JPH0525575A - 高温アルミニウム系合金 - Google Patents
高温アルミニウム系合金Info
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- 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
- C22C32/0084—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 carbon or graphite as the main non-metallic constituent
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- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C1/0408—Light metal alloys
- C22C1/0416—Aluminium-based alloys
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C1/10—Alloys containing non-metals
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】約４８２℃までの温度における、中間温度およ
び高温度特性を改良した新規のアルミニウム系合金を開
示する。 【構成】重量％で、合計約６−１２％の、Ａｌ3 Ｘの形
で金属間化合物相として含まれるＸを含む。Ｘは、Ｎ
ｂ、ＴｉおよびＺｒからなるグループから選択する。ま
た、この合金は約０．１−４％の、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、
Ｍｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、ＮｂがＸとして選択されない場
合のＮｂ、およびＺｒがＸとして選択されない場合のＺ
ｒ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も含む。
び高温度特性を改良した新規のアルミニウム系合金を開
示する。 【構成】重量％で、合計約６−１２％の、Ａｌ3 Ｘの形
で金属間化合物相として含まれるＸを含む。Ｘは、Ｎ
ｂ、ＴｉおよびＺｒからなるグループから選択する。ま
た、この合金は約０．１−４％の、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、
Ｍｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、ＮｂがＸとして選択されない場
合のＮｂ、およびＺｒがＸとして選択されない場合のＺ
ｒ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も含む。
Description
【０００１】技術分野
本発明は、機械的合金化（ＭＡ）アルミニウム系合金に
関する。特に、本発明は、約４８２℃までの温度におい
て工学特性を必要とする用途に使用する、Ａｌ3 Ｘ型相
分散質で強化したＭＡアルミニウム系合金に関する。
関する。特に、本発明は、約４８２℃までの温度におい
て工学特性を必要とする用途に使用する、Ａｌ3 Ｘ型相
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用途にお
いては、中間温度（常温から約３１６℃まで）および高
温度（約３１６℃以上）で使用でき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、耐クリープ性および耐腐
食性が含まれる。中間温度および高温度における特性を
改良するために、アルミニウム系合金が、急速凝固によ
り形成され、複合材料粒子または髭結晶により強化さ
れ、機械的合金化により製造されている。軽量高温合金
を形成するこれらの方法は、優れた特性を有する製品を
製造している。しかし、製造者、特にタービンエンジン
の製造者は、密度をより低くして物理特性をより高め、
より高い温度でモジュラスをより高くすることを常に要
求している。合金の比モジュラスは密度に対するモジュ
ラスを直接比較する。高いモジュラスと低い密度を組み
合わせることにより、高い比モジュラスが得られる。
いては、中間温度（常温から約３１６℃まで）および高
温度（約３１６℃以上）で使用でき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、耐クリープ性および耐腐
食性が含まれる。中間温度および高温度における特性を
改良するために、アルミニウム系合金が、急速凝固によ
り形成され、複合材料粒子または髭結晶により強化さ
れ、機械的合金化により製造されている。軽量高温合金
を形成するこれらの方法は、優れた特性を有する製品を
製造している。しかし、製造者、特にタービンエンジン
の製造者は、密度をより低くして物理特性をより高め、
より高い温度でモジュラスをより高くすることを常に要
求している。合金の比モジュラスは密度に対するモジュ
ラスを直接比較する。高いモジュラスと低い密度を組み
合わせることにより、高い比モジュラスが得られる。
【０００３】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。
【０００４】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より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、タービンエンジンに相当有
利となろう。
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より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、タービンエンジンに相当有
利となろう。
【０００５】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。本明細書の目
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高温における物理的
特性が望ましい水準より低い。従来のＭＡ Ａｌ−Ｔｉ
