CN103748246B - 耐热性Al-Cu-Mg-Ag合金和生产由这种铝合金构成的半成品或成品的方法 - Google Patents

耐热性Al-Cu-Mg-Ag合金和生产由这种铝合金构成的半成品或成品的方法 Download PDF

Info

Publication number
CN103748246B
CN103748246B CN201280040155.7A CN201280040155A CN103748246B CN 103748246 B CN103748246 B CN 103748246B CN 201280040155 A CN201280040155 A CN 201280040155A CN 103748246 B CN103748246 B CN 103748246B
Authority
CN
China
Prior art keywords
alloy
aluminium alloy
scandium
vanadium
finished product
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.)
Expired - Fee Related
Application number
CN201280040155.7A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103748246A (zh
Inventor
格雷戈尔·特林德
托马斯·维图尔斯基
马蒂亚斯·希尔珀特
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.)
Otto Fuchs KG
Original Assignee
Otto Fuchs KG
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 Otto Fuchs KG filed Critical Otto Fuchs KG
Publication of CN103748246A publication Critical patent/CN103748246A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103748246B publication Critical patent/CN103748246B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • C22F1/057—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 copper as the next major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D27/00—Treating the metal in the mould while it is molten or ductile ; Pressure or vacuum casting
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D7/00—Casting ingots, e.g. from ferrous metals
    • B22D7/005—Casting ingots, e.g. from ferrous metals from non-ferrous metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/60—Aqueous agents
    • 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
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/14—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with silicon
    • 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
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/16—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with magnesium

Abstract

描述了一种用于生产半成品或成品的耐热性Al‑Cu‑Mg‑Ag合金，它适合于在高温下使用并兼有改进的抗蠕变性以及良好的静态强度和动态强度性能，包含：0.3～0.7wt%的硅（Si），不大于0.15wt%的铁（Fe），3.5～4.7wt%的铜（Cu），0.05～0.5wt%的锰（Mn），0.3～0.9wt%的镁（Mg），0.02～0.15wt%的钛（Ti），0.03～0.25wt%的锆（Zr），0.1～0.7wt%的银（Ag），0.03～0.5wt%的钪（Sc），0.03～0.2wt%的钒（V），不大于0.05wt%的单种其它元素，不大于0.15wt%的全部其它元素，余量的铝。也描述一种用于生产由上述铝合金构成的半成品或成品的方法。

