JPS6311639A - シリコン含有急速凝固耐熱アルミニウム基合金 - 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】 （産業上の利用分野） 本発明は、常温及び高温で強度、延性、靭性を持ったシ
リコン含有アルミニウム基合金に関し。

また、そのような合金から製造された粉末生成物に関す
る。その上特に１本発明は、溶融物から急速に凝固して
、熱加工処理されて高い強度、延性及び破地靭性を併せ
持つ構造的要素となったＡ１−Ｆｅ−５ｔ合金に関する
。

（従来の技術） ３５０℃において引張強度を改良したアルミニウム基合
金を得る方法は、　ＬｙｌｃらのＵ、Ｓ、Ｐ。

２　、９８３　、７８０　、　ＲｏｂｃｒｔｓらのＵ、
Ｓ、Ｐ、２，９８７，３５１及びＲｏｂｅｒｔｓらのＵ
、Ｓ、ＰＪ、４８２，２４８に記載されている。１．ｙ
ｌｅら及びＲｏｂｅｒｔｓらによって開示された合金は
、高速気流により微細に分割されだ液滴に液体金属を噴
霧することによって製造された。液滴は、約１０４℃／
ｓｅｃの冷却速度で対流冷却された。

この急速冷却の結果として、　Ｌｙｌｅら及びＲｏｂｅ
ｒｔｓらは、それ以前に可能であったよりも実質的に大
量の遷移元素を含む合金を製造することができた。

スブラットクエンチング法やメルトスピニング法のよう
な伝導冷却を用いるより高い冷却速度は、約１０５〜１
０６℃／ｓｅｃの急冷速度を生じさせるために使用され
てきた。そのような冷却速度は。

溶融アルミニウム基合金の凝固のあいだに金属間化合物
析出物の形成を最小にする。そのような金属間化合物析
出物は、早期の張力不安定性の原因であるｏ　１１１１
ｄｅａ＋ａｎらのＵ、Ｓ、Ｐ、４，３７９，７１９は、
４〜１２ｖｔ％の鉄及び１〜７　ｖｔＸのセリウム又は
ランタニウム系列の他の希土類金属を含有する急冷アル
ミニウム基合金粉末を論じている。

ＲａｙらのＵ、Ｓ、Ｐ、４，３４７，０７８は、急速凝
固技術によって製造された約３５０℃の温度で使用され
る高強度アルミニウム基合金を論じている。しかしなが
ら、これらの合金は、室温で加工上の延性及び破壊靭性
をあまり持っていないので、約３％の最小引張り伸びが
必要とされる構造的用途における使用を妨げる。そのよ
うな用途例は、Ｐ、Ｔ、旧１１ａｎ。

Ｊｒ、著；Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ｍｅｔａｌｓ、３５
（３）巻、第７６頁。

１９８３年によって論じられた小さなガスタービンエン
ジンにおいて存在するであろう。

Ｒａｙらは、アルミニウムを伴った遷移金属元素の準安
定面心立方晶固溶体から成るアルミニウム合金を論じて
いる。その鋳造したままの（以下アズキャスト−ａｓ　
ｅａｓｔと称する）リボンは曲げにもろく、容易に細か
に砕けて粉末になる。その粉末は、成形されて、室温で
５２４ＭＰａ（７８ｋｓ１）に耐える引張り強度を持つ
成形物体になる。これらの合金の引張り延性又は破壊靭
性は、　Ｒａｙらの文献において詳細に論じられていな
かった。しかしながら９次のようなことがＮＡＳＡ報告
書（ＮＡＳＩ−１７５７８１９８４年５月）により知ら
れている。＋＜ａｙらによって開示された多くの合金は
、工学的試験用棒材に組み立てられたときに、構造的要
素としての使用のための十分な室温延性又は破壊靭性を
持っていない。

（発明により解決しようとする問題点）このように、　
Ｒａｙらによって開示されたもののような従来のアルミ
ニウム基合金は、十分な工学的靭性を欠いている。その
結果として、これらの従来の合金は、構造的要素として
の使用に適していなかった。