合金は、最高実用運転温度が約３１６℃に限られてい
る。
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。本明細書の目
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高温における物理的
特性が望ましい水準より低い。従来のＭＡ Ａｌ−Ｔｉ
合金は、最高実用運転温度が約３１６℃に限られてい
る。
【０００６】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。
【０００７】本発明の別の目的は、高温特性を改良し、
温度上限を高め、比モジュラスを高めたアルミニウム系
ＭＡ合金を製造することである。
温度上限を高め、比モジュラスを高めたアルミニウム系
ＭＡ合金を製造することである。
【０００８】発明の概要
本発明は、約４８２℃までの温度における、中間温度お
よび高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(intermetallicphase）
として含まれる、重量％で合計約６−１２％のＸを含
む。Ｘは、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒからなるグループから
選択される。また、この合金は、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍ
ｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、ＮｂがＸとして選択されない場合
のＮｂ、およびＺｒがＸとして選択されない場合のＺｒ
からなるグループの少なくとも一つから選択された、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。
よび高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(intermetallicphase）
として含まれる、重量％で合計約６−１２％のＸを含
む。Ｘは、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒからなるグループから
選択される。また、この合金は、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍ
ｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、ＮｂがＸとして選択されない場合
のＮｂ、およびＺｒがＸとして選択されない場合のＺｒ
からなるグループの少なくとも一つから選択された、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。
【０００９】好ましい態様の説明
本発明のアルミニウム系ＭＡ合金は、約４８２℃までの
比較的高い運転温度を有する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、アルミニウムおよ
び強化剤を、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と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
噴霧により形成されるマスター合金粉末または元素粉末
を使用することができる。Ａｌ3 Ｘ型相はＮｂ、Ｔｉお
よびＺｒで形成される。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、Ｎ
ｂ、ＴｉおよびＺｒは高温で低い拡散率を有する。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、４，６２３，３８８、
４，６２４，７０４、４，６４３，７８０、４，６６
８，４７０、４，６２７，９５９、４，６６８，２８
２、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。
比較的高い運転温度を有する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、アルミニウムおよ
び強化剤を、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と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
噴霧により形成されるマスター合金粉末または元素粉末
を使用することができる。Ａｌ3 Ｘ型相はＮｂ、Ｔｉお
よびＺｒで形成される。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、Ｎ
ｂ、ＴｉおよびＺｒは高温で低い拡散率を有する。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、４，６２３，３８８、
４，６２４，７０４、４，６４３，７８０、４，６６
８，４７０、４，６２７，９５９、４，６６８，２８
２、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。
【００１０】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（at
tritor）、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、４，６５３，３３
５、４，６７９，７３６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（at
tritor）、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、４，６５３，３３
５、４，６７９，７３６および４，８８７，７７３号に
記載されている装置がある。
【００１１】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６−１２％のＸを含むことができるが、ここでＸは
Ｎｂ、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および約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め