Description

耐热性Al-Cu-Mg-Ag合金和生产由这种铝合金构成的半成品或成品 的方法
技术领域
本发明涉及一种用于生产半成品或成品的耐热性Al-Cu-Mg-Ag合金，适合于在相当高的温度下使用，兼有改进的抗蠕变性以及高的静态强度和动态强度性能。本发明还涉及一种生产由这种铝合金构成的半成品或成品的方法。
背景技术
从EP1518000B1中已知上述类型的合金，其中，由上述类型的合金所生产的半成品具有高的静态强度和动态强度性能，以及具有与先前已知的类似的铝合金相比改进的抗蠕变性。此合金被铝业协会（AA）注册为合金AA2016。此先前已知的合金已经结合了必须耐受高的静态载荷和动态载荷的半成品和成品所必需的强度性能，这些性能从合金AA2014、AA2014A或AA2214已知，并且具有改进的抗蠕变性，即在温度的作用下改进的抗性。因此，合金AA2016满足由它们生产的半成品和成品（这些半成品和成品短时间内暴露在高温下）的要求，例如飞机的半轮（wheel halves）就是这种情况。这些半成品仅在飞机降落在跑道上之后的制动期间暴露在高温下。
合金AA2618和AA2618A被认为是特别抗蠕变的。然而，由这些合金生产的半成品和成品仅具有相对低的静态强度和动态强度值。
根据AA2014、AA2014A和AA2214用于生产具有高的静态强度和动态强度性能的半成品的合金在化学上不同于根据AA2618和AA2618A的具有长期热稳定性的合金，具体在于，很强的铝合金包含相对高含量的元素硅、铜和锰，而另一方面，具有相对低含量的元素镁和铁，然而与上述相比，前述长期热稳定的铝合金具有降低量的硅、铜和锰，而另一方面，具有升高量的铁、镍和镁。此外，镍被混入长期热稳定的合金中。
合金AA2016与前述合金的区别具体在于掺合了0.30～0.7wt%量的元素银。与前述很强的铝合金的组合物相比，在剩余的合金元素上也存在区别；并且相对于前述铝合金，合金AA2016的半成品具有良好的抗蠕变性。
虽然铝合金AA2016已是先前已知的铝合金，由该铝合金生产的半成品和成品满足高的静态强度和动态强度要求，此外，还在短期使用中耐受高温，但长期以来期望能够得到一种用于生产不仅仅在短期使用中耐受高温的半成品和成品的铝合金。在许多成品中存在这些需要，例如，在机动车辆发动机中使用的涡轮增压器的压叶轮中。这些结构构件不仅必须耐受高的静态载荷和动态载荷，而且必须耐受在这样的使用中在整个使用过程中普遍存在的温度。对类似的在相当高的温度下长期稳定的要求也适用于在船舶建造中大型发动机中的涡轮增压器压缩机。
发明内容
因此，从所讨论的现有技术出发，本发明具有提出一种合金的任务，由该合金能够生产满足所需的静态强度和动态强度性能以及在温度影响下的长期稳定性的半成品或成品。
根据本发明，通过用于生产半成品或成品的耐热性Al-Cu-Mg-Ag合金完成了该任务，该耐热性Al-Cu-Mg-Ag合金适合于在相当高的温度下使用，兼有改进的抗蠕变性以及高的静态强度和动态强度性能，包含：
0.3～0.7wt%的硅（Si），
最多0.15wt%的铁（Fe），
3.5～4.7wt%的铜（Cu），
0.05～0.5wt%的锰（Mn），
0.3～0.9wt%的镁（Mg），
0.02～0.15wt%的钛（Ti），
0.03～0.25wt%的锆（Zr），
0.1～0.7wt%的银（Ag），
0.03～0.5wt%的钪（Sc），
0.03～0.2wt%的钒（V），
最多0.05wt%的单种其它元素，
最多0.15wt%的全部其它元素，
余量的铝。
