JP3391636B2 - 高耐摩耗性アルミニウム基複合合金 - Google Patents
高耐摩耗性アルミニウム基複合合金Info
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- Y10T428/12486—Laterally noncoextensive components [e.g., embedded, etc.]
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐摩耗性に優れた
アルミニウム基合金に関するものであり、より詳しく述
べるならば強度及び硬度が高いことを特徴とする準結晶
アルミニウム基合金を耐摩耗性が要求される用途に適用
可能にした高耐摩耗性アルミニウム基複合合金に関する
ものである。
アルミニウム基合金に関するものであり、より詳しく述
べるならば強度及び硬度が高いことを特徴とする準結晶
アルミニウム基合金を耐摩耗性が要求される用途に適用
可能にした高耐摩耗性アルミニウム基複合合金に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】従来より、高強度を有するアルミニウム
基合金が液体急冷法等の急冷凝固手段によって製造され
ている。特に特開平１−２７５７３２号公報に開示され
ている急冷凝固手段によって得られるアルミニウム基合
金は非晶質または微結晶質であり、特に開示されている
微結晶質は、アルミニウムマトリックスからなる金属固
溶体、微結晶質のアルミニウムマトリックス相および安
定または準安定な金属間化合物相で構成された複合体か
らなるものである。前記特開平１−２７５７３２号公報
に開示されているアルミニウム基合金は、Ｈｖ約２００
〜１０００の高い硬度と、８７〜１０３ｋｇ／ｍｍ2 の
引張り強度を有する高強度合金であり、また結晶化温度
は４００Ｋ以上と高いために耐熱性も優れている。さら
に、この合金は、微細結晶相が安定な高温において超塑
性が現れるので、高強度材料の割りには加工性にも優れ
ている。
基合金が液体急冷法等の急冷凝固手段によって製造され
ている。特に特開平１−２７５７３２号公報に開示され
ている急冷凝固手段によって得られるアルミニウム基合
金は非晶質または微結晶質であり、特に開示されている
微結晶質は、アルミニウムマトリックスからなる金属固
溶体、微結晶質のアルミニウムマトリックス相および安
定または準安定な金属間化合物相で構成された複合体か
らなるものである。前記特開平１−２７５７３２号公報
に開示されているアルミニウム基合金は、Ｈｖ約２００
〜１０００の高い硬度と、８７〜１０３ｋｇ／ｍｍ2 の
引張り強度を有する高強度合金であり、また結晶化温度
は４００Ｋ以上と高いために耐熱性も優れている。さら
に、この合金は、微細結晶相が安定な高温において超塑
性が現れるので、高強度材料の割りには加工性にも優れ
ている。
【０００３】しかしながら上記のアルミニウム基合金
は、３００℃以上の高温度領域では、急冷凝固材として
の優れた特性が低下し、耐熱性の点、特に耐熱強度の点
で改善の余地を残している。また、上記公報の合金はＦ
ｅ，Ｎｉ，ミッシュメタルなどの比較的比重が高い元素
を総量で１０原子％以上添加するため、比強度が比較的
大きくならず、また金属間化合物の体積率が高いため延
性が乏しく、特に伸びの点にも改善の余地を残してい
る。
は、３００℃以上の高温度領域では、急冷凝固材として
の優れた特性が低下し、耐熱性の点、特に耐熱強度の点
で改善の余地を残している。また、上記公報の合金はＦ
ｅ，Ｎｉ，ミッシュメタルなどの比較的比重が高い元素
を総量で１０原子％以上添加するため、比強度が比較的
大きくならず、また金属間化合物の体積率が高いため延
性が乏しく、特に伸びの点にも改善の余地を残してい
る。
【０００４】単ロール急冷法により得られるＡｌ−Ｍｎ
−Ｃｅ系アルミニウム基合金において、溶質元素量があ
る程度多くなるとｆｃｃ−Ａｌ固溶体＋正２０面体準結
晶が生成され、引張り強度は５３５〜１２００ＭＰａと
極めて高くなる（１９９３年金属学会セミナー「ナノス
ケール組織制御材料」平成５年１月２５日発行第６３
頁）。
−Ｃｅ系アルミニウム基合金において、溶質元素量があ
る程度多くなるとｆｃｃ−Ａｌ固溶体＋正２０面体準結
晶が生成され、引張り強度は５３５〜１２００ＭＰａと
極めて高くなる（１９９３年金属学会セミナー「ナノス
ケール組織制御材料」平成５年１月２５日発行第６３
頁）。
【０００５】ところで、従来から知られている耐摩耗性
アルミニウム基合金である共晶または過共晶Ａｌ−Ｓｉ
合金は、Ａｌマトリックス中に初晶及び共晶のＳｉを分
散した組織を有することから優れた耐摩耗性を示す。し
かしながら、鋳造法で作製したものは初晶Ｓｉの大きさ
が数十μｍ以上と粗大であるため加工性が困難でありま
た鋳造性も悪いという製造上の問題の他に、粗大な初晶
Ｓｉが相手材の表面を過度に粗くするという摺動特性上
の問題も指摘されていた。
アルミニウム基合金である共晶または過共晶Ａｌ−Ｓｉ
合金は、Ａｌマトリックス中に初晶及び共晶のＳｉを分
散した組織を有することから優れた耐摩耗性を示す。し
かしながら、鋳造法で作製したものは初晶Ｓｉの大きさ
が数十μｍ以上と粗大であるため加工性が困難でありま
た鋳造性も悪いという製造上の問題の他に、粗大な初晶
Ｓｉが相手材の表面を過度に粗くするという摺動特性上
の問題も指摘されていた。
【０００６】さらに、アトマイズ法により冷却速度を高
め初晶Ｓｉを微細に分散したＡｌ−３５％Ｓｉ合金を粉
末冶金法により加工することも知られているが、この方
法で得られた粉末合金は自身の耐摩耗性は優れているが
相手材の摩耗量が多く，この点の他に強度が低く脆いた
めに高荷重を受ける耐摩耗性部品としては使用し難いと
いう問題があった。
め初晶Ｓｉを微細に分散したＡｌ−３５％Ｓｉ合金を粉
末冶金法により加工することも知られているが、この方
