アルミニウム基合金
【課題】優れた機械的性質を有するアルミニウム基合金が提供される。
【解決手段】アルミニウム合金は、Ａｌと、Ｓｃと、Ｇｄと、Ｚｒと、必要に応じてＭｇとを含む。アルミニウム合金は、アルミニウム固溶体マトリックスと、Ｌ１2構造を有するＡｌ3Ｘ析出物の分散質とにより強化されており、ここで、Ｘは、Ｓｃと、Ｇｄと、Ｚｒとを含む。Ｍｇが、ＧｄとＺｒとを含む合金への好ましい添加物である。合金添加物によって、アルミニウムマトリックス中の拡散率と、Ａｌ3Ｘ析出物の干渉性歪みとを制御することで、合金の強化および粗大化の反応速度が制御される。
【解決手段】アルミニウム合金は、Ａｌと、Ｓｃと、Ｇｄと、Ｚｒと、必要に応じてＭｇとを含む。アルミニウム合金は、アルミニウム固溶体マトリックスと、Ｌ１2構造を有するＡｌ3Ｘ析出物の分散質とにより強化されており、ここで、Ｘは、Ｓｃと、Ｇｄと、Ｚｒとを含む。Ｍｇが、ＧｄとＺｒとを含む合金への好ましい添加物である。合金添加物によって、アルミニウムマトリックス中の拡散率と、Ａｌ3Ｘ析出物の干渉性歪みとを制御することで、合金の強化および粗大化の反応速度が制御される。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、−４２０°Ｆ（約−２５１℃）から５７３°Ｆ（約３０１℃）の温度範囲で優れた機械的性質を有するとともにこの温度範囲での用途に適したアルミニウム基合金に関する。
【０００２】
（関連出願の相互参照）
本出願は、現在係属中の２００３年１月１５日に出願された出願番号第１０／３４２，８３９号の一部係属出願である。
【背景技術】
【０００３】
アルミニウム合金は、強度、延性、および密度の組み合わせが良好なので、航空宇宙および宇宙空間での用途に使用されてきた。しかしながら、大部分のアルミニウム合金は、３００°Ｆ（約１４９℃）を超える温度で強化析出物が急速に粗大化して強度が失われるため、アルミニウム合金は、このような高温での使用が制限されている。
【特許文献１】米国特許第３，８１６，０８０号明細書
【特許文献２】米国特許第６，２４８，４５３号明細書
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
従来技術では、５００°Ｆ（２６０℃）までおよび５００°Ｆ（２６０℃）を超える温度でのアルミニウム合金の高温強度を向上させるために、相当な努力が払われてきた。アルミニウム合金の高温での機械的性質を向上させる従来の試みとしては、（ａ）非干渉性（ｉｎｃｏｈｅｒｅｎｔ）分散質（ｄｉｓｐｅｒｓｏｉｄ）を含むアルミニウム−鉄基合金およびアルミニウム−クロム基合金と、（ｂ）機械的に合金化され非干渉性酸化物粒子により強化された純粋なアルミニウムおよびアルミニウム合金とが挙げられる。上述の方法（ａ）により提供されたアルミニウム合金の強度は、非干渉性分散質の粗大化によって、高温で低下する傾向があった。さらに、これらのアルミニウム合金は、非干渉性粒子の体積分率が大きく、そのため、合金が示す延性および破壊靱性は、より低いものとなっていた。従って、これらの合金系は、特に高温環境に関して、広範な用途は見出されなかった。方法（ｂ）のために考えられた合金のいくつかは、機械的な合金化処理を用いて製造された市販の純粋なアルミニウム、Ａｌ−Ｍｇ、およびＡｌ−Ｔｉを含んでいた。これらのアルミニウム合金は、高温で示す強度は有望なものであったが、より延性および破壊靱性の低いものとなり、恐らくそれに起因して、高温環境での広範な用途は見出されなかった。米国特許第３，８１６，０８０号も参照のこと。米国特許第６，２４８，４５３号には、高体積分率のコヒーレントな強化分散質を含むＡｌ−Ｓｃ基合金が開示されている。これらの合金は、高温では有用であるとはいえ、本発明者ならば、より延性および破壊靱性の高い材料を選ぶであろう。さらに、低い延性および破壊靱性に関する問題は、極低温では大きくなるであろう。
【０００５】
従来技術のいずれの方法によっても、−４２０°Ｆ（約−２５１℃）から５７３°Ｆ（約３０１℃）の温度範囲で優れた機械的性質を有するアルミニウム合金は得られていない。
【０００６】
従って、本発明の主な目的は、−４２０°Ｆ（約−２５１℃）から５７３°Ｆ（約３０１℃）の温度範囲で優れた機械的性質を有するとともにこの温度範囲での用途に適したアルミニウム基合金を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明によれば、上述した目的は、アルミニウム（Ａｌ）と、スカンジウム（Ｓｃ）と、ガドリニウム（Ｇｄ）と、ジルコニウム（Ｚｒ）と、好ましくはマグネシウム（Ｍｇ）とを含むアルミニウム合金を提供するにより達成される。このアルミニウム合金は、アルミニウム固溶体マトリックスと、Ｌ１2構造を有するＡｌ3Ｘ分散質とにより特徴付けられ、ここで、Ｘは、Ｓｃと、Ｇｄと、Ｚｒとを含む。本発明の合金は、溶融紡糸、噴霧（ａｔｏｍｉｚａｔｉｏｎ）、スプレー堆積（ｓｐｒａｙ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、機械的合金化、低温ミリング（ｃｒｙｏｍｉｌｌｉｎｇ）を含むどのような急速凝固技術によっても製造できる。
【０００８】
