JPS61231145A - 低密度高力アルミニウム合金の製造法 - Google Patents
低密度高力アルミニウム合金の製造法Info
- Publication number
- JPS61231145A JPS61231145A JP7071685A JP7071685A JPS61231145A JP S61231145 A JPS61231145 A JP S61231145A JP 7071685 A JP7071685 A JP 7071685A JP 7071685 A JP7071685 A JP 7071685A JP S61231145 A JPS61231145 A JP S61231145A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- low
- strength
- alloy
- aluminum alloy
- strength aluminum
- 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
- Extrusion Of Metal (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
産業上の利用分野
本発明はＬｉを含有する低密度高力アルミニウム合金の
製造法に関し、特に溶体化処理による再結晶を微細化す
ることにより、従来のＬｉを含まない構造用高力アルミ
ニウム合金と同等の機械的特性を示す合金の製造を可能
にしたものである。
製造法に関し、特に溶体化処理による再結晶を微細化す
ることにより、従来のＬｉを含まない構造用高力アルミ
ニウム合金と同等の機械的特性を示す合金の製造を可能
にしたものである。
従来の技術
Ｌｉを含有するアルミニウム合金は、低密度で高強度が
望める合金として注目され、航空機等に使用して大幅な
軽量化が計れるものと期待されており、現在までに多く
の研究が行われ、二三の合金が開発されている０例えば
、 Ａ、Ａ、２０２０（Ａｎ −１，ＯＮ１．５５Ｌｉ
−４，２〜４゜８ Ｃｕ −０，３５〜０．８５ＭＫ
−０，１５〜０．２５０ｄ合金）やＡ、Ａ、２０８Ｇ
（Ａｎ −１，９〜２．６ Ｌｉ −２，４〜３．ＯＣ
ｕ −０，０８〜０．１５Ｚｒ警）が知られている。尚
、合金組成に関しここに示す数値及び以下に示す数値は
ａｔ％である。
望める合金として注目され、航空機等に使用して大幅な
軽量化が計れるものと期待されており、現在までに多く
の研究が行われ、二三の合金が開発されている０例えば
、 Ａ、Ａ、２０２０（Ａｎ −１，ＯＮ１．５５Ｌｉ
−４，２〜４゜８ Ｃｕ −０，３５〜０．８５ＭＫ
−０，１５〜０．２５０ｄ合金）やＡ、Ａ、２０８Ｇ
（Ａｎ −１，９〜２．６ Ｌｉ −２，４〜３．ＯＣ
ｕ −０，０８〜０．１５Ｚｒ警）が知られている。尚
、合金組成に関しここに示す数値及び以下に示す数値は
ａｔ％である。
上記合金はＬｉの含有により密度が低下し、従来のＬｉ
を含まない構造用高力アルミニウム合金、例えば、ＪＩ
Ｓ２０１４（Ａｌ −０，５〜１．２５ｉ〜１．８ Ｍ
ｇ −０，０８〜０．１５Ｚｒ合金）と同等の強度が得
られる。
を含まない構造用高力アルミニウム合金、例えば、ＪＩ
Ｓ２０１４（Ａｌ −０，５〜１．２５ｉ〜１．８ Ｍ
ｇ −０，０８〜０．１５Ｚｒ合金）と同等の強度が得
られる。
発明が解決しようとする問題点
Ｌｉを含む上記 Ａ、Ａ、２０２０． Ａ、Ａ、２０９
Ｑは低密度で高強度が得られるも、脆性的な粒界破壊を
起し易いため、延性や靭性が低く、信頼性が劣る欠点が
ある。これを改善するため、Ｚｒ等の遷移元素を加えて
結晶粒を微細化することにより粒界破壊を起しにくくす
る方法が検討されているが、十分な効果は得られていな
い、そこで熱間加工時に加工と熱処理を組合せた特殊な
方法により結晶粒を更に微細化することが試みられてい
るが、十分な性能は得られていない。
Ｑは低密度で高強度が得られるも、脆性的な粒界破壊を
起し易いため、延性や靭性が低く、信頼性が劣る欠点が
ある。これを改善するため、Ｚｒ等の遷移元素を加えて
結晶粒を微細化することにより粒界破壊を起しにくくす
る方法が検討されているが、十分な効果は得られていな
い、そこで熱間加工時に加工と熱処理を組合せた特殊な
方法により結晶粒を更に微細化することが試みられてい
るが、十分な性能は得られていない。
