NO178795B - Magnesiumbaserte legeringer med höy styrke - Google Patents
Magnesiumbaserte legeringer med höy styrke Download PDFInfo
- Publication number
- NO178795B NO178795B NO903122A NO903122A NO178795B NO 178795 B NO178795 B NO 178795B NO 903122 A NO903122 A NO 903122A NO 903122 A NO903122 A NO 903122A NO 178795 B NO178795 B NO 178795B
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- magnesium
- based alloys
- present
- fine crystalline
- alloys
- Prior art date
Links
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims description 68
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims description 67
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 title claims description 42
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 title claims description 34
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims description 33
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 14
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 5
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052779 Neodymium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052772 Samarium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 238000000034 method Methods 0.000 description 22
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 17
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 9
- 239000000463 material Substances 0.000 description 8
- 239000000047 product Substances 0.000 description 7
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 5
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 5
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 5
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 5
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 description 4
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 4
- 239000010453 quartz Substances 0.000 description 4
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N silicon dioxide Inorganic materials O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 239000002826 coolant Substances 0.000 description 3
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 3
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 3
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 3
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910000808 amorphous metal alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000000889 atomisation Methods 0.000 description 2
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 2
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 2
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 2
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 2
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 2
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 2
- 238000007712 rapid solidification Methods 0.000 description 2
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910018137 Al-Zn Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910018573 Al—Zn Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910003023 Mg-Al Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001122 Mischmetal Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 1
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000010309 melting process Methods 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 239000012265 solid product Substances 0.000 description 1
- 238000001228 spectrum Methods 0.000 description 1
- 238000009718 spray deposition Methods 0.000 description 1
- 238000005507 spraying Methods 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 1
- 239000010409 thin film Substances 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C23/00—Alloys based on magnesium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C45/00—Amorphous alloys
- C22C45/005—Amorphous alloys with Mg as the major constituent
Description
Foreliggende oppfinnelse omfatter magnesiumbaserte legeringer som har en utmerket kombinasjon av høy hardhet og høy styrke, og som er anvendbare i mange industrielle sammen-henger .
Kjente konvensjonelle magnesiumbaserte legeringer er f.eks. Mg-Al, Mg-Al-Zn, Mg-Th-Zr, Mg-Th-Zn-Zr, Mg-Zn-Zr, Mg-Zn-Zr-RE (Rare Earth elements = sjeldne jordelementer),
etc. Disse kjente legeringer har vært anvendt for en rekke formål, f.eks. som strukturelle komponenter i materialer med lav vekt for luftfartøyer og biler og lignende, celle-materialer og materialer for offeranoder, alt etter mate-rialenes egenskaper.
De konvensjonelle magnesiumbaserte legeringer som er nevnt ovenfor, har imidlertid lav hardhet og styrke, og har også liten motstand mot korrosjon.
Det er derfor i lys av dette et formål med foreliggende oppfinnelse å tilveiebringe til relativt lave kostnader nyé magnesiumbaserte legeringer som har en fordelaktig kombinasjon av egenskaper som stor hardhet og høy styrke, og som lett kan bearbeides, f.eks. ved ekstrudering.
Ifølge foreliggende oppfinnelse er det tilveiebrakt føl-gende magnesiumbaserte legeringer med høy styrke:
(1) Magnesiumbaserte legeringer som består av en finkrystallinsk struktur, hvor de magnesiumbaserte legeringer har en sammensetning representert ved den generelle formel (I):
hvor
- X er minst ett element valgt fra gruppen som består av
Cu, Ni, Sn og Zn;
M er minst ett element valgt fra gruppen som består av
Al, Si og Ca;
Ln er minst ett element valgt fra gruppen som består av Y, La, Ce, Nd og Sm eller et blandingsmetall (Mm) som er
en kombinasjon av sjeldne jordelementer, og
- a, b, d og e er atomprosenter som faller innenfor områdene
40 < a < 95, 5 < b < 60, 0 < d < 25 og 0 < e < 25. (2) Magnesiumbaserte legeringer som består av en finkrystallinsk struktur, hvor de magnesiumbaserte legeringer har en sammensetning representert ved den generelle formel (II):
hvor
X er minst to elementer valgt fra gruppen som består av
Cu, Ni, Sn og Zn; og
a og b er atomprosenter som faller innenfor områdene
40 < a < 95 og 5 < b < 60, og e = 0. (3) Magnesiumbaserte legeringer som består av en finkrystallinsk struktur, hvor de magnesiumbaserte legeringer har en sammensetning representert ved den generelle formel (III):
hvor
X og M er som angitt i krav 1, og
a, b og d er atomprosenter som faller innenfor områdene
40 < a < 95, 5 < b < 35 og 1 < d < 25, e = 0. (4) Magnesiumbaserte legeringer som består av en finkrystallinsk struktur, hvor de magnesiumbaserte legeringer har en sammensetning representert ved den generelle formel (IV):
hvor
X og Ln er som angitt i krav 1, og
a, b og e er atomprosenter som faller innenfor områdene 40 < a < 95, 5 < b < 35 og 3 < e < 25.
