CN112609109A - 一种含Ce-Mg高强耐热铝合金及其制备方法 - Google Patents

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CN112609109A CN202011450762.3A CN202011450762A CN112609109A CN 112609109 A CN112609109 A CN 112609109A CN 202011450762 A CN202011450762 A CN 202011450762A CN 112609109 A CN112609109 A CN 112609109A
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管仁国
叶洁云
付莹
张晋
铁镝
陈继强
李冰
王长峰
姜巨福
李晓阳
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Abstract

本发明涉及到一种含Ce‑Mg高强耐热铝合金及其制备方法，属于金属材料工程领域，其化学成分按照重量百分比为：Ce:8～12%；Mg:4～8%；余量为Al。其制备方法步骤为：1)熔炼；2)浇注，快速凝固；本发明的耐热铝合金主要利用Ce的添加形成Al11Ce3金属间化合物来提高耐热性能，通过Mg元素的固溶来提高高温强度。本发明的有益效果在于，高温服役过程中的屈服强度不降低反而增高：室温的屈服强度为180～210MPa，在400℃热暴露1000h后的屈服强度为200MPa～250MPa。本发明不需要添加多种微合金元素，设计成本低，制备工艺流程短，稳定性高，可用于耐热要求高的铸造铝合金。

Description

一种含Ce-Mg高强耐热铝合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及金属材料工程领域，具体涉及一种含Ce-Mg高强耐热铝合金及其制备方法。
背景技术
铝合金由于其出色的铸造性能、优异的机械加工性及低成本，是一种理想的结构材料。铝合金解决了钢铁材料的高密度和钛合金材料的昂贵性之间的鸿沟，具有高的比强度、耐腐蚀性和高导热性而用于汽车和航空航天工业。但是随着航空航天和汽车工业的快速发展，对铝合金材料提出了更高的要求，即良好的高温性能。传统的铸造铝合金（Al-Si、Al-Cu）典型的强化机制是沉淀强化，即通过铸造过程中熔入合金元素并进行热处理从而析出第二相来增加合金的刚度和强度。在温度高于200℃左右工况下，起强化作用的第二相因合金元素的大量扩散而以很快的速度长大，变得粗大，以及晶粒的快速长大，而极大地降低了合金的强度性能。
公开号为CN111321330A的中国发明专利公开了一种含钪的Al-Cu系耐热铝合金及其制备方法，该专利引用适量稀土元素Sc、Zr以及合金元素Cu、Mg、Mn，通过多组元微合金化的方法对合金进行改性，其中Sc与Al构成强化相Al3Sc，Zr与Al构成强化相ZrAl3，可显著提高铝合金的室温强度与耐高温能力。将浇铸而成的铸态合金进行热处理，可有效改善合金的晶粒细度。但是，Sc元素价格昂贵，造成成本的提高，限制了其工业应用。另一方面，Al3Sc和ZrAl3粒子随着工作时间的延长，会逐渐粗化，可能变得不共格，从而在350℃左右时强度性能降低。
公开号为CN111235441A的中国发明专利公开了一种含Sb的耐热铝合金及其制备方法，该专利采用Sb的添加，形成高熔点的强化相AlSb相来改善高温强度。但是，由于Sb的添加容易造成熔炼时候的元素偏析，因此，添加量仅为0.2～0.5%，因此，产生的强化相的数量有限，从而导致强化效果有限。
公开号为CN111020315A的中国发明专利公开了一种稀土耐热铝合金及其制备方法，该专利在Al-Zn-Mg-Cu基础上添加了Gd、Nd。高温时，由于强化相粒子会发生粗化，而导致强度降低，因此，耐热温度为250℃左右。
公开号为CN109402473A的中国发明专利公开了一种具有高Fe含量的Al-Si-Cu-Mn耐热铝合金及其制备方法，该专利在Al-Si合金基础上添加了Mn、Fe、Cu、Ti等多种过渡族元素，以形成多种耐高温、高硬度的金属间化合物来提高高温性能。但是，合金成分复杂，熔炼困难。因此，针对现有技术的缺陷，需要设计一种新的技术方案。