本発明は上述の従来技術の欠点を解決することを目的と
する。

（発明の概要） 本発明は９組成式Ａ　ＩＦ　ｅ　　Ｓ　’　ｂ　Ｘ　ｃ
ｂａぶ　　　　ａ （但し、Ｘは、Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ及びＴ
ａから成る群から選択される少なくとも１元素であり、
ａは２．０〜７．５ａｔ％、ｂは０．５〜３．Ｏａｔ％
、Ｃは０，０５〜３．５ａｔ％であり、残部（ｂａｄ）
はアルミニウム及び不純物であって。

ｆＦｅ＋Ｘ］　　：Ｓｉの比がおよそ　２．０：１〜５
．０：１の範囲にある）から本質土酸るアルミニウム基
合金を提供する。

商業的に見て有効な用途に必要とされる延性。

靭性及び強度の望ましい水準を達成するため１本発明の
合金は、急速凝固処理され、その処理により合金の微細
構造が修正される。急速凝固処理法とは１合金が溶融状
態に置かれて、その後固体物を形成するため少なくとも
約ｌＯ〜１０７℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却されるとい
うものである。この方法は、好ましくは約１０６℃／ｓ
ｅｃより大きい速度で溶融金属を冷却すべきである。す
なわち固体リボン又はシートを形成するメルトスピニン
グ、スプラットクーリング又はプレーナーフローキャス
ティングによってである。これらの合金は、特定合金組
成に依存して微小共晶構造から微小セル構造に変化する
アズキャスト鋳造構造をしている。本発明の合金におい
てこれらの相構造の相対的な比率は、臨界的ではない。

結合成形体（ｃｏｎｓｏｌｉｄａｔｃｄ　ａｒｔｉｃｌ
ｅｓ、以下結合体とも略称）は２組成式Ａｊ２　　Ｆｅ
　　５ｔｂａｊ２　　　ａ　　　ｂ Ｘ　から本質」構成るアルミニウム基合金から構成され
た粒子を成形することにより製造される。ここでＸはＭ
ｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ及びＴａから成る群から
選択された少なくとも１つの元素であり、ａは２．０〜
７．５ａｔ％、ｂは０．５〜ａ、ｏａｔ％、Ｃは０．０
５〜３．５ａｔ％であり、残部（ｂａｄ）はアルミニウ
ムと附随的な不純物である。但し、　　ｌＦｅ＋Ｘｌ　
　：Ｓｉの比率は約２．０＝１〜５．０：１である。そ
れらの粒子は、成形工程の間に真空で、約３００〜５０
０℃の範囲の加圧成形温度まで加熱され１分散した金属
間化合物の相の結晶粒粗大化を最小にする。あるいはま
た、それらの粒子は、金属製容器（例えばスチール等）
に入れられその後減圧排気され、３００〜５００℃まで
加熱され（脱気のため）、その後密封される。密封され
た金属製容器（例えばスチール等）は、大気中において
３００〜５００℃の間になるまで加熱され加圧成形され
る。成形物は、押出加工、圧延又は鍛造のような従来行
なわれた方法で、さらに結合強化される（ｃｏｎｓｏｌ
　１ｄａｔｃｄ）。本発明の結合成形体は、おおよそＡ
　Ｉ！　１２　（Ｆ　ｅ、　Ｘ）　ａ　Ｓ　ｉの組成の
１分散系金属間化合物析出相の、十分に均一な分布を含
むアルミニウム固溶体相から構成される。これらの析出
相は、どの方向にも　１００ｎｃ未満の寸法の微細な金
属間化合物である。これらの微細な分散した金属間化合
物を含有する本発明の合金は、鍛造、圧延及び押出加工
のような従来の結合及び成形技術に関係する熱と圧力を
これらの金属間化合物の実質的な成長又は結晶粒粗大化
なしに＝↑容できる。さもなければこれらの金属間化合
物の実質的な成長又は結晶粒粗大化は、結合成形体の強
度及び延性を受は入れがたい低水準に減じてしまう。本
発明の合金における分散相の熱的安定性のために１それ
らの合金は、鍛造による車輪のような正味の形に近いも
の、押出加工によるＴ形材のような半完成品、圧延によ
る板又はシート製品を製造するために用いられることが
できる。

