NO813966L - DISPERSION REINFORCED ALUMINUM ALLOY - Google Patents
DISPERSION REINFORCED ALUMINUM ALLOYInfo
- Publication number
- NO813966L NO813966L NO813966A NO813966A NO813966L NO 813966 L NO813966 L NO 813966L NO 813966 A NO813966 A NO 813966A NO 813966 A NO813966 A NO 813966A NO 813966 L NO813966 L NO 813966L
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- aluminum
- alloys
- alloy
- aluminum alloy
- accordance
- Prior art date
Links
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 title claims description 46
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 title claims description 3
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 34
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 27
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 17
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 15
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 238000007711 solidification Methods 0.000 claims description 11
- 230000008023 solidification Effects 0.000 claims description 11
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims description 10
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 claims description 9
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims description 7
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 6
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims description 6
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 5
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 5
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000007787 solid Substances 0.000 claims description 4
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 claims description 4
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims description 3
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- VBJZVLUMGGDVMO-UHFFFAOYSA-N hafnium atom Chemical compound [Hf] VBJZVLUMGGDVMO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims description 3
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 claims description 3
- GPPXJZIENCGNKB-UHFFFAOYSA-N vanadium Chemical compound [V]#[V] GPPXJZIENCGNKB-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 claims description 2
- 239000011236 particulate material Substances 0.000 claims 2
- 238000000280 densification Methods 0.000 claims 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 44
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 44
- 229910001069 Ti alloy Inorganic materials 0.000 description 14
- 239000000463 material Substances 0.000 description 12
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 11
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 7
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 7
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 description 5
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 4
- AZDRQVAHHNSJOQ-UHFFFAOYSA-N alumane Chemical class [AlH3] AZDRQVAHHNSJOQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000005056 compaction Methods 0.000 description 3
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 3
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 3
- 238000007712 rapid solidification Methods 0.000 description 3
- 239000003870 refractory metal Substances 0.000 description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 3
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910001182 Mo alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000000889 atomisation Methods 0.000 description 2
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 2
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 2
- TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N oxo(oxoalumanyloxy)alumane Chemical compound O=[Al]O[Al]=O TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 2
- 229910018084 Al-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910018192 Al—Fe Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 description 1
- 238000003917 TEM image Methods 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- JRBRVDCKNXZZGH-UHFFFAOYSA-N alumane;copper Chemical compound [AlH3].[Cu] JRBRVDCKNXZZGH-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- QQHSIRTYSFLSRM-UHFFFAOYSA-N alumanylidynechromium Chemical compound [Al].[Cr] QQHSIRTYSFLSRM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- WPPDFTBPZNZZRP-UHFFFAOYSA-N aluminum copper Chemical compound [Al].[Cu] WPPDFTBPZNZZRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 238000007710 freezing Methods 0.000 description 1
- 230000008014 freezing Effects 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 238000005469 granulation Methods 0.000 description 1
- 230000003179 granulation Effects 0.000 description 1
- 239000001307 helium Substances 0.000 description 1
- 229910052734 helium Inorganic materials 0.000 description 1
- SWQJXJOGLNCZEY-UHFFFAOYSA-N helium atom Chemical compound [He] SWQJXJOGLNCZEY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000011344 liquid material Substances 0.000 description 1
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 1
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 238000004663 powder metallurgy Methods 0.000 description 1
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 1
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 1
- 230000035939 shock Effects 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C1/0408—Light metal alloys
- C22C1/0416—Aluminium-based alloys
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
Description
Den foreliggende oppfinnelse vedrører aluminiumlegeringer som er bearbeidet ved pulvermetallugiske metoder som kan benyttes til fremstilling av gjenstander som har gode mekaniske egenskaper ved høyere temperaturer, i det minste opp til 350°C. The present invention relates to aluminum alloys which have been processed by powder metallurgical methods which can be used for the production of objects which have good mechanical properties at higher temperatures, at least up to 350°C.
Ifølge kjent teknikk er det gjort forsøk på å frembringe forbedrete aluminiumlegeringer ved pulvermetallurgiske metoder. Ved disse metoder er det benyttet høyere størkningshastigheter According to prior art, attempts have been made to produce improved aluminum alloys by powder metallurgical methods. In these methods, higher solidification rates are used
i forhold til dem som vanligvis oppnås ved konvensjonell stø-ping. Men størkningshastighetene har ikke vært tilstrekkelig høye til å danne anvendbare, metastabile faser i det begrensede antall legeringsystemer som er blitt studert. compared to those usually obtained by conventional casting. But solidification rates have not been sufficiently high to form useful metastable phases in the limited number of alloy systems that have been studied.
Følgende tidsskriftartikler behandler bearbeidelse av aluminiumlegeringer ved hurtig størkning: "Exchange of Experience and Information, Structures and Properties of Al-Cr and Al-Fe Alloys Prepared by the Atomization Technique", A.A. Bryukhovets, N.N. Barbashin, M.G. Ste-panova samt I.N. Fridlyander. Moskvas luftfartstekniske insti-tutt, oversatt fra "Poroshkovaya Metallurgiya, No. 1 (85), januar 1970, p. 108-111. The following journal articles deal with the processing of aluminum alloys by rapid solidification: "Exchange of Experience and Information, Structures and Properties of Al-Cr and Al-Fe Alloys Prepared by the Atomization Technique", A.A. Bryukhovets, N.N. Barbashin, M.G. Ste-panova and I.N. Fridlyander. Moscow Aeronautical Institute, translated from "Poroshkovaya Metallurgiya, No. 1 (85), January 1970, p. 108-111.
