DE2500083C3 - Halbzeug aus Aluminium-Knetlegierungen und Verfahren zu dessen Herstellung - Google Patents

Halbzeug aus Aluminium-Knetlegierungen und Verfahren zu dessen Herstellung

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DE2500083C3 DE2500083A DE2500083A DE2500083C3 DE 2500083 C3 DE2500083 C3 DE 2500083C3 DE 2500083 A DE2500083 A DE 2500083A DE 2500083 A DE2500083 A DE 2500083A DE 2500083 C3 DE2500083 C3 DE 2500083C3
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Description

Die Erfindung betrifft Halbzeug aus Aluminium-Knetlegierungen mit sehr geringem Wasserstoffgehalt und isotropem Ge; ":ge von äquiaxialem Korn; es hat in allen Richtungen praktisch die gleichen mechanischen Eigenschaften sowie eine besonders niedere kritische Abschreckungsgeschwindigkeit. Es v.-ird durch eine Wärmebehandlung bei einer Temperatur wenig über der Solidus-Kurve erhalten und gestattet eine spürbare Gewichtsersparnis bei Bauteilen, insbesondere im Flugzeugbau, sowie ein Abschrecken mit siedendem Wasser oder sogar eine Lufthärtung ist möglich, ohne daß die mechanischen Eigenschaften merklich bec'nträchtigt werden.
In der Industrie und vor allem im Flugzeugbau werden in zunehmendem Maße steigende Mengen an Aluminium-Knetlcgierungen verwendet (die durch Walzen, Schmieden, Gesenkschmieden, Fließpressen oder auf andere Weise verarbeitet werden). So werden üblicherweise bestimmte Bauteile der Zellen oder Flügel, die starken mechanischen Beanspruchungen unterworfen sind, aus Platten mit einer Anfangsdickc bis zu 90 oder 100 mm und manchmal darüber hergestellt.
Dieses Halbzeug aus Aluminium-Knctlegierungcn ist bekanntlich in seinen Eigenschaften fast immer anisotrop, insbesondere tritt eine durch d.is Umformen hervorgerufene Flicßtcxlur auf. Die mechanischen Eigenschaften quer zu den FlicUlinicn sind zu denen in Längsrichtung oder parallel zur lliiiiplrichtung der Verformung deutlich schlechter.
Der hauptsächliche Nachteil der »Flicßtcxtur« oder -linien (Streifen) und der damil verbundenen Anisotropie liegt darin, daß man immer die hchlcghiercn Eigenschaften in Querrichtung berücksichtigen muß; deshalb benötigt man in zahlreichen Fällen merklich höhere Materialgcwichtc, wodurch die maximale Nutzlast der Flugzeuge sinkt,
Aufgabe der Erfindung ist nun ein Halbzeug aus Aluminium-Knctlegierungcn. enthaltend Kupfer, Magnesium, Silicium, Zink sowie Sckundärphasen-bildcndc Zusätze oder Verunreinigungen wie Mangan. Chrom,
Zirkonium und Eisen mit einem Wasserstoffgehalt von
> 0,5 ppm, vorzugsweise > 0,2 ppm, insbesondere
> 0,1 ppm Hj, insbesondere der Legierungen »A-ZG« oder »A-U« nach AFNOR, A-02.001 und A-02.002 bzw.
ί »7000« oder »2000« nach ASTM, die gleiche mechanische Eigenschaften in allen Richtungen besitzen, also keine Fließtextur zeigen.
Diese Aufgabe wird dadurch gelöst, daß in dem Halbzeug ein isotropes Gefüge mit äquiaxialem Korn
in vorliegt, in dem die ausgeschiedenen Sekundärphasen zu einem beträchtlichen Anteil als Aggregat mit einem Durchmesser <0,5 μπι vorliegen.
Die Erfindung betrifft darüber hinaus auch noch ein Verfahren zur Herstellung des Halbzeugs nach An- > sptach 1, welches dadurch gekennzeichnet ist, daß man das Vorprodukt 0,5 bis 12 h bei einer Temperatur T, zv/ischen der Solidustemperatur 71 und der Liquidustemperatur 7i hält und anschließend in an sich bekannter Weise unter Ti lösungsglüht.
jo Es wurde überraschenderweise festgestellt, daß diese neue Wärmebehandlung bei diesen Legierungen einen unerwarteten Effekt hat, und zwar eine beträchtliche Verringerung der kritischen Abschreckungsgeschwindigkeit. Bekanntlich hängt die zulässige Geschwindig-
>-, keit der Abkühlung einer Legierung beim Abschrecken von der Dimension des Halbzeugs und der Art und der Temperatur des Härte.aediums ab. Die Abkühlungsgeschwindigkeit muß ausreichend hoch sein, um ein erneutes Ausfallen von gelösten Lcgierungskomponcn-
Ki ten zu verhindern.
