EP3250722A1 - Procede d'obtention d'une piece en alliage d'aluminium bas silicium - Google Patents

Procede d'obtention d'une piece en alliage d'aluminium bas silicium

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EP3250722A1
EP3250722A1 EP16703341.4A EP16703341A EP3250722A1 EP 3250722 A1 EP3250722 A1 EP 3250722A1 EP 16703341 A EP16703341 A EP 16703341A EP 3250722 A1 EP3250722 A1 EP 3250722A1
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EP
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alloy
shells
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precipitates
preform
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Emile Thomas Di Serio
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    • 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

Definitions

  • the invention relates to the technical sector of the foundry, for the manufacture of aluminum parts, particularly in the field of automotive, aerospace and more generally, all types of industries.
  • the alloys mentioned have been developed for obtaining semi-finished products (billets or ingots for forging or rolling) intended to be transformed during hot or cold operations with high deformation rates (> 50%).
  • the geometries of these semi-finished products are simple (bar, bar or ingot) which makes it possible to solidify these alloys with a minimum of defects by using processes with high solidification rates.
  • These geometries and these processes lead, according to currently controlled techniques, to semi-finished products free from defects among which we can mention: shrinkage, cracks, macro-segregations, macro-precipitation (prevents the formation of too coarse precipitates,> 100 ⁇ ).
  • the problem posed that the invention proposes to solve is to be able to produce parts responding to standards of quality and safety, and likely to have complex shapes.
  • the object of the invention relates to a method of manufacturing a piece of low silicon aluminum alloy, type 6000.
  • the invention relates to a process for obtaining a low silicon aluminum alloy part, comprising silicon at a level of between 0.5 and 3%, magnesium at a rate of between 0.65 and 1%, copper at a level between 0.20 and 0.40%, manganese at a rate of between 0.15 and 0.25%, titanium at a level between 0.10 and 0.20% , and strontium at a level between 0 and 120 ppm, according to which:
  • said alloy is cast in a mold to obtain the part
  • said preform is cooled and then subjected to an operation capable of heating it to a temperature of between 470.degree. C. and 550.degree.
  • said part is positioned between two shells of a matrix defining a footprint of substantially equal dimensions, but smaller than that of the mold,
  • the two shells are strongly pressed against each other to exert on the piece disposed between said shells a combined effect of pressing and surface treatment.
  • the present invention also objects:
  • the latter is heated by being placed in a tunnel oven. It follows from these characteristics that the foundry operation followed by the one-step forging of the preform do not have the same temperature parameters, solidification rate, deformation rate, forging temperature as the processes of the prior state of the preform. the technique.
  • the geometry of the preform unlike bars or ingots, comprises from its conception the blanks of the functional areas of the part and can therefore have a complex geometry comprising ribs or sectional variations leading to isolated masses of liquid metal.
  • These insulated masses can be "tolerated” by increasing the silicon content (AS7G03 type, standard foundry alloy). A decrease in this rate makes the alloy more sensitive during solidification and leads to more numerous and larger volume shrinkage defects (porosities).
  • the solidification range which is defined by the difference between the liquidus temperature and the eutectic temperature of the alloy considered. For an alloy, type AS7G03 modified with strontium, this interval is 50 ° C approx. (61 1 ° C - 562 ° C).
  • TAS7G03 has almost no sensitivity to crack because of the large amount of eutectic that will be able to fill the cracks that appear during solidification shrinkage. This is not the case of a low silicon alloy, which has very little eutectic which causes a high sensitivity to the crack and requires to adapt the composition and to control the thermal gradients of solidification. It is also necessary to adjust the chemical composition to obtain the best compromise between the foundry, forging, heat treatment parameters and the desired mechanical characteristics on finished parts. For this purpose we detail below each of the elements of the alloy, their content and the effects that led to retain these values:
  • the silicon content is between 0.5 and 3%.
  • a silicon content of less than 1% leads to the highest elastic limits and elongations. However, this is the rate at which the alloy is most sensitive to crack and has the lowest flowability. It is therefore necessary to be able to adapt the silicon content according to the geometry of the part. Complex geometries will require a higher rate to reduce this crack sensitivity.
