JPH0693363A - 高力、耐熱アルミニウム基合金 - Google Patents
高力、耐熱アルミニウム基合金Info
- Publication number
- JPH0693363A JPH0693363A JP4243253A JP24325392A JPH0693363A JP H0693363 A JPH0693363 A JP H0693363A JP 4243253 A JP4243253 A JP 4243253A JP 24325392 A JP24325392 A JP 24325392A JP H0693363 A JPH0693363 A JP H0693363A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- aluminum
- phase
- strength
- heat
- based alloy
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- 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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C45/00—Amorphous alloys
- C22C45/08—Amorphous alloys with aluminium as the major constituent
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 高強度、高硬度、高耐熱性に優れたアルミニ
ウム基合金を提供するものである。 【構成】 Ａｌと０．１〜２５ａｔ％の２種以上の還移
金属元素とから構成され、組織がＡｌ又はその過飽和固
溶体からなるマトリックス中に、少くとも準結晶が均一
に分散しているもの、準結晶はＩ相又はＩ相とＤ相の混
相で、２０ｖｏｌ％以下がよい。具体的には一般式：Ａ
ｌbalＮｉaＸb又はＡｌbalＮｉaＸbＭc（Ｘ＝Ｆｅ，Ｃ
ｏ、Ｍ＝Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｗ、５≦ａ≦
１０、０．５≦ｂ≦１０、０．１≦ｃ≦５）の組成を有
する。 【効果】 室温および高温における硬度、強度に優れ、
耐熱性に優れた高比強度材料である。加工の際の熱影響
を受けても優れた特性を維持できる。
ウム基合金を提供するものである。 【構成】 Ａｌと０．１〜２５ａｔ％の２種以上の還移
金属元素とから構成され、組織がＡｌ又はその過飽和固
溶体からなるマトリックス中に、少くとも準結晶が均一
に分散しているもの、準結晶はＩ相又はＩ相とＤ相の混
相で、２０ｖｏｌ％以下がよい。具体的には一般式：Ａ
ｌbalＮｉaＸb又はＡｌbalＮｉaＸbＭc（Ｘ＝Ｆｅ，Ｃ
ｏ、Ｍ＝Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｗ、５≦ａ≦
１０、０．５≦ｂ≦１０、０．１≦ｃ≦５）の組成を有
する。 【効果】 室温および高温における硬度、強度に優れ、
耐熱性に優れた高比強度材料である。加工の際の熱影響
を受けても優れた特性を維持できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、主金属元素（アルミニ
ウム）からなるマトリックス中に、少なくとも準結晶を
微細に分散してなる高強度、高硬度、高耐熱性に優れた
アルミニウム基合金に関する。
ウム）からなるマトリックス中に、少なくとも準結晶を
微細に分散してなる高強度、高硬度、高耐熱性に優れた
アルミニウム基合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、高強度、高耐熱性を有するアルミ
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前記公
報のアルミニウム基合金は、非晶質又は、微細結晶質で
あり、特に開示されている微細結晶質は、アルミニウム
マトリックスからなる金属固溶体、微細結晶質のアルミ
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。
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前記公
報のアルミニウム基合金は、非晶質又は、微細結晶質で
あり、特に開示されている微細結晶質は、アルミニウム
マトリックスからなる金属固溶体、微細結晶質のアルミ
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。
【０００３】しかしながら、前記特開平１−２７５７３
２号公報に開示されているアルミニウム基合金は、高強
度、高耐熱性、高耐食性を示す優れた合金であり、高強
度材料としては、加工性にも優れているが、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。
２号公報に開示されているアルミニウム基合金は、高強
度、高耐熱性、高耐食性を示す優れた合金であり、高強
度材料としては、加工性にも優れているが、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。
【０００４】また、上記公報の合金は、比較的比重が高
い元素を添加するため、比強度が比較的大きくならず、
高比強度の点においても改善の余地を残している。
い元素を添加するため、比強度が比較的大きくならず、
高比強度の点においても改善の余地を残している。
【０００５】
【発明が解決しようする課題】そこで本発明は、アルミ
ニウムからなるマトリックス中に、少なくとも準結晶を
微細に分散した組織とすることにより、耐熱性に優れ、
高温における強度及び硬度に優れ、比強度の高いアルミ
ニウム基合金を提供することを目的とするものである。
ニウムからなるマトリックス中に、少なくとも準結晶を
微細に分散した組織とすることにより、耐熱性に優れ、
高温における強度及び硬度に優れ、比強度の高いアルミ
ニウム基合金を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
本発明は、主元素であるアルミニウムと、これに０．１
〜２５ａｔ％の範囲内で添加される２種以上の還移金属
元素とから構成され、その組織がアルミニウムからなる
マトリックス中に、少なくとも準結晶が均一に分散して
いる高力、耐熱性アルミニウム基合金である。
本発明は、主元素であるアルミニウムと、これに０．１
〜２５ａｔ％の範囲内で添加される２種以上の還移金属
元素とから構成され、その組織がアルミニウムからなる
マトリックス中に、少なくとも準結晶が均一に分散して
いる高力、耐熱性アルミニウム基合金である。
【０００７】また、上記準結晶は２０面体相（ｉｓｏｓ
ａｈｅｄｒａｌ，Ｉ相）の単独又は２０面体相と正十角
形相（ｄｅｃａｇｏｎａｌ，Ｄ相）の混相からなるもの
である。
ａｈｅｄｒａｌ，Ｉ相）の単独又は２０面体相と正十角
形相（ｄｅｃａｇｏｎａｌ，Ｄ相）の混相からなるもの
である。
【０００８】さらに、上記組織はアルミニウムからなる
マトリックス中に、準結晶とアルミニウムと還移金属元