铈是地壳中最丰富的稀土元素，价格也最为便宜。Ce和Al在645℃作用发生共晶反应形成Al11Ce3。在接近共晶温度时，Ce几乎不容于Al基体，固溶度小于0.005%。由于Ce的原子半径较大，它阻碍了固溶原子在基体中的传输—空位扩散，导致Al11Ce3的分解能力低。因此，Al11Ce3在小于共晶温度时几乎不分解。共晶形成的Al11Ce3均匀分布在晶界上，共晶板条尺寸小于100nm，连接成网状结构分布。这种热稳定性良好的刚性网状结构有效提高合金的界面结合强度和抗蠕变性能，抑制晶界间微裂纹扩张，提高合金的高温强度。同时，Ce元素能有效降低纯铝的粘度，从而有效提高Al-Ce合金的铸造性。
Mg元素是一种有效的固溶强化元素， Al-Ce合金中Mg的添加不会引起金属间化合物组成的改变，而是通过引起铝基体晶格畸变，在基体中产生固溶强化效果，从而提高合金的屈服强度。因此，随着服役温度的提高，Mg在Al基体中的固溶度增大，且随着时间的延长，Mg元素扩散的越来越均匀，从而使得合金的强度性能不降，反而升高。
基于此，开发研制新型的快速凝固高强耐热铸造铝铈镁合金材料，发挥铈元素高温稳定性及镁元素的高温固溶强化作用，以满足各个行业对铸造铝合金材料的高温性能的要求。
发明内容
本方案的目的是在于提供一种热稳定性良好的含Ce-Mg高强耐热铝合金。
为了达到上述目的，本方案提供一种含Ce-Mg高强耐热铝合金，包括以下成分及其重量百分比：Ce: 8%～12%；Mg: 4%～8%；余量为Al。
本发明还公开了一种含Ce-Mg高强耐热铝合金的控制方法，包括如下步骤：
S1：将Ce单质和Al单质制成铝铈合金，对制成的铝铈合金进行提纯；
S2：按合金的化学成分及化学计量比，计算所需原料的用量，将工业纯铝锭、镁锭、铝铈合金原料预热至160℃～180℃，保温30-50分钟；
S3：将预热后的工业纯铝和2/3的铝铈合金加入到已预热的坩埚中，并加热到740℃～760℃熔化，待全部熔化后，依次加入纯镁和剩下1/3的铝铈合金，保温5分钟；然后将炉温降至720℃～730℃保温15～20min；待炉温稳定后，拔去熔渣，加入氩气精炼5分钟；进一步升温到720℃～730℃保温10～15min后得到合金熔体；
S4：将合金熔体浇注到通有液氮冷却剂的铜模中；
S5：脱模处理得到Ce-Mg铝合金。
本方案的有益效果：与现有技术相比，本发明的效果如下：
（1）本发明制备的耐热铝合金成分简单，熔炼工艺简单，无需进行热处理，成本低，铸造性能良好；
（2）本发明中加Ce的成分范围是8.0%～12.0%，选择此范围的目的是：一为了改善铸造性能；二为了有足够量的Ce能形成足够量的刚性网络结构的Al11Ce3共晶相。该网状结构能保持到接近共晶温度而不发生球化、粗化或长大。这种刚性网状结构有效提高合金的界面结合强度和抗蠕变性能，抑制晶界间微裂纹扩张。
（3）本发明中Mg的添加范围是4.0%～8.0%，Mg的添加不会引起Al-Ce金属间化合物的改变，而是通过引起铝基体晶格畸变，在基体中产生固溶强化效果，从而提高合金的屈服强度。高温服役时，随着Mg元素扩散均匀，引起屈服强度不降，反而升高。
（4）采用液氮冷却快速凝固的方法，一方面提高Mg在Al基体中的固溶度，另一方面能有效细化初生Al-Ce相颗粒大小及共晶Al-Ce相片层大小和间距。
（5）Ce能有效降低铝溶液的粘度，因此，该合金的铸造性能良好，流动性好，能成型较为复杂铸件。
本发明提供了一种含Ce-Mg的高强耐热铝合金，通过近共晶成分的Ce的添加，在合金中形成热稳定性良好的纳米级Al11Ce3刚性网状骨架，以提高合金的界面结合强度和抗蠕变性能。通过Mg元素的添加，发挥高温固溶强化作用，达到高温服役时的强化效果，进一步提高合金的高温强度性能。该合金的铸造性能好、制备工艺简单、对工艺要求低、无需热处理，成本低。含Ce-Mg高强耐热铝合金组织特征主要为初生Al-Ce相、Al-Mg相和Al-Ce共晶相；其中初生Al-Ce相为亚微米级块状分布，Al-Ce共晶相的片层宽度在50-100nm之间。含Ce-Mg高强耐热铝合金在室温的屈服强度为180～210MPa；含Ce-Mg高强耐热铝合金在400℃热暴露1000h后的屈服强度为230MPa～260MPa。该合金在高温服役时，Al11Ce3的刚性网格没有被破坏，同时，随着Mg元素的固溶并逐渐扩散均匀，从而提高合金的强度，解决了传统铝合金，高温时由于强化相粒子长大而引起的强度性能急剧下降的问题。
