JPH10265919A - 非平衡相合金材料の製造方法 - Google Patents
非平衡相合金材料の製造方法Info
- Publication number
- JPH10265919A JPH10265919A JP7201297A JP7201297A JPH10265919A JP H10265919 A JPH10265919 A JP H10265919A JP 7201297 A JP7201297 A JP 7201297A JP 7201297 A JP7201297 A JP 7201297A JP H10265919 A JPH10265919 A JP H10265919A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- strain
- heat treatment
- equilibrium phase
- crystals
- 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.)
- Pending
Links
Landscapes
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 加工性に優れ、高硬度、高強度の非平衡相合
金材料を提供する。 【解決手段】 非平衡相を有する合金に所定の歪量を与
えることにより延性を付与し、その後熱処理を施して機
械的特性を回復する方法、又は熱処理に先立って塑性加
工する方法である。歪量は20〜90%、歪速度は10
1〜10-2S-1、熱処理温度は250〜400℃、時間
は60分以内が適当である。
金材料を提供する。 【解決手段】 非平衡相を有する合金に所定の歪量を与
えることにより延性を付与し、その後熱処理を施して機
械的特性を回復する方法、又は熱処理に先立って塑性加
工する方法である。歪量は20〜90%、歪速度は10
1〜10-2S-1、熱処理温度は250〜400℃、時間
は60分以内が適当である。
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は、加工性に優れる非
平衡相合金材料の製造方法、特には高硬度、高強度など
の機械特性に優れたアルミニウム基合金材料の製造方法
に関する。
平衡相合金材料の製造方法、特には高硬度、高強度など
の機械特性に優れたアルミニウム基合金材料の製造方法
に関する。
【0002】
【従来の技術】非平衡相粒子(準結晶、ナノ結晶(微細
結晶)及びこれらとアモルファスとの混相など)を有す
る合金は非常に硬く脆いことが特徴であり、冷間での変
形、加工は不可能と考えられてきた。又、高強度材料と
しても準結晶単相の合金では、靭性、延性に乏しいため
製品への応用は困難であった。
結晶)及びこれらとアモルファスとの混相など)を有す
る合金は非常に硬く脆いことが特徴であり、冷間での変
形、加工は不可能と考えられてきた。又、高強度材料と
しても準結晶単相の合金では、靭性、延性に乏しいため
製品への応用は困難であった。
【0003】発明者らは、液体急冷法により非平衡相粒
子である準結晶やナノ結晶、ナノスケールのアモルファ
ス粒子を母合金マトリックス中に分散させることによ
り、高強度合金を提供できることを見出して、特許出願
等をしている。しかしながら、非平衡相粒子が分散した
合金は高強度であるが、冷間の加工性において改善すべ
き点があった。
子である準結晶やナノ結晶、ナノスケールのアモルファ
ス粒子を母合金マトリックス中に分散させることによ
り、高強度合金を提供できることを見出して、特許出願
等をしている。しかしながら、非平衡相粒子が分散した
合金は高強度であるが、冷間の加工性において改善すべ
き点があった。
【0004】
【発明が解決しようとする課題】そこで本発明では、高
硬度、高強度などの機械的特性に優れ、しかも靭性、延
性に富んで加工性の優れた非平衡相合金材料を提供する
ものである。
硬度、高強度などの機械的特性に優れ、しかも靭性、延
性に富んで加工性の優れた非平衡相合金材料を提供する
ものである。
【0005】
【課題を解決するための手段】本発明は、特定組成合金
において、母合金マトリックス中の数nm〜50nmの
大きさの非平衡相粒子を分散させることにより、圧延な
どの冷間加工によって組織をよりアモルファス化させ材
料を軟化させることにより、さらに加工性を向上させる
ものである。
において、母合金マトリックス中の数nm〜50nmの
大きさの非平衡相粒子を分散させることにより、圧延な
どの冷間加工によって組織をよりアモルファス化させ材
料を軟化させることにより、さらに加工性を向上させる
ものである。
【0006】すなわち、本発明は、非平衡相(準結晶あ
るいは混相を含むナノ結晶)を有する合金に、所定の歪
量を与えることにより延性を付与し、その後熱処理を施
して機械的性質を回復することを特徴とする非平衡相合
金材料の製造方法である。
るいは混相を含むナノ結晶)を有する合金に、所定の歪
