CN101018881B - 用于航空和汽车铸件的Al-Si-Mg-Zn-Cu合金 - Google Patents

用于航空和汽车铸件的Al-Si-Mg-Zn-Cu合金 Download PDF

Info

Publication number
CN101018881B
CN101018881B CN2005800309993A CN200580030999A CN101018881B CN 101018881 B CN101018881 B CN 101018881B CN 2005800309993 A CN2005800309993 A CN 2005800309993A CN 200580030999 A CN200580030999 A CN 200580030999A CN 101018881 B CN101018881 B CN 101018881B
Authority
CN
China
Prior art keywords
alloy
casting
alloy product
amount
present
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN2005800309993A
Other languages
English (en)
Other versions
CN101018881A (zh
Inventor
J·C·林
严新炎
C·亚纳尔
L·D·泽尔曼
X·杜曼特
R·汤姆巴利
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Alcoa USA Corp
Original Assignee
Alcoa Inc
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Alcoa Inc filed Critical Alcoa Inc
Priority claimed from PCT/US2005/026478 external-priority patent/WO2006014948A2/en
Publication of CN101018881A publication Critical patent/CN101018881A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN101018881B publication Critical patent/CN101018881B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

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
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • 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
    • C22C1/12—Making non-ferrous alloys by processing in a semi-solid state, e.g. holding the alloy in the solid-liquid phase
    • 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
    • C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/043—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/053—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with zinc as the next major constituent

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Conductive Materials (AREA)
  • Refinement Of Pig-Iron, Manufacture Of Cast Iron, And Steel Manufacture Other Than In Revolving Furnaces (AREA)

Abstract

本发明提供了铝铸造合金，该合金的组成包括：4-9％Si；0.1-0.7％Mg；低于或等于5％Zn；低于0.15％Fe；低于4％Cu；低于0.3％Mn；低于0.05％B；低于0.15％Ti；且余量基本由铝构成。本发明的AlSiMg组成在室温和高温下提供了与相似制备的E357合金相比提高的机械性能(拉伸屈服强度和极限拉伸强度)。本发明还包括由本发明组成形成的成型铸件和由本发明组成形成成型铸件的方法。

