JPH08120386A - 耐粒界腐食性に優れたAl−Zn−Mg系アルミニウム合金 - Google Patents
耐粒界腐食性に優れたAl−Zn−Mg系アルミニウム合金Info
- Publication number
- JPH08120386A JPH08120386A JP28443094A JP28443094A JPH08120386A JP H08120386 A JPH08120386 A JP H08120386A JP 28443094 A JP28443094 A JP 28443094A JP 28443094 A JP28443094 A JP 28443094A JP H08120386 A JPH08120386 A JP H08120386A
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- intergranular corrosion
- aluminum alloy
- alloy
- intergranular
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 車輌や航空機の構造材などに使用されるAl
−Zn−Mg系合金として、耐粒界腐食性に優れたもの
を提供する。 【構成】 請求項1:Znを3.0〜8.0%、Mgを
0.5〜3.0%、Biを0.01〜0.5%含有し、
さらにCu0.1〜3.0%、Ti0.05〜0.3
%、Mn0.1〜1.5%、Cr0.05〜0.4%、
Zr0.05〜0.4%、V0.05〜0.4%のうち
から選ばれた1種または2種以上を含有し、残部がAl
および不可避的不純物よりなることを特徴とする、耐粒
界腐食性に優れたAl−Zn−Mg系アルミニウム合
金。 請求項2:請求項1に記載のAl−Zn−Mg系
アルミニウム合金において、合金中に粒径1〜20μm
の金属Biが40〜2000個/mm2 の密度で分散し
ていることを特徴とする、耐粒界腐食性に優れたAl−
Zn−Mg系アルミニウム合金。
−Zn−Mg系合金として、耐粒界腐食性に優れたもの
を提供する。 【構成】 請求項1:Znを3.0〜8.0%、Mgを
0.5〜3.0%、Biを0.01〜0.5%含有し、
さらにCu0.1〜3.0%、Ti0.05〜0.3
%、Mn0.1〜1.5%、Cr0.05〜0.4%、
Zr0.05〜0.4%、V0.05〜0.4%のうち
から選ばれた1種または2種以上を含有し、残部がAl
および不可避的不純物よりなることを特徴とする、耐粒
界腐食性に優れたAl−Zn−Mg系アルミニウム合
金。 請求項2:請求項1に記載のAl−Zn−Mg系
アルミニウム合金において、合金中に粒径1〜20μm
の金属Biが40〜2000個/mm2 の密度で分散し
ていることを特徴とする、耐粒界腐食性に優れたAl−
Zn−Mg系アルミニウム合金。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】この発明は主として車輌や航空機
などの構造材の用途に使用されるAl−Zn−Mg系ア
ルミニウム合金に関するものであり、特に耐粒界腐食性
に優れたAl−Zn−Mg系合金に関するものである。
などの構造材の用途に使用されるAl−Zn−Mg系ア
ルミニウム合金に関するものであり、特に耐粒界腐食性
に優れたAl−Zn−Mg系合金に関するものである。
【0002】
【従来の技術】周知のようにAl−Zn−Mg系合金
は、いわゆる7000番系の高強度熱処理型合金として
主として車輌や航空機などの構造材の用途に広く使用さ
れている。
は、いわゆる7000番系の高強度熱処理型合金として
主として車輌や航空機などの構造材の用途に広く使用さ
れている。
【0003】ところで車輌や航空機等に使用される構造