Uttrykket "finkrystallinsk struktur" er her brukt for å uttrykke en legeringsstruktur som består av en overmettet fast oppløsning, en stabil eller metastabil intermetallisk fase, eller faser som er blandinger av disse.
Blant de elementer som er omfattet av den ovenfor de-finerte legeringssammensetning, kan La, Ce, Nd og/eller Sm være erstattet av et blandingsmetall (misch metal = Mm), som er et kompositt som inneholder de sjeldne jordelementer som hovedkomponenter. Blandingsmetallet Mm, som er anvendt her, består av 40 - 50 atom% Ce og 20 - 3 0 atom% La sammen med andre sjeldne jordelementer og akseptable nivåer av forurens-ninger (Mg, Al, Si, Fe, etc.)• Mm kan erstatte de andre Ln-elementer i et forhold på ca. 1 : 1 (atom%), og tilveiebringer en økonomisk fordelaktig virkning som en praktisk kilde for Ln-elementet på grunn av de lave kostnader.
Den eneste figur er en skjematisk illustrasjon av et smeltevalseapparat med en enkeltvalse, som anvendes for frem-stilling av tynne bånd fra legeringene ifølge foreliggende oppfinnelse ved hjelp av en hurtig størkningsprosess.
De magnesiumbaserte legeringer ifølge foreliggende oppfinnelse kan tilveiebringes ved at en smeite av legeringen som har den ovenfor beskrevne sammensetning, utsettes for hurtig størkning ved hjelp av en væske-hurtigkjølingsteknikk. Væske-hurtigkjølingsteknikken er en fremgangsmåte for hurtig å avkjøle en smeltet legering, og det skal spesielt nevnes enkeltvalse smeltevalseteknikk, smeltevalseteknikk med dobbelt valse, roterende smeltevalseteknikk i vann eller lignende som virksomme eksempler på slike fremgangsmåter. Ved disse fremgangsmåtene oppnås det en avkjølingshastighet fra IO<3> til IO5 K/sekund. For å kunne fremstille tynne båndformede materialer ved hjelp av fremgangsmåten med smelte-valsing med en enkel valse eller fremgangsmåten med smelte-valsing med en dobbel valse, støtes den smeltede legering ut av åpningen i en dyse og på en valse av f.eks. kobber eller stål, med en diameter på 30 - 3000 mm, som roterer med konstant hastighet på 300 - 10000 omdr./minutt. Ved disse fremgangsmåter kan det på enkel måte oppnås båndformede materialer med forskjellig tykkelse, med en bredde på 1 - 3 00 mm og en tykkelse på 5 - 500 /xm. Alternativt for å fremstille fine trådformede materialer ved hjelp av roterende smeltevalseteknikk i vann føres en strøm av den smeltede legering, under anvendelse av et trykk av argon, gjennom en dyse og inn i et flytende kjølemiddelsjikt med en dybde på 1 - 10 cm som opprettholdes ved hjelp av sentrifugalkraft i en trommel som roterer med en hastighet på 50 - 500 omdr./- minutt. På en slik måte kan det enkelt oppnås fine trådformede materialer. I denne fremgangsmåte er vinkelen mellom den smeltede legering som støtes ut fra dysen og overflaten av det flytende kjølemiddel fortrinnsvis i området 60°C - 90°C, og forholdet mellom hastigheten av den utstøtte smeltede legering og hastigheten av det flytende kjølemiddel er fortrinnsvis i området 0,7-0,9.
Legeringene ifølge foreliggende oppfinnelse fremstilles med en avkjølingshastighet i størrelsesorden IO<3> - IO<5>K/sek. Dersom avkjølingshastigheten er lavere enn IO<3> K/sek., er det umulig å oppnå de finkrystallinske legeringsstrukturer med de egenskaper som denne oppfinnelse forventer. På den annen side tilveiebringer avkjølingshastigheter som overskrider IO<5>K/-sek. en amorf struktur eller en komposittstruktur av en amorf fase og en finkrystallinsk fase. Den ovenfor beskrevne av-kjølingshastighet er derfor anvendt i foreliggende oppfinnelse.
Legeringen med den finkrystallinske struktur ifølge foreliggende oppfinnelse kan imidlertid også fremstilles ved at det først tilformes en amorf legering ifølge samme fremgangsmåte som er beskrevet ovenfor, med unntak av at det anvendes avkjølingshastigheter på IO<4> - IO6 K/sek., og der-etter oppvarmes den amorfe legering i nærheten av krystallisasjonstemperaturen (krystallisasjonstemperatur ± 100°C), hvorved krystallisasjon inntrer. For noen legeringssammen-setninger kan legeringer med den tilsiktede finkrystallinske struktur fremstilles ved temperaturer som er lavere enn krystallisasjonstemperaturen (krystallisasjonstemperatur - 100°C).
Ved siden av de ovennevnte fremgangsmåter, kan legeringen ifølge foreliggende oppfinnelse også oppnås i form av en tynn film ved hjelp av en spruteprosess. Hurtig størknende pulver av legeringen ifølge foreliggende oppfinnelse kan videre oppnås ved hjelp av forskjellige forstøvnings-prosesser, f.eks. forstøvning ved hjelp av gass under høyt trykk eller ved spruteavsetning.