"On Aluminium Alloys with Refractory Elements, Obtained by Granulation", av V.I. Dobatkin og V.I. Elagin, Sov. J. Non-Ferrous Metals, august 1966, p. 89-93. "On Aluminum Alloys with Refractory Elements, Obtained by Granulation", by V.I. Dobatkin and V.I. Elagin, Sleep. J. Non-Ferrous Metals, August 1966, pp. 89-93.
"Fast Freezing by Atomization for Aluminum Alloy Develop-ment" av W. Rostoker, R.P. Dudek, C. Freda og R.E. Russell. International Journal of Powder Metallurgy, p. 139-148. "Fast Freezing by Atomization for Aluminum Alloy Development" by W. Rostoker, R.P. Dudek, C. Freda and R.E. Russell. International Journal of Powder Metallurgy, pp. 139-148.
US-patentskrifter 4.002.502, 4.127.426, 4.139.400 og 4.193.822 vedrører alle aluminiumlegeringer som inneholder jern som hovedlegeringsbestanddel. I US-patentskrift 4.127.426 er det også beskrevet hurtig størkning av en legering som inneholder opp til 5% jern. US Patents 4,002,502, 4,127,426, 4,139,400 and 4,193,822 all relate to aluminum alloys containing iron as a major alloying element. In US patent 4,127,426, rapid solidification of an alloy containing up to 5% iron is also described.
Hovedformålet med den foreliggende oppfinnelse er å frem-stille gjenstander av aluminiumlegeringer, som har gode mekaniske egenskaper ved temperaturer på opp til minst 350°C. The main purpose of the present invention is to produce articles of aluminum alloys, which have good mechanical properties at temperatures of up to at least 350°C.
Et annet formål med oppfinnelsen er å frembringe en klasse aluminiumlegeringer som kan bearbeides ved pulvermetallurgiske metoder til gjenstander med høy fasthet. Another purpose of the invention is to produce a class of aluminum alloys which can be processed by powder metallurgical methods into objects with high strength.
Enda et formål med oppfinnelsen er å frembringe en pulver-metallurgisk metode som kan benyttes for en klasse aluminiumlegeringer til fremstilling av gjenstander med meget gode mekaniske egenskaper ved høyere temperaturer. Another purpose of the invention is to produce a powder metallurgical method which can be used for a class of aluminum alloys for the production of objects with very good mechanical properties at higher temperatures.
Oppfinnelsen vedrører aluminiumlegeringer som er forsterket ved hjelp av utskilling. Utskillingsherdete aluminiumlegeringer er kjent. Typiske slike legeringer er de legeringer som er basert på aluminium-kobbersystemet (såsom 2024). I et slikt klassisk utskillingsherdingssystem dras det fordel av avtagende fast oppløselighet av et grunnstoff i et annet, slik at det kan oppnås en kontrollert utskilling ved varmebehandling. Når det gjelder aluminium-kobbersystemet muliggjør den avtagende faste oppløselighet av kobber og aluminium utvikling og styring av utskilte partikler basert på CuA^• Idet den faste oppløselighet for kobber og aluminium øker med tempera-turen, har slike materialer bare begrenset evne til å motstå påkjenninger ved høyere temperaturer på grunn av at den utskilte fase er tilbøyelig til å oppløse seg ved høyere temperaturer . The invention relates to aluminum alloys which are strengthened by means of precipitation. Precipitation hardened aluminum alloys are known. Typical such alloys are those based on the aluminium-copper system (such as 2024). In such a classic precipitation hardening system, advantage is taken of the decreasing solid solubility of one basic substance in another, so that a controlled precipitation can be achieved by heat treatment. In the case of the aluminum-copper system, the decreasing solid solubility of copper and aluminum enables the development and control of separated particles based on CuA^• As the solid solubility of copper and aluminum increases with temperature, such materials have only limited ability to withstand stresses at higher temperatures because the separated phase tends to dissolve at higher temperatures.
En annen klasse legeringer som er forsterket med partikler er de som er kjent som SAP-legeringer. Gjenstander av SAP-legeringer fremstilles ved pulvermetallurgiske metoder hvor aluminiumlegeringspulver oksyderes og deretter komprimeres og kaldbearbeides sterkt. Resultatet av denne behandling er utvikling av en struktur som inneholder findelte, atskilte partikler av aluminiumoksyd. Som følge av at aluminiumoksyd er stort sett uoppløselig i aluminium er denne klasse legeringer mer stabil ved høyere temperaturer enn utskillingslege-ringene som er dannet ved en ekte utskilling. Another class of alloys that are reinforced with particles are those known as SAP alloys. Objects of SAP alloys are produced by powder metallurgical methods where aluminum alloy powder is oxidized and then compressed and cold-worked strongly. The result of this treatment is the development of a structure containing finely divided, separated particles of aluminum oxide. Due to the fact that aluminum oxide is largely insoluble in aluminium, this class of alloys is more stable at higher temperatures than the precipitation alloys which are formed by a true precipitation.