量を与えることにより延性を付与し、その後熱処理を施
して機械的性質を回復することを特徴とする非平衡相合
金材料の製造方法である。
【0007】合金中にナノスケールで分散した準結晶粒
子あるいはナノ結晶粒子は、加工歪を与えることにより
不規則な構造であるアモルファスへと変化し、その結
果、アモルファス本来の特性である延性が向上し、準結
晶あるいはナノ結晶に起因した硬度は低下し、軟化す
る。通常の金属では、加工により転位が蓄積し、硬度が
どんどん高くなるために、中間焼鈍等の工程を経なけれ
ば、大きな変形歪量の加工は不可能である。
子あるいはナノ結晶粒子は、加工歪を与えることにより
不規則な構造であるアモルファスへと変化し、その結
果、アモルファス本来の特性である延性が向上し、準結
晶あるいはナノ結晶に起因した硬度は低下し、軟化す
る。通常の金属では、加工により転位が蓄積し、硬度が
どんどん高くなるために、中間焼鈍等の工程を経なけれ
ば、大きな変形歪量の加工は不可能である。
【0008】歪加工によって粒子がアモルファス化した
合金材料は、熱処理により準結晶あるいはナノ結晶に変
態することによって硬度を回復、硬化させることができ
る。すなわち、加工時には硬度が低く加工し易く、加工
後に強化できることとなる。歪加工後、熱処理に先立っ
てプレス、鍛造、打抜き、張り出し等の塑性加工をして
最終製品に近い形に成形するとよい。
合金材料は、熱処理により準結晶あるいはナノ結晶に変
態することによって硬度を回復、硬化させることができ
る。すなわち、加工時には硬度が低く加工し易く、加工
後に強化できることとなる。歪加工後、熱処理に先立っ
てプレス、鍛造、打抜き、張り出し等の塑性加工をして
最終製品に近い形に成形するとよい。
【0009】以上を具体的に説明すると、第1にナノ結
晶(微細結晶)を有する合金に所定の歪量を与えること
により、ナノ結晶の一部をアモルファス化させ、延性を
付与し、その後熱処理によりアモルファス化された粒子
をナノ結晶化して、機械的特性を回復するものであり、
第2に準結晶を有する合金に所定の歪量を与えることに
より、準結晶の一部をアモルファス化させ、延性を付与
し、その後熱処理により、アモルファス化された粒子を
準結晶化して機械的特性を回復するものである。
晶(微細結晶)を有する合金に所定の歪量を与えること
により、ナノ結晶の一部をアモルファス化させ、延性を
付与し、その後熱処理によりアモルファス化された粒子
をナノ結晶化して、機械的特性を回復するものであり、
第2に準結晶を有する合金に所定の歪量を与えることに
より、準結晶の一部をアモルファス化させ、延性を付与
し、その後熱処理により、アモルファス化された粒子を
準結晶化して機械的特性を回復するものである。
【0010】本発明における歪加工による歪量は20〜
90%がよい。20%未満では形状付与加工としては不
足すると共に加工軟化の効果も低く、加工性の点で改善
されない。90%を超えると軟化しすぎて、熱処理を施
しても機械的特性の回復は期待できない。歪速度は、通
常の冷間加工で用いられる101〜10-2S-1が良い。
90%がよい。20%未満では形状付与加工としては不
足すると共に加工軟化の効果も低く、加工性の点で改善
されない。90%を超えると軟化しすぎて、熱処理を施
しても機械的特性の回復は期待できない。歪速度は、通
常の冷間加工で用いられる101〜10-2S-1が良い。
【0011】熱処理温度は250〜400℃(523〜
673K)が適当である。250℃未満では機械的特性
の回復が不十分であり、400℃を超えるとマトリック
スの粒径が粗大化して逆に軟化してしまう。熱処理時間
は60分以内が良く、より好ましくは30分以内が良
い。本発明の適用合金としては、Al基合金、Mg基合
金、Ti基合金などがあり、Al基合金が最適である。
好ましい合金を例示すると下記のとおりである。
673K)が適当である。250℃未満では機械的特性
の回復が不十分であり、400℃を超えるとマトリック
スの粒径が粗大化して逆に軟化してしまう。熱処理時間
は60分以内が良く、より好ましくは30分以内が良
い。本発明の適用合金としては、Al基合金、Mg基合
金、Ti基合金などがあり、Al基合金が最適である。
好ましい合金を例示すると下記のとおりである。
【0012】アルミニウムのアモルファス合金: AlbalV2〜5(Fe,Co,Ni)1〜4 AlbalV2〜5(Fe,Co,Ni)1〜4Ln0〜2
(ただし、Ln:Y,Mm、希土類元素) AlbalV2〜5Ti0〜2(Fe,Co,Ni)1〜4 AlbalTi0〜2(Fe,Co,Ni)1〜4 Albal(Mn,Cr)2〜5(Fe,Co,Ni)
1〜4Ln0〜2 AlbalTM0.5〜35(Ln,Ti,Zr)0.5〜25 Al92〜94Mn4〜6Ce2 Albal(Mn,Cr)1〜7TM0〜5(TM:遷移
金属) アルミニウムの準結晶合金: Albal(Mn,Cr)1〜7 Albal(Mn,Cr)1〜7(Fe,Co,Ni)
