JPS63241148A - アルミニウム基合金から半製品の製造方法 - Google Patents
アルミニウム基合金から半製品の製造方法Info
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Classifications
-
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- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
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- B22F9/082—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material by casting, e.g. through sieves or in water, by atomising or spraying atomising using a fluid
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
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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】
〔技術分野〕
本発明は高温での構造用に適当なアルミニウム基合金か
ら板材、棒材、圧延材等の半製品(中間製品)を製造す
る方法に関する。
ら板材、棒材、圧延材等の半製品(中間製品)を製造す
る方法に関する。
周知のアルミニウム合金は100℃−150℃以上の温
度で例えば航空宇宙産業での構造用の用途には満足する
ものでない、高温での使用には非常に高価なチタ・ン合
金を一般的に使用している。三元又は四元の添加がなさ
れたAl−8%Fe合金に関してかなりの作業が行なわ
れた。そのような合金は粉末(又は急速に凝固した微粒
の出発材料)から作らねばならず、且つその凝固は45
0℃−500℃のオーダの温度でのみ充分に達成される
。
度で例えば航空宇宙産業での構造用の用途には満足する
ものでない、高温での使用には非常に高価なチタ・ン合
金を一般的に使用している。三元又は四元の添加がなさ
れたAl−8%Fe合金に関してかなりの作業が行なわ
れた。そのような合金は粉末(又は急速に凝固した微粒
の出発材料)から作らねばならず、且つその凝固は45
0℃−500℃のオーダの温度でのみ充分に達成される
。
しかしながら約300℃以上の高温でその合金は急激な
特性悪化を来たし、実用性がなくなる。
特性悪化を来たし、実用性がなくなる。
クロムとジルコニウムが4重里%含まれるl/Cr/Z
r三元合金について種々の提案なされている。
r三元合金について種々の提案なされている。
良好な強度、温度特性を有し、粉末産物によって容易に
製造され、且つ通常の製造技術を用いてこれまで可能で
あった以上に容易に凝固される改良された構造用アルミ
ニウム基合金から板材、棒材圧延材等の半製品(中間製
品)の製造方法を提供することが本発明の目的である。
製造され、且つ通常の製造技術を用いてこれまで可能で
あった以上に容易に凝固される改良された構造用アルミ
ニウム基合金から板材、棒材圧延材等の半製品(中間製
品)の製造方法を提供することが本発明の目的である。
本発明の特徴によればAI/Cr /Zr /Mn及び
Aj! / Zn /Mg / Cu / Cr /
Zr /Mnから選択されるアルミニウム基合金から板
材、棒材、圧延材等の半製品(中間製品)を製造する方
法において、 該溶融アルミニウム基合金を、少なくとも103℃秒−
■の冷却速度で冷却することによって且つ大部分の合金
添加物が粒子を凝固する固溶体中で保持される比較的軟
かい粒子(50−150kg/ mm’)を製造するに
十分に早く凝固させ、 300℃−500℃の温度に凝固粒子を加熱することに
よって時効硬化させる ことを含むアルミニウム基合金から半製品を製造する方
法を提供する。
Aj! / Zn /Mg / Cu / Cr /
Zr /Mnから選択されるアルミニウム基合金から板
材、棒材、圧延材等の半製品(中間製品)を製造する方
法において、 該溶融アルミニウム基合金を、少なくとも103℃秒−
■の冷却速度で冷却することによって且つ大部分の合金
添加物が粒子を凝固する固溶体中で保持される比較的軟
かい粒子(50−150kg/ mm’)を製造するに
十分に早く凝固させ、 300℃−500℃の温度に凝固粒子を加熱することに
よって時効硬化させる ことを含むアルミニウム基合金から半製品を製造する方
法を提供する。
本発明では下記(イ)、(ロ)
(イ)Cr1.5ないし7.0重量%
ZrO,5ないし2.5重量%
Mn O,25ないし4.0重量%
Al残部但し不可避的不純物含有、且つ(IT) Cr
0.5ないし3.0重量%Zr0.5ないし2.5重
量% Mn0.1ないし2.0重量% を添加成分として含有する7000シリ一ズ/1合金;
から提供される成分を有する構造用アルミニウム基合金
が特に用いられる。
0.5ないし3.0重量%Zr0.5ないし2.5重
量% Mn0.1ないし2.0重量% を添加成分として含有する7000シリ一ズ/1合金;