本発明に従うと、ＧｄとＺｒとが、アルミニウム中のその低い拡散率と固溶度（ｓｏｌｉｄ ｓｏｌｕｂｉｌｉｔｙ）に基づいて、Ｓｃに加えて、熱的に安定な微細構造（ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）を生成するのに優れた合金元素であることが見出された。さらに、ＧｄとＺｒの添加物は、Ａｌ3（Ｓｃ、Ｇｄ、Ｚｒ）としてＧｄとＺｒが置換することでＡｌ3Ｓｃ析出物の格子定数を制御することにより、強化および粗大化の反応速度（ｋｉｎｅｔｉｃｓ）を制御するのに役に立つ。ＧｄとＺｒは、Ａｌ3Ｓｃ Ｌ１2析出物中でかなりの溶解度を有する。好ましくは、マグネシウムが、アルミニウムの格子定数を増大させるのに添加され、また、アルミニウム中でかなりの固溶体強化を与える。アルミニウム固溶体の格子定数とＡｌ3Ｓｃ基析出物の格子定数とがぴったりと整合すると、析出物粒子は、高温で熱的に安定することが見出された。上述により、結果として、高温で高強度のアルミニウム合金が得られる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００９】
本発明は、−４２０°Ｆ（約−２５１℃）から５７３°Ｆ（約３０１℃）の温度範囲で優れた機械的性質を有するとともにこの温度範囲での用途に適したアルミニウム基合金に向けられる。
【００１０】
アルミニウム合金は、アルミニウム（Ａｌ）と、スカンジウム（Ｓｃ）と、ガドリニウム（Ｇｄ）と、ジルコニウム（Ｚｒ）と、好ましくはマグネシウム（Ｍｇ）とを含む。極低温から高温までの広範な温度範囲で、より高い強度および靱性を達成するためには、材料の所望の微細構造が、アルミニウムマトリックス中で、より低い拡散率と、より低い界面エネルギーとを有する均一に分散した微細な干渉性析出物を有する必要がある。マトリックスは、固溶体強化される必要がある。固溶体合金化は、付加的な強化と、より大きな加工硬化能力を与えるのに有利である。より大きな加工硬化指数を有する材料は、どのような損傷も生じずに、より高いレベルで歪むことになり、結果として、向上した破壊歪みおよび靱性が得られる。
【００１１】
スカンジウムは、アルミニウム合金中での有力な強化物であり、平衡状態でアルミニウムと共にＡｌ3Ｓｃ析出物を形成する。Ａｌ3Ｓｃは、Ｌ１2構造を有し、この構造は、Ｓｃ原子が立方体の角に位置するとともアルミニウムが立方体の面上に位置する規則的な面心立方（ＦＣＣ）構造である。本発明の目的は、適切な合金化条件によってＡｌ3Ｓｃ析出物に高温での粗大化に対してより耐性を持たせることで、熱的に安定な微細構造を製造することである。本発明に従うと、ガドリニウムとジルコニウムの両方が、この目的のためには優れた合金元素であることが見出された。ガドリニウムとジルコニウムの両方とも、マグネシウムと共にまたはマグネシウムなしで合金元素として添加されるが、マグネシウムと共に添加されるのが好ましい。
【００１２】
以下の組成：０．１から２．９ｗｔ％のＳｃと、２．１から２０ｗｔ％のＧｄと、０．２から１．９ｗｔ％のＺｒと、好ましくは１から７ｗｔ％のＭｇとを有するアルミニウム合金が、所望の温度範囲における用途で特に有用であることが見出された。実施態様において、合金は、０．６から２．９ｗｔ％のＳｃと、２．１から２０ｗｔ％のＧｄと、０．２から１．９ｗｔ％のＺｒと、好ましくは１から７ｗｔ％のＭｇとを含むことができる。
【００１３】
ガドリニウムは、アルミニウムと共にＡｌ3Ｇｄ析出物を形成し、この析出物は、アルミニウム中でのその低い拡散係数に起因して非常に高い温度（すなわち約８４２°Ｆ（約４５０℃））まで安定である。Ａｌ3Ｇｄ析出物は、平衡状態においてＤＯ19構造を有する。Ｇｄは、Ａｌ3Ｓｃ析出物と置換して、Ａｌ3（Ｓｃx、Ｇｄ1-x）析出物のＬ１2規則相を形成し、結果として、向上した熱的および構造的安定性が得られることが見出された。原子の大きさが大きいにもかかわらず、Ｇｄは、Ａｌ3（Ｓｃx、Ｇｄ1-x）析出物中でかなり高い溶解度を有する。
【００１４】
Ｚｒは、Ａｌ3Ｚｒ析出物を形成し、この析出物は、準安定状態でＬ１2構造を有し、平衡状態でＤＯ23構造を有することが見出された。Ａｌ3Ｚｒ析出物は、粗大化に対して非常に耐性がある。Ａｌ3Ｚｒ析出物とＡｌ3Ｓｃ析出物の性質の類似性によって、これらの相の完全なまたは部分的な相互溶解が可能となり、結果として、Ｌ１2規則Ａｌ3（ＳｃxＺｒ1-x）相が生成する。Ａｌ−Ｓｃ−Ｇｄ−Ｚｒ合金は、向上した熱的および構造的安定性を有するＡｌ3（Ｓｃ、Ｇｄ、Ｚｒ）のＬ１2規則析出物を形成することになるが、この安定性は、アルミニウムマトリックスと析出物との格子の不整合が低減することに起因すると考えられる。さらに、この修正されたＡｌ3（Ｓｃ、Ｇｄ、Ｚｒ）析出物は、Ａｌ3Ｓｃ析出物に比較して転位剪断に対して、より耐性があり、それによって、室温での合金の機械的性質が向上する。
【００１５】
マグネシウムは、本発明の全ての実施態様に存在するのではないとはいえ、マグネシウムは、（１）アルミニウムの格子パラメータを増大させ、それによって、結果として得られるアルミニウム合金の熱的安定性を向上させ、（２）実質的な固溶体強化を与え、かつ、（３）結果として得られるアルミニウム合金の密度を、従って重量を低減するので、好ましい合金元素である。マグネシウムがないと、合金は、いくつかの実施態様において許容できるのを除いて、マグネシウムがあるほどには強くない。
【００１６】