Den foreliggende oppfinnelse vedrører en klasse legeringer som i noen henseender kombinerer fordelene til begge typer materialer som er beskrevet ovenfor. Aluminiumlegeringene ifølge oppfinnelsen er forsterket ved hjelp av en utskilling basert på jern og ett eller flere tungtsmeltelige grunnstoffer. Både jern og de tungtsmeltelige grunnstoffer har en meget liten fast oppløselighet i aluminium og kan for de fleste praktiske formål sies å være uoppløselig i aluminium. Som en følge er utskilte partikler basert på jern og de tungtsmeltelige grunnstoffer nokså stabile i aluminium selv ved høyere temperaturer. Legeringene fremstilles ifølge en fremgangsmåte som omfatter hurtig størkning fra smeiten ved hastigheter som fortrinnsvis overskrider 10^°C pr. sekund. Denne høye størkningshastighet sikrer at de utskilte partikler, som dannes ved størkning fra smeiten, er findelte og jevnt dispergerte. Det korte tidsrom som er involvert i størkningen tillater ikke betydelig partik-kelvekst. Dersom størkningshastigheten er tilstrekkelig høy vil resultatet være dannelse av amorfe eller ikke-krystallinske områder som er rike på jern og de tungtsmeltelige grunnstoffer. Dette er et foretrukket resultat, idet disse amorfe områder The present invention relates to a class of alloys which in some respects combine the advantages of both types of materials described above. The aluminum alloys according to the invention are reinforced by means of a separation based on iron and one or more difficult-to-melt elements. Both iron and the hard-melting elements have a very low fixed solubility in aluminum and can for most practical purposes be said to be insoluble in aluminium. As a result, separated particles based on iron and the low-melting elements are quite stable in aluminum even at higher temperatures. The alloys are produced according to a method which includes rapid solidification from the smelting at speeds which preferably exceed 10^°C per second. This high solidification rate ensures that the separated particles, which are formed by solidification from the melt, are finely divided and evenly dispersed. The short time involved in solidification does not allow for significant particle growth. If the solidification rate is sufficiently high, the result will be the formation of amorphous or non-crystalline areas that are rich in iron and the hard-to-melt elements. This is a preferred result, as these amorphous regions
kan dekomponeres på styrt måte ved varmebehandling, hvorved det oppnås en meget findelt dispersjon av utskilte partikler. can be decomposed in a controlled manner by heat treatment, whereby a very finely divided dispersion of excreted particles is achieved.
Enhver kjølehastighet som overstiger ca. 10 5°C pr. sekund vil frembringe forbindelser av jern og tungtsmeltelig metall, som har en metastabil struktur som ikke er i likevekt. I det ekstreme tilfelle vil strukturen være amorf, mens det ved lavere avkjølingshastigheter vil oppstå en rekke forskjellige krystallinske utskillingsstrukturer som ikke er i likevekt. Any cooling rate that exceeds approx. 10 5°C per second will produce compounds of iron and refractory metal, which have a metastable structure that is not in equilibrium. In the extreme case, the structure will be amorphous, while at lower cooling rates, a number of different crystalline precipitate structures will arise which are not in equilibrium.
Det antas at utskillingsstrukturene omformes gjennom disse forskjellige strukturer mot likevektsstrukturen under eksponering ved høyere temperaturer. It is assumed that the excretory structures are reshaped through these different structures towards the equilibrium structure during exposure at higher temperatures.
Aluminiumlegeringspulveret som dannes slik komprimeres til dannelse av en voluminøs gjenstand. Mange forskjellige komprimeringsmetoder kan benyttes så lenge legeringens temperatur ikke stiger vesentlig over ca. 350°C i et tidsrom av betydelig varighet. The aluminum alloy powder thus formed is compressed to form a bulky article. Many different compression methods can be used as long as the temperature of the alloy does not rise significantly above approx. 350°C for a period of considerable duration.
Oppfinnelsen vil bli nærmere forklart i det etterfølgende under henvisning til de medfølgende tegninger, hvor: Fig. 1 viser bruddfastheten som en funksjon av temperatur for atskillige konvensjonelle aluminium- og titanlegeringer samt en legering ifølge oppfinnelsen. Fig. 2 viser den konvensjonelle flytegrense som en funksjon av temperatur for atskillige konvensjonelle aluminium- The invention will be explained in more detail below with reference to the accompanying drawings, where: Fig. 1 shows the fracture toughness as a function of temperature for several conventional aluminum and titanium alloys as well as an alloy according to the invention. Fig. 2 shows the conventional yield strength as a function of temperature for several conventional aluminium-
og titanlegeringer og en legering ifølge oppfinnelsen.and titanium alloys and an alloy according to the invention.
Fig. 3 viser spenning-bruddegenskaper som en funksjon av temperatur for atskillige konvensjonelle aluminium- og titanlegeringer' samt en legering ifølge oppfinnelsen.Fig. 3 shows stress-rupture properties as a function of temperature for several conventional aluminum and titanium alloys' as well as an alloy according to the invention.
Fig. 4 viser et mikrofotografi av en legering ifølge oppfinnelsen etter eksponering ved en høyere temperatur. Fig. 4 shows a photomicrograph of an alloy according to the invention after exposure at a higher temperature.
Når det gjelder egenhetene ved oppfinnelsen er legeringene basert på aluminium og inneholder fra 5 til 15 vekt% jern og fra 1 til 5 vekt% av minst ett tungtsmeltelig metall valgt blant niob, zirkonium, hafnium, titan, molybden, krom, wolfram og vanadium og blandinger av disse. Fortrinnsvis foreligger det tungtsmeltelige metall i en mengde på fra 15 til 35% av jerninnholdet. Disse tungtsmeltelige grunnstoffer forbinder seg med jernet og danner en forsterkende utskillingsfase basert på Al^Fe, hvor det tungtsmeltelige metall delvis erstatter noe av jernet. As regards the peculiarities of the invention, the alloys are based on aluminum and contain from 5 to 15% by weight of iron and from 1 to 5% by weight of at least one low-melting metal chosen from among niobium, zirconium, hafnium, titanium, molybdenum, chromium, tungsten and vanadium and mixtures of these. Preferably, the difficult-to-melt metal is present in an amount of from 15 to 35% of the iron content. These low-melting elements combine with the iron and form a reinforcing precipitate phase based on Al^Fe, where the low-melting metal partially replaces some of the iron.
