CN101705403A - 高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金及其加工方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金及其加工方法,其成分:Cu 3.60~4.30wt%,Mg 1.30~1.50wt%,Zr 0.05~0.15wt%,Mn+Zr 0.65~0.75wt%,Ti≤0.10wt%,Zn≤0.15wt%,Si≤0.15wt%,Fe≤0.15wt%。上述成分的铸锭进行均匀化热处理时,铸锭随炉升温到350~400℃,保温2~4小时后,再以30~50℃/h的速度升到480~500℃保温24~30小时后空冷;在420~480℃保温2~3小时后进行热轧,热轧结束后,对板材进行冷轧;然后对冷轧板材进行固溶处理,在493~500℃保温30~60min、淬火,然后进行1.5~3%的冷变形,接着在室温放置1周以上。通过合理调整铝合金中各元素的含量并控制加工工艺,在保证材料强度的基础上,控制组织中过剩相的含量,显著提高材料的断裂韧性,材料具有较好的综合力学性能。
Description
技术领域
本发明涉及一种铝合金,尤其涉及一种航空用高强、高断裂韧性Al-Cu-Mg合金及其加工方法,属于有色金属技术领域。
背景技术
飞机的下翼面及机身由于受拉应力,因此需要使用具有较高损伤容限、即高断裂韧性及抗疲劳裂纹扩展的2xxx系铝合金,尤其是2024铝合金。通常该合金的使用状态为T3X或T4状态。
但2024铝合金本身由于含Fe、Si杂质及粗大金属间化合物较多,使得材料的损伤容限不能保持在较高的水平,因此难以满足飞机大型化、高速化对材料性能提出的更高要求。因此,在2024铝合金成分的基础上,进一步衍生出了2124、2324、2524等铝合金。
除此之外,专利号为7323068的美国专利,通过限制2024铝合金中Fe、Si杂质元素的含量,添加Zr并减少Mn含量,使材料的断裂韧性高于2024及2524铝合金的,但其强度低于后两者。
专利号为7604704的美国专利,通过在2024铝合金中增加Si的含量,并添加Zr,使得材料具有比2024、2524铝合金更为优良断裂韧性,但其强度低于2024及2524铝合金。
因此现有技术,难以使2xxx系铝合金具有较好的综合力学性能,兼顾强度及断裂韧性。
发明内容
本发明的目的是克服现有技术存在的不足,提供一种兼顾高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金及其加工方法,通过成分优化及工艺的改善,提高材料的综合性能。
本发明的目的通过以下技术方案来实现:
高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金,特点是:其成分的重量百分含量如下——
Mg 1.30~1.50wt%,
Cu 3.60~4.30wt%,
Zr 0.05~0.15wt%,
Mn+Zr 0.65~0.75wt%,
Ti ≤0.10wt%,
Zn ≤0.15wt%,
Si ≤0.15wt%,
Fe ≤0.15wt%,
其余组分为Al和不可避免的杂质。
进一步地,上述的高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金的制造方法,特点是:铸锭均匀化退火时,铸锭随炉升温到350~400℃,保温2~4小时后,然后再以30~50℃/h的速度升到480~500℃,保温24~30小时后空冷;在420~480℃保温2~3小时后进行热轧,在热轧过程中,当板材温度下降到350~400℃,则在420℃保温2小时后继续热轧;热轧结束后,对板材进行冷轧;然后冷轧板材进行固溶处理,在493~500℃保温30~60min、淬火,然后进行1.5~3%的冷变形,最后在室温放置1周以上.