1〜4TM0〜5 Albal(Mn,Cr)1〜7Ln0〜5 Albal(Mn,Cr)1〜7TM0〜5 Albal(Mn,Cr)1〜7TM0〜5Ln0〜5 Albal(Mn,Cr)1〜7TM0〜5Ln0〜5(Z
r,Ti)0〜2 その他の合金例(アモルファス合金)としては、 MgbalTM−Ln Ti−Si−Fe なお、( )内は一種又は二種以上の選択であり、数字
は原子%(at%)であり、0は含まないものである。
(ただし、Ln:Y,Mm、希土類元素) AlbalV2〜5Ti0〜2(Fe,Co,Ni)1〜4 AlbalTi0〜2(Fe,Co,Ni)1〜4 Albal(Mn,Cr)2〜5(Fe,Co,Ni)
1〜4Ln0〜2 AlbalTM0.5〜35(Ln,Ti,Zr)0.5〜25 Al92〜94Mn4〜6Ce2 Albal(Mn,Cr)1〜7TM0〜5(TM:遷移
金属) アルミニウムの準結晶合金: Albal(Mn,Cr)1〜7 Albal(Mn,Cr)1〜7(Fe,Co,Ni)
1〜4TM0〜5 Albal(Mn,Cr)1〜7Ln0〜5 Albal(Mn,Cr)1〜7TM0〜5 Albal(Mn,Cr)1〜7TM0〜5Ln0〜5 Albal(Mn,Cr)1〜7TM0〜5Ln0〜5(Z
r,Ti)0〜2 その他の合金例(アモルファス合金)としては、 MgbalTM−Ln Ti−Si−Fe なお、( )内は一種又は二種以上の選択であり、数字
は原子%(at%)であり、0は含まないものである。
【0013】
合金製造例 所定成分組成(原子パーセント)からなる母合金をアー
ク溶解炉で溶製し、一般的に用いられる単ロール液体急
冷装置(メルトスピニング装置)によって薄帯(厚さ:
20μm、幅:1.5mm)を製造した。この際のロー
ルは直径200mmの銅製、雰囲気は10-3Torr以
下のArである。アーク溶解炉で溶湯温度1300〜1
500Kの範囲に調整し、ロールの角速度30〜50S
-1とし、溶融合金をArガスの加圧下(0.7kg/c
m2)によりロール表面に噴出し、ロール表面と接触さ
せることにより急冷凝固させて、非平衡相(ナノ結晶
相、準結晶相、これらを含む非晶質相)を有する合金薄
帯を作製した。
ク溶解炉で溶製し、一般的に用いられる単ロール液体急
冷装置(メルトスピニング装置)によって薄帯(厚さ:
20μm、幅:1.5mm)を製造した。この際のロー
ルは直径200mmの銅製、雰囲気は10-3Torr以
下のArである。アーク溶解炉で溶湯温度1300〜1
500Kの範囲に調整し、ロールの角速度30〜50S
-1とし、溶融合金をArガスの加圧下(0.7kg/c
m2)によりロール表面に噴出し、ロール表面と接触さ
せることにより急冷凝固させて、非平衡相(ナノ結晶
相、準結晶相、これらを含む非晶質相)を有する合金薄
帯を作製した。
【0014】試験例1 Al94V4Fe2(at%)の成分組成からなる合金薄帯
を上記製造条件により作製し、これに30%と70%の
歪量を圧延により与えた。図1に示すように、歪量を与
えない合金薄帯(as−Q)に比べて、上記歪量を与え
たものは、歪量を与えるにともないアモルファス化され
ていることが図1のX線回折図から分かる。なお、合金
薄帯はアルミニウムマトリックス中に数nm〜50nm
の平均粒子径のアモルファス粒子が均一分散した組織で
あった。
を上記製造条件により作製し、これに30%と70%の
歪量を圧延により与えた。図1に示すように、歪量を与
えない合金薄帯(as−Q)に比べて、上記歪量を与え
たものは、歪量を与えるにともないアモルファス化され
ていることが図1のX線回折図から分かる。なお、合金
薄帯はアルミニウムマトリックス中に数nm〜50nm
の平均粒子径のアモルファス粒子が均一分散した組織で
あった。
【0015】図5には歪量と硬度との関係をグラフとし
て示したが、歪量を与えるに伴い硬度が低下しているこ
とが分かる。Al93Ti5Fe2の成分組成からなる合金
についても上記と同様に試験をしたところ上記と同様の
結果が得られた。
て示したが、歪量を与えるに伴い硬度が低下しているこ
とが分かる。Al93Ti5Fe2の成分組成からなる合金
についても上記と同様に試験をしたところ上記と同様の
結果が得られた。
【0016】試験例2 Al94.5Cr3Ce1Co1.5、Al92Mn6Ce2、Al
93Mn7(at%)の成分組成からなる合金薄帯を上記
製造条件により作製し、これに図2、図3、図4に示す
ような歪量(30%、70%)を圧延により与えた。歪
量を与えない合金薄帯(as−Q)に比べ、歪量を与え
ないものは、歪量を与えるに伴いアモルファス化されて
いることが各図から分かる。なお合金薄帯はアモルファ
スマトリックス中に数nm〜50nmの平均粒子径の準
結晶粒子が均一分散した組織であった。
93Mn7(at%)の成分組成からなる合金薄帯を上記
製造条件により作製し、これに図2、図3、図4に示す