Jede Legierungsart hat eine kritische Abschreckungsgcschwindigkeit, die beispielsweise etwa 40 K/s für Legierungen AZ5GU (NF A 02.001) bzw. 7075 (gemäß A.A.) beträgt. Bei geringeren Abkühlgeschwindigkeiten
r» sind dann die mechanischen Eigenschaften der Legierung (Vickers-Härte, Bruchfestigkeit) schnell schlechter, wahrend sie bei höheren Geschwindigkeiten praktisch konstant bleiben oder nur sehr wenig ansteigen.
Die Kombination dieser beiden Efkk'c — Ausschal-
Wi lung der Anisotropie und Herabsetzung der kritischen Abschrcckungsgeschwindigkcil — gestattet eine rationellere Verarbeitung und Anwendung des Halbzeugs, weil die daraus hergestellten Bauteile praktisch identische mechanische Eigenschaften in allen Richtun-
r. gen besitzen; vorteilhaft ist auch, daß man mit weniger energischen Abschrcckmcdicn (als kaltes Wasser) auskommt, /.. B. mil siedendem Wasser oder sogar mit pulsierender Luft, d. h. das Risiko von Abschrcckrisscn und die Notwendigkeit einer Warmauslagcriing sind
,Ii eliminiert.
Dem erfindungsgemäßen Verfahren liegen Untersuchungen über das sogenannte »Verbrennen« ( = euiektisches Schmelzen) zugrunde.
In der Praxis werden bisher die Wärmebehandlungen
,-. von Alumini'imlcgicrungcn bei einer Temperatur vorgenommen, die eine bestimmte sogenannte »Vcrbrcnnungsw-Tcmpcralur nicht übersteigt, über welcher es im schlechtesten !"alle zu <:incm vollständigen Zerfallen des Halbzeugs beim Abkühlen kommen kann
Mi und welche in jedem Fall zu einer Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften führt. Ein »verbranntes« Gefüge ist gekennzeichnet durch das Vorhandensein einer irreversiblen Porosität sowie von Schmclz-Phnsen.
h-, Entgegen der üblichen Verfahrensweise kann erfindungsgemäßes I laibzeug aus einer Aluminiumlegierung ohne Beschädigung auf eine Temperatur T, zwischen Solidus-Tcmpcrntur ΤΊ und I.iquidiis-Tcmpcratiir T<
gebracht werden, vorausgesetzt, daß < 0,5 ppm, vorzugsweise < 0,22 ppm und insbesondere < 0,1 ppm, Wasserstoff enthalten ist, der bis zu Ti entweichen kann. Dazu wird auf übliche Weise entgast und eine neuerliche Wasserstoffaufnahme verhindert bzw. Wasserstoff in beständiger Form fixiert.
Auf diese Weise läßt sich eine »Fließtextur« praktisch vollständig ausschalten.
Indem man für jeden Legierungstyp die entsprechende Temperatur T, (T, <T, < T2) und die Zeit bei dieser Temperatur wählt, kann man alle Zwischenzustände zwischen einer streifigen Fließstruktur und einem rekristallisierten Gefüge mit äquiaxialem Korn erhalten.
Diese Erwärmung ist besonders wirksam auch bei Legierungen mit Elementen, die bekanntlich in feindisperser Ausscheidung die Rekristallisation beträchtlich hemmen.
Nach der Erfindung wird die Legierung teilweise in die flüssige Phase rückgeführt, was das Kristallwachstum der Sekundärphasen begünstigt und die Rekristallisation ohne die Aushärtung aufgrund der Dispersion der Sekundärphasen verhindern. Das Aussehen jnd die Dimensionen der zusammengelaufenen Ausscheidungen sind charakteristisch für die Erfindung, wie noch anhand von Mikrophotographien gezeigt wird. Da diese zusammengelaufenen Ausscheidungen als Keime für die Ausscheidung von groben Phasen wie χ MgZn_> beim Abschrecken dienen, nimmt die Anzahl der zusammengelaufenen Ausscheidungen ab mit steigener Dimension;die Härtbarkeit der Legierung wird verbessert, und die kritische Abschrcckgeschwindigkeit sinkt stark unter die üblichen Werte.
Zu den hochfesten Legierungen, für die die Erfindung besonders geeignet ist, gehören die Legierungen der Spezifikation A-U4SG (Cu 4.4%, Si 0,9%, Mg 0,5%, Mn 0.6%). 7075 (Zn 5.6%, Mg 2,5%, Cu 1.5%, Cr 0,30%. Mn <0,3%) oder n;ich den französischen Vorschriften A-Z5GU sowie noch festere Legierungen wie A-Z6G2U2 oder A-Z9G3U (7001 nach Λ.Α).
An das crfi.,dungsgemäße Erwärmen schließt sich ein Lösungsglühen bei einer Temperatur < Ti an, um die heterogenen Bereiche aufzulösen, die sich /wischen 7Ί und Tjgebildet haben.
IJ c i s ρ i c I I
An einem 40-miii-Blcch aus der Aluminiumlegierung 7075(ASZM) wurden folgende Eigenschaften bestimmt, und zwar im Zustand T6 (d.h. 3h Lösungsglühen bei 470"C, abgeschreckt mil kaltem Wasser und Auslagern 24 h bei 120" C):
Slreck- /Ug- Dehnung /iihig-
grcn/c lcstigkeil keil
«II..' "Ii /' AV,
hh hb %
In Längs- 52,4 59,1 14.4 127
ndiUing
In Dicken 52,7 56,8 .1,3 68
richtung
Das gleiche Hlceh. Solidus-Tempcnilur T1 etwa 535"C, wurde 1,5 h bei 540"C (5K über Γι) und dann 3 h bei 470"C (65K unter T1) gehalten, mit kaltem Wasser abgeschreckt und 24 h bei I2O"C ausgelagert:
Streck Zug- Uehn'ing Zähig
grenze Festigkeit keit
"(U "H /J λ',,
hb hh %
In Längsrichtung
in In Dickenrichtung
52,0
52,4
57,3
57,4
16,0
17,0
108
XX
Der kritische Wert Ki. für die Zähigkeit wird in hb. j/'mm angegeben. Man stellte eine praktisch vollkommene Isotropie der mechanischen Eigenschaften und eine erheblich verringerte Anisotropie der Zähigkeit fest; die Zähigkeit in der Dickenrichtung war um etwa 30% gestiegen.
Beispiel 2
Es wurde ein 50-mm-Blech aus der Aluminiumlegierung A-U4SG (Cu 4,3%, Si 0,85%, Mg 0,45%, Mn 0,58%, Fe 0,18%, 7Ί etwa 525°C) nach dem Warmwalzen und einer üblichen Behandlung für T6 (Lösungsglühen 8 h bei 5050C) untersucht.
hb
"H
hh
Längs (Walzrichtung) 46,0 51,1 12,0
Quer 43,5 49,0 9.0
Dicke 4L« 47.5 5.2
Das gleiche Blech wurde einer Wärmebehandlung nach der Erfindung unterworfen:
4 h bei 535°C(10 K über T1)
8 h Lösungsglühen bei 5050C (20 K unter Γι)
Abschrecken mit Kaltwasser
8 h Auslagern bei 175"C.
"(I..' "Il 9.3
hb hb 7.5
ings 45,9 50,2 6,0
46,0 50.5
ickc 46.1 51,0
Man stellte fest, daß die Streckgrenze und die Zugfestigkeit in allen drei Richtungen praktisch gleich waren und daß die Eigenschaften in der Dickcnrichtung bis zu den höchsten Werten, die fiii das in üblicher Weise behandelte Blech bestimmt wurden, zugenommen hatten.
Die mikrograph ,ehe Untersuchung der crfindungsgemäßcn Werkstücke zeigt ein charakteristisches rckristallisiertes Gefüge aus feinem gleichachsigem Korn mit zahlreichen Ausscheidungen von Sekundärphasen mit Durchmesser >0,5μηι, wahrend in den in üblicher Weise behandelten Werkstücken mit Fließgefügc diese (sekundären) Phasen sehr viel feiner dispcrgicrt sind und einen mittleren Durchmesser von 0,05 bis 0,1 μιη haben (es ist wichtig zu präzisieren, daß der »mittlere Durchmesser« oder »mittlere Umfang«
dieser Ausscheidungen der durchschnittlichen Größe der gröberen Teilchen entspricht, die etwa 70 bis 80% des Volumenanteils der Sekundärphasen ausmachen).
Die Fig. la, 2a und 3a zeigen Mikrophotographien von mit Fluorborsäure geätzten Proben (HBF4 1.8 ί Gew.-%, H2O 98,2%).
Für die Fig. Ib und 3b wurden die Proben vor der mikroskopischen Untersuchung mit Keller-Reagens (HNO, 3 Gew.-%. HCI 2 Gew.-%, HF I Gew.-%, Rest HjO) behandeil. in
Die F i g. Ic und Jc /eigen elektronenmikroskopische Aufnahmen (in Durchlicht).
Die Mikrophotographien la, Ib. Ic zeigen das (Jcfüge eines Werkstückes aus der Legierung 7075. die in üblicher Weise 3 Ii bei 470 C gehallen wurde, und die 1 > Mikrophotographie 2 und J das Gefüge des erfindungsgemäßen Werkstückes. (T, > T1). T1 = 5J5 C.
In Ρ 1 tr j £i cipht man 'i:»S ST0!?!1*0 C\r[i\af iinrj Hin
.Sekundärphasen (Cr, Fe), die sich sehr fein im Korn ausgeschieden haben. Sie sind im optischen Mikroskop :» unsichtbar (Id) und nur unter dem Elektronenmikroskop zu erkennen (Ic).
Durch kurzzeitiges Erwärmen auf > T, (lh bei 540 C) verschwindet teilweise die streifige Walztcxtur (2a); die Rekristallisation erfolgt in den Bereichen, in :\ denen die Ausscheidungen der .Sekundärphasen Cr und Fe zu einer Dispersion von Kugeln zusammengelaufen sind, die nun im optischen Mikroskop sichtbar werden.
Bei längerem Halten auf T, (4 h bei 5400C und dann 3 h bei 470°C) verschwindet die Walztextur vollständig ici (3a) und die Sekundärphasen sind im optischen Mikroskop deutlich sichtbar (3b).
Wie weit die Walztextur aufgehoben wird, hängt ab von der Zeit bei > T, und dem Abstand zwischen T, und Ti. Das erhaltene Gefüge ist für das Verfahren ιί charakteristisch. Es unterscheidet sich sehr stark von dem mit Walztextur, aber auch von dem Gefüge einer rekristallisieren Legierung nach einer Vergütung, wo die Sekundärphasen sehr fein und homogen im Korn ausgeschieden sind.
Die Herabsetzung der kritischen Abschreckgeschwindigkeit mit Hilfe des erfindungsgemäßen Verfahrens wird in den nachfolgenden Beispielen und Figuren erläutert.
Die F i g. 4 und 5 zeigen in einem Diagramm die 4> Abhängigkeit der Härte HV 10 der Legierung von der Abschreckgeschwindigkeit V, und zwar für eine in üblicher Weise behandelte Legierung 7075 (Kurve A) und eine erfindungsgemäß behandelte Legierung (Kurve B). Die kritische Abschreckgeschwindigkeit liegt vi beim Vergleich bei etwa 40 K/s und nach der Erfindung bei etwa 10 K/s.
Die der F i g. 4 zugrundeliegende Probe war 24 h bei 1200C (T6) und die für Fig.5 5h bei 1050C und anschließend 24 h bei 158° C (T73) ausgelagert worden. γΊ
Bei gleicher Abschreckgeschwindigkeit führt T73 bei Legierung 7975 zu einer größeren Härtezunahme (von etwa 20 kg/mm2) als T6.
Die F i g. 6 und 7 zeigen die Abhängigkeit der Härte der Legierung 7050 (AZ6GU mit 0,10% Zr) von der t,o Abschreckgeschwindigkeit und zwar an üblichen Prüfkörpern (Kurven A) und an erfindungsgemäßen (Kurven B). Die Auslagerung der Proben für F i g. 6 war 24 h bei 1200C (T6) und für Fig.4 24 h bei 1200C und dann bei i63=C(T73).
Die erfindungsgemäß erreichbare Verbesserung ist auch hier sehr groß. So kann man beispielsweise geschmiedeten Werkstücken aus Legierung 7050 einem natürlichen Abkühlen in ruhender Luft unterwerden (Abkühlgeschwindigkeit 0,5 K/s), ohne daß die mechanischen Eigenschaften gegenüber Abschrecken mit Wasser merklich schlechter werden; gleichzeitig werden alle Nachteile des Abschreckens mit Wasser vermieden (Abschreckrisse. Warmauslagern).
Durch die Herabsetzung der kritischen Abschreckgeschwindigkeit sind höhere Materialstärken bei gleichen mechanischen Eigenschaften im Kern zulässig, und man benötigt nur wenig energische Abschreckungsmedien wie siedendes Wasser. Auch ist die Verringerung dei Restspanniingen beim Abschrecken oh nc der Notwendigkeit des SpaniHingsfreiglühens von Interesse.
Beispiel i
Es wurde die Härte von Legierung 707) bestimmt und /war im Zustand Tb (3 h bei 470 C. mit Wasser abgps«."hrpi-lil und :iiKPpl:iirprt) und i'ifiiidiinj7Sj?emälJ (4 h bei 540C. darauf 3 Ii bei 470 C. mit Wasser 20 ( b/w. 100 C abgeschreckt und ; iisgelagert)
I kji/ninv)
Vergleich (T6)
Wasser 20 C 185
Wi'-scr K)O C 12.1
lliirtcahnnhmc (-2
d.i. ^ 30
Erfindungsgemäß (Td)
Wasser 20 C l()()
Wascer 100 C IS4
llärteabnahmc (l
d.i. <V
Ii e i s ρ i e I 4
Es wurden die mechanischen Eigenschaften vor Prüfkörpern aus einem 50-mm-Blech der Legierung 7075 in Dickenrichtung bestimmt, und /war a) wie üblich Lösungsglühen 2 h bei 47O"C. Abschrecken mit Wassei 20 C bzw. siedendem Wasser, dann Abwälzen um 2"/r und Auslagern 24 h bei 120c C (T651) b/w. 8 h bei 10S" C und dann 24 h bei 158CC(T351) und b) erfindungsgcmäf Lösungsglühen 4 h bei 540cC und dann 2 h bei 470 t (Schmelztemperatur der Eutektika 478 C. Solidus-Tcm peratur im Gleichgewicht 5320C). Abschrecken mi Wasser 20°C bzw. mit siedendem Wasser. Abwälzen un 2% und Auslagern 24 h bei 120C (T651) bzw. 8 h be 105= C und dann 24 h bei 165°C(T7351).
In der Dickenrichtung wurden folgende Eigenschaf ten ermittelt:
Wasser
T 65 I
T 7351
Vergleich 20 C"
100 C
Erfindungsgemäß 20 C
"(U hb 54.8 48,2
"H hb 47,5 40,1
D % 4 5
OiU hb 47.1 40,4
Or hb 38.5 30,5
D % 5.2 3,5
(T,,, hb 56,7 50,9
hb 48.4 42,4
D % 8.7 6,2
Fortsetzung
Wasser
100 C
σο,2 hb 55,5
σΒ hb 47,6
D % 6,5
T65I T7351
48,3
41,5
6,1
Durch Abschrecken mit siedendem Wasser sinken
beim Vergleich die mechanischen Eigenschaften um IO bis 20%, nach der Erfindung jedoch um kaum 2%.
Die Herabsetzung der kritischen Abschreckungsgeschwindigkeit ist (Fig.4 bis 7) begleitet von einer wesentlich langsameren Abnahme der Härte (und entsprechend der anderen mechanischen Eigenschaften), wenn diese Geschwindigkeit unter der !«ritischen
der Luft abschrecken (etwa 1 K/s in pulsierender Luft bzw. etwa 0,5 K/s in ruhender Luft) ohne merklicher Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften.
Beispiel 5
Es wurden die mechanischen Eigenschaften der Legierung 7075 in Dickenrichtung bestimmt und zwar wie üblich und nach der Erfindung mit Abschrecken in ruhender Luft und Auslagern 24 h bei 120° C.
hb
"H
hb
Vergleich 34.2 21,2 7.2
Erfindungsgemäß 48,5 43.0 2.4
llicr/ii 7HIiHt /.