更进一步地,上述的高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金,板材冷轧过程中,道次变形量为10~20%,当总变形量为40~50%时,在400~420℃退火1小时后,再继续进行冷轧至最终板厚。
本发明技术方案突出的实质性特点和显著的进步主要体现在:
通过合理调整铝合金中主合金元素Cu、Mg及微量元素,尤其是Mn、Zr的含量,在保证材料强度的基础上,控制组织中过剩相的含量,提高材料的断裂韧性。同时对材料的加工工艺进行优化,使材料获得了较好的综合力学性能,是制造航空部件的理想材料,较好满足航空业的使用要求,市场前景广阔。
具体实施方式
高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金,其成分是:Mg 1.30~1.50wt%,Cu 3.60~4.30wt%,Zr0.05~0.15wt%,Mn+Zr 0.65~0.75wt%,Ti≤0.10wt%,Zn≤0.15wt%,Si≤0.15wt%,Fe≤0.15wt%,其余组分为Al和不可避免的杂质。理想的成分配比为:Mg 1.45wt%,Cu 4.00wt%,Zr 0.10wt%,Mn+Zr 0.70wt%,Ti 0.10wt%,Zn 0.10wt%,Si 0.10wt%,Fe 0.10wt%,其余组分为Al和不可避免的杂质。
2xxx系铝合金中的主要合金元素为Cu、Mg,形成了合金的主要强化相Al2CuMg相及Al2Cu相。Cu/Mg比控制时效强化相的组成及强化效果。当Cu/Mg比为4∶1和1.5∶1之间时(即2024及其衍生合金成分范围内),提高材料中Al2CuMg的含量,即增大Mg或减小Cu的含量,有利于提高材料的强度。但Mg含量不能过高,过高则容易形成大量粗大的难溶金属间化合物,降低材料的断裂韧性;Cu含量不能过低,否则降低固溶强化效果。当Mg含量为1.30~1.50wt%,Cu含量为3.60~4.30wt%时,既能保证较大的固溶强化效果及时效强化效果,又避免形成过多的粗大金属间化合物,影响材料的断裂韧性。
Zr在合金中主要起控制晶粒结构,保证织构强化效果的作用,既提高材料强度又提高断裂韧性。Zr的含量不宜低于0.05wt.%,否则大部分Zr固溶在组织中,难以在均匀化退火过程中形成二次Al3Zr相,以提高材料性能;同时Zr的含量不宜高于0.15wt.%,否则容易在铸造过程中形成一次Al3Zr相,降低材料的铸造性和加工性能以及断裂韧性。
Mn在合金的作用与Zr的类似,但其作用效果略差。其与Zr的含量和在0.65~0.75wt%之内时,既能促进两种元素的化合物对晶粒结构有较高的控制能力,又能防止形成较多的粗大金属间化合物,降低材料断裂韧性。
Ti在合金中起细化铸态晶粒的作用,以不超过0.10wt.%为宜。若是Ti含量过高,则容易在组织中形成粗大的含Ti相,降低材料的断裂韧性。
Zn、Fe和Si元素为材料中的杂质元素,需控制在0.15wt.%以下。
获得上述成分的铸锭,进行均匀化热处理,均匀化退火的目的为:溶解共晶组织,为后续的时效析出提供足够的过饱和度,以及提高材料的热加工性能;使含Mn、Zr相均匀弥散的析出,以提高材料的强度和断裂韧性.在均匀退火过程中,铸锭随炉升温到350~400℃,保温2~4小时后,然后再以30~50℃/h的速度升到480~500℃保温24~30小时.一般而言,采用较慢的升温速率有利于促进含Mn、Zr相均匀弥散的析出.通过以上的均匀化热处理既使大部分的共晶相溶解入基体,又使得含Mn、Zr相均匀弥散的析出.
铸锭均匀化退火完后,进行轧制。在420~480℃保温2~3小时后进行热轧。热轧过程中,当板材温度下降到350~400℃,则在420℃保温2小时后继续热轧;热轧结束后,进行冷轧;板材冷轧过程中,道次变形量为10~20%。当总变形量为40~50%时,在400~420℃退火1小时后,再继续进行冷轧至最终板厚。对冷轧板材进行固溶处理,在493~500℃保温30~60分钟,淬火,然后进行1.5~3%的冷变形,再在室温放置1周以上。通过对变形加热温度、保温时间及中间退火工艺的控制,优化材料的晶粒结构,提高材料的断裂韧性;通过固溶处理工艺的控制,以及固溶后冷变形工艺的控制,进一步提高材料的强度,使材料具有较好的综合力学性能。
以下通过具体的实施例对本发明的技术方案作进一步的描述。
实施例1
铝合金成分以重量百分比计为:Mg 1.30wt%,Cu 4.30wt%,Zr 0.05wt%,Mn 0.70wt%,Fe 0.15wt%,Si 0.15wt%,Zn 0.15wt%,Ti 0.10wt%,余量为Al。
合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理:随炉升到350℃,保温4小时,然后以30℃/h的速度升到500℃保温30小时,空冷;然后在420℃保温2小时后进行热轧,当板材温度下降到350℃时,在420℃保温3小时后继续热轧;接着进行冷轧,冷轧道次变形量为20%。当总变形量为40%时,在400℃退火1小时后,再继续冷轧至最终板厚。对冷轧板进行固溶处理500℃保温30min,淬火,然后进行1.5%的冷变形,再在室温放置1周以上。