该合金的特性在于前述量的合金元素钪和钒。一方面归因于这些元素与元素钛和锆的相互作用，另一方面归因于合金中包含的银，由该合金生产的半成品以及相应的最终产品具有足够高的静态强度和动态强度性能以及特别良好的抗蠕变性。强度性能与由铝合金AA2016生产的半成品相比略微降低，但与由合金AA2618生产的半成品相比明显提高。由这种铝合金生产的半成品的这些特定的性能是不能预料到的。因此，该合金适合于生产不仅必须满足高的静态强度和动态强度而且必须具有在热影响下的长期稳定性，并因此能够具有优异的抗蠕变性的半成品和成品。
在有利的实施方式中，上述合金包含0.08～0.2wt%的钪和0.10～0.2wt%的钒。在该合金组合物的另一规格中，铝合金包含以下量的元素钛、锆、钪和钒：
0.12～0.15wt%的钛（Ti），
0.14～0.16wt%的锆（Zr），
0.13～0.17wt%的钪（Sc），和
0.12～0.15wt%的钒（V）。
如果确保元素锆、钛、钪和钒的总和小于或等于0.4wt%，特别是小于或等于0.35wt%，那么能够实现由这样的合金生产的半成品或成品的在讨论的性能的另一改进。
铝合金优选包含0.03～0.15wt%量的锆。该合金中包含的钛的量优选为0.03～0.09wt%。
如果合金的铁含量被限制至最多0.09wt%是有利的。
如果本发明的Al-Cu-Mg-Ag合金仅具有降低量的分散质产生者（dispersoidproducer），其特定性能也显现。这是存在的，例如，如果本发明的合金包含以下量的元素钛、锆、钪和钒：
0.04～0.06wt%的钛（Ti），
0.05～0.07wt%的锆（Zr），
0.08～0.10wt%的钪（Sc），和
0.10～0.12wt%的钒（V）。
铝合金优选包含0.3～0.6wt%的银。
硅优选以0.3～0.6wt%的量参与合金性能的形成。
铝合金的锰含量优选被设定为0.1～0.3wt%。
如果铝合金的元素硅、铜、锰、镁和银的含量被限制为如下，能够实现特定的静态强度和动态强度性能以及抗蠕变性的又一改进：
0.45～0.55wt%的硅（Si），
4.10～4.30wt%的铜（Cu），
0.15～0.25wt%的锰（Mn），
0.5～0.7wt%的镁（Mg），和
0.40～0.55wt%的银（Ag）。
研究已表明，如果元素银、锆、钪和钒的总和为至少0.60wt%且最多1.1wt%，合金和由它生产的半成品或成品具有特别良好的抗蠕变性。
如果元素银和钪以使银的量与钪的量的比例为5～23，优选为9～14的量而被包含在该合金中是有利的。
元素钪和锆有利地以1～17，优选以6～12的比例而被包含在合金中。
至于元素银和钒，银的量与钒的量的比例为0.5～14被认为是特别有用的，特别是比例为5～9。
半成品或成品通常通过如下步骤由前述耐热性铝合金来生产：
（a）由具有充分溶解的元素锆、钪和钒的合金来铸造棒材（bar），
（b）在尽可能接近且低于合金的熔化温度的温度下，经历足以实现铸态结构中合金元素可能的最均匀分布的时间，优选在485～510℃下历时10～25h，使经铸造的棒材均质化，
（c）在280～470℃的温度范围内，通过挤压、锻造（包括反向挤压成型）和/或轧制来使经均质化的棒材进行热变形，
（d）在高至足以使硬化所需的合金元素成为在结构中分布的熔液的温度下，优选在480～510℃下历时30min～8h，使经挤压、锻造和/或轧制的半成品进行固熔退火，
（e）在室温和100℃（沸水）之间的温度下的水中，或在温度≤50℃且二醇含量至多60%的水-二醇混合物中使经固熔退火的半成品进行淬火，
（f）通过镦粗或拉伸一定量，优选1～5%来使经淬火的半成品进行选择性的冷变形，该镦粗或拉伸一定量使在冷淬火介质中进行淬火的过程中所产生的内在张力降低，和