本発明では、スカンジウム添加は、材料を製造するのに使用される処理技術に依存して約０．１から２．９ｗｔ％まで、いくつかの実施態様においては好ましくは約０．６から２．９ｗｔ％まで変化し得る。Ａｌ−Ｓｃの状態図は、１２１９°Ｆ（約６５９℃）および０．５ｗｔ％のＳｃにおいて共晶反応を示し、結果として、アルミニウム固溶体とＡｌ3Ｓｃ相の混合物が生成する。また、状態図は、過共晶組成に対して急勾配の液相線を示す。これは、鋳造技術が、わずか０．５ｗｔ％までのＳｃ組成に対して使用できることを示唆する。過共晶組成に対して、すなわち、０．５ｗｔ％を超えるＳｃに対しては、材料を処理するのに、より大きな冷却速度を用いる溶融紡糸、噴霧、またはスプレー堆積などの急速凝固技術を使用できる。過飽和内に取り込まれ得るＳｃの量も、冷却速度に依存する。理想的には、全てのＳｃを溶液中に保持して一次粒子の形成を防止したくなる。一次粒子は、大きさが一般に大きく、従って、機械的性質に有利であるとは考えられない。最も一般的な処理技術である噴霧によって、３ｗｔ％までのＳｃの完全な過飽和が得られるので、２．９ｗｔ％のＳｃという、より高い限界が選択された。
【００１７】
ガドリニウム添加は、本発明では約２．１から２０ｗｔ％である。Ｇｄは、２０ｗｔ％もの高さまで添加できるが、Ｇｄ添加量は、Ａｌ3Ｓｃ析出物中でのＧｄの溶解度に依存するのが当然である。Ｇｄの好ましい組成は、原子パーセントによるＳｃレベルに等しいものとなり、それによって、Ｇｄは、Ａｌ3（Ｓｃx、Ｇｄ1-x）析出物中で５０％まで置換できる。Ａｌ−Ｇｄは、２３ｗｔ％のＧｄ組成において共晶を形成するので、鋳造などの、より遅い冷却速度の処理が、本発明の合金を処理するのに使用できる。しかしながら、急速凝固技術は、他の元素が存在するので、特にこれらの元素が、過共晶組成と共に存在するときに、好ましいものとなる。
【００１８】
ジルコニウムは、好ましい合金中に約０．２から１．９ｗｔ％存在する。本発明の合金では、Ｚｒの役割は、Ａｌ3Ｚｒ析出物が、Ａｌ3Ｓｃ析出物中で置換されて、合金の粗大化反応速度を制御することである。Ｚｒは、Ａｌ3Ｓｃ析出物中で良好な溶解度を有することが見出された。鋳造が、少量のＺｒ添加と共に使用できるとはいえ、急速凝固は、より多量のＺｒ添加にとっては好ましいものとなる。
【００１９】
マグネシウムは、本発明のいくつかの実施態様に従うと、Ｓｃと、Ｇｄと、Ｚｒと組み合わせて、好ましい合金元素となる。Ｍｇは、本発明の合金の実施態様において約１から７ｗｔ％まで変化し得るが、十分な固溶体強化を付与するように、かつ、Ａｌ3Ｓｃ析出物と整合するよう格子定数を増加させるように、約４から６ｗｔ％のＭｇを使用するのが好ましくなり得る。Ｍｇの量が、より高い場合は、それは、合金の機械的性質にとって有害なＭｇ5Ａｌ8金属間化合物粒子を形成し得る。より低いＭｇ含有量は、十分な固溶体強化を与えることができない。二元Ａｌ−Ｍｇ合金は、熱処理合金ではない。しかしながら、二元Ａｌ−Ｍｇ合金は、Ｓｃ、Ｇｄ、およびＺｒ添加物が存在すると、特に鋳造合金では、熱処理に応答する。鋳造Ａｌ−Ｓｃ基合金に対する時効温度は、一般に非常に高い４００〜５５０°Ｆ（約２０４〜約２８８℃）であり、この温度も、Ａｌ3Ｓｃ基析出物の優れた熱的安定性を示す。
【００２０】
本発明の合金は、１０3℃／ｓを超える冷却速度を用いるどのような急速凝固技術によっても処理できる。急速凝固処理としては、溶融紡糸、スプラット急冷（ｓｐｌａｔ ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）、噴霧、スプレー堆積、およびレーザー溶融（ｌａｓｅｒ ｍｅｌｔｉｎｇ）などが挙げられる。詳細な処理技術は、重要ではない。最も重要な側面は、処理の冷却速度である。より大きな冷却速度が、より多量の溶質添加物を有する合金には必要である。これらの処理によって、リボン、フレーク、または粉末などのさまざまな形態の生成物が製造される。噴霧は、大量の粉末を製造するのに最も一般に使用される急速凝固技術である。噴霧中に経験される冷却速度は、粉末の大きさに依存し、１０3〜１０5℃／ｓの範囲で一般に変化する。より細かな大きさ（−３２５メッシュ）の粉末が、粉末の圧密および押し出し中に析出し得る合金元素の最大の過飽和を有するのに、好ましい。本発明のさまざまな合金の粉末は、ヘリウムガス噴霧を用いて製造された。ヘリウムガスは、より高い伝熱係数を与え、粉末中に、より大きな冷却速度がもたらされる。合金のリボンまたは粉末は、適切な真空脱ガス後に、真空熱間プレス（ｖａｃｕｕｍ ｈｏｔ ｐｒｅｓｓｉｎｇ）、熱間等方静的加圧（ｈｏｔ ｉｓｏｓｔａｔｉｃ ｐｒｅｓｓｕｒｅ）、またはブラインドダイ圧密（ｂｌｉｎｄ ｄｉｅ ｃｏｍｐａｃｔｉｏｎ）を用いて圧密成形できる。圧密は、真空熱間プレスおよびブラインドダイ圧密における剪断変形により生じ、一方、拡散クリープは、熱間等方静的プレスにおける圧密の鍵となる。真空熱間プレスが、本発明の合金の成形に使用された。合金は、変形を付与するように、さらに押し出し、鍛造、または圧延される。この段階は、最も高い機械的性質を実現するのに重要である。より低い押し出し比が、有用であり得るとはいえ、約１０：１から２５：１の範囲の押し出し比を使用するのが好ましい。本発明の合金は、２２：１比を用いて押し出しされた。真空脱ガス、真空熱間プレス、押し出し、鍛造、および圧延の温度は、約５７２〜８４２°Ｆ（約３００〜４５０℃）の範囲とすることができる。
【００２１】