法で得られた粉末合金は自身の耐摩耗性は優れているが
相手材の摩耗量が多く，この点の他に強度が低く脆いた
めに高荷重を受ける耐摩耗性部品としては使用し難いと
いう問題があった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】したがって、本発明
は、従来の共晶もしくは過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金より耐
摩耗性がすぐれたアルミニウム基合金を提供することを
目的とする。
は、従来の共晶もしくは過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金より耐
摩耗性がすぐれたアルミニウム基合金を提供することを
目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成する本発
明は、約１ｎｍ以下の短範囲領域では無秩序な原子配列
を有し、約２ｎｍ以上の長範囲領域では正２０面体構造
を有する準結晶を含むアルミニウム合金をマトリックス
とし、そこに平均粒径が１０μｍ以下の硬質微粒子及び
／または固体潤滑剤微粒子を分散したアルミニウム基複
合合金を提供するものである。ここでマトリックスを構
成する、約１ｎｍ以下の短範囲領域では無秩序な原子配
列を有し、約２ｎｍ以上の長範囲領域では正２０面体構
造を有する準結晶は一種のＡｌ−ｒｉｃｈな過飽和準周
期構造相である。この準結晶は、耐熱性に優れ、室温に
おける強度および高温における強度に優れ、比強度が高
く延性があるために構造材料として優れた特性をもって
いる。
明は、約１ｎｍ以下の短範囲領域では無秩序な原子配列
を有し、約２ｎｍ以上の長範囲領域では正２０面体構造
を有する準結晶を含むアルミニウム合金をマトリックス
とし、そこに平均粒径が１０μｍ以下の硬質微粒子及び
／または固体潤滑剤微粒子を分散したアルミニウム基複
合合金を提供するものである。ここでマトリックスを構
成する、約１ｎｍ以下の短範囲領域では無秩序な原子配
列を有し、約２ｎｍ以上の長範囲領域では正２０面体構
造を有する準結晶は一種のＡｌ−ｒｉｃｈな過飽和準周
期構造相である。この準結晶は、耐熱性に優れ、室温に
おける強度および高温における強度に優れ、比強度が高
く延性があるために構造材料として優れた特性をもって
いる。
【０００９】この性質に加えて準結晶は硬度が鉄鋼材料
に匹敵するほど高いために、Ａｌ系材料とＦｅ系材料を
摺動する場合は硬度差はほとんどなくなり、硬度差に起
因する摩耗を起こり難くする可能性がある。もちろん、
Ａｌ系材料とＦｅ系材料とは異種材料の摺動となるから
焼付は本来起こり難いと言う摺動特性の面でもこのＡｌ
準結晶は優れている。
に匹敵するほど高いために、Ａｌ系材料とＦｅ系材料を
摺動する場合は硬度差はほとんどなくなり、硬度差に起
因する摩耗を起こり難くする可能性がある。もちろん、
Ａｌ系材料とＦｅ系材料とは異種材料の摺動となるから
焼付は本来起こり難いと言う摺動特性の面でもこのＡｌ
準結晶は優れている。
【００１０】準結晶は上述のように優れた性質をもって
いるが、これを単独で相手材、通常Ｆｅ系材料と摺動す
る摺動材料とした場合は、優れた特性を十分に発揮する
ことはできない。この理由は、過飽和準周期構造をもつ
準結晶は適量な潤滑油が相手材との間に存在しても、高
温にさらされて組織の変化を起こし易いためであると考
えられる。本発明者らはさらに検討を進めた結果、硬質
微粒子と準結晶とを分散させることによりアルミニウム
基合金の摩耗を抑え、固体潤滑剤微粒子と準結晶とを分
散させることにより摩擦力を低くし発熱を抑え、あるい
はこれらの両方を行うことにより、上記の組織変化を妨
げることが必要であることが分かった。これらの微粒子
の大きさは平均で１０μｍ以下であることが必要であ
り、これより粗粒の硬質物などはアルミニウム基合金の
強度及び被削性を低下させるとともに、相手材の摩耗を
多くする。硬質粒子は本発明に係るアルミニウム基複合
合金の摺動相手材より硬度が本質的に高い粒子である。
かかる相手材は通常Ｆｅ系材料であり、その硬度はＨｖ
２００〜４５０程度であるので、これより硬度が高い物
質の粒子が硬質粒子として使用される。硬質粒子は金属
Ｓｉ，酸化物、炭化物，窒化物，硼化物等より選択され
る。酸化物としてはAl2O3，SiO2，TiO2など、炭化物はW
C，SiC，TiCなど、窒化物はTiN，Si3N4，AlNなど、硼化
物はTiB2などから好ましく選択される。固体潤滑剤は黒
鉛，BN，MoS2，WS2，ポリテトラフルオロエチレンなど
から好ましく選択される。次に、これらの微粒子の分散
量を５〜３０ｗｔ％に限定した理由は５ｗｔ％以下では
耐摩耗性が不足し、３０ｗｔ％以上では複合合金の強度
及び靱性が低下し、微粒子が摺動中に脱落して自身及び
相手材の摩耗を多くするからである。
いるが、これを単独で相手材、通常Ｆｅ系材料と摺動す
る摺動材料とした場合は、優れた特性を十分に発揮する
ことはできない。この理由は、過飽和準周期構造をもつ
準結晶は適量な潤滑油が相手材との間に存在しても、高
温にさらされて組織の変化を起こし易いためであると考
えられる。本発明者らはさらに検討を進めた結果、硬質
微粒子と準結晶とを分散させることによりアルミニウム
基合金の摩耗を抑え、固体潤滑剤微粒子と準結晶とを分
散させることにより摩擦力を低くし発熱を抑え、あるい
はこれらの両方を行うことにより、上記の組織変化を妨
げることが必要であることが分かった。これらの微粒子
の大きさは平均で１０μｍ以下であることが必要であ
り、これより粗粒の硬質物などはアルミニウム基合金の
強度及び被削性を低下させるとともに、相手材の摩耗を
多くする。硬質粒子は本発明に係るアルミニウム基複合
合金の摺動相手材より硬度が本質的に高い粒子である。
かかる相手材は通常Ｆｅ系材料であり、その硬度はＨｖ
２００〜４５０程度であるので、これより硬度が高い物