るために、ＭＡアルミニウム系合金は好ましくは合計約
８−１１％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６−１２％のＸを含むことができるが、ここでＸは
Ｎｂ、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および約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め
るために、ＭＡアルミニウム系合金は好ましくは合計約
８−１１％のＸを含む。
【００１２】また、常温から中間温度までの引っ張り特
性を高めるために、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎ
ｉ、Ｓｉ、ＶまたはＺｒまたはそれらの組合わせを「三
元」添加するとよいことが分かった。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）の他に炭
素と酸素、および三元強化剤を含むことが認められる。
好ましくは、約３１６℃までの特性を改良するために、
約１−３％のＳｉを加える。最も好ましくは、強化剤は
約２％のＳｉである。
性を高めるために、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎ
ｉ、Ｓｉ、ＶまたはＺｒまたはそれらの組合わせを「三
元」添加するとよいことが分かった。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）の他に炭
素と酸素、および三元強化剤を含むことが認められる。
好ましくは、約３１６℃までの特性を改良するために、
約１−３％のＳｉを加える。最も好ましくは、強化剤は
約２％のＳｉである。
【００１３】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。元素粉末を三元合金の製造に使用し
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、絶えずアルゴンでパー
ジする雰囲気中で、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、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℃で押し出
し、１．３cmｘ５．１cm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ＡＳＴＭ Ｅ８およびＥ２１により試験した。
Ａｌ−１０（Ｔｉ、ＮｂまたはＺｒ）−２Ｓｉ合金系の
引っ張り特性を表１に示す。
合金を調製した。元素粉末を三元合金の製造に使用し
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、絶えずアルゴンでパー
ジする雰囲気中で、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、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℃で押し出
し、１．３cmｘ５．１cm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ＡＳＴＭ Ｅ８およびＥ２１により試験した。
Ａｌ−１０（Ｔｉ、ＮｂまたはＺｒ）−２Ｓｉ合金系の
引っ張り特性を表１に示す。
【００１４】
表１
試験温度 Ｕ．Ｔ．Ｓ． Ｙ．Ｓ． 伸長 Ｒ．Ａ．
（℃） (MPa) (MPa) （％） （％）
ＭＡ Ａｌ−１０Ｔｉ−２Ｓｉ
２４ ６４７ ６１１ ３．０ ４．７
１４９ ４７６ ４６１ ３．０ ８．７
３１６ ２８５ ２７７ ４．０ ７．１
４２７ １６５ １６０ ９．０ １８．２
ＭＡ Ａｌ−１０Ｎｂ−２Ｓｉ
２４ ６８５ ５７４ ４．０ ７．０
９３ ４７９ ４７８ ５．０ ２０．０
２０４ ３３１ ３２５ ２．０ １０．０
４２７ １３３ １２１ １．０ １３．０
５３８ ３０ ２０ ５．０ ８．０
ＭＡ Ａｌ−１０Ｚｒ−２Ｓｉ
２４ ６１８ ５３７ ９．５ ７．０
９３ ４９２ ４９０ ５．５ １４．５
２０４ ３５２ ３５１ ２．０ １０．０
３１５ ２３０ ２２６ ３．０ １８．５
５３８ ５０ ４８ １．０ ２．０
【００１５】Ｔｉ／Ｎｂ／Ｚｒ系の耐力のグラフを図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およびＺｒでは常温お
よび高温における耐力が低くなることが分かる。（１０
Ｎｂまたは１０Ｚｒ）−２Ｓｉの延性水準は一般的に約
４２７℃まで低下し、Ａｌ−１０Ｔｉ−２Ｓｉの延性水
準は一般的に温度と共に増加する。
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およびＺｒでは常温お
よび高温における耐力が低くなることが分かる。（１０
Ｎｂまたは１０Ｚｒ）−２Ｓｉの延性水準は一般的に約
４２７℃まで低下し、Ａｌ−１０Ｔｉ−２Ｓｉの延性水
準は一般的に温度と共に増加する。
【００１６】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１０
重量％のＴｉ、ＮｂおよびＺｒにより形成されるＡｌ3
Ｔｉ、Ａｌ3 ＮｂおよびＡｌ3 Ｚｒ金属間化合物の計算
百分率を表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１０
重量％のＴｉ、ＮｂおよびＺｒにより形成されるＡｌ3
Ｔｉ、Ａｌ3 ＮｂおよびＡｌ3 Ｚｒ金属間化合物の計算
百分率を表２に示す。
【００１７】
表２
Ａｌ中の溶解度 金属間化合物 金属間化合物
重量％ の密度 の量
遷移金属 (0-482℃） g/cm3 ％
チタン ０．１ ３．４ ２２
ニオブ ０．１ ４．５４ １２
ジルコニウム ０．１ ４．１ １３
【００１８】Ａｌ−（１０Ｎｂまたは１０Ｚｒ）−２Ｓ
ｉ合金は、Ａｌ−１０Ｔｉ−２Ｓｉ合金の量で約半分の
量のＡｌ3 Ｘ型金属間化合物しか含んでいないが、Ａｌ
−（１０Ｎｂまたは１０Ｚｒ）−２Ｓｉ合金は常温にお
ける強度はほんの僅か低いだけである。その上、Ａｌ−
１０Ｔｉ−２Ｓｉの延性は温度と共に増加するが、Ａｌ