I magnesiumbaserte legeringer ifølge foreliggende oppfinnelse representert ved den forannevnte generelle formel (I), er a begrenset til området 40 - 95 atom%, b er begrenset til området 5-60 atom%, og d og e er begrenset til området 0-25 atom%. Grunnen for slike begrensninger er at dersom innholdet av Mg er lavere enn den spesifiserte nedre grense, er det vanskelig å danne en overmettet fast oppløsning som inneholder oppløste produkter i mengder som overskrider produktenes oppløselighetsgrenser i fast form. Legeringer med den finkrystallinske struktur med de egenskaper som tilsiktes av den foreliggende oppfinnelse kan derfor ikke oppnås ved hjelp av industrielle, hurtige avkjølingsteknikker under anvendelse av den ovennevnte flytende, hurtige avkjøling, etc. På den annen side, dersom innholdet av Mg overskrider den beskrevne øvre grense, er det umulig å oppnå legeringer med den finkrystallinske struktur og med de egenskaper som tilsiktes ifølge foreliggende oppfinnelse.
I de magnesiumbaserte legeringer ifølge foreliggende oppfinnelse, representert ved ovennevnte generelle formel (II) , er a, hhv. b begrenset til områdene 40 - 95 atom%, hhv. 5 - 60 atom%, og e = 0. Grunnen for slike begrensninger er at dersom innholdet av Mg er lavere enn den spesifiserte nedre grense, er det vanskelig å danne den overmettede faste oppløsning med oppløst produkt oppløst i mengder som overskrider oppløsningsgrensen for fast produkt. Legeringer med den finkrystallinske struktur med de egenskaper som tilsiktes av den foreliggende oppfinnelse kan derfor ikke oppnås ved hjelp av industrielle, hurtige avkjølingsteknikker under anvendelse av den ovennevnte flytende, hurtige avkjøling, etc. På den annen side, dersom innholdet av Mg overskrider den beskrevne øvre grense, er det umulig å oppnå legeringer med den finkrystallinske struktur og med de egenskaper som tilsiktes ifølge foreliggende oppfinnelse.
I magnesiumbaserte legeringer ifølge foreliggende oppfinnelse representert ved den forannevnte generelle formel (III) , er a begrenset til området 40-95 atom%, b er begrenset til området 5-35 atom%, og d er begrenset til området 1-25 atom%, mens e = 0. Grunnen for slike begrensninger er, som beskrevet ovenfor, at dersom innholdet av Mg er lavere enn den spesifiserte nedre grense, er det vanskelig å danne den overmettede faste oppløsning som inneholder oppløste produkter i mengder som overskrider produktenes oppløselighetsgrenser i fast form. Legeringer med den finkrystallinske struktur og med de egenskaper som tilsiktes av den foreliggende oppfinnelse kan derfor ikke oppnås ved hjelp av industrielle, hurtige avkjølingsteknikker under anvendelse av den ovennevnte flytende, hurtige avkjøling, etc. På den annen side, dersom innholdet av Mg overskrider den beskrevne øvre grense, er det umulig å oppnå legeringer med den finkrystallinske struktur og med de egenskaper som tilsiktes ifølge foreliggende oppfinnelse.
I magnesiumbaserte legeringer ifølge foreliggende oppfinnelse representert ved den forannevnte generelle formel (IV), bør videre a, hhv. b, hhv. e begrenses til områdene 40 - 95 atom%, hhv. 5-35 atom%, hhv. 3-25 atom%. Grunnen for slike begrensninger er at dersom innholdet av Mg er lavere enn den beskrevne nedre grense, er det vanskelig å danne en overmettet fast oppløsning som inneholder oppløste produkter i mengder som overskrider produktenes oppløselig-hetsgrenser i fast form. Legeringer med den finkrystallinske struktur med de egenskaper som tilsiktes av den foreliggende oppfinnelse kan derfor ikke oppnås ved hjelp av industrielle, hurtige avkjølingsteknikker under anvendelse av den ovennevnte flytende, hurtige avkjøling, etc. På den annen side, dersom innholdet av Mg overskrider den beskrevne øvre grense, er det umulig å oppnå legeringer med den finkrystallinske struktur og med de egenskaper som tilsiktes ifølge foreliggende oppfinnelse.
Element X er ett eller flere elementer valgt fra gruppen som består av Cu, Ni, Sn og Zn, og disse elementer tilveiebringer en utmerket effekt når det gjelder stabilisering av den resulterende krystallinske fasé ved fremstillingsbetingelsene for legeringer med den finkrystallinske struktur, og forbedrer styrken samtidig som formbarheten opprettholdes.
Element M er ett eller flere elementer valgt fra gruppen som består av Al, Si og Ca, og danner stabile eller meta-stabile intermetalliske forbindelser i kombinasjon med magnesium eller ytterligere andre elementer ved fremstillingsbetingelsene for legeringer med den finkrystallinske struktur. De intermetalliske forbindelser som dannes er jevnt fordelt i en magnesium-grunnmasse (a-fase), og forbedrer på denne måte i betraktelig grad de resulterende legeringers hardhet og styrke. M-elementet forhindrer videre at den finkrystallinske struktur blir grovere ved høye temperaturer, og den tilveiebringer god varmestabilitet. Blant de forannevnte elementer har elementet Al og elementet Ca virkning når det gjelder forbedring av korrosjonsmotstanden, og elementet Si forbedrer fluiditeten av den smeltede legering.