Det antas at oppfinnelsen i stor grad er en iakttagelseIt is believed that the invention is largely an observation
av denne anvendbare forsterkende fase, og mange andre grunnstoffer vil kunne tilsettes til denne legering for forskjellige formål, såsom økt forsterkning av fast oppløsning og forbedret korrosjonsbestandighet uten materiell påvirkning av den for-sterkningseffekt som oppnås med utskillingen ifølge oppfinnelsen. Oppfinnelsen kan av den grunn grovt beskrives som en fast oppløsningsgrunnmasse av aluminium, som kan inneholde opp til 5 vekt% av et forsterkende grunnstoff for den faste oppløsning, hvorved det forsterkende grunnstoff også inneholder fra 5 til 30 volum% av en forsterkende utskilling basert på jern og minst ett av de ovennevnte tungtsmeltelige metaller. Disse forsterkende partikler har en gjennomsnittlig diameter på mindre enn 0,05 um, fortrinnsvis mindre enn 0,03 um, og har typisk en innbyrdes avstand på mindre enn 0,2 um. of this usable reinforcing phase, and many other elements can be added to this alloy for various purposes, such as increased strengthening of solid solution and improved corrosion resistance without materially affecting the strengthening effect achieved with the precipitation according to the invention. The invention can therefore be roughly described as a solid solution base mass of aluminium, which can contain up to 5% by weight of a reinforcing basic substance for the solid solution, whereby the reinforcing basic substance also contains from 5 to 30% by volume of a reinforcing precipitate based on iron and at least one of the above-mentioned refractory metals. These reinforcing particles have an average diameter of less than 0.05 µm, preferably less than 0.03 µm, and typically have a mutual distance of less than 0.2 µm.
En slik struktur kan så vidt en vet bare oppnås ved størk-ning ved høy hastighet. For å oppnå en slik struktur er det nødvendig å anbringe legeringen i en smeltet form med en betydelig grad av overhete og å størkne denne legering til partikkelform med en hastighet på over 10^°C pr. sekund. Dersom innhol-dene av jern og tungtsmeltelig metall økes vil det være nødven-dig med en høyere avkjølingshastighet for å oppnå samme struktur som ikke er i likevekt. Selv om der er kjent atskillige metoder som kan frembringe slike høye størkningshastigheter, As far as is known, such a structure can only be achieved by solidification at high speed. In order to achieve such a structure, it is necessary to place the alloy in a molten form with a significant degree of superheat and to solidify this alloy into particle form at a rate of over 10^°C per minute. second. If the contents of iron and refractory metal are increased, a higher cooling rate will be necessary to achieve the same structure which is not in equilibrium. Although several methods are known which can produce such high solidification rates,
er disse metoder hovedsakelig egnet for laboratoriefremstilling av små kvanta materiale. Den metode som fortrinnsvis benyttes these methods are mainly suitable for laboratory production of small quantities of material. The method that is preferably used
til fremstilling av kommersielle kvanta av dette materiale er kjent som RSR-metoden. Ved denne metode anvendes det en horisontalt anordnet skive som roteres med en hastighet på 20.000-30.000 omdr./min., mens materialet som skal atomiseres helles på skiven. Den roterende skive kaster det væskeformete materialet av, hvoretter det avkjøles ved hjelp av stråler av heliumgass. Prosessen er beskrevet i US-patentskrifter 4.025.249, 4.053.264 og 4.078.873. Selv om dette er den foretrukne metode er avkjølingshastigheten det viktige, mer enn de trekk ved metoden som benyttes for å oppnå avkjølingshastig-heten. En annen fordel ved den foretrukne metode er renheten til pulveret som fremstilles. Aluminium er et reaktivt grunnstoff, og det er ønskelig at oksydasjon av pulveret minimali-seres eller unngås. Dette nødvendiggjør et rent prosessapparat, og den ovenfor beskrevne metode tilfredsstiller disse behov. for the production of commercial quantities of this material is known as the RSR method. In this method, a horizontally arranged disc is used which is rotated at a speed of 20,000-30,000 rpm, while the material to be atomized is poured onto the disc. The rotating disk throws off the liquid material, after which it is cooled by means of jets of helium gas. The process is described in US patents 4,025,249, 4,053,264 and 4,078,873. Although this is the preferred method, the cooling rate is what is important, more than the features of the method used to achieve the cooling rate. Another advantage of the preferred method is the purity of the powder produced. Aluminum is a reactive element, and it is desirable that oxidation of the powder is minimized or avoided. This necessitates a clean process apparatus, and the method described above satisfies these needs.
Etter at materialet er fremstilt i partikkelform, komprimeres materialet til dannelse av en gjenstand med anvendbare dimensjoner. Denne komprimering kan utføres under anvendelse av mange forskjellige fremgangsmåter som er kjent for fagfolk på metallurgiområdet. En nødvendig betingelse er imidlertid at materialet ikke utsettes for temperaturer vesentlig over 350°C i et tidsrom av vesentlig varighet. Eksponering for temperaturer på over ca. 350°C vil resultere i at de forsterkende utskilte partikler blir grovere og at de mekaniske egenskaper avtar i en uønsket grad. Komprimeringsmetoder som har vært benyttet med gunstig resultat omfatter ekstrudering ved temperaturer på ca. 300°C. En annen komprimeringsmetode som synes praktisk er dynamisk komprimering under anvendelse av en støt-bølge for å binde pulverpartiklene sammen uten å bevirke vesentlig temperaturøkning. After the material is produced in particulate form, the material is compressed to form an object of usable dimensions. This compaction can be carried out using many different methods known to those skilled in the art of metallurgy. A necessary condition, however, is that the material is not exposed to temperatures significantly above 350°C for a period of significant duration. Exposure to temperatures above approx. 350°C will result in the reinforcing separated particles becoming coarser and the mechanical properties decreasing to an undesirable degree. Compression methods that have been used with favorable results include extrusion at temperatures of approx. 300°C. Another compaction method that seems practical is dynamic compaction using a shock wave to bind the powder particles together without causing a significant increase in temperature.