本発明の合金粉末は、機械的合金化（米国特許第３，８１６，０８０号）または低温ミリング（米国特許第４，５９９，２１４号、および第４，６０１，６５０号）を用いても製造でき、これらでは、粉末は、室温でまたは液体窒素環境の低温で、高エネルギーボールミルを用いて粉砕される。機械的合金化処理と低温ミリング処理の両方とも、合金元素の過飽和を提供できるけれども、低温ミリングが、より少ない酸素含有量を有するので、好ましい。低温ミリングは、結晶粒（ｇｒａｉｎ）内に酸化窒化物（オキシニトリド）（ｏｘｙｎｉｔｒｉｄｅ）粒子を導入し、この粒子は、転位上昇に対するしきい応力を増加させることによって高温での合金に付加的な強化を与えることができる。さらに、この窒化物粒子は、粒界に位置するとき、転位をピン止めすることにより合金内の粒界すべりを低減でき、結果として、粒界での転位移動度が低下する。
【００２２】
合金粉末は、真空プラズマ溶射処理またはコールドスプレー（ｃｏｌｄ ｓｐｒａｙ）処理を用いて部材を形成するのにも使用できる。真空プラズマ溶射（ｖａｃｕｕｍ ｐｌａｓｍａ ｓｐｒａｙ）（ＶＰＳ）では、粉末粒子は、溶融され、基体上に堆積されて、結果として、高密度の生成物が得られる。コールドスプレー処理では、粉末は、非常に高速でノズルから噴射されて、粉末の溶融なしに基体上に堆積される。これらの処理のどちらも、本発明の合金に使用できるけれども、コールドスプレーが、粉末を溶融せず、粉末のもとの微細構造を維持するので、好ましい。
【００２３】
合金は、少量のＳｃ、Ｇｄ、およびＺｒ添加物を含有するならば、スクイズ鋳造、ダイ鋳造、砂型鋳造、および永久型鋳造などの鋳造処理を用いても製造できる。
【００２４】
以下の合金組成：Ａｌ−６Ｍｇ−２Ｓｃ−１Ｇｄ−１Ｚｒ、Ａｌ−６Ｍｇ−１Ｓｃ−１Ｇｄ−１Ｚｒ、Ａｌ−６Ｍｇ−１Ｓｃ−１．５Ｇｄ−０．５Ｚｒ、およびＡｌ−６Ｍｇ−１Ｓｃ−１Ｇｄ−０．５Ｚｒ（ｗｔ％）が、粉末冶金処理を用いて製造された。これらの合金に使用される粉末冶金処理は、噴霧、真空脱ガス、真空熱間プレス、および押し出しを含んでいた。これらの合金は、周囲温度において強度と延性の良好な組み合わせを示した。上述した合金組成は、高温で良好な強度を与える。高温性能を向上させるためのさらなる合金組成は、（ａ）Ａｌ−６Ｍｇ−２．８Ｓｃ−６Ｇｄ−１．８Ｚｒ、（ｂ）Ａｌ−６Ｍｇ−２．８Ｓｃ−１２Ｇｄ−１．８Ｚｒ、および（ｃ）Ａｌ−６Ｍｇ−２．８Ｓｃ−１８Ｇｄ−１．８Ｚｒ（ｗｔ％）であった。これらの合金は、上述したような粉末冶金技術を用いて製造された。
【００２５】
本発明の合金は、モノリス形態で使用でき、または金属−マトリックス複合材を製造するように連続または不連続の強化第二相を含むことができる。適切な強化材料としては、酸化物、炭化物、窒化物、酸化窒化物、酸化炭化窒化物（オキシカーボニトリド）（ｏｘｙｃａｒｂｏｎｉｔｒｉｄｅ）、ケイ化物、ホウ化物、ホウ素、黒鉛、鉄合金、タングステン、チタン、およびこれらの混合物が挙げられる。具体的な強化材料としては、ＳｉＣ、Ｓｉ3Ｎ4、ホウ素、黒鉛、Ａｌ2Ｏ3、Ｂ4Ｃ、Ｙ2Ｏ3、ＭｇＡｌ2Ｏ4、ＴｉＣ、ＴｉＢ2、およびこれらの混合物が挙げられる。これらの強化材料は、約５０ｖｏｌ％まで、好ましくは、０．５〜５０ｖｏｌ％、より好ましくは、０．５〜２０ｖｏｌ％の体積分率で、存在し得る。
【００２６】
本発明は、本発明の趣旨または本質的な特性から逸脱することなく、他の形態で具体化でき、または、他の方法で実施できる。従って、本実施態様は、全ての点で限定としてではなく例示として見なす必要があり、本発明の範囲は、添付の請求項により示されており、均等の意味および範囲に含まれる全ての変更物が、本発明の中に包含されることが意図される。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、−４２０°Ｆ（約−２５１℃）から５７３°Ｆ（約３０１℃）の温度範囲で優れた機械的性質を有するとともにこの温度範囲での用途に適したアルミニウム基合金に関する。
【０００２】
（関連出願の相互参照）
本出願は、現在係属中の２００３年１月１５日に出願された出願番号第１０／３４２，８３９号の一部係属出願である。
【背景技術】
【０００３】
アルミニウム合金は、強度、延性、および密度の組み合わせが良好なので、航空宇宙および宇宙空間での用途に使用されてきた。しかしながら、大部分のアルミニウム合金は、３００°Ｆ（約１４９℃）を超える温度で強化析出物が急速に粗大化して強度が失われるため、アルミニウム合金は、このような高温での使用が制限されている。
【特許文献１】米国特許第３，８１６，０８０号明細書
【特許文献２】米国特許第６，２４８，４５３号明細書
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