  • the maximum rate of 3% corresponds to a rate beyond which the elongation and the elastic limit become too low so that it is always interesting to produce with an alloy of this type.
  • the magnesium level is between 0, 65 and 1%. This rate makes it possible to optimize the density of Mg 2 Si precipitates in the aluminum matrix. It compensates for the decrease in silicon content while having a minimum of macroscopic Mg 2 Si precipitates that are damaging and must be dissolved or transformed during heat treatment. If the precipitates are too numerous, or too big, the heat treatment will have a weak effect for their dissolution, the critical size of dissolution having been exceeded.
  • the copper content is between 0.20 and 0.40%. This rate allows the formation of Al 2 Cu precipitates in the matrix and the total absence of macroscopic Al 2 Cu precipitates. The absence of these macroscopic precipitates makes it possible to maintain high forging temperatures and thus to minimize forging efforts (which is carried out in a single step). Indeed, the main precipitates formed in the presence of copper are Al 2 Cu and AlMgSiCu respectively melting at 490 ° C and 525 ° C, their presence would prevent forging at higher temperatures without risk of burning of the alloy that would make the parts unusable. This degradation is similar to a destruction of the alloy.
  • a higher copper content also increases the crack sensitivity of the alloy, because there remains a eutectic to be solidified at low temperatures (490 ° C or 525 ° C) for which the mechanical stresses (related to the removal of solidification) exercised on the piece are important.
  • the manganese content is between 0.15 and 0.25%. This rate avoids the formation of AlFeSi precipitates in ⁇ -form (very damaging plate) and makes it possible to form AlFeMnSi precipitates in a form (less damaging Chinese writing). This maximizes the finished part elongation resulting from the Cobapress process. This effect is most often used with larger amounts of manganese and iron, these two elements leading to a hardening of the alloy but also to larger precipitates during solidification.
  • the alloy according to the invention is intended, as indicated, the Cobapress process, which is forged in a single step, which does not have the large deformations encountered in forging, rolling or extrusion. These large deformations can break these large precipitates and make them much less damaging while maintaining their hardening effect.
  • the impact of the iron-based precipitates on the mechanical characteristics should be minimized as soon as they are poured. Indeed, their morphology will not be changed, the forge in one step does not deform the room enough to change their morphology.
  • this manganese content is adapted to the cooling rates obtained during casting in a permanent mold, with respect to these speeds, it promotes the formation of AlFeMnSi precipitates in the form a.
  • the titanium content is between 0.10 and 0.20%. This rate is necessary for efficient seed germination and fine grain size which has a significant effect on the mechanical characteristics of these alloys.
  • the strontium level is between 0 and 120 ppm. This rate is necessary to have a fibrous solidification of the small amounts of eutectic that are formed. This occurs mainly for silicon levels higher than 1.5%.
  • composition of this alloy is adapted to lead to a solidification which will maximize the mechanical characteristics despite the low levels of deformation encountered during the Cobapress process.
  • the forging operation Cobapress allows to close and rewrite these defects with a control in design of the rate of deformation.
  • the temperature / deformation couple allows a rectification of the defects.
  • the table below shows the mechanical properties on casting and parts, according to the Cobapress process, after T6 heat treatment of the low silicon alloy. We can note the improvement of rupture limit Rm and elongation at break:
  • this composition makes it possible to reduce the complexity of the usual heat treatment for Al-Mg-Si-Cu type alloys.
  • the rate of silicon, solidification rates and grain refinement lead to macroscopic Mg 2 Si precipitates whose size and morphology facilitate dissolution during heat treatment.
  • FIG. 1 shows a foundry microstructure, without manganese, precipitated "in needles", type ⁇
  • FIG. 2 shows the monostructure with manganese, precipitated "in Chinese writing", type a.
  • FIGS. 3 and 4 the copper content is greater than 0.40%, which results in the presence of Al 2 Cu precipitates.
  • FIG. 4 shows an example where the AlFeMnSi and Mg 2 Si precipitations can be observed surrounded. precipitates Al 2 Cu.
  • FIG. 5 shows a copper content of between 0.20% and 0.40%, according to the invention, showing an absence of Al 2 Cu precipitates