そしてそれらは、常温及び約３５０℃の高温で強度及び
良好な延性の組み合わせを持つ。

このように２本発明の結合成形体は、ガスタービンエン
ジン、ミサイル、航空機の機体１着陸車輪等のような高
温の構成用途により適している。

本発明は、後述の好ましい実施態様の詳細な説明及び添
付の図面を参照した時、より完全に理解されるであろう
し、よりいっそうの自゛利点が明白になるであろう。

（好適な実施の態様） 商業的にを効な用途のために必要とされる強度、延性及
び靭性の望ましい水準を提供するために、溶融物からの
急速な凝固が、これらのアルミニウム基合金の製造に特
に有効である。本発明の合金は１本質的に組成式ＡＩ　
　Ｆｅ　　５ｉｂａＡ　　　ａ　　　ｂ Ｘｏから成る。ここで、ＸはＭｎ、Ｖ、Ｃｒ。

Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａから成る集団から選択された少な
くとも１つの元素であり、“ａ″は２．０〜？、５ａｔ
％、　”ｂ”は０．５〜３．０ａｔ％、＃ｃ１は０．０
５〜３．５ａｔ％、残部はアルミニウムと附随的な不純
物でる。但し、　　ｆＦｅ＋Ｘｌ　　：Ｓｉの比率は約
２．０：１〜５．０：１である。この組成により微細に
分散した金属間化合物析出相を生ずる。急速凝固処理は
、典型的には２合金が溶融状態に置かれその後固体のリ
ボン又はシートを形成するために急速に移動する鋳造用
基板上で少なくとも約１０５から１０７℃／ｓｅｃの冷
却速度で冷却されるという鋳造方法を使用する。この処
理は、溶融物を燃焼、過剰の酸化及び移動する鋳造面に
連行される空気の境界層による物理的な妨害から保護す
るという条件を提供すべきである。例えば、この保護は
、ノズルの周囲に空気もしくはＣ０２とＳＦ６の混合物
のような保護気体、ＣＯのような還元性の気体、又は不
活性気体を含有する囲い込み器具（カバー）により提供
されることができる。付は加えれば、囲い込み器具は、
溶融物を妨害するかもしれない外来の風の流れを阻止す
る。

第１図に代表して示されるように２本発明のアズキャス
ト鋳造合金は、微共晶微構造ないし微小セル状微構造を
持っている。

前記Ａ　ｆ！Ｆ　ｅ　　Ｓ　ｔ　ｂ　Ｘｃ成分（ｉＦｅ
＋ｂａｊ２　　　ａ Ｘｌ：Ｓｉの比の条件を伴う）を持つ急速凝固合金は、
リボン状に処理されその後パルベライザー、ナイフミル
、回転ハマーミル等の従来の粉砕装置により粒子状にさ
れたものである。細かに砕かれた粉粒は、約−４０〜２
００メツシユのＵＳ標阜ふるいの大きさの範囲の粒径を
持つことが好ましい。

粒子は、　１０　　Ｔｏｒｒ　（１，３３Ｘ　１Ｏ−２
Ｐａ）以下、好ましくは１０　　Ｔｏｒｒ　（Ｌ、３３
ＸｌＯ−３Ｐａ）以下の真空に置かれ、その後従来の粉
末冶金技術により加圧成形される。さらに粒子は、約３
００〜５５０℃、好ましくは約３２５〜４５０℃の温度
に加熱され、金属間化合物相の成長又は結晶粒粗大化を
最小にする。粉粒の加熱は、加圧成形工程のあいだに行
なうのが好ましい。好適な粉末冶金技術は、減圧排気さ
れ真空で密封された金属製容器（例えばスチール等）に
粉末を入れることによる直接粉末押出加工、真空加熱加
圧成形、押出加工又は鍛造プレスにおけるブラインドダ
イ加圧成形、直接及び間接押出加工、従来の・鍛造及び
衝撃鍛造、衝撃押出加工及び上記の組合せを含む。

第２図に代表して示されるように１本発明の加圧成形結
合体は、アルミニウム固溶体マトリックスとその内部に
実質上均質に分散したたいへん小さな金属間化合物析出
相から構成される。適当な加熱機械的処理で、これらの
金属間化合物析出）口は１例えば直径及び粒子間間隔等
の大きさの最適化された組合せとされることができる。