Description

用于航空和汽车铸件的Al-Si-Mg-Zn-Cu合金
相关申请的交叉参考
本申请要求于2004年7月28日提交的美国临时申请60/592,051的权益，这里通过引用将其公开内容全部并入本文。
发明领域
本发明涉及铝合金，且更具体涉及包含硅(Si)、镁(Mg)、锌(Zn)和铜(Cu)的铝铸造合金。
发明背景
铸造铝零件广泛用于航空和汽车工业中以减轻重量。最为常用的铸造合金Al-Si7-Mg具有良好确立的强度极限。目前，在E357的铸造材料中，最为常用的Al-Si7-Mg合金在室温下能可靠地确保310MPa(45,000psi)的极限拉伸强度、260MPa(37,709psi)的拉伸屈服强度，同时具有5％或更大的伸长率。为了获得较轻重量的零件，需要具有设计用的确定材料性能且具有更高强度和更高延展性的材料。
存在并且注册了许多具有更高强度的可替换的合金。然而，这些合金也表现出可铸性、腐蚀电位或流动性方面的潜在问题，这些问题不易克服并因此不适于应用。因此需要比Al-Si7-Mg合金(例如E357，该合金也具有好的可铸性、抗腐蚀性和其它希望的性能)具有更高机械性能的合金。
发明概述
本发明提供具有提高机械性能的发明性AlSiMg合金，由本发明合金生产的成型铸件以及形成由本发明合金生产的成型铸件的方法。本发明AlSiMg合金组成包含Zn、Cu和Mg，其比例适于产生与现有AlSi7Mg合金例如E357相比提高的机械性能，这些机械性能包括但不限于极限拉伸强度(UTS)和拉伸屈服强度(TYS)。
一个方面，本发明是基本组成如下的铝铸造合金：
4-9％Si；
0.1-0.7％Mg；
低于或等于5％Zn；
低于0.15％Fe；
低于4％Cu；
低于0.3％Mn；
低于0.05％B；
低于0.15％Ti；且
余量基本由铝构成。
值得注意的是上述百分比是重量％(wt％)。在本发明的一些实施方案中，选择Zn、Cu和Mg的比例以提供与现有AlSi7Mg合金例如E357相比具有提高强度性能的AlSiMg合金。在本发明的一个实施方案中，术语“提高的强度性能”表示与相似制备的E357铸件相比时，在室温或高温应用中，T6状态熔模铸件的拉伸屈服强度(TYS)约20-30％的提高和极限拉伸强度(UTS)约20-30％的提高，同时保持与E357相似的伸长率。
在本发明的一些实施方案中，增加合金的Cu含量以提高室温(22℃)和高温下合金的极限拉伸强度(UTS)和拉伸屈服强度(TYS)，其中高温范围是100-250℃，优选150℃。然而，应了解的是随着升高温度，极限拉伸强度(UTS)和拉伸屈服强度(TYS)通常降低，但值得注意的是，当与没有Cu引入的相似AlSi7Mg合金比较时，Cu的引入通常增加高温强度性能。在本发明的一个实施方案中，最小化Cu含量以提高高温伸长率。另外值得注意的是，伸长率(E)典型随更高温度而增加。
在本发明的一些实施方案中，选择合金的Cu含量和Mg含量以提高室温(22℃)和高温下的合金的极限拉伸强度(UTS)和屈服拉伸强度(YTS)。在本发明的一些实施方案中，Zn含量可增加具有Cu和较高Mg浓度组成的合金的伸长率。在本发明的一些实施方案中，Zn含量可降低具有Cu和较低Mg浓度组成的合金的伸长率。Zn引入除在室温下影响伸长率之外，在高温下也观察到相似的趋势。
在本发明的一些实施方案中，Cu组分可低于或等于2％，Zn组分的范围可以是约3-约5％，其中该公开范围内的增加的Zn浓度通常可提高合金的极限拉伸强度(UTS)和屈服拉伸强度(TYS)。也已经认识到在Cu浓度高于2％的本发明合金组成中Zn的引入通常可略微降低合金的极限拉伸强度(UTS)。在一个实施方案中，当Cu含量高于2％时将Zn含量减少到低于3％。在一个实施方案中，当Cu含量高于2％时，Zn含量可以是0％。在本发明的另一个实施方案中，选择Cu、Zn和Mg的含量以提供增加的伸长率，其中当Zn含量低于约2.5wt％时Mg的引入对本发明合金具有正面影响(增加伸长率)，而当Zn含量高于2.5wt％时Mg的引入具有负面影响(降低伸长率)。在本发明的一个实施方案中，合金的极限拉伸强度(UTS)可随低于.5wt％的Ag添加而提高。
在本发明的一些实施方案中，选择Mg、Cu和Zn的含量以便对室温和高温下的合金的品质指标具有正面影响。品质指标是强度和伸长率的表现。尽管Cu的引入提高合金的强度，然而可能以降低合金伸长率作为代价，这又降低了合金的品质指标。在一个实施方案中，向包含Cu和大于1wt％Zn的本发明合金中引入Mg以提高合金的品质指标。另外，当Mg含量较高例如大约.6wt％并且Cu含量较低例如低于2.5wt％时Zn能提高品质指标。
本发明合金适用于F、T5或T6热处理。当与E357比较时该合金的流动性也得到改良。
另一方面，本发明是基本组成如下的成型铸件：
4-9％Si；
0.1-0.7％Mg；
低于或等于5％Zn；
低于0.15％Fe；
低于4％Cu；
低于0.3％Mn；
低于0.05％B；
低于0.15％Ti；并且
余量基本由铝构成。
在另外的方面，本发明是制备成型铝合金铸件的方法，该方法包括：制备基本组成如下的熔融金属物质：
4-9％Si；
0.1-0.7％Mg；
低于或等于5％Zn；
低于0.15％Fe；
低于4％Cu；
低于0.3％Mn；
低于0.05％B；
低于0.15％Ti；
余量基本由铝构成；和由所述熔融金属物质形成铝合金产品。
在本发明方法的一个实施方案中，形成铝合金产品包括通过熔模铸造、低压或重力铸造、永久或半永久铸型、压挤铸造、压铸、定向铸造或砂型铸造方法将熔融金属物质铸造为铝合金铸件。该形成方法可还包括制备具有激冷(chill)和冒口的铸型。在本发明的一个实施方案中，熔融金属物质是触变金属物质，并且形成铝合金产品包括半固态铸造或成型。
附图的简要描述
图1a给出含有约7％Si、约0.5％Mg、还含有各种Zn和Cu量并以1℃/秒定向凝固的铝合金样品的室温拉伸强度数据。
图1b给出含有约7％Si、约0.5％Mg、还含有各种Zn和Cu量并以0.4℃/秒定向凝固的铝合金样品的室温拉伸强度数据。
图2a给出含有约7％Si、约0.5％Mg、还含有各种Zn和Cu量并以1℃/秒定向凝固的铝合金样品的室温屈服强度数据。
图2b给出含有约7％Si、约0.5％Mg、还含有各种Zn和Cu量并以0.4℃/秒定向凝固的铝合金样品的室温屈服强度数据。
图3a给出含有约7％Si、约0.5％Mg、还含有各种Zn和Cu量并以1℃/秒定向凝固的铝合金样品的室温伸长率数据。
图3b给出含有约7％Si、约0.5％Mg、还含有各种Zn和Cu量并以0.4℃/秒定向凝固的铝合金样品的室温伸长率数据。
图4给出含有约7％Si、约0.5％Mg、还含有各种Zn和Cu量铝合金样品的流动性测试的结果。
图5给出室温下的品质指标，其基于含有约7％Si、约0.5％Mg并还含有各种Zn和Cu量的铝合金样品的极限拉伸强度和伸长率。
图6给出描述Mg、Cu和Zn浓度对使用熔模铸造和T6热处理生产的含有7Si-Mg-Cu-Zn的试样的高温(约150℃)极限拉伸强度(UTS)影响的曲线图。
图7给出描述Mg、Cu和Zn浓度对使用熔模铸造和T6热处理生产的含有7Si-Mg-Cu-Zn的试样的高温(约150℃)伸长率(E)影响的曲线图。
图8给出描述Mg、Cu和Zn浓度对使用熔模铸造和T6热处理生产的含有7Si-Mg-Cu-Zn的试样的高温(约150℃)品质指标(Q)影响的曲线图。
图9给出包括根据本发明的合金组成的表格并且包括一种现有技术合金(E357)用于比较目的。图9还包括取自在大约150℃温度下T6热处理的熔模铸造试样的每一个所列合金组成的极限拉伸强度(UTS)、拉伸屈服强度(TYS)、伸长率(E)和品质指标(Q)。
发明详述