进一步，所述Al的纯度大于99.9%。Al的纯度大于99.9%，制成的铝合金效果更好。
进一步，所述Mg的纯度大于99.9%。Mg的纯度大于99.9%，制成的铝合金效果更好。
进一步，所合金熔体总量为坩埚容量的2/3。
进一步，所述铜模壁厚控制在10-15mm之间。铜模壁厚控制在10-15mm之间，使其快速凝固成铸件。
进一步，所述氩气流量控制在0.45～0.60 m3/小时。浇筑时，氩气流量控制在0.45～0.60 m3/小时，制成的铝合金效果更好。
附图说明
图1是实施案例1铸造合金中Al11Ce3共晶相的SEM形貌；
图2是实施案例1铸造合金经过400℃热暴露1000h后Al11Ce3共晶相的SEM形貌。
具体实施方式
下面通过具体实施方式进一步详细的说明：
实施例1：
一种含Ce-Mg高强耐热铝合金，包括以下成分及其重量百分比：Ce: 10%；Mg: 6%；余量为Al。
一种含Ce-Mg高强耐热铝合金的制备方法包括如下步骤：
S1：将Ce单质和Al单质制成铝铈合金，对制成的铝铈合金进行提纯；
S2：按合金的化学成分及化学计量比，计算所需原料的用量，将工业纯铝锭、镁锭、铝铈合金原料预热至170℃，保温40分钟；
S3：将预热后的工业纯铝和2/3的铝铈合金加入到已预热的坩埚中，并加热到760℃熔化，待全部熔化后，依次加入纯镁和剩下1/3的铝铈合金，保温5分钟；然后将炉温降至720℃保温15min；待炉温稳定后，拔去熔渣，加入氩气精炼5分钟；进一步升温到730℃保温10min后得到合金熔体；
S4：将合金熔体浇注到通有液氮冷却剂的铜模中；
S5：脱模处理得到Ce-Mg铝合金。
其他实施例和对比例Ce-Mg高强耐热铝合金的成分重量百分比如表1所示：
Ce（质量百分数） Mg（质量百分数） Al（质量百分数）
实施例2 8% 7% 85%
实施例3 10% 6% 84%
实施例4 8% 4% 88%
实施例5 8% 8% 84%
实施例6 12% 4% 84%
实施例7 12% 8% 80%
对比例1 6% 6% 88%
对比例2 14% 6% 80%
对比例3 10% 3% 87%
对比例4 10% 10% 80%
对比例5 14% 3% 83%
对比例6 14% 10% 76%
对比例7 6% 10% 84%
对比例8 6% 2% 92%
对比例9 10% 6% 84%
对比例10 8% 7% 85%
表1
实施例2与实施例1的区别在于：制备时加入的Ce、Mg和Al质量百分数不一样。
实施例3与实施例1的区别在于：制备方法不一样，实施例1中步骤3的铜模壁厚为15mm，实施例3中步骤3的铜模壁厚为10mm。
实施例4与实施例1的区别在于：制备时加入的Ce、Mg和Al质量百分数不一样。
实施例5与实施例1的区别在于：制备时加入的Ce、Mg和Al质量百分数不一样。
实施例6与实施例1的区别在于：制备时加入的Ce、Mg和Al质量百分数不一样。
实施例7与实施例1的区别在于：制备时加入的Ce、Mg和Al质量百分数不一样。
对比例1与实施例1的区别在于：制备时加入的Ce和Al质量百分数不一样。
对比例2与实施例1的区别在于：制备时加入的Ce和Al质量百分数不一样。
对比例3与实施例1的区别在于：制备时加入的Mg和Al质量百分数不一样。
对比例4与实施例1的区别在于：制备时加入的Mg和Al质量百分数不一样。
对比例5与实施例1的区别在于：制备时加入的Ce、Mg和Al质量百分数不一样。
对比例6与实施例1的区别在于：制备时加入的Ce、Mg和Al质量百分数不一样。
对比例7与实施例1的区别在于：制备时加入的Ce、Mg和Al质量百分数不一样。
对比例8与实施例1的区别在于：制备时加入的Ce、Mg和Al质量百分数不一样。
对比例9与实施例1的区别在于：制备方法不一样，实施例1中步骤3将合金熔体浇注到通有液氮冷却剂的铜模中，对比例3中步骤3将合金熔体浇注到不通冷却剂的铜模中。
对比例10与实施例1的区别在于：制备方法不一样，实施例1中步骤3将预热后的工业纯铝和2/3的铝铈合金加入到已预热的坩埚中，并加热到760℃熔化，待全部熔化后，依次加入纯镁和剩下1/3的铝铈合金，保温5分钟，步骤3中分批加入制备材料；对比例10中步骤3将预热后的工业纯铝、铝铈合金和纯镁全部加入到已预热的坩埚中，并加热到760℃熔化，待全部熔化后，依次加入纯镁和剩下1/3的铝铈合金，保温5分钟，步骤3中不分批次加入制备材料。