材としては軽量化が強く要請され、またコスト低減の要
求も強く、そこでこのような構造材に対しては薄肉化が
求められるようになり、そこで薄肉化しても充分な高い
耐久性・信頼性が確保されるように高強度化が強く求め
られている。しかしながら、一般にAl−Zn−Mg系
合金においては、高強度化を図ろうとすれば、耐食性、
特に耐粒界腐食性が低下するという問題が生じるのが通
常である。
材としては軽量化が強く要請され、またコスト低減の要
求も強く、そこでこのような構造材に対しては薄肉化が
求められるようになり、そこで薄肉化しても充分な高い
耐久性・信頼性が確保されるように高強度化が強く求め
られている。しかしながら、一般にAl−Zn−Mg系
合金においては、高強度化を図ろうとすれば、耐食性、
特に耐粒界腐食性が低下するという問題が生じるのが通
常である。
【0004】一般にAl−Zn−Mg系アルミニウム合
金について、耐食性を高めるための手法としては、従来
から、表面処理を行なうなどの手法が実用化されもしく
は提案されている。
金について、耐食性を高めるための手法としては、従来
から、表面処理を行なうなどの手法が実用化されもしく
は提案されている。
【0005】
【発明が解決しようとする課題】前述のように耐食性向
上のために表面処理を施す等の従来の手法では、一般的
な耐食性は確かに若干は向上するが、耐粒界腐食性その
ものを制御して、耐食性のうちでも特に粒界腐食性を確
実に向上させるには至っていないのが実情である。また
表面処理により耐食性を向上させる手法では、工程数が
増加して製造コストの増大を招く問題もあった。
上のために表面処理を施す等の従来の手法では、一般的
な耐食性は確かに若干は向上するが、耐粒界腐食性その
ものを制御して、耐食性のうちでも特に粒界腐食性を確
実に向上させるには至っていないのが実情である。また
表面処理により耐食性を向上させる手法では、工程数が
増加して製造コストの増大を招く問題もあった。
【0006】この発明は以上の事情を背景としてなされ
たもので、車輌や航空機等の構造材、機械部品等として
使用されるAl−Zn−Mg系合金について、耐食性の
うちでも特に耐粒界腐食性を確実かつ充分に向上させる
ことを目的としている。
たもので、車輌や航空機等の構造材、機械部品等として
使用されるAl−Zn−Mg系合金について、耐食性の
うちでも特に耐粒界腐食性を確実かつ充分に向上させる
ことを目的としている。
【0007】
【課題を解決するための手段】前述のような課題を解決
するべく本願発明者等が鋭意実験・検討を重ねた結果、
Al−Zn−Mg系合金に少量のBiを添加することに
よって、耐粒界腐食性を確実かつ充分に向上させ得るこ
とを見出し、この発明をなすに至った。
するべく本願発明者等が鋭意実験・検討を重ねた結果、
Al−Zn−Mg系合金に少量のBiを添加することに
よって、耐粒界腐食性を確実かつ充分に向上させ得るこ
とを見出し、この発明をなすに至った。
【0008】具体的には、請求項1の発明のAl−Zn
−Mg系アルミニウム合金は、Znを3.0〜8.0
%、Mgを0.5〜3.0%、Biを0.01〜0.5
%含有し、さらにCu0.1〜3.0%、Ti0.05
〜0.3%、Mn0.1〜1.5%、Cr0.05〜
0.4%、Zr0.05〜0.4%、V0.05〜0.
4%のうちから選ばれた1種または2種以上を含有し、
残部がAlおよび不可避的不純物よりなることを特徴と
するものである。
−Mg系アルミニウム合金は、Znを3.0〜8.0
%、Mgを0.5〜3.0%、Biを0.01〜0.5
%含有し、さらにCu0.1〜3.0%、Ti0.05
〜0.3%、Mn0.1〜1.5%、Cr0.05〜
0.4%、Zr0.05〜0.4%、V0.05〜0.