質の粒子が硬質粒子として使用される。硬質粒子は金属
Ｓｉ，酸化物、炭化物，窒化物，硼化物等より選択され
る。酸化物としてはAl2O3，SiO2，TiO2など、炭化物はW
C，SiC，TiCなど、窒化物はTiN，Si3N4，AlNなど、硼化
物はTiB2などから好ましく選択される。固体潤滑剤は黒
鉛，BN，MoS2，WS2，ポリテトラフルオロエチレンなど
から好ましく選択される。次に、これらの微粒子の分散
量を５〜３０ｗｔ％に限定した理由は５ｗｔ％以下では
耐摩耗性が不足し、３０ｗｔ％以上では複合合金の強度
及び靱性が低下し、微粒子が摺動中に脱落して自身及び
相手材の摩耗を多くするからである。
【００１１】上記準結晶は約１ｎｍ以下の短範囲領域で
は無秩序な原子配列を有し、約２ｎｍ以上の長範囲領域
では正２０面体構造を有するものである。
は無秩序な原子配列を有し、約２ｎｍ以上の長範囲領域
では正２０面体構造を有するものである。
【００１２】本発明のアルミニウム基合金は一般式：Al
balQaMbXc（但し、Q：Cr，Mn，V，Mo，Wから選ばれる一
種もしくは二種以上の元素、M：Co，Ni，Feから選ばれ
る一種もしくは二種以上の元素、X：Ti，Zr，Hf，Nb，Y
（イットリウム）を含む希土類元素もしくはミッシュメ
タル（Mm）から選ばれる一種または二種以上の元素であ
り、a，b，cは原子％で１≦a≦７，０．５≦b≦５，０
＜c≦５）で示される組成である。
balQaMbXc（但し、Q：Cr，Mn，V，Mo，Wから選ばれる一
種もしくは二種以上の元素、M：Co，Ni，Feから選ばれ
る一種もしくは二種以上の元素、X：Ti，Zr，Hf，Nb，Y
（イットリウム）を含む希土類元素もしくはミッシュメ
タル（Mm）から選ばれる一種または二種以上の元素であ
り、a，b，cは原子％で１≦a≦７，０．５≦b≦５，０
＜c≦５）で示される組成である。
【００１３】前記一般式Ａｌbal Ｑa Ｍb Ｘc におい
て、Ｑ元素はＣｒ，Ｍｎ，Ｖ，Ｍｏ，Ｗから選ばれる一
種もしくは二種以上の元素であり、これらの元素は準結
晶の生成に不可欠な元素であり、さらに後述するＭ元素
と組み合わせることにより、準結晶の生成が容易になる
とともに、合金組織の熱的安定性が向上する効果があ
る。
て、Ｑ元素はＣｒ，Ｍｎ，Ｖ，Ｍｏ，Ｗから選ばれる一
種もしくは二種以上の元素であり、これらの元素は準結
晶の生成に不可欠な元素であり、さらに後述するＭ元素
と組み合わせることにより、準結晶の生成が容易になる
とともに、合金組織の熱的安定性が向上する効果があ
る。
【００１４】Ｍ元素はＣｏ，Ｎｉ，Ｆｅから選ばれる一
種もしくは二種以上の元素であり、これらの元素は上述
のＱ元素と組み合わせることにより、準結晶の生成が容
易になるとともにＱ元素と同様に熱的安定性が向上す
る。また、Ｍ元素は主元素であるＡｌに対して拡散能が
小さい元素であり、Ａｌマトリックスにおいてはマトリ
ックスを強化する効果があるとともに、主元素のＡｌま
たはその他の元素と種々の金属間化合物を形成し、合金
の強度の向上及び耐熱性に貢献する。
種もしくは二種以上の元素であり、これらの元素は上述
のＱ元素と組み合わせることにより、準結晶の生成が容
易になるとともにＱ元素と同様に熱的安定性が向上す
る。また、Ｍ元素は主元素であるＡｌに対して拡散能が
小さい元素であり、Ａｌマトリックスにおいてはマトリ
ックスを強化する効果があるとともに、主元素のＡｌま
たはその他の元素と種々の金属間化合物を形成し、合金
の強度の向上及び耐熱性に貢献する。
【００１５】また、Ｘ元素はＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，
Ｙ（イットリウム）を含む希土類元素またはミッシュメ
タル（Ｍｍ）から選ばれる一種もしくは二種以上の元素
であり、これらの元素は準結晶の生成域を添加遷移金属
の低溶質濃度への拡大に有効であるとともに、合金の冷
却による微細化効果を向上させる効果がある。よって、
微細化効果により機械的特性及び比強度を向上させると
ともに、合金の延性を向上させる効果がある。希土類元
素としてはＬａ及び／またはＣｅが好ましく、ミッシュ
メタルとしてはＬａ，Ｃｅ，Ｎｄ，Ｓｍ等の希土類の１
種または２種以上の混合物にＡｌ，Ｃａ，Ｃ，Ｓｉ，Ｆ
ｅの１種または２種以上が合計で０．１〜１０ｗｔ％が
入ったものが好ましい。
Ｙ（イットリウム）を含む希土類元素またはミッシュメ
タル（Ｍｍ）から選ばれる一種もしくは二種以上の元素
であり、これらの元素は準結晶の生成域を添加遷移金属
の低溶質濃度への拡大に有効であるとともに、合金の冷
却による微細化効果を向上させる効果がある。よって、
微細化効果により機械的特性及び比強度を向上させると
ともに、合金の延性を向上させる効果がある。希土類元
素としてはＬａ及び／またはＣｅが好ましく、ミッシュ
メタルとしてはＬａ，Ｃｅ，Ｎｄ，Ｓｍ等の希土類の１
種または２種以上の混合物にＡｌ，Ｃａ，Ｃ，Ｓｉ，Ｆ
ｅの１種または２種以上が合計で０．１〜１０ｗｔ％が
入ったものが好ましい。
【００１６】上記したＱ元素の含有量（ａ，原子％）を
１〜７ａｔ％、Ｍ元素の含有量（ｂ，原子％）を０．５
〜５ａｔ％、Ｘ元素の含有量（ｃ，原子％）を０を超え
５ａｔ％以下の範囲内であると従来（市販）の高強度ア
ルミニウム合金より室温および３００℃以上の高温下に
おいても強度及び硬度が高くなるために、良好な耐摩耗
性を発揮することができる。またこれらの範囲である
と、延性が実用の加工に耐えうる程度となるので、本合
金を鋳造によらずに各種部品形状に加工することができ
るようになる。さらに硬質微粒子及び／または固体潤滑
剤微粒子が分散した本合金粉末に圧縮、押出などの加工
を加えることにより合金粉末を塑性変形させ微粒子とマ
トリックスの接合強度を高めるためには、上記した延性
が高く粉末が変形し易いことが必要である。また、接合
後にマトリックスが準結晶組織を保っているためには耐
熱性がすぐれていることも必要である。