素とが生成する種々の金属間化合物および／または還移
金属元素同士が生成する金属間化合物とが均一微細に分
散しているものが好ましい。上記具体的な組成として
は、（Ｉ）一般式：ＡｌbalＮｉaＸb（ただし、Ｘ：Ｆ
ｅ，Ｃｏから選ばれる一種もしくは二種の元素、ａ，ｂ
は原子パーセントで５≦ａ≦１０、０．５≦ｂ≦１０）
で示されるもの、(II）一般式：ＡｌbalＮｉaＸbＭ
c（ただし、Ｘ：Ｆｅ，Ｃｏから選ばれる一種もしくは
二種の元素、Ｍ：Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｗか
ら選ばれる一種もしくは二種の元素、ａ，ｂ，ｃは原子
パーセントで５≦ａ≦１０、０．５≦ｂ≦１０、０．１
≦ｃ≦５）で示されるものが好ましい。
マトリックス中に、準結晶とアルミニウムと還移金属元
素とが生成する種々の金属間化合物および／または還移
金属元素同士が生成する金属間化合物とが均一微細に分
散しているものが好ましい。上記具体的な組成として
は、（Ｉ）一般式：ＡｌbalＮｉaＸb（ただし、Ｘ：Ｆ
ｅ，Ｃｏから選ばれる一種もしくは二種の元素、ａ，ｂ
は原子パーセントで５≦ａ≦１０、０．５≦ｂ≦１０）
で示されるもの、(II）一般式：ＡｌbalＮｉaＸbＭ
c（ただし、Ｘ：Ｆｅ，Ｃｏから選ばれる一種もしくは
二種の元素、Ｍ：Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｗか
ら選ばれる一種もしくは二種の元素、ａ，ｂ，ｃは原子
パーセントで５≦ａ≦１０、０．５≦ｂ≦１０、０．１
≦ｃ≦５）で示されるものが好ましい。
【０００９】また、上記一般式に示される組成の合金に
おいて、アルミニウムからなるマトリックス中に少なく
ともＡｌ3Ｎｉの金属間化合物が分散したものが、マト
リックスの強化及び結晶粒の成長を制御するのにより有
効である。
おいて、アルミニウムからなるマトリックス中に少なく
ともＡｌ3Ｎｉの金属間化合物が分散したものが、マト
リックスの強化及び結晶粒の成長を制御するのにより有
効である。
【００１０】本発明のアルミニウム基合金は、上記組成
を有する合金の溶湯を単ロール、双ロール法、回転液中
紡糸法、各種アトマイズ法、スプレー法などの液体急冷
法、スパッタリング法、メカニカルアロイング法、メカ
ニカルグライディング法などにより直接得ることができ
る。これらの方法の場合、合金の組成によって、多少異
なるが、１０2〜１０4Ｋ／ｓｅｃ程度の冷却速度により
製造することができる。
を有する合金の溶湯を単ロール、双ロール法、回転液中
紡糸法、各種アトマイズ法、スプレー法などの液体急冷
法、スパッタリング法、メカニカルアロイング法、メカ
ニカルグライディング法などにより直接得ることができ
る。これらの方法の場合、合金の組成によって、多少異
なるが、１０2〜１０4Ｋ／ｓｅｃ程度の冷却速度により
製造することができる。
【００１１】また、本発明のアルミニウム基合金は、上
記製造方法により得られた急冷凝固材を熱処理または、
例えば急冷凝固材を集成し、これを圧粉、押出しなどの
熱加工により準結晶を固溶体から析出することができ
る。この際の温度は、特には３６０〜６００℃が好まし
い。
記製造方法により得られた急冷凝固材を熱処理または、
例えば急冷凝固材を集成し、これを圧粉、押出しなどの
熱加工により準結晶を固溶体から析出することができ
る。この際の温度は、特には３６０〜６００℃が好まし
い。
【００１２】本発明の製造方法においては、上記直接製
造する方法よりも、一度急冷凝固材を製造し、これを熱
処理または、熱加工し、準結晶を析出する方法が制御が
容易にでき有用である。
造する方法よりも、一度急冷凝固材を製造し、これを熱
処理または、熱加工し、準結晶を析出する方法が制御が
容易にでき有用である。
【００１３】以下、本発明の限定理由について詳細に説
明する。
明する。
【００１４】本発明において主元素であるアルミニウム
に、少なくとも２種以上からなる遷移金属元素を０．１
〜２５ａｔ％の範囲で添加することにより、アルミニウ
ムマトリックス中に準結晶を均一に分散することがで
き、高力、耐熱性に優れ、比強度に優れたアルミニウム
基合金を得ることができる。
に、少なくとも２種以上からなる遷移金属元素を０．１
〜２５ａｔ％の範囲で添加することにより、アルミニウ
ムマトリックス中に準結晶を均一に分散することがで
き、高力、耐熱性に優れ、比強度に優れたアルミニウム
基合金を得ることができる。
【００１５】上記において析出される準結晶は、体積率
で０（０は含まない）〜２０％が好ましい。０％である
場合、本発明の目的を達成できず、２０％を越えた場合
脆化を招き、得られた材料の加工が十分に行なえなくな
るためである。
で０（０は含まない）〜２０％が好ましい。０％である
場合、本発明の目的を達成できず、２０％を越えた場合
脆化を招き、得られた材料の加工が十分に行なえなくな
るためである。
【００１６】また、アルミニウムからなるマトリックス
中に均一微細に分散している準結晶と、アルミニウムと
遷移金属元素とが生成する種々の金属間化合物および／
または遷移金属元素同士が生成する金属間化合物とは、
体積率で２〜４０％であることが好ましい。この場合も
上記と同様に析出される準結晶は体積率で０（０は含ま
ない）〜２０％であることが好ましい。２％未満である
場合、得られた材料の硬度、強度、剛性の強化が十分に
は行なえず、４０％を越えた場合、得られた材料の延性
が極端に低下し、材料の加工が十分に行なえなくなるた
めである。
中に均一微細に分散している準結晶と、アルミニウムと
遷移金属元素とが生成する種々の金属間化合物および／
または遷移金属元素同士が生成する金属間化合物とは、
体積率で２〜４０％であることが好ましい。この場合も
上記と同様に析出される準結晶は体積率で０（０は含ま
ない）〜２０％であることが好ましい。２％未満である
場合、得られた材料の硬度、強度、剛性の強化が十分に
は行なえず、４０％を越えた場合、得られた材料の延性
が極端に低下し、材料の加工が十分に行なえなくなるた
めである。
【００１７】また、本発明においてアルミニウムのマト
リックスまたは、アルミニウムの過飽和固溶体のマトリ
ックスの平均結晶粒径は、４０〜２０００ｎｍであり、
準結晶および上記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。上記
平均結晶粒径が４０ｎｍ未満の場合、得られた合金は強
度、硬度は強いが延性の点で不十分となり、２０００ｎ
ｍ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。
リックスまたは、アルミニウムの過飽和固溶体のマトリ
ックスの平均結晶粒径は、４０〜２０００ｎｍであり、
準結晶および上記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。上記
平均結晶粒径が４０ｎｍ未満の場合、得られた合金は強
度、硬度は強いが延性の点で不十分となり、２０００ｎ
ｍ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。
【００１８】準結晶および種々の金属間化合物の平均粒
子が、１０ｎｍ未満の場合、マトリックス強化に寄与せ