4%のうちから選ばれた1種または2種以上を含有し、
残部がAlおよび不可避的不純物よりなることを特徴と
するものである。
【0009】また請求項2の発明のAl−Zn−Mg系
アルミニウム合金は、請求項1に記載のAl−Zn−M
g系アルミニウム合金において、合金中に粒径1〜20
μmの金属Biが40〜2000個/mm2 の密度で分
散していることを特徴とするものである。
アルミニウム合金は、請求項1に記載のAl−Zn−M
g系アルミニウム合金において、合金中に粒径1〜20
μmの金属Biが40〜2000個/mm2 の密度で分
散していることを特徴とするものである。
【0010】
【作用】この発明のAl−Zn−Mg系アルミニウム合
金においては、少量のBi(ビスマス)を積極添加して
おり、このBiの添加によって耐粒界腐食性の確実かつ
充分な向上を図ることができた。
金においては、少量のBi(ビスマス)を積極添加して
おり、このBiの添加によって耐粒界腐食性の確実かつ
充分な向上を図ることができた。
【0011】このようにBiの添加によって耐粒界腐食
性が向上する理由は、完全には解明されていないが、B
iの析出分散効果によるものと考えられる。
性が向上する理由は、完全には解明されていないが、B
iの析出分散効果によるものと考えられる。
【0012】すなわち、一般にAl−Zn−Mg系のア
ルミニウム合金においては、合金材製造過程における熱
処理後あるいは溶接後の冷却過程、さらにはろう付け加
熱後の冷却過程において、金属間化合物であるMgZn
2 が析出し、かつその析出位置は線状の粒界に限られる
ため、析出物が連続化しやすい。一方粒界の析出物は、
その周囲のAl地と比較して電位的に卑となり、そのた
め粒界の析出物が優先的に腐食され、連続化した粒界腐
食に至るものと考えられる。
ルミニウム合金においては、合金材製造過程における熱
処理後あるいは溶接後の冷却過程、さらにはろう付け加
熱後の冷却過程において、金属間化合物であるMgZn
2 が析出し、かつその析出位置は線状の粒界に限られる
ため、析出物が連続化しやすい。一方粒界の析出物は、
その周囲のAl地と比較して電位的に卑となり、そのた
め粒界の析出物が優先的に腐食され、連続化した粒界腐
食に至るものと考えられる。
【0013】これに対しこの発明で添加しているBi
は、Alに対する固溶限が著しく低いため、鋳造凝固時
に金属Biとして晶出し、かつその後の圧延板中におい
て金属Biの位置は特に粒界に限られず、Al地に広く
分散して存在する。またBiはその融点が約271℃
と、Alに比べてかなり低い融点を有するため、熱処理
時やろう付け加熱時、溶接時あるいはその後の冷却過程
の高温段階では、Biは点状の独立した液体で分散して
いることになる。そして熱処理やろう付け、溶接等の後
の冷却過程における金属間化合物MgZn2 の析出時に
は、そのMgZn2は、粒界の部分よりもむしろ全体的
に点状に分散した液体のBiの部位に優先的に析出しや
すくなる。そのためMgZn2 析出物は、Al地中に全
体的に分散することになり、その結果、粒界に沿っての
連続的な腐食も生じにくくなり、耐粒界腐食性が向上す
るものと考えられる。
は、Alに対する固溶限が著しく低いため、鋳造凝固時
に金属Biとして晶出し、かつその後の圧延板中におい
て金属Biの位置は特に粒界に限られず、Al地に広く
分散して存在する。またBiはその融点が約271℃
と、Alに比べてかなり低い融点を有するため、熱処理
時やろう付け加熱時、溶接時あるいはその後の冷却過程
の高温段階では、Biは点状の独立した液体で分散して
いることになる。そして熱処理やろう付け、溶接等の後
の冷却過程における金属間化合物MgZn2 の析出時に
は、そのMgZn2は、粒界の部分よりもむしろ全体的
に点状に分散した液体のBiの部位に優先的に析出しや
すくなる。そのためMgZn2 析出物は、Al地中に全
体的に分散することになり、その結果、粒界に沿っての
連続的な腐食も生じにくくなり、耐粒界腐食性が向上す
るものと考えられる。
【0014】さらにこの発明における合金成分元素の限
定理由について述べる。
定理由について述べる。
【0015】Zn:ZnはMgとともにこの発明の系の
合金で基本となる合金元素であり、Mgとの共存下でM
gZn2 化合物を形成して、強度向上に寄与する。Zn
の添加量が3.0%未満ではその効果が充分に発揮され
ず、一方8.0%を越えれば耐応力腐食割れ性が劣化す
るから、Znの添加量は3.0〜8.0%の範囲内とし
た。
合金で基本となる合金元素であり、Mgとの共存下でM
gZn2 化合物を形成して、強度向上に寄与する。Zn
の添加量が3.0%未満ではその効果が充分に発揮され
ず、一方8.0%を越えれば耐応力腐食割れ性が劣化す
るから、Znの添加量は3.0〜8.0%の範囲内とし
た。
【0016】Mg:MgもZnとともにこの発明の系の
合金で基本となる合金元素であり、前述のようにMgZ
n2 化合物を形成して強度向上に寄与する。Mg量が
0.5%未満ではその効果が充分に得られず、一方3.