表1给出根据本发明的各种合金的组成以及用于比较的现有技术合金E357。对表1合金进行包括机械性能测试的各种测试，并在图1a-图5中给出测试结果。
表1：合金组成
  合金   Cu     Zn     Si     Mg     Fe     Ti     B     Sr
  3Cu0Zn   2.91     0     7.01     0.5     0.06     0.126     0.0006     0.01
  3Cu2Zn   2.9     1.83     7.1     0.49     0.06     0.127     0.0012     0.009
  3Cu4Zn   2.96     3.61     7.18     0.49     0.06     0.126     0.0007     0.008
  1Cu0Zn   1.0     0     7.03     0.5     0.02     0.12     0.0015     0.01
  1Cu2Zn   1.0     1.74     7.22     0.56     0.06     0.133     0.0003     0.009
  1Cu4Zn   0.99     3.39     7.36     0.54     0.05     0.131     0.0001     0.009
  0Cu2Zn   0     1.73     7.19     0.53     0.05     0.129     0.0014     0.006
  0Cu4Zn   0     3.41     7.19     0.53     0.05     0.127     0.0013     0.005
  E357   0     0     7.03     0.53     0.05     0.127     0.0011     0.007
表1的2-8栏中的值是测试样品中各种元素的实际重量百分比。第1栏中除最后一行的记录项之外的所有记录项是合金中铜和锌的目标值。最后一行的记录项表示现有技术合金E357。
表1中第一栏之后的栏分别给出Cu、Zn、Si、Mg、Fe、Ti、B和Sr的实际重量百分比。
在定向凝固测试模具中对具有表1中所述组成的样品进行铸造用于机械性能评价。然后将所得的铸件热处理到T6条件。在具有不同凝固速率的不同区域中的铸件中取得样品。在室温下评价样品的拉伸性能。
现在注意图1a，如图所示，该图给出含有约7％Si、约0.5％Mg和各种Cu和Zn量的铝合金样品的拉伸强度数据。图1中列举的样品以约1℃/秒凝固。对于这些样品，枝晶臂间距(DAS)约30微米。可以看出合金拉伸强度随着Zn浓度增加而提高直到所研究的最高水平约3.61％Zn。同样，拉伸强度随着铜浓度增加而提高直到所研究的最高水平约3％Cu。具有Cu和/或Zn添加的所有样品具有高于现有技术合金E357的强度。
图1b给出与图1a相似的数据，不同的是图1b中显示的样品的凝固较慢，约0.4℃/秒，使得枝晶臂间距约64微米。具有最大拉伸强度的样品是具有约3％Cu和约3.61％Zn的样品。图1b中具有Cu和/或Zn添加的所有样品都具有高于现有技术合金E357的强度。
图2A给出具有约7％Si、约0.5％Mg以及各种Zn和Cu浓度的铝合金样品的屈服强度数据，这些样品以约1℃/秒凝固，并且具有约30微米的枝晶臂间距。屈服强度随着Cu的增加显著提高，随着Zn增加而趋于提高。具有最大屈服强度的样品具有约3％的Cu浓度和约4％的Zn浓度。具有Cu或Zn添加的所有样品均表现出高于现有技术合金E357的屈服强度。
图2b给出如图2a所示的相同铝合金的屈服强度数据；然而，它们的凝固较慢，约0.4℃/秒。相应的枝晶臂间距约64微米。具有最大屈服强度的样品具有约3％的Cu浓度和约4％的Zn浓度。具有Cu或Zn添加的所有样品均表现出高于现有技术合金E357的屈服强度。
图3a给出现有技术合金E357和具有Zn和Cu添加的各种合金的伸长率数据。凝固速率是约1℃/秒，枝晶臂间距是约30微米。具有0％Cu的合金获得最好的伸长率。然而Zn浓度从2％到约4％的增加引起增加的伸长率。具有2-4％Zn的合金具有大于现有技术合金E357的伸长率。
图3b给出如图3a所示的合金的伸长率数据，但凝固较慢，0.4℃/秒。枝晶臂间距是约64微米。如前，具有约0％Cu的合金具有最大的伸长率。的确，现有技术合金E357获得最大的伸长率。然而，在这方面具有0％Cu和2-4％Zn的合金仅略差于E357。具有2-4％Zn的合金是令人感兴趣的，因为它们的拉伸强度和屈服强度值优于E357。
图4给出流动性铸模中的铸造结果。如上，对含有约7％Si、约0.5％Mg以及各种Zn和Cu量的铝合金进行测试。具有Cu或Zn添加的图4中的多数合金具有优于现有技术合金E357的流动性。实际上，对于3％Cu、4％Zn获得最好的流动性。对于成型铸件，流动性是关键的，因为它决定着合金流过铸模中的狭小通道向铸件所有部分提供液态金属的能力。
图5给出测试合金的品质指标(Q)的数据。品质指标(Q)是计算的指标，包括极限拉伸强度(UTS)加上有关伸长率(E)对数的项(term)。图5中的两条曲线对应于在前研究中使用的两种枝晶臂间距。在以1℃/秒冷却的样品中发现30微米的间距，在以0.4℃/秒冷却的样品中发现64微米的间距。从图5中可以看出，通常，对于高浓度的Zn和低浓度的Cu获得最好的品质指标。
表2给出根据本发明的各种合金的组成，其中选择Cu、Mg和Zn的浓度以便在室温和高温下提供改良的机械性能。表2的2-7栏中的值是所测样品中各种元素的实际重量百分比。每种合金的余量基本由铝构成。值得注意的是，包括Sr作为晶粒细化剂。
表2：熔模铸造的AlSiMg试样的组成
  合金     Cu     Zn     Si     Mg     Fe     Ti     Sr
  5Si1Cu0.6Mg     .99     0     4.9     .56     .1     .12     .006
  7Si1Cu0.5Mg     1.05     0     6.93     .49     .07     .13     .0004
  7Si1Cu0.5Mg3Zn     1.07     3.12     7.29     .5     .06     .12     .008
  5Si1Cu0.5Mg     1     0.03     5.01     .57     .08     .12     .006
  5Si3Cu0.5Mg     3.01     0     5.13     .51     .08     .13     .007
  5Si3Cu0.5Mg3Zn     3.27     3.17     5.34     .5     .07     .12     0
  5Si1Cu0.6Mg     1.02     0.02     5     .57     .08     .12     .007
  5Si1Cu0.6Mg3Zn     1.11     3     5.19     .56     .08     .11     0
  5Si1Cu0.6Mg     1.01     .02     5.01     .57     .09     .12     .006
  7Si3Cu0.6Mg     3.11     0     7.1     .61     .05     .13     0
  7Si3Cu0.6Mg3Zn     3.26     3.22     7.47     .62     .05     .12     .007