これらの特徴は、高い強度及び延性の望ましい組合せを
与える。析出物は、微細であり通常球形をしていて、ど
の方向にも約１１００ｎ未満である。これらの微細な金
属間化合物析出相の容量百分率は、約１０〜５０％の範
囲であり、さらに改良された性質を提供するためには好
ましくは約２０〜３５％の範囲である。結晶粒が粗大化
した金属間化合物析出相（すなわち最長寸法が約１００
１１１１１を越える析出物）の容量百分率は、約１％を
越えない。さらに参照とした第３（ａ）図は、非常に微
細な金属間化合物析出相の本質的に均質な分散を合釘す
る本発明の結合イ本　（Ａ　で　９０．９９　　　　　
　５．６１　　　１．５９　　　　　１．８１Ｆｅ　　
　Ｖ　　　Ｓｉ　　　の組成 を持つ）の透過電子顕微鏡写真を示し、これらの分散し
た金属間化合物析出相は一般に球形でありどこの長さも
　１１００ｎより小さい。対照的に、第３（ｂ）図は、
Ｓｉ含有量が零（Ａｊ？　　　Ｆｅ９２．８　　５．６
１ ｖｌ、５９の組成）であることを除き（従って本発明有
効範囲外であるが）第３（ａ）図に示されたものと同じ
組成の結合体の透過電子顕微鏡写真を示す。この顕微鏡
写真は、第３（ａ）図に示されたものと異なった構成な
いし構造を持つ金属間化合物析出相の分散を示す。これ
らの分散した金属間化合物析出相は、一般的に多角形又
は針状であり。

機械的性質（強度、延性）に有害であるような大きさを
している。

本発明の結合体に見い出される微細な金属間化合物析出
相の組成は、およそＡｊ２１２（Ｆｅ。

Ｘ　）　ａ　Ｓ　ｉである。本発明の合金にとって、こ
の金属間化合物組成物が、結合体に見い出された微細な
分散した金属間化合物析出相の約８０％を代表する。組
成式ＡＩ　　　Ｆｅ　　５ｉｂＸｃ　（２：１ｂａ、ｅ
　　　ａ 〜５：１の（Ｆｅ十Ｘ）　：Ｓｉ比を持つ）として合金
組成を記載した時、Ｘとして記載さ÷れた元素の中の１
又はそれ以上の付加物は、この準安定の３成分金属間化
合物析出相を安定化させその結果およそＡ１１□（Ｆｅ
、Ｘ）３Ｓｉの一般的組成になる。この金属間化合物析
出相をこれと似た組成を持つものと区別するため、第４
図を参照する。Ｘ線回折記録の一部は２本発明の結合体
の金属間化合物析出相及びアルミニウムマトリックスの
構造及び格子定数を表わしている。好ましい安定化した
金属間化合物析出相は、立方（体心又は単純立方）構造
及び約１．２５〜１．２１！ｎｍの格子定数を持つ。さ
らに第５図は１本発明（Ｓｉ含有合金）の合金と本発明
の有効範囲外の合金の本質的差異を表わしている。微分
走査熱量測定記録は２本発明の合金”　９０．９９　　
５．Ｑ、Ｆｅ Ｖ　　　Ｓｉ　　　のアズキャスト鋳造構造のおよそ１
．５９　　１．８１ ／ｊ！１２（Ｆｅ、Ｖ）　３Ｓ　ｉの組成の好ましい金
属間化合物析出相への分解を示す（“Ａ”と明示したピ
ーク）。他方の微分走査熱量測定記録は１本発明の有効
範囲外のアズキャスト鋳造合金ＡＩ！Ｆｅ　　　Ｖ　　
　（“Ｂ”及び“Ｃ”と明９２．８　　５．８１　１．
５９ 示したピーク）が１機械的性質に有害である多角形及び
針状析出物に分解することを示している。

この微細な分散した金属間化合物析出相を含有する本発
明の合金は、結合体の強度及び延性を受は入れられない
低水準にまで減じてしまうであろう金属間化合物の過度
の成長又は結晶粒の粗大化もなく、従来の粉体冶金技術
の熱及び圧力を許容することができる。さらに１本発明
の合金は、従来にない高い処理温度によく耐えることが
可能であり、高温時の処理のあいだの長暴露時間にもよ
く耐えることが可能である。そのような温度及び時間に
は９例えば鍛造による正味の形（最終製品）に近い物及
び圧延によるシート又は板の製造の間に出くわす。第６
図を参照すると１本発明の結合体（Ａ、ｇ−Ｆｅ−Ｖ−
Ｓｉ合金）と本発明の有効範囲外の結合体（Ａｉ−Ｆｅ
−Ｖ合金）の熱安定性の差異を描いている。結果として
２本発明の合金は、高強度強化アルミニウム基合金物体
の鍛造に特に有効である。本発明の合金は、広い範囲の
結合温度にわたって加圧成形されることができ、さらに
成形物に強度及び延性の望ましい組合せを依然として提
供することができることから特に有利である。