一方Ｌｉを含まない構造用アルミニウム合金例えば、Ｊ
ＩＳ２０１４やＪＩＳ２０２４は優れた機械的特性を示
すも、Ｌｉを含有するアルミニウム合金に比べて密度が
高く、重量的に劣るものである。
ＩＳ２０１４やＪＩＳ２０２４は優れた機械的特性を示
すも、Ｌｉを含有するアルミニウム合金に比べて密度が
高く、重量的に劣るものである。
問題点を解決するための手段
本発明はこれに鑑みＬｉを含有するアルミニウム合金の
結晶粒微細化について１種々検討の結果、結晶粒径を４
０ａ■以下に微細化することに成功し、更に検討の結果
、従来の構造用アルミニウム合金である ＪＩＳ２０目
やＪＩＳ２０２４と同等の機械的特性を有する低密度高
力アルミニウム合金の製造法を開発したもので、Ｌｉ１
．５〜３．０ 、 Ｃｕ１．８〜２．７と、 Ｍｇ１．
８〜２゜５と、ＭｎＯ，２〜１．５ 、 Ｃｒｔ１．１
〜０．５ 、 ＺｒＯ，０５〜０．２の範囲内で何れか
１種以上を含み、残部Ａｎと不可避的不純物からなる合
金鋳塊を均質化処理した後、４２０〜５３０℃で８５％
以上の熱間加工を施し、しかる後１５％以上の冷間加工
を行なってから ５００〜５３０℃で溶体化処理するこ
とを特徴とするものである・即ち本発明は、上記組成の
合金を不活性ガス中で溶解鋳造し、得られた鋳塊を常法
に従って均質化処理した後、４２０〜５３０℃で熱間加
工により加工率８５％以上の加工を施し、痴 これに必要に応じて中間焼純を行ってから、冷間で加工
率１５％以上の加工を行なう０次にこれを ５００〜５
３５℃で溶体化、焼入れ処理し、又は焼入れ後必要に応
じてこれに人工時効処理を施すことにより再結晶粒径を
４０券層以下に微細化したものである。
結晶粒微細化について１種々検討の結果、結晶粒径を４
０ａ■以下に微細化することに成功し、更に検討の結果
、従来の構造用アルミニウム合金である ＪＩＳ２０目
やＪＩＳ２０２４と同等の機械的特性を有する低密度高
力アルミニウム合金の製造法を開発したもので、Ｌｉ１
．５〜３．０ 、 Ｃｕ１．８〜２．７と、 Ｍｇ１．
８〜２゜５と、ＭｎＯ，２〜１．５ 、 Ｃｒｔ１．１
〜０．５ 、 ＺｒＯ，０５〜０．２の範囲内で何れか
１種以上を含み、残部Ａｎと不可避的不純物からなる合
金鋳塊を均質化処理した後、４２０〜５３０℃で８５％
以上の熱間加工を施し、しかる後１５％以上の冷間加工
を行なってから ５００〜５３０℃で溶体化処理するこ
とを特徴とするものである・即ち本発明は、上記組成の
合金を不活性ガス中で溶解鋳造し、得られた鋳塊を常法
に従って均質化処理した後、４２０〜５３０℃で熱間加
工により加工率８５％以上の加工を施し、痴 これに必要に応じて中間焼純を行ってから、冷間で加工
率１５％以上の加工を行なう０次にこれを ５００〜５
３５℃で溶体化、焼入れ処理し、又は焼入れ後必要に応
じてこれに人工時効処理を施すことにより再結晶粒径を
４０券層以下に微細化したものである。
作用
本発明において合金組成のＬｉ含有量を １．５〜３．
０と限定したのは、Ｌｉは合金の軽量化と強化機構に大
きく寄与するも、１．５未満では強度に寄与するＡｉ−
Ｌｉ系及びＡｆＬ−Ｌｉ−Ｃｕ系析出相の析出量が少な
く、結晶粒も微細になりにくいため、十分な強度が得ら
れないばかりか、軽量化効果も不十分となり、３．０を
越えると不溶性の金属間化合物を増大し、伸びと強度が
低下するためで、Ｌｉ含有量を ２．０〜２．８の範囲
に調整することが望ましい。
０と限定したのは、Ｌｉは合金の軽量化と強化機構に大
きく寄与するも、１．５未満では強度に寄与するＡｉ−
Ｌｉ系及びＡｆＬ−Ｌｉ−Ｃｕ系析出相の析出量が少な
く、結晶粒も微細になりにくいため、十分な強度が得ら
れないばかりか、軽量化効果も不十分となり、３．０を
越えると不溶性の金属間化合物を増大し、伸びと強度が
低下するためで、Ｌｉ含有量を ２．０〜２．８の範囲
に調整することが望ましい。
Ｃｕ含有量を１．６〜２．７と限定したのは、ＣｕはＡ
ｆＬ−Ｃｕ−Ｌｉ及びＡｆＬ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出相を析
出して強度向上に寄与するも、１．８未満では十分な強
度が得られず、２．７を越えると延びが減少するためで
ある。 Ｍｇ含有量を Ｌ、Ｓ〜２．５と限定したのは
、ＭｇはＡｆＬ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出相を析出すると同時