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Abstract

La pièce en alliage d'aluminium bas silicium comprend du silicium, du magnésium, du cuivre, du manganèse, du titane et du strontium. Ladite pièce est obtenue par un procédé selon lequel : - on coule dans un moule ledit alliage pour obtenir la pièce, - après la coulée, on démoule la pièce constituant une préforme encore chaude, - on refroidit ladite pré forme que l'on soumet ensuite à une opération apte à la réchauffer à une température comprise entre 470 °C et 550 °C, - on positionne ladite pièce entre deux coquilles d'une matrice finissant une empreinte de dimensions sensiblement égales, mais inférieures à celle du moule, - on presse fortement les deux coquilles l'une contre l'autre pour exercer sur la pièce disposée entre lesdites coquilles un effet combiné de pressage et de corroyage superficiel.

Description

Procédé d'obtention d'une pièce en alliage d'aluminium bas silicium.
L'invention se rattache au secteur technique de la fonderie, pour la fabrication de pièces aluminium, notamment dans le domaine de l'automobile, de l'aéronautique et plus généralement, tous types d'industries.
Il existe de nombreux alliages dit « bas silicium ». Ces alliages présentent de hautes caractéristiques mécaniques après traitement thermique T6 (Rp0,2 300 MPa ; A% 8 %). Ils sont rassemblés dans la série 6000 (Al- Mg-Si) de la classification des alliages d'aluminium. Les plus connus sont les 6082, 6061, 6151. De nombreuses compositions existent également avec des teneurs semblables aux alliages normés, parmi lesquelles on peut citer par exemple le document EP 0 987 344.
Les alliages cités ont été développés pour l'obtention de produits semi-finis (billettes ou lingots pour forge ou laminage) destinés à être transformés lors d'opérations à chaud ou à froid avec de grands taux de déformation (> 50 %). De plus les géométries de ces produits semi-finis sont simples (barre, barreau ou lingot) ce qui permet de solidifier ces alliages avec un minimum de défauts en utilisant des procédés avec de hautes vitesses de solidification. Ces géométries et ces procédés conduisent selon des techniques aujourd'hui maîtrisées, à des produits semi-finis exempts de défauts parmi lesquels on peut citer : retassures, criques, macro- ségrégations, macro-précipitations (prévient la formation de précipités trop grossiers, >100 μηι).
A partir de cet état de la technique, le problème posé que se propose de résoudre l'invention est de pouvoir réaliser des pièces répondant à des normes de qualité et de sécurité élevées, et susceptibles d'avoir des formes complexes.
Pour résoudre ce problème, l'objet de l'invention porte sur un procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium bas silicium, type 6000.
Plus particulièrement, l'invention concerne un procédé d'obtention d'une pièce en alliage d'aluminium bas silicium, comprenant du silicium à un taux compris entre 0,5 et 3 %, du magnésium à un taux compris entre 0,65 et 1 %, du cuivre à un taux compris entre 0,20 et 0,40 %, du manganèse à un taux compris entre 0,15 et 0,25 %, du titane à un taux compris entre 0,10 et 0,20 %, et du strontium à un taux compris entre 0 et 120 ppm, selon lequel :
- on coule dans un moule ledit alliage pour obtenir la pièce,
- après la coulée, on démoule la pièce constituant une préforme encore chaude,
- on refroidit ladite pré forme que l'on soumet ensuite à une opération apte à la réchauffer à une température comprise entre 470 °C et 550 °C. - on positionne ladite pièce entre deux coquilles d'une matrice définissant une empreinte de dimensions sensiblement égales, mais inférieures à celle du moule,
- on presse fortement les deux coquilles l'une contre l'autre pour exercer sur la pièce disposée entre lesdites coquilles un effet combiné de pressage et de corroyage superficiel.
La présente invention a également pour objets :
- la mise en œuvre du procédé ci-dessus dans le domaine automobile ou dans le domaine aéronautique ; - l'utilisation d'une pièce obtenue par le procédé mentionné ci- dessus, dans le domaine automobile ; et
- l'utilisation de l'alliage dans le procédé mentionné ci-dessus, dans le domaine aéronautique.
Dans une forme de réalisation du procédé, après refroidissement de la préforme, cette dernière est réchauffée en étant disposée dans un four tunnel. II résulte de ces caractéristiques que l'opération de fonderie suivie de la forge en une étape de la préforme ne présentent pas les mêmes paramètres de températures, vitesse de solidification, taux de déformation, température de forge que les procédés de l'état antérieur de la technique.