0%を越えれば耐応力腐食割れ性が低下するから、Mg
の添加量は0.5〜3.0%の範囲内とした。
合金で基本となる合金元素であり、前述のようにMgZ
n2 化合物を形成して強度向上に寄与する。Mg量が
0.5%未満ではその効果が充分に得られず、一方3.
0%を越えれば耐応力腐食割れ性が低下するから、Mg
の添加量は0.5〜3.0%の範囲内とした。
【0017】Bi:Biは前述のように耐粒界腐食性を
向上させるに有効である。Bi量が0.01%未満では
その効果が充分に発揮されず、一方0.5%を越えて多
量にBiを添加しても耐粒界腐食性向上効果は飽和し、
経済的に無駄となるだけであるから、Bi量は0.01
〜0.5%の範囲内とした。
向上させるに有効である。Bi量が0.01%未満では
その効果が充分に発揮されず、一方0.5%を越えて多
量にBiを添加しても耐粒界腐食性向上効果は飽和し、
経済的に無駄となるだけであるから、Bi量は0.01
〜0.5%の範囲内とした。
【0018】Cu,Ti,Mn,Cr,Zr,V:これ
らの元素はいずれも強度の向上に寄与するから、この発
明のAl−Zn−Mg系合金においていずれか1種また
は2種以上を添加することとした。これらのうち、Cu
は固溶により強度を高める効果を有すると同時に、電位
を高めて耐食性を向上させる効果を有するが、その添加
量が0.1%未満ではその効果が充分に発揮されず、一
方3.0%を越えれば成形性が低下するところから、C
uの添加量は0.1〜3.0%の範囲内とした。またT
iは結晶粒の微細化を通じて強度の向上に寄与すると同
時に、腐食形態をピット状から層状に変化させ、これに
より最大腐食深さを小さくして耐食性を向上させるに寄
与するが、その添加量が0.05%未満ではこれらの効
果が充分に発揮されず、一方0.3%を越えればこれら
の効果が飽和し、経済的に無駄となるだけであるから、
Tiの添加量は0.05〜0.3%の範囲内とした。ま
たMnは固溶により強度を高めるに寄与するが、Mn量
が0.1%未満ではその効果が充分に得られず、一方
1.5%を越えれば成形性を劣化させるから、Mn量は
0.1〜1.5%の範囲内とした。さらにCr,Zr,
Vは、固溶により強度を高めるに寄与するが、いずれも
その添加量が0.05%未満ではその効果が充分に発揮
されず、一方0.4%を越えれば巨大晶出物を形成して
成形性を劣化させるから、Cr,Zr,Vの添加量はい
ずれも0.05〜0.4%の範囲内とした。
らの元素はいずれも強度の向上に寄与するから、この発
明のAl−Zn−Mg系合金においていずれか1種また
は2種以上を添加することとした。これらのうち、Cu
は固溶により強度を高める効果を有すると同時に、電位
を高めて耐食性を向上させる効果を有するが、その添加
量が0.1%未満ではその効果が充分に発揮されず、一
方3.0%を越えれば成形性が低下するところから、C
uの添加量は0.1〜3.0%の範囲内とした。またT
iは結晶粒の微細化を通じて強度の向上に寄与すると同
時に、腐食形態をピット状から層状に変化させ、これに
より最大腐食深さを小さくして耐食性を向上させるに寄
与するが、その添加量が0.05%未満ではこれらの効
果が充分に発揮されず、一方0.3%を越えればこれら
の効果が飽和し、経済的に無駄となるだけであるから、
Tiの添加量は0.05〜0.3%の範囲内とした。ま
たMnは固溶により強度を高めるに寄与するが、Mn量
が0.1%未満ではその効果が充分に得られず、一方
1.5%を越えれば成形性を劣化させるから、Mn量は
0.1〜1.5%の範囲内とした。さらにCr,Zr,
Vは、固溶により強度を高めるに寄与するが、いずれも
その添加量が0.05%未満ではその効果が充分に発揮
されず、一方0.4%を越えれば巨大晶出物を形成して
成形性を劣化させるから、Cr,Zr,Vの添加量はい
ずれも0.05〜0.4%の範囲内とした。
【0019】以上のほか、不純物としてはFe,Siが
含有されるのが通常であり、Fe量、Si量は可及的に
少ないことが望まれるが、それぞれ0.7%程度までは
許容される。
含有されるのが通常であり、Fe量、Si量は可及的に
少ないことが望まれるが、それぞれ0.7%程度までは
許容される。
【0020】さらに耐粒界腐食性の効果を充分に発揮さ
せるためには、Al地中に分散するBiの粒径、密度も
重要であり、これを請求項2において規定した。合金中