Som antydet ovenfor kan denne klasse legeringer oppvise en rekke utskillingsstrukturer som varierer fra amorf til like-vektkrystallstrukturen. Dersom det har vært benyttet særlig høye størkningshastigheter, slik at det foreligger en betydelig mengde av den amorfe fase, kan det være ønskelig med kontrollert omdannelse av denne fase til en annen mer stabil, krys-tallinsk fase før gjenstanden tas i bruk. Dette kan lettvint oppnås ved varmebehandling av den komprimerte gjenstand ved en temperatur på mellom 50 og 300°C i et tidsrom som er tilstrekkelig til å bevirke en ønsket omvandling. As indicated above, this class of alloys can exhibit a variety of precipitation structures varying from amorphous to the equilibrium crystal structure. If particularly high solidification rates have been used, so that there is a significant amount of the amorphous phase, it may be desirable to have a controlled transformation of this phase into another more stable, crystalline phase before the object is put into use. This can easily be achieved by heat treating the compressed object at a temperature of between 50 and 300°C for a period of time sufficient to effect a desired transformation.
De ovenfor beskrevne trekk ved den foreliggende oppfinnelse kan bli bedre forstått ved hjelp av figurene. Fig. 1, The above-described features of the present invention can be better understood with the help of the figures. Fig. 1,
2 og 3 viser de "mekaniske egenskaper for en spesiell sammen-setning bearbeidet ifølge oppfinnelsen, sammenliknet med atskillige eksisterende aluminiumlegeringer med høy fasthet og to vanlige titanlegeringer. Aluminiumlegeringenes sammenset-ning er vist i tabell 1 nedenfor. 2 and 3 show the mechanical properties of a special composition processed according to the invention, compared with several existing aluminum alloys with high strength and two common titanium alloys. The composition of the aluminum alloys is shown in table 1 below.
Slike titan- og aluminiumlegeringer anvendes vanligvis når det er behov for høy fasthet og lav densitet. Titanlegeringer er generelt sterkere og bibeholder deres fasthet ved høyere temperaturer enn aluminiumlegeringene gjør. Men titan er mye kostbarere enn aluminium, og der er følgelig et stort behov for aluminiumlegeringer med høyere fasthet, særlig legeringer som kan bibeholde sin fasthet ved høyere temperaturer. Legeringene ifølge den foreliggende oppfinnelse fyller kløften i egenskaper mellom konvensjonelle aluminiumlegeringer og titanlegeringer . Such titanium and aluminum alloys are usually used when there is a need for high strength and low density. Titanium alloys are generally stronger and retain their strength at higher temperatures than aluminum alloys do. But titanium is much more expensive than aluminium, and there is consequently a great need for aluminum alloys with higher strength, especially alloys that can retain their strength at higher temperatures. The alloys according to the present invention fill the gap in properties between conventional aluminum alloys and titanium alloys.
For anvendelse i roterende maskiner hvor spenningeneFor use in rotating machines where the voltages
som utøves på en komponent i stor utstrekning er resultatet av sentrifugalkraft som virker på komponenten, er det ikke så mye den absolutte fasthet som er av viktighet som forholdet mellom fasthet og densitet. Det er klart at en gjenstand med høy densitet vil generere høyere indre spenninger enn en tilsvarende gjenstand med lavere densitet. Titanlegeringer har noe høyere densitet enn aluminiumlegeringer. Hver av figurene 1, 2 og 3 inneholder en streket linje som representerer en teoretisk legering med fasthets/densitetsforholdet for en van-lig titan- legering (TI-6A1-4V) kombinert med densiteten for en typisk aluminiumlegering. Dersom det kunne utvikles en aluminiumlegering med like gode eller bedre egenskaper enn de som exerted on a component is largely the result of centrifugal force acting on the component, it is not so much the absolute firmness that is important as the ratio between firmness and density. It is clear that an object with a high density will generate higher internal stresses than an equivalent object with a lower density. Titanium alloys have a somewhat higher density than aluminum alloys. Each of Figures 1, 2 and 3 contains a dashed line representing a theoretical alloy with the strength/density ratio of a common titanium alloy (TI-6A1-4V) combined with the density of a typical aluminum alloy. If an aluminum alloy could be developed with as good or better properties than those that
er angitt med den strekete linje, ville en slik legering i mange henseender svare til titan ved anvendelser med høy ytel-se, særlig i roterende maskiner.' is indicated by the dashed line, such an alloy would in many respects correspond to titanium in high performance applications, particularly in rotating machinery.'
Det ble fremstilt en legering ifølge oppfinnelsen, ogAn alloy according to the invention was produced, and
hos denne spesielle legering ble visse mekaniske egenskaper bestemt. Legeringen var en enkel legering som inneholdt 8 vekt% jern, 2 vekt% molybden mens resten var aluminium, og den ble fremstilt under anvendelse av den ovenfor beskrevne prosess med høy- størkningshastighet med en avkjølingshastighet på over 10 °C pr. sekund. Resultatet av denne avkjølingsprosess var et pulvermateriale som ble komprimert og varmekstrudert til dannelse av et materiale som det ble fremstilt testprøver av. in this particular alloy, certain mechanical properties were determined. The alloy was a simple alloy containing 8 wt% iron, 2 wt% molybdenum with the remainder being aluminium, and it was produced using the high solidification rate process described above with a cooling rate of over 10°C per second. The result of this cooling process was a powder material which was compressed and hot-extruded to form a material from which test samples were prepared.