L'alliage revendiqué répond à ces contraintes et permet d'obtenir des pièces avec une qualité satisfaisante, tout particulièrement si celles-ci relèvent d'une obligation de sécurité (pièce de liaison au sol = pièces de sécurité).
Parmi ces contraintes, on note, à titre d'exemples : la géométrie de la préforme, contrairement à des barreaux ou des lingots, comprend dès sa conception les ébauches des zones fonctionnelles de la pièce et peut donc avoir une géométrie complexe comprenant des nervures ou des variations de section conduisant à des masses isolées de métal liquide. Ces masses isolées peuvent être « tolérées » en augmentant le taux de silicium (type AS7G03, alliage standard de fonderie). Une diminution de ce taux rend l'alliage plus sensible lors de la solidification et conduit à des défauts de retassure (porosités) plus nombreux et d'un volume plus important. l'intervalle de solidification, qui est défini par la différence entre la température de liquidus et la température eutectique de l'alliage considéré. Pour un alliage, type AS7G03 modifié au strontium, cet intervalle est de 50 °C env. (61 1 °C - 562 °C). Pour un alliage bas silicium type 6000, il est de l'ordre de 90 °C (655 °C - 562 °C) en retenant la précipitation des Mg2Si macroscopiques (ou du silicium) comme pseudo palier eutectique. Un intervalle de solidification grand conduit à une zone pâteuse plus étendue à travers la pièce, de sorte qu'il devient plus difficile de diriger le front de solidification pour réduire les défauts comme cela se fait traditionnellement et presque naturellement avec un alliage AS7G03.
TAS7G03 a une sensibilité presque nulle à la crique du fait de la grande quantité d' eutectique qui va pouvoir combler les criques qui apparaissent lors du retrait en solidification. Ce n'est pas le cas d'un alliage bas silicium, qui comporte très peu d' eutectique ce qui entraine une forte sensibilité à la crique et demande d'adapter la composition et de maîtriser les gradients thermiques de solidification. II est également nécessaire d'ajuster la composition chimique pour obtenir le meilleur compromis entre les paramètres de fonderie, de forge, de traitement thermique et les caractéristiques mécaniques voulues sur pièces finies. Dans ce but on détaille ci-après chacun des éléments de l'alliage, leur teneur et les effets ayant conduit à retenir ces valeurs :
Le taux de silicium est compris entre 0,5 et 3 %. Un taux de silicium inférieur à 1%, conduit aux limites élastiques et allongements les plus élevés. Cependant, il s'agit du taux pour lequel l'alliage est le plus sensible à la crique et a la plus faible coulabilité. Il est donc nécessaire de pouvoir adapter le taux de silicium en fonction de la géométrie de la pièce. Des géométries complexes demanderont un taux plus élevé afin de réduire cette sensibilité à la crique. Le taux maximum de 3% correspondant à un taux au- delà duquel l'allongement et la limite élastique deviennent trop faibles pour qu'il soit toujours intéressant de produire avec un alliage de ce type.
Le taux de magnésium est compris entre 0, 65 et 1 %. Ce taux permet d'optimiser la densité de précipités Mg2Si dans la matrice aluminium. Il compense la diminution du taux de silicium tout en ayant un minimum de précipités Mg2Si macroscopiques qui sont endommageant et doivent être dissouts ou transformés lors du traitement thermique. Si les précipités sont trop nombreux, ou trop gros, le traitement thermique n'aura qu'un faible effet pour leur dissolution, la taille critique de dissolution ayant été dépassée.