  5Si1Cu0.6Mg     1.01     .03     5.03     .57     .08     .12     .007
由上述组成生产的试样用于机械测试。通过熔模铸造形成的试样的形式为vΛ″厚的测试板。熔模铸造的冷却速率低于约.5℃/秒并提供约60微米或更大量级的枝晶臂间距(DAS)。铸造后，接着将测试板热处理到T6状态。典型地，T6状态包括固溶热处理、淬冷和人工时效。将测试板切割并测试它们的机械性能。具体地，测试包括表2中所列合金组成的试样的室温(22℃)极限拉伸强度(UTS)、高温(150℃)极限拉伸强度(UTS)、室温(22℃)拉伸屈服强度(TYS)、高温(150℃)拉伸屈服强度(TYS)、高温(150℃)伸长率(E)、室温(22℃)伸长率(E)、高温(150℃)品质指标(Q)和室温(22℃)品质指标(Q)。下表3中给出测试结果。
表3：具有表2所列合金组成的试样的机械性能
  合金     室温(22℃)                  高温(150℃)
  TYS(MPa)   UTS(MPa)   E(％)   Q(MPa)     TYS(MPa)    UTS(MPa)     E(％)    Q(MPa)
  5Si1Cu0.6Mg   337.27   369.99   2.8   437.84     307.98     325.90     6.0    442.62
  7Si1Cu0.5Mg   338.76   385.38   5.5   496.44     305.23     328.65     10.0    478.65
  7Si1Cu0.5Mg3Zn   346.45   392.39   4.7   492.74     310.74     332.79     7.7    465.76
  5Si1Cu0.5Mg   332.79   368.96   3.2   444.05     307.98     325.90     6.0    442.62
  5Si3Cu0.5Mg   373.09   404.33   2.0   449.48     334.17     361.73     4.0    452.03
  5Si3Cu0.5Mg3Zn   372.63   391.35   2.0   436.51     328.65     345.88     2.0    391.03
  5Si1Cu0.6Mg   335.31   373.09   3.2   448.18     307.98     325.90     6.0    442.62
  5Si1Cu0.6Mg3Zn   346.45   382.05   2.2   432.42     314.87     334.17     5.7    447.55
  5Si1Cu0.6Mg   329.34   371.03   4.0   461.34     307.98     325.90     6.0    442.62
  7Si3Cu0.6Mg   376.65   407.31   2.0   452.47     337.61     368.62     4.3    463.64
  7Si3Cu0.6Mg3Zn   379.06   401.34   2.0   446.50     333.48     352.77     5.0    457.61
  5Si1Cu0.6Mg   329.92   368.84   3.2   443.94     307.98     325.90     6.0    442.62
由表3中的数据，获得如下室温(22℃)拉伸屈服强度(TYS)、室温(22℃)极限拉伸强度(UTS)和室温(22℃)伸长率(E)的回归模型：
室温(22℃)TYS(MPa)＝322.04-25.9466*Mg(wt％)+19.5276Cu(wt％)-4.8189Zn(wt％)+1.3576Si(wt％)+19.08Mg(wt％)Zn(wt％)-2.1535Cu(wt％)Zn(wt％)-119.57Sr(wt％)
室温(22℃)UTS(MPa)＝373.188-71.5565*Mg(wt％)+14.5255Cu(wt％)-6.0743Zn(wt％)+4.57744Si(wt％)+23.212Mg(wt％)Zn(wt％)-3.42964Cu(wt％)Zn(wt％)+79.2381Sr(wt％)
室温(22℃)E(％)＝7.119-11.548*Mg(wt％)-1.055Cu(wt％)-0.117Zn(wt％)+0.739Si(wt％)-0.801Mg(wt％)Zn(wt％)+0.173Cu(wt％)Zn(wt％)+16.903Sr(wt％)
由表3中的上述数据，获得如下高温(150℃)拉伸屈服强度(TYS)、高温(150℃)极限拉伸强度(UTS)和高温(150℃)伸长率(E)和高温(150℃)品质指标(Q)的回归模型：
高温(150℃)TYS(MPa)＝279.465+29.792*Mg(wt％)+14.0Cu(wt％)+0.4823Zn(wt％)-0.503Si(wt％)+6.566Mg(wt％)Zn(wt％)-1.998Cu(wt％)Zn(wt％)-3.686Sr(wt％)
高温(150℃)UTS(MPa)＝293.3+15.723*Mg(wt％)+18.32Cu(wt％)+0.441Zn(wt％)+1.2264Si(wt％)+9.811Mg(wt％)Zn(wt％)-3.7344Cu(wt％)Zn(wt％)-145.682Sr(wt％)
高温(150℃)E(％)＝13.575-20.454*Mg(wt％)-1.672Cu(wt％)-4.812Zn(wt％)+1.184Si(wt％)+8.138Mg(wt％)Zn(wt％)+0.014Cu(wt％)Zn(wt％)-26.65Sr(wt％)
高温(150℃)Q(MPa)＝447.359-138.331*Mg(wt％)-0.4381Cu(wt％)-65.285Zn(wt％)+14.36Si(wt％)+130.69Mg(wt％)Zn(wt％)-6.043Cu(wt％)Zn(wt％)+405.71Sr(wt％)
然后在图6-8中绘制上述的高温(150℃)极限拉伸强度(UTS)、高温(150℃)伸长率(E)和高温(150℃)品质指标(Q)的回归模型的曲线。
参考图6中所示曲线图，绘制具有变化的Mg和Cu浓度的合金组成的以MPa为单位的高温(150℃)极限拉伸强度(UTS)作为增加Zn浓度(wt％)的函数的曲线。具体地，参考线15表示根据本发明的包括约.6wt％Mg和3wt％Cu的合金的曲线；参考线20表示根据本发明的包括约.5wt％Mg和3wt％Cu的合金的曲线；参考线25表示根据本发明的包括约.6wt％Mg和2wt％Cu的合金的曲线；参考线30表示根据本发明的包括约.5wt％Mg和2wt％Cu的合金的曲线；参考线35是根据本发明的包括约.6wt％Mg和1wt％Cu的合金的曲线；参考线40是根据本发明的包括约.5wt％Mg和1wt％Cu的合金的曲线；参考线45是根据本发明的包括约.6wt％Mg和0wt％Cu的合金的曲线；并且参考线50是根据本发明的包括约.5wt％Mg和0wt％Cu的合金的曲线。