−（１０Ｎｂまたは１０Ｚｒ）−２Ｓｉの延性は約４２
７℃まで減少する。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。Ｎｂ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 ＮｂおよびＡｌ3
Ｚｒ金属間化合物が形成される。Ａｌ3 ＮｂおよびＡｌ
3 Ｚｒ粒子の大きさは平均で約２５nmである。Ａｌ3 Ｎ
ｂおよびＡｌ3 Ｚｒ粒子によりOrowan強化されるものと
考えられるが、これは高温では効果的ではない。しか
し、Ａｌ3 Ｔｉ粒子は大きさが平均で約２５０nmであ
り、ＭＡ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粒子が、Ａｌ3 ＮｂおよびＡｌ
3 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。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（diffused slip ）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ＤＯ
22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。
ｉ合金は、Ａｌ−１０Ｔｉ−２Ｓｉ合金の量で約半分の
量のＡｌ3 Ｘ型金属間化合物しか含んでいないが、Ａｌ
−（１０Ｎｂまたは１０Ｚｒ）−２Ｓｉ合金は常温にお
ける強度はほんの僅か低いだけである。その上、Ａｌ−
１０Ｔｉ−２Ｓｉの延性は温度と共に増加するが、Ａｌ
−（１０Ｎｂまたは１０Ｚｒ）−２Ｓｉの延性は約４２
７℃まで減少する。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。Ｎｂ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 ＮｂおよびＡｌ3
Ｚｒ金属間化合物が形成される。Ａｌ3 ＮｂおよびＡｌ
3 Ｚｒ粒子の大きさは平均で約２５nmである。Ａｌ3 Ｎ
ｂおよびＡｌ3 Ｚｒ粒子によりOrowan強化されるものと
考えられるが、これは高温では効果的ではない。しか
し、Ａｌ3 Ｔｉ粒子は大きさが平均で約２５０nmであ
り、ＭＡ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粒子が、Ａｌ3 ＮｂおよびＡｌ
3 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。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（diffused slip ）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ＤＯ
22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。
【００１９】Ａｌ3 Ｘ型金属間化合物を形成するにはチ
タンが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。約８−１１％
のＴｉを使用するのが最も好ましい。さらに、Ａｌ3 Ｔ
ｉの強化機構およびＡｌ3 ＮｂとＡｌ3 ＺｒのOrowan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。
タンが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。約８−１１％
のＴｉを使用するのが最も好ましい。さらに、Ａｌ3 Ｔ
ｉの強化機構およびＡｌ3 ＮｂとＡｌ3 ＺｒのOrowan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。
【００２０】実施例２
ＭＡアルミニウム−チタン合金に対する「三元」強化剤
の効果を比較するために、一連の合金を調製した。試料
を実施例１の手順に従って調製し、テストした。供試三
元強化剤は、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｖ
およびＺｒからなるグループから選択した。下記の表３
に、三元強化した合金の公称組成および化学分析結果を
重量％で示す。
の効果を比較するために、一連の合金を調製した。試料
を実施例１の手順に従って調製し、テストした。供試三
元強化剤は、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｖ
およびＺｒからなるグループから選択した。下記の表３
に、三元強化した合金の公称組成および化学分析結果を
重量％で示す。
【００２１】
表３
公称組成 Ｔｉ Ｍ Ｃ Ｏ
Al-10Ti 9.8 0.0 1.62 0.65
Al-12Ti 12.1 0.0 1.58 0.62
Al-10Ti-2Mn 9.8 1.9 1.52 0.51
Al-10Ti-2Cr 9.8 1.82 1.6 0.6
Al-10Ti-2V 9.6 2.2 1.56 0.61
Al-10Ti-2Ni 9.9 1.8 1.54 0.66
Al-10Ti-2Co 9.9 1.9 1.51 0.61
Al-10Ti-2Nb 9.7 2.01 1.6 0.55
Al-10Ti-2Mo 9.9 2.0 1.53 0.55
Al-10Ti-2Zr 9.64 1.29 1.85 0.64
Al-10Ti-2Si 9.8 1.93 1.6 0.7
【００２２】表３の三元強化した合金の引っ張り特性を
下記の表４に示す。
下記の表４に示す。
【００２３】
表４
試験温度 Ｕ．Ｔ．Ｓ． Ｙ．Ｓ． 伸長 Ｒ．Ａ．
（℃） (MPa) (MPa) （％） （％）
Ａｌ−１０Ｔｉ
２４ ４８８ ４２３ １４．０ ２６．１
１４９ ３６１ ３５２ ７．５ １４．１
３１６ ２０１ １９２ ５．５ １２．０
４２７ １２１ １１７ １１．０ １９．４
Ａｌ−１２Ｔｉ
２４ ５１０ ４５１ ８．０ １３．０
１４９ ３６９ ３５１ ３．９ ８．５
３１６ ２１４ ２０５ ３．２ ８．０
４２７ １２５ １２４ １０．０ １６．５
Ａｌ−１０Ｔｉ−２Ｍｎ
２４ ５６５ ５１３ ５．４ ５．３
１４９ ４３９ ４１３ １．３ ２．４
３１６ ２０９ １９９ ３．２ ９．９