（g）在适合于计划使用的温度下，在一段法、二段法或三段法（3-stageprocess）中优选在80～210℃之间历时5～35h，优选10～25h，使以这种方式淬火的并选择性地经冷镦粗或拉伸的半成品进行热硬化。
因此，在铸造步骤之前和在铸造棒材的过程中，在合金的熔化过程中通过使熔体移动，可以实现元素锆、钪和钒的充分溶解。如果通过对流来使熔体移动是特别有利的。这种对流可以通过外部磁场影响来产生，例如，在感应炉中。因此，优选在感应炉中熔化铝合金。
附图说明
使用示例性实施方式，也与先前已知的铝合金对比，参照附图，在下面描述本发明。其中：
图1示出了本发明的合金的化学组成与先前已知的铝合金的化学组成对比的图示，
图2示出了本发明的合金的蠕变性能与被认为是特别抗蠕变的先前已知的合金的对比，以及
图3示出了用于表示本发明的合金的蠕变行为与先前已知的合金的对比的Larsen-Miller图示。
具体实施方式
图1示出了本发明的合金的化学组成与先前已知的铝合金的对比。一方面，对比了能够以已知的方式来生产具有高的静态强度和动态强度性能的半成品或成品的那些合金。这涉及合金AA2014、AA2014A和AA2214。此外，还对比了与在热影响下特别良好的长期稳定性相关的两种先前已知的合金。这涉及合金AA2618和AA2618A。先前已知的合金AA2016也被给出。表中给出的具体的合金元素的量的数据摘自International Alloy Designations and ChemicalComposition Limits for Wrought Aluminum and Wrought Aluminum Alloys,TheAluminum Association Inc.,1525Wilson Boulevard,Arlington,April2006。
图1的表用“W”表示根据本发明的合金。合金组成的对比清楚地表明了本发明的耐热性铝合金的区别：添加了元素钒和钪，并且特定选择了其余的合金组分及其具体的量。从该对比也清楚地看出，由这些先前已知的合金作为总和或以一些其它方式不能推导出本发明的合金W。
为了生产试样和进行在室温和高温下的强度研究，生产和研究了本发明的合金的两种典型的合金组合物。两种合金W1和W2具有以下化学组成：
W1 W2
元素 Wt% Wt%
Si 0.51 0.50
Fe 0.092 0.084
Cu 4.06 4.22
Mn 0.186 0.207
Mg 0.591 0.586
Cr 0.009 0.013
Ni 0.002 0.009
Zn 0.009 0.007
Ti 0.128 0.059
Zr 0.146 0.059
V 0.131 0.115
Sc 0.137 0.089
Ag 0.46 0.49
单种其它元素 0.05 0.05
全部其它元素 0.15 0.15
Al 余量 余量
此外，生产和相应地研究了对比合金AA2016和AA2618的试样。在本文中，关于这些合金的理论组成指的是图1中的数据。
为了测定强度性能，以工业规模将合金W1和W2铸造成直径为370mm的经铸造的挤压块，其中，在铸造棒材的过程中确保元素锆、钪和钒被充分溶解。为此，通过在熔体中产生对流来使熔体运动。使上述经铸造的挤压块均质化，以补偿由硬化决定的晶内偏析。为此，在500℃～550℃的温度范围内，在两个阶段中使该块均质化和冷却。在扭断铸件表皮之后，将经均质化的块预热到约400℃，并且使多次变形而成为厚度为100mm和宽度为250mm的自由形式的锻件。随后，在500℃下使由合金W1和W2形成的自由形式的锻件进行固熔退火至少2小时，在水中进行淬火，并随后在165℃～200℃下进行热硬化。对经热硬化的自由形式的锻件进行拉伸试验，其中，在室温下在纵向（L）测试位置上测定强度性能。结果列于下表中：