实施例2
铝合金成分以重量百分比计为:Mg 1.50wt%,Cu 3.60wt%,Zr 0.15wt%,Mn 0.50wt%,Fe 0.12wt%,Si 0.10wt%,Zn 0.10wt%,Ti 0.08wt%,余量为Al。
合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理:随炉升到400℃,保温2小时,然后以50℃/h的速度升到480℃保温24小时,空冷;然后在480℃保温3小时后进行热轧,当板材温度下降到400℃时,在420℃保温2小时后继续热轧;接着进行冷轧,冷轧道次变形量为10%。当总变形量为50%时,在420℃退火1小时后,再继续冷轧至最终板厚。对冷轧板进行固溶处理493℃保温60min,淬火,然后进行3%的冷变形,再在室温放置1周以上。
实施例3
铝合金成分以重量百分比计为:Mg 1.40wt%,Cu 4.20wt%,Zr 0.10wt%,Mn 0.63wt%,Fe 0.10wt%,Si 0.10wt%,Zn 0.10wt%,Ti 0.10wt%,余量为Al。
合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理:随炉升到380℃,保温3小时,然后以40℃/h的速度升到493℃保温28小时,空冷;然后在440℃保温2.5小时后进行热轧,当板材温度下降到360℃时,在420℃保温2小时后继续热轧;接着进行冷轧,冷轧道次变形量为15%。当总变形量为45%时,在420℃退火1小时后,再继续冷轧至最终板厚。对冷轧板进行固溶处理495℃保温40min,淬火,然后进行2%的冷变形,再在室温放置1周以上。
实施例4
铝合金成分以重量百分比计为:Mg 1.45wt%,Cu 4.00wt%,Zr 0.10wt%,Mn 0.60wt%,Fe 0.10wt%,Si 0.10wt%,Zn 0.10wt%,Ti 0.10wt%,余量为Al。
合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理:随炉升到390℃,保温3小时,然后以40℃/h的速度升到490℃保温30小时,空冷;然后在460℃保温3小时后进行热轧,当板材温度下降到400℃时,在420℃保温2小时后继续热轧;接着进行冷轧,冷轧道次变形量为20%。当总变形量为50%时,在420℃退火1小时后,再继续冷轧至最终板厚。对冷轧板进行固溶处理500℃保温30min,淬火,然后进行3%的冷变形,再在室温放置1周以上。
比较例1
铝合金成分以重量百分比计为:Mg 1.45wt%,Cu 4.00wt%,Zr 0.10wt%,Mn 0.60wt%,Fe 0.10wt%,Si 0.10wt%,Zn 0.10wt%,Ti 0.10wt%,余量为Al。
合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理:在500℃保温24小时,空冷;在420℃保温2小时后热轧;接着进行冷轧,冷轧道次变形量为20%,至最终板厚;对冷轧板进行固溶处理500℃保温30min,淬火,然后进行3%的冷变形,再在室温放置1周以上。
比较例2
铝合金成分以重量百分比计为:Mg 1.00wt%,Cu 4.80wt%,Zr 0.18wt%,Mn 0.70wt%,Fe 0.30wt%,Si 0.20wt%,Zn 0.10wt%,Ti 0.10wt%,余量为Al。
合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理:在500℃保温24小时,空冷;在420℃保温2小时后热轧;接着进行冷轧,冷轧道次变形量为20%,至最终板厚;对冷轧板进行固溶处理500℃保温30min,淬火,然后进行3%的冷变形,再在室温放置1周以上。
比较例3
铝合金成分以重量百分比计为:Mg 1.60wt%,Cu 4.50wt%,Zr 0.03wt%,Mn 0.50wt%,Fe 0.10wt%,Si 0.10wt%,Zn 0.10wt%,Ti 0.10wt%,余量为Al。
合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理:随炉升到390℃,保温3小时,然后以40℃/h的速度升到490℃保温30小时,空冷;然后在460℃保温3小时后进行热轧,当板材温度下降到400℃时,在420℃保温2小时后继续热轧;接着进行冷轧,冷轧道次变形量为20%。当总变形量为50%时,在420℃退火1小时后,再继续冷轧至最终板厚。对冷轧板进行固溶处理500℃保温30min,淬火,然后进行3%的冷变形,再在室温放置1周以上。
表1示意了实施例及比较例中合金的性能。
表1
从表1可看出,本发明通过合理调整铝合金中各元素的含量并控制加工工艺,在保证材料强度的基础上,控制组织中过剩相的含量,显著提高材料的断裂韧性,材料获得了较好的综合力学性能,较好满足航空业的使用要求。
需要理解到的是:上述说明并非是对本发明的限制,在本发明构思范围内,所进行的添加、变换、替换等,也应属于本发明的保护范围。
Claims (4)