に、マトリックス中にも固溶してマトリックスの強度と
延性を高めるも、１．６未満では十分な強度と延性が得
られず、２．５を越えるとＧｕ／Ｍｇ比の低下を招いて
強度を低下させるためである。また、Ｍｎ、 Ｃｒ、Ｚ
ｒの何れか１種以上の含有量をＭｎ Ｏ，２〜ｌ。
ｆＬ−Ｃｕ−Ｌｉ及びＡｆＬ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出相を析
出して強度向上に寄与するも、１．８未満では十分な強
度が得られず、２．７を越えると延びが減少するためで
ある。 Ｍｇ含有量を Ｌ、Ｓ〜２．５と限定したのは
、ＭｇはＡｆＬ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出相を析出すると同時
に、マトリックス中にも固溶してマトリックスの強度と
延性を高めるも、１．６未満では十分な強度と延性が得
られず、２．５を越えるとＧｕ／Ｍｇ比の低下を招いて
強度を低下させるためである。また、Ｍｎ、 Ｃｒ、Ｚ
ｒの何れか１種以上の含有量をＭｎ Ｏ，２〜ｌ。
５ 、 Ｃｒ ０．１〜０．５ 、 ＺｒＱ、０５〜０
．２と限定したのは、これ等元素は何れも再結晶粒の微
細化を促進するも、それぞれ下限未満では微細化効果が
不十分であり、Ｍｎが上限を越えるとＡｎ −Ｃｕ −
Ｍｇ系析出相を作り、Ｃｕの固溶量を減少して強度低下
につ充なかり、Ｃｒ又は／及びＺｒが上限を越えると鋳
造時に粗大な晶出物を作りやすく、性能の低下につなが
るためである。
．２と限定したのは、これ等元素は何れも再結晶粒の微
細化を促進するも、それぞれ下限未満では微細化効果が
不十分であり、Ｍｎが上限を越えるとＡｎ −Ｃｕ −
Ｍｇ系析出相を作り、Ｃｕの固溶量を減少して強度低下
につ充なかり、Ｃｒ又は／及びＺｒが上限を越えると鋳
造時に粗大な晶出物を作りやすく、性能の低下につなが
るためである。
次に上記組成範囲の合金鋳塊を均質化処理した後、４２
０〜５３０℃で８５％以上の加工を加え、しかる後１５
％以上の冷間加工を行なってから ５００〜５３５℃で
溶体化処理するのは、結晶粒径を ４０ｓｍ以下の微細
な再結晶組織とするためであり、熱間加工温度を４２０
〜５３０℃と限定したのは、圧延開始時における鋳造組
織が残っている段階では圧延性が劣るため、 ４２０℃
未満では割れが発生し易く、５３０℃を越えると加工時
の発熱により局部的に共晶溶融を起す恐れがあるためで
、４５０〜５１０℃の範囲内で加工することが望ましい
、また熱間加工における加工率を８５％以上とし、その
後の冷間加工における加工率を１５％以上と限定したの
は、熱間加工における加工率が８５％未満でも、冷間加
工における加工率が１５％未満でも、溶体化あ理により
再結晶粒径を ４μ ＯＪｌ＋ｌｌ＋以下とすることができないためである。
０〜５３０℃で８５％以上の加工を加え、しかる後１５
％以上の冷間加工を行なってから ５００〜５３５℃で
溶体化処理するのは、結晶粒径を ４０ｓｍ以下の微細
な再結晶組織とするためであり、熱間加工温度を４２０
〜５３０℃と限定したのは、圧延開始時における鋳造組
織が残っている段階では圧延性が劣るため、 ４２０℃
未満では割れが発生し易く、５３０℃を越えると加工時
の発熱により局部的に共晶溶融を起す恐れがあるためで
、４５０〜５１０℃の範囲内で加工することが望ましい
、また熱間加工における加工率を８５％以上とし、その
後の冷間加工における加工率を１５％以上と限定したの
は、熱間加工における加工率が８５％未満でも、冷間加
工における加工率が１５％未満でも、溶体化あ理により
再結晶粒径を ４μ ＯＪｌ＋ｌｌ＋以下とすることができないためである。
更に溶体化処理の温度を５００〜５３５℃と限定したの
は、５００℃未満では溶質元素が十分に固溶しないため
、焼入れ後、あるいは時効処理後において十分な特性が
得られず５３５℃を越えると局部的に溶融する恐れがあ
るためである。
は、５００℃未満では溶質元素が十分に固溶しないため
、焼入れ後、あるいは時効処理後において十分な特性が
得られず５３５℃を越えると局部的に溶融する恐れがあ
るためである。
このように本発明製造法は１合金の結晶粒の微細化によ
り特に優れた特性を得たもので、特殊な工程管理を必要
とせず、更には徹り 細化の程度によっては超棲性材を得ることができるもの