Le taux de cuivre est compris entre 0,20 et 0,40 %. Ce taux permet la formation de précipités Al2Cu dans la matrice et l'absence totale de précipités Al2Cu macroscopiques. L'absence de ces précipités macroscopiques permet de conserver des températures de forge élevées et ainsi de minimiser les efforts de forge (qui est réalisée en une seule étape). En effet, les principaux précipités formés en présence de cuivre sont Al2Cu et AlMgSiCu fondant respectivement à 490 °C et 525 °C, leur présence empêcherait de forger à des températures plus élevées sans risque de brûlure de l'alliage qui rendrait les pièces inutilisables. Cette dégradation s'apparente à une destruction de l'alliage. Un taux de cuivre plus élevé augmente aussi la sensibilité à la crique de l'alliage, car il reste un eutectique à solidifier à des températures faibles (490 °C ou 525 °C) pour lesquels les contraintes mécaniques (liées au retrait de solidification) exercées sur la pièce sont importantes. Le taux de manganèse est compris entre 0,15 et 0,25 %. Ce taux évite la formation de précipités AlFeSi sous forme β (plaque très endommageante) et permet de former plutôt des précipités AlFeMnSi sous forme a (écriture chinoise moins endommageante). Ceci permet de maximiser l'allongement sur pièce finie résultant du procédé Cobapress. Cet effet est le plus souvent utilisé avec des quantités plus importantes de manganèse et de fer, ces deux éléments conduisant à un fort durcissement de l'alliage mais également à de plus gros précipités lors de la solidification. Ces gros précipités sont pénalisants pour un bon allongement. Cependant, l'alliage selon l'invention est destiné, comme indiqué, au procédé Cobapress, selon lequel on forge en une seule étape, qui ne présente pas les grandes déformations rencontrées en forge, laminage ou extrusion. Ces grandes déformations permettent de fragmenter ces gros précipités et de les rendre beaucoup moins endommageant tout en conservant leur effet durcissant. Dans le cas de l'alliage, selon l'invention, il convient de minimiser dès la coulée l'impact des précipités à base de fer sur les caractéristiques mécaniques. En effet, leur morphologie ne sera plus modifiée, la forge en une étape ne déformant pas suffisamment la pièce pour changer leur morphologie. Enfin, ce taux de manganèse est adapté aux vitesses de refroidissement obtenues lors de la coulée en moule permanent, en regard de ces vitesses, il favorise la formation de précipités AlFeMnSi sous-forme a. Le taux de titane est compris entre 0,10 et 0,20 %. Ce taux est nécessaire pour une germination efficace des grains et une taille de grain fine qui a un effet important sur les caractéristiques mécaniques de ces alliages. Le taux de strontium est compris entre 0 et 120 ppm. Ce taux est nécessaire pour avoir une solidification fibreuse des faibles quantités d' eutectique qui se forment. Ceci se produit majoritairement pour des taux de silicium supérieurs à 1,5 %.
On a vu que la composition de cet alliage est adaptée pour conduire à une solidification qui permettra de maximiser les caractéristiques mécaniques malgré les faibles niveaux de déformation rencontrés lors du procédé Cobapress.
Toutefois, des défauts de solidification persistent, défauts de solidification intergranulaire de retassure localisée aux joints de grains avec une morphologie ramifiée et diffuse qui fragilise la pièce de fonderie.
L'opération de forge Cobapress permet de refermer et de ressouder ces défauts avec une maîtrise en conception du taux de déformation. Le couple température/déformation permet une ressoudure des défauts. Le tableau, ci-dessous, présente les caractéristiques mécaniques sur pièce de fonderie et sur pièces, selon le procédé Cobapress, après traitement thermique T6 de l'alliage bas silicium. On peut noter l'amélioration de limite à rupture Rm et de l'allongement à rupture :
Rp = Limite élastique
Rm = Résistance mécanique
A% = Allongement
Enfin, cette composition permet de diminuer la complexité du traitement thermique usuel pour des alliages type Al-Mg-Si-Cu. Le taux de silicium, les vitesses de solidification et l'affinage du grain conduisent à des précipités macroscopiques Mg2Si dont la taille et la morphologie facilite la dissolution lors du traitement thermique.
On renvoie aux figures des dessins annexés représentant la micrographie d'une pièce, afin de montrer l'importance du taux de manganèse et de cuivre. La figure 1 montre une microstructure de fonderie, sans manganèse, précipités « en aiguilles », type β, tandis que la figure 2 montre la monostructure avec manganèse, précipités « en écriture chinoise », type a.
Les figures 3, 4 et 5 montrent l'élimination des précipités de cuivre
Al2Cu.
Aux figures 3 et 4, le taux de cuivre est supérieur à 0,40%, ce qui entraine la présence de précipités Al2Cu., La figure 4 montre un exemple où l'on peut observer les précipitations AlFeMnSi et Mg2Si entourés de précipités Al2Cu.
La figure 5 montre une teneur en cuivre comprise entre 0,20% et 0,40%, selon l'invention, montrant une absence de précipités Al2Cu.,