次の実施例は１本発明をより完全に理解するため示され
る。本発明の原則を示すために明らかにされた特定の技
術９条件、物質、比率及び報告データは、典型的なもの
であって１本発明の有効範囲を限定するように解釈され
るべきものではない。

実施例１〜３４ 本発明の合金は、第１表に記載の通りの本発明の組成式
及び方法により鋳造された。

実施例３５ 下記第２表に加えて第７図は１本発明の結合体と本発明
の有効範囲外の結合体との間の本質的差異を証明してい
る。本発明の方法を用い鋳造され結合される時’　Ａｌ
９３．８７　　４．。

ｅ Ｖ　　　Ｓｉ　　　から成る合金は９本発明の結合体１
．８９　　１．０４ に強度及び延性を付与する。一般的に球形の金属間化合
物析出相の非常に微細な分散を表わしている透過電子顕
微鏡写真によって示されたような微細構造を持つ。これ
らの非常に微細な金属間化合物析出相は１本明細書の主
要部に記載されたものであり、およそＡ　Ｒ１２（Ｆ　
ｅ　、Ｖ　）　３Ｓ　１の組成を持っている。本発明の
条件の下で鋳造され結合（加熱加圧成形）される時’　
Ａｆ！９４．９１　　４．。

ｅ Ｖ　　から成る合金は、より低い強度及び非常に１．０
９ 低い延性を付与する多角形又は針状金属間化合物析出相
を表わしている透過電子顕微鏡写真を示す。

第２表に示された両方の合金の機械的性質は。

さまざまな高温における約５　Ｘ　１０−’／ｓｅｃの
ひずみ速度での一軸張力が測定された。両方の合金とも
、それらのアズキャスト鋳造リボンは、−４０メツシユ
の粉末を製造するために初めにナイフミルにかけられ、
その後ハンマーミルにかけられた。それらの粉末は、３
５０℃で１時間の間真空加熱圧縮され、９５〜１００％
の密度の粗塩地金となり。

そしてそれらはその後１時間保持した後３８５℃で約１
８：１の押出比で押出され長方形の棒を形成した。

第２表 Ａ１９３．８７”４．Ｏｖｌ、０９””１．０４２０　
４３５（６３，０）　４７１６８．１１　　１０．６１
５０　３９４（５７，１）　４１２（５９，７）　　　
６．０２００　３３９（４９，１）　３６８（５３，３
１８，１２６０２９８＋４３．２１３１６（４５，８）
　　　９．７３１５　２４３＋３５．２１２５５＋３６
．９１　　１３．５Ａ１９４．９４Ｆｅ４．Ｏｖｌ、０
９ 比較例 ２０　　’　３７６　（５４，５１４１４（６０，０）
　　　３．２１００　　３５３（５１，２）　３８１（
５５，３）　　　３．８２００　　３１７（４６，０＋
　３２９（４７，７＋　　　２．７３００　　２４１（
３５，０）　２５３（３６，７）　　　４．２実施例３
６〜４３ 第３表以下は、約５　Ｘ　１０−’／ｓｅｃのひずみ速
度及びさまざまな高温における一軸張力を測定した特定
の合金の機械的性質を示す。おのおのの選択された合金
粉末は、３５０℃の温度で１時間の間真空加熱圧縮（ホ
ットプレス）され、９５〜１００％の密度の粗成形地金
になった。これらの地金は、３８５〜４００℃の温度で
１時間保持された後、３８５〜４００℃で１８：１の押
出比で長方形の棒に押出加工された。