Element Ln er ett eller flere elementer valgt fra gruppen som består av Y, La, Ce, Nd og Sm eller av et blandingsmetall (Mm), som består av sjeldne jordelementer, og element Ln er virkningsfullt når det gjelder å tilveiebringe en mer stabil finkrystallinsk struktur når det tilsettes til et Mg-X-system eller et Mg-X-M-system. Videre fører element Ln til en stor forbedring i hardheten.
Ettersom de magnesiumbaserte legeringer ifølge foreliggende oppfinnelse videre viser superplastisitet i et høyt temperaturområde, noe som tillater nærvær av en stabil finkrystallinsk fase, kan de uten videre utsettes for ekstru-der ing, bearbeiding ved hjelp av pressing, varmsmiing, etc. De magnesiumbaserte legeringer ifølge foreliggende oppfinnelse som er fremstilt i form av tynne bånd, tråder, blad eller pulvere, kan derfor på vellykket måte sammenføyes til stykkmaterialer ved ekstrudering, pressbearbeiding, varmsmiing, etc. i det høye temperaturområde for en stabil finkrystallinsk fase. Noen av de magnesiumbaserte legeringer ifølge foreliggende oppfinnelse er videre tilstrekkelig form-bare til å tillate én høy grad av bøying.
Eksempel
En smeltet legering 3 med en forbestemt legeringssammensetning ble fremstilt ved hjelp av en høyfrekvens-induksjons-smelteprosess, og ble fylt i et kvartsrør 1 med en smal åpning 5 (diameter: 0,5 mm) i spissen, som vist i figuren. Etter oppvarming og smelting av legeringen 3, ble kvartsrøret 1 plassert rett over en kobbervalse 2. Den smeltede legering 3 i kvartsrøret 1 ble så trykket ut gjennom den smale åpning 5 i kvartsrøret l under anvendelse av et argongasstrykk på 0,7 kg/cm<2> og brakt i kontakt med overflaten av kobbervalsen 2, som roterte hurtig med en hastighet på 5000 omdr./min. Den smeltede legering 3 størknet hurtig, og det ble tilveiebrakt et tynt bånd 4.
Ifølge fremstillingsbetingelsene som er beskrevet ovenfor, ble det fremstilt 21 forskjellige tynne legeringsbånd (bredde: 1 mm, tykkelse: 20 /xm) med den sammensetning (i atom%) som er vist i tabellen. Hardhet (Hv) og strekkfasthet ble målt for hver prøve av de tynne bånd, og resultatene er vist i kolonnen til høyre i tabellen.
Hardheten (Hv) er vist som verdier (DPN), som er målt under anvendelse av en Vickers mikro-hardhetstester med en belastning på 25 g.
Som vist i tabellen, oppviste alle testprøver et høyt hardhetsnivå Hv (DPN) på minst 240, som er 2,5 - 4,0 ganger hardheten Hv (DPN), dvs. 60 - 90 av konvensjonelle magnesiumbaserte legeringer. Testprøvene ifølge foreliggende oppfinnelse viste videre et høyt strekkfasthetsnivå på ikke mindre enn 850 MPa, og et slikt høyt styrkenivå er omtrent 2 ganger det høyeste styrkenivå på 4 00 MPa som er oppnådd med kjente magnesiumbaserte legeringer. Det fremgår av slike resultater at legeringsmaterialer ifølge foreliggende oppfinnelse er overlegne når det gjelder hardhet og styrke.
I tillegg viste f.eks. prøver nr. 3, 7 og 12 i tabellén en overlegen duktilitet, noe som tillater en høy grad av bøyning og god formbarhet.
Som beskrevet ovenfor, har magnesiumbaserte legeringer ifølge foreliggende oppfinnelse høy hardhet, hhv. høy styrke, som er 2,5 ganger, hhv. 2 ganger, hardhet og styrke sammen-lignet med magnesiumbaserte legeringer av lignende type som inntil nå er blitt bedømt som de beste, og har en god bearbeidbarhet som tillater ekstrudering eller lignende opera-sjoner. Legeringene ifølge foreliggende oppfinnelse besitter derfor fordelaktige egenskaper for et vidt spektrum av industrielle anvendelser.
Claims (4)
1.. Magnesiumbasert legering med høy styrke som består av en
finkrystallinsk struktur,karakterisert ved at den magnesiumbaserte legering hår en sammensetning representert ved den generelle formell (I):
hvor
X er minst ett element valgt fra gruppen som består av
Cu, Ni, Sn og Zn;
M er minst ett element valgt fra gruppen som består av
Al, Si og Ca;
Ln er minst ett element valgt fra gruppen som består av
Y, La, Ce, Nd og Sm eller et blandingsmetall (Mm) som er en kombinasjon av sjeldne jordelementer, og a, b, d og e er atomprosenter som faller innenfor
områdene 40 < a < 95, 5 < b < 60, 0 < d < 25 og 0 < e < 25.