ような歪量(30%、70%)を圧延により与えた。歪
量を与えない合金薄帯(as−Q)に比べ、歪量を与え
ないものは、歪量を与えるに伴いアモルファス化されて
いることが各図から分かる。なお合金薄帯はアモルファ
スマトリックス中に数nm〜50nmの平均粒子径の準
結晶粒子が均一分散した組織であった。
【0017】又、以上のことより、圧延などの歪によ
り、準結晶粒子がアモルファス粒子に変化したことが分
かる。さらに図6、図7によれば、歪量に伴い硬度が低
下していることが分かる。Al96Mn2Ce2、Al94M
n4Ce2、Al93Mn5Ce2の成分組成からなる合金に
ついても上記と同様に試験をしたが、上記と同様の結果
が得られた。
り、準結晶粒子がアモルファス粒子に変化したことが分
かる。さらに図6、図7によれば、歪量に伴い硬度が低
下していることが分かる。Al96Mn2Ce2、Al94M
n4Ce2、Al93Mn5Ce2の成分組成からなる合金に
ついても上記と同様に試験をしたが、上記と同様の結果
が得られた。
【0018】実施例1 上述の試験例1および試験例2のAl94V4Fe2、Al
92Mn6Ce2の30%の歪量を与えた薄帯について30
0℃(573K)で熱処理を行った結果を図8に示す。
なお、歪を加えない薄帯の硬度はas−Qで示す。
92Mn6Ce2の30%の歪量を与えた薄帯について30
0℃(573K)で熱処理を行った結果を図8に示す。
なお、歪を加えない薄帯の硬度はas−Qで示す。
【0019】図8より熱処理で、歪の加えた薄帯の硬度
が向上していることが分かる。300℃(573K)で
10分の熱処理で最大値を示し、その前後で徐々に低下
している。特にAl94V4Fe2の組成の合金において
は、as−Q合金より優れた硬度となっている。他の組
成においても同様の結果が得られた。
が向上していることが分かる。300℃(573K)で
10分の熱処理で最大値を示し、その前後で徐々に低下
している。特にAl94V4Fe2の組成の合金において
は、as−Q合金より優れた硬度となっている。他の組
成においても同様の結果が得られた。
【0020】実施例2 実施例1の熱処理に先立って、Al94V4Fe2、Al92
Mn6Ce2についてプレス成形(塑性加工)を行った。
成形は既存のAl合金のように容易に行えたとともに、
プレス型の形状を忠実に形取っていた。更に成形品の硬
度及び熱処理後の硬度を測定した結果は、上記実施例1
の図8と同様の結果が得られた。
Mn6Ce2についてプレス成形(塑性加工)を行った。
成形は既存のAl合金のように容易に行えたとともに、
プレス型の形状を忠実に形取っていた。更に成形品の硬
度及び熱処理後の硬度を測定した結果は、上記実施例1
の図8と同様の結果が得られた。
【0021】
【発明の効果】本発明によれば非平衡相粒子が分散した
合金で高強度でしかも加工性に優れた合金材料を提供す
ることができる。又、熱処理に先立っての塑性加工が可
能で所望形状の高強度製品を容易に提供することができ
る。
合金で高強度でしかも加工性に優れた合金材料を提供す
ることができる。又、熱処理に先立っての塑性加工が可
能で所望形状の高強度製品を容易に提供することができ
る。
【図1】実施例合金のAl94V4Fe2の歪量と組織の関
係を示すX線回折図である。
係を示すX線回折図である。
【図2】実施例合金のAl94.5Cr3Ce1Co1.5の歪
量と組織の関係を示すX線回折図である。
量と組織の関係を示すX線回折図である。
【図3】実施例合金のAl94Mn6Ce2の歪量と組織の
関係を示すX線回折図である。
関係を示すX線回折図である。
【図4】実施例合金のAl93Mn7の歪量と組織の関係
を示すX線回折図である。
を示すX線回折図である。
【図5】実施例合金の歪量と硬度との関係を示すグラフ
である。
である。
【図6】実施例合金の歪量と硬度との関係を示すグラフ
である。
である。
【図7】実施例合金の歪量と硬度との関係を示すグラフ
である。
である。
【図8】熱処理時間と硬度との関係を示すグラフであ
る。
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 喜多 和彦 宮城県仙台市太白区八木山南3丁目18−8
Claims (6)
- 【請求項1】 非平衡相を有する合金に、所定の歪量を
与えることにより延性を付与し、その後熱処理を施して
機械的特性を回復することを特徴とする非平衡相合金材
料の製造方法。 - 【請求項2】 非平衡相を有する合金に、所定の歪量を
与えることにより延性を付与した後、塑性加工を行い、
その後熱処理を施して機械的特性を回復することを特徴
とする非平衡相合金材料の製造方法。 - 【請求項3】 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平均粒子径が1〜50
nmの非平衡相粒子が均一分散してなる材料を得ること
を特徴とする請求項1又は請求項2記載の非平衡相合金