ｄ’　ｏ　ＩＮ　　ｒ’Ｉ　Ｆ−１閂０）ｌ”１の　ｍ
ｔｐ−マ　　　リ　曹　　　１４）ｕ’ｌ　　　　ト０
　　　　さ　の口　甥ｇ　　粗ｔ　　容Ｊ　　冒こ　　
粗メ（５ζ４−　ζ。−！ぼ　く。− の　　　　Σ 渭　　胃　　普　　用　　禽 日、ｙ　　ｌ　、１４　　　　　１　、ｙ　　　　　　
ｔ　ｕｙ）閲 実施例４４ 本発明の選択された合金は１例えば９００°Ｆ（４８２
℃）等の非常な高温で高強度を持つ結合体を製造できる
。下記第４表は、３５０℃の真空加熱加圧成形により強
化され、その後１８：１の押出比により　４００℃で押
出加工された”　９０．６８Ｆｅ　　　Ｖ　　　Ｓｉ　
　　合金結合成形物の高い張６．３４　０．ｆ３８　　
２．３２ 力を示す。この合金は、従来のアルミニウム基合金より
１０００％も高い９００　’Ｆにおける張力を持ってい
る。このことは１本発明の結合体の中に形成された好ま
しい金属間化合物析出相の改良された熱安定性のよりい
っそうの証明である。

Ｃ−、δ 呻　・　　　　　し Σ ； Ｅ　　　　間 謂　　　　。

実施例４５〜５４ 本発明の合金は、室温測定■、５に高破壊靭性を持つ結
合体を製造することができる。下記第５表は２本発明の
選択された結合体の破壊靭性を示す。おのおのの合金粉
末は、３５０℃の真空加熱加圧成形により結合され、そ
の後１８：１の押出比で３８５℃にて押出加工された。

破壊靭性測定は。

ＡＳＴＭ　Ｅ３９９規格のもとて本発明の結合体の加圧
成形体張力（ＣＴ）ａｌｌ定のための試験片に対して行
なわれた。

不 淵　１唖さのΦローへ門り 豐　Ｗ　　＠Ｐ　菅　９　蛸　い　い　い　い実施例５
５〜５７ 本発明の合金は、少くとも１２．７ｍｍ（０，５インチ
）の幅と少くとも　０．２５４ｍｍ　（０，０１０イン
チ）の厚さを持ったシートの形状をした結合成形体を製
造することができる。下記第６表は２本発明の選択され
た結合シート物の室温強度及び延性を示す。そのような
シートは、粉末を真空加熱圧縮すること。

引き続いて約１／２インチの厚さの板に鍛造し、この鍛
造板を４００℃に加熱し、その後２．５ｍｍ　（０，１
０インチ）のシートに圧延することによって製造された
。この長時間に唾る熱サイクルの間に９分散した金属間
化合物析出相はいくぶん成長するかもしれない。これら
の条件のもとで１分散した金属間化合物析出相は、どの
方向の寸法も　５００ｒ＋ｍより小さいであろう。

ＩＧ　　　　　　　１．−ＩＮ（／Ｉ Ｌｎ　　冑　彎　　ト 一−ヘ　り 実施例５８〜５９ 下記第７表は、鍛造により結合された本発明の特定の合
金の室温の機械的特性を示す。おのおのの選択された合
金の粉末は、３５０℃の温度で１時間の間真空加熱圧縮
され、９５〜１００％の密度のｔｕ成形地金になる。こ
れらの地金は、その後約４５０〜５００℃の温度で１時
間保持された後、約４５０〜５００℃の温度で鍛造され
た。

第７表 ５００°Ｃ３９１４２８９，８ ５９Ａｌ９０．９９Ｆｅ５．６１Ｖ１．５９ｓｉ１．８
１　　ｓｏｏ’ｃ　　　　４５２　　４９９　　１．６
ＹＳ　　降伏強さ　　　　　　ＵＴＳ　　引張り強さ　
　　　。　伸び率実施例ＧＯ 本発１す！′）Ａｌ９３．６７　　３．９Ｂ　　０．８
２　　１．５３ＣＪＦｅ　　　Ｖ　　　Ｓｉ 金粉末を３５０℃の温度で１時間真空加熱加圧成形し、
９５〜１００％の密度の粗成形ビレットを製造した。そ
のビレットは、その後Ｔ形材にするため４５０℃の温度
でダイを通して押出加工された。第８図は、４．５ｍ　
（１５フイート）の長さのＴ形材押出加工品から切断し
た一片の写真を示し１本発明の合金がミサイルのフレー
ムの用途に典型的に使用されるような構造の形に押出加
工されることができるということを証明している。