2. Magnesiumbasert legering ifølge krav 1, karakterisert ved at den har en sammensetning ifølge den generelle formel (II):
hvor - X er minst to elementer valgt fra gruppen som består av Cu, Ni, Sn og Zn; og - a og b er atomprosenter som faller innenfor områdene 40 < a < 95 og 5 < b < 60, e = 0.
3. Magnesiumbasert legering ifølge krav 1, karakterisert ved at den har en sammensetning ifølge den generelle formell (III):
hvor - a, b og d er atomprosenter som faller innenfor områdene 40 < a < 95, 5 < b < 35 og 1 < d < 25, og e = 0.
4. Magnesiumbasert legering ifølge krav 1, karakterisert ved at den har en sammensetning ifølge den generelle formel (IV):
hvor
a, b og e er atomprosenter som faller innenfor områdene ; 40 < a < 95, 5 < b < 35 og 3 < e < 25.
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1179139A JP2511526B2 (ja) | 1989-07-13 | 1989-07-13 | 高力マグネシウム基合金 |
Publications (4)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| NO903122D0 NO903122D0 (no) | 1990-07-12 |
| NO903122L NO903122L (no) | 1991-01-14 |
| NO178795B true NO178795B (no) | 1996-02-26 |
| NO178795C NO178795C (no) | 1996-06-05 |
Family
ID=16060661
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NO903122A NO178795C (no) | 1989-07-13 | 1990-07-12 | Magnesiumbaserte legeringer med höy styrke |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5304260A (no) |
| EP (1) | EP0407964B1 (no) |
| JP (1) | JP2511526B2 (no) |
| AU (1) | AU618487B2 (no) |
| CA (1) | CA2020484C (no) |
| DE (1) | DE69028009T2 (no) |
| NO (1) | NO178795C (no) |
Families Citing this family (71)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0499244A (ja) * | 1990-08-09 | 1992-03-31 | Yoshida Kogyo Kk <Ykk> | 高力マグネシウム基合金 |
| JP2937518B2 (ja) * | 1991-03-07 | 1999-08-23 | 健 増本 | 耐食性に優れた防食用犠牲電極用材料 |
| US5552110A (en) * | 1991-07-26 | 1996-09-03 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Heat resistant magnesium alloy |
| JP2911267B2 (ja) * | 1991-09-06 | 1999-06-23 | 健 増本 | 高強度非晶質マグネシウム合金及びその製造方法 |
| JP3110117B2 (ja) * | 1991-12-26 | 2000-11-20 | 健 増本 | 高強度マグネシウム基合金 |
| DE4208504A1 (de) * | 1992-03-17 | 1993-09-23 | Metallgesellschaft Ag | Maschinenbauteil |
| JP2741642B2 (ja) * | 1992-03-25 | 1998-04-22 | 三井金属鉱業株式会社 | 高強度マグネシウム合金 |
| JP2725112B2 (ja) * | 1992-03-25 | 1998-03-09 | 三井金属鉱業株式会社 | 高強度マグネシウム合金 |
| JP2807374B2 (ja) * | 1992-04-30 | 1998-10-08 | ワイケイケイ株式会社 | 高強度マグネシウム基合金およびその集成固化材 |
| CA2144421A1 (en) * | 1992-09-11 | 1994-03-31 | Tadayoshi Nakamura | Refined magnesium material and method for producing the same |
| JP2730847B2 (ja) * | 1993-06-28 | 1998-03-25 | 宇部興産株式会社 | 高温クリープ強度に優れた鋳物用マグネシウム合金 |
| JP2807400B2 (ja) * | 1993-08-04 | 1998-10-08 | ワイケイケイ株式会社 | 高力マグネシウム基合金材およびその製造方法 |
| US5494538A (en) * | 1994-01-14 | 1996-02-27 | Magnic International, Inc. | Magnesium alloy for hydrogen production |
| WO1996004409A1 (en) * | 1994-08-01 | 1996-02-15 | Franz Hehmann | Selected processing for non-equilibrium light alloys and products |
| JP3098705B2 (ja) * | 1995-10-02 | 2000-10-16 | トヨタ自動車株式会社 | アルミニウム材の表面窒化処理方法および窒化処理用助剤 |
| US5855697A (en) * | 1997-05-21 | 1999-01-05 | Imra America, Inc. | Magnesium alloy having superior elevated-temperature properties and die castability |
| KR100385132B1 (ko) * | 1998-02-27 | 2003-08-14 | 신광선 | 마그네슘-아연합금의강도향상방법 |
| EP2219253B1 (en) * | 1998-09-18 | 2015-06-10 | Canon Kabushiki Kaisha | Electrode material |
| WO2002066696A1 (fr) * | 2001-01-26 | 2002-08-29 | Tohoku Techno Arch Co., Ltd. | Alliage de magnesium a haute resistance |
| GB2410033B (en) * | 2001-08-13 | 2005-09-07 | Honda Motor Co Ltd | Magnesium alloy |
| US9109429B2 (en) | 2002-12-08 | 2015-08-18 | Baker Hughes Incorporated | Engineered powder compact composite material |
| US9682425B2 (en) | 2009-12-08 | 2017-06-20 | Baker Hughes Incorporated | Coated metallic powder and method of making the same |
| US9101978B2 (en) | 2002-12-08 | 2015-08-11 | Baker Hughes Incorporated | Nanomatrix powder metal compact |