である。
り特に優れた特性を得たもので、特殊な工程管理を必要
とせず、更には徹り 細化の程度によっては超棲性材を得ることができるもの
である。
実施例（１）
第１表に示す組成の合金をＡ中気流中で溶解し、金型鋳
造法により厚さ１３０ｍ厘、巾１８０ｔｍｍれを熱間圧
延により厚さ３■腸の板材（加工率９４％）とした、熱
間圧延温度は第 １表中Ａ〜Ｊについては５００℃、
Ｋ （ＪＩＳ２０１４）及びＬ （ＪＩ９２０２４）に
ついては ４５０℃、 Ｍ （Ａ、Ａ、２０２Ｇ）につ
いては４８０”０とした。
造法により厚さ１３０ｍ厘、巾１８０ｔｍｍれを熱間圧
延により厚さ３■腸の板材（加工率９４％）とした、熱
間圧延温度は第 １表中Ａ〜Ｊについては５００℃、
Ｋ （ＪＩＳ２０１４）及びＬ （ＪＩ９２０２４）に
ついては ４５０℃、 Ｍ （Ａ、Ａ、２０２Ｇ）につ
いては４８０”０とした。
砂
次にこの板樅を厚さ ２■までに冷間圧延（加工率３３
％）した後、第２表に示す溶体化ついて機械的特性を測
定し〜結果を第２表に併記し、かつＡ−Ｆ（本発明用合
金）と Ｋ〜Ｍ（従来合金）の比重を第３表に示す。
％）した後、第２表に示す溶体化ついて機械的特性を測
定し〜結果を第２表に併記し、かつＡ−Ｆ（本発明用合
金）と Ｋ〜Ｍ（従来合金）の比重を第３表に示す。
第１表
第２表
第３表
発明用合金ＮｏＡ−ＦはＬｉを含まない従来の構造用高
力アルミニウム合金である ＪＩＳ２０２４（ＮｏＫ−
Ｌ）と比較し、はるかに軽量であり、Ｌ； ■Ｖを含むＡ、Ａ、２０２Ｏ２０（と比較しても軽くな
っており、しかも第 ２表からも明らかなように本発明
法？に１１〜１２によるものはＬｉを含まない昼 従来の構造用高力アルミニウム含金、Ｊ ｌ５２０１４
．２０２４を用いた従来法Ｎｏ２１〜２４によるものと
、はぼ同様の特性を示し、Ｌｉを含むＡ、Ａ、２０２０
を用いた従来法Ｎ０２５〜２Ｂと比較し１強度と伸びの
バランスにおいてはるかに優れている３″′″６°
鵡 これに対し本発明用合金の組４１Ｆ範囲より外れる比較
用合金を比較法Ｎｏ１３〜２０では強度又は伸びの何れ
かが劣ることが判る。
力アルミニウム合金である ＪＩＳ２０２４（ＮｏＫ−
Ｌ）と比較し、はるかに軽量であり、Ｌ； ■Ｖを含むＡ、Ａ、２０２Ｏ２０（と比較しても軽くな
っており、しかも第 ２表からも明らかなように本発明
法？に１１〜１２によるものはＬｉを含まない昼 従来の構造用高力アルミニウム含金、Ｊ ｌ５２０１４
．２０２４を用いた従来法Ｎｏ２１〜２４によるものと
、はぼ同様の特性を示し、Ｌｉを含むＡ、Ａ、２０２０
を用いた従来法Ｎ０２５〜２Ｂと比較し１強度と伸びの
バランスにおいてはるかに優れている３″′″６°
鵡 これに対し本発明用合金の組４１Ｆ範囲より外れる比較
用合金を比較法Ｎｏ１３〜２０では強度又は伸びの何れ
かが劣ることが判る。
実施例（２）
実施例（１）において第１表に示す本発明用合金（Ｄ）
鋳塊を用い、熱間加工における加工率と冷間加工におけ
る加工率を変えて溶体化理（水焼入れ ５２０℃及び人
工時効 １７０”Ｃｊ ８０時間）、これについて引張
強さ、耐力及び伸びを測定した。その結果を第 ４表に
示す。
鋳塊を用い、熱間加工における加工率と冷間加工におけ
る加工率を変えて溶体化理（水焼入れ ５２０℃及び人
工時効 １７０”Ｃｊ ８０時間）、これについて引張
強さ、耐力及び伸びを測定した。その結果を第 ４表に
示す。
尚、鋳塊は厚さ ８０ｍｍ 、巾 １８０ｍｍ、ｉ サ
１８ｈａのものを所望の厚さまで切削して冷間加工後の
板厚を一定した。
１８ｈａのものを所望の厚さまで切削して冷間加工後の
板厚を一定した。
第 ４表から明らかなように本発明用合金の組成範囲内
であっても、熱間加工又ｔＶ及び冷間加工の条件が外れ
る比較法ＮＯ３０〜３２では強度及び伸びが低下してい
ることが判る。これは本発明法によれば非常に微細な結
晶組織が得られるのに対し、加工条件が外れるものは充
分な微細化が得られないためであり、得られた板材の表
面と平行な面のミクロ組織は本発明法Ｎ０２７では第イ １図（漬）に示す微細組織となり、比較法Ｎｏ３０では
第 １図（呑）に示すように微細化されていない。
であっても、熱間加工又ｔＶ及び冷間加工の条件が外れ
る比較法ＮＯ３０〜３２では強度及び伸びが低下してい
ることが判る。これは本発明法によれば非常に微細な結