４２７ １１９ １１０ ９．０ １９．９
Ａｌ−１０Ｔｉ−２Ｃｒ
２４ ４８３ ４０４ ５．４ ６．８
１４９ ３３７ ３２０ ４．１ ７．２
３１６ ２０５ １９４ ３．１ １０．５
４２７ １２１ １０８ １２．４ ２２．４
Ａｌ−１０Ｔｉ−２Ｖ
２４ ５８２ ５２５ ３．６ ９．４
１４９ ４４５ ４１２ ２．７ ７．９
３１６ ２２８ ２２３ ６．５ １８．０
４２７ １３０ １２２ ８．９ ２１．６
Ａｌ−１０Ｔｉ−２Ｎｉ
２４ ７１５ ６９６ １．８ ４．４
１４９ 試料が早期に破損した
３１６ ２０２ １９８ ４．７ ２０．６
４２７ 試料が早期に破損した
Ａｌ−１０Ｔｉ−２Ｃｏ
２４ ４７１ ４２０ ８．９ １９．０
１４９ ３６１ ３３４ ３．１ ７．８
３１６ １９４ １８９ ６．１ ２４．１
４２７ １１１ １０４ １０．１ ２１．４
Ａｌ−１０Ｔｉ−２Ｎｂ
２４ ５２０ ４７１ ８．９ ２３．０
１４９ ４０４ ３７７ ４．３ ９．５
３１６ ２０８ １９９ ２．８ １２．１
４２７ １２０ １１５ ９．５ １８．２
Ａｌ−１０Ｔｉ−２Ｍｏ
２４ ５２３ ４６２ ５．４ １３．０
１４９ ３８６ ３５２ ４．３ １０．４
３１６ ２１０ １９０ ６．２ １４．１
４２７ １２３ １１７ ９．２ １９．７
Ａｌ−１０Ｔｉ−２Ｚｒ
２４ ６０４ ５６９ ３．６ ７．３
９３ ５２６ ４６８ １．７ ４．７
２０４ ３８９ ３５４ ０．８ １．７
３１５ ２３０ ２１７ ４．７ ９．５
４２７ １３２ １１７ ５．６ ７．８
５３８ ５８ ５６ ６．５ １７．８
Ａｌ−１０Ｔｉ−１Ｓｉ
２４ ６５８ ６０７ １．０ ２．０
９３ ５５８ ５５３ ３．５ ６．０
２０４ ４０７ ４０５ − ８．５
３１５ ２９５ − ３．０ ２１．０
４２７ １５５ １５４ ５．０ ３５．０
５３８ ８０ ７０ ３．０ １７．０
Ａｌ−１０Ｔｉ−２Ｓｉ
２４ ６４７ ６１１ ３．０ ４．７
１４９ ４７６ ４６１ ３．０ ８．７
３１６ ２８５ ２７７ ４．０ ７．１
４２７ １６５ １６０ ９．０ １８．２
Ａｌ−１０Ｔｉ−３Ｓｉ
２４ ７１４ ６７４ １．５ １．５
９３ ５８５ ５８１ ２．０ ２．０
２０４ ４２２ ４１８ １．０ ５．０
３１５ ２３９ ２２３ ２．５ １３．５
４２７ １２８ １２２ ３．５ １９．５
５３８ ４６ ４０ ２．０ ３．５
【００２４】約０．１−４％のＣｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍ
ｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｓｉ、ＶおよびＺｒを加えることによ
り、常温および高温における強度が改良される。好まし
くは、常温および高温における強度を改良するために、
合計約１−３％の強化剤を使用する。しかし、強度を改
良すると、延性が低下する。
ｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｓｉ、ＶおよびＺｒを加えることによ
り、常温および高温における強度が改良される。好まし
くは、常温および高温における強度を改良するために、
合計約１−３％の強化剤を使用する。しかし、強度を改
良すると、延性が低下する。
【００２５】Ｓｉが最も効果的な強化剤であった。Ｓｉ
はＡｌ3 Ｔｉの格子パラメータを変え、また、Ｔｉ7 Ａ
ｌ5 Ｓｉ12の組成を有する三元ケイ化物をも形成するこ
とが分かる。好ましくは、約１−３％のＳｉをＭＡアル
ミニウム系マトリックスに加える。約２重量％Ｓｉの三
元添加により、延性が僅かに低下するだけで（図４参
照）、４８２℃まで強度が増加する（図３参照）。この
延性の低下は、高温用途用に有用な成分の機械加工およ
び成形を妨げる様な水準にまでは達しない。
はＡｌ3 Ｔｉの格子パラメータを変え、また、Ｔｉ7 Ａ
ｌ5 Ｓｉ12の組成を有する三元ケイ化物をも形成するこ
とが分かる。好ましくは、約１−３％のＳｉをＭＡアル
ミニウム系マトリックスに加える。約２重量％Ｓｉの三
元添加により、延性が僅かに低下するだけで（図４参
照）、４８２℃まで強度が増加する（図３参照）。この
延性の低下は、高温用途用に有用な成分の機械加工およ
び成形を妨げる様な水準にまでは達しない。
【００２６】その上、三元強化した合金は、動的モジュ
ラスが高かった。室温における弾性率は、Ｓ．スピナー
らの方法、「機械的共鳴周波数の測定方法およびその周
波数から弾性率を計算するための方法」、ＡＳＴＭ法N
o. ６１、１２２１−１２３７頁、１９６１により求め
た。動的モジュラスを下記の表５に示す。
ラスが高かった。室温における弾性率は、Ｓ．スピナー
らの方法、「機械的共鳴周波数の測定方法およびその周
波数から弾性率を計算するための方法」、ＡＳＴＭ法N
o. ６１、１２２１−１２３７頁、１９６１により求め
た。動的モジュラスを下記の表５に示す。
【００２７】
表５
合金 動的モジュラス（ＧＰａ）
Al-10Ti ９６
Al-12Ti １０３
Al-10Ti-2Mn １０２
Al-10Ti-2Cr １０１
Al-10Ti-2V １０２
Al-10Ti-2Ni １０２
Al-10Ti-2Co １０１
Al-10Ti-2Nb ９９
Al-10Ti-2Mo ９９
Al-10Ti-2Si ９８
Al-10Ti-2Zr ９９
【００２８】ＭＡ Ａｌ−１０Ｔｉと比較して、Ａｌ−
１０Ｔｉと三元強化剤との組合わせにより、高温特性の
増加に加えて、モジュラスも増加する。これらの高いモ
ジュラス値は、本発明に係わる合金がさらに良好な剛性
をももたらすことを示している。下記の表６は、ＭＡ
Ａｌ−１０Ｔｉ−２Ｓｉと、急速凝固により製造した従
来の高温アルミニウム合金との比較を示す。
１０Ｔｉと三元強化剤との組合わせにより、高温特性の
増加に加えて、モジュラスも増加する。これらの高いモ
ジュラス値は、本発明に係わる合金がさらに良好な剛性
をももたらすことを示している。下記の表６は、ＭＡ
Ａｌ−１０Ｔｉ−２Ｓｉと、急速凝固により製造した従
来の高温アルミニウム合金との比較を示す。
【００２９】
表６
常温耐力 427 ℃耐力 比モジュラス
合金 (MPa) (MPa) (cmx106 ）
MA Al-10Ti-2Si ６１１ １６０ ３３８
FVS1212(Al-12Fe-1V-2Si)* ４１４ １２８ ３０５