Fig. 1 viser bruddfastheten som en funksjon av tempera-turen for atskillige konvensjonelle aluminium- og titanlegeringer. Det er også vist en kurve som illustrerer egenskapene til den ovenfor beskrevne Al-8% Fe-2% Mo-legering, samt en streket linje som viser bruddfastheten for en teoretisk legering som har samme fasthets/densitetsforhold som Ti-6%A1-4%V Fig. 1 shows the fracture toughness as a function of temperature for several conventional aluminum and titanium alloys. Also shown is a curve illustrating the properties of the Al-8% Fe-2% Mo alloy described above, as well as a dashed line showing the breaking strength for a theoretical alloy that has the same strength/density ratio as Ti-6%A1-4 %V
og aluminiums densitet. En aluminiumlegering med denne kombina-sjon av fasthet og densitet ville kunne direkte erstatte Ti-6A1-4V i roterende maskiner. Det kan sees at når det gjelder bruddfasthet ved høyere temperaturer er legeringen ifølge oppfinnelsen vesentlig bedre enn de konvensjonelle aluminiumlegeringer med høy fasthet. Fra temperaturer på 100°C og oppover er legeringen ifølge oppfinnelsen sterkere enn kjente aluminiumlegeringer. Ved høyere temperaturer, såsom 290°C, er bedringen for legeringen ifølge oppfinnelsen betydelig, idet den ster-keste konvensjonelle aluminiumlegering ved 290°C har en bruddfasthet på ca. 137,9 MPa, mens legeringen ifølge oppfinnelsen har dobbel så høy fasthet, 275,8 MPa. Som en sammenlikning ville den teoretiske aluminiumlegering med samme forhold mellom fasthet og densitet som titan ha en bruddfasthet på 413,7 MPa. Når det gjelder bruddfasthet som en funksjon av temperatur fyller legeringen således kløften mellom konvensjonelle aluminiumlegeringer og titanlegeringer. and aluminum density. An aluminum alloy with this combination of strength and density could directly replace Ti-6A1-4V in rotating machines. It can be seen that when it comes to fracture toughness at higher temperatures, the alloy according to the invention is significantly better than the conventional aluminum alloys with high strength. From temperatures of 100°C and upwards, the alloy according to the invention is stronger than known aluminum alloys. At higher temperatures, such as 290°C, the improvement for the alloy according to the invention is significant, as the strongest conventional aluminum alloy at 290°C has a breaking strength of approx. 137.9 MPa, while the alloy according to the invention has twice as high a strength, 275.8 MPa. As a comparison, the theoretical aluminum alloy with the same ratio between strength and density as titanium would have a breaking strength of 413.7 MPa. When it comes to fracture toughness as a function of temperature, the alloy thus fills the gap between conventional aluminum alloys and titanium alloys.
Fig. 2 viser en tilsvarende sammenlikning mellom fasthet og temperatur, med unntagelse av at den viste fasthets-parameter er konvensjonell flytegrense (målt ved 0,2% varig forlengelse). Igjen er det vist kurver for konvensjonelle høyfasthets-aluminiumlegeringer og -titanlegeringer, og en streket linje viser den konvensjonelle flytegrense for en aluminiumlegering som har samme forhold mellom flytegrense og densitet som Ti-6A1-4V. Når det gjelder konvensjonell flytegrense er legeringen ifølge oppfinnelsen (Al-8Fe-2Mo) meget nær den teoretiske legering og er markert bedre enn de konvensjonelle høyfasthets-aluminiumlegeringer. Et vesentlig trekk som fremgår av fig. 2 er at de konvensjonelle høyfasthets-aluminiumlegeringer alle har et vesentlig fall i konvensjonell flytegrense i temperaturområdet fra ca. 125°C til ca. 250°C. Legeringen ifølge oppfinnelsen viser ikke et skarpt fall i konvensjonell flytegrense før en temperatur på opp imot 350°C. Dette er en økning på ca. 100°C i anvendbare driftstempera-turer, og dette er en vesentlig fordel for materialet ifølge den foreliggende oppfinnelse. Den økte mykningstemperatur for legeringen ifølge oppfinnelsen er en indikasjon på større legering sst ab ili tet. Fig. 3 viser spenning-bruddegenskaper for forskjellige høyfasthets-aluminium- og titanlegeringer som en funksjon av temperatur. Igjen er egenskapene for en teoretisk aluminiumlegering med samme forhold mellom fasthet og densitet som Ti-. 6%A1-4%V vist. De viste kurver angir den spenning som er nødven-dig ved en gitt temperatur for å frembringe svikt i en prøve etter 1000 timers eksponering. Igjen viser legeringen ifølge oppfinnelsen seg å være bedre enn de konvensjonelle høyfasthets-aluminiumlegeringer. Fig. 2 shows a corresponding comparison between firmness and temperature, with the exception that the firmness parameter shown is conventional yield strength (measured at 0.2% permanent elongation). Again, curves are shown for conventional high-strength aluminum alloys and titanium alloys, and a dashed line shows the conventional yield strength for an aluminum alloy that has the same ratio between yield strength and density as Ti-6A1-4V. When it comes to conventional yield strength, the alloy according to the invention (Al-8Fe-2Mo) is very close to the theoretical alloy and is markedly better than the conventional high-strength aluminum alloys. An important feature that appears from fig. 2 is that the conventional high-strength aluminum alloys all have a significant drop in conventional yield strength in the temperature range from approx. 125°C to approx. 250°C. The alloy according to the invention does not show a sharp drop in conventional yield strength before a temperature of up to 350°C. This is an increase of approx. 100°C in applicable operating temperatures, and this is a significant advantage for the material according to the present invention. The increased softening temperature for the alloy according to the invention is an indication of greater alloy strength. Fig. 3 shows stress-rupture properties of various high-strength aluminum and titanium alloys as a function of temperature. Again, the properties are for a theoretical aluminum alloy with the same ratio between strength and density as Ti-. 6%A1-4%V shown. The curves shown indicate the stress that is necessary at a given temperature to produce failure in a sample after 1000 hours of exposure. Again, the alloy according to the invention proves to be better than the conventional high-strength aluminum alloys.
