃｏ、　Ｃｒ、　Ｍｎ、　Ｖ、　Ｍｏ、
　Ｗ、　Ｔｉ、　ＺｒおよびＢ“の元素を含むアルミニ
ウムまたげアルミニウム基合金のＲ８Ｐ粉末の連続生産
の経（ｆｒ的方法を述べている。

本発明の範囲内の５〜１６重ψ係の醪移金属を含む市販
のアルミニウム基合金はＪ（空誘導溶融によって溶融さ
れた。その溶融物はし一ドルを介して一連のオリフィス
を有するタンディツシュ（ｔｕｄｉｓｈ　）内に移され
た。多数のジェットが回転する水冷の銅−ぺＩＪ　ＩＪ
ウム製のドラムに衝突するようになっており、それによ
って溶融物がリボンとして急速に凝固された。鋳造状態
のＵ’いリボンはハンマーミル内に送入されて、それに
よってリボンは所望のサイズの範囲の粉末に粉砕された
。

上述の全操作は高真空下または酸化を制限する保護雰囲
気内で行なわれた。

本発明は、特別な参考資料として好ましい実施態様につ
いて述べられたけれども、それに対して多数の修正がで
きることは当業者にとって明らかである。

代理人　　浅　村　　　皓 外４名

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）名目上の純アルミニウムおよび少なくとも８０重
   量幅のアルミニウムを含む通常のアルミニウム合金から
   なる群のうちの少なくとも一つを含むアルミニウム合金
   を作る方法であって、前記群のうちの一つはさらに鉄、
   ニッケル、コバルト、マンガン、バナジウム、クロム、
   モリブデン、タングステン、チタンおよびジルコニウム
   からなる群から選ばれた５〜１６重量係の遷移金属とボ
   ロンとで合金にされ、前記マンガン、バナジウム、モリ
   ブデン、タングステン、チタンおよびジルコニウムはそ
   れが存在するとき５重量係までのレベルで、ボロンはそ
   れが存在するとき１重ｌｉｄまでのレベルで合金にされ ａ）前記合金を溶融物の形態１ｆＣｔ、、ｂ）その溶融
   物をほぼ１０５〜１０７°Ｃ／秒の範囲内の速さで急冷
   するのに適合した急速に移動する急冷表面に接触させ、
   それによって準安定構造という特徴をもつ前記合金の急
   速にへ〇固した脆いリボンを形成し、 Ｃ）前記リボンを粉末の形態にするように破片に粉砕す
   る、 以上ａ、）　−Ｃ１の段階を含むことを特徴とするアル
   ミニウムー還移金属合金の製造方法。 （２）前記遷移金属は１０〜１５重量係の範囲内のレベ
   ルで存在する鉄であることを特徴とする特許請求の範囲
   第１項記載のアルミニウムー遷移金属合金の製造方法。 （３）前記合金はさらに７１重重量型での銅とともに合
   金にされることを特徴とする特許請求の範囲第２項記載
   のアルミニウムー遷移金属合金の製造方法。 （４）４重量係までの前記鉄は、ニッケル、クロム、コ
   バルト、マンガン、モリブデン、タングステン、バナジ
   ウム、チタン、ジルコニウムおよびボロンからなる群の
   うちの少なくとも一つによって詮換見られ、前記ボロン
   は１重量幅までのレベルで存在していることを特徴とす
   る特許請求の範囲第２項記載のアルミニウムー遷移金属
   合金の製造方法。 （５）前記急冷速さは、少なくとも１０６　℃／秒であ
   ることを特徴とする特許請求の範囲第１項記載のアルミ
   ニウムー遷移金属合金の製造方法。 （６）前記リボンは、４メツシユ（Ｕ、Ｊ　　標章）よ
   り小さな平均粒子サイズをもつ粉末に粉砕され、０．１
   ｇｍより小さな平均厚さの小板から７より、各前記小板
   は凝固材料の破砕から生ずる不規則形状をもつことを特
   徴とする特許請求の範囲＠１項記載のアルミニウムー遷
   移金属合金の製造方法。 （力　前記破片に圧力を加えることによってその破片を
   圧密体に形成する段階を含むことを特徴とする特許請求
   の範囲第１項記載のアルミニウムー遷移金属合金の製造
   方法。 （８）前記破片に圧力および加熱を加えることによって
   その破片な圧密体に形成する段階を含むことを特徴とす
   る特許請求の範囲第１項記載のアルミニウムー遷移金属
   合金の製造方法。 （９）前記圧密体は、前記合金の準安定構造を、アルミ
   ニウムと一つまたはそれ以上の前記遷移金属との間に形
   成される金属間化合物相の超微細な析出物が実質的に均
   一に分散した約１０ミクロンより小さな平均粒度の最初