晶組織が得られるのに対し、加工条件が外れるものは充
分な微細化が得られないためであり、得られた板材の表
面と平行な面のミクロ組織は本発明法Ｎ０２７では第イ １図（漬）に示す微細組織となり、比較法Ｎｏ３０では
第 １図（呑）に示すように微細化されていない。
以丘圧延材について説明したが本発明はこれに
果が得られるものである。
発明の効果
本発明によればＬｆを含む低密度高力アルミニウム合金
の結晶組織を非常に微細化し得るもので、これにより軽
量で従来の構造用高カア・ルミニウム合金と同等の機械
的性を示す合金が容易に得られ、船室機等に使用し、大
巾な軽量化。
の結晶組織を非常に微細化し得るもので、これにより軽
量で従来の構造用高カア・ルミニウム合金と同等の機械
的性を示す合金が容易に得られ、船室機等に使用し、大
巾な軽量化。
可能する等工業上顕著な効果を奏するもので、る。
第 １図（イ）（ロ）はＬｉを含む低密度高力ルミニウ
ム合金のミクロ写真を示すもので。 （イ）は本発明法による合金のミクロ組織。 （ロ）は比較法によるミクロ組織を示す。
ム合金のミクロ写真を示すもので。 （イ）は本発明法による合金のミクロ組織。 （ロ）は比較法によるミクロ組織を示す。
Claims (3)
- （１）Ｌｉ１．５〜３．０ｗｔ％、Ｃｕ１．６〜２．７
ｗｔ％、Ｍｇ１．６〜２．５ｗｔ％と、Ｍｎ０．２〜１
．５ｗｔ％、Ｃｒ０．１〜０．５ｗｔ％、Ｚｒ０．０５
〜０．２ｗｔ％の範囲内で何れか１種以上を含み、残部
Ａｌと 不可避的不純物からなる合金鋳塊を均質化 処理した後、４２０〜５３０℃で８５％以上の熱間加工
を施し、しかる後１５％以上の冷間加工を行ってから５
００〜５３５℃で溶体化処理することを特徴とする低密
度高力アルミニ ウム合金の製造法。 - （２）熱間加工後、中間焼鈍してから冷間加工を行う特
許請求の範囲第１項記載の低密度 高力アルミニウム合金の製造法。 - （３）溶体化処理として５００〜５３５℃に加熱、水焼
入れするか、又は水焼入れ後時効処理する特許請求の範
囲第１項又は第２項記載の 低密度高力アルミニウム合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7071685A JPS61231145A (ja) | 1985-04-03 | 1985-04-03 | 低密度高力アルミニウム合金の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7071685A JPS61231145A (ja) | 1985-04-03 | 1985-04-03 | 低密度高力アルミニウム合金の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61231145A true JPS61231145A (ja) | 1986-10-15 |
Family
ID=13439566
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7071685A Pending JPS61231145A (ja) | 1985-04-03 | 1985-04-03 | 低密度高力アルミニウム合金の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61231145A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5211910A (en) * | 1990-01-26 | 1993-05-18 | Martin Marietta Corporation | Ultra high strength aluminum-base alloys |
| US5259897A (en) * | 1988-08-18 | 1993-11-09 | Martin Marietta Corporation | Ultrahigh strength Al-Cu-Li-Mg alloys |
| US8118950B2 (en) | 2007-12-04 | 2012-02-21 | Alcoa Inc. | Aluminum-copper-lithium alloys |
-
1985