Claims

R E V E N D I C A T I O N S
-1- Procédé d'obtention d'une pièce en alliage d'aluminium bas silicium, comprenant :
- du silicium à un taux compris entre 0,5 et 3 %,
du magnésium à un taux compris entre 0,65 et 1 %,
du cuivre à un taux compris entre 0,20 et 0,40 %,
du manganèse à un taux compris entre 0,15 et 0,25 %,
du titane à un taux compris entre 0,10 et 0,20 %, et
- du strontium à un taux compris entre 0 et 120 ppm,
selon lequel :
on coule dans un moule ledit alliage pour obtenir la pièce,
après la coulée, on démoule la pièce constituant une préforme encore chaude,
- on refroidit ladite pré forme que l'on soumet ensuite à une opération apte à la réchauffer à une température comprise entre 470 °C et 550 °C,
on positionne ladite pièce entre deux coquilles d'une matrice finissant une empreinte de dimensions sensiblement égales, mais inférieures à celle du moule,
on presse fortement les deux coquilles l'une contre l'autre pour exercer sur la pièce disposée entre lesdites coquilles un effet combiné de pressage et de corroyage superficiel. -2- Utilisation d'une pièce obtenue par le procédé selon la revendication 1 , dans le domaine de l'automobile.
-3- Utilisation de l'alliage dans le procédé selon la revendication 1, dans le domaine de l'aéronautique.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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JP2022142163A (ja) * 2021-03-16 2022-09-30 本田技研工業株式会社 アルミニウム合金の加工方法およびアルミニウム合金の加工物
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Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0119365B1 (fr) * 1983-03-14 1987-09-02 Thomas Di Serio Procédé pour fabriquer des pièces en aluminium ou en alliage d'aluminium
US5571347A (en) * 1994-04-07 1996-11-05 Northwest Aluminum Company High strength MG-SI type aluminum alloy
JPH09272941A (ja) * 1996-04-04 1997-10-21 Nissan Motor Co Ltd 製品予備形状への鋳造を経て製品鍛造に供されるアルミニウム系合金およびその鋳造鍛造方法
JP3346186B2 (ja) * 1996-10-08 2002-11-18 日本軽金属株式会社 耐摩耗性，鋳造性，鍛造性に優れた鋳造・鍛造用アルミ合金材及びその製造法
US20020170635A1 (en) * 1998-05-04 2002-11-21 Diserio Emile-Thomas Process for manufacturing aluminum alloys and aluminium castings
EP0987344B1 (fr) * 1998-08-25 2004-11-17 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Pièces forgées en alliage d'aluminium à haute résistance mécanique
RU2163939C1 (ru) * 1999-08-09 2001-03-10 Государственное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" Сплав на основе алюминия, способ получения полуфабрикатов и изделие из этого сплава
JP2002302728A (ja) * 2001-04-09 2002-10-18 Hoei Kogyo Kk 鋳造鍛造用アルミニウム合金、アルミニウム鋳造鍛造品及び製造方法
FR2827306B1 (fr) * 2001-07-10 2004-10-22 Pechiney Aluminium Alliage d'aluminium a haute ductilite pour coulee sous pression
AU2003268697A1 (en) * 2002-10-01 2004-04-23 Asahi Tec Corporation Aluminum alloy for casting-forging, aluminum cast/forged article, and method for manufacture thereof
DE102004022817A1 (de) * 2004-05-08 2005-12-01 Erbslöh Ag Dekorativ anodisierbare, gut verformbare, mechanisch hoch belastbare Aluminiumlegierung, Verfahren zu deren Herstellung und Aluminiumprodukt aus dieser Legierung
US20080060723A1 (en) * 2006-09-11 2008-03-13 Gm Global Technology Operations, Inc. Aluminum alloy for engine components
DE112008003601A5 (de) * 2007-11-08 2010-10-07 Ksm Castings Gmbh AI-Gusslegierungen
CN101643869B (zh) * 2009-09-04 2011-04-06 河池学院 高强度汽车铝合金轮辋

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