従来技術では、５００°Ｆ（２６０℃）までおよび５００°Ｆ（２６０℃）を超える温度でのアルミニウム合金の高温強度を向上させるために、相当な努力が払われてきた。アルミニウム合金の高温での機械的性質を向上させる従来の試みとしては、（ａ）非干渉性（ｉｎｃｏｈｅｒｅｎｔ）分散質（ｄｉｓｐｅｒｓｏｉｄ）を含むアルミニウム−鉄基合金およびアルミニウム−クロム基合金と、（ｂ）機械的に合金化され非干渉性酸化物粒子により強化された純粋なアルミニウムおよびアルミニウム合金とが挙げられる。上述の方法（ａ）により提供されたアルミニウム合金の強度は、非干渉性分散質の粗大化によって、高温で低下する傾向があった。さらに、これらのアルミニウム合金は、非干渉性粒子の体積分率が大きく、そのため、合金が示す延性および破壊靱性は、より低いものとなっていた。従って、これらの合金系は、特に高温環境に関して、広範な用途は見出されなかった。方法（ｂ）のために考えられた合金のいくつかは、機械的な合金化処理を用いて製造された市販の純粋なアルミニウム、Ａｌ−Ｍｇ、およびＡｌ−Ｔｉを含んでいた。これらのアルミニウム合金は、高温で示す強度は有望なものであったが、より延性および破壊靱性の低いものとなり、恐らくそれに起因して、高温環境での広範な用途は見出されなかった。米国特許第３，８１６，０８０号も参照のこと。米国特許第６，２４８，４５３号には、高体積分率のコヒーレントな強化分散質を含むＡｌ−Ｓｃ基合金が開示されている。これらの合金は、高温では有用であるとはいえ、本発明者ならば、より延性および破壊靱性の高い材料を選ぶであろう。さらに、低い延性および破壊靱性に関する問題は、極低温では大きくなるであろう。
【０００５】
従来技術のいずれの方法によっても、−４２０°Ｆ（約−２５１℃）から５７３°Ｆ（約３０１℃）の温度範囲で優れた機械的性質を有するアルミニウム合金は得られていない。
【０００６】
従って、本発明の主な目的は、−４２０°Ｆ（約−２５１℃）から５７３°Ｆ（約３０１℃）の温度範囲で優れた機械的性質を有するとともにこの温度範囲での用途に適したアルミニウム基合金を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明によれば、上述した目的は、アルミニウム（Ａｌ）と、スカンジウム（Ｓｃ）と、ガドリニウム（Ｇｄ）と、ジルコニウム（Ｚｒ）と、好ましくはマグネシウム（Ｍｇ）とを含むアルミニウム合金を提供するにより達成される。このアルミニウム合金は、アルミニウム固溶体マトリックスと、Ｌ１2構造を有するＡｌ3Ｘ分散質とにより特徴付けられ、ここで、Ｘは、Ｓｃと、Ｇｄと、Ｚｒとを含む。本発明の合金は、溶融紡糸、噴霧（ａｔｏｍｉｚａｔｉｏｎ）、スプレー堆積（ｓｐｒａｙ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、機械的合金化、低温ミリング（ｃｒｙｏｍｉｌｌｉｎｇ）を含むどのような急速凝固技術によっても製造できる。
【０００８】
本発明に従うと、ＧｄとＺｒとが、アルミニウム中のその低い拡散率と固溶度（ｓｏｌｉｄ ｓｏｌｕｂｉｌｉｔｙ）に基づいて、Ｓｃに加えて、熱的に安定な微細構造（ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）を生成するのに優れた合金元素であることが見出された。さらに、ＧｄとＺｒの添加物は、Ａｌ3（Ｓｃ、Ｇｄ、Ｚｒ）としてＧｄとＺｒが置換することでＡｌ3Ｓｃ析出物の格子定数を制御することにより、強化および粗大化の反応速度（ｋｉｎｅｔｉｃｓ）を制御するのに役に立つ。ＧｄとＺｒは、Ａｌ3Ｓｃ Ｌ１2析出物中でかなりの溶解度を有する。好ましくは、マグネシウムが、アルミニウムの格子定数を増大させるのに添加され、また、アルミニウム中でかなりの固溶体強化を与える。アルミニウム固溶体の格子定数とＡｌ3Ｓｃ基析出物の格子定数とがぴったりと整合すると、析出物粒子は、高温で熱的に安定することが見出された。上述により、結果として、高温で高強度のアルミニウム合金が得られる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００９】
本発明は、−４２０°Ｆ（約−２５１℃）から５７３°Ｆ（約３０１℃）の温度範囲で優れた機械的性質を有するとともにこの温度範囲での用途に適したアルミニウム基合金に向けられる。
【００１０】
アルミニウム合金は、アルミニウム（Ａｌ）と、スカンジウム（Ｓｃ）と、ガドリニウム（Ｇｄ）と、ジルコニウム（Ｚｒ）と、好ましくはマグネシウム（Ｍｇ）とを含む。極低温から高温までの広範な温度範囲で、より高い強度および靱性を達成するためには、材料の所望の微細構造が、アルミニウムマトリックス中で、より低い拡散率と、より低い界面エネルギーとを有する均一に分散した微細な干渉性析出物を有する必要がある。マトリックスは、固溶体強化される必要がある。固溶体合金化は、付加的な強化と、より大きな加工硬化能力を与えるのに有利である。より大きな加工硬化指数を有する材料は、どのような損傷も生じずに、より高いレベルで歪むことになり、結果として、向上した破壊歪みおよび靱性が得られる。
【００１１】
スカンジウムは、アルミニウム合金中での有力な強化物であり、平衡状態でアルミニウムと共にＡｌ3Ｓｃ析出物を形成する。Ａｌ3Ｓｃは、Ｌ１2構造を有し、この構造は、Ｓｃ原子が立方体の角に位置するとともアルミニウムが立方体の面上に位置する規則的な面心立方（ＦＣＣ）構造である。本発明の目的は、適切な合金化条件によってＡｌ3Ｓｃ析出物に高温での粗大化に対してより耐性を持たせることで、熱的に安定な微細構造を製造することである。本発明に従うと、ガドリニウムとジルコニウムの両方が、この目的のためには優れた合金元素であることが見出された。ガドリニウムとジルコニウムの両方とも、マグネシウムと共にまたはマグネシウムなしで合金元素として添加されるが、マグネシウムと共に添加されるのが好ましい。
【００１２】
以下の組成：０．１から２．９ｗｔ％のＳｃと、２．１から２０ｗｔ％のＧｄと、０．２から１．９ｗｔ％のＺｒと、好ましくは１から７ｗｔ％のＭｇとを有するアルミニウム合金が、所望の温度範囲における用途で特に有用であることが見出された。実施態様において、合金は、０．６から２．９ｗｔ％のＳｃと、２．１から２０ｗｔ％のＧｄと、０．２から１．９ｗｔ％のＺｒと、好ましくは１から７ｗｔ％のＭｇとを含むことができる。