１〜７ａｔ％、Ｍ元素の含有量（ｂ，原子％）を０．５
〜５ａｔ％、Ｘ元素の含有量（ｃ，原子％）を０を超え
５ａｔ％以下の範囲内であると従来（市販）の高強度ア
ルミニウム合金より室温および３００℃以上の高温下に
おいても強度及び硬度が高くなるために、良好な耐摩耗
性を発揮することができる。またこれらの範囲である
と、延性が実用の加工に耐えうる程度となるので、本合
金を鋳造によらずに各種部品形状に加工することができ
るようになる。さらに硬質微粒子及び／または固体潤滑
剤微粒子が分散した本合金粉末に圧縮、押出などの加工
を加えることにより合金粉末を塑性変形させ微粒子とマ
トリックスの接合強度を高めるためには、上記した延性
が高く粉末が変形し易いことが必要である。また、接合
後にマトリックスが準結晶組織を保っているためには耐
熱性がすぐれていることも必要である。
【００１７】また前記一般式Ａｌbal Ｑa Ｍb （すなわ
ち、ｃ＝としてＸを除いた組成系）において原子％でａ
を１〜７ａｔ％，ｂを０．５〜５ａｔ％の範囲内におい
てもＡｌbal Ｑa Ｍb Ｘc の高強度アルミニウム合金と
同様の性質が得られる。特に好ましいのは３≦（ａ＋
ｂ）≦１２の範囲である。
ち、ｃ＝としてＸを除いた組成系）において原子％でａ
を１〜７ａｔ％，ｂを０．５〜５ａｔ％の範囲内におい
てもＡｌbal Ｑa Ｍb Ｘc の高強度アルミニウム合金と
同様の性質が得られる。特に好ましいのは３≦（ａ＋
ｂ）≦１２の範囲である。
【００１８】さらにそのマトリックスの組織は（イ）準
結晶、（ロ）アルミニウム結晶，アルミニウムの過飽和
固溶体のいずれかの相とからなる複合組織でもよい。ま
た、後者（ロ）はこれらの複合体（混相）であってもよ
い。さらに場合によっては（ロ）の個々の組織（相）中
にアルミニウムとその他の元素とが生成する種々の金属
間化合物及び／またはその他の元素同士が生成する金属
間化合物が含まれていてもよい。特に金属間化合物が存
在することにより、マトリックスの強化及び結晶粒の制
御をするのに有効である。
結晶、（ロ）アルミニウム結晶，アルミニウムの過飽和
固溶体のいずれかの相とからなる複合組織でもよい。ま
た、後者（ロ）はこれらの複合体（混相）であってもよ
い。さらに場合によっては（ロ）の個々の組織（相）中
にアルミニウムとその他の元素とが生成する種々の金属
間化合物及び／またはその他の元素同士が生成する金属
間化合物が含まれていてもよい。特に金属間化合物が存
在することにより、マトリックスの強化及び結晶粒の制
御をするのに有効である。
【００１９】本発明において合金のマトリックス組織
は、アルミニウム結晶相、アルミニウムの過飽和固溶体
相に微細な準結晶粒子が均一に分散しているものであ
る。準結晶及び場合により存在する種々の金属間化合物
の平均粒子の大きさは10〜1000ｎｍであることが好まし
い。平均粒子の大きさが10nm未満の場合、合金の強度に
寄与しにくく、必要以上に組織中に存在させると、合金
の脆化を招く危険が生じるためであり、1000nmを超えた
場合、粒子が大きくなりすぎて、強度の維持ができなく
なるとともに強化要素として働きがなくなる可能性が大
きくなるためである。また、準結晶及び金属間化合物の
平均粒子間距離は10〜500nmであることが好ましい。平
均粒子間距離が10nm未満の場合、得られた合金は強度、
硬度は高いか延性の点で不十分となり、500nmを越える
場合、強度が急激に低下し、高強度の合金が得られなく
なる可能性が生じるためである。また、準結晶相が1nm
以下の短範囲で無秩序な原子配列になっていること及び
Al−rich相であることから良好な粘さを有することがで
きる。
は、アルミニウム結晶相、アルミニウムの過飽和固溶体
相に微細な準結晶粒子が均一に分散しているものであ
る。準結晶及び場合により存在する種々の金属間化合物
の平均粒子の大きさは10〜1000ｎｍであることが好まし
い。平均粒子の大きさが10nm未満の場合、合金の強度に
寄与しにくく、必要以上に組織中に存在させると、合金
の脆化を招く危険が生じるためであり、1000nmを超えた
場合、粒子が大きくなりすぎて、強度の維持ができなく
なるとともに強化要素として働きがなくなる可能性が大
きくなるためである。また、準結晶及び金属間化合物の
平均粒子間距離は10〜500nmであることが好ましい。平
均粒子間距離が10nm未満の場合、得られた合金は強度、
硬度は高いか延性の点で不十分となり、500nmを越える
場合、強度が急激に低下し、高強度の合金が得られなく
なる可能性が生じるためである。また、準結晶相が1nm
以下の短範囲で無秩序な原子配列になっていること及び
Al−rich相であることから良好な粘さを有することがで
きる。
【００２０】従って、マトリックスを上記一般式に示さ
れる組成とすることにより、ヤング率、高温、室温強
度、延性、疲労強度などをより向上させることができ
る。
れる組成とすることにより、ヤング率、高温、室温強
度、延性、疲労強度などをより向上させることができ
る。
【００２１】準結晶組織を有し、あるいは準結晶と非晶
質などの複合組織を有するアルミニウム基合金を得る方
法自体は前掲「ナノスケール組織制御材料」及びこの引
用文献にて公知であり、また上記組成を有する合金の溶
湯を単ロール法、双ロール法、各種アトマイズ法、スプ
レー法などの液体急冷法により凝固させさせることによ
っても得ることができる。これらの方法の場合、合金組
成によって多少異なるが、１０2 〜１０ 4Ｋ／ｓｅｃ程
度の範囲内で冷却速度で急冷を行う。また、急冷により
過飽和Ａｌ固溶体を得これを加熱することにより準結晶
を析出させることもできる。
質などの複合組織を有するアルミニウム基合金を得る方
法自体は前掲「ナノスケール組織制御材料」及びこの引
用文献にて公知であり、また上記組成を有する合金の溶
湯を単ロール法、双ロール法、各種アトマイズ法、スプ