から提供される成分を有する構造用アルミニウム基合金
が特に用いられる。
前記(イ)の範囲
Cr3.0ないし5.5重量%
Zr1.0ないし2.0重量%
Mn0.8ないし2.0重量%
且つ(El)の範囲で
、Cr0.8ないし1.5重量%
ZrO,8ないし1.2重量%
Mn0.4ないし0.8重量%
を追加添加成分として含むS iI F e + Cu
+ M g + Z n及びTi含有のA1合金70
75であるのが好ましい合金の範囲である。
+ M g + Z n及びTi含有のA1合金70
75であるのが好ましい合金の範囲である。
前記冷却速度が103と108℃秒伺の間でよく、2X
lO’ ℃秒−1より大きいことが好ましい。
lO’ ℃秒−1より大きいことが好ましい。
上記合金中のジルコニウムは、ジルコニウムと同様に作
用するある割合のハフニウムを通常含んでいることが理
解されよう、この中でジルコニウムと云われるところで
はジルコニウムとハフニウムの組合せを含むものと理解
する必要がある。
用するある割合のハフニウムを通常含んでいることが理
解されよう、この中でジルコニウムと云われるところで
はジルコニウムとハフニウムの組合せを含むものと理解
する必要がある。
本発明の特徴は、A178重量%Feと比較した第2表
の合金AとBに対して高温での保持時間(分)の対数函
数として引張り強度の保持%(PST)を示すグラフで
ある添付図面に基づ〈実施例によって説明する。
の合金AとBに対して高温での保持時間(分)の対数函
数として引張り強度の保持%(PST)を示すグラフで
ある添付図面に基づ〈実施例によって説明する。
高強度の熱的に安定な析出硬化アルミニウム合金の従来
のインゴット冶金による開発は、時効析出物の粗大化に
より150℃以上の温度で急激な強度劣化によって厳し
く限定される。例えばスプラット焼入れ、微細粉末噴霧
スプレー鋳造及び蒸着の急速凝固技術を用いながら高強
度と熱的安定性を有するアルミニウム合金を開発するた
めに挿植の試験が行なわれている。これらの合金は8−
10重量%の遷移元素(例えばF el Mn、 N
i+ Mo)を一般的に含有するもので該遷移元素は溶
湯中で可溶性であり、固体中ではひどい不溶性である。
のインゴット冶金による開発は、時効析出物の粗大化に
より150℃以上の温度で急激な強度劣化によって厳し
く限定される。例えばスプラット焼入れ、微細粉末噴霧
スプレー鋳造及び蒸着の急速凝固技術を用いながら高強
度と熱的安定性を有するアルミニウム合金を開発するた
めに挿植の試験が行なわれている。これらの合金は8−
10重量%の遷移元素(例えばF el Mn、 N
i+ Mo)を一般的に含有するもので該遷移元素は溶
湯中で可溶性であり、固体中ではひどい不溶性である。
急激な凝固によって得られる高冷却速度によって固溶体
中の元素を維持させ合金物に対して高強度と熱的安定性
を与える。このようにするのに基本的に困難なことは高
い特性レベルを得るのに要する高凝固速度(>10’℃
秒−1)及び低合金化温度(典型的に<300℃)であ
る。
中の元素を維持させ合金物に対して高強度と熱的安定性
を与える。このようにするのに基本的に困難なことは高
い特性レベルを得るのに要する高凝固速度(>10’℃
秒−1)及び低合金化温度(典型的に<300℃)であ
る。
(7重量%以下の)クロムの高いレベルが固溶体中で保
持され、凝固物に熱的安定性を与えることがわかった。
持され、凝固物に熱的安定性を与えることがわかった。
更に、高いレベルのクロムを含む合金は、A18重量%
Feに基づく“従来の1急激な凝固合金より容易にシー
トに凝固し押出された。
Feに基づく“従来の1急激な凝固合金より容易にシー
トに凝固し押出された。
以下余白
しかしながら比較的高いレベルの例えば鉄のような第2
の遷移元素は十分な強度を要求された。急速凝固アルミ
ニウムへのジルコニウムの添加が該材料に時効硬化反応
を与えることも周知であった。
の遷移元素は十分な強度を要求された。急速凝固アルミ
ニウムへのジルコニウムの添加が該材料に時効硬化反応
を与えることも周知であった。
種々の成分の合金がスプラット焼入れ技術(冷却速度1
03−108℃秒−1)と300℃−so。
03−108℃秒−1)と300℃−so。
℃の範囲の温度を使用する100時間以下の時効時で決
められる種々の硬さとによって急速に凝固せしめられた
。
められる種々の硬さとによって急速に凝固せしめられた
。
0.25−2.0重量%Mn添加の影響は三元合金の熱
的安定性を伸ばすことがわかった。選択された合金の典
型的な時効硬化を、At 8重量−Feに基する熱的に
安定な非時効の急速凝固合金に対して公開されたデータ
と比較して第1表に示す。
的安定性を伸ばすことがわかった。選択された合金の典
型的な時効硬化を、At 8重量−Feに基する熱的に
安定な非時効の急速凝固合金に対して公開されたデータ
と比較して第1表に示す。
第1表の内容でゾーンαは全ての溶融添加物が固溶体(
冷却速度〜106℃秒−1)中で保持される材料として
規定されゾーンβは析出相(冷却速度〜10 ℃秒 )
の微細分散を含む材料として規定される。合金系のある
時効硬化反応は明白である。更にゆるやかに凝固された
微細粒(ゾーンβ)はよシ急速な材料(ゾーンα)に比
較してわずかに劣る特性のみ示し、この特性は四元Mn