Al-8Fe-7Ce** ４５７ ５５*** ２９２
* 「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 。**「高温構造用途用改良アルミニウム合金」、Ｙ．
Ｗ．キム、インダストリアル ヒーティング、１９８８
年５月３１−３４頁。 *** ３１６℃データから算出。
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 。**「高温構造用途用改良アルミニウム合金」、Ｙ．
Ｗ．キム、インダストリアル ヒーティング、１９８８
年５月３１−３４頁。 *** ３１６℃データから算出。
【００３０】表６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。これらの改良された特性により、運転温
度をさらに高めることができ、軽量アルミニウム系合金
をより要求度の高い用途に使用することができる。
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。これらの改良された特性により、運転温
度をさらに高めることができ、軽量アルミニウム系合金
をより要求度の高い用途に使用することができる。
【００３１】下記の表７は、本発明の範囲に入るＭＡア
ルミニウム系合金の特定の例を示す（組成の残りはＡｌ
および混入する不純物である）。さらに、本発明は、表
７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７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−６Ｔｉ−４ＳｉおよびＡ
ｌ−９．７Ｔｉ−１．７５Ｓｉも含むものである。
ルミニウム系合金の特定の例を示す（組成の残りはＡｌ
および混入する不純物である）。さらに、本発明は、表
７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７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−６Ｔｉ−４ＳｉおよびＡ
ｌ−９．７Ｔｉ−１．７５Ｓｉも含むものである。
【００３２】
表７
Ｔｉ Ｎｂ Ｚｒ Ｓｉ Ｍｎ Ｃｒ Ｍｏ Ｎｉ Ｖ
６ ４
４ ２ ４
６ .5 .5 .5 .5 .5 .5
８ ３
８ ３
８ １ １ １
６ ２ ２
８ １ １ １
６ ４ .1 .1 .1 .1 .1 .1
６ ２ ２ ２
１０ １ １
１０ １ １
１０ １ １ １
１０ ４ ２
１０ ２ ２ ２
４ ４ ４ ２
１２ ２ ２
１２ .1
１２ .5
【００３３】さらに、本発明は、酸化物材料を加えるこ
とによる、約４％までの酸化物の添加を含む。酸化物
は、アルミナ、イットリア、またはイットリウム含有酸
化物、例えばイットリウム−アルミニウム−ガーネット
でよい。有利には、０〜約４％のイットリア、最も有利
には１〜約３％のイットリアを合金に加えることであ
る。さらに、約４％までの、グラファイトに由来する炭
素（炭素を生じるＭＡプロセス制御剤の他に）を合金に
加えることができる。篩開口部０．０４４mm未満の粒子
径を有するグラファイトを約３％未満合金に加えるのが
有利である。また、ＳｉＣの複合材料粒子または繊維を
合金中にブレンドすることもできる。さらに、本発明に
係わる粉末は、プラズマスプレー技術により、複合材料
繊維または粒子と共に堆積させることもできる。
とによる、約４％までの酸化物の添加を含む。酸化物
は、アルミナ、イットリア、またはイットリウム含有酸
化物、例えばイットリウム−アルミニウム−ガーネット
でよい。有利には、０〜約４％のイットリア、最も有利
には１〜約３％のイットリアを合金に加えることであ
る。さらに、約４％までの、グラファイトに由来する炭
素（炭素を生じるＭＡプロセス制御剤の他に）を合金に
加えることができる。篩開口部０．０４４mm未満の粒子
径を有するグラファイトを約３％未満合金に加えるのが
有利である。また、ＳｉＣの複合材料粒子または繊維を
合金中にブレンドすることもできる。さらに、本発明に
係わる粉末は、プラズマスプレー技術により、複合材料
繊維または粒子と共に堆積させることもできる。
【００３４】結論として、Ａｌ3 Ｘ型相で強化した合金
は、少量の三元強化剤により著しく改良される。三元強
化剤を加えることにより、延性が問題無い程度に低下す
るだけで、引っ張り強度および耐力が大きく増加する。
ケイ素強化剤の添加により、４２７℃まで非常に強化さ
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強度、高温特性、および比モジ
ュラスは、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、少量の三元強化剤により著しく改良される。三元強
化剤を加えることにより、延性が問題無い程度に低下す
るだけで、引っ張り強度および耐力が大きく増加する。
ケイ素強化剤の添加により、４２７℃まで非常に強化さ
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強度、高温特性、および比モジ
ュラスは、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。
【００３５】法律の規定にしたがって本発明の特定の実
施形態を説明したが、当業者には、特許請求の範囲に記
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。
施形態を説明したが、当業者には、特許請求の範囲に記
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】２４〜５３８℃の温度における、ＭＡ Ａｌ−
１０（Ｔｉ、Ｎｂ またはＺｒ）−２Ｓｉ合金の耐力の
グラフ。
１０（Ｔｉ、Ｎｂ またはＺｒ）−２Ｓｉ合金の耐力の
グラフ。
【図２】２４〜５３８℃の温度における、ＭＡ Ａｌ−
１０（Ｔｉ、ＮｂまたはＺｒ）−２Ｓｉ合金の引っ張り
伸長のグラフ。
１０（Ｔｉ、ＮｂまたはＺｒ）−２Ｓｉ合金の引っ張り
伸長のグラフ。
【図３】２４〜５３８℃の温度における、ＭＡ Ａｌ−
１０Ｔｉ−Ｓｉ合金の耐力のグラフ。
１０Ｔｉ−Ｓｉ合金の耐力のグラフ。
【図４】２４〜５３８℃の温度における、ＭＡ Ａｌ−