ず、必要以上にマトリックス中に固溶させると脆化の危
険を生じ、１０００ｎｍを越えた場合、粒子が大きくな
り過ぎて、強度の維持ができなくなるとともに強化要素
として働かなくなる。
子が、１０ｎｍ未満の場合、マトリックス強化に寄与せ
ず、必要以上にマトリックス中に固溶させると脆化の危
険を生じ、１０００ｎｍを越えた場合、粒子が大きくな
り過ぎて、強度の維持ができなくなるとともに強化要素
として働かなくなる。
【００１９】また、一般式に示された具体的なアルミニ
ウム基合金において、以下詳述する。
ウム基合金において、以下詳述する。
【００２０】前記一般式において、原子パーセントでａ
を５〜１０％、ｂを０．５〜１０％、ｃを０．１〜５％
の範囲にそれぞれ限定したのは、その範囲内であると従
来（市販）の高強度耐熱性アルミニウム基合金より３０
０℃以上においても強度が高いとともに実用の加工に耐
え得るだけの延性を備えているためである。
を５〜１０％、ｂを０．５〜１０％、ｃを０．１〜５％
の範囲にそれぞれ限定したのは、その範囲内であると従
来（市販）の高強度耐熱性アルミニウム基合金より３０
０℃以上においても強度が高いとともに実用の加工に耐
え得るだけの延性を備えているためである。
【００２１】さらに一般式に示されるアルミニウム基合
金において、Ｎｉ元素はＡｌマトリックス中の拡散能が
比較的小さい元素であり、マトリックスを強化するとと
もに結晶粒の成長を抑制する効果がある。すなわち、合
金の硬度と強度と剛性を著しく向上させ、常温はもとよ
り高温における微細結晶質相を安定化させ耐熱性を付与
する。
金において、Ｎｉ元素はＡｌマトリックス中の拡散能が
比較的小さい元素であり、マトリックスを強化するとと
もに結晶粒の成長を抑制する効果がある。すなわち、合
金の硬度と強度と剛性を著しく向上させ、常温はもとよ
り高温における微細結晶質相を安定化させ耐熱性を付与
する。
【００２２】Ｘ元素はＦｅ，Ｃｏから選ばれる一種もし
くは二種の元素であり、これらの元素はＮｉと組み合わ
せることにより準結晶を生成させ得る元素であり、耐熱
性の向上のために不可欠な元素である。
くは二種の元素であり、これらの元素はＮｉと組み合わ
せることにより準結晶を生成させ得る元素であり、耐熱
性の向上のために不可欠な元素である。
【００２３】Ｍ元素はＣｒ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，
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Ａｌマトリックス中の拡散能が小さい元素
であり、Ａｌ及びＮｉと種々の準安定または安定な準結
晶を形成し、微細結晶組織の安定化と高温での特性の向
上に貢献する。
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Ａｌマトリックス中の拡散能が小さい元素
であり、Ａｌ及びＮｉと種々の準安定または安定な準結
晶を形成し、微細結晶組織の安定化と高温での特性の向
上に貢献する。
【００２４】したがって、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、疲労強度をよ
り向上させることができる。
ことにより、ヤング率、高温、室温強度、疲労強度をよ
り向上させることができる。
【００２５】本発明のアルミニウム基合金は、適当な製
造条件を選ぶことにより、結晶粒径、準結晶、金属間化
合物の粒径、析出量、分散状態等を制御でき、この制御
により種々の目的（例えば、強度、硬度、延性、耐熱性
等）にあったものを得ることができる。
造条件を選ぶことにより、結晶粒径、準結晶、金属間化
合物の粒径、析出量、分散状態等を制御でき、この制御
により種々の目的（例えば、強度、硬度、延性、耐熱性
等）にあったものを得ることができる。
【００２６】また、平均結晶粒径を４０〜２０００ｎｍ
の範囲に制御することにより、優れた超塑性加工材とし
ての性質も付与できる。
の範囲に制御することにより、優れた超塑性加工材とし
ての性質も付与できる。
【００２７】
【実施例】以下、実施例に基づき、本発明を具体的に説
明する。
明する。
【００２８】実施例１ ガスアトマイズ装置により表１に示される組成を有する
アルミニウム基合金粉末を作製した。作製されたアルミ
ニウム基合金粉末を金属カプセルに充填後、脱ガスを行
ない押出し用のビレットを作製した。このビレットを押
出し機によって、３６０℃〜６００℃の温度で押出しを
行った。上記製造条件により得られた押出材（固化材）
の室温における機械的性質（室温における硬度、４００
℃で１時間保持後の硬度）を調べ、この結果を表１に示
す。
アルミニウム基合金粉末を作製した。作製されたアルミ
ニウム基合金粉末を金属カプセルに充填後、脱ガスを行
ない押出し用のビレットを作製した。このビレットを押
出し機によって、３６０℃〜６００℃の温度で押出しを
行った。上記製造条件により得られた押出材（固化材）
の室温における機械的性質（室温における硬度、４００
℃で１時間保持後の硬度）を調べ、この結果を表１に示
す。
【００２９】
【表１】
【００３０】表１の結果より、本発明の合金（固化材）
は、室温及び高温（４００℃）環境下における硬度につ
いて優れた特性を有することが分かる。また、本発明の
合金は強度が大きく、比重が小さいことから、高比強度
を有する材料であることが分かる。
は、室温及び高温（４００℃）環境下における硬度につ
いて優れた特性を有することが分かる。また、本発明の
合金は強度が大きく、比重が小さいことから、高比強度
を有する材料であることが分かる。
【００３１】また、表１中記載の合金（固化材）につい
て、室温での伸びを調べた結果、一般的な加工に最低限
必要な伸び（２％）以上であった。
て、室温での伸びを調べた結果、一般的な加工に最低限
必要な伸び（２％）以上であった。
【００３２】さらに、上記製造条件により得られた押出
材よりＴＥＭ観察用試験片を切り出し結晶粒径、準結晶
及び金属間化合物の大きさについて観察を行った。いず
れの試料についても、平均結晶粒径４０〜２０００ｎｍ
のアルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体のマト
リックスを有し、かつ準結晶及びマトリックス元素とそ
の他の合金元素とから生成する種々の金属間化合物及び
／又はその他の合金元素同士から生成する種々の金属間
化合物の安定相又は準安定相からなる粒子とが前記マト
リックス中に均一に分布し、その金属間化合物の平均粒
子の大きさが１０〜１０００ｎｍであった。また、ＴＥ
Ｍ観察の結果より、析出している準結晶は、２０面体相
（ｉｓｏｓａｈｅｄｒａｌ，Ｉ相）の単独又は２０面体
相と正十角形相（ｄｅｃａｇｏｎａｌ，Ｄ相）との混相
であった。さらに、析出された準結晶は、体積率で０
（０は含まず）〜２０％で、準結晶と金属間化合物と
は、体積率で２〜４０％であった。特に、本実施例にお
いて金属間化合物としては、Ａｌ3Ｎｉが析出してい
た。
材よりＴＥＭ観察用試験片を切り出し結晶粒径、準結晶
及び金属間化合物の大きさについて観察を行った。いず
れの試料についても、平均結晶粒径４０〜２０００ｎｍ
のアルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体のマト
リックスを有し、かつ準結晶及びマトリックス元素とそ
の他の合金元素とから生成する種々の金属間化合物及び
／又はその他の合金元素同士から生成する種々の金属間
化合物の安定相又は準安定相からなる粒子とが前記マト
リックス中に均一に分布し、その金属間化合物の平均粒
子の大きさが１０〜１０００ｎｍであった。また、ＴＥ
Ｍ観察の結果より、析出している準結晶は、２０面体相
（ｉｓｏｓａｈｅｄｒａｌ，Ｉ相）の単独又は２０面体
相と正十角形相（ｄｅｃａｇｏｎａｌ，Ｄ相）との混相
であった。さらに、析出された準結晶は、体積率で０
（０は含まず）〜２０％で、準結晶と金属間化合物と
は、体積率で２〜４０％であった。特に、本実施例にお
いて金属間化合物としては、Ａｌ3Ｎｉが析出してい
た。
【００３３】本実施例において準結晶、金属間化合物の
析出及び、結晶粒径、準結晶、金属間化合物の粒径等の
制御は、脱ガス（脱ガス時の圧粉を含む）及び押出しの
熱加工により行なわれたものと考えられる。
析出及び、結晶粒径、準結晶、金属間化合物の粒径等の
制御は、脱ガス（脱ガス時の圧粉を含む）及び押出しの
熱加工により行なわれたものと考えられる。
【００３４】実施例２ （ａ）Ａｌ87Ｎｉ8Ｆｅ5、（ｂ）Ａｌ87Ｎｉ8Ｃｏ5、
（ｃ）Ａｌ87Ｎｉ8Ｆｅ4Mo1、（ｄ）Ａｌ87Ｎｉ8Ｆｅ4
Ｗ1で示される組成（原子比）の母合金をアーク溶解炉
で溶製し、一般的に用いられる単ロール式液体急冷装置
（メルトスピニング装置）によって薄帯（厚さ：２０μ
ｍ、幅：１．５ｍｍ）を製造した。その際のロールは直
径２００ｍｍの銅製で回転数は４０００ｒｐｍ、雰囲気
は１０-3ｔｏｒｒ以下のＡｒである。このようにして上
記に示す組成を有する合金薄帯を得、各供試薄帯につ
き、熱処理温度に対する硬度を調べた（尚、熱処理時間
は１時間である）。
（ｃ）Ａｌ87Ｎｉ8Ｆｅ4Mo1、（ｄ）Ａｌ87Ｎｉ8Ｆｅ4
Ｗ1で示される組成（原子比）の母合金をアーク溶解炉
で溶製し、一般的に用いられる単ロール式液体急冷装置
（メルトスピニング装置）によって薄帯（厚さ：２０μ
ｍ、幅：１．５ｍｍ）を製造した。その際のロールは直
径２００ｍｍの銅製で回転数は４０００ｒｐｍ、雰囲気
は１０-3ｔｏｒｒ以下のＡｒである。このようにして上
記に示す組成を有する合金薄帯を得、各供試薄帯につ
き、熱処理温度に対する硬度を調べた（尚、熱処理時間
は１時間である）。
【００３５】この結果を図１に示す。
【００３６】図１から分かるように、高温（５００〜７
００℃）で熱処理することにより、高硬度を示す合金が
得られる。
００℃）で熱処理することにより、高硬度を示す合金が
得られる。
【００３７】また、上記各供試薄帯及び熱処理後の薄帯
について、ＴＥＭ観察を行なった結果、供試薄帯におい
ては、平均結晶粒径４００ｎｍ未満のアルミニウム又は
アルミニウムの過飽和固溶体のマトリックスを有し、こ
れに若干の平均粒子の大きさが１０ｎｍ未満の金属間化
合物が析出したものであった。これに対し、熱処理後の
薄帯を観察した結果、平均結晶粒径４０〜２０００ｎｍ
のアルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体のマト
リックスを有し、かつ準結晶及びマトリックス元素とそ
の他の合金元素とから生成する種々の金属間化合物及び
／又はその他の合金元素同士から生成する種々の金属間
化合物の安定相又は準安定相からなる粒子とが前記マト
リックス中に均一に分布し、その金属間化合物の平均粒
子の大きさが１０〜１０００ｎｍであった。また、析出
された準結晶は（ａ）〜（ｄ）の各々の試料において、
熱処理温度３００℃で２％（体積率）含まれ、熱処理温
度７００℃で１０％含まれていた。熱処理温度３００〜
７００℃では２％から１０％へと増加し、熱処理温度７
００℃を越えると１０％の値で一定となっていた。準結
晶と金属間化合物とは、体積率で２〜４０％であった。
さらに、ＴＥＭ観察の結果より、準結晶及び金属間化合
物は、熱処理温度の上昇とともに増加しているというこ
とが分かった。
について、ＴＥＭ観察を行なった結果、供試薄帯におい
ては、平均結晶粒径４００ｎｍ未満のアルミニウム又は
アルミニウムの過飽和固溶体のマトリックスを有し、こ
れに若干の平均粒子の大きさが１０ｎｍ未満の金属間化
合物が析出したものであった。これに対し、熱処理後の
薄帯を観察した結果、平均結晶粒径４０〜２０００ｎｍ
のアルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体のマト
リックスを有し、かつ準結晶及びマトリックス元素とそ
の他の合金元素とから生成する種々の金属間化合物及び
／又はその他の合金元素同士から生成する種々の金属間
化合物の安定相又は準安定相からなる粒子とが前記マト
リックス中に均一に分布し、その金属間化合物の平均粒
子の大きさが１０〜１０００ｎｍであった。また、析出
された準結晶は（ａ）〜（ｄ）の各々の試料において、
熱処理温度３００℃で２％（体積率）含まれ、熱処理温
度７００℃で１０％含まれていた。熱処理温度３００〜
７００℃では２％から１０％へと増加し、熱処理温度７
００℃を越えると１０％の値で一定となっていた。準結
晶と金属間化合物とは、体積率で２〜４０％であった。
さらに、ＴＥＭ観察の結果より、準結晶及び金属間化合
物は、熱処理温度の上昇とともに増加しているというこ
とが分かった。
【００３８】実施例３ 上記実施例２と同様にして、Ａｌ87Ｎｉ8Ｆｅ5、Ａｌ87
Ｎｉ7Ｃｏ4からなる組成を有する薄帯を作製し、これを
５５０℃で１時間熱処理し、供試薄帯とした。得られた
供試薄帯をそれぞれＸ線回折（Ｘ−ｒａｙｄｉｆｆｒａ
ｃｔｉｏｎｐｒｏｆｉｌｅ）に付した結果を図２及び図
３に示す。表中、○印のピークは、Ａｌのピークを、□
印のピークは、Ａｌ3Ｎｉのピークを、▽印は準結晶
（Ｉ相）のピークを示す。図２及び図３より、本発明の
合金はアルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体の
マトリックスを有し、準結晶及びＡｌ3Ｎｉからなる金
属間化合物を有していることが分かる。
Ｎｉ7Ｃｏ4からなる組成を有する薄帯を作製し、これを
５５０℃で１時間熱処理し、供試薄帯とした。得られた
供試薄帯をそれぞれＸ線回折（Ｘ−ｒａｙｄｉｆｆｒａ
ｃｔｉｏｎｐｒｏｆｉｌｅ）に付した結果を図２及び図
３に示す。表中、○印のピークは、Ａｌのピークを、□
印のピークは、Ａｌ3Ｎｉのピークを、▽印は準結晶
（Ｉ相）のピークを示す。図２及び図３より、本発明の
合金はアルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体の
マトリックスを有し、準結晶及びＡｌ3Ｎｉからなる金
属間化合物を有していることが分かる。
【００３９】また、実施例１及び２と同様、ＴＥＭ観察
を行なった結果、平均結晶粒径４０〜２０００ｎｍのア
ルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体のマトリッ
クスを有し、かつ準結晶（Ｉ相）及びＡｌ3Ｎｉの平均
粒子の大きさが１０〜１０００ｎｍであり、析出された