のBiの粒径(粒子の形状を円形に置き換えた場合の直
径換算)が1μm未満、Bi含有密度が40個/mm2
未満では、Biによる耐粒界腐食性向上効果が充分に得
られず、一方Biの粒径が20μmを越えたりまたBi
の分布密度が2000個/mm2 を越えれば、Biによ
る耐粒界腐食性向上効果が飽和するから、Biの粒径は
1〜20μmの範囲内、Biの分布密度は40〜200
0個/mm2 の範囲内とした。
せるためには、Al地中に分散するBiの粒径、密度も
重要であり、これを請求項2において規定した。合金中
のBiの粒径(粒子の形状を円形に置き換えた場合の直
径換算)が1μm未満、Bi含有密度が40個/mm2
未満では、Biによる耐粒界腐食性向上効果が充分に得
られず、一方Biの粒径が20μmを越えたりまたBi
の分布密度が2000個/mm2 を越えれば、Biによ
る耐粒界腐食性向上効果が飽和するから、Biの粒径は
1〜20μmの範囲内、Biの分布密度は40〜200
0個/mm2 の範囲内とした。
【0021】なおBiの粒径および分布密度を上述のよ
うに制御することは、Biの添加量の調整のみならず、
鋳造法、鋳造条件を適切に選択、調整することによって
可能である。ここで、鋳造法、鋳造条件は特に限定され
ないが、例えばDC鋳造法(半連続鋳造法)であれば凝
固速度10cm/分程度が好ましい。
うに制御することは、Biの添加量の調整のみならず、
鋳造法、鋳造条件を適切に選択、調整することによって
可能である。ここで、鋳造法、鋳造条件は特に限定され
ないが、例えばDC鋳造法(半連続鋳造法)であれば凝
固速度10cm/分程度が好ましい。
【0022】なおまた、この発明のAl−Zn−Mg系
合金の製造にあたって、鋳造以外のプロセスおよびその
条件は、常法に従って定めれば良い。
合金の製造にあたって、鋳造以外のプロセスおよびその
条件は、常法に従って定めれば良い。
【0023】
実施例1 表1の合金No.1〜No.8に示す合金を常法に従っ
て溶製し、DC鋳造法によって凝固速度約10cm/分
で鋳造し、鋳塊を得た。各鋳塊について、面削、均質化
処理を行なった後、常法に従って熱間圧延し、さらに冷
間圧延を行ない焼鈍を加えて、板厚0.6mmの合金板
を得た。その後溶体化処理(460℃×180sec加
熱後急冷)を行ない、さらに自然時効を行ない、腐食試
験用試料を得た。
て溶製し、DC鋳造法によって凝固速度約10cm/分
で鋳造し、鋳塊を得た。各鋳塊について、面削、均質化
処理を行なった後、常法に従って熱間圧延し、さらに冷
間圧延を行ない焼鈍を加えて、板厚0.6mmの合金板
を得た。その後溶体化処理(460℃×180sec加
熱後急冷)を行ない、さらに自然時効を行ない、腐食試
験用試料を得た。
【0024】上記の各腐食試験用試料について、AlC
l3 水溶液中(pH=3)で定電流(1mA/cm2 )
によるアノード溶解を行ない、その後断面観察により粒
界腐食の発生程度を観察評価した。その評価は最大腐食
部断面での3mm2 当りの粒界腐食長さの総計で行なっ
た。その結果を表2中に示す。また各合金板の腐食試験
前におけるBiの分布密度、サイズを断面のミクロ観察
(×500倍)により調べたので、その結果も表2中に
示す。なおBiの分布密度は3断面の平均値で示し、サ
イズは3断面すべての最小値と最大値で示した。
l3 水溶液中(pH=3)で定電流(1mA/cm2 )
によるアノード溶解を行ない、その後断面観察により粒
界腐食の発生程度を観察評価した。その評価は最大腐食
部断面での3mm2 当りの粒界腐食長さの総計で行なっ
た。その結果を表2中に示す。また各合金板の腐食試験
前におけるBiの分布密度、サイズを断面のミクロ観察
(×500倍)により調べたので、その結果も表2中に
示す。なおBiの分布密度は3断面の平均値で示し、サ
イズは3断面すべての最小値と最大値で示した。
【0025】表2から明らかなように、実施例1におけ
るBiを添加した本発明例の合金板ではいずれも粒界腐
食長さがBiを添加していない比較例の合金板と比較し
て格段に短く、耐粒界腐食性が優れていることが確認さ
れた。
るBiを添加した本発明例の合金板ではいずれも粒界腐
食長さがBiを添加していない比較例の合金板と比較し
て格段に短く、耐粒界腐食性が優れていることが確認さ
れた。
【0026】
【表1】
【0027】