１０Ｔｉ−Ｓｉ合金の引っ張り伸長のグラフ。
１０Ｔｉ−Ｓｉ合金の引っ張り伸長のグラフ。
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フロントページの続き
(72)発明者 プラカシ、キシンチヤンド、ミルチヤンダ
ニ
アメリカ合衆国ミシガン州、トロイ、ロン
ドン、ストリート、2369
(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 (14)
- 【請求項１】重量％で、合計約６−１２％のＸであっ
て、Ａｌ3 Ｘの形で金属間化合物相中に含まれる、Ｎ
ｂ、ＴｉおよびＺｒからなるグループから選択される少
なくとも一つのＸ、および約０．１−４％の強化剤であ
って、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｖ、Ｎｂ
がＸとして選択されない場合のＮｂ、およびＺｒがＸと
して選択されない場合のＺｒ、からなるグループの少な
くとも一つから選択される強化剤を含み、約４８２℃ま
での温度における高温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８−１１％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】前記強化剤がケイ素であることを特徴とす
る、請求項１に記載の合金。 - 【請求項５】前記強化剤が合計約１−３％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】前記合金が約４％までの酸化物材料を含む
ことを特徴とする、請求項１に記載の合金。 - 【請求項７】前記合金が約４％までの、アルミナ、イッ
トリアおよびイットリウム−アルミニウム−ガーネット
からなるグループから選択された酸化物材料を含むこと
を特徴とする、請求項１に記載の合金。 - 【請求項８】前記合金が約４％までの、グラファイトに
由来する炭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９】重量％で、約８−１１％のＴｉであって、
金属間化合物Ａｌ3Ｔｉ相に含まれるＴｉ、約１−３％
のＳｉであって、高温強度を増加させるためのＳｉ、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物の形で含まれてお
り、約４８２℃までの温度における高温特性が改良され
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６に記載の合金。 - 【請求項１１】前記合金が、請求項９に記載の前記酸素
含有量に加えて、約４％までの酸化物材料を含むことを
特徴とする、請求項９に記載の合金。 - 【請求項１２】前記酸化物材料が、アルミナ、イットリ
アおよびイットリウム−アルミニウム−ガーネットから
なるグループから選択されることを特徴とする、請求項
１１に記載の合金。 - 【請求項１３】前記酸化物材料がイットリアであること
を特徴とする、請求項１１に記載の合金。 - 【請求項１４】前記合金が、請求項９に記載の炭素含有
量に加えて、約３％までの、グラファイトに由来する炭
素を含むことを特徴とする、請求項１１に記載の合金。
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US61577690A | 1990-11-19 | 1990-11-19 | |
| US615776 | 1990-11-19 | ||
| US07/711,633 US5169461A (en) | 1990-11-19 | 1991-06-06 | High temperature aluminum-base alloy |
| US711633 | 1996-09-06 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0525575A true JPH0525575A (ja) | 1993-02-02 |
Family
ID=27087597
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3330148A Pending JPH0525575A (ja) | 1990-11-19 | 1991-11-19 | 高温アルミニウム系合金 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5169461A (ja) |
| EP (1) | EP0487276A1 (ja) |
| JP (1) | JPH0525575A (ja) |
| KR (1) | KR920010007A (ja) |
| CA (1) | CA2055648A1 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6261730A (ja) * | 1985-09-10 | 1987-03-18 | Amada Co Ltd | 折曲げ機の金型選択装置 |
| 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 (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2798841B2 (ja) * | 1992-02-28 | 1998-09-17 | ワイケイケイ株式会社 | 高強度、耐熱性アルミニウム合金集成固化材並びにその製造方法 |
| 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 |
| RU2136774C1 (ru) * | 1998-05-27 | 1999-09-10 | Институт металлургии и материаловедения им.А.А.Байкова РАН | Композиционный материал на основе алюминиевого сплава и способ его получения |
| JP4060595B2 (ja) * | 2000-03-13 | 2008-03-12 | 三井金属鉱業株式会社 | 複合材料の製造方法 |