| US9079246B2 (en) | 2009-12-08 | 2015-07-14 | Baker Hughes Incorporated | Method of making a nanomatrix powder metal compact |
| US8403037B2 (en) | 2009-12-08 | 2013-03-26 | Baker Hughes Incorporated | Dissolvable tool and method |
| US7029626B2 (en) * | 2003-11-25 | 2006-04-18 | Daimlerchrysler Corporation | Creep resistant magnesium alloy |
| US8016955B2 (en) * | 2004-06-14 | 2011-09-13 | Yonsei University | Magnesium based amorphous alloy having improved glass forming ability and ductility |
| KR100701029B1 (ko) | 2005-06-14 | 2007-03-29 | 연세대학교 산학협력단 | 고연성의 마그네슘계 비정질 합금 |
| CN100398688C (zh) * | 2005-10-21 | 2008-07-02 | 中国科学院物理研究所 | 一种混合稀土基的非晶态金属塑料 |
| US8333924B2 (en) | 2006-03-20 | 2012-12-18 | National University Corporation Kumamoto University | High-strength and high-toughness magnesium alloy and method for manufacturing same |
| DE102006015457A1 (de) | 2006-03-31 | 2007-10-04 | Biotronik Vi Patent Ag | Magnesiumlegierung und dazugehöriges Herstellungsverfahren |
| KR100860091B1 (ko) * | 2007-04-05 | 2008-09-25 | 주식회사 지알로이테크놀로지 | 축비가 감소된 마그네슘 합금 및 그 마그네슘 합금의 판재제조방법 |
| US20090196787A1 (en) * | 2008-01-31 | 2009-08-06 | Beals Randy S | Magnesium alloy |
| WO2011071304A2 (ko) * | 2009-12-07 | 2011-06-16 | 유앤아이 주식회사 | 마그네슘 합금 |
| US9127515B2 (en) | 2010-10-27 | 2015-09-08 | Baker Hughes Incorporated | Nanomatrix carbon composite |
| US10240419B2 (en) | 2009-12-08 | 2019-03-26 | Baker Hughes, A Ge Company, Llc | Downhole flow inhibition tool and method of unplugging a seat |
| US9243475B2 (en) | 2009-12-08 | 2016-01-26 | Baker Hughes Incorporated | Extruded powder metal compact |
| JP5548578B2 (ja) * | 2010-10-15 | 2014-07-16 | 日本発條株式会社 | 高強度マグネシウム合金線材及びその製造方法、高強度マグネシウム合金部品、並びに高強度マグネシウム合金ばね |
| US9090955B2 (en) | 2010-10-27 | 2015-07-28 | Baker Hughes Incorporated | Nanomatrix powder metal composite |
| US9080098B2 (en) | 2011-04-28 | 2015-07-14 | Baker Hughes Incorporated | Functionally gradient composite article |
| US8631876B2 (en) | 2011-04-28 | 2014-01-21 | Baker Hughes Incorporated | Method of making and using a functionally gradient composite tool |
| US9139928B2 (en) | 2011-06-17 | 2015-09-22 | Baker Hughes Incorporated | Corrodible downhole article and method of removing the article from downhole environment |
| US9707739B2 (en) | 2011-07-22 | 2017-07-18 | Baker Hughes Incorporated | Intermetallic metallic composite, method of manufacture thereof and articles comprising the same |
| US9643250B2 (en) | 2011-07-29 | 2017-05-09 | Baker Hughes Incorporated | Method of controlling the corrosion rate of alloy particles, alloy particle with controlled corrosion rate, and articles comprising the particle |
| US9833838B2 (en) | 2011-07-29 | 2017-12-05 | Baker Hughes, A Ge Company, Llc | Method of controlling the corrosion rate of alloy particles, alloy particle with controlled corrosion rate, and articles comprising the particle |
| US9057242B2 (en) | 2011-08-05 | 2015-06-16 | Baker Hughes Incorporated | Method of controlling corrosion rate in downhole article, and downhole article having controlled corrosion rate |
| US9033055B2 (en) | 2011-08-17 | 2015-05-19 | Baker Hughes Incorporated | Selectively degradable passage restriction and method |
| US9109269B2 (en) | 2011-08-30 | 2015-08-18 | Baker Hughes Incorporated | Magnesium alloy powder metal compact |
| US9856547B2 (en) | 2011-08-30 | 2018-01-02 | Bakers Hughes, A Ge Company, Llc | Nanostructured powder metal compact |
| US9090956B2 (en) | 2011-08-30 | 2015-07-28 | Baker Hughes Incorporated | Aluminum alloy powder metal compact |
| US9643144B2 (en) | 2011-09-02 | 2017-05-09 | Baker Hughes Incorporated | Method to generate and disperse nanostructures in a composite material |
| US9187990B2 (en) | 2011-09-03 | 2015-11-17 | Baker Hughes Incorporated | Method of using a degradable shaped charge and perforating gun system |