Ｉ相は体積率で０（０は含まず）〜２０％で、Ｉ相とＡ
ｌ3Ｎｉとは体積率で２〜４０％の範囲内であった。
を行なった結果、平均結晶粒径４０〜２０００ｎｍのア
ルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体のマトリッ
クスを有し、かつ準結晶（Ｉ相）及びＡｌ3Ｎｉの平均
粒子の大きさが１０〜１０００ｎｍであり、析出された
Ｉ相は体積率で０（０は含まず）〜２０％で、Ｉ相とＡ
ｌ3Ｎｉとは体積率で２〜４０％の範囲内であった。
【００４０】
【発明の効果】以上のように本発明の合金は、室温及び
高温における硬度、強度に優れ、耐熱性に優れていると
ともに高強度で比重が小さな元素からなることにより高
比強度材料としても有用である。
高温における硬度、強度に優れ、耐熱性に優れていると
ともに高強度で比重が小さな元素からなることにより高
比強度材料としても有用である。
【００４１】また、優れた耐熱性を有することにより、
加工の際の熱的影響を受けても急冷凝固法によって作製
された優れた特性及び熱処理又は熱加工によって作製さ
れた優れた特性を維持することができるものである。
加工の際の熱的影響を受けても急冷凝固法によって作製
された優れた特性及び熱処理又は熱加工によって作製さ
れた優れた特性を維持することができるものである。
【図１】実施例２における供試材の熱処理温度と硬度と
の関係を示すグラフである。
の関係を示すグラフである。
【図２】ＡｌbalＮｉ8Ｆｅ5からなる組成の供試材のＸ
線回折結果を示すグラフである。
線回折結果を示すグラフである。
【図３】 ＡｌbalＮｉ8Ｃｏ4からなる組成のＸ線回折
結果を示すグラフである。
結果を示すグラフである。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成５年８月２３日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項３
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項６
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００６
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
本発明は、主元素であるアルミニウムと、これに０．１
〜２５ａｔ％の範囲内で添加される２種以上の還移金属
元素とから構成され、その組織がアルミニウム又はアル
ミニウムの過飽和固溶体からなるマトリックス中に、少
なくとも準結晶が均一に分散している高力、耐熱性アル
ミニウム基合金である。
本発明は、主元素であるアルミニウムと、これに０．１
〜２５ａｔ％の範囲内で添加される２種以上の還移金属
元素とから構成され、その組織がアルミニウム又はアル
ミニウムの過飽和固溶体からなるマトリックス中に、少
なくとも準結晶が均一に分散している高力、耐熱性アル
ミニウム基合金である。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００７
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００７】また、上記準結晶は２０面体相（ｉｃｏｓ
ａｈｅｄｒａｌ，Ｉ相）の単独又は２０面体相と正十角
形相（ｄｅｃａｇｏｎａｌ，Ｄ相）の混相からなるもの
である。
ａｈｅｄｒａｌ，Ｉ相）の単独又は２０面体相と正十角
形相（ｄｅｃａｇｏｎａｌ，Ｄ相）の混相からなるもの
である。
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００８
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００８】さらに、上記組織はアルミニウムからなる
マトリックス中に、準結晶とアルミニウムと還移金属元
素とが生成する種々の金属間化合物および／または還移
金属元素同士が生成する金属間化合物とが均一微細に分
散しているものが好ましい。上記具体的な組成として
は、（Ｉ）一般式：ＡｌbalＮｉaＸb（ただし、Ｘ：Ｆ
ｅ，Ｃｏから選ばれる一種もしくは二種の元素、ａ，ｂ
は原子パーセントで５≦ａ≦１０、０．５≦ｂ≦１０）
で示されるもの、(II）一般式：ＡｌbalＮｉaＸbＭ
c（ただし、Ｘ：Ｆｅ，Ｃｏから選ばれる一種もしくは
二種の元素、Ｍ：Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｗか
ら選ばれる一種もしくは二種以上の元素、ａ，ｂ，ｃは
原子パーセントで５≦ａ≦１０、０．５≦ｂ≦１０、
０．１≦ｃ≦５）で示されるものが好ましい。
マトリックス中に、準結晶とアルミニウムと還移金属元
素とが生成する種々の金属間化合物および／または還移
金属元素同士が生成する金属間化合物とが均一微細に分
散しているものが好ましい。上記具体的な組成として
は、（Ｉ）一般式：ＡｌbalＮｉaＸb（ただし、Ｘ：Ｆ
ｅ，Ｃｏから選ばれる一種もしくは二種の元素、ａ，ｂ
は原子パーセントで５≦ａ≦１０、０．５≦ｂ≦１０）
で示されるもの、(II）一般式：ＡｌbalＮｉaＸbＭ
c（ただし、Ｘ：Ｆｅ，Ｃｏから選ばれる一種もしくは
二種の元素、Ｍ：Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｗか
ら選ばれる一種もしくは二種以上の元素、ａ，ｂ，ｃは
原子パーセントで５≦ａ≦１０、０．５≦ｂ≦１０、
０．１≦ｃ≦５）で示されるものが好ましい。
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００９
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００９】また、上記一般式に示される組成の合金に
おいて、アルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体
からなるマトリックス中に少なくともＡｌ3Ｎｉの金属
間化合物が分散したものが、マトリックスの強化及び結
晶粒の成長を制御するのにより有効である。
おいて、アルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体
からなるマトリックス中に少なくともＡｌ3Ｎｉの金属
間化合物が分散したものが、マトリックスの強化及び結
晶粒の成長を制御するのにより有効である。
【手続補正７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１４
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１４】本発明において主元素であるアルミニウム
に、少なくとも２種以上からなる遷移金属元素を０．１
〜２５ａｔ％の範囲で添加することにより、アルミニウ
ム又はアルミニウムの過飽和固溶体からなるマトリック
ス中に準結晶を均一に分散することができ、高力、耐熱
性に優れ、比強度に優れたアルミニウム基合金を得るこ
とができる。
に、少なくとも２種以上からなる遷移金属元素を０．１
〜２５ａｔ％の範囲で添加することにより、アルミニウ
ム又はアルミニウムの過飽和固溶体からなるマトリック