按照GB/T228.1-2010、GB/T 228.2-2015等相关标准测试，实施例和对比例的室温屈服强度与400℃热暴露屈服强度如表2所示：
室温屈服强度 400℃热暴露1000h后屈服强度
实施例1 205MPa 241MPa
实施例2 192MPa 238MPa
实施例3 196MPa 252MPa
实施例4 200Mpa 240Mpa
实施例5 198Mpa 243Mpa
实施例6 194Mpa 250Mpa
实施例7 202Mpa 243Mpa
对比例1 165MPa 212MPa
对比例2 167Mpa 197Mpa
对比例3 182MPa 220MPa
对比例4 180Mpa 210Mpa
对比例5 170Mpa 208Mpa
对比例6 162Moa 195Mpa
对比例7 169Mpa 202Mpa
对比例8 161Mpa 195Mpa
对比例9 160MPa 190MPa
对比例10 172Mpa 210Mpa
表2
经由表1和表2可得，实施例1、实施例2、实施例3、实施例4、实施例5、实施例6和实施例7制得的含Ce-Mg高强耐热铝合金的室温屈服强度更好，400℃热暴露1000h后屈服强度更佳。因此，Ce的最佳加料质量范围： 8%～12%；Mg的最佳加料质量范围：4%～8%余量为Al制得的铝合金效果更好，界面结合强度更佳，抗蠕变性能更好。
经由表1和表2可得，对比例1中Ce的质量百分比为6%，低于Ce的加料质量百分数范围，这种条件下制得的铝合金效果较差，界面结合强度较差，抗蠕变性能较差。
经由表1和表2可得，对比例2中Ce的质量百分比为14%，高于Ce的最佳加料质量范围，这种条件下制得的铝合金效果较差，界面结合强度较差，抗蠕变性能较差。
经由表1和表2可得，对比例3中Mg的质量百分比为3%，低于Mg的最佳加料质量范围，这种条件下制得的铝合金效果较差，界面结合强度较差，抗蠕变性能较差。
经由表1和表2可得，对比例4中Mg的质量百分比为10%，高于Mg的最佳加料质量范围，这种条件下制得的铝合金效果较差，界面结合强度较差，抗蠕变性能较差。
经由表1和表2可得，对比例5中Ce的质量百分比为14%，高于Ce的最佳加料质量范围，同时，Mg的质量百分比为3%，低于Mg的最佳加料质量范围，这种条件下制得的铝合金效果较差，界面结合强度较差，抗蠕变性能较差。
经由表1和表2可得，对比例6中Ce的质量百分比为14%，高于Ce的最佳加料质量范围，同时，Mg的质量百分比为10%，高于Mg的最佳加料质量范围，这种条件下制得的铝合金效果较差，界面结合强度较差，抗蠕变性能较差。
经由表1和表2可得，对比例7中Ce的质量百分比为6%，低于Ce的最佳加料质量范围，同时，Mg的质量百分比为10%，高于Mg的最佳加料质量范围，这种条件下制得的铝合金效果较差，界面结合强度较差，抗蠕变性能较差。
经由表1和表2可得，对比例8中Ce的质量百分比为6%，低于Ce的最佳加料质量范围，同时，Mg的质量百分比为2%，低于Mg的最佳加料质量范围，这种条件下制得的铝合金效果较差，界面结合强度较差，抗蠕变性能较差。
经由表1和表2可得，对比例9中Ce的质量百分比为10%，处于Ce的最佳加料质量范围，同时，Mg的质量百分比为6%，处于Mg的最佳加料质量范围，但是制备时将合金熔体浇注到不通冷却剂的铜模中。这种条件下制得的铝合金效果较差，界面结合强度较差，抗蠕变性能较差。
经由表1和表2可得，对比例10中将制备材料混合加入，这种条件下制得的铝合金效果较差，界面结合强度较差，抗蠕变性能较差。
综上所述，一种含Ce-Mg高强耐热铝合金，包括以下成分及其重量百分比：Ce: 8%～12%；Mg: 4%～8%；余量为Al制得铝合金的效果更好，界面强度较好，抗蠕变性能较好，同时，制备时将合金熔体浇筑到通有液氮冷却剂的铜模中制成的铝合金效果更优。
本发明制备的耐热铝合金成分简单，熔炼工艺简单，无需进行热处理，成本低，铸造性能良好；本发明提供了一种含Ce-Mg的高强耐热铝合金，通过近共晶成分的Ce的添加，在合金中形成热稳定性良好的纳米级Al11Ce3刚性网状骨架，以提高合金的界面结合强度和抗蠕变性能。通过Mg元素的添加，发挥高温固溶强化作用，达到高温服役时的强化效果，进一步提高合金的高温强度性能。该合金的铸造性能好、制备工艺简单、对工艺要求低、无需热处理，成本低。采用液氮冷却快速凝固的方法，一方面提高Mg在Al基体中的固溶度，另一方面能有效细化初生Al-Ce相颗粒大小及共晶Al-Ce相片层大小和间距。
加Ce的成分范围是8.0%～12.0%，选择此范围的目的是：一为了改善铸造性能；二为了有足够量的Ce能形成足够量的刚性网络结构的Al11Ce3共晶相。该网状结构能保持到接近共晶温度而不发生球化、粗化或长大。这种刚性网状结构有效提高合金的界面结合强度和抗蠕变性能，抑制晶界间微裂纹扩张。同时，Ce能有效降低铝溶液的粘度，因此，该合金的铸造性能良好，流动性好，能成型较为复杂铸件。Mg的添加范围是4.0%～8.0%，Mg的添加不会引起Al-Ce金属间化合物的改变，而是通过引起铝基体晶格畸变，在基体中产生固溶强化效果，从而提高合金的屈服强度。高温服役时，随着Mg元素扩散均匀，引起屈服强度不降，反而升高。含Ce-Mg高强耐热铝合金组织特征主要为初生Al-Ce相、Al-Mg相和Al-Ce共晶相；其中初生Al-Ce相为亚微米级块状分布，Al-Ce共晶相的片层宽度在50-100nm之间。含Ce-Mg高强耐热铝合金在室温的屈服强度为180～210MPa；含Ce-Mg高强耐热铝合金在400℃热暴露1000h后的屈服强度为230MPa～260MPa。该合金在高温服役时，Al11Ce3的刚性网格没有被破坏，同时，随着Mg元素的固溶并逐渐扩散均匀，从而提高合金的强度，解决了传统铝合金，高温时由于强化相粒子长大而引起的强度性能急剧下降的问题。
Ce是以Al-20Ce中间合金加入，中间合金的纯度大于99.5%。中间合金的纯度大于99.5%，制成的铝合金效果更好。Al的纯度大于99.9%。Al的纯度大于99.9%，制成的铝合金效果更好。Mg的纯度在99.9%以上。Mg的纯度大于99.9%，制成的铝合金效果更好。可选的，配置合金熔体总量为坩埚容量的2/3。可选的，铜模壁厚控制在10-15mm之间，使其快速凝固成铸件。可选的，所述氩气流量控制在0.45～0.60 m3/小时。浇筑时，氩气流量控制在0.45～0.60 m3/小时，制成的铝合金效果更好。
如附图1所示：
从图中可以看出，Al11Ce3共晶相的板条宽度约为75nm。
如附图2所示：
从图中可以看出，Al11Ce3共晶相的板条宽度基本没有变大，约82nm。这种热稳定性良好的刚性网状结构有效提高合金的界面结合强度和抗蠕变性能，抑制晶界间微裂纹扩张，提高合金的高温强度。此外，高温长时间服役条件下，随着Mg元素的固溶并逐渐扩散均匀，从而能显著合金的强度，解决传统铝合金，高温时由于强化相粒子长大而引起的强度性能急剧下降的问题。
以上所述的仅是本发明的实施例，方案中公知的特性等常识在此未作过多描述。应当指出，对于本领域的技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以作出若干变形和改进，这些也应该视为本发明的保护范围，这些都不会影响本发明实施的效果和专利的实用性。本申请要求的保护范围应当以其权利要求的内容为准，说明书中的具体实施方式等记载可以用于解释权利要求的内容。

Claims (7)

1.一种含Ce-Mg高强耐热铝合金，其特征在于，包括以下成分及其重量百分比：Ce: 8%～12%；Mg: 4%～8%；余量为Al。
2.根据权利要求1所述的一种含Ce-Mg高强耐热铝合金，其特征在于，所述Al的纯度大于99.9%。
3.根据权利要求1所述的一种含Ce-Mg高强耐热铝合金，其特征在于，所述Mg的纯度大于99.9%。
4.根据权利要求1所述的一种含Ce-Mg高强耐热铝合金的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
S1：将Ce单质和Al单质制成铝铈合金，对制成的铝铈合金进行提纯；
S2：按合金的化学成分及化学计量比，计算所需原料的用量，将工业纯铝锭、镁锭、铝铈合金原料预热至160℃～180℃，保温30-50分钟；
S3：将预热后的工业纯铝和2/3的铝铈合金加入到已预热的坩埚中，并加热到740℃～760℃熔化，待全部熔化后，依次加入纯镁和剩下1/3的铝铈合金，保温5分钟；然后将炉温降至720℃～730℃保温15～20min；待炉温稳定后，拔去熔渣，加入氩气精炼5分钟；进一步升温到720℃～730℃保温10～15min后得到合金熔体；
S4：将合金熔体浇注到通有液氮冷却剂的铜模中；
S5：脱模处理得到Ce-Mg铝合金。
5.根据权利要求4所述的一种含Ce-Mg高强耐热铝合金的制备方法，其特征在于，所述合金熔体总量为坩埚容量的2/3。