合金 Rp0.2[MPa] Rm[MPa] A5[%]
2016 446 490 11.1
2618 344 432 10.4
W1 399 449 8.1
W2 383 437 10.6
为了对比的目的，合金AA2016（在热固化状态下的W1、W2和AA2618排在其后面）的自由形式的锻件的强度性能被额外地示出在表中。
合金AA2016表现出最大的强度（拉伸极限），W1、W2和AA2618排在其后面。所有合金都达到了大于8%的足够的延展性。在这一点上，应该特别强调的是，测试合金W1、W2不能达到对比合金AA2016的强度值；然而，所得到的测试值明显超过另一对比合金AA2618的测试值。对于所讨论的用途的情况来讲，测试合金W1、W2的强度值是足够的。重要的是，如下面参照图2所描述的，与被认为是抗蠕变的对比合金AA2618对比，测试合金W1、W2具有显著更好的抗蠕变性。
在被认为是抗蠕变的合金AA2618与合金W2的蠕变行为的对比中，区别是特别明显的。该对比示于图2中。图2在图示中示出了在190℃和200MPa的蠕变张力下具体合金的蠕变性能。被认为特别抗蠕变的并且先前已被用于这些目的的合金AA2618在规定的测试设置中在约320小时之后已经断裂，并且在约230小时时已经发生了约1%的塑性膨胀，而500h的检测时间都不足以使测试合金W2断裂。在合金AA2618的试样断裂时，对于测试合金W2来讲，仅约0.2%的塑性变形能够测定。与被认为是特别抗蠕变的合金AA2618对比，本发明的合金的改进的抗蠕变性是令人惊讶的。
另一测试合金W1的试样具有对应于使用测试合金W2的图2的图示中示出的抗蠕变性。
通过在Larsen-Miller图示中的本发明的合金和两个测试合金W1、W2与先前已知的合金的对比，本发明的合金的特定性能也是明显的。图3示出了这样的图示。在该表示方式中，表明强度性能与耐温度性有关。先前被认为是特别抗蠕变的合金AA2618通过其断裂线的相对略微倾斜而被区别。另一方面，满足高的静态和动态要求的合金AA2014具有明显更陡角度的倾斜的断裂线。这两种合金的曲线相交。这意味着，在该图示中记录的测试结构中，与合金AA2618相比，首先合金AA2214耐受更大的张力（即，位于合金AA2618的曲线上方的曲线部分），并且随着温度升高和/或时间延长更迅速地降低了其断裂张力。合金AA2016也记入此图示中用于对比。由于此曲线位于合金AA2014的曲线的右边，明确的是，与合金AA2014相比，合金AA2016具有更长期的抗性。变得明确的是，合金AA2016在某时间点需要更高的张力来引起断裂。
Larsen-Miller图示的区域（area）与先前已知的铝合金的这些曲线进行对比，由本发明的合金生产的半成品或成品的值位于该Larsen-Miller图示中。测试合金W1和W2的试样的线被具体地记入，由此，考虑到关于此线的表示：此线不表示断裂线，而表示在500小时的测试时间之后测试样品的状态。在该时间内不发生断裂（也参见图2关于这点的对比）。因此，关于测试合金W1、W2所绘制的线被认为是最小的线。测试合金W1、W2的实际断裂线位于Larsen-Miller图示中更远的右边。甚至这两条曲线的倾斜应可能明显小于所绘制的。为此，选择了域（field）的表示，以便能够对本发明的合金的改进的性能与所讨论的先前已知的合金的性能进行对比。从图3中的Larsen-Miller图示中可以清楚地推断出本发明的合金改进的蠕变行为。