ス中に準結晶を均一に分散することができ、高力、耐熱
性に優れ、比強度に優れたアルミニウム基合金を得るこ
とができる。
【手続補正８】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３２
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３２】さらに、上記製造条件により得られた押出
材よりＴＥＭ観察用試験片を切り出し結晶粒径、準結晶
及び金属間化合物の大きさについて観察を行った。いず
れの試料についても、平均結晶粒径４０〜２０００ｎｍ
のアルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体のマト
リックスを有し、かつ準結晶及びマトリックス元素とそ
の他の合金元素とから生成する種々の金属間化合物及び
／又はその他の合金元素同士から生成する種々の金属間
化合物の安定相又は準安定相からなる粒子とが前記マト
リックス中に均一に分布し、その金属間化合物の平均粒
子の大きさが１０〜１０００ｎｍであった。また、ＴＥ
Ｍ観察の結果より、析出している準結晶は、２０面体相
（ｉｃｏｓａｈｅｄｒａｌ，Ｉ相）の単独又は２０面体
相と正十角形相（ｄｅｃａｇｏｎａｌ，Ｄ相）との混相
であった。さらに、析出された準結晶は、体積率で０
（０は含まず）〜２０％で、準結晶と金属間化合物と
は、体積率で２〜４０％であった。特に、本実施例にお
いて金属間化合物としては、Ａｌ3Ｎｉが析出してい
た。
材よりＴＥＭ観察用試験片を切り出し結晶粒径、準結晶
及び金属間化合物の大きさについて観察を行った。いず
れの試料についても、平均結晶粒径４０〜２０００ｎｍ
のアルミニウム又はアルミニウムの過飽和固溶体のマト
リックスを有し、かつ準結晶及びマトリックス元素とそ
の他の合金元素とから生成する種々の金属間化合物及び
／又はその他の合金元素同士から生成する種々の金属間
化合物の安定相又は準安定相からなる粒子とが前記マト
リックス中に均一に分布し、その金属間化合物の平均粒
子の大きさが１０〜１０００ｎｍであった。また、ＴＥ
Ｍ観察の結果より、析出している準結晶は、２０面体相
（ｉｃｏｓａｈｅｄｒａｌ，Ｉ相）の単独又は２０面体
相と正十角形相（ｄｅｃａｇｏｎａｌ，Ｄ相）との混相
であった。さらに、析出された準結晶は、体積率で０
（０は含まず）〜２０％で、準結晶と金属間化合物と
は、体積率で２〜４０％であった。特に、本実施例にお
いて金属間化合物としては、Ａｌ3Ｎｉが析出してい
た。
Claims (7)
- 【請求項１】 主元素であるアルミニウムと、０．１〜
２５原子％の範囲内で添加される２種以上の還移金属元
素とから構成され、その組織が、アルミニウム又はアル
ミニウムの過飽和固溶体からなるマトリックス中に、少
なくとも準結晶が均一に分散したものであることを特徴
とする高力、耐熱性アルミニウム基合金。 - 【請求項２】 準結晶は体積率で２０％以下である請求
項１記載の高力、耐熱性アルミニウム基合金。 - 【請求項３】 準結晶が２０面体相（ｉｓｏｓａｈｅｄ
ｒａｌ，Ｉ相）の単独又は２０面体相と正十角形相（ｄ
ｅｃａｇｏｎａｌ，Ｄ相）の混相からなるものである請
求項１記載の高力、耐熱アルミニウム基合金。 - 【請求項４】 その組織が、アルミニウム又はアルミニ
ウムの過飽和固溶体からなるマトリックス中に、準結晶
とアルミニウムと還移金属元素とが生成する種々の金属
間化合物および／又は還移金属元素同士が生成する金属
間化合物とが均一微細に分散してなるものである請求項
１記載の高力、耐熱性アルミニウム基合金。 - 【請求項５】 一般式：ＡｌbalＮｉaＸb（ただし、
Ｘ：Ｆｅ、Ｃｏから選ばれる一種もしくは二種の元素、
ａ，ｂは原子パーセントで５≦ａ≦１０、０．５≦ｂ≦
１０）で示される組成を有する請求項１記載の高力、耐
熱性アルミニウム基合金。 - 【請求項６】 一般式：ＡｌbalＮｉaＸbＭc（ただし、
Ｘ：Ｆｅ，Ｃｏから選ばれる一種もしくは二種の元素、
Ｍ：Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｗから選ばれる一
種もしくは二種の元素、ａ，ｂ，ｃは原子パーセント
で、５≦ａ≦１０、０．５≦ｂ≦１０、０．１≦ｃ≦
５）で示される組成を有する請求項１記載の高力、耐熱
性アルミニウム基合金。 - 【請求項７】 急冷凝固材、急冷凝固材を熱処理した熱
処理材、急冷凝固材を集成固化してなる集成固化材のい
ずれかである請求項１ないし６のいずれかに記載の高
力、耐熱性アルミニウム基合金。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04243253A JP3142659B2 (ja) | 1992-09-11 | 1992-09-11 | 高力、耐熱アルミニウム基合金 |
| US08/115,703 US5419789A (en) | 1992-09-11 | 1993-09-03 | Aluminum-based alloy with high strength and heat resistance containing quasicrystals |
| DE69322460T DE69322460T2 (de) | 1992-09-11 | 1993-09-10 | Hochfeste, wärmeresistente Legierung auf Aluminiumbasis |
| EP93114603A EP0587186B1 (en) | 1992-09-11 | 1993-09-10 | Aluminum-based alloy with high strength and heat resistance |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04243253A JP3142659B2 (ja) | 1992-09-11 | 1992-09-11 | 高力、耐熱アルミニウム基合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0693363A true JPH0693363A (ja) | 1994-04-05 |
| JP3142659B2 JP3142659B2 (ja) | 2001-03-07 |
Family
ID=17101124
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP04243253A Expired - Fee Related JP3142659B2 (ja) | 1992-09-11 | 1992-09-11 | 高力、耐熱アルミニウム基合金 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5419789A (ja) |
| EP (1) | EP0587186B1 (ja) |
| JP (1) | JP3142659B2 (ja) |