根据图6中所示曲线图以及表3中提供的数据，值得注意的是，当合金的Cu浓度增加到约2wt％或更大时，Zn的引入对合金的高温极限拉伸强度(UTS)有负面影响，如参考线15、20、25和30显示的合金曲线所描绘。还值得注意的是，当合金Cu浓度减少到少于约2wt％时，Zn的引入对合金的高温极限拉伸强度(UTS)有正面影响，如参考线35、40、45和50显示的合金曲线所描绘。不希望受理论限制，认为Zn对具有高Cu含量的合金组成的强度的负面影响是Zn和Cu相互作用形成的颗粒的结果，其中不希望的颗粒在T6热处理过程的固溶热处理期间不溶解到固溶体中。据认为不溶颗粒会降低铸件的强度和伸长率性能。
仍然参考图6，在本发明的一些实施方案中，参考线15、25、35和45所示的合金曲线所描绘的包含.6wt％Mg的合金与参考线20、30、40和50显示的合金曲线所描绘的具有约.5wt％量级Mg浓度的相似组成的合金相比，具有较高的高温极限拉伸强度(UTS)。
现在参考图7中所示曲线图，绘制具有变化Mg和Cu浓度的合金组成的高温伸长率(％)作为增加Zn浓度(wt％)的函数的曲线。具体地，参考线55表示根据本发明的包括约.6wt％Mg和3wt％Cu的合金的曲线；参考线60表示根据本发明的包括约.5wt％Mg和3wt％Cu的合金的曲线；参考线65表示根据本发明的包括约.6wt％Mg和2wt％Cu的合金的曲线；参考线70表示根据本发明的包括约.5wt％Mg和2wt％Cu的合金的曲线；参考线75表示根据本发明的包括约.6wt％Mg和1wt％Cu的合金的曲线；参考线80表示根据本发明的包括约.5wt％Mg和1wt％Cu的合金的曲线；参考线85表示根据本发明的包括约.6wt％Mg和0wt％Cu的合金的曲线；并且参考线90表示根据本发明的包括约.5wt％Mg和0wt％Cu的合金的曲线。
根据图7中所示的曲线图以及表3中提供的数据，值得注意的是，增加本发明合金中的Cu含量对合金的伸长率具有负面影响。例如参见参考线55、65、75和85显示的曲线，其中每种合金中的Mg浓度等于.6wt％，当Cu浓度增加时，合金的伸长率降低。此外，Cu浓度对参考线60、70、80和90描述的其中每种合金内的Mg浓度等于约.5wt％的合金具有相似的影响。
仍然参考表3和图7，在本发明的一个实施方案中，当镁含量低例如为.5wt％的量级时，本发明合金中Zn含量的增加能增加合金的伸长率，如参考线60、70、80和90所描绘。在本发明的一个实施方案中，当镁含量高例如为.6wt％的量级时，本发明合金中Zn含量的增加能降低合金的伸长率，如参考线55、65、75和85所描绘。当Zn含量高于2.5wt％时镁对伸长率具有正面影响，而当Zn含量低于2.5wt％时具有负面影响。例如，参见由参考线55和60所示的曲线，其中两种合金中的Cu浓度均等于3.0wt％，当Mg浓度从.5wt％增加到.6wt％时，如果合金的Zn含量高于或等于2.5wt％，则品质指标(Q)提高。此外，Mg浓度对具有少于3.0wt％Cu的合金具有相似的影响。
现在参考图8描绘的曲线，绘制根据本发明的具有变化Cu和Mg浓度的AlSiMg合金的高温(150℃)品质指标(Q)作为Zn含量的函数的曲线。具体地，参考线95表示根据本发明的包括约.5wt％Mg和3wt％Cu的合金的曲线；参考线100表示根据本发明的包括约.5wt％Mg和2wt％Cu的合金的曲线；参考线105表示根据本发明的包括约.6wt％Mg和3wt％Cu的合金的曲线；参考线110表示根据本发明的包括约.5wt％Mg和1wt％Cu的合金的曲线；参考线115是根据本发明的包括约.6wt％Mg和2wt％Cu的合金的曲线；参考线120是根据本发明的包括约.5wt％Mg和0wt％Cu的合金的曲线；参考线125表示根据本发明的包括约.6wt％Mg和1wt％Cu的合金的曲线；并且参考线130表示根据本发明的包括约.6wt％Mg和0wt％Cu的合金的曲线。如上文所述，品质指标(Q)是计算的指标，其包括极限拉伸强度(UTS)加上有关伸长率(E)对数的项。
参考图8并参考表3中描述的数据，尽管Cu含量通常可增加本发明合金的极限拉伸强度(UTS)和/或拉伸屈服强度(TYS)，然而Cu通常会降低伸长率，因此在一些实施方案中，可能降低合金的品质指标(Q)。Mg典型对包括Cu和Zn的本发明合金的品质指标具有正面影响，其中Zn含量高于或等于1.2wt％。例如，参见由参考线95和105表示的曲线，其中两种合金中的Cu浓度等于3.0wt％，当Mg浓度由.5wt％增加到.6wt％时，如果合金的Zn含量高于或等于1.2wt％，则品质指标(Q)增加。此外，Mg浓度对具有低于3.0wt％Cu的合金具有相似的影响。在本发明的一些实施方案中，对于包括增加的Cu浓度的AlSiMg合金，例如由参考线95、100、105和120表示的合金曲线，当增加Cu浓度时具有降低的品质指标(Q)值。在本发明的一些实施方案中，当Mg含量为.6wt％量级且Cu含量低于约2.5wt％时，Zn的引入能增加合金的品质指标(Q)，如由参考数字115、125和130表示的合金曲线所示。
尽管表3中列出的合金组成用于说明本发明的组成，但不应认为本发明局限于此，因为具有本公开权利要求中所述的成分或范围的任何组成均在本发明的范围之内。图9描述的表中列出本发明范围内的合金组成的其它实施例。图9还包括所列合金组成的拉伸屈服强度(TYS)、极限拉伸强度(UTS)、伸长率(E)和品质指标(Q)，其中TYS、UTS、E和Q均得自室温(22℃)下的T6状态的试样。
图9中表的最后行包括通过熔模铸造形成的处于T6状态的E357合金试样(E357-T6)的组成和室温(22℃)机械性能(拉伸屈服强度(TYS)、极限拉伸强度(UTS)、伸长率(E)和品质指标(Q))，其中E357合金试样为现有技术，这里将其引入用于比较。仍然参见图9，E357在22℃具有275MPa左右的的极限拉伸强度(UTS)和约5％的伸长率(E)。在约150℃的温度下，熔模铸造和T6状态的E357测试样品具有260MPa的极限拉伸强度(UTS)、250MPa拉伸屈服强度和约7％的伸长率(E)和387MPa的品质指标。
在本发明的一个实施方案中，对用于150℃左右并进行T6热处理的熔模铸件，包括4-9％Si、0.1-0.7％Mg、低于5％Zn、低于0.15％Fe、低于4％Cu、低于0.3％Mn、低于0.05％B和低于0.15％Ti的本发明的铝合金具有比相似制备的E357铸件大20-30％的极限拉伸强度(UTS)。
在本发明合金的一个优选实施方案中，其中Cu含量低于或等于2wt％且Zn含量为3-5wt％，用于150℃左右并进行T6热处理的熔模铸件的极限拉伸强度(UTS)比相似制备并测试的E357铸件高10-20％。
在本发明合金的另一个优选实施方案中，其中Cu含量高于2wt％且Zn不存在或存在量低于3％，用于150℃左右并进行T6热处理的熔模铸件的极限拉伸强度(UTS)比相似制备并测试的E357铸件高20-30％。
对于具有高拉伸屈服强度(TYS)和高极限拉伸强度(UTS)的合金，推荐含有约7％Si、约0.45％-约0.55％Mg、约2-3％Cu和约0％Zn的合金。
对于具有高拉伸屈服强度(TYS)和高极限拉伸强度(UTS)的合金，推荐含有约7％Si、约0.55-约0.65％Mg、低于2％Cu和3-5％Zn的合金。
对于同时具有良好强度和良好伸长率的合金，推荐含有约7％Si、约0.5％Mg、非常少的Cu和约4％Zn的合金。
对于具有良好流动性的合金，推荐含有约7％Si、约0.5％Mg、约3％Cu和4％Zn的合金。
上述数据启示了一族具有各种希望性能的铸造合金。这些不同的希望性能适合于不同应用。
可以通过熔模铸造、低压或重力铸造、永久或半永久铸型、压挤铸造、高压压铸或砂型铸造将根据本发明的合金铸造成有用的产品。
尽管这里公开了本发明的说明性实施方案，可以清楚的是本领域技术人员可以设计出许多改变和其它实施方案。因此，应理解的是附属的权利要求旨在涵盖满足本发明主旨和范围的所有这些改变和实施方案。