Claims (15)

1.一种用于生产半成品或成品的耐热性Al-Cu-Mg-Ag合金，所述耐热性Al-Cu-Mg-Ag合金适合于在相当高的温度下使用，并兼有改进的抗蠕变性以及高的静态强度和动态强度性能，由以下元素组成：
0.3～0.7wt％的硅(Si)，
最多0.15wt％的铁(Fe)，
3.5～4.7wt％的铜(Cu)，
0.05～0.5wt％的锰(Mn)，
0.3～0.9wt％的镁(Mg)，
0.02～0.15wt％的钛(Ti)，
0.03～0.25wt％的锆(Zr)，
0.1～0.7wt％的银(Ag)，
0.03～0.5wt％的钪(Sc)，
0.03～0.2wt％的钒(V)，
最多0.05wt％的单种其它元素，
最多0.15wt％的全部其它元素，
余量的铝。
2.根据权利要求1所述的铝合金，其特征在于，包含：
0.12～0.15wt％的钛(Ti)，
0.14～0.16wt％的锆(Zr)，
0.13～0.17wt％的钪(Sc)，和
0.12～0.15wt％的钒(V)。
3.根据权利要求1或2所述的铝合金，其特征在于，元素锆、钛、钪和钒的总和小于或等于0.4wt％。
4.根据权利要求1所述的铝合金，其特征在于，包含：
0.04～0.06wt％的钛(Ti)，
0.05～0.07wt％的锆(Zr)，
0.08～0.10wt％的钪(Sc)，和
0.10～0.12wt％的钒(V)。
5.根据权利要求1所述的铝合金，其特征在于，包含：
0.45～0.55wt％的硅(Si)，
4.10～4.30wt％的铜(Cu)，
0.15～0.25wt％的锰(Mn)，
0.5～0.7wt％的镁(Mg)，和
0.40～0.55wt％的银(Ag)。
6.根据权利要求1所述的铝合金，其特征在于，元素银、锆、钪和钒的总和为至少0.60wt％且最多1.1wt％。
7.根据权利要求1所述的铝合金，其特征在于，以Ag:Sc＝5～23的比例包含元素银和钪。
8.根据权利要求1所述的铝合金，其特征在于，以Sc:Zr＝1～17的比例包含元素钪和锆。
9.根据权利要求1所述的铝合金，其特征在于，以Ag:V＝0.5～14的比例包含元素银和钒。
10.根据权利要求1所述的铝合金，其特征在于，所述铝合金包含最多0.09wt％的铁含量。
11.一种用于由根据权利要求1～10中任意一项所述的铝合金来生产半成品或成品的方法，其特征在于以下步骤：
(a)由具有充分溶解的元素锆、钪和钒的合金来铸造棒材，
(b)在尽可能接近且低于所述合金的熔化温度的温度下，经历足以实现铸态结构中合金元素可能的最均匀分布的时间，在485～510℃下历时10～25h，使经铸造的棒材均质化，
(c)在280～470℃的温度范围内，通过挤压、包括反向挤压成型的锻造，和/或轧制来使经均质化的棒材进行热变形，
(d)在高至足以使硬化所需的合金元素成为在结构中分布的熔液的温度下，在480～510℃下历时30min～8h，使经挤压、锻造和/或轧制的半成品进行固熔退火，
(e)在室温和100℃之间的温度下的水中，或在温度≤50℃且二醇含量至多60％的水-二醇混合物中使经固熔退火的半成品进行淬火，
(f)通过镦粗或拉伸1～5％来使经淬火的半成品进行选择性的冷变形，该镦粗或拉伸1～5％使在冷淬火介质中进行淬火的过程中所产生的内在张力降低，和
(g)在适合于计划使用的温度下，在一段法、二段法或三段法中在80～210℃之间历时5～35h，使以这种方式淬火的并选择性地经冷镦粗或拉伸的半成品进行热硬化。
12.根据权利要求11所述的方法，其特征在于，(g)在适合于计划使用的温度下，在一段法、二段法或三段法中在80～210℃之间历时10～25h，使以这种方式淬火的并选择性地经冷镦粗或拉伸的半成品进行热硬化。
13.根据权利要求11或12所述的方法，其特征在于，在铸造棒材的步骤之前和在铸造棒材的过程中，使熔体移动以使元素锆、钪和钒充分溶解。
14.根据权利要求13所述的方法，其特征在于，通过对流使所述熔体移动。
15.根据权利要求14所述的方法，其特征在于，在感应炉中使所述熔体熔化。
CN201280040155.7A 2011-08-17 2012-08-01 耐热性Al-Cu-Mg-Ag合金和生产由这种铝合金构成的半成品或成品的方法 Expired - Fee Related CN103748246B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP11177747.0 2011-08-17
EP11177747.0A EP2559779B1 (de) 2011-08-17 2011-08-17 Warmfeste Al-Cu-Mg-Ag-Legierung sowie Verfahren zur Herstellung eines Halbzeuges oder Produktes aus einer solchen Aluminiumlegierung
PCT/EP2012/064982 WO2013023907A1 (de) 2011-08-17 2012-08-01 Warmfeste al-cu-mg-ag-legierung sowie verfahren zur herstellung eines halbzeuges oder produktes aus einer solchen aluminiumlegierung