| US9347119B2 (en) | 2011-09-03 | 2016-05-24 | Baker Hughes Incorporated | Degradable high shock impedance material |
| US9133695B2 (en) | 2011-09-03 | 2015-09-15 | Baker Hughes Incorporated | Degradable shaped charge and perforating gun system |
| KR101342582B1 (ko) * | 2011-10-20 | 2013-12-17 | 포항공과대학교 산학협력단 | 편석 현상을 최소화한 상온 성형성이 우수한 비열처리형 마그네슘 합금 판재 |
| US9010416B2 (en) | 2012-01-25 | 2015-04-21 | Baker Hughes Incorporated | Tubular anchoring system and a seat for use in the same |
| US9068428B2 (en) | 2012-02-13 | 2015-06-30 | Baker Hughes Incorporated | Selectively corrodible downhole article and method of use |
| JP5948124B2 (ja) * | 2012-04-18 | 2016-07-06 | 日本発條株式会社 | マグネシウム合金部材及びその製造方法 |
| US9605508B2 (en) | 2012-05-08 | 2017-03-28 | Baker Hughes Incorporated | Disintegrable and conformable metallic seal, and method of making the same |
| CN103131925B (zh) * | 2013-03-14 | 2015-07-15 | 河南科技大学 | 一种高强耐热复合稀土镁合金 |
| US9816339B2 (en) | 2013-09-03 | 2017-11-14 | Baker Hughes, A Ge Company, Llc | Plug reception assembly and method of reducing restriction in a borehole |
| CN103526141B (zh) * | 2013-09-05 | 2015-03-11 | 华南理工大学 | 一种镁基储氢材料及其制备方法 |
| US11167343B2 (en) | 2014-02-21 | 2021-11-09 | Terves, Llc | Galvanically-active in situ formed particles for controlled rate dissolving tools |
| US10865465B2 (en) | 2017-07-27 | 2020-12-15 | Terves, Llc | Degradable metal matrix composite |
| CA2936851A1 (en) | 2014-02-21 | 2015-08-27 | Terves, Inc. | Fluid activated disintegrating metal system |
| US9910026B2 (en) | 2015-01-21 | 2018-03-06 | Baker Hughes, A Ge Company, Llc | High temperature tracers for downhole detection of produced water |
| US10378303B2 (en) | 2015-03-05 | 2019-08-13 | Baker Hughes, A Ge Company, Llc | Downhole tool and method of forming the same |
| US10221637B2 (en) | 2015-08-11 | 2019-03-05 | Baker Hughes, A Ge Company, Llc | Methods of manufacturing dissolvable tools via liquid-solid state molding |
| US10016810B2 (en) | 2015-12-14 | 2018-07-10 | Baker Hughes, A Ge Company, Llc | Methods of manufacturing degradable tools using a galvanic carrier and tools manufactured thereof |
| CN109022981A (zh) * | 2018-09-27 | 2018-12-18 | 中北大学 | 一种高强度铸造镁锌合金锭的制备方法 |
| JP7315941B2 (ja) * | 2018-10-03 | 2023-07-27 | 地方独立行政法人東京都立産業技術研究センター | 粉末材料、及びマグネシウム合金部材の製造方法 |
Family Cites Families (23)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3147156A (en) * | 1960-05-13 | 1964-09-01 | Dow Chemical Co | Method of extrusion and extrusion billet therefor |
| US3183083A (en) * | 1961-02-24 | 1965-05-11 | Dow Chemical Co | Magnesium-base alloy |
| US3131095A (en) * | 1961-04-10 | 1964-04-28 | Dow Chemical Co | Magnesium-base alloy |
| JPS5270916A (en) * | 1975-11-07 | 1977-06-13 | Hitachi Ltd | Metal materials for hydrogen storage |
| FR2430458A1 (fr) * | 1978-07-07 | 1980-02-01 | Anvar | Nouveaux alliages metalliques de magnesium, leur preparation et leur application notamment au stockage de l'hydrogene |
| CA1177624A (en) * | 1980-04-03 | 1984-11-13 | Hee M. Lee | Hydrogen storage |
| AU544762B2 (en) * | 1981-03-25 | 1985-06-13 | Luxfer Group Limited | Magnesium base rare earth alloy |
| JPS5911652B2 (ja) * | 1982-03-15 | 1984-03-16 | 工業技術院長 | 水素貯蔵用合金 |
| ZA832570B (en) * | 1982-04-28 | 1984-01-25 | Energy Conversion Devices Inc | Improved rechargeable battery and electrode used therein |
| US4675157A (en) * | 1984-06-07 | 1987-06-23 | Allied Corporation | High strength rapidly solidified magnesium base metal alloys |
| US4765954A (en) * | 1985-09-30 | 1988-08-23 | Allied Corporation | Rapidly solidified high strength, corrosion resistant magnesium base metal alloys |
| US4853035A (en) * | 1985-09-30 | 1989-08-01 | Allied-Signal Inc. | Rapidly solidified high strength, corrosion resistant magnesium base metal alloys |
| US4857109A (en) * | 1985-09-30 | 1989-08-15 | Allied-Signal Inc. | Rapidly solidified high strength, corrosion resistant magnesium base metal alloys |