レー法などの液体急冷法により凝固させさせることによ
っても得ることができる。これらの方法の場合、合金組
成によって多少異なるが、１０2 〜１０ 4Ｋ／ｓｅｃ程
度の範囲内で冷却速度で急冷を行う。また、急冷により
過飽和Ａｌ固溶体を得これを加熱することにより準結晶
を析出させることもできる。
【００２２】上記においてマトリックス組織中に含まれ
る準結晶は体積率で１５％以上であることが好ましい。
１５％未満である場合耐摩耗性が十分でないからであ
る。一方、準結晶は純Ａｌよりも加工性が劣るために、
準結晶が８０％を超えると加工条件が過酷になり加工が
十分に行えなくなる可能性が生じる。さらに合金組織中
に含まれる準結晶は体積率で５０〜８０％であることが
より好ましい。
る準結晶は体積率で１５％以上であることが好ましい。
１５％未満である場合耐摩耗性が十分でないからであ
る。一方、準結晶は純Ａｌよりも加工性が劣るために、
準結晶が８０％を超えると加工条件が過酷になり加工が
十分に行えなくなる可能性が生じる。さらに合金組織中
に含まれる準結晶は体積率で５０〜８０％であることが
より好ましい。
【００２３】本発明のアルミニウム基合金及び複合合金
は、それぞれ液体急冷法及び粉末冶金法における製造条
件を適当に選ぶことにより、合金組織、準結晶、各相の
粒径、分散状態などを制御でき、この制御により強度、
硬度、延性、耐熱性を調節することができる。また前記
のようにマトリックスの準結晶または種々の金属間化合
物の平均粒子の大きさを１０〜１０００ｎｍの範囲に制
御し、平均粒子間距離を１０〜５００ｎｍの範囲に制御
することにより、すぐれた超塑性加工材としての性質も
付与できる。
は、それぞれ液体急冷法及び粉末冶金法における製造条
件を適当に選ぶことにより、合金組織、準結晶、各相の
粒径、分散状態などを制御でき、この制御により強度、
硬度、延性、耐熱性を調節することができる。また前記
のようにマトリックスの準結晶または種々の金属間化合
物の平均粒子の大きさを１０〜１０００ｎｍの範囲に制
御し、平均粒子間距離を１０〜５００ｎｍの範囲に制御
することにより、すぐれた超塑性加工材としての性質も
付与できる。
【００２４】上記方法で作製した急冷凝固材を平均粒径
が１０〜１００μｍに粉砕したものあるいは急冷凝固粉
末と、Ｓｉ、酸化物、炭化物、窒化物、硼化物等の硬質
粒子及び／または黒鉛、ＢＮ、ＭｏＳ2、ＷＳ2、ポリテ
トラフルオロエチレン等の固体潤滑剤粒子をボールミル
などにより、合金化あるいは非晶質化が起きない条件で
混合し微粒子を均一分散させる。これらの方法により得
られた混合材を圧粉、押出しなどの熱加工する。この際
の温度は３００〜６００℃が好ましいが、ポリテトラフ
ルオロエチレンを使用する場合は４００℃以下の温度が
好ましい。
が１０〜１００μｍに粉砕したものあるいは急冷凝固粉
末と、Ｓｉ、酸化物、炭化物、窒化物、硼化物等の硬質
粒子及び／または黒鉛、ＢＮ、ＭｏＳ2、ＷＳ2、ポリテ
トラフルオロエチレン等の固体潤滑剤粒子をボールミル
などにより、合金化あるいは非晶質化が起きない条件で
混合し微粒子を均一分散させる。これらの方法により得
られた混合材を圧粉、押出しなどの熱加工する。この際
の温度は３００〜６００℃が好ましいが、ポリテトラフ
ルオロエチレンを使用する場合は４００℃以下の温度が
好ましい。
【００２５】
【実施例】以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明
する。 実施例１ Ａｌ94Ｃｒ2.5 Ｃｏ1.5 Ｃｅ1 Ｚｒ1 で示される組成
（原子比）の母合金を高周波溶解炉で溶製し、高圧ガス
噴霧法（Ａｒガス）により平均粒径が３０μｍの粉末を
製造した。その際のガス圧は４０ｋｇ／ｃｍ2 であっ
た。製造した粉末をＴＥＭ観察及び電子線回折を行った
結果、準結晶相とアルミニウム相とからなる混相合金で
あった。この結果を図１に示す。図１から準結晶相の直
径は約３０ｎｍで、アルミニウム相（組織白色部）中に
均一に分散した組織を示している。準結晶相は体積率で
６８％であり、合金組織中主相であることがわかった。
この粉末に平均粒径３μｍのＳｉＣ粉末を１０ｗｔ％添
加しボールミルで３ｈ混合した。
する。 実施例１ Ａｌ94Ｃｒ2.5 Ｃｏ1.5 Ｃｅ1 Ｚｒ1 で示される組成
（原子比）の母合金を高周波溶解炉で溶製し、高圧ガス
噴霧法（Ａｒガス）により平均粒径が３０μｍの粉末を
製造した。その際のガス圧は４０ｋｇ／ｃｍ2 であっ
た。製造した粉末をＴＥＭ観察及び電子線回折を行った
結果、準結晶相とアルミニウム相とからなる混相合金で
あった。この結果を図１に示す。図１から準結晶相の直
径は約３０ｎｍで、アルミニウム相（組織白色部）中に
均一に分散した組織を示している。準結晶相は体積率で
６８％であり、合金組織中主相であることがわかった。
この粉末に平均粒径３μｍのＳｉＣ粉末を１０ｗｔ％添
加しボールミルで３ｈ混合した。
【００２６】上記方法で作製した粉末を、銅製カプセル
に詰め３６０℃で真空脱気（１×１０-6ｔｏｒｒ）後、
３６０℃で温間押出しにより、押出し比１０の丸棒を得
た。この押出棒は準結晶を分散したマトリックスに、均
一微細にＳｉＣ粒子が分散した組織を有していた。
に詰め３６０℃で真空脱気（１×１０-6ｔｏｒｒ）後、
３６０℃で温間押出しにより、押出し比１０の丸棒を得
た。この押出棒は準結晶を分散したマトリックスに、均
一微細にＳｉＣ粒子が分散した組織を有していた。
【００２７】同様に本発明の合金を実施例２と同様の方
法により押出成形し、得られたバルク材の硬度、引張強
度、伸びを調べた結果を図３（表１）及び図４（表２）
に示す。なお、表中のマトリックス合金組成は下記のと