【表2】
【0028】
【発明の効果】この発明のAl−Zn−Mg系アルミニ
ウム合金は、従来のAl−Zn−Mg系合金と比較して
耐粒界腐食性が著しく優れており、そのため車輌や航空
機の構造材等に使用すればその耐久性、信頼性を向上さ
せることができ、また充分な耐粒界腐食性を確保しつつ
高強度化を達成できるため、車輌や航空機等の構造材の
薄肉化を図り、その軽量化、コスト低減を図ることがで
きる。
ウム合金は、従来のAl−Zn−Mg系合金と比較して
耐粒界腐食性が著しく優れており、そのため車輌や航空
機の構造材等に使用すればその耐久性、信頼性を向上さ
せることができ、また充分な耐粒界腐食性を確保しつつ
高強度化を達成できるため、車輌や航空機等の構造材の
薄肉化を図り、その軽量化、コスト低減を図ることがで
きる。
【0029】なおこの発明の合金は前述のように耐粒界
腐食性に優れているが、同様に粒界腐食割れが生じる現
象である応力腐食割れに対してもその低減に有効である
と考えられ、したがって応力腐食割れが生じやすい用
途、環境で使用される部材としても有効である。
腐食性に優れているが、同様に粒界腐食割れが生じる現
象である応力腐食割れに対してもその低減に有効である
と考えられ、したがって応力腐食割れが生じやすい用
途、環境で使用される部材としても有効である。
Claims (2)
- 【請求項1】 Znを3.0〜8.0%(重量%、以下
同じ)、Mgを0.5〜3.0%、Biを0.01〜
0.5%含有し、さらにCu0.1〜3.0%、Ti
0.05〜0.3%、Mn0.1〜1.5%、Cr0.
05〜0.4%、Zr0.05〜0.4%、V0.05
〜0.4%のうちから選ばれた1種または2種以上を含
有し、残部がAlおよび不可避的不純物よりなることを
特徴とする、耐粒界腐食性に優れたAl−Zn−Mg系
アルミニウム合金。 - 【請求項2】 請求項1に記載のAl−Zn−Mg系ア
ルミニウム合金において、合金中に粒径1〜20μmの
金属Biが40〜2000個/mm2 の密度で分散して
いることを特徴とする、耐粒界腐食性に優れたAl−Z
n−Mg系アルミニウム合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP28443094A JPH08120386A (ja) | 1994-10-24 | 1994-10-24 | 耐粒界腐食性に優れたAl−Zn−Mg系アルミニウム合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP28443094A JPH08120386A (ja) | 1994-10-24 | 1994-10-24 | 耐粒界腐食性に優れたAl−Zn−Mg系アルミニウム合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH08120386A true JPH08120386A (ja) | 1996-05-14 |
Family
ID=17678456
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP28443094A Pending JPH08120386A (ja) | 1994-10-24 | 1994-10-24 | 耐粒界腐食性に優れたAl−Zn−Mg系アルミニウム合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH08120386A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR101526661B1 (ko) * | 2013-05-07 | 2015-06-05 | 현대자동차주식회사 | 복합 미세조직을 갖는 내마모성 합금 |
EP3137642B1 (en) | 2014-04-30 | 2019-02-20 | Alcoa USA Corp. | Improved 7xx aluminum casting alloys |
CN112301242A (zh) * | 2020-10-30 | 2021-02-02 | 广西大学 | 一种高强度耐腐蚀Al-Y-Sc合金的制备方法及Al-Y-Sc合金 |
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