Fig. 4 viser et transmisjonselektronmikrofotografi avFig. 4 shows a transmission electron micrograph of
det ovenfor beskrevne aluminium-8Fe-2Mo-materiale etter eksponering ved 290°C.i 4 timer. Det vesentlige trekk som sees på mikrofotografiet er at utskillingsfasen er meget findelt selv etter eksponering ved temperaturer og tidsrom som ville bevirke betydelig mykning i alle konvensjonelle aluminiumlegeringer. Utskillingsstrukturen sees generelt å være av størrelsesorden 0,01[am i størrelse etter denne behandling. the aluminum-8Fe-2Mo material described above after exposure at 290°C for 4 hours. The essential feature seen in the photomicrograph is that the precipitated phase is very finely divided even after exposure at temperatures and times which would cause significant softening in all conventional aluminum alloys. The excretory structure is generally seen to be of the order of 0.01 µm in size after this treatment.
Legeringene ifølge oppfinnelsen har også høyere elastisi-tetsmoduler enn de konvensjonelle aluminiumlegeringer. Elasti-sitetsmodulen står i forbindelse med legeringens stivhet, og høye modulverdier er ønskelige for anvendelser i konstruk-sjoner. Konvensjonelle aluminiumlegeringer har modulverdier på ca. 68950MPa, og konvensjonelle titanlegeringer har modulverdier på 96430-110320MPa. Den målte modulverdi for den ovenfor beskrevne Al-8% Fe-2%Mo-lege.ring er 85498MPa. Området for modulverdiene for legeringene ifølge oppfinnelsen vil være 82740-110320MPa. The alloys according to the invention also have higher modulus of elasticity than the conventional aluminum alloys. The modulus of elasticity is related to the stiffness of the alloy, and high modulus values are desirable for applications in constructions. Conventional aluminum alloys have modulus values of approx. 68950MPa, and conventional titanium alloys have modulus values of 96430-110320MPa. The measured modulus value for the Al-8% Fe-2%Mo alloy described above is 85498MPa. The range for the modulus values for the alloys according to the invention will be 82740-110320MPa.
Claims (7)
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US20956880A | 1980-11-24 | 1980-11-24 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| NO813966L true NO813966L (en) | 1982-05-25 |
Family
ID=22779287
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NO813966A NO813966L (en) | 1980-11-24 | 1981-11-23 | DISPERSION REINFORCED ALUMINUM ALLOY |
Country Status (14)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57116741A (en) |
| AU (1) | AU548469B2 (en) |
| BE (1) | BE891067A (en) |
| BR (1) | BR8107141A (en) |
| CA (1) | CA1177286A (en) |
| CH (1) | CH646999A5 (en) |
| DE (1) | DE3144445A1 (en) |
| ES (1) | ES507377A0 (en) |
| FR (1) | FR2494722A1 (en) |
| GB (1) | GB2088409B (en) |
| IL (1) | IL64191A (en) |
| IT (1) | IT1144940B (en) |
| NO (1) | NO813966L (en) |
| SE (1) | SE8106934L (en) |
Families Citing this family (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4805686A (en) * | 1983-10-03 | 1989-02-21 | Allied-Signal Inc. | An apparatus for forming aluminum-transition metal alloys having high strength at elevated temperatures |
| US4743317A (en) * | 1983-10-03 | 1988-05-10 | Allied Corporation | Aluminum-transition metal alloys having high strength at elevated temperatures |
| EP0147769B1 (en) * | 1983-12-19 | 1990-10-17 | Sumitomo Electric Industries Limited | Dispersion-strengthened heat- and wear-resistant aluminum alloy and process for producing same |
| US4715893A (en) * | 1984-04-04 | 1987-12-29 | Allied Corporation | Aluminum-iron-vanadium alloys having high strength at elevated temperatures |
| JPS6148551A (en) * | 1984-08-13 | 1986-03-10 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | Formed material having superior strength at high temperature made of aluminium alloy material solidified by rapid cooling |
| EP0222002B1 (en) * | 1985-05-17 | 1992-09-16 | Aluminum Company Of America | Alloy toughening method |
| GB8519691D0 (en) * | 1985-08-06 | 1985-09-11 | Secretary Trade Ind Brit | Sintered aluminium alloys |
| DE3533233A1 (en) * | 1985-09-18 | 1987-03-19 | Vaw Ver Aluminium Werke Ag | HIGH-TEMPERATURE-RESISTANT ALUMINUM ALLOY AND METHOD FOR THEIR PRODUCTION |
| JPS62270704A (en) * | 1986-05-19 | 1987-11-25 | Kobe Steel Ltd | Production of aluminum alloy solidified by rapid cooling and having improved workability and heat resistance |
| GB2196647A (en) * | 1986-10-21 | 1988-05-05 | Secr Defence | Rapid solidification route aluminium alloys |
| US4889582A (en) * | 1986-10-27 | 1989-12-26 | United Technologies Corporation | Age hardenable dispersion strengthened high temperature aluminum alloy |
| JPH01100234A (en) * | 1987-10-12 | 1989-04-18 | Alum Funmatsu Yakin Gijutsu Kenkyu Kumiai | Heat-resistant aluminum alloy and its manufacture |