| AT8975U1 (de) * | 2006-02-27 | 2007-03-15 | Plansee Se | Poröser körper |
| CN101148721B (zh) * | 2006-09-22 | 2011-08-17 | 比亚迪股份有限公司 | 一种铝基复合材料及其制备方法 |
| GB201102849D0 (en) * | 2011-02-18 | 2011-04-06 | Univ Brunel | Method of refining metal alloys |
| CA3080622A1 (en) * | 2017-12-15 | 2019-06-20 | Oerlikon Metco (Us) Inc. | Mechanically alloyed metallic thermal spray coating material and thermal spray coating method utilizing the same |
| US12234380B2 (en) * | 2018-12-13 | 2025-02-25 | Oerlikon Metco (Us) Inc. | Mechanically alloyed metallic thermal spray coating material and thermal spray coating method utilizing the same |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01149936A (ja) * | 1987-12-04 | 1989-06-13 | Honda Motor Co Ltd | 粉末冶金用耐熱Ａｌ合金 |
| JPH0234740A (ja) * | 1988-07-25 | 1990-02-05 | Furukawa Alum Co Ltd | 耐熱性アルミニウム合金材及びその製造方法 |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4557893A (en) * | 1983-06-24 | 1985-12-10 | Inco Selective Surfaces, Inc. | Process for producing composite material by milling the metal to 50% saturation hardness then co-milling with the hard phase |
| US4668470A (en) * | 1985-12-16 | 1987-05-26 | Inco Alloys International, Inc. | Formation of intermetallic and intermetallic-type precursor alloys for subsequent mechanical alloying applications |
| US4624705A (en) * | 1986-04-04 | 1986-11-25 | Inco Alloys International, Inc. | Mechanical alloying |
| US4834942A (en) * | 1988-01-29 | 1989-05-30 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy | Elevated temperature aluminum-titanium alloy by powder metallurgy process |
| US4832734A (en) * | 1988-05-06 | 1989-05-23 | Inco Alloys International, Inc. | Hot working aluminum-base alloys |
| US4834810A (en) * | 1988-05-06 | 1989-05-30 | Inco Alloys International, Inc. | High modulus A1 alloys |
-
1991
- 1991-06-06 US US07/711,633 patent/US5169461A/en not_active Expired - Fee Related
- 1991-10-29 KR KR1019910019014A patent/KR920010007A/ko not_active Withdrawn
- 1991-11-15 CA CA002055648A patent/CA2055648A1/en not_active Abandoned
- 1991-11-18 EP EP91310601A patent/EP0487276A1/en not_active Ceased
- 1991-11-19 JP JP3330148A patent/JPH0525575A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01149936A (ja) * | 1987-12-04 | 1989-06-13 | Honda Motor Co Ltd | 粉末冶金用耐熱Ａｌ合金 |
| JPH0234740A (ja) * | 1988-07-25 | 1990-02-05 | Furukawa Alum Co Ltd | 耐熱性アルミニウム合金材及びその製造方法 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6261730A (ja) * | 1985-09-10 | 1987-03-18 | Amada Co Ltd | 折曲げ機の金型選択装置 |
| 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 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0487276A1 (en) | 1992-05-27 |
| KR920010007A (ko) | 1992-06-26 |
| US5169461A (en) | 1992-12-08 |
| CA2055648A1 (en) | 1992-05-20 |
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