| DE (1) | DE69322460T2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6331218B1 (en) | 1994-11-02 | 2001-12-18 | Tsuyoshi Masumoto | High strength and high rigidity aluminum-based alloy and production method therefor |
| JP2009530498A (ja) * | 2006-03-23 | 2009-08-27 | シーメンス アクチエンゲゼルシヤフト | 準結晶化合物およびその断熱層としての利用 |
| US8926898B2 (en) | 2005-03-29 | 2015-01-06 | Kobe Steel, Ltd. | Al base alloy excellent in heat resistance, workability and rigidity |
Families Citing this family (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6017403A (en) * | 1993-03-02 | 2000-01-25 | Yamaha Corporation | High strength and high rigidity aluminum-based alloy |
| US5851317A (en) * | 1993-09-27 | 1998-12-22 | Iowa State University Research Foundation, Inc. | Composite material reinforced with atomized quasicrystalline particles and method of making same |
| SE508684C2 (sv) * | 1993-10-07 | 1998-10-26 | Sandvik Ab | Utskiljningshärdad järnlegering med partiklar med kvasi- kristallin struktur |
| JP2795611B2 (ja) * | 1994-03-29 | 1998-09-10 | 健 増本 | 高強度アルミニウム基合金 |
| DE4425140C1 (de) * | 1994-07-15 | 1995-07-13 | Thomas Dipl Phys Eisenhammer | Strahlungswandler zur Umsetzung von elektromagnetischer Strahlung in Wärme und von Wärme in elektromagnetische Strahlung |
| EP0710730B1 (en) * | 1994-11-02 | 2002-10-02 | Masumoto, Tsuyoshi | High strength and high rigidity aluminium based alloy and production method therefor |
| DE10062547A1 (de) | 2000-12-15 | 2002-06-20 | Daimler Chrysler Ag | Aushärtbare Aluminium-Gusslegierung und Bauteil |
| ES2208097B1 (es) * | 2002-09-10 | 2005-10-01 | Fundacion Inasmet | Procedimiento de fabricacion de componentes de aluminio reforzados con particulas intermetalicas. |
| 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 |
| DE10358813A1 (de) * | 2003-12-16 | 2005-07-21 | Alstom Technology Ltd | Quasikristalline Legierungen und deren Verwendung als Beschichtung |
| CN1327014C (zh) * | 2005-06-02 | 2007-07-18 | 上海交通大学 | 挤压铸造法制备AlCuFe准晶颗粒增强铝基复合材料的方法 |
| US7758708B2 (en) * | 2006-07-31 | 2010-07-20 | The Governors Of The University Of Alberta | Nanocomposite films |
| GB0621073D0 (en) * | 2006-10-24 | 2006-11-29 | Isis Innovation | Metal matrix composite material |
| JP2008248343A (ja) * | 2007-03-30 | 2008-10-16 | Honda Motor Co Ltd | アルミニウム基合金 |
| JP2011249260A (ja) * | 2010-05-31 | 2011-12-08 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 非水電解質電池用集電体、及び非水電解質電池用電極、並びに非水電解質電池 |
| WO2011152304A1 (ja) | 2010-05-31 | 2011-12-08 | 住友電気工業株式会社 | キャパシタとその製造方法 |
| CN102212722B (zh) * | 2011-05-09 | 2012-07-04 | 河南理工大学 | 一种颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
| CN102329993A (zh) * | 2011-09-07 | 2012-01-25 | 山东大学 | 一种高硼高碳铝基中间合金及其制备方法 |
| SI25352A (sl) | 2017-09-13 | 2018-07-31 | UNIVERZA V MARIBORU Fakulteta za Strojništvo | Izdelava visokotrdnostnih in temperaturnoobstojnih aluminijevih zlitin utrjenih z dvojnimi izločki |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3925071A (en) * | 1968-05-20 | 1975-12-09 | Chrysler Corp | Heat resistant alloys |
| US4347076A (en) * | 1980-10-03 | 1982-08-31 | Marko Materials, Inc. | Aluminum-transition metal alloys made using rapidly solidified powers and method |
| DE3533233A1 (de) * | 1985-09-18 | 1987-03-19 | Vaw Ver Aluminium Werke Ag | Hochwarmfeste aluminiumlegierung und verfahren zu ihrer herstellung |