含有合金に特に明白である。At8重量lFe系での比
較は本発明の合金系の熱的安定性を増長させゾーンβ特
性での著しい改良は10℃秒 と低い冷却速度は急激に
凝固した微細粒の製造に用いられ得る。
冷却速度〜106℃秒−1)中で保持される材料として
規定されゾーンβは析出相(冷却速度〜10 ℃秒 )
の微細分散を含む材料として規定される。合金系のある
時効硬化反応は明白である。更にゆるやかに凝固された
微細粒(ゾーンβ)はよシ急速な材料(ゾーンα)に比
較してわずかに劣る特性のみ示し、この特性は四元Mn
含有合金に特に明白である。At8重量lFe系での比
較は本発明の合金系の熱的安定性を増長させゾーンβ特
性での著しい改良は10℃秒 と低い冷却速度は急激に
凝固した微細粒の製造に用いられ得る。
上記の加工は2つの合金成分の定義を可能にした。
合金A 高強度熱的安定合金
Cr 5.25
Zr 1.75゜
Mn 1.75
合金 B 中間強度熱的安定合金
Cr 3.7
Zr 1.2
Mn 1.0
合金の量を2つの異なった技術を使用して作った。
(イ)スプラット焼入れ一必要な成分の溶融合金の希薄
流は微細な小滴に噴霧されたアルゴンである。これらの
小滴は回転する冷却基板に当シ材料薄膜を作る。微細粒
の冷却速度は10 ℃秒 と108℃秒−1との間に変
化することが出来るが一般的に10 ℃秒 ないし10
℃秒 である。
流は微細な小滴に噴霧されたアルゴンである。これらの
小滴は回転する冷却基板に当シ材料薄膜を作る。微細粒
の冷却速度は10 ℃秒 と108℃秒−1との間に変
化することが出来るが一般的に10 ℃秒 ないし10
℃秒 である。
個々の薄膜(フレーク)はゾーンαとゾーンβとそれぞ
れ溶融含有量チに依存する50−70%。
れ溶融含有量チに依存する50−70%。
30−50チの割合で含む。
(ロ)従来の粉末噴霧−必要成分の溶融金属が微細粒子
に噴霧化されたエアである。粉末サイズの範囲が作られ
、典型的な2×10 ℃秒 の冷却速度(ゾーンαで優
位K)で75μm及びそれ未。
に噴霧化されたエアである。粉末サイズの範囲が作られ
、典型的な2×10 ℃秒 の冷却速度(ゾーンαで優
位K)で75μm及びそれ未。
満の粒子及び典型的なlO℃秒 の冷却速度(ゾーンβ
で優位)で125−420μmのサイズ範囲の粒子を含
む薄片にされる。この材料は何らの変更もない揮準的な
粉末製造によって作られ九〇 2つの合金の大部分の材料を、従来の技術と350℃の
加工温度を用いてシートと押出しにした。第2表はピー
ク硬化条件での材料の引張シ特性を詳細に示し且つ膣口
は高温にした後、引張強度の保持を示す。全て図示され
た結果は成分〜冷、加速度及び製造ルートと無関係であ
る。
で優位)で125−420μmのサイズ範囲の粒子を含
む薄片にされる。この材料は何らの変更もない揮準的な
粉末製造によって作られ九〇 2つの合金の大部分の材料を、従来の技術と350℃の
加工温度を用いてシートと押出しにした。第2表はピー
ク硬化条件での材料の引張シ特性を詳細に示し且つ膣口
は高温にした後、引張強度の保持を示す。全て図示され
た結果は成分〜冷、加速度及び製造ルートと無関係であ
る。
引張シ特性データは期待されたように高い引張シ強度が
高い・ぐ−セントゾーンαを含む材料から得られること
を示す。これは2×10 ℃秒 の冷却速度あるいはそ
れ以上に対応しそれはA28%Fe基合金の強度と同じ
強度を作るのに必要な速度よシ小さな価であ机更に又、
優位ゾーンβ(冷却速度10 ℃秒 )を含む材料が注
目の引張特性と、遷移元素の多量添加を含む他の合金系
に見られない特徴を有する。合金Aの引張り特性。
高い・ぐ−セントゾーンαを含む材料から得られること
を示す。これは2×10 ℃秒 の冷却速度あるいはそ
れ以上に対応しそれはA28%Fe基合金の強度と同じ
強度を作るのに必要な速度よシ小さな価であ机更に又、
優位ゾーンβ(冷却速度10 ℃秒 )を含む材料が注
目の引張特性と、遷移元素の多量添加を含む他の合金系
に見られない特徴を有する。合金Aの引張り特性。
は、く300℃の温度での製造を要する(例えばAt
8重1%Fe )他の合金系で得られる特性と好ましく
比較される。その図は(冷却速度と無関係な)凝固粒子
の熱的安定性がAt8 % Fe基合金でかなシ改良さ
れることを示す。At−Cr−Zr−Mn系の他の特徴
は、製造条件の注意深い制御によって、後続熱処理の必
要性を回避する工程中で、該材料全時効硬化可能となる
ことである。
8重1%Fe )他の合金系で得られる特性と好ましく
比較される。その図は(冷却速度と無関係な)凝固粒子
の熱的安定性がAt8 % Fe基合金でかなシ改良さ
れることを示す。At−Cr−Zr−Mn系の他の特徴
は、製造条件の注意深い制御によって、後続熱処理の必
要性を回避する工程中で、該材料全時効硬化可能となる
ことである。
我々はまたCrpZr及びMn添加の7000シリ一ズ
合金が高強度、熱的安定合金の主成分を構成する。特に
1.2重量% Cr、 1..0重量% Zr、、 0
..5重量%Mnを含む7075タイプの合金をスプラ
ット焼入れ及び粉末噴霧化によって製造した。標準70
75工穆を使用する凝固材料の引張シ特性は従来加工し
た7075合金シート又は押出しよシ25チ高く且つ熱
的安定性は温度範囲150℃−400℃で、100hで
〜100%増加した。
合金が高強度、熱的安定合金の主成分を構成する。特に
1.2重量% Cr、 1..0重量% Zr、、 0
..5重量%Mnを含む7075タイプの合金をスプラ
ット焼入れ及び粉末噴霧化によって製造した。標準70
75工穆を使用する凝固材料の引張シ特性は従来加工し
た7075合金シート又は押出しよシ25チ高く且つ熱
的安定性は温度範囲150℃−400℃で、100hで
〜100%増加した。
従って本発明は急激な凝固技術を使用して比較的軟かい
粒子を製造する合金を提供するもので、アルミニウムと
その合金の従来の熱間加工温度 。
粒子を製造する合金を提供するもので、アルミニウムと
その合金の従来の熱間加工温度 。
(350℃−500℃)で容易に凝固し高温(300−
500℃)での時効に高強度と熱的安定性を開発する。
500℃)での時効に高強度と熱的安定性を開発する。
更に又低凝固速度(10℃秒と低い)は適当な予備凝固
粒子製造において用いられる。
粒子製造において用いられる。
粒子を直接ローリングミルに直接かけることによって凝
固させ連続工程でシートを製造してもよいことが理解さ
れよう。粒子は凝固の後、押出しされる。圧延又は押出
し工程の半製品は、T76テンノ9−で7075合金と
等しいかそれ以上の室温強度を有する。例えば上記のA
t/Z r/Cu/Mn含Cu7075T76特性を有
し350℃以下に使用される。上記At/Z n/Mg
/Cu/Cr/Z r/Mn合金は7075T6より大
きな20チ強度を有する。
固させ連続工程でシートを製造してもよいことが理解さ
れよう。粒子は凝固の後、押出しされる。圧延又は押出
し工程の半製品は、T76テンノ9−で7075合金と
等しいかそれ以上の室温強度を有する。例えば上記のA
t/Z r/Cu/Mn含Cu7075T76特性を有
し350℃以下に使用される。上記At/Z n/Mg
/Cu/Cr/Z r/Mn合金は7075T6より大
きな20チ強度を有する。
合金の7000シリーズはアルミニウム協会で登録され
た国際的な合金の名称である。多くの附随的な成分は、
該基合金に対して半製品及び製品の特性を有害的に与え
ずに添加されてもよいことも理解されよう。そのような
附随的な成分は、例えば、アルミニウム中の不純物とし
て通常見出さ。
た国際的な合金の名称である。多くの附随的な成分は、
該基合金に対して半製品及び製品の特性を有害的に与え
ずに添加されてもよいことも理解されよう。そのような
附随的な成分は、例えば、アルミニウム中の不純物とし
て通常見出さ。
れる以上の量の鉄のような遷移元素を含む。これは本発
明によって必要とされる急速な凝固が粗い金属間化合物
の形成を抑える。
明によって必要とされる急速な凝固が粗い金属間化合物
の形成を抑える。
以下余白
図は本発明(て保る合金の高強度熱的安定・目を説明す
るためのグラフである。
るためのグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、Al/Cr/Zr/Mn及びAl/Zn/Mg/C
u/Cr/Zr/Mnから選択されるアルミニウム基合
金から板材、棒材、圧延材等の半製品を製造する方法に
おいて; 該溶融アルミニウム基合金を、少なくとも10^3℃秒
^−^1の冷却速度で冷却することによって凝固させ、 300℃−500℃の温度に凝固粒子を加熱することに
よって時効硬化させる ことを含むことを特徴とする構造用アルミニウム基合金
から半製品を製造する方法。 2、前記冷却速度が2×10^4℃秒^−^1より大き
いことを特徴とする特許請求の範囲第1項記載の方法。 3、前記粒子の凝固が時効硬化された製品を生ずる加熱
条件下で実施されることを特徴とする特許請求の範囲第
1項又は第2項記載の方法。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
GB8225207 | 1982-09-03 | ||
GB8225207 | 1982-09-03 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63241148A true JPS63241148A (ja) | 1988-10-06 |
Family
ID=10532686
Family Applications (2)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP58160565A Granted JPS59116352A (ja) | 1982-09-03 | 1983-09-02 | 構造用高強度熱的安定アルミニウム基合金材料 |
JP62316337A Pending JPS63241148A (ja) | 1982-09-03 | 1987-12-16 | アルミニウム基合金から半製品の製造方法 |
Family Applications Before (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP58160565A Granted JPS59116352A (ja) | 1982-09-03 | 1983-09-02 | 構造用高強度熱的安定アルミニウム基合金材料 |
Country Status (9)
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---|---|
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EP (1) | EP0105595B1 (ja) |
JP (2) | JPS59116352A (ja) |
AU (1) | AU567886B2 (ja) |
BR (1) | BR8304798A (ja) |
CA (1) | CA1224646A (ja) |
DE (1) | DE3376076D1 (ja) |
GB (1) | GB2146352B (ja) |
ZA (1) | ZA836441B (ja) |
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GB2196647A (en) * | 1986-10-21 | 1988-05-05 | Secr Defence | Rapid solidification route aluminium alloys |
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JPS6487785A (en) * | 1987-09-29 | 1989-03-31 | Showa Aluminum Corp | Production of aluminum alloy material having excellent surface hardness and wear resistance |
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CA1330400C (en) * | 1987-12-01 | 1994-06-28 | Seiichi Koike | Heat-resistant aluminum alloy sinter and process for production of the same |
JPH0234740A (ja) * | 1988-07-25 | 1990-02-05 | Furukawa Alum Co Ltd | 耐熱性アルミニウム合金材及びその製造方法 |
FR2640644B1 (fr) * | 1988-12-19 | 1991-02-01 | Pechiney Recherche | Procede d'obtention par " pulverisation-depot " d'alliages d'al de la serie 7000 et de materiaux composites a renforts discontinus ayant pour matrice ces alliages a haute resistance mecanique et bonne ductilite |
CA2010262C (en) * | 1989-02-17 | 1994-02-08 | Seiichi Koike | Heat resistant slide member for internal combustion engine |
FR2645546B1 (fr) * | 1989-04-05 | 1994-03-25 | Pechiney Recherche | Alliage a base d'al a haut module et a resistance mecanique elevee et procede d'obtention |
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JPH04187701A (ja) * | 1990-11-20 | 1992-07-06 | Honda Motor Co Ltd | 粉末冶金用アルミニウム合金粉末、圧粉体および焼結体 |
DE102019209458A1 (de) * | 2019-06-28 | 2020-12-31 | Airbus Defence and Space GmbH | Cr-reiche Al-Legierung mit hoher Druck- und Scherfestigkeit |
EP4259363A1 (en) | 2020-12-10 | 2023-10-18 | Höganäs AB (publ) | New powder, method for additive manufacturing of components made from the new powder and article made therefrom |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JPS5943802A (ja) * | 1982-08-30 | 1984-03-12 | マ−コ・マテリアルズ・インコ−ポレ−テツド | 急速凝固粉末を用いて作られたアルミニウム−遷移金属合金とその製造方法 |
Family Cites Families (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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GB1104573A (en) * | 1966-01-06 | 1968-02-28 | Imp Aluminium Company Ltd | Improvements in or relating to aluminium alloys |