おりである。 本発明例１ Ａｌ94Ｃｒ2.5Ｃｏ1.5Ｃｅ1Ｚｒ1 本発明例２ Ａｌ94Ｃｒ2.5Ｃｏ1.5Ｃｅ1Ｚｒ1 本発明例３ Ａｌ94Ｃｒ2.5Ｃｏ1.5Ｃｅ1Ｚｒ1 本発明例４ Ａｌ94Ｃｒ2.5Ｃｏ1.5Ｃｅ1Ｚｒ1 比較例１ Ａｌ94Ｃｒ2.5Ｃｏ1.5Ｃｅ1Ｚｒ1 比較例２ Ａｌ94Ｃｒ3.5Ｃｏ1.5Ｃｅ1Ｚｒ1 比較例３ Ａｌ94Ｃｒ2.5Ｃｏ1.5Ｃｅ1Ｚｒ1 比較例４ Ａｌ94Ｃｒ2.5Ｃｏ1.5Ｃｅ1Ｚｒ1 本発明例５ Ａｌ93.5Ｍｎ3Ｎｉ1.5Ｌａ1Ｈｆ1 本発明例６ Ａｌ93Ｍｎ1.5Ｃｏ2.5Ｃｅ2Ｔｉ1 本発明例７ Ａｌ93Ｖ3Ｃｏ2Ｃｅ1Ｚｒ1 本発明例８ Ａｌ94Ｍｎ1.5Ｃｏ2.5Ｃｅ1Ｔｉ1 本発明例９ Ａｌ94Ｍｎ2.5Ｃｏ1.5Ｍｍ1Ｚｒ1 本発明例１０ Ａｌ94Ｍｎ2.5Ｃｏ1.5Ｍｍ1Ｚｒ1 本発明例１１ Ａｌ95Ｍｏ2Ｃｏ1.5Ｃｅ0.5Ｚｒ1 本発明例１２ Ａｌ95Ｃｒ2.5Ｆｅ1Ｍｍ1Ｚｒ0.5 本発明例１３ Ａｌ93.5Ｍｎ3Ｃｕ1.5Ｙ2 本発明例１４ Ａｌ94.5Ｖ3Ｆｅ1.5Ｍｍ1 本発明例１５ Ａｌ94Ｃｒ3Ｃｏ2Ｃｅ1 参考例１ Ａｌ93Ｍｎ5Ｆｅ2 参考例２ Ａｌ92Ｃｒ6Ｃｏ2 本発明例１６ Ａｌ94Ｃｒ2.5Ｃｏ1.5Ｃｅ1Ｚｒ1 本発明例１７ Ａｌ94Ｃｒ2Ｎｉ2Ｍｍ1Ｎｂ1 本発明例１８ Ａｌ94.5Ｍｏ3Ｃｏ1.5Ｃｅ1 本発明例１９ Ａｌ94Ｍｏ4Ｎｉ1Ｙ1 本発明例２０ Ａｌ93.5Ｍｎ2.5Ｆｅ1Ｍｍ1Ｔｉ2 本発明例２１ Ａｌ94Ｍｎ3Ｎｉ1Ｍｍ1Ｚｒ1 本発明例２２ Ａｌ93.5Ｃｒ1Ｃｏ2Ｍｍ2.5Ｈｆ1 比較例５ １／Ｍ Ａ３９０ Ｔ６
法により押出成形し、得られたバルク材の硬度、引張強
度、伸びを調べた結果を図３（表１）及び図４（表２）
に示す。なお、表中のマトリックス合金組成は下記のと
おりである。 本発明例１ Ａｌ94Ｃｒ2.5Ｃｏ1.5Ｃｅ1Ｚｒ1 本発明例２ Ａｌ94Ｃｒ2.5Ｃｏ1.5Ｃｅ1Ｚｒ1 本発明例３ Ａｌ94Ｃｒ2.5Ｃｏ1.5Ｃｅ1Ｚｒ1 本発明例４ Ａｌ94Ｃｒ2.5Ｃｏ1.5Ｃｅ1Ｚｒ1 比較例１ Ａｌ94Ｃｒ2.5Ｃｏ1.5Ｃｅ1Ｚｒ1 比較例２ Ａｌ94Ｃｒ3.5Ｃｏ1.5Ｃｅ1Ｚｒ1 比較例３ Ａｌ94Ｃｒ2.5Ｃｏ1.5Ｃｅ1Ｚｒ1 比較例４ Ａｌ94Ｃｒ2.5Ｃｏ1.5Ｃｅ1Ｚｒ1 本発明例５ Ａｌ93.5Ｍｎ3Ｎｉ1.5Ｌａ1Ｈｆ1 本発明例６ Ａｌ93Ｍｎ1.5Ｃｏ2.5Ｃｅ2Ｔｉ1 本発明例７ Ａｌ93Ｖ3Ｃｏ2Ｃｅ1Ｚｒ1 本発明例８ Ａｌ94Ｍｎ1.5Ｃｏ2.5Ｃｅ1Ｔｉ1 本発明例９ Ａｌ94Ｍｎ2.5Ｃｏ1.5Ｍｍ1Ｚｒ1 本発明例１０ Ａｌ94Ｍｎ2.5Ｃｏ1.5Ｍｍ1Ｚｒ1 本発明例１１ Ａｌ95Ｍｏ2Ｃｏ1.5Ｃｅ0.5Ｚｒ1 本発明例１２ Ａｌ95Ｃｒ2.5Ｆｅ1Ｍｍ1Ｚｒ0.5 本発明例１３ Ａｌ93.5Ｍｎ3Ｃｕ1.5Ｙ2 本発明例１４ Ａｌ94.5Ｖ3Ｆｅ1.5Ｍｍ1 本発明例１５ Ａｌ94Ｃｒ3Ｃｏ2Ｃｅ1 参考例１ Ａｌ93Ｍｎ5Ｆｅ2 参考例２ Ａｌ92Ｃｒ6Ｃｏ2 本発明例１６ Ａｌ94Ｃｒ2.5Ｃｏ1.5Ｃｅ1Ｚｒ1 本発明例１７ Ａｌ94Ｃｒ2Ｎｉ2Ｍｍ1Ｎｂ1 本発明例１８ Ａｌ94.5Ｍｏ3Ｃｏ1.5Ｃｅ1 本発明例１９ Ａｌ94Ｍｏ4Ｎｉ1Ｙ1 本発明例２０ Ａｌ93.5Ｍｎ2.5Ｆｅ1Ｍｍ1Ｔｉ2 本発明例２１ Ａｌ94Ｍｎ3Ｎｉ1Ｍｍ1Ｚｒ1 本発明例２２ Ａｌ93.5Ｃｒ1Ｃｏ2Ｍｍ2.5Ｈｆ1 比較例５ １／Ｍ Ａ３９０ Ｔ６
【００２８】実施例３
実施例２に示した押出し材を図２の様に加工して図５に
示す様に相手材（共晶鋳鉄、硬度Ｈｖ＝５２０）と接触
させ荷重１０ｋｇｆ／ｍｍ、速度１ｍ／ｓ，潤滑油＝冷
凍機用潤滑油、例えば本テストでは日石レフオイル（Ｎ
Ｓ−４ＧＳ）、テスト時間２０分の条件で摩耗試験をし
た。その結果を図６に示す。なお、摩耗量の評価は供試
材は摩耗痕幅を、相手材は摩耗テスト前に摺動面にビッ
カースの圧痕（荷重：１ｋｇ）をつけ圧痕径を計り、テ
スト後再び圧痕径を計りその差を摩耗量とした。
示す様に相手材（共晶鋳鉄、硬度Ｈｖ＝５２０）と接触
させ荷重１０ｋｇｆ／ｍｍ、速度１ｍ／ｓ，潤滑油＝冷
凍機用潤滑油、例えば本テストでは日石レフオイル（Ｎ
Ｓ−４ＧＳ）、テスト時間２０分の条件で摩耗試験をし
た。その結果を図６に示す。なお、摩耗量の評価は供試
材は摩耗痕幅を、相手材は摩耗テスト前に摺動面にビッ
カースの圧痕（荷重：１ｋｇ）をつけ圧痕径を計り、テ
スト後再び圧痕径を計りその差を摩耗量とした。
【００２９】耐摩耗性合金として知られているＡ３９０
合金（比較例５）及び比較例１、２の場合は相手材をま
た比較例３、４の場合は供試材自身が多く摩耗するが、
本発明例の場合は自身と相手材双方の摩耗量が少なく、
本発明材は相手材と相性が良いことが分かる。
合金（比較例５）及び比較例１、２の場合は相手材をま
た比較例３、４の場合は供試材自身が多く摩耗するが、
本発明例の場合は自身と相手材双方の摩耗量が少なく、
本発明材は相手材と相性が良いことが分かる。
【００３０】
【発明の効果】以上説明したように、準結晶を含むアル
ミニウム基合金は、室温における硬度、強度、伸び及び
耐熱性を良好にすることができ、かつ希土類元素の添加
量を少なくして高強度で比重が小さいことにより高比強
度材料とすることができるが、それ自体では耐摩耗性は
従来のＡｌ−Ｓｉ系耐摩耗性合金より劣っている。この
準結晶を有するアルミニウム基合金をマトリックスと
し、ここに微細な硬質粒子及び／または潤滑粒子を特定
量分散することにより優れた耐摩耗性を達成することが
できる。これら微粒子を分散させる際の加工による熱的
影響を受けても準結晶の優れた特性を維持することがで
きる。
ミニウム基合金は、室温における硬度、強度、伸び及び
耐熱性を良好にすることができ、かつ希土類元素の添加
量を少なくして高強度で比重が小さいことにより高比強
度材料とすることができるが、それ自体では耐摩耗性は
従来のＡｌ−Ｓｉ系耐摩耗性合金より劣っている。この
準結晶を有するアルミニウム基合金をマトリックスと
し、ここに微細な硬質粒子及び／または潤滑粒子を特定
量分散することにより優れた耐摩耗性を達成することが
できる。これら微粒子を分散させる際の加工による熱的