Claims (14)

1.具有提高的机械性能的铝铸造合金，其组成以重量百分比为：
7-9％Si；
0.1-0.7％Mg；
3-5％Zn；
低于0.15％Fe；
低于2.0％Cu；
低于0.3％Mn；
低于0.05％B；
低于0.15％Ti；并且
余量是铝和杂质；
其中当处于T6状态且在室温或高温下时，与E357合金铸件相比，所述铝铸造合金具有20-30％的拉伸屈服强度提高和20-30％的极限拉伸屈服强度提高。
2.权利要求1的铝铸造合金，其中所述Cu的存在量低于或等于1％且所述Zn的存在范围是3-5％。
3.权利要求2的铝铸造合金，其中所述Mg的存在量是0.55-0.65％且所述Si的存在范围是7-9％。
4.具有提高的机械性能的成型铸造铝合金产品，其组成以重量百分比为：
7-9％Si；
0.1-0.7％Mg；
3-5％Zn；
低于0.15％Fe；
低于2.0％Cu；
低于0.3％Mn；
低于0.05％B；
低于0.15％Ti；且
余量是铝和杂质；
其中当处于T6状态且在室温或高温下时，与E357合金铸件相比，所述成型铸造铝合金产品具有20-30％的拉伸屈服强度提高和20-30％的极限拉伸屈服强度提高。
5.根据权利要求4的成型铸造铝合金产品，其中该成型铸造铝合金产品处于T5状态或T6状态。
6.权利要求4的成型铸造铝合金产品，其中所述Cu的存在量是低于或等于1％且所述Zn的存在范围是3-5％。
7.权利要求6的成型铸造铝合金产品，其中所述Mg的存在量是0.55-0.65％且所述Si的存在量是7-9％。
8.制备成型铸造铝合金产品的方法，所述方法包括：
制备以重量百分比计组成如下的熔融金属物质：
7-9％Si；
0.1-0.7％Mg；
3-5％Zn；
低于0.15％Fe；
低于2.0％Cu；
低于0.3％Mn；
低于0.05％B；
低于0.15％Ti；且
余量是铝和杂质；和
由所述熔融金属物质形成成型铸造铝合金产品。
9.权利要求8的方法，其中所述形成步骤包括将所述熔融金属物质铸造成所述成型铸造铝合金产品；其中所述铸造包括下列之一：熔模铸造、低压或重力铸造、永久或半永久铸型、压挤铸造、压铸、定向铸造或砂型铸造。
10.权利要求8的方法，包括：
制备具有激冷和冒口的铸型；和
将所述熔融金属物质浇注到所述铸型中以形成所述成型铸造铝合金产品。
11.权利要求8的方法，包括：热处理所述成型铸造铝合金产品到T5状态或T6状态。
12.权利要求8的方法，其中在制备熔融金属物质步骤期间，所述Cu的存在量是低于或等于1％且所述Zn的存在量是3-5％。
13.权利要求12的方法，其中在制备熔融金属物质步骤期间，所述Mg的存在量是0.55-0.65重量％且所述Si的存在范围是7-9重量％。
14.权利要求8的方法，其中所述熔融金属物质包括触变金属物质，并且其中形成成型铸造铝合金产品包括半固态铸造。
CN2005800309993A 2004-07-28 2005-07-28 用于航空和汽车铸件的Al-Si-Mg-Zn-Cu合金 Active CN101018881B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US59205104P 2004-07-28 2004-07-28
US60/592,051 2004-07-28
PCT/US2005/026478 WO2006014948A2 (en) 2004-07-28 2005-07-28 An al-si-mg-zn-cu alloy for aerospace and automotive castings