GB1192030A (en) * | 1967-12-30 | 1970-05-13 | Ti Group Services Ltd | Aluminium Alloys |
AU422395B2 (en) * | 1968-03-05 | 1972-03-14 | Aluminum base alloy | |
DE2214213C2 (de) * | 1971-03-30 | 1983-03-10 | Fuji Denki Seizou K.K., Kawasaki, Kanagawa | Verwendung einer Aluminium-Gußlegierung für Käfigläufer-Induktionsmotoren |
AU439929B2 (en) * | 1971-03-31 | 1973-08-29 | The Bunker Ramo Corporation | Data handling apparatus, (divisional of 408,099) |
SU461962A1 (ru) * | 1973-06-19 | 1975-02-28 | Предприятие П/Я Г-4361 | Сплав на основе алюмини |
US4347076A (en) * | 1980-10-03 | 1982-08-31 | Marko Materials, Inc. | Aluminum-transition metal alloys made using rapidly solidified powers and method |
FR2555610B1 (fr) * | 1983-11-29 | 1987-10-16 | Cegedur | Alliages a base d'aluminium presentant une grande stabilite a chaud |
-
1983
- 1983-08-26 DE DE8383304950T patent/DE3376076D1/de not_active Expired
- 1983-08-26 GB GB08323026A patent/GB2146352B/en not_active Expired
- 1983-08-26 EP EP83304950A patent/EP0105595B1/en not_active Expired
- 1983-08-31 ZA ZA836441A patent/ZA836441B/xx unknown
- 1983-09-01 CA CA000435846A patent/CA1224646A/en not_active Expired
- 1983-09-02 AU AU18663/83A patent/AU567886B2/en not_active Ceased
- 1983-09-02 JP JP58160565A patent/JPS59116352A/ja active Granted
- 1983-09-02 BR BR8304798A patent/BR8304798A/pt not_active IP Right Cessation
-
1987
- 1987-12-16 JP JP62316337A patent/JPS63241148A/ja active Pending
-
1988
- 1988-05-20 US US07/198,595 patent/US4915748A/en not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5943802A (ja) * | 1982-08-30 | 1984-03-12 | マ−コ・マテリアルズ・インコ−ポレ−テツド | 急速凝固粉末を用いて作られたアルミニウム−遷移金属合金とその製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0153342B2 (ja) | 1989-11-14 |
BR8304798A (pt) | 1984-04-10 |
CA1224646A (en) | 1987-07-28 |
ZA836441B (en) | 1984-04-25 |
US4915748A (en) | 1990-04-10 |
EP0105595A3 (en) | 1984-08-01 |
EP0105595A2 (en) | 1984-04-18 |
JPS59116352A (ja) | 1984-07-05 |
GB2146352B (en) | 1986-09-03 |
GB2146352A (en) | 1985-04-17 |
GB8323026D0 (en) | 1983-10-19 |
DE3376076D1 (en) | 1988-04-28 |
EP0105595B1 (en) | 1988-03-23 |
AU1866383A (en) | 1984-03-08 |
AU567886B2 (en) | 1987-12-10 |
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