影響を受けても準結晶の優れた特性を維持することがで
きる。
【００３１】本発明に係るアルミニウム基複合合金は，
従来のＡｌ−Ｓｉ合金と比較して自身の摩耗及び相手材
の摩耗が少ないために部品の信頼性を向上しあるいは過
酷の摺動条件で使用可能である；通常のＡｌ合金より強
度が高いために部品を小型化することができあるいはよ
り高い荷重で使用できる；従来のＡｌ−Ｓｉ合金と比較
して伸びが高いために耐疲労性が優れているなど摺動部
品として特筆すべき性能をもった従来には見られない材
料である。
従来のＡｌ−Ｓｉ合金と比較して自身の摩耗及び相手材
の摩耗が少ないために部品の信頼性を向上しあるいは過
酷の摺動条件で使用可能である；通常のＡｌ合金より強
度が高いために部品を小型化することができあるいはよ
り高い荷重で使用できる；従来のＡｌ−Ｓｉ合金と比較
して伸びが高いために耐疲労性が優れているなど摺動部
品として特筆すべき性能をもった従来には見られない材
料である。
【図１】実施例１におけるＴＥＭ観察及び電子線回折結
果により金属組織を示す写真である。
果により金属組織を示す写真である。
【図２】摩耗試験片の図である。
【図３】実施例及び比較例のアルミニウム基複合材料の
組成及び特性を示す図表（表１）である。
組成及び特性を示す図表（表１）である。
【図４】実施例及び比較例のアルミニウム基複合材料の
組成及び特性を示す図表（表２）である。
組成及び特性を示す図表（表２）である。
【図５】摩耗試験方法を説明する図である。
【図６】実施例３における摩耗試験結果を示すグラフで
ある。
ある。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(73)特許権者 000000011
アイシン精機株式会社
愛知県刈谷市朝日町２丁目１番地
(73)特許権者 000004075
ヤマハ株式会社
静岡県浜松市中沢町10番１号
(72)発明者 井上 明久
宮城県仙台市青葉区片平２丁目１番１号
東北大学金属材料研究所内
(72)発明者 小口 昌弘
東京都中央区八重洲１丁目９番９号 帝
国ピストンリング株式会社内
(72)発明者 永洞 純一
富山県黒部市吉田200番地 ＹＫＫ株式
会社内
(72)発明者 大槻 真人
埼玉県大宮市北袋町１丁目297番地 三
菱マテリアル株式会社総合研究所内
(72)発明者 河野 通
埼玉県大宮市北袋町１丁目297番地 三
菱マテリアル株式会社総合研究所内
(72)発明者 武田 伸
愛知県刈谷市朝日町２丁目１番地 アイ
シン精機株式会社内
(72)発明者 堀尾 裕磨
静岡県磐田郡豊岡村松の木島203番地
ヤマハ株式会社材料研究所内
(56)参考文献 特開 平３−267355（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−330214（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−268528（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 1/04
C22C 21/00 - 21/18
C22C 45/08
Claims (6)
- 【請求項１】 約１ｎｍ以下の短範囲領域では無秩序な
原子配列を有し、約２ｎｍ以上の長範囲領域では正２０
面体構造を有する準結晶と、アルミニウム結晶もしくは
アルミニウムの過飽和固溶体のいずれかの相とからなる
とともに、組成が一般式AlbalQaMbXc（但し、Q：Cr，M
n，V，Mo，Wから選ばれる一種もしくは二種以上の元
素、M：Co，Ni，Feから選ばれる一種もしくは二種以上
の元素、X：Ti，Zr，Hf，Nb，Y（イットリウム）を含む
希土類元素もしくはミッシュメタル（Ｍｍ）から選ばれ
る一種もしくは二種以上の元素であり、a，b，cは原子
％で１≦a≦７，０．５≦b≦５，０＜c≦５）で示され
るアルミニウム基合金のマトリックスに、平均粒径が１
０μｍ以下の硬質微粒子及び／または固体潤滑剤微粒子
の１種または２種を５〜３０ｗｔ％分散したことを特徴
とする高耐摩耗性アルミニウム基複合合金。 - 【請求項２】 前記硬質微粒子がＳｉ，炭化物，窒化
物，酸化物，硼化物から選択される１種または２種以上
であり、また前記固体潤滑剤微粒子が黒鉛，BN，MoS2，
WS2，ポリテトラフルオロエチレンから選択される１種
または２種以上である請求項１記載の高耐摩耗性アルミ
ニウム基複合合金。 - 【請求項３】 3≦（a＋b＋c）≦8である請求項１記載
の高耐摩耗性アルミニウム基複合合金。 - 【請求項４】 3≦（a＋b）≦12である請求項１記載の
高耐摩耗性アルミニウム基複合合金。 - 【請求項５】 前記マトリックスに含まれる準結晶が体
積率で１５〜８０％である請求項１から４まで何れか１
項記載の高耐摩耗性アルミニウム基複合合金。 - 【請求項６】 前記マトリックス組織内に、更にアルミ
ニウムとその他の元素が生成する１種または２種以上の
金属間化合物及び／またはその他の元素同士が生成する
１種または２種の金属間化合物の１種または２種以上が
含まれてなる請求項１から５までの何れか１項記載の高
耐摩耗性アルミニウム基複合合金。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21185896A JP3391636B2 (ja) | 1996-07-23 | 1996-07-23 | 高耐摩耗性アルミニウム基複合合金 |
| EP97112486A EP0821072B1 (en) | 1996-07-23 | 1997-07-22 | Highly wear-resistant aluminium-based composite alloy and wear-resistant parts |