【００１３】
ガドリニウムは、アルミニウムと共にＡｌ3Ｇｄ析出物を形成し、この析出物は、アルミニウム中でのその低い拡散係数に起因して非常に高い温度（すなわち約８４２°Ｆ（約４５０℃））まで安定である。Ａｌ3Ｇｄ析出物は、平衡状態においてＤＯ19構造を有する。Ｇｄは、Ａｌ3Ｓｃ析出物と置換して、Ａｌ3（Ｓｃx、Ｇｄ1-x）析出物のＬ１2規則相を形成し、結果として、向上した熱的および構造的安定性が得られることが見出された。原子の大きさが大きいにもかかわらず、Ｇｄは、Ａｌ3（Ｓｃx、Ｇｄ1-x）析出物中でかなり高い溶解度を有する。
【００１４】
Ｚｒは、Ａｌ3Ｚｒ析出物を形成し、この析出物は、準安定状態でＬ１2構造を有し、平衡状態でＤＯ23構造を有することが見出された。Ａｌ3Ｚｒ析出物は、粗大化に対して非常に耐性がある。Ａｌ3Ｚｒ析出物とＡｌ3Ｓｃ析出物の性質の類似性によって、これらの相の完全なまたは部分的な相互溶解が可能となり、結果として、Ｌ１2規則Ａｌ3（ＳｃxＺｒ1-x）相が生成する。Ａｌ−Ｓｃ−Ｇｄ−Ｚｒ合金は、向上した熱的および構造的安定性を有するＡｌ3（Ｓｃ、Ｇｄ、Ｚｒ）のＬ１2規則析出物を形成することになるが、この安定性は、アルミニウムマトリックスと析出物との格子の不整合が低減することに起因すると考えられる。さらに、この修正されたＡｌ3（Ｓｃ、Ｇｄ、Ｚｒ）析出物は、Ａｌ3Ｓｃ析出物に比較して転位剪断に対して、より耐性があり、それによって、室温での合金の機械的性質が向上する。
【００１５】
マグネシウムは、本発明の全ての実施態様に存在するのではないとはいえ、マグネシウムは、（１）アルミニウムの格子パラメータを増大させ、それによって、結果として得られるアルミニウム合金の熱的安定性を向上させ、（２）実質的な固溶体強化を与え、かつ、（３）結果として得られるアルミニウム合金の密度を、従って重量を低減するので、好ましい合金元素である。マグネシウムがないと、合金は、いくつかの実施態様において許容できるのを除いて、マグネシウムがあるほどには強くない。
【００１６】
本発明では、スカンジウム添加は、材料を製造するのに使用される処理技術に依存して約０．１から２．９ｗｔ％まで、いくつかの実施態様においては好ましくは約０．６から２．９ｗｔ％まで変化し得る。Ａｌ−Ｓｃの状態図は、１２１９°Ｆ（約６５９℃）および０．５ｗｔ％のＳｃにおいて共晶反応を示し、結果として、アルミニウム固溶体とＡｌ3Ｓｃ相の混合物が生成する。また、状態図は、過共晶組成に対して急勾配の液相線を示す。これは、鋳造技術が、わずか０．５ｗｔ％までのＳｃ組成に対して使用できることを示唆する。過共晶組成に対して、すなわち、０．５ｗｔ％を超えるＳｃに対しては、材料を処理するのに、より大きな冷却速度を用いる溶融紡糸、噴霧、またはスプレー堆積などの急速凝固技術を使用できる。過飽和内に取り込まれ得るＳｃの量も、冷却速度に依存する。理想的には、全てのＳｃを溶液中に保持して一次粒子の形成を防止したくなる。一次粒子は、大きさが一般に大きく、従って、機械的性質に有利であるとは考えられない。最も一般的な処理技術である噴霧によって、３ｗｔ％までのＳｃの完全な過飽和が得られるので、２．９ｗｔ％のＳｃという、より高い限界が選択された。
【００１７】
ガドリニウム添加は、本発明では約２．１から２０ｗｔ％である。Ｇｄは、２０ｗｔ％もの高さまで添加できるが、Ｇｄ添加量は、Ａｌ3Ｓｃ析出物中でのＧｄの溶解度に依存するのが当然である。Ｇｄの好ましい組成は、原子パーセントによるＳｃレベルに等しいものとなり、それによって、Ｇｄは、Ａｌ3（Ｓｃx、Ｇｄ1-x）析出物中で５０％まで置換できる。Ａｌ−Ｇｄは、２３ｗｔ％のＧｄ組成において共晶を形成するので、鋳造などの、より遅い冷却速度の処理が、本発明の合金を処理するのに使用できる。しかしながら、急速凝固技術は、他の元素が存在するので、特にこれらの元素が、過共晶組成と共に存在するときに、好ましいものとなる。
【００１８】
ジルコニウムは、好ましい合金中に約０．２から１．９ｗｔ％存在する。本発明の合金では、Ｚｒの役割は、Ａｌ3Ｚｒ析出物が、Ａｌ3Ｓｃ析出物中で置換されて、合金の粗大化反応速度を制御することである。Ｚｒは、Ａｌ3Ｓｃ析出物中で良好な溶解度を有することが見出された。鋳造が、少量のＺｒ添加と共に使用できるとはいえ、急速凝固は、より多量のＺｒ添加にとっては好ましいものとなる。
【００１９】
マグネシウムは、本発明のいくつかの実施態様に従うと、Ｓｃと、Ｇｄと、Ｚｒと組み合わせて、好ましい合金元素となる。Ｍｇは、本発明の合金の実施態様において約１から７ｗｔ％まで変化し得るが、十分な固溶体強化を付与するように、かつ、Ａｌ3Ｓｃ析出物と整合するよう格子定数を増加させるように、約４から６ｗｔ％のＭｇを使用するのが好ましくなり得る。Ｍｇの量が、より高い場合は、それは、合金の機械的性質にとって有害なＭｇ5Ａｌ8金属間化合物粒子を形成し得る。より低いＭｇ含有量は、十分な固溶体強化を与えることができない。二元Ａｌ−Ｍｇ合金は、熱処理合金ではない。しかしながら、二元Ａｌ−Ｍｇ合金は、Ｓｃ、Ｇｄ、およびＺｒ添加物が存在すると、特に鋳造合金では、熱処理に応答する。鋳造Ａｌ−Ｓｃ基合金に対する時効温度は、一般に非常に高い４００〜５５０°Ｆ（約２０４〜約２８８℃）であり、この温度も、Ａｌ3Ｓｃ基析出物の優れた熱的安定性を示す。