| RU2487186C1 (en) * | 2012-03-06 | 2013-07-10 | Общество с ограниченной ответственностью "Компакт-Д" | Method to strengthen light alloys |
| FR3086873B1 (en) * | 2018-10-05 | 2022-05-27 | C Tec Constellium Tech Center | METHOD FOR MANUFACTURING AN ALUMINUM ALLOY PART |
| CN115612880B (en) * | 2022-10-28 | 2023-07-21 | 上海交通大学 | Nano amorphous alloy particle reinforced aluminum-based composite material and preparation method thereof |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR1195247A (en) * | 1956-12-14 | 1959-11-16 | Kaiser Aluminium Chem Corp | Aluminum alloys |
| GB846530A (en) * | 1957-05-08 | 1960-08-31 | Aluminum Co Of America | Hot-worked aluminium base alloy powder article |
| US2963780A (en) * | 1957-05-08 | 1960-12-13 | Aluminum Co Of America | Aluminum alloy powder product |
| US3380820A (en) * | 1965-09-15 | 1968-04-30 | Gen Motors Corp | Method of making high iron content aluminum alloys |
| GB1192030A (en) * | 1967-12-30 | 1970-05-13 | Ti Group Services Ltd | Aluminium Alloys |
| GB1362209A (en) * | 1971-10-02 | 1974-07-30 | Ti Group Services Ltd | Aluminium products |
-
1981
- 1981-08-18 CA CA000384090A patent/CA1177286A/en not_active Expired
- 1981-11-02 IL IL64191A patent/IL64191A/en not_active IP Right Cessation
- 1981-11-04 BR BR8107141A patent/BR8107141A/en unknown
- 1981-11-09 FR FR8120914A patent/FR2494722A1/en not_active Withdrawn
- 1981-11-09 DE DE19813144445 patent/DE3144445A1/en not_active Ceased
- 1981-11-10 BE BE0/206502A patent/BE891067A/en not_active IP Right Cessation
- 1981-11-13 GB GB8134270A patent/GB2088409B/en not_active Expired
- 1981-11-16 CH CH734981A patent/CH646999A5/en not_active IP Right Cessation
- 1981-11-18 IT IT25153/81A patent/IT1144940B/en active
- 1981-11-20 JP JP56186763A patent/JPS57116741A/en active Pending
- 1981-11-23 AU AU77741/81A patent/AU548469B2/en not_active Ceased
- 1981-11-23 SE SE8106934A patent/SE8106934L/en not_active Application Discontinuation
- 1981-11-23 ES ES507377A patent/ES507377A0/en active Granted
- 1981-11-23 NO NO813966A patent/NO813966L/en unknown
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| ES8206651A1 (en) | 1982-08-16 |
| BR8107141A (en) | 1982-07-20 |
| DE3144445A1 (en) | 1982-08-26 |
| AU548469B2 (en) | 1985-12-12 |
| CH646999A5 (en) | 1984-12-28 |
| JPS57116741A (en) | 1982-07-20 |
| AU7774181A (en) | 1982-06-03 |
| IT1144940B (en) | 1986-10-29 |
| FR2494722A1 (en) | 1982-05-28 |
| CA1177286A (en) | 1984-11-06 |
| BE891067A (en) | 1982-03-01 |
| IL64191A0 (en) | 1982-02-28 |
| GB2088409B (en) | 1985-01-09 |
| GB2088409A (en) | 1982-06-09 |
| ES507377A0 (en) | 1982-08-16 |
| IL64191A (en) | 1984-10-31 |
| SE8106934L (en) | 1982-05-25 |
| IT8125153A0 (en) | 1981-11-18 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4647321A (en) | Dispersion strengthened aluminum alloys | |
| NO813966L (en) | DISPERSION REINFORCED ALUMINUM ALLOY | |
| Froes et al. | Rapid solidification of lightweight metal alloys | |
| EP0675209B1 (en) | High strength aluminum-based alloy | |
| US4772342A (en) | Wrought Al/Cu/Mg-type aluminum alloy of high strength in the temperature range between 0 and 250 degrees C. | |
| US5039476A (en) | Method for production of powder metallurgy alloy | |
| US4359352A (en) | Nickel base superalloys which contain boron and have been processed by a rapid solidification process | |
| US5578144A (en) | High-strength, high-ductility cast aluminum alloy and process for producing the same | |
| US4568398A (en) | Titanium alloys | |
| JPH04107233A (en) | Ti-al series lightweight heat resistant material | |
| US5607523A (en) | High-strength aluminum-based alloy | |
| Lakshmanan et al. | Microstructure control of iron intermetallics in Al-Si casting alloys | |
| JPS62109941A (en) | Aluminized tri-nickel composition receiving cold processing and its production | |
| US4851193A (en) | High temperature aluminum-base alloy | |
| US5498393A (en) | Powder forging method of aluminum alloy powder having high proof stress and toughness | |
| EP0327557B1 (en) | Rapid solidification route aluminium alloys containing chromium | |
| CA2080964A1 (en) | Nickel aluminide base single crystal alloys and method | |
| US4676830A (en) | High strength material produced by consolidation of rapidly solidified aluminum alloy particulates | |
| EP0668806B1 (en) | Silicon alloy, method for producing the alloy and method for production of consolidated products from silicon alloy | |
| JPH03257130A (en) | Heat resistant material of ti-al system | |
| JPH02197535A (en) | Manufacture of intermetallic compound | |
| US4787943A (en) | Dispersion strengthened aluminum-base alloy | |
| Hatch | Constitution of alloys | |
| US5015305A (en) | High temperature hydrogenation of gamma titanium aluminide | |
| NO170945B (en) | PROCEDURE FOR MANUFACTURING A HIGH-TEMPERATURE-RESISTANT AL-ALLOY |