このように、かなり十分詳細に本発明を記述してきたが
、すべては請求の範囲により定義さるように本発明の有
効範囲の中に含まれているので。

これらの詳細が厳密に固執される必要はないが。

さまざまな変更及び調節が当業者の念頭に浮かぶかもし
れないということを理解されるであろう。

【図面の簡単な説明】

第１図は２本発明のアズキャスト鋳造 Ｆｅ　　　Ｖ　　　Ｓｔ　　　合金の結晶構Ａで９３．
８７　　　３．ＨＯ，８２１，５３造の透過電子顕微鏡
写真を示す。 第２図は２本発明の結合体（ＡＪ。３．６７Ｆｅ　　　
Ｖ　　　Ｓｔ　　　）の結晶構造の透過電子３．９ｇ　
　０．８２　　１．５３ 顕微鏡写真を示す。 第３（ａ）図は１本発明の結合体４５２Ｓ合金Ｆｅ　　
　Ｖ　　　Ｓｉ　　　）の結晶構（Ａ’９０．９９　　
５．８１　１．５９　　１．８１造の透過電子顕微鏡写
真を示す。 第３（ｂ）図は１本発明に含まれない結合体４５２合金
（Ａｆ　　　Ｆｅ　　　Ｖ　　　）の結晶構造９２．８
　　５．８１　１．５９ の透過電子顕微鏡写真を示す。 第４図は１本発明明細書に記載された。アルミニウムマ
トリックスの中に含有された好ましい金属間化合物析出
相の存在を記録したＸ線回折計記録の一部を示す。 第５図は、２つの合金、すなわち本発明の有効範囲の外
側にある合金（４５２合金）と本発明により記載されて
いる合金（４５２８５２８合金分走査熱量測定記録を示
し、これら２合金間の金属間化合物析出相についての曲
線の差異を記録している。 第６図は、ロツクウニルＢ硬度と温度のプロツトを示し
９本発明の有効範囲外の結合体と比較した場合の本発明
の結合体の熱安定性の増加を証明している。 第７図は１本発明の結合体と本発明の有効範囲外にある
結合体の間の機械的性質の差異を示す。 第８図は１本発明の合金の押出加工により製造されたＴ
形材の写真を示す。 特許出願人　　　アライド・コーポレイション代　　理
　　人　　　　　弁　理　士　　加　　藤　　朝　　道
（イせ１名） ＦＩＧ、２ ＦＩＧ、３ａ ＦＩＧ、３ｂ （Ｃ） 口Ａｌ−４，ＯＡＴ％Ｆａ−１，０９％Ｖ（比較例）Ｃ
Ｉ　ＡＩ　−４，ＯＡＴ％Ｆｓ−ＬＯ９％Ｖ−ＬＯ４％
ｓｉ　　（実施例）ＦＩＧ、７ 濠溶ｌ＋Ｉ好ＩＧ’嫂口