【００２０】
本発明の合金は、１０3℃／ｓを超える冷却速度を用いるどのような急速凝固技術によっても処理できる。急速凝固処理としては、溶融紡糸、スプラット急冷（ｓｐｌａｔ ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）、噴霧、スプレー堆積、およびレーザー溶融（ｌａｓｅｒ ｍｅｌｔｉｎｇ）などが挙げられる。詳細な処理技術は、重要ではない。最も重要な側面は、処理の冷却速度である。より大きな冷却速度が、より多量の溶質添加物を有する合金には必要である。これらの処理によって、リボン、フレーク、または粉末などのさまざまな形態の生成物が製造される。噴霧は、大量の粉末を製造するのに最も一般に使用される急速凝固技術である。噴霧中に経験される冷却速度は、粉末の大きさに依存し、１０3〜１０5℃／ｓの範囲で一般に変化する。より細かな大きさ（−３２５メッシュ）の粉末が、粉末の圧密および押し出し中に析出し得る合金元素の最大の過飽和を有するのに、好ましい。本発明のさまざまな合金の粉末は、ヘリウムガス噴霧を用いて製造された。ヘリウムガスは、より高い伝熱係数を与え、粉末中に、より大きな冷却速度がもたらされる。合金のリボンまたは粉末は、適切な真空脱ガス後に、真空熱間プレス（ｖａｃｕｕｍ ｈｏｔ ｐｒｅｓｓｉｎｇ）、熱間等方静的加圧（ｈｏｔ ｉｓｏｓｔａｔｉｃ ｐｒｅｓｓｕｒｅ）、またはブラインドダイ圧密（ｂｌｉｎｄ ｄｉｅ ｃｏｍｐａｃｔｉｏｎ）を用いて圧密成形できる。圧密は、真空熱間プレスおよびブラインドダイ圧密における剪断変形により生じ、一方、拡散クリープは、熱間等方静的プレスにおける圧密の鍵となる。真空熱間プレスが、本発明の合金の成形に使用された。合金は、変形を付与するように、さらに押し出し、鍛造、または圧延される。この段階は、最も高い機械的性質を実現するのに重要である。より低い押し出し比が、有用であり得るとはいえ、約１０：１から２５：１の範囲の押し出し比を使用するのが好ましい。本発明の合金は、２２：１比を用いて押し出しされた。真空脱ガス、真空熱間プレス、押し出し、鍛造、および圧延の温度は、約５７２〜８４２°Ｆ（約３００〜４５０℃）の範囲とすることができる。
【００２１】
本発明の合金粉末は、機械的合金化（米国特許第３，８１６，０８０号）または低温ミリング（米国特許第４，５９９，２１４号、および第４，６０１，６５０号）を用いても製造でき、これらでは、粉末は、室温でまたは液体窒素環境の低温で、高エネルギーボールミルを用いて粉砕される。機械的合金化処理と低温ミリング処理の両方とも、合金元素の過飽和を提供できるけれども、低温ミリングが、より少ない酸素含有量を有するので、好ましい。低温ミリングは、結晶粒（ｇｒａｉｎ）内に酸化窒化物（オキシニトリド）（ｏｘｙｎｉｔｒｉｄｅ）粒子を導入し、この粒子は、転位上昇に対するしきい応力を増加させることによって高温での合金に付加的な強化を与えることができる。さらに、この窒化物粒子は、粒界に位置するとき、転位をピン止めすることにより合金内の粒界すべりを低減でき、結果として、粒界での転位移動度が低下する。
【００２２】
合金粉末は、真空プラズマ溶射処理またはコールドスプレー（ｃｏｌｄ ｓｐｒａｙ）処理を用いて部材を形成するのにも使用できる。真空プラズマ溶射（ｖａｃｕｕｍ ｐｌａｓｍａ ｓｐｒａｙ）（ＶＰＳ）では、粉末粒子は、溶融され、基体上に堆積されて、結果として、高密度の生成物が得られる。コールドスプレー処理では、粉末は、非常に高速でノズルから噴射されて、粉末の溶融なしに基体上に堆積される。これらの処理のどちらも、本発明の合金に使用できるけれども、コールドスプレーが、粉末を溶融せず、粉末のもとの微細構造を維持するので、好ましい。
【００２３】
合金は、少量のＳｃ、Ｇｄ、およびＺｒ添加物を含有するならば、スクイズ鋳造、ダイ鋳造、砂型鋳造、および永久型鋳造などの鋳造処理を用いても製造できる。
【００２４】
以下の合金組成：Ａｌ−６Ｍｇ−２Ｓｃ−１Ｇｄ−１Ｚｒ、Ａｌ−６Ｍｇ−１Ｓｃ−１Ｇｄ−１Ｚｒ、Ａｌ−６Ｍｇ−１Ｓｃ−１．５Ｇｄ−０．５Ｚｒ、およびＡｌ−６Ｍｇ−１Ｓｃ−１Ｇｄ−０．５Ｚｒ（ｗｔ％）が、粉末冶金処理を用いて製造された。これらの合金に使用される粉末冶金処理は、噴霧、真空脱ガス、真空熱間プレス、および押し出しを含んでいた。これらの合金は、周囲温度において強度と延性の良好な組み合わせを示した。上述した合金組成は、高温で良好な強度を与える。高温性能を向上させるためのさらなる合金組成は、（ａ）Ａｌ−６Ｍｇ−２．８Ｓｃ−６Ｇｄ−１．８Ｚｒ、（ｂ）Ａｌ−６Ｍｇ−２．８Ｓｃ−１２Ｇｄ−１．８Ｚｒ、および（ｃ）Ａｌ−６Ｍｇ−２．８Ｓｃ−１８Ｇｄ−１．８Ｚｒ（ｗｔ％）であった。これらの合金は、上述したような粉末冶金技術を用いて製造された。
【００２５】
本発明の合金は、モノリス形態で使用でき、または金属−マトリックス複合材を製造するように連続または不連続の強化第二相を含むことができる。適切な強化材料としては、酸化物、炭化物、窒化物、酸化窒化物、酸化炭化窒化物（オキシカーボニトリド）（ｏｘｙｃａｒｂｏｎｉｔｒｉｄｅ）、ケイ化物、ホウ化物、ホウ素、黒鉛、鉄合金、タングステン、チタン、およびこれらの混合物が挙げられる。具体的な強化材料としては、ＳｉＣ、Ｓｉ3Ｎ4、ホウ素、黒鉛、Ａｌ2Ｏ3、Ｂ4Ｃ、Ｙ2Ｏ3、ＭｇＡｌ2Ｏ4、ＴｉＣ、ＴｉＢ2、およびこれらの混合物が挙げられる。これらの強化材料は、約５０ｖｏｌ％まで、好ましくは、０．５〜５０ｖｏｌ％、より好ましくは、０．５〜２０ｖｏｌ％の体積分率で、存在し得る。