1.高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金,其特征在于成分的重量百分含量为:
Mg 1.30~1.50wt%,
Cu 3.60~4.30wt%,
Zr 0.05~0.15wt%,
Mn+Zr 0.65~0.75wt%,
Ti ≤0.10wt%,
Zn ≤0.15wt%,
Si ≤0.15wt%,
Fe ≤0.15wt%,
其余组分为Al和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金,其特征在于其成分具有如下的重量百分比:Mg 1.45wt%,Cu 4.00wt%,Zr 0.1wt%,Mn+Zr 0.70%,Ti 0.1wt%,Zn 0.1wt%,Si 0.1wt%,Fe 0.1wt%,其余组分为Al和不可避免的杂质。
3.权利要求1所述的高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金的加工方法,其特征在于:铸锭均匀化退火时,铸锭随炉升温到350~400℃,保温2~4小时后,然后再以30~50℃/h的速度升到480~500℃,保温24~30小时后空冷;在420~480℃保温2~3小时后进行热轧,在热轧过程中,当板材温度下降到350~400℃,则在420℃保温2小时后继续热轧;热轧结束后,对板材进行冷轧;然后冷轧板材进行固溶处理,在493~500℃保温30~60min、淬火,然后进行1.5~3%的冷变形,最后在室温放置1周以上。
4.根据权利要求3所述的高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金的加工方法,其特征在于:板材冷轧过程中,道次变形量为10~20%,当总变形量为40~50%时,在400~420℃退火1小时后,再继续进行冷轧至最终板厚。
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Country Status (1)
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---|---|
CN (1) | CN101705403B (zh) |
Cited By (13)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN103422035A (zh) * | 2012-09-20 | 2013-12-04 | 中南大学 | 一种用于Al-Cu-Mg系合金板材的蠕变时效成形方法 |
CN104099500A (zh) * | 2013-04-03 | 2014-10-15 | 中国石油天然气股份有限公司 | 一种深井超深井铝合金钻杆用管体及其制造方法 |
CN104451296A (zh) * | 2014-12-15 | 2015-03-25 | 西南铝业(集团)有限责任公司 | 一种2系铝合金的制备方法 |
CN105463349A (zh) * | 2015-11-24 | 2016-04-06 | 苏州有色金属研究院有限公司 | 改善2×××-t3板疲劳裂纹扩展速率的热处理方法 |
CN106521375A (zh) * | 2016-12-30 | 2017-03-22 | 西南铝业(集团)有限责任公司 | 一种2060合金冷变形工艺方法 |
CN107058922A (zh) * | 2016-12-07 | 2017-08-18 | 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 | 一种制备2e12铝合金退火细晶板材的热处理方法 |
CN109136697A (zh) * | 2018-08-28 | 2019-01-04 | 兰州飞行控制有限责任公司 | 一种高强度铝铜系铝合金 |
CN110093543A (zh) * | 2019-05-08 | 2019-08-06 | 湖北汽车工业学院 | 一种断裂韧性优异的Goss+Cube或P+Cube织构铝合金及其制备方法 |
CN110218921A (zh) * | 2019-06-21 | 2019-09-10 | 天津忠旺铝业有限公司 | 一种t4态2024铝合金薄板的加工方法 |
CN112518168A (zh) * | 2019-09-18 | 2021-03-19 | 南京理工大学 | 一种Al-Cu-Mg铝合金材料及其制备方法 |
CN113061820A (zh) * | 2021-03-26 | 2021-07-02 | 西北工业大学 | 一种zl205a铝合金的强韧化处理工艺 |
CN113981344A (zh) * | 2021-08-19 | 2022-01-28 | 山东南山铝业股份有限公司 | 一种航空用高损伤容限2系铝合金厚板的制备方法 |
CN115261752A (zh) * | 2022-07-20 | 2022-11-01 | 重庆大学 | 一种高强2024铝合金加工工艺及高强2024铝合金 |
Family Cites Families (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2425902C2 (ru) * | 2005-02-10 | 2011-08-10 | АЛКАН РОЛЛД ПРОДАКТС-РЕЙВЕНСВУД ЭлЭлСи | Al-Zn-Cu-Mg СПЛАВЫ НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИЯ И СПОСОБЫ ИХ ПОЛУЧЕНИЯ И ПРИМЕНЕНИЕ |
CN100554465C (zh) * | 2007-11-21 | 2009-10-28 | 苏州有色金属研究院有限公司 | 一种含Zr的铝合金及其均匀化热处理方法 |
-
2009
- 2009-11-24 CN CN2009102263566A patent/CN101705403B/zh active Active
Cited By (18)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN103422035A (zh) * | 2012-09-20 | 2013-12-04 | 中南大学 | 一种用于Al-Cu-Mg系合金板材的蠕变时效成形方法 |
CN103422035B (zh) * | 2012-09-20 | 2015-08-26 | 中南大学 | 一种用于Al-Cu-Mg系合金板材的蠕变时效成形方法 |
CN104099500A (zh) * | 2013-04-03 | 2014-10-15 | 中国石油天然气股份有限公司 | 一种深井超深井铝合金钻杆用管体及其制造方法 |
CN104451296A (zh) * | 2014-12-15 | 2015-03-25 | 西南铝业(集团)有限责任公司 | 一种2系铝合金的制备方法 |
CN105463349A (zh) * | 2015-11-24 | 2016-04-06 | 苏州有色金属研究院有限公司 | 改善2×××-t3板疲劳裂纹扩展速率的热处理方法 |
CN107058922B (zh) * | 2016-12-07 | 2019-02-01 | 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 | 一种制备2e12铝合金退火细晶板材的热处理方法 |
CN107058922A (zh) * | 2016-12-07 | 2017-08-18 | 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 | 一种制备2e12铝合金退火细晶板材的热处理方法 |
CN106521375A (zh) * | 2016-12-30 | 2017-03-22 | 西南铝业(集团)有限责任公司 | 一种2060合金冷变形工艺方法 |
CN109136697A (zh) * | 2018-08-28 | 2019-01-04 | 兰州飞行控制有限责任公司 | 一种高强度铝铜系铝合金 |
CN109136697B (zh) * | 2018-08-28 | 2020-12-22 | 兰州飞行控制有限责任公司 | 一种高强度铝铜系铝合金 |
CN110093543A (zh) * | 2019-05-08 | 2019-08-06 | 湖北汽车工业学院 | 一种断裂韧性优异的Goss+Cube或P+Cube织构铝合金及其制备方法 |
CN110093543B (zh) * | 2019-05-08 | 2021-04-20 | 湖北汽车工业学院 | 一种断裂韧性优异的Goss+Cube或P+Cube织构铝合金及其制备方法 |
CN110218921A (zh) * | 2019-06-21 | 2019-09-10 | 天津忠旺铝业有限公司 | 一种t4态2024铝合金薄板的加工方法 |
CN112518168A (zh) * | 2019-09-18 | 2021-03-19 | 南京理工大学 | 一种Al-Cu-Mg铝合金材料及其制备方法 |
CN113061820A (zh) * | 2021-03-26 | 2021-07-02 | 西北工业大学 | 一种zl205a铝合金的强韧化处理工艺 |
CN113981344A (zh) * | 2021-08-19 | 2022-01-28 | 山东南山铝业股份有限公司 | 一种航空用高损伤容限2系铝合金厚板的制备方法 |
CN115261752A (zh) * | 2022-07-20 | 2022-11-01 | 重庆大学 | 一种高强2024铝合金加工工艺及高强2024铝合金 |
CN115261752B (zh) * | 2022-07-20 | 2023-07-18 | 重庆大学 | 一种高强2024铝合金加工工艺及高强2024铝合金 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
CN101705403B (zh) | 2011-09-28 |
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