6.根据权利要求5所述的一种含Ce-Mg高强耐热铝合金的制备方法，其特征在于，所述铜模壁厚控制在10-15mm之间。
7.根据权利要求5所述的一种含Ce-Mg高强耐热铝合金的制备方法，其特征在于，所述氩气流量控制在0.45～0.60 m3/小时。
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CN (1) CN112609109A (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113234965A (zh) * 2021-04-30 2021-08-10 华南理工大学 一种耐高温高强铝合金及制备方法
CN115141956A (zh) * 2022-06-30 2022-10-04 北京理工大学 一种Al-Ce耐热合金及其制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01319644A (ja) * 1988-06-18 1989-12-25 Furukawa Alum Co Ltd 耐熱性アルミニウム合金材及びその製造方法
JP2017066523A (ja) * 2015-09-29 2017-04-06 新日鐵住金株式会社 Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材
CN106756273A (zh) * 2016-12-14 2017-05-31 苏州富艾姆工业设备有限公司 一种汽车空调管的制备方法
CN110343912A (zh) * 2019-07-18 2019-10-18 上海交通大学 一种稀土耐热铝合金导线材料及制备方法
CN110373574A (zh) * 2019-07-18 2019-10-25 上海交通大学 一种近共晶型高强耐热Al-Ce系铝合金及制备方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01319644A (ja) * 1988-06-18 1989-12-25 Furukawa Alum Co Ltd 耐熱性アルミニウム合金材及びその製造方法
JP2017066523A (ja) * 2015-09-29 2017-04-06 新日鐵住金株式会社 Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき鋼材
CN106756273A (zh) * 2016-12-14 2017-05-31 苏州富艾姆工业设备有限公司 一种汽车空调管的制备方法
CN110343912A (zh) * 2019-07-18 2019-10-18 上海交通大学 一种稀土耐热铝合金导线材料及制备方法
CN110373574A (zh) * 2019-07-18 2019-10-25 上海交通大学 一种近共晶型高强耐热Al-Ce系铝合金及制备方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
ERIC T. STROMME ET AL.: ""Ageless Aluminum-Cerium-Based Alloys in High-Volume Die Casting for Improved Energy Efficiency"", 《CROSS MARK》 *
北京农业机械化学院 编: "《金属工艺学 第二册》", 30 December 1961 *

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113234965A (zh) * 2021-04-30 2021-08-10 华南理工大学 一种耐高温高强铝合金及制备方法
CN113234965B (zh) * 2021-04-30 2022-06-10 华南理工大学 一种耐高温高强铝合金及制备方法
CN115141956A (zh) * 2022-06-30 2022-10-04 北京理工大学 一种Al-Ce耐热合金及其制备方法
CN115141956B (zh) * 2022-06-30 2023-09-05 北京理工大学 一种Al-Ce耐热合金及其制备方法

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