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １）組成式Ａｌ＿ｂ＿ａ＿ｌＦｅ＿ａＳｉ＿ｂＸ＿ｃ（
   但し、Ｘは、Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ及びＴａ
   から成る群から選択される少なくとも１元素であり、ａ
   は２．０〜７．５ａｔ％、ｂは０．５〜３．０ａｔ％、
   ｃは０．０５〜３．５ａｔ％であり、残部（ｂａｌ）は
   アルミニウム及び不純物であって、｛Ｆｅ＋Ｘ｝：Ｓｉ
   の比がおよそ２．０：１〜５．０：１の範囲にある）か
   ら本質上成る急速凝固アルミニウム基合金。 ２）雰囲気中において、溶融した組成式Ａｌ＿ｂ＿ａ＿
   ｌＦｅ＿ａＳｉ＿ｂＸ＿ｃ（但し、Ｘは、Ｍｎ、Ｖ、Ｃ
   ｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ及びＴａから成る群から選択される
   少なくとも１元素であり、ａは２．０〜７．５ａｔ％、
   ｂは０．５〜３．０ａｔ％、ｃは０．０５〜３．５ａｔ
   ％であり、残部（ｂａｌ）はアルミニウム及び不純物で
   あって、｛Ｆｅ＋Ｘ｝：Ｓｉの比がおよそ２．０：１〜
   ５．０：１の範囲にある）から本質上成るアルミニウム
   基合金をおよそ１０＾５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で凝
   固させることを特徴とする急速凝固アルミニウム基合金
   の鋳造方法。 ３）組成式Ａｌ＿ｂ＿ａ＿ｌＦｅ＿ａＳｉ＿ｂＸ＿ｃ（
   但し、ＸはＭｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ及びＴａか
   ら成る群から選択される１以上の元素であり、ａは２．
   ０〜７．５ａｔ％、ｂは０．５〜３．０ａｔ％、ｃは０
   ．０５〜３．５ａｔ％、残部（ｂａｌ）はアルミニウム
   及び不純物であって、｛Ｆｅ＋Ｘ｝：Ｓｉの比がおよそ
   ２．０：１〜５．０：１の範囲にある）から本質上成る
   アルミニウム基合金から成る粒子を、約３００〜５００
   ℃の範囲の温度になるまで真空中で加熱加圧成形するこ
   とを特徴とするアルミニウム基合金物体の成形方法。 ４）前記加熱工程が、３２５〜４５０℃の温度範囲にな
   るまで前記粒子を加熱することから成る特許請求の範囲
   第３項記載のアルミニウム基合金物体の成形方法。 ５）ａ）組成式Ａｌ＿ｂ＿ａ＿ｌＦｅ＿ａＳｉ＿ｂＸ＿
   ｃ（但し、ＸはＭｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ及びＴ
   ａから成る群から選択される１以上の元素であり、ａは
   ２．０〜７．５ａｔ％、ｂは０．５〜３．０ａｔ％、ｃ
   は０．０５〜３．５ａｔ％、残部（ｂａｌ）はアルミニ
   ウム及び不純物であって、｛Ｆｅ＋Ｘ｝：Ｓｉの比がお
   よそ２．０：１〜５．０：１の範囲にある）から本質上
   成るアルミニウム基合金から構成される粒子を、容器の
   中に置き、およそ３００〜５００℃の範囲の温度になる
   まで加熱し、減圧排気し真空下で密封し、そして ｂ）前記容器及びその内容物を３００〜５００℃の範囲
   の温度で加熱し加圧成形することを特徴とするアルミニ
   ウム基合金物体の成形方法。 ６）前記工程ｂ）の加熱が、３２５〜４５０℃の範囲の
   温度まで前記容器及びその内容物を加熱することから成
   る特許請求の範囲第５項記載のアルミニウム基合金物体
   の成形方法。 ７）組成式Ａｌ＿ｂ＿ａ＿ｌＦｅ＿ａＳｉ＿ｂＸ＿ｃ（
   但し、ＸはＭｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ及びＴａか
   ら成る群から選択される１以上の元素であり、ａは２．
   ０〜７．５ａｔ％、ｂは０．５〜３．０ａｔ％、ｃは０
   ．０５〜３．５ａｔ％、残部（ｂａｌ）はアルミニウム
   及び不純物であって、｛Ｆｅ＋Ｘ｝：Ｓｉの比がおよそ
   ２．０：１〜５．０：１の範囲にある）から本質上成る
   アルミニウム基合金の粒子から加圧成形され、かつ分散
   した金属間化合物析出相の本質的に均一な分布を含むア
   ルミニウム固溶体相から構成され、前記析出相の大きさ
   はどの方向にも約１００ｎｍより小さいアルミニウム基
   合金成形体。 ８）少なくとも１２．７ｍｍ（０．５インチ）の幅及び
   少なくとも０．２５４ｍｍ（０．０１０インチ）の厚さ
   をしたシートの形をした特許請求の範囲第７項記載の合
   金成形体。 ９）前記アルミニウム基合金の粒子が約４００〜５５０
   ℃の温度で加圧成形され、前記分散した金属間化合物析
   出相の大きさがどの方向にも５００ｎｍより小さい特許
   請求の範囲第８項記載の合金成形体。 １０）微細な前記金属間化合物析出相の容量百分率が、
   約１０〜５０％の範囲にある特許請求の範囲第７項記載
   の合金成形体。