材料の製造方法。 - 【請求項4】 所定の歪量が20〜90%である請求項
1又は請求項2記載の非平衡相合金材料の製造方法。 - 【請求項5】 歪量を与える際の歪速度が101〜10
-2S-1である請求項1又は請求項2記載の非平衡相合金
材料の製造方法。 - 【請求項6】 熱処理温度が250〜400℃であり、
熱処理時間が60分以内である請求項1又は請求項2記
載の非平衡相合金材料の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP7201297A JPH10265919A (ja) | 1997-03-25 | 1997-03-25 | 非平衡相合金材料の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP7201297A JPH10265919A (ja) | 1997-03-25 | 1997-03-25 | 非平衡相合金材料の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH10265919A true JPH10265919A (ja) | 1998-10-06 |
Family
ID=13477083
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP7201297A Pending JPH10265919A (ja) | 1997-03-25 | 1997-03-25 | 非平衡相合金材料の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH10265919A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1138798A1 (en) * | 1998-12-03 | 2001-10-04 | Japan Science and Technology Corporation | High-ductility nano-particle dispersion metallic glass and production method therefor |
US8414714B2 (en) | 2008-10-31 | 2013-04-09 | Fort Wayne Metals Research Products Corporation | Method for imparting improved fatigue strength to wire made of shape memory alloys, and medical devices made from such wire |
US8840735B2 (en) | 2008-09-19 | 2014-09-23 | Fort Wayne Metals Research Products Corp | Fatigue damage resistant wire and method of production thereof |
-
1997
- 1997-03-25 JP JP7201297A patent/JPH10265919A/ja active Pending
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1138798A1 (en) * | 1998-12-03 | 2001-10-04 | Japan Science and Technology Corporation | High-ductility nano-particle dispersion metallic glass and production method therefor |
EP1138798A4 (en) * | 1998-12-03 | 2003-03-26 | Japan Science & Tech Corp | HIGH DUCTILITY METAL GLASS CONTAINING DISPERSE NANOPARTICLES AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME |
US8840735B2 (en) | 2008-09-19 | 2014-09-23 | Fort Wayne Metals Research Products Corp | Fatigue damage resistant wire and method of production thereof |
US8414714B2 (en) | 2008-10-31 | 2013-04-09 | Fort Wayne Metals Research Products Corporation | Method for imparting improved fatigue strength to wire made of shape memory alloys, and medical devices made from such wire |
US9272323B2 (en) | 2008-10-31 | 2016-03-01 | W. L. Gore & Associates, Inc. | Method for imparting improved fatigue strength to wire made of shape memory alloys, and medical devices made from such wire |
US10041151B2 (en) | 2008-10-31 | 2018-08-07 | W. L. Gore & Associates, Inc. | Method for imparting improved fatigue strength to wire made of shape memory alloys, and medical devices made from such wire |
US11001910B2 (en) | 2008-10-31 | 2021-05-11 | W. L. Gore & Associates, Inc. | Fatigue strength of shape memory alloy tubing and medical devices made therefrom |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP2629152B2 (ja) | 圧縮態金属物品の製法 | |
JPH07179974A (ja) | アルミニウム合金およびその製造方法 | |
WO2006054822A1 (en) | Fe-based bulk amorphous alloy compositions containing more than 5 elements and composites containing the amorphous phase | |
JPH04218637A (ja) | 高強度高靱性アルミニウム合金の製造方法 | |
JPH0336243A (ja) | 機械的強度、耐食性、加工性に優れた非晶質合金 | |
NO178795B (no) | Magnesiumbaserte legeringer med höy styrke | |
JPH01272742A (ja) | 低密度アルミニウム合金団結物品及びその製造方法 | |
JP2005528530A5 (ja) | ||
JPH04154933A (ja) | 高強度高靭性アルミニウム合金の製造方法および合金素材 | |
JPH1171660A (ja) | 高強度非晶質合金およびその製造方法 | |
JP3852805B2 (ja) | 曲げ強度および衝撃強度に優れたZr基非晶質合金とその製法 | |
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 | |
JPH04235258A (ja) | 非晶質合金成形材の製造方法 | |
JPH0754012A (ja) | 高耐力・高靭性アルミニウム合金粉末の粉末鍛造方法 | |
JP2865499B2 (ja) | 超塑性アルミニウム基合金材料及び超塑性合金材料の製造方法 | |
JPH05239583A (ja) | 高強度、耐熱性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 | |
JPH10265919A (ja) | 非平衡相合金材料の製造方法 | |
JPS60234950A (ja) | 形状記憶効果および擬弾性効果を示すFe−Ni−Ti−Co合金とその製造法 | |
US6231808B1 (en) | Tough and heat resisting aluminum alloy | |
JPH08134614A (ja) | 超塑性マグネシウム合金材の製造法 | |
JP2001262291A (ja) | アモルファス合金およびその製造方法ならびにそれを用いたゴルフクラブヘッド | |
JPH0688104A (ja) | チタン粉末の製造方法 | |
JPH08269648A (ja) | 高強度アルミニウム基合金およびその製造方法 | |
JPH0518891B2 (ja) | ||
JP3113893B2 (ja) | 塑性加工用材の製造法並びに塑性加工材の製造法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Effective date: 20050930 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 |
|
A02 | Decision of refusal |
Effective date: 20060302 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 |