| US08/898,590 US6074497A (en) | 1996-07-23 | 1997-07-22 | Highly wear-resistant aluminum-based composite alloy and wear-resistant parts |
| DE69716526T DE69716526T2 (de) | 1996-07-23 | 1997-07-22 | Hochverschleissfester Verbundwerkstoff auf Aluminium-basis und verschleissfeste Teile |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21185896A JP3391636B2 (ja) | 1996-07-23 | 1996-07-23 | 高耐摩耗性アルミニウム基複合合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1036951A JPH1036951A (ja) | 1998-02-10 |
| JP3391636B2 true JP3391636B2 (ja) | 2003-03-31 |
Family
ID=16612774
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21185896A Expired - Fee Related JP3391636B2 (ja) | 1996-07-23 | 1996-07-23 | 高耐摩耗性アルミニウム基複合合金 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6074497A (ja) |
| EP (1) | EP0821072B1 (ja) |
| JP (1) | JP3391636B2 (ja) |
| DE (1) | DE69716526T2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
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| JP3426522B2 (ja) * | 1998-11-06 | 2003-07-14 | 株式会社ノリタケカンパニーリミテド | ベース円板型研削砥石 |
| JP3852810B2 (ja) * | 1998-12-03 | 2006-12-06 | 独立行政法人科学技術振興機構 | 高延性ナノ粒子分散金属ガラスおよびその製造方法 |
| JP3990094B2 (ja) * | 2000-04-25 | 2007-10-10 | 東レ・ダウコーニング株式会社 | シリコーンゴムスポンジ形成性組成物、シリコーンゴムスポンジおよびそれらの製造方法 |
| US6533285B2 (en) | 2001-02-05 | 2003-03-18 | Caterpillar Inc | Abradable coating and method of production |
| US20030024611A1 (en) * | 2001-05-15 | 2003-02-06 | Cornie James A. | Discontinuous carbon fiber reinforced metal matrix composite |
| US6964818B1 (en) * | 2003-04-16 | 2005-11-15 | General Electric Company | Thermal protection of an article by a protective coating having a mixture of quasicrystalline and non-quasicrystalline phases |
| US7255757B2 (en) * | 2003-12-22 | 2007-08-14 | General Electric Company | Nano particle-reinforced Mo alloys for x-ray targets and method to make |
| FR2866350B1 (fr) * | 2004-02-16 | 2007-06-22 | Centre Nat Rech Scient | Revetement en alliage d'aluminium, pour ustensile de cuisson |
| US7368023B2 (en) * | 2004-10-12 | 2008-05-06 | Wisconisn Alumni Research Foundation | Zirconium-rich bulk metallic glass alloys |
| GB0621073D0 (en) * | 2006-10-24 | 2006-11-29 | Isis Innovation | Metal matrix composite material |
| AT10110U1 (de) * | 2006-11-08 | 2008-09-15 | Weber Hydraulik Gmbh | Bergegerät |
| JP2008231519A (ja) * | 2007-03-22 | 2008-10-02 | Honda Motor Co Ltd | 準結晶粒子分散アルミニウム合金およびその製造方法 |
| JP2008248343A (ja) * | 2007-03-30 | 2008-10-16 | Honda Motor Co Ltd | アルミニウム基合金 |
| FR2929541B1 (fr) * | 2008-04-07 | 2010-12-31 | Cini Atel | Procede d'elaboration de pieces en alliage d'aluminium |
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