【００２６】
本発明は、本発明の趣旨または本質的な特性から逸脱することなく、他の形態で具体化でき、または、他の方法で実施できる。従って、本実施態様は、全ての点で限定としてではなく例示として見なす必要があり、本発明の範囲は、添付の請求項により示されており、均等の意味および範囲に含まれる全ての変更物が、本発明の中に包含されることが意図される。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
約０．１から２．９ｗｔ％のＳｃと、約２．１から２０ｗｔ％のＧｄと、約０．２から１．９ｗｔ％のＺｒと、残部の実質的にアルミニウムとを含むことを特徴とするアルミニウム合金。
【請求項２】
前記アルミニウム合金は、アルミニウム固溶体マトリックスと、Ｌ１2構造を有するＡｌ3Ｘ分散質とを含み、ここで、Ｘは、Ｓｃと、Ｇｄと、Ｚｒとを含むことを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金。
【請求項３】
約１から７ｗｔ％のＭｇをさらに含むことを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金。
【請求項４】
前記アルミニウム合金は、アルミニウム固溶体マトリックスと、Ｌ１2構造を有するＡｌ3Ｘ分散質とを含み、ここで、Ｘは、Ｓｃと、Ｇｄと、Ｚｒとを含むことを特徴とする請求項３記載のアルミニウム合金。
【請求項５】
前記アルミニウム合金は、約０．６から２．９ｗｔ％のＳｃを含むことを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金。
【請求項６】
前記アルミニウム合金は、アルミニウム固溶体マトリックスと、Ｌ１2構造を有するＡｌ3Ｘ分散質とを含み、ここで、Ｘは、Ｓｃと、Ｇｄと、Ｚｒとを含むことを特徴とする請求項５記載のアルミニウム合金。
【請求項７】
前記アルミニウム合金は、約０．６から２．９ｗｔ％のＳｃを含むことを特徴とする請求項３記載のアルミニウム合金。
【請求項８】
前記アルミニウム合金は、アルミニウム固溶体マトリックスと、Ｌ１2構造を有するＡｌ3Ｘ分散質とを含み、ここで、Ｘは、Ｓｃと、Ｇｄと、Ｚｒとを含むことを特徴とする請求項７記載のアルミニウム合金。
【請求項１】
約０．１から２．９ｗｔ％のＳｃと、約２．１から２０ｗｔ％のＧｄと、約０．２から１．９ｗｔ％のＺｒと、残部の実質的にアルミニウムとを含むことを特徴とするアルミニウム合金。
【請求項２】
前記アルミニウム合金は、アルミニウム固溶体マトリックスと、Ｌ１2構造を有するＡｌ3Ｘ分散質とを含み、ここで、Ｘは、Ｓｃと、Ｇｄと、Ｚｒとを含むことを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金。
【請求項３】
約１から７ｗｔ％のＭｇをさらに含むことを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金。
【請求項４】
前記アルミニウム合金は、アルミニウム固溶体マトリックスと、Ｌ１2構造を有するＡｌ3Ｘ分散質とを含み、ここで、Ｘは、Ｓｃと、Ｇｄと、Ｚｒとを含むことを特徴とする請求項３記載のアルミニウム合金。
【請求項５】
前記アルミニウム合金は、約０．６から２．９ｗｔ％のＳｃを含むことを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金。
【請求項６】
前記アルミニウム合金は、アルミニウム固溶体マトリックスと、Ｌ１2構造を有するＡｌ3Ｘ分散質とを含み、ここで、Ｘは、Ｓｃと、Ｇｄと、Ｚｒとを含むことを特徴とする請求項５記載のアルミニウム合金。
【請求項７】
前記アルミニウム合金は、約０．６から２．９ｗｔ％のＳｃを含むことを特徴とする請求項３記載のアルミニウム合金。
【請求項８】
前記アルミニウム合金は、アルミニウム固溶体マトリックスと、Ｌ１2構造を有するＡｌ3Ｘ分散質とを含み、ここで、Ｘは、Ｓｃと、Ｇｄと、Ｚｒとを含むことを特徴とする請求項７記載のアルミニウム合金。
【公開番号】特開２００７−１３８２７８（Ｐ２００７−１３８２７８Ａ）
【公開日】平成１９年６月７日（２００７．６．７）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００６−３７３（Ｐ２００６−３７３）
【出願日】平成１８年１月５日（２００６．１．５）
【出願人】（５９０００５４４９）ユナイテッド テクノロジーズ コーポレイション (581)
【氏名又は名称原語表記】ＵＮＩＴＥＤ ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＩＥＳ ＣＯＲＰＯＲＡＴＩＯＮ
【公開日】平成１９年６月７日（２００７．６．７）
【国際特許分類】
【出願日】平成１８年１月５日（２００６．１．５）
【出願人】（５９０００５４４９）ユナイテッド テクノロジーズ コーポレイション (581)
【氏名又は名称原語表記】ＵＮＩＴＥＤ ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＩＥＳ ＣＯＲＰＯＲＡＴＩＯＮ
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