| JPH0621326B2 (ja) * | 1988-04-28 | 1994-03-23 | 健 増本 | 高力、耐熱性アルミニウム基合金 |
| US5204191A (en) * | 1988-08-04 | 1993-04-20 | Centre National De La Recherche Scientifique | Coating materials for metal alloys and metals and method |
| JP2538692B2 (ja) * | 1990-03-06 | 1996-09-25 | ワイケイケイ株式会社 | 高力、耐熱性アルミニウム基合金 |
| DE4015544A1 (de) * | 1990-05-15 | 1991-11-21 | Bayer Ag | Verwendung von siliconkautschuk bei der kanalsanierung mittels speziell ausgeruesteter packer |
| DE69115394T2 (de) * | 1990-08-14 | 1996-07-11 | Ykk Corp | Hochfeste Legierungen auf Aluminiumbasis |
| JPH0551684A (ja) * | 1991-08-26 | 1993-03-02 | Yoshida Kogyo Kk <Ykk> | 高力耐摩耗性アルミニウム合金およびその加工方法 |
-
1992
- 1992-09-11 JP JP04243253A patent/JP3142659B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1993
- 1993-09-03 US US08/115,703 patent/US5419789A/en not_active Expired - Fee Related
- 1993-09-10 EP EP93114603A patent/EP0587186B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1993-09-10 DE DE69322460T patent/DE69322460T2/de not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6331218B1 (en) | 1994-11-02 | 2001-12-18 | Tsuyoshi Masumoto | High strength and high rigidity aluminum-based alloy and production method therefor |
| US8926898B2 (en) | 2005-03-29 | 2015-01-06 | Kobe Steel, Ltd. | Al base alloy excellent in heat resistance, workability and rigidity |
| JP2009530498A (ja) * | 2006-03-23 | 2009-08-27 | シーメンス アクチエンゲゼルシヤフト | 準結晶化合物およびその断熱層としての利用 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US5419789A (en) | 1995-05-30 |
| EP0587186A1 (en) | 1994-03-16 |
| EP0587186B1 (en) | 1998-12-09 |
| JP3142659B2 (ja) | 2001-03-07 |
| DE69322460D1 (de) | 1999-01-21 |
| DE69322460T2 (de) | 1999-06-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH0693363A (ja) | 高力、耐熱アルミニウム基合金 | |
| EP0675209B1 (en) | High strength aluminum-based alloy | |
| EP0693567B1 (en) | High-strength, high-ductility cast aluminum alloy and process for producing the same | |
| JPH07238336A (ja) | 高強度アルミニウム基合金 | |
| JPH0941065A (ja) | 高強度マグネシウム合金及びその製造方法 | |
| EP0558977B1 (en) | High-strength, rapidly solidified alloy | |
| JP3205362B2 (ja) | 高強度高靭性アルミニウム基合金 | |
| JP2911708B2 (ja) | 高強度、耐熱性急冷凝固アルミニウム合金及びその集成固化材並びにその製造方法 | |
| JPH09263915A (ja) | 高強度、高延性アルミニウム基合金 | |
| US4497669A (en) | Process for making alloys having coarse, elongated grain structure | |
| EP0577944B1 (en) | High-strength aluminum-based alloy, and compacted and consolidated material thereof | |
| JP3485961B2 (ja) | 高強度アルミニウム基合金 | |
| JPH05125473A (ja) | アルミニウム基合金集成固化材並びにその製造方法 | |
| EP0540054B1 (en) | High-strength and high-toughness aluminum-based alloy | |
| JPH0892680A (ja) | 高強度アルミニウム基合金 | |
| JP2006274311A (ja) | アルミニウム基合金 | |
| JPH05171330A (ja) | 高強度マグネシウム基合金 | |
| JPS5941431A (ja) | Ｎｉ基合金 | |
| JPH051346A (ja) | 高強度アルミニウム基合金 | |
| JP3299404B2 (ja) | 高強度アルミニウム合金およびその製造方法 | |
| JPS60251239A (ja) | 快削チタン合金およびその製造方法 | |
| JPH0525578A (ja) | アルミニウム基合金集成固化材並びにその製造方法 | |
| JP3273993B2 (ja) | 延性を有するＮｉ３Ａｌ合金及びＮｉ３Ａｌ−Ｂ合金の製法 | |
| JP2004211117A (ja) | 高強度・高耐熱性アルミニウム合金固化材及びその製造方法 | |
| JPH05320803A (ja) | 高強度Ａｌ合金 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |