EA002898B1 - Способ обработки алюминиевого сплава, содержащего алюминий и кремний - Google Patents

Способ обработки алюминиевого сплава, содержащего алюминий и кремний Download PDF

Info

Publication number
EA002898B1
EA002898B1 EA200100885A EA200100885A EA002898B1 EA 002898 B1 EA002898 B1 EA 002898B1 EA 200100885 A EA200100885 A EA 200100885A EA 200100885 A EA200100885 A EA 200100885A EA 002898 B1 EA002898 B1 EA 002898B1
Authority
EA
Eurasian Patent Office
Prior art keywords
silicon
alloy
magnesium
class
tensile strength
Prior art date
Application number
EA200100885A
Other languages
English (en)
Other versions
EA200100885A1 (ru
Inventor
Ульф Тундал
Рейсо Оддвин
Original Assignee
Норск Хюдро Аса
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
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=8167214&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=EA002898(B1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Норск Хюдро Аса filed Critical Норск Хюдро Аса
Publication of EA200100885A1 publication Critical patent/EA200100885A1/ru
Publication of EA002898B1 publication Critical patent/EA002898B1/ru

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
    • C22F1/05—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 of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
    • 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
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon

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)
  • Extrusion Of Metal (AREA)
  • Silicon Compounds (AREA)
  • Preventing Corrosion Or Incrustation Of Metals (AREA)
  • Laminated Bodies (AREA)
  • Materials For Medical Uses (AREA)
  • Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
  • Conductive Materials (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Cookers (AREA)
  • Pens And Brushes (AREA)
  • Dental Preparations (AREA)
  • Glass Compositions (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)

Abstract

Алюминиевый сплав, содержащий 0,5-2,5 мас.% легирующей смеси магния и кремния, причем молярное соотношение Mg/Si составляет от 0,70 до 1,25, дополнительное количество Si, равное приблизительно 1/3 количества Fe, Mn и Cr, присутствующих в сплаве, и остальной части, приходящейся на алюминий, неизбежные примеси и другие легирующие добавки, после охлаждения подвергают гомогенизации, предварительному нагреву перед экструзией, экструзии и старению, где старение проводят при температурах от 160 до 220°С. Старение после охлаждения продукта экструзии осуществляют как двухскоростную операцию старения, включающую первую стадию, на которой продукт экструзии нагревают со скоростью нагревания, превышающей 30°C/ч, до температуры 100-170°С, и вторую стадию, на которой продукт экструзии нагревают со скоростью нагревания от 5 до 50°/ч до конечной температуры выдержки от 160 до 220°С, и что весь цикл старения осуществляют за время от 3 до 24 ч.

Description

Изобретение относится к способу обработки алюминиевого сплава, состоящего из
0,5-2,5 мас.% легирующей смеси магния и кремния, причем молярное соотношение Мд/81 составляет от 0,70 до 1,25, дополнительного количества 81, равного 1/3 количества Ее, Мп и Сг в сплаве, выраженного в мас.%, других легирующих добавок и неизбежных примесей, и остальной части, приходящейся на алюминий, где указанный сплав после охлаждения подвергают гомогенизации, предварительному нагреву перед экструзией и старением, где старение проводят после экструзии как двухстадийную операцию старения до конечной температуры выдержки от 160 до 220°С.
Способ такого типа описан в \УО 95.06759. Согласно указанной публикации, старение осуществляют при температуре от 150 до 200°С, и скорость нагревания составляет от 1 0 до 100°С/ч, предпочтительно от 10 до 70°С/ч. Описывается другая двухстадийная схема нагревания, где для получения общей скорости нагревания в указанном выше интервале предлагается температура выдержки в интервале от 80 до 140°С.
Известно, что более высокое содержание Мд и δί оказывает положительное влияние на механические свойства конечного продукта, в то время как это же обстоятельство имеет отрицательное влияние на способность к экструзии алюминиевого сплава. Ранее предполагалось, что повышающая твердость фаза в сплаве А1Мд-81 имеет состав, близкий к Мд281. Однако также известно, что избыток δί приводит к улучшению механических свойств.
Более поздние эксперименты показали, что последовательность выделения фаз является достаточно сложной, и что, за исключением равновесной фазы, участвующие в этом процессе фазы не имеют стехиометрического соотношения Мд281. В работе 8.1. Апбсгйп е1 а1., Ас1а ша1ет., Уо1. 46, Νο. 9, р. 3283-3298, 1998, сделано предположение, что одна из повышающих твердость фаз в сплавах А1-Мд-81 имеет состав, близкий к Мд5816.
Поэтому задача предлагаемого изобретения состоит в создании способа обработки алюминиевого сплава, в результате которого получается алюминиевый сплав с лучшими механическими свойствами и лучшей способностью к экструзии, при этом указанный сплав имеет минимальное содержание легирующих добавок, а общий состав, насколько это возможно, приближается к составу традиционных алюминиевых сплавов. Указанная задача решается благодаря тому, что старение включает первую стадию, на которой продукт экструзии нагревают со скоростью нагрева свыше 100°С/ч до температуры от 1 00 до 1 70°С, и вторую стадию, на которой продукт экструзии нагревают со скоростью нагрева от 5 до 50°С/ч до конечной температуры выдержки, а также благодаря тому, что общий цикл старения осуществляют за период от 3 до 24 ч.
Оптимальным соотношением Мд/81 является соотношение, при котором весь имеющийся в наличии Мд и весь 81 переходят в фазы Мд5816. Такое сочетание Мд и 81 дает наивысшую механическую прочность с минимальным использованием легирующих добавок Мд и 81. Обнаружено, что максимальная скорость экструзии почти не зависит от соотношения Мд/81. Следовательно, при оптимальном соотношении Мд/81 суммарное количество Мд и 81 сводится к минимуму в силу определенных требований по прочности, и указанный сплав, таким образом, будет также обеспечивать наилучшую способность к экструзии. С использованием композиции согласно изобретению в сочетании с двухскоростной процедурой старения согласно изобретению, получают, что прочность и способность к экструзии являются максимальными при минимальном общем времени старения.
Кроме фазы Мд5816 существует также другая повышающая твердость фаза, содержащая больше Мд, по сравнению с фазой Мд5816. Однако, указанная фаза неэффективна и не способствует такому повышению механической прочности, как фаза Мд5816. На богатой 81 стороне фазы Мд5816 наиболее вероятно отсутствие повышающей твердость фазы, и соотношения Мд/81 менее 5/6 не будут благоприятными.
Положительное влияние на механическую прочность двухскоростной процедуры старения можно объяснить тем фактом, что продленное время действия низкой температуры, как правило, усиливает образование зерен Мд-81 с большей плотностью. Если всю операцию старения выполнять при такой температуре, общее время старения будет выходить за рамки практических пределов и производительность печей для старения будет слишком низкой. При постепенном повышении температуры до конечной температуры старения большое число зерен, зародившихся при низкой температуре, будет продолжать расти. Результатом станет большое число зерен и величина механической прочности, связываемые с низкотемпературным старением, но при значительно меньшем общем времени старения.
Двухстадийное старение улучшает механическую прочность, но при быстром нагревании от первой температуры выдержки до второй температуры выдержки существует значительный риск обратного восстановления самых мелких зерен при более низком числе повышающих твердость зерен, и, таким образом, в результате - меньшей механической прочности. Другим преимуществом процедуры двухскоростного старения, по сравнению с обычным старением и также двухстадийным старением, является то, что медленная скорость нагревания будет гарантировать лучшее распределение температуры в загрузке. Температурная предыстория выдавленных профилей в загрузке почти не будет зависеть от величины загрузки, плотности укладки и толщины стенок выдавленных профилей. Результатом будут механические свойства, более однородные, чем при процедурах старения других типов.
По сравнению с процедурой старения, описанной в патенте АО 95.06759, где нагревание с малой скоростью начинается с комнатной температуры, процедура двухскоростного старения будет снижать общее время старения за счет применения нагревания с высокой скоростью от комнатной температуры до температуры от 100 до 170°С. При нагревании с малой скоростью, начиная с промежуточной температуры, полученная прочность будет почти такой же высокой, как и в случае медленного нагревания, начиная с комнатной температуры.
В общий объем изобретения включена возможность использования различных композиций в зависимости от предусмотренного класса прочности.
Так, например, когда нужен алюминиевый сплав с пределом прочности при растяжении в классе Р19-Р22, количество легирующей смеси из магния и кремния будет составлять от 0,60 до 1,10 мас.%. В случае сплава с пределом прочности при растяжении в классе Р25-Р27 возможно использование алюминиевого сплава, содержащего от 0,80 до 1,40 мас.% легирующей смеси из магния и кремния, и в случае сплава с пределом прочности при растяжении в классе Р29-Р31 возможно использование алюминиевого сплава, содержащего от 1,10 до 1,80 мас.% легирующей смеси из магния и кремния.
Предпочтительно, и это включено в изобретение, получать предел прочности при растяжении в классе Р19 (185-220 МПа) с помощью сплава, содержащего от 0,60 до 0,80 мас.% легирующей смеси, предел прочности при растяжении в классе Р22 (215-250 МПа) - с помощью сплава, содержащего от 0,70 до 0,90 мас.% легирующей смеси, предел прочности при растяжении в классе Р25 (245-270 МПа) - с помощью сплава, содержащего от 0,85 до 1,15 мас.% легирующей смеси, предел прочности при растяжении в классе Р27 (265-290 МПа) - с помощью сплава, содержащего от 0,95 до 1,25 мас.% легирующей смеси, предел прочности при растяжении в классе Р29 (285-310 МПа) - с помощью сплава, содержащего от 1,10 до 1,40 мас.% легирующей смеси, и предел прочности при растяжении в классе Р31 (305-330 МПа) - с помощью сплава, содержащего от 1,20 до 1,55 мас.% легирующей смеси.
При добавлении меди, содержание которой, как эмпирическое правило, повышает механическую прочность на 10 МПа на каждые 0,10 мас.% Си, общее количество Мд и 8ί можно уменьшить, и все еще сохранится соответствие классу прочности более высокому, чем могло бы дать добавление одних Мд и 8ί.
По причине, описанной выше, предпочтительно, чтобы молярное соотношение Мд/δί составляло от 0,75 до 1,25, предпочтительнее от 0,8 до 1,0.
В предпочтительном варианте осуществления изобретения конечная температура старения составляет, по меньшей мере, 165°С, и предпочтительнее, температура старения составляет самое большее 205°С. При использовании таких предпочтительных температур было обнаружено, что механическая прочность максимальна, в то время как общее время старения остается в разумных пределах.
Для того, чтобы уменьшить общее время старения при двухскоростной операции старения, предпочтительно осуществлять первую стадию нагревания при возможно высокой скорости нагревания, достижение которой зависит от имеющегося оборудования. Поэтому на первой стадии нагревания предпочтительно использовать скорость нагревания, по меньшей мере, 100°С/ч.
На второй стадии нагревания скорость нагревания должна быть оптимизирована с точки зрения общей эффективности по времени и конечного качества сплава. По этой причине предпочтительно, чтобы вторая скорость нагревания составляла, по меньшей мере, 7°С/ч и самое большее 30°С/ч. При скоростях нагревания ниже 7°С/ч общее время старения в результате будет большим при низкой производительности печей для старения, а при скоростях нагревания выше 30°С/ч механические свойства будут ниже желательных.
Предпочтительно, первая стадия нагревания будет заканчиваться при значениях от 130 до 1 60°С, и при указанных температурах существует выделение фазы Мд5§16, достаточное для получения высокой механической прочности сплава. Более низкая конечная температура первой стадии будет, как правило, приводить к повышенному общему времени старения. Предпочтительно, общее время старения составляет самое большее 12 ч.
Для того, чтобы получить продукт экструзии, в котором почти весь Мд и 8ί перед операцией старения находится в твердом растворе, важно регулировать параметры во время экструзии и охлаждения после экструзии. В случае верных параметров нужный результат можно получить с помощью обычного предварительного нагревания. Однако, использование так называемого способа с перегревом, описанного в ЕР 0302623, представляющего собой операцию предварительного нагревания, где сплав нагревают до температуры от 510 до 560°С во время операции предварительного нагревания перед экструзией, после которой заготовки охлаждают до нормальных температур экструзии, будет гарантировать, что весь Мд и весь 81, добавленные в сплав, растворяются. При надлежащем охлаждении продукта экструзии Мд и 81 остаются растворенными и доступными для образования придающих твердость зерен во время операции старения.
Для низколегированных сплавов переход в раствор Мд и 81 можно достичь в процессе операции экструзии без перегрева, если параметры экструзии являются правильными. Однако с более легированными сплавами не всегда достаточно нормальных условий предварительного нагревания для перехода Мд и 81 в твердый раствор. В таких случаях перегрев будет придавать процессу экструзии больше надежности и всегда гарантирует, что Мд и 81 полностью находятся в твердом растворе, когда профиль выходит из пресса.
Другие характеристики и преимущества станут очевидными из последующего описания нескольких испытаний, осуществленных со сплавами, соответствующими изобретению.
Пример 1.
Восемь разных сплавов, состав которых приводится в табл. 1, отливают в заготовки 095 мм в стандартных условиях изготовления отливок из сплава 6060. Заготовки гомогенизируют со скоростью нагревания приблизительно 250°С/ч, время выдержки составляет 2 ч 15 мин при 575°С, и скорость охлаждения после гомогенизации составляет приблизительно 350°С/ч. Болванки окончательно разрезают на заготовки длиной 200 мм.
Таблица 1
Сплав 81 Мд Ре Общее содержание 81+Мд
1 0,34 0,40 0,20 0,74
2 0,37 0,36 0,19 0,73
3 0,43 0,31 0,19 0,74
4 0,48 0,25 0,20 0,73
5 0,37 0,50 0,18 0,87
6 0,41 0,47 0,19 0,88
7 0,47 0,41 0,20 0,88
8 0,51 0,36 0,19 0,87
Испытание на способность к экструзии осуществляют в 800-тонном прессе, снабженном обоймой 0100 мм, и с использованием индукционной печи для нагревания заготовок перед экструзией.
Штамп, используемый для экспериментов по выявлению способности к экструзии, выдает цилиндрический стержень диаметром 7 мм с двумя ребрами шириной 0,5 мм и высотой 1 мм, расположенными под углом 180°.
Для того, чтобы провести определение механических свойств профилей, проводят отдельное испытание со штампом, который выдает стержень 2*25 мм2. Заготовки перед экструзией предварительно нагревают приблизительно до 500°С. После экструзии профили охлаждают в неподвижном воздухе, давая приблизительно мин для охлаждения до температуры ниже 250°С. После экструзии профили растягивают на 0,5%. Время выдержки при комнатной температуре перед старением контролируют. Механические свойства определяют с помощью испытаний на растяжение.
Полные результаты испытаний на способность к экструзии для указанных сплавов приводятся в табл. 2 и 3.
Таблица 2. Испытания на способность к экструзии сплавов 1-4
Сплав № Скорость Кат, мм/е Температура заготовки, °С Примечания
1 16 502 ОК
1 17 503 ОК
1 18 502 Разрыв
1 17 499 ОК
1 19 475 ОК
1 20 473 ОК
1 21 470 Разрыв
2 16 504 ОК
2 17 503 Маленький разрыв
2 18 500 Разрыв
2 20 474 ОК
2 19 473 ОК
2 18 470 ОК
2 21 469 Маленький разрыв
3 17 503 Разрыв
3 16 505 ОК
3 15 504 ОК
3 19 477 ОК
3 18 477 ОК
3 20 472 ОК
3 21 470 Разрыв
4 17 504 ОК
4 18 505 Разрыв
4 16 502 ОК
4 19 477 ОК
4 20 478 ОК
4 20 480 Маленький разрыв
4 21 474 Разрыв
Для сплавов 1-4, имеющих приблизительно одинаковое общее содержание Мд и 81, но разные соотношения Мд/81, максимальная скорость экструзии до возникновения разрывов приблизительно одна и та же при сравнимых температурах заготовок.
Таблица 3. Испытания на способность к экструзии сплавов 5-8
Сплав № Скорость Кат, мм/с Температура заготовки, °С Примечания
5 14 495 ОК
5 14,5 500 Разрыв
5 15 500 Разрыв
5 14 500 Маленький разрыв
5 17 476 Разрыв
5 16,5 475 ОК
5 16,8 476 Маленький разрыв
5 17 475 Разрыв
6 14 501 Маленький разрыв
6 13,5 503 ОК
6 14 505 Разрыв
6 14,5 500 Разрыв
6 17 473 Разрыв
6 16,8 473 Разрыв
6 16,5 473 ОК
6 16,3 473 ОК
7 14 504 Разрыв
7 13,5 506 Маленький разрыв
7 13,5 500 ОК
7 13,8 503 Маленький разрыв
7 17 472 Маленький разрыв
7 16,8 476 Разрыв
7 16,6 473 ОК
7 17 475 Разрыв
8 13,5 505 ОК
8 13,8 505 Разрыв
8 13,6 504 ОК
8 14 505 Разрыв
8 17 473 Маленький разрыв
8 17,2 474 Маленький разрыв
8 17,5 471 Разрыв
8 16.8 473 ОК
Для сплавов 5-8, имеющих приблизительно одинаковое общее содержание Мд и 8ί, но разные соотношения Мд/δί, максимальная скорость экструзии до возникновения разрывов приблизительно одна и та же при сравнимых температурах заготовок. Однако, если сравнивать со сплавами 1-4, имеющими меньшее суммарное содержание Мд и 8ί. то максимальная скорость экструзии, как правило, выше для сплавов 1-4.
Механические свойства разных сплавов, состаренных по разным циклам старения, приводятся в табл. 4-11.
В качестве пояснения к указанным таблицам следует обратиться к фиг. 1, на которой представлены графики различных циклов старения, обозначенных буквами. На фиг. 1 по оси Х показано общее время старения, а по оси Υ используемая температура.
Кроме того, представленные колонки имеют следующие обозначения:
То1а1 Втс - Общее время = Общее время старения для данного цикла старения;
Вт - предел прочности при растяжении;
Вр02 - предел текучести;
АВ - удлинение до разрушения;
Аи - однородное удлинение.
Все указанные данные получают при стандартных испытаниях на растяжение, и приведенные цифры являются средними, полученными на двух параллельных образцах продукта экструзии.
Таблица 4
Сплав 1 - 0.4Мд + 0.3481
Общее время (ч) Вт Вр02 АВ Аи
А 3 143,6 74,0 16,8 8,1
А 4 160,6 122,3 12,9 6,9
А 5 170,0 137,2 12,6 5,6
А 6 178,1 144,5 12,3 5,6
А 7 180,3 150,3 12,3 5,2
В 3,5 166,8 125,6 12,9 6,6
В 4 173,9 135,7 11,9 6,1
В 4,5 181,1 146,7 12,0 5,4
В 5 188,3 160,8 12,2 5,1
В 6 196,0 170,3 11,9 4,7
С 4 156,9 113,8 12,6 7,5
С 5 171,9 134,7 13,2 6,9
С 6 189,4 154,9 12,0 6,2
с 7 195,0 168,6 11,9 5,8
с 8 199,2 172,4 12,3 5,4
7 185,1 140,8 12,9 6,4
Ώ 8,5 196,5 159,0 13,0 6,2
Ώ 10 201,8 171,6 13,3 6,0
Ώ 11,5 206,4 177,5 12,9 6,1
Ώ 13 211,7 184,0 12,5 5,4
Е 8 190,5 152,9 12,8 6,5
Е 10 200,3 168,3 12,1 6,0
Е 12 207,1 176,7 12,3 6,0
Е 14 211,2 185,3 12,4 5,9
Е 16 213,9 188,8 12,3 6,6
Таблица 5
Сплав 2 - 0.36Мд + 0.3781
Общее время (ч) Вт Вр02 АВ Аи
А 3 150,1 105,7 13,4 7,5
А 4 164,4 126,1 13,6 6,6
А 5 174,5 139,2 12,9 6,1
А 6 183,1 154,4 12,4 4,9
А 7 185,4 157,8 12,0 5,4
В 3,5 175,0 135,0 12,3 6,3
В 4 181,7 146,6 12,1 6,0
В 4,5 190,7 158,9 11,7 5,5
В 5 195,5 169,9 12,5 5,2
В 6 202,0 175,7 12,3 5,4
С 4 161,3 114,1 14,0 7,2
С 5 185,7 145,9 12,1 6,1
С 6 197,4 167,6 11,6 5,9
С 7 203,9 176,0 12,6 6,0
С 8 205,3 178,9 12,0 5,5
Ώ 7 195,1 151,2 12,6 6,6
Ώ 8,5 208,9 180,4 12,5 5,9
Ώ 10 210,4 181,1 12,8 6,3
Ώ 11,5 215,2 187,4 13,7 6,1
Ώ 13 219,4 189,3 12,4 5,8
Е 8 195,6 158,0 12,9 6,7
Е 10 205,9 176,2 13,1 6,0
Е 12 214,8 185,3 12,1 5,8
Е 14 216,9 192,5 12,3 5,4
Е 16 221,5 196,9 12,1 5,4
Таблица 6
Сплав 3 - 0.31 Мд + 0.4381
Общее время (ч) Вт Вр02 АВ Аи
А 3 154,3 111,0 15,0 8,2
А 4 172,6 138,0 13,0 6,5
А 5 180,6 148,9 13,0 5,7
А 6 189,7 160,0 12,2 5,5
А 7 192,5 164,7 12,6 5,3
В 3,5 187,4 148,9 12,3 6,3
В 4 193,0 160,3 11,5 5,9
В 4,5 197,7 168,3 11,6 5,1
В 5 203,2 177,1 12,4 5,5
В 6 205,1 180,6 11,7 5,4
С 4 170,1 127,4 14,3 7,5
С 5 193,3 158,2 13,4 6,2
С 6 207,3 179,2 12,6 6,4
С 7 212,2 185,3 12,9 5,7
С 8 212,0 188,7 12,3 5,6
Ώ 7 205,6 157,5 13,2 6,7
Ώ 8,5 218,7 190,4 12,7 6,0
Ώ 10 219,6 191,1 12,9 6,7
Ώ 11,5 222,5 197,5 13,1 5,9
Ώ 13 226,0 195,7 12,2 6,1
Е 8 216,6 183,5 12,6 6,8
Е 10 217,2 190,4 12,6 6,9
Е 12 221,6 193,9 12,4 6,6
Е 14 225,7 200,6 12,4 6,0
Е 16 224,4 197,8 12,1 5,9
Таблица 7
Сплав 4 - 0.25Мд + 0.4881
Общее время (ч) Вт Вр02 АВ Аи
А 3 140,2 98,3 14,5 8,6
А 4 152,8 114,6 14,5 7,2
А 5 166,2 134,9 12,7 5,9
А 6 173,5 141,7 12,8 5,7
А 7 178,1 147,6 12,3 5,2
В 3,5 165,1 123,5 13,3 6,4
В 4 172,2 136,4 11,8 5,7
В 4,5 180,7 150,2 12,1 5,2
В 5 187,2 159,5 12,0 5,6
В 6 192,8 164,6 12,1 5,0
С 4 153,9 108,6 13,6 7,7
С 5 177,2 141,8 12,0 6,5
С 6 190,2 159,7 11,9 5,9
С 7 197,3 168,6 12,3 6,1
С 8 197,9 170,6 12,5 5,6
Ώ 7 189,5 145,6 12,3 6,4
Ώ 8,5 202,2 171,6 12,6 6,1
Ώ 10 207,9 178,8 12,9 6,0
Ώ 11,5 210,7 180,9 12,7 5,6
Ώ 13 213,3 177,7 12,4 6,0
Е 8 195,1 161,5 12,8 5,9
Е 10 205,2 174,1 12,5 6,4
Е 12 208,3 177,3 12,8 5,6
Е 14 211,6 185,9 12,5 6,3
Е 16 217,6 190,0 12,4 6,2
Таблица 8
Сплав 5-0.50Мд + 0.3781
Общее время (ч) Кт Кр02 АВ Аи
А 3 180,6 138,8 13,9 7,1
А 4 194,2 155,9 13,2 6,6
А 5 203,3 176,5 12,8 5,6
А 6 210,0 183,6 12,2 5,7
А 7 211,7 185,9 12,1 5,8
В 3,5 202,4 161,7 12,8 6,6
В 4 204,2 170,4 12,5 6,1
В 4,5 217,4 186,7 12,1 5,6
В 5 218,9 191,5 12,1 5,5
В 6 222,4 198,2 12,3 6,0
С 4 188,6 136,4 15,1 10,0
С 5 206,2 171,2 13,4 7,1
С 6 219,2 191,2 12,9 6,2
С 7 221,4 194,4 12,1 6,1
С 8 224,4 202,8 11,8 6,0
Ώ 7 213,2 161,5 14,0 7,5
Ώ 8,5 221,5 186,1 12,6 6,7
Ώ 10 229,9 200,8 12,1 5,7
Ώ 11,5 228,2 200,0 12,3 6,3
Ώ 13 233,2 198,1 11,4 6,2
Е 8 221,3 187,7 13,5 7,4
Е 10 226,8 196,7 12,6 6,7
Е 12 227,8 195,9 12,8 6,6
Е 14 230,6 200,5 12,2 5,6
Е 16 235,7 207,9 11,7 6,4
Таблица 9
Сплав 6 - 0.47Мд + 0.4181
Общее время (ч) Кт Кр02 АВ Аи
А 3 189,1 144,5 13,7 7,5
А 4 205,6 170,5 13,2 6,6
А 5 212,0 182,4 13,0 5,8
А 6 216,0 187,0 12,3 5,6
А 7 216,4 188,8 11,9 5,5
В 3,5 208,2 172,3 12,8 6,7
В 4 213,0 175,5 12,1 6,3
В 4,5 219,6 190,5 12,0 6,0
В 5 225,5 199,4 11,9 5,6
В 6 225,8 202,2 11,9 5,8
С 4 195,3 148,7 14,1 8,1
С 5 214,1 178,6 13,8 6,8
С 6 227,3 198,7 13,2 6,3
С 7 229,4 203,7 12,3 6,6
С 8 228,2 200,7 12,1 6,1
Ώ 7 222,9 185,0 12,6 7,8
Ώ 8,5 230,7 194,0 13,0 6,8
Ώ 10 236,6 205,7 13,0 6,6
Ώ 11,5 236,7 208,0 12,4 6,6
Ώ 13 239,6 207,1 11,5 5,7
Е 8 229,4 196,8 12,7 6,4
Е 10 233,5 199,5 13,0 7,1
Е 12 237,0 206,9 12,3 6,7
Е 14 236,0 206,5 12,0 6,2
Е 16 240,3 214,4 12,4 6,8
Таблица 10
Сплав 7-0.41Мд + 0.4781
Общее время (ч) Кт Кр02 АВ Аи
А 3 195,9 155,9 13,5 6,6
А 4 208,9 170,0 13,3 6,4
А 5 216,2 188,6 12,5 6,2
А 6 220,4 195,1 12,5 5,5
А 7 222,0 196,1 11,5 5,4
В 3,5 216,0 179,5 12,2 6,4
В 4 219,1 184,4 12,2 6,1
В 4,5 228,0 200,0 11,9 5,8
В 5 230,2 205,9 11,4 6,1
В 6 231,1 211,1 11,8 5,5
С 4 205,5 157,7 15,0 7,8
С 5 225,2 190,8 13,1 6,8
С 6 230,4 203,3 12,0 6,5
С 7 234,5 208,9 12,1 6,2
С 8 235,4 213,4 11,8 5,9
Ώ 7 231,1 190,6 13,6 7,6
Ώ 8,5 240,3 208,7 11,4 6,3
Ώ 10 241,6 212,0 12,5 7,3
Ώ 11,5 244,3 218,2 11,9 6,3
Ώ 13 246,3 204,2 11,3 6,3
Е 8 233,5 197,2 12,9 7,6
Е 10 241,1 205,8 12,8 7,2
Е 12 244,6 214,7 11,9 6,5
Е 14 246,7 220,2 11,8 6,3
Е 16 247,5 221,6 11,2 5,8
Таблица 11
Сплав 8 - 0.36Мд + 0.5181
Общее время (ч) Кт Кр02 АВ Аи
А 3 200,1 161,8 13,0 7,0
А 4 212,5 178,5 12,6 6,2
А 5 221,9 195,6 12,6 5,7
А 6 222,5 195,7 12,0 6,0
А 7 224,6 196,0 12,4 5,9
В 3,5 222,2 186,9 12,6 6,6
В 4 224,5 188,8 12,1 6,1
В 4,5 230,9 203,4 12,2 6,6
В 5 231,1 211,7 11,9 6,6
В 6 232,3 208,8 11,4 5,6
С 4 215,3 168,5 14,5 8,3
С 5 228,9 194,9 13,6 7,5
С 6 234,1 206,4 12,6 7,1
С 7 239,4 213,3 11,9 6,4
С 8 239,1 212,5 11,9 5,9
Ώ 7 236,7 195,9 13,1 7,9
Ώ 8,5 244,4 209,6 12,2 7,0
Ώ 10 247,1 220,4 11,8 6,7
Ώ 11,5 246,8 217,8 12,1 7,2
Ώ 13 249,4 223,7 11,4 6,6
Е 8 243,0 207,7 12,8 7,6
Е 10 244,8 215,3 12,4 7,4
Е 12 247,6 219,6 12,0 6,9
Е 14 249,3 222,5 12,5 7,1
Е 16 250,1 220,8 11,5 7,0
На основании приведенных результатов делаются следующие замечания.
Предел прочности при растяжении (ϋΤδ) сплава № 1 несколько ниже 180 МПа после старения по А-циклу при общем времени 6 ч. При осуществлении циклов двухскоростного старения величины ИТ8 выше, но все еще не превышают 190 МПа через 5 ч по В-циклу и 195 МПа через 7 ч по С-циклу. В случае Б-цикла величины ИТ8 достигают 210 МПа, но до общего времени старения 13 ч.
Предел прочности при растяжении (ИТ8) сплава № 2 несколько выше 180 МПа после старения по А-циклу при общем времени 6 ч. Величины ИТ8 равны 195 МПа после 5 ч по Вциклу и 205 МПа после 7 ч по С-циклу. В случае Б-цикла величины ИТ8 достигают приблизительно 210 МПа через 9 ч и 215 через 12 ч.
Сплав № 3, график которого наиболее близок к графику Мд5816 на стороне, богатой содержанием Мд, показывает самые высокие механические свойства в ряду сплавов 1-4. После А-цикла ИТ8 равен 190 МПа через 6 ч общего времени. В случае 5 ч по В-циклу ИТ8 приближается к величине 205 МПа и несколько превышает 210 МПа через 7 ч по С-циклу. В случае 9 ч старения по Б-циклу ИТ8 приближается к величине 220 МПа.
Сплав № 4 показывает более низкие механические свойства, чем сплавы 2 и 3. Через 6 ч общего времени по А-циклу ИТ8 не превышает 175 МПа. При 10-часовом старении по Б-циклу ИТ8 приближается к величине 210 МПа.
Приведенные результаты четко показывают, что оптимальный состав для получения наилучших механических свойств при наименьшем суммарном содержании Мд и 81 приближается к линии Мд5816 со стороны, богатой Мд.
Другим важным аспектом, касающимся соотношения Мд/81, является то, что, как оказывается, низкое соотношение приводит к меньшей длительности старения и получению максимальной прочности.
Сплавы 5-8 имеют постоянное суммарное количество Мд и δί, которое выше, чем у сплавов 1-4. Если сравнивать с графиком для Мд5816, то все сплавы 5-8 располагаются со стороны Мд5816, богатой Мд.
Сплав № 5, график для которого располагается в наибольшем удалении от графика для Мд5816, показывает самые низкие механические свойства в ряду сплавов 5-8. При А-цикле сплав № 5 имеет величину ИТ8 приблизительно 210 МПа после общего времени старения 6 ч. Сплав № 8 имеет величину ИТ8 220 МПа после такого же цикла. При общем времени старения 7 ч по С-циклу величины ИТ8 для сплавов 5 и 8 составляют 220 и 240 МПа, соответственно. Через 9 ч по Б-циклу величины ИТ8 составляют приблизительно 225 и 245 МПа.
Такие результаты вновь указывают на то, что наивысшие механические свойства получают со сплавами, графики для которых наиболее близки к графику для Мд5816. Как в случае сплавов 1-4, оказывается, что преимущества двухскоростных циклов старения наиболее очевид ны для сплавов, графики для которых наиболее близки к графику для Мд5816.
Оказывается, что время старения для достижения максимальной прочности для сплавов 5-8 меньше, чем для сплавов 1-4. Такая закономерность ожидалась, поскольку время старения уменьшается при возрастании содержания в сплаве. Также для сплавов 5-8 оказывается, что иногда время старения для сплава 8 меньше, чем для сплава 5.
Оказывается, что величины полного удлинения почти не зависят от цикла старения. При максимальной прочности величины полного удлинения АВ составляют около 12%, даже если для двухскоростных циклов старения величины прочности являются более высокими.
Пример 2.
Пример 2 показывает предел прочности при растяжении профилей заготовок из сплава 6061 с прямым нагревом и перегретых. Заготовки с прямым нагревом греют до температуры, указанной в таблице, и выдавливают при скоростях экструзии ниже максимальной скорости, приводящей к повреждению поверхности профиля. Перегретые заготовки нагревают предварительно в газовой печи до температуры, превышающей температуру растворения для сплава, и затем охлаждают до нормальной температуры экструзии, показанной в табл. 12. После экструзии профили охлаждают водой и подвергают старению по стандартному циклу старения до максимальной прочности.
Таблица 12. Предел прочности при растяжении (иТ8) в разных участках профилей заготовок из сплава АА6061 с прямым нагревом и перегретых.
Предварит. нагрев Температура заготовки, °С Ш8 (передняя часть), МПа иТ8 (середина), МПа иТ8 (задняя часть), МПа
Пр.нагрев 470 287,7 292,6 293,3
Пр. нагрев 472 295,3 293,9 296,0
Пр.нагрев 471 300,8 309,1 301,5
Пр.нагрев 470 310,5 318,1 315,3
Пр.нагрев 482 324,3 312,6 313,3
Пр.нагрев 476 327,1 334,1 331,9
Пр.нагрев 476 325,7 325,0 319,5
Пр.нагрев 475 320,2 319,0 318,8
Пр.нагрев 476 316,0 306,4 316,0
Пр.нагрев 485 329,1 329,8 317,4
Пр.нагрев 501 334,7 324,3 331,2
Пр.нагрев 499 332,6 327,8 322,9
Пр.нагрев 500 327,8 329,8 318,8
Пр.нагрев 505 322,9 322,2 318,1
Пр.нагрев 502 325,7 329,1 334,7
Пр.нагрев 506 336,0 323,6 311,2
Пр.нагрев 500 329,1 293,9 345,0
Пр.нагрев 502 331,2 332,6 335,3
Пр.нагрев 496 318,8 347,8 294,6
Средний иТ8 и стандартное отклонение для заготовок с прямым нагревом 320,8/13,1 319,6/14,5 317,6/13,9
Перегретые 506 333,3 325,7 331,3
Перегретые 495 334,0 331,9 335,3
Перегретые 493 343,6 345,0 333,3
Перегретые 495 343,6 338,8 333,3
Перегретые 490 339,5 332,6 327,1
Перегретые 499 346,4 332,6 331,2
Перегретые 496 332,6 335,3 331,9
Перегретые 495 330,5 331,2 322,9
Перегретые 493 332,6 334,7 333,3
Перегретые 494 331,2 334,0 328,4
Перегретые 494 329,1 338,8 337,4
Перегретые 459 345,7 337,4 344,3
Перегретые 467 340,2 338,1 330,5
Перегретые 462 344,3 342,9 331,9
Перегретые 459 334,0 329,8 326,4
Перегретые 461 331,9 326,4 324,3
Средний ϋΤ8 и стандартное отклонение для перегретых заготовок 337,8/5,9 334,7/5,2 331,4/5,0
При использовании процесса перегрева механические свойства, как правило, будут выше и более однородными, чем без перегрева. Также при использовании перегрева механические свойства практически не зависят от температуры заготовки перед экструзией. Это обстоятельство делает процесс экструзии более надежным относительно обеспечения высоких и однородных механических свойств, что делает возможным работу с менее легированными сплавами с меньшей опасностью выхода за нижние пределы требований к механическим свойствам.

Claims (16)

  1. ФОРМУЛА ИЗОБРЕТЕНИЯ
    1. Способ обработки алюминиевого сплава, состоящего из
    0,5-2,5 мас.% легирующей смеси магния и кремния, причем молярное соотношение Мд/δί составляет от 0,70 до 1,25, дополнительного количества 8ί, равного 1/3 количества Ее, Мп и Сг в сплаве, выраженного в мас.%, других легирующих добавок и неизбежных примесей и остальной части, приходящейся на алюминий, где указанный сплав после охлаждения подвергают гомогенизации, предварительному нагреву перед экструзией и старением, где старение проводят после экструзии как двухстадийную операцию до конечной температуры выдержки от 160 до 220°С, отличающийся тем, что на первой стадии старения продукт экструзии нагревают со скоростью нагревания, превышающей 100°/ч, до температуры от 100 до 170°С, а на второй стадии старения продукт экструзии нагревают со скоростью нагревания от 5 до 50°/ч до конечной температуры выдержки и весь цикл старения осуществляют за время от 3 до 24 ч.
  2. 2. Способ по п.1, отличающийся тем, что сплав содержит от 0,60 до 1,10 мас.% легирующей смеси из магния и кремния и имеет предел прочности при растяжении в классе Е19-Е22.
  3. 3. Способ по п.1, отличающийся тем, что сплав содержит от 0,80 до 1,40 мас.% легирующей смеси из магния и кремния и имеет предел прочности при растяжении в классе Е25-Е27.
  4. 4. Способ по п.1, отличающийся тем, что сплав содержит от 1,10 до 1,80 мас.% легирующей смеси из магния и кремния и имеет предел прочности при растяжении в классе Е29-Е31.
  5. 5. Способ по п.2, отличающийся тем, что сплав содержит от 0,60 до 0,80 мас.% легирующей смеси из магния и кремния и имеет предел прочности при растяжении в классе Е19 (185-220 МПа).
  6. 6. Способ по п.2, отличающийся тем, что сплав содержит от 0,70 до 0,90 мас.% легирующей смеси из магния и кремния и имеет предел прочности при растяжении в классе Е22 (215-250 МПа).
  7. 7. Способ по п.3, отличающийся тем, что сплав содержит от 0,85 до 1,15 мас.% легирующей смеси из магния и кремния и имеет предел прочности при растяжении в классе Е25 (245-270 МПа).
  8. 8. Способ по п.3, отличающийся тем, что сплав содержит от 0,95 до 1,25 мас.% легирующей смеси из магния и кремния и имеет предел прочности при растяжении в классе Е27 (265-290 МПа).
  9. 9. Способ по п.4, отличающийся тем, что сплав содержит от 1,10 до 1,40 мас.% легирующей смеси из магния и кремния и имеет предел прочности при растяжении в классе Е29 (285-310 МПа).
  10. 10. Способ по п.4, отличающийся тем, что сплав содержит от 1,20 до 1,55 мас.% легирующей смеси из магния и кремния и имеет предел прочности при растяжении в классе Е31 (305-330 МПа).
  11. 11. Способ по любому из пп.1-10, отличающийся тем, что конечная температура старения составляет, по меньшей мере, 165°С.
  12. 12. Способ по любому из пп.1-11, отличающийся тем, что конечная температура старения составляет самое большее 205°С.
  13. 13. Способ по любому из пп.1-12, отличающийся тем, что на второй стадии нагревания скорость нагревания составляет, по меньшей мере, 7°С/ч.
  14. 14. Способ по любому из пп.1-13, отличающийся тем, что в конце первой стадии нагревания температура составляет от 130 до 160°С.
  15. 15. Способ по любому из пп.1-14, отличающийся тем, что общее время старения составляет, по меньшей мере, 5 ч.
  16. 16. Способ по любому из пп.1-15, отличающийся тем, что во время предварительного нагревания перед экструзией сплав нагревают до температуры от 510 до 550°С, после чего сплав охлаждают до нормальных температур экструзии.
EA200100885A 1999-02-12 1999-02-12 Способ обработки алюминиевого сплава, содержащего алюминий и кремний EA002898B1 (ru)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/EP1999/000939 WO2000047789A1 (en) 1999-02-12 1999-02-12 Aluminium alloy containing magnesium and silicon

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EA200100885A1 EA200100885A1 (ru) 2002-02-28
EA002898B1 true EA002898B1 (ru) 2002-10-31

Family

ID=8167214

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EA200100885A EA002898B1 (ru) 1999-02-12 1999-02-12 Способ обработки алюминиевого сплава, содержащего алюминий и кремний

Country Status (25)

Country Link
US (1) US6602364B1 (ru)
EP (1) EP1155156B1 (ru)
JP (1) JP2002536551A (ru)
KR (1) KR100566360B1 (ru)
CN (1) CN1123644C (ru)
AT (1) ATE237700T1 (ru)
AU (1) AU764946B2 (ru)
BR (1) BR9917098B1 (ru)
CA (1) CA2361380C (ru)
CZ (1) CZ302998B6 (ru)
DE (1) DE69907032T2 (ru)
DK (1) DK1155156T3 (ru)
EA (1) EA002898B1 (ru)
ES (1) ES2196793T3 (ru)
HU (1) HU223034B1 (ru)
IL (1) IL144469A (ru)
IS (1) IS6043A (ru)
NO (1) NO333529B1 (ru)
NZ (1) NZ513126A (ru)
PL (1) PL194727B1 (ru)
PT (1) PT1155156E (ru)
SI (1) SI1155156T1 (ru)
SK (1) SK285690B6 (ru)
UA (1) UA71949C2 (ru)
WO (1) WO2000047789A1 (ru)

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE69910444T2 (de) * 1999-02-12 2004-06-24 Norsk Hydro Asa Verfahren zur herstellung einer aluminiumlegierung, die silicium und magnesium enthält
CN100436636C (zh) * 2006-12-19 2008-11-26 武汉理工大学 一种结合电流处理的镁合金热处理方法
AT506727B1 (de) * 2008-05-09 2010-10-15 Amag Rolling Gmbh Verfahren zur wärmebehandlung eines walzguts aus einer aushärtbaren aluminiumlegierung
DE102008048374B3 (de) * 2008-09-22 2010-04-15 Honsel Ag Korrosionsbeständiges Aluminiumstrangpressprofil und Verfahren zur Herstellung eines Strukturbauteiles
JP5153659B2 (ja) * 2009-01-09 2013-02-27 ノルスク・ヒドロ・アーエスアー マグネシウム及びケイ素を含有するアルミニウム合金の処理方法
CN101984111B (zh) * 2010-12-06 2012-06-06 天津锐新昌轻合金股份有限公司 汽车保险杠次受力构件的铝合金型材及其制备方法
PT2883973T (pt) 2013-12-11 2019-08-02 Constellium Valais Sa Ag Ltd Processo de fabrico para obtenção de produtos extrudidos de alta resistência fabricados a partir de ligas de alumínio 6xxx
EP2993244B1 (en) 2014-09-05 2020-05-27 Constellium Valais SA (AG, Ltd) Method to produce high strength products extruded from 6xxx aluminium alloys having excellent crash performance
CN107743526B (zh) 2015-06-15 2020-08-25 肯联铝业辛根有限责任公司 用于获得由6xxx铝合金制成的用于牵引孔眼的高强度固体挤出产品的制造方法
RU2648339C2 (ru) * 2016-05-31 2018-03-23 Общество с ограниченной ответственностью "Объединенная Компания РУСАЛ Инженерно-технологический центр" Проводниковый алюминиевый сплав и изделие из него
KR20180046764A (ko) * 2016-10-28 2018-05-09 금오공과대학교 산학협력단 핫스탬핑 알루미늄 케이스의 제조방법 및 그 방법에 의해 제조된 핫스탬핑 알루미늄 케이스
CN111647774A (zh) * 2020-02-17 2020-09-11 海德鲁挤压解决方案股份有限公司 生产耐腐蚀和耐高温材料的方法
JP7404314B2 (ja) * 2021-07-16 2023-12-25 Ｍａアルミニウム株式会社 内面直線溝付押出素管及び内面螺旋溝付管と熱交換器の製造方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
NO166879C (no) * 1987-07-20 1991-09-11 Norsk Hydro As Fremgangsmaate for fremstilling av en aluminiumslegering.
GB9318041D0 (en) * 1993-08-31 1993-10-20 Alcan Int Ltd Extrudable a1-mg-si alloys
JPH08144031A (ja) * 1994-11-28 1996-06-04 Furukawa Electric Co Ltd:The 強度と成形性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金中空形材の製造方法
JPH09310141A (ja) * 1996-05-16 1997-12-02 Nippon Light Metal Co Ltd 押出し性に優れた構造材料用高強度Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出し形材及びその製造方法
AUPO084796A0 (en) * 1996-07-04 1996-07-25 Comalco Aluminium Limited 6xxx series aluminium alloy
AU725909B2 (en) * 1997-03-21 2000-10-26 Alcan International Limited Al-Mg-Si alloy with good extrusion properties

Also Published As

Publication number Publication date
PL194727B1 (pl) 2007-06-29
NZ513126A (en) 2002-10-25
IL144469A (en) 2004-12-15
EP1155156B1 (en) 2003-04-16
BR9917098B1 (pt) 2011-06-28
AU3327499A (en) 2000-08-29
KR100566360B1 (ko) 2006-03-31
NO333529B1 (no) 2013-07-01
DE69907032T2 (de) 2003-12-24
HUP0105053A3 (en) 2002-06-28
BR9917098A (pt) 2001-11-06
SK11482001A3 (sk) 2002-03-05
DE69907032D1 (de) 2003-05-22
CA2361380A1 (en) 2000-08-17
HU223034B1 (hu) 2004-03-01
ATE237700T1 (de) 2003-05-15
JP2002536551A (ja) 2002-10-29
US6602364B1 (en) 2003-08-05
ES2196793T3 (es) 2003-12-16
NO20013782L (no) 2001-09-28
CN1334882A (zh) 2002-02-06
CZ20012906A3 (cs) 2002-08-14
CZ302998B6 (cs) 2012-02-15
PT1155156E (pt) 2003-11-28
CN1123644C (zh) 2003-10-08
NO20013782D0 (no) 2001-08-01
SI1155156T1 (en) 2003-10-31
DK1155156T3 (da) 2003-08-04
IL144469A0 (en) 2002-05-23
PL350041A1 (en) 2002-10-21
KR20010108179A (ko) 2001-12-07
UA71949C2 (en) 2005-01-17
WO2000047789A1 (en) 2000-08-17
EA200100885A1 (ru) 2002-02-28
IS6043A (is) 2000-08-13
HUP0105053A2 (hu) 2002-04-29
SK285690B6 (sk) 2007-06-07
EP1155156A1 (en) 2001-11-21
CA2361380C (en) 2009-08-25
AU764946B2 (en) 2003-09-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EA002898B1 (ru) Способ обработки алюминиевого сплава, содержащего алюминий и кремний
JP2002536551A5 (ru)
JP4820572B2 (ja) 耐熱アルミニウム合金線の製造方法
JPS607701B2 (ja) 高導電耐熱アルミニウム合金の製造法
GB2046783A (en) Process for the treatment of a precipitation hardenable non-ferrous material
WO2024008003A1 (zh) 一种耐热铝合金导线及其制备方法
JP5153659B2 (ja) マグネシウム及びケイ素を含有するアルミニウム合金の処理方法
EA002891B1 (ru) Алюминиевый сплав, содержащий магний и кремний
JP2011063884A (ja) 耐熱アルミニウム合金線
JP2002536552A5 (ru)
KR100519721B1 (ko) 고강도 마그네슘 합금 및 그 제조방법
JP4144184B2 (ja) 導電用耐熱Ａｌ合金線材の製造方法
US1848816A (en) Robert s
JPS61257459A (ja) アルミニウム箔地の製造法
JPS63157843A (ja) アルミニウム合金導体の製造方法
JPH08333644A (ja) アルミニウム合金箔地及びその製造方法
JPH11323472A (ja) 切削加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材およびその製造方法
BG65068B1 (bg) Метод за обработване на алуминиева сплав, съдържаща магнезий и силиций
JP3543362B2 (ja) 成形性および焼き付け硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法
JPS5931585B2 (ja) 導電用アルミニウム合金の製造法
JPS607702B2 (ja) 導電用耐熱アルミニウム合金の製造法
JP2024071043A (ja) 鋳造用アルミニウム合金、アルミニウム合金部材、及びアルミニウム合金部材の製造方法
JPH0570905A (ja) 導電用高耐熱性アルミニウム合金の製造方法
JPH01108351A (ja) 連続鋳造用鋳型の製造方法
JPH06104882B2 (ja) 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A Lapse of a eurasian patent due to non-payment of renewal fees within the time limit in the following designated state(s)

Designated state(s): AM AZ KZ KG TJ TM

MM4A Lapse of a eurasian patent due to non-payment of renewal fees within the time limit in the following designated state(s)

Designated state(s): RU