Claims (2)

Patentansprüche:
1. Halbzeug aus Aluminium-Knetlegierungen enthaltend Kupfer, Magnesium, Silicium, Zink sowie Sekundärphasen-bildende Zusätze oder Verunreinigungen wie Mangan, Chrom, Zirkonium und Eisen mit einem Wasserstoffgehalt von < 0,5 ppm, vorzugsweise <0,2ppm und insbesondere <0,1 ppm, insbesondere den Legierungen »Α-ZG« oder »A-U« nach AFNOR A-OZOOl und A-02.002 bzw. »7000« oder »2000« nach ASTM, gekennzeichnet durch praktisch identische mechanische Eigenschaften in allen Richtungen und durch ein isotropes Gefüge mit äquiaxialem Korn, in dem die ausgeschiedenen Sekundärphasen zu einem beträchtlichen Anteil als Aggregat mit einem Durchmesser > O^ μπι vorliegen.
2. Verfahren zur Herstellung des Halbzeugs nach Anspruch 1, öadurch gekennzeichnet, daß man das Vorprodukt 0,5 h bis zu 12 h bei einer Temperatur T, über der Solidus-Temperatur T\ und unter der Liquidus-Temperatur 7ΐ hält und anschließend unter T\ in bekannter Weise lösungsglüht.
DE2500083A 1974-01-07 1975-01-03 Halbzeug aus Aluminium-Knetlegierungen und Verfahren zu dessen Herstellung Expired DE2500083C3 (de)

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JP (1) JPS5551416B2 (de)
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IT (1) IT1028180B (de)
NL (1) NL7500185A (de)
NO (1) NO142791C (de)
SE (1) SE415487B (de)
SU (1) SU575039A3 (de)
ZA (1) ZA7571B (de)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102016203901A1 (de) * 2016-03-10 2017-09-14 MTU Aero Engines AG Verfahren und Vorrichtung zum Herstellen zumindest eines Bauteilbereichs eines Bauteils

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2409319A1 (fr) * 1977-11-21 1979-06-15 Cegedur Procede de traitement thermique de produits minces en alliages d'aluminium de la serie 7000
US4524820A (en) * 1982-03-30 1985-06-25 International Telephone And Telegraph Corporation Apparatus for providing improved slurry cast structures by hot working
US4583608A (en) * 1983-06-06 1986-04-22 United Technologies Corporation Heat treatment of single crystals
US4662951A (en) * 1983-12-27 1987-05-05 United Technologies Corporation Pre-HIP heat treatment of superalloy castings
US4555272A (en) * 1984-04-11 1985-11-26 Olin Corporation Beta copper base alloy adapted to be formed as a semi-solid metal slurry and a process for making same
DE102009001942A1 (de) * 2009-03-27 2010-09-30 Brose Fahrzeugteile GmbH & Co. Kommanditgesellschaft, Würzburg Gehäuse einer elektrischen Maschine und elektrische Maschine
AU2016261193B2 (en) 2015-05-08 2018-11-22 Novelis Inc. Shock heat treatment of aluminum alloy articles
JP6833026B2 (ja) 2016-10-17 2021-02-24 ノベリス・インコーポレイテッドＮｏｖｅｌｉｓ Ｉｎｃ． 特別に調整された特性を有する金属シート
US20220002853A1 (en) * 2018-11-12 2022-01-06 Airbus Sas Method of producing a high-energy hydroformed structure from a 7xxx-series alloy

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2249349A (en) * 1939-08-23 1941-07-15 Aluminum Co Of America Method of hot working an aluminum base alloy and product thereof
US3826688A (en) * 1971-01-08 1974-07-30 Reynolds Metals Co Aluminum alloy system
DE2129352C3 (de) * 1971-06-14 1982-03-18 Honsel-Werke Ag, 5778 Meschede Verwendung von AlMgSi-Gußlegierungen für thermisch wechselbeanspruchte Zylinderköpfe
US3791880A (en) * 1972-06-30 1974-02-12 Aluminum Co Of America Tear resistant sheet and plate and method for producing
US3791876A (en) * 1972-10-24 1974-02-12 Aluminum Co Of America Method of making high strength aluminum alloy forgings and product produced thereby
US3847681A (en) * 1973-11-09 1974-11-12 Us Army Processes for the fabrication of 7000 series aluminum alloys

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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