   の粒子をもつ微粒化した微視的構造に変化させるのに十
   分な時間、３００〜５００°Ｃの範囲内の温度に加熱さ
   れ、前記超微細な析出物は約０．５ミクロンより小さな
   サイズを有することを特徴とする特許請求の範囲第７項
   記載のアルミニウムー遷移金属合金の製造方法。 （１０）　　前記微視的構造は、０．０５　ミクロンよ
   り小さな平均サイズをもつ金属間化合物相の析出物を含
   んでいることを特徴とする特許請求の範囲第７項記載の
   アルミニウムー遷移金属合金の製造方法。 ｔｔｎ　　前記圧密体は、最小寸法で測定された少なく
   とも１　ｍｌＫの厚さを有することを特徴とする特許請
   求の範囲第７項記載のアルミニウムー遷移金属合金の製
   造方法。 （１３（ａ）　　名目上の純アルミニウムおよび少なく
   とも８０重重量幅アルミニウムを含有する通常のアルミ
   ニウム金合金からなる群のうちの少なくとも一つであっ
   て、前記群のうちの一つは、さらに、鉄、ニッケル、コ
   バルト、クロム、マンガン、バナジウム、モリブデン、
   タングステン、チタンおよびジルコニウムからなる群か
   ら選ばれた８〜１６重量係の少なくとも−・っの遷移金
   属とボロンとで合金にされ、バナジウム、モリブデン、
   タングステン、チタンおよびジルコニウムの合計の最大
   量は５重量幅であり一旦っボロンの最大量は１重量幅で
   あり、 （ｂ）　　前記合金は、粉末に粉砕され且つ主として面
   心立方構造の準安定固溶体相と２００〜４５０　ｋｇ　
   ／　ｔｎｍ”　　間の硬度値とを有するリボンを作るよ
   うに前記合金の溶融物の急速凝固によって作られた粉末
   形態のものであり、前記リボンは粉末に粉砕され、前記
   粉末は４メツシユ（Ｕ、８標準）より小さな平均粒子サ
   イズを有し、前記粒子は０．１罰より小さな平均厚さの
   小板である、以上（ａｌおよび（ｂ）を含むことを特徴
   とするアルミニウムー遷移金属合金。 （［３１公式Ａ１．８５−９０Ｆ”１０−１５　　によ
   って代表される組成を有し、その下側に記した数字は重
   Ｊｉ［を限定し、前記粉末は３００〜４５０ゆ／　ｍｖ
   ｔ２　　の間の硬度であることを特徴とする特許請求の
   範囲第１２項記載のアルミニウムー遷移金属合金。 ａ４）４重量幅までの前記鉄はニッケル、クロム、コバ
   ルト、マンガン、モリブデン、タングステン、バナジウ
   ム、チタン、ジルコニウムおよびボロンからなる群から
   選ばれた少なくとも一つの元素によって置換えられ、前
   記ボロンは１重量幅まで存在していることを特徴とする
   特許請求の範囲第１３項記載のアルミニウムー遷移金属
   合金。 ０５１４重量係重量幅銅を含むことを特徴とする特許請
   求の範囲第１３項記載のアルミニウムー遷移金属合金。 （１６）　　公式Ａ１．１１５−９０Ｆθ１Ｏ−１５Ｖ
   Ｃよって代表される合金であって、その下側に記した数
   字は重量幅を代表し、前記合金はその合金の溶融物に約
   １０５〜ｂ粉砕して作られた前記合金の粒子の圧密から
   形成され、前記合金は金属間化合物相ＦｅＡ、］、、、
   の超微細な分散を有し、且つ最小寸法で少なくとも１朋
   の厚さと３００°Ｃにおいて少なくとも２８１２ゆ／ｃ
   ｎｔ２（４０，０００ｐａｌ）の平均引張強度とを有す
   ることを特徴とするアルミニウムー遷移金属合金。 ａｌ）４重量幅までの前記鉄は、クロム、ニッケル、コ
   バルト、マンガン、タングステン、モリデｒン、チタン
   、バナジウノ１、ジルコニウムおよびポロンからなる群
   から選ばれて少なくとも一つによって置換えられ、ボロ
   ンはそれがあるとき１重量幅までのレベルにあることを
   特徴とする特許請求の範囲第１６項記載のアルミニウム
   ー遷移金属合金。 ａｌ　　前記アルミニウムの含有は、少なくとも８゜重
   ｉ％のアルミニウムをもつ通常のアルミニウム合金によ
   って置換えられることを特徴とする特許請求の範囲第１
   ６項記載のアルミニウムー遷移金属合金。 ａＳ　　前記アルミニウムの含有は、少なくとも８０重
   重量幅アルミニウムをもつアルミニウム合金を含むこと
   を特徴とする特許請求の範囲第１７項記載のアルミニウ
   ムー遷移金属合金。