- 1985-04-03 JP JP7071685A patent/JPS61231145A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5259897A (en) * | 1988-08-18 | 1993-11-09 | Martin Marietta Corporation | Ultrahigh strength Al-Cu-Li-Mg alloys |
| US5211910A (en) * | 1990-01-26 | 1993-05-18 | Martin Marietta Corporation | Ultra high strength aluminum-base alloys |
| US8118950B2 (en) | 2007-12-04 | 2012-02-21 | Alcoa Inc. | Aluminum-copper-lithium alloys |
| US9587294B2 (en) | 2007-12-04 | 2017-03-07 | Arconic Inc. | Aluminum-copper-lithium alloys |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3314783B2 (ja) | 低密度高強度Ａｌ−Ｌｉ合金 | |
| WO2021008428A1 (zh) | 一种超高强铝锂合金及其制备方法 | |
| JP3194742B2 (ja) | 改良リチウムアルミニウム合金系 | |
| EP2241644A1 (en) | Heat treatable L12 aluminum alloys | |
| US20090260724A1 (en) | Heat treatable L12 aluminum alloys | |
| EP2110453B1 (en) | L12 Aluminium alloys | |
| JP2004534152A5 (ja) | ||
| JP2001049371A (ja) | 振動吸収性能に優れたＡｌ−Ｚｎ合金およびその製造方法 | |
| JPS63501883A (ja) | アルミニウム−リチウム合金及びこれを製造する方法 | |
| KR102273787B1 (ko) | 하이엔트로피 합금을 포함하는 복합 구리 합금 및 그 제조 방법 | |
| US4386976A (en) | Dispersion-strengthened nickel-base alloy | |
| JPH07508075A (ja) | 高温で高靭性を有する低密度高強度のアルミニウム−リチウム合金 | |
| CN109666830A (zh) | 一种变形铝锂铜锌合金及其制备方法 | |
| JPH07109536A (ja) | 鍛造用アルミニウム合金及びその熱処理 | |
| AU759402B2 (en) | Aluminium based alloy and method for subjecting it to heat treatment | |
| JP3022922B2 (ja) | 冷間圧延特性を改良した板またはストリップ材の製造方法 | |
| EP0593824A1 (en) | Nickel aluminide base single crystal alloys and method | |
| JP2020164946A (ja) | Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金冷延板及びその製造方法並びに成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金冷延板及びその製造方法 | |
| JPS61231145A (ja) | 低密度高力アルミニウム合金の製造法 | |
| CN114737072B (zh) | 一种k417g镍基高温合金精炼制备以及成型方法 | |
| JPS648066B2 (ja) | ||
| CN115558828A (zh) | 一种耐热低钒Al-Cu-Mg-Ag系合金及其应用 | |
| JP2004002987A (ja) | 高温特性に優れたアルミニウム合金鍛造材 | |
| JPH04235262A (ja) | 強度および延性に優れたＴｉＡｌ金属間化合物系Ｔｉ合金の製造法 | |
| JPH11193431A (ja) | 精密鋳造用チタンアルミナイド及びその製造方法 |