| GB8626276D0 (en) * | 1986-11-04 | 1986-12-31 | Chadwick G A | Magnesium alloy |
| GB2196986B (en) * | 1986-11-04 | 1990-12-12 | Geoffrey Allan Chadwick | Magnesium alloy |
| US4770850A (en) * | 1987-10-01 | 1988-09-13 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | Magnesium-calcium-nickel/copper alloys and articles |
| FR2642439B2 (no) * | 1988-02-26 | 1993-04-16 | Pechiney Electrometallurgie | |
| US4908181A (en) * | 1988-03-07 | 1990-03-13 | Allied-Signal Inc. | Ingot cast magnesium alloys with improved corrosion resistance |
| US4938809A (en) * | 1988-05-23 | 1990-07-03 | Allied-Signal Inc. | Superplastic forming consolidated rapidly solidified, magnestum base metal alloy powder |
| NZ230311A (en) * | 1988-09-05 | 1990-09-26 | Masumoto Tsuyoshi | High strength magnesium based alloy |
| FR2651244B1 (fr) * | 1989-08-24 | 1993-03-26 | Pechiney Recherche | Procede d'obtention d'alliages de magnesium par pulverisation-depot. |
| US5078807A (en) * | 1990-09-21 | 1992-01-07 | Allied-Signal, Inc. | Rapidly solidified magnesium base alloy sheet |
| US5087304A (en) * | 1990-09-21 | 1992-02-11 | Allied-Signal Inc. | Hot rolled sheet of rapidly solidified magnesium base alloy |
-
1989
- 1989-07-13 JP JP1179139A patent/JP2511526B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1990
- 1990-06-28 AU AU58006/90A patent/AU618487B2/en not_active Ceased
- 1990-07-05 CA CA002020484A patent/CA2020484C/en not_active Expired - Fee Related
- 1990-07-10 EP EP90113151A patent/EP0407964B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1990-07-10 DE DE69028009T patent/DE69028009T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1990-07-12 NO NO903122A patent/NO178795C/no not_active IP Right Cessation
-
1992
- 1992-08-17 US US07/931,655 patent/US5304260A/en not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE69028009D1 (de) | 1996-09-12 |
| EP0407964A2 (en) | 1991-01-16 |
| EP0407964A3 (no) | 1994-01-26 |
| NO903122L (no) | 1991-01-14 |
| JPH0347941A (ja) | 1991-02-28 |
| AU618487B2 (en) | 1991-12-19 |
| DE69028009T2 (de) | 1997-03-06 |
| AU5800690A (en) | 1991-02-28 |
| US5304260A (en) | 1994-04-19 |
| EP0407964B1 (en) | 1996-08-07 |
| CA2020484A1 (en) | 1991-01-14 |
| NO178795C (no) | 1996-06-05 |
| JP2511526B2 (ja) | 1996-06-26 |
| NO903122D0 (no) | 1990-07-12 |
| CA2020484C (en) | 1999-07-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| NO178795B (no) | Magnesiumbaserte legeringer med höy styrke | |
| EP0361136B1 (en) | High strength magnesium-based alloys | |
| KR920004680B1 (ko) | 높은 강도, 내열성 알루미늄-기재합금 | |
| EP0303100B1 (en) | High strength, heat resistant aluminum alloys and method of preparing wrought article therefrom | |
| KR930000846B1 (ko) | 고 강도 마그네슘-기재 합금 | |
| JP2000129378A (ja) | 高強度・高靭性Ｚｒ系非晶質合金 | |
| NO179799B (no) | Amorfe legeringer med utmerket bearbeidbarhet | |
| JP2004091868A (ja) | Ｃｕ基非晶質合金 | |
| EP0470599A1 (en) | High strength magnesium-based alloys | |
| EP0461633B1 (en) | High strength magnesium-based alloys | |
| JP2007092103A (ja) | 延性を有するマグネシウム基金属ガラス合金−金属粒体複合材 | |
| US5221376A (en) | High strength magnesium-based alloys | |
| JPH05171331A (ja) | 高強度マグネシウム基合金 | |
| JP2807374B2 (ja) | 高強度マグネシウム基合金およびその集成固化材 | |
| JPH01240632A (ja) | 耐食性アルミニウム基合金 | |
| JP2002332532A (ja) | 高降伏応力Ｚｒ系非晶質合金 | |
| JPH03267355A (ja) | アルミニウム―クロミウム系合金およびその製法 | |
| JP2000160308A (ja) | 高比強度Ｔｉ系非晶質合金 | |
| WO1999049095A1 (fr) | Alliage amorphe a base de titane | |
| JP2001254157A (ja) | Ｍｇ基非晶質合金 | |
| Nandi et al. | Development of amorphous and nano-aluminide dispersed Al-matrix composites by mechanical alloying | |
| JP2000345309A (ja) | 高強度・高耐蝕性Ｎｉ基非晶質合金 | |
| JP3000373B2 (ja) | アルミニウム基非晶質合金 | |
| JPS62149833A (ja) | 複合材料およびその製造方法 | |
| NO156572B (no) | Plater av hypoeutektiske aluminium-jernlegeringer samt fremgangsmaatefor deres fremstilling. |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM1K | Lapsed by not paying the annual fees |
Free format text: LAPSED IN JANUARY 2003 |