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103748246A CN103748246A (zh) 2014-04-23
CN103748246B true CN103748246B (zh) 2016-08-17

Family

ID=46601825

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201280040155.7A Expired - Fee Related CN103748246B (zh) 2011-08-17 2012-08-01 耐热性Al-Cu-Mg-Ag合金和生产由这种铝合金构成的半成品或成品的方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10240228B2 (zh)
EP (1) EP2559779B1 (zh)
CN (1) CN103748246B (zh)
BR (1) BR112014001323A2 (zh)
CA (1) CA2843325C (zh)
ES (1) ES2565482T3 (zh)
WO (1) WO2013023907A1 (zh)

Families Citing this family (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP4183326A1 (en) 2010-03-26 2023-05-24 University Of Virginia Patent Foundation Method, system, and computer program product for improving the accuracy of glucose sensors using insulin delivery observation in diabetes
JP5879181B2 (ja) * 2011-06-10 2016-03-08 株式会社神戸製鋼所 高温特性に優れたアルミニウム合金
CN103451583B (zh) * 2013-09-12 2016-09-07 中国商用飞机有限责任公司 生产飞机机翼长桁用型材的方法
ES2596512T3 (es) 2014-04-03 2017-01-10 Otto Fuchs Kg Aleación de bronce de aluminio, procedimiento de producción y producto de bronce de aluminio
US20150322556A1 (en) 2014-05-06 2015-11-12 Goodrich Corporation Lithium free elevated temperature aluminum copper magnesium silver alloy for forged aerospace products
DE102014106933A1 (de) 2014-05-16 2015-11-19 Otto Fuchs Kg Sondermessinglegierung und Legierungsprodukt
CN105401029A (zh) * 2015-12-15 2016-03-16 常熟市虹桥铸钢有限公司 一种耐热铸造合金
CN106086734B (zh) * 2016-08-11 2017-09-29 江苏亚太安信达铝业有限公司 2618a铝合金叶轮锻件的锻造方法
CN106756343A (zh) * 2017-02-27 2017-05-31 东莞市铝美铝型材有限公司 一种钻杆用高强耐热铝合金及其制备方法
CN108103373B (zh) * 2017-12-28 2019-11-19 中南大学 一种含银Al-Cu-Mg合金及获得高强度P织构的热处理方法
RU2707114C1 (ru) * 2019-04-29 2019-11-22 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") Способ термомеханической обработки полуфабрикатов из термоупрочняемых Al-Cu-Mg-Ag сплавов
CN110724865A (zh) * 2019-11-01 2020-01-24 北京工业大学 一种Al-Cu-Mg-Ag-Si-Sc耐热合金及制备工艺
CN111424200B (zh) * 2020-04-23 2021-10-08 西安交通大学 一种高强高耐热低钪银添加的Al-Cu-Mg系合金及其热处理工艺
CN112281034A (zh) * 2020-10-16 2021-01-29 中国航发北京航空材料研究院 一种铸造铝合金及其制备方法
CN114086040B (zh) * 2021-08-20 2022-06-28 中国航发北京航空材料研究院 一种铝镁硅钪锆系合金及其制备方法
CN115558827A (zh) * 2022-10-18 2023-01-03 中国航发北京航空材料研究院 一种Al-Cu-Mg-Ag-Si-Sc-Mn-Zr高强高耐热性铝合金及其制备方法
CN115927935A (zh) * 2022-10-18 2023-04-07 中国航发北京航空材料研究院 一种Al-Cu-Mg-Ag-Si-Sc高耐热性铝合金及其制备方法
CN117127071A (zh) * 2023-10-27 2023-11-28 中铝材料应用研究院有限公司 铝合金材料及其制备方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1675389A (zh) * 2002-08-20 2005-09-28 克里斯铝轧制品有限公司 具有高韧性的AI－Cu合金
CN1675391A (zh) * 2002-08-20 2005-09-28 克里斯铝轧制品有限公司 Al－Cu－Mg－Si合金及其制造方法
CN1829812A (zh) * 2003-06-06 2006-09-06 克里斯铝轧制品有限公司 尤其适用于航空航天应用的高损伤容限铝合金产品

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3475166A (en) 1969-01-15 1969-10-28 Electronic Specialty Co Aluminum base alloy
GB1320271A (en) 1971-01-29 1973-06-13 Atomic Energy Authority Uk Aluminium alloys
JPH03107440A (ja) * 1989-09-20 1991-05-07 Showa Alum Corp ロードセル用アルミニウム合金
WO1996010099A1 (en) * 1994-09-26 1996-04-04 Ashurst Technology Corporation (Ireland) Limited High strength aluminum casting alloys for structural applications
US6146477A (en) * 1999-08-17 2000-11-14 Johnson Brass & Machine Foundry, Inc. Metal alloy product and method for producing same
DE50204136D1 (de) * 2002-06-29 2005-10-06 Fuchs Fa Otto Al-cu-mg-ag-legierung mit si, halbzeug aus einer solchen legierung sowie verfahren zur herstellung eines solchen halbzeuges
DE04753336T1 (de) * 2003-05-28 2006-11-30 Alcan Rolled Products Ravenswood LLC, Ravenswood Al-cu-mg-ag-mn-legierung für bauanwendungen, die hohe festigkeit und hohe duktilität erfordern
US7449073B2 (en) * 2004-07-15 2008-11-11 Alcoa Inc. 2000 Series alloys with enhanced damage tolerance performance for aerospace applications
CN101297054A (zh) * 2005-10-25 2008-10-29 阿勒里斯铝业科布伦茨有限公司 适用于航空航天应用的Al-Cu-Mg合金
FR2907467B1 (fr) * 2006-07-07 2011-06-10 Aleris Aluminum Koblenz Gmbh Procede de fabrication de produits en alliage d'aluminium de la serie aa2000 et produits fabriques selon ce procede