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN101018881A CN101018881A (zh) 2007-08-15
CN101018881B true CN101018881B (zh) 2011-11-30

Family

ID=37875545

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2005800309993A Active CN101018881B (zh) 2004-07-28 2005-07-28 用于航空和汽车铸件的Al-Si-Mg-Zn-Cu合金

Country Status (8)

Country Link
EP (1) EP1778887B1 (zh)
JP (1) JP5069111B2 (zh)
KR (1) KR101223546B1 (zh)
CN (1) CN101018881B (zh)
AU (1) AU2005269483B2 (zh)
CA (1) CA2574962C (zh)
MX (1) MX2007001008A (zh)
NO (1) NO339946B1 (zh)

Families Citing this family (32)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011144443A (ja) * 2010-01-18 2011-07-28 Yasuo Sugiura セミソリッド鋳造用アルミニウム合金
US10654135B2 (en) 2010-02-10 2020-05-19 Illinois Tool Works Inc. Aluminum alloy welding wire
JP2012097332A (ja) * 2010-11-04 2012-05-24 Toyota Industries Corp 高温強度に優れたアルミニウム合金部品およびその製造方法
CN102764876A (zh) * 2011-05-03 2012-11-07 远轻铝业（中国）有限公司 涡轮增压器后盖板的重力铸造工艺
CN102304651B (zh) * 2011-08-15 2013-03-20 镇江汇通金属成型有限公司 铸造铝硅合金及强化方法
CN104093867B (zh) * 2011-10-28 2017-05-03 美铝公司 高性能AlSiMgCu铸造合金
CN102758108B (zh) * 2012-06-19 2014-08-06 南昌大学 一种Al-Si-Mg-Sm稀土铸造铝合金及其制备方法
CN104911413A (zh) * 2014-03-13 2015-09-16 深圳市中兴康讯电子有限公司 铝硅系合金及其生产方法
CN105088033A (zh) * 2014-05-08 2015-11-25 比亚迪股份有限公司 一种铝合金及其制备方法
CN106536091B (zh) * 2014-06-09 2019-07-05 欧姆乐2000有限公司 用于对翻砂铸件除芯的具有铝合金套壳的除芯振动器或气锤
DE102015111020A1 (de) * 2014-07-29 2016-02-04 Ksm Castings Group Gmbh Al-Gusslegierung
CN105624487A (zh) * 2015-04-07 2016-06-01 Sj技术股份有限公司 压铸用铝合金及利用其的铝合金铸件的制备方法
CN104911414B (zh) * 2015-06-09 2017-08-01 贵州兴科合金有限公司 一种用于车灯散热底座的铝合金材料及制备方法
MX2018000957A (es) * 2015-07-21 2018-06-07 Illinois Tool Works Alambre de soldadura de aleacion de aluminio.
CN105568083B (zh) * 2016-03-02 2018-05-01 慈溪阿尔特新材料有限公司 一种适用于半固态流变压铸的高强韧铝合金材料及其制备方法
JP6704276B2 (ja) * 2016-03-29 2020-06-03 アイシン軽金属株式会社 鋳造用アルミニウム合金を用いた鋳造材の製造方法
KR101756016B1 (ko) 2016-04-27 2017-07-20 현대자동차주식회사 다이캐스팅용 알루미늄 합금 및 이를 이용하여 제조한 알루미늄 합금의 열처리 방법
US10604825B2 (en) 2016-05-12 2020-03-31 GM Global Technology Operations LLC Aluminum alloy casting and method of manufacture
CN107868889B (zh) * 2016-09-23 2020-04-24 比亚迪股份有限公司 铝合金及其制备方法和应用以及车辆车身骨架连接件和电动汽车
CN106636813A (zh) * 2016-12-12 2017-05-10 余姚市庆达机械有限公司 一种耐腐蚀的铝合金及其制备方法
CN106917014B (zh) * 2017-02-23 2019-03-01 中国第一汽车股份有限公司 一种轿车铝合金转向节及其挤压铸造方法
CN107058819A (zh) * 2017-06-22 2017-08-18 安徽银力铸造有限公司 一种铸造铝硅镁汽车轮毂合金的变质方法
CN107828999A (zh) * 2017-12-18 2018-03-23 广州致远新材料科技有限公司 一种压铸铝合金的热处理方法及压铸铝合金材料
CN107829001A (zh) * 2017-12-18 2018-03-23 广州致远新材料科技有限公司 一种挤压铸造铝合金材料的制备方法
CN110144499B (zh) * 2019-06-21 2020-12-08 广东省材料与加工研究所 一种用于5g通迅基站壳体的压铸铝合金及其制备方法
CN113462932B (zh) * 2021-07-05 2023-03-24 南昌航空大学 一种用于半固态流变压铸的高导热铝合金材料及其制备方法
CN114381640B (zh) * 2021-12-17 2022-11-22 深圳南科强正轻合金技术有限公司 一种流变铸造用高强铝合金材料及其应用方法
CN114752822B (zh) * 2022-05-25 2023-02-24 深圳南科强正轻合金技术有限公司 一种压铸铝合金及其制备方法
CN114875280B (zh) * 2022-07-07 2022-10-28 中国航发北京航空材料研究院 耐热铝硅合金材料、制造方法及耐热铝硅合金铸件
CN115627393B (zh) * 2022-11-07 2024-03-12 贵州航天风华精密设备有限公司 一种高强度zl114a铝合金及其制备方法
CN115679162A (zh) * 2022-11-18 2023-02-03 江西万泰铝业有限公司 一种新能源汽车免热处理铝合金材料及低碳制备方法
KR102633119B1 (ko) * 2023-04-20 2024-02-02 주식회사 앨럽 알루미늄 구리 복합 재료 및 그 제조방법

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5846347A (en) * 1992-06-01 1998-12-08 Daido Metal Company Ltd. Aluminum base alloy bearing having superior load-resistance and method of producing the same
US5879478A (en) * 1996-03-20 1999-03-09 Aluminium Pechiney Process for semi-solid forming of thixotropic aluminum-silicon-copper alloy

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5613789B2 (zh) * 1973-05-29 1981-03-31
JPS54120217A (en) * 1978-03-10 1979-09-18 Toyota Motor Corp Brittle aluminum alloy
JPS6057497B2 (ja) * 1980-05-15 1985-12-16 株式会社日軽技研 耐熱性高力アルミニウム合金
JPH0748643A (ja) * 1993-08-05 1995-02-21 Showa Alum Corp アルミニウム合金鋳物材
JPH0835030A (ja) * 1994-07-22 1996-02-06 Showa Denko Kk 強度に優れた鋳造用アルミニウム合金
JPH10158771A (ja) * 1996-12-02 1998-06-16 Showa Denko Kk 耐圧性に優れた鋳物用アルミニウム合金
WO2000071772A1 (en) * 1999-05-25 2000-11-30 The United States Of America As Represented By The Administrator Of The National Aeronautics And Space Administration (Nasa) Aluminum-silicon alloy having improved properties at elevated temperatures
JP3921314B2 (ja) * 1999-09-03 2007-05-30 株式会社神戸製鋼所 衝撃破壊強度に優れたアルミニウム合金鋳造材およびその製造方法
JP3846149B2 (ja) * 2000-03-21 2006-11-15 いすゞ自動車株式会社 鋳造用アルミニウム合金の熱処理方法
JP3472284B2 (ja) * 2001-10-10 2003-12-02 大同メタル工業株式会社 アルミニウム系軸受合金
US6719859B2 (en) * 2002-02-15 2004-04-13 Northwest Aluminum Company High strength aluminum base alloy
US7087125B2 (en) * 2004-01-30 2006-08-08 Alcoa Inc. Aluminum alloy for producing high performance shaped castings

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5846347A (en) * 1992-06-01 1998-12-08 Daido Metal Company Ltd. Aluminum base alloy bearing having superior load-resistance and method of producing the same
US5879478A (en) * 1996-03-20 1999-03-09 Aluminium Pechiney Process for semi-solid forming of thixotropic aluminum-silicon-copper alloy

Also Published As

Publication number Publication date
EP1778887A4 (en) 2010-06-02
KR20070057144A (ko) 2007-06-04
NO339946B1 (no) 2017-02-20
CA2574962A1 (en) 2006-02-09
NO20071075L (no) 2007-04-30
CN101018881A (zh) 2007-08-15
JP2008514807A (ja) 2008-05-08
MX2007001008A (es) 2007-04-16
AU2005269483A1 (en) 2006-02-09
EP1778887B1 (en) 2013-10-02
CA2574962C (en) 2014-02-04
JP5069111B2 (ja) 2012-11-07
KR101223546B1 (ko) 2013-01-18
AU2005269483B2 (en) 2010-12-23
EP1778887A2 (en) 2007-05-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN101018881B (zh) 用于航空和汽车铸件的Al-Si-Mg-Zn-Cu合金
US7625454B2 (en) Al-Si-Mg-Zn-Cu alloy for aerospace and automotive castings
Samuel et al. Role of modification and melt thermal treatment processes on the microstructure and tensile properties of Al–Si alloys
US9771635B2 (en) Cast aluminum alloy for structural components
CN110714148A (zh) 一种高性能半固态压铸铝合金及其制备方法
CN103834835A (zh) 铝压铸合金
JP2013529255A (ja) アルミニウム合金およびアルミニウム合金鋳造
Kang et al. Effects of Cu and Si contents on the fluidity, hot tearing, and mechanical properties of Al-Cu-Si alloys
CN111500903A (zh) 一种非热处理型高强高韧铸造铝合金及其制备方法
Ahmad et al. Influence of lanthanum on solidification, microstructure, and mechanical properties of eutectic Al-Si piston alloy
JP2006322032A (ja) セミソリッド鋳造用アルミニウム合金、並びにアルミ合金鋳物とその製造方法
CN109487107A (zh) 一种兼具富铁相变质的铸造铝合金的复合变质剂及其变质方法
WO2006102550A2 (en) Aluminum alloy
CN113862531A (zh) 一种铝合金及其制备方法
Ibrahim et al. Effect of intermetallics on the microstructure and tensile properties of aluminum based alloys: Role of Sr, Mg and Be addition
GB2553366A (en) A casting alloy
JP2022517830A (ja) 高圧真空ダイカスト用鋳造合金
US20210025034A1 (en) Aluminum Alloy For Die Casting, And A Method For Producing A Cast Product Using The Aluminum Alloy
Chanyathunyaroj et al. Mechanical properties of squeeze-cast Al–7Si–0.3 Mg alloys with Sc-modified Fe-rich intermetallic compounds
Zaki et al. Effect of metallurgical parameters on the performance of Al-2% Cu-based alloys
JP7293696B2 (ja) アルミニウム合金鋳造材およびその製造方法
JP6975421B2 (ja) アルミニウム合金の製造方法
CN114752822B (zh) 一种压铸铝合金及其制备方法
Łągiewka et al. The influence of material of mould and modification on the structure of AlSi11 alloy
VENKATESH BABU Assessment of semi solid process of aluminium alloys

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CP01 Change in the name or title of a patent holder
CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: American Pennsylvania

Patentee after: Okkonen g Co. Ltd.

Address before: American Pennsylvania

Patentee before: Alcoa Inc.

TR01 Transfer of patent right
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20200513

Address after: Pennsylvania, USA

Patentee after: Aokoninke Technology Co., Ltd

Address before: Pennsylvania, USA

Patentee before: ARCONIC Inc.

TR01 Transfer of patent right
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20200720

Address after: Pennsylvania, USA

Patentee after: Alcoa USA Corp.

Address before: Pennsylvania, USA

Patentee before: Aokoninke Technology Co.,Ltd.