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1675389A (zh) * 2002-08-20 2005-09-28 克里斯铝轧制品有限公司 具有高韧性的AI－Cu合金
CN1675391A (zh) * 2002-08-20 2005-09-28 克里斯铝轧制品有限公司 Al－Cu－Mg－Si合金及其制造方法
CN1829812A (zh) * 2003-06-06 2006-09-06 克里斯铝轧制品有限公司 尤其适用于航空航天应用的高损伤容限铝合金产品

Also Published As

Publication number Publication date
CN103748246A (zh) 2014-04-23
BR112014001323A2 (pt) 2017-04-18
CA2843325C (en) 2019-04-23
EP2559779B1 (de) 2016-01-13
CA2843325A1 (en) 2013-02-21
US10240228B2 (en) 2019-03-26
ES2565482T3 (es) 2016-04-05
EP2559779A1 (de) 2013-02-20
WO2013023907A1 (de) 2013-02-21
US20140166161A1 (en) 2014-06-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103748246B (zh) 耐热性Al-Cu-Mg-Ag合金和生产由这种铝合金构成的半成品或成品的方法
US20190040501A1 (en) Nickel-cobalt alloy
CN109652688B (zh) 一种6082铝合金型材的生产方法
CN108441705A (zh) 一种高强度镍基变形高温合金及其制备方法
Yuan et al. Deformation mechanisms in a new disc superalloy at low and intermediate temperatures
EP3336209A1 (en) Heat-resistant ti alloy and process for producing the same
US7214279B2 (en) Al/Cu/Mg/Ag alloy with Si, semi-finished product made from such an alloy and method for production of such a semi-finished product
CN109082582B (zh) 一种高强韧性高硬度的镁基高熵合金及制备方法
CN102953008A (zh) 合金锻钢与其热处理方法及其应用
CN106566997A (zh) 一种高性能压铸模用热作模具钢及其冶金制造方法
JP3308090B2 (ja) Ｆｅ基超耐熱合金
US20150376755A1 (en) Copper alloy material for continuous casting mold and process for producing same
CN106048310A (zh) 一种Ni‑Cr‑Mo‑W系高温合金材料、其制备方法及其应用
US10125410B2 (en) Heat resistant aluminum base alloy and wrought semifinsihed product fabrication method
US11713500B2 (en) Advanced cast aluminum alloys for automotive engine application with superior high-temperature properties
CN115094273B (zh) 一种富镍铁低钴的高强双相镍基合金及其制备方法
CN112410680A (zh) 超高强度低密度钢及其制备方法
Czerwinski Strain induced melt activation (SIMA): original concept, its impact and present understanding
US9994938B2 (en) Fe-Ni-based alloy having excellent high-temperature characteristics and hydrogen embrittlement resistance characteristics, and method for producing the same
CN114381671B (zh) 高强度且高塑性中锰钢及生产方法
JP6590814B2 (ja) 高性能耐クリープ性マグネシウム合金
CN112218963B (zh) 铝合金以及由这种合金制造的过老化的铝合金产品
CN113664133B (zh) 一种提高双相不锈钢低温冲击性能的锻造方法
CN113025848B (zh) 铁-镍基沉淀强化型高温合金及其制备方法和应用
CN105755311A (zh) 一种高强高韧钛合金及其制备方法

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
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20160817

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee