FR2808536A1 - Procede de production d'une billette semi-fondue en alliage d'aluminium pour une utilisation comme unite de transport - Google Patents
Procede de production d'une billette semi-fondue en alliage d'aluminium pour une utilisation comme unite de transport Download PDFInfo
- Publication number
- FR2808536A1 FR2808536A1 FR0012449A FR0012449A FR2808536A1 FR 2808536 A1 FR2808536 A1 FR 2808536A1 FR 0012449 A FR0012449 A FR 0012449A FR 0012449 A FR0012449 A FR 0012449A FR 2808536 A1 FR2808536 A1 FR 2808536A1
- Authority
- FR
- France
- Prior art keywords
- less
- aluminum alloy
- distortion
- semi
- sep
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/12—Making non-ferrous alloys by processing in a semi-solid state, e.g. holding the alloy in the solid-liquid phase
-
- 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
- C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
- C22C21/04—Modified aluminium-silicon alloys
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10S—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10S164/00—Metal founding
- Y10S164/90—Rheo-casting
Abstract
L'invention concerne un procédé de production d'une billette semi-fondue en alliage d'aluminium.Selon l'invention, il comprend les étapes de produire un alliage d'aluminium dont la composition consiste essentiellement en, en % en poids, 0, 5 et moins de Cu, 5, 0 à 10, 0 de Si, 0, 2 à 0, 7 de Mg, 0, 35 ou moins de Zn, 0, 55 ou moins de Fe, 0, 5 ou moins de Mn, 0, 005 à 0, 5 de Ti, le reste étant de l'aluminium; à introduire une distorsion de travail dans un produit en fusion de l'alliage d'aluminium par forgeage à froid aidé d'un châssis à mouler, à un taux de distorsion de 10 à 40%, à une vitesse d'introduction de travail de 10 mm et moins par seconde et à une température de 200degreC ou moins; et ensuite à maintenir ledit produit en fusion où la distorsion est introduite à une température dans une gamme de 576 à 585degreC. L'invention s'applique aux unités de transport comme des composants d'automobile.
Description
La présente invention se rapporte à un procédé production d'une billette semi-fondue en alliage d'aluminium pour une utilisation comme unité transport.
La thixocoulée utilisant une billette semi-fondue une technique ayant récemment attiré une attention considérable pour ses avantages par lesquels on dispose une moindre ségrégation et de moins de défauts de coulée ainsi que d'une plus grande durée d'utilisation un moule en comparaison avec une coulée sous pression conventionnelle. I1 y a plusieurs procédés différents pour la production de la billette. L'un d'entre eux est système A connu en tant que Système Alumax de Pechiney où une coulée est électromagnétiquement et mécaniquement soumise à agitation à une température de semi-fusion afin de produire des cristaux primaires de forme sphéroïdale a (A1) à un stade de production de la billette. Un autre procédé est le système B dans lequel un composé de Al-Ti-B est ajouté à un produit en fusion pendant la coulée en quantités plus grandes que lorsqu'on l'ajoute usuellement, et ensuite le produit en fusion est chauffé à une gamme de températures de semi- fusion, pour ainsi donner des cristaux primaires de forme sphéroïdale a (Al).
Un autre procédé est le système C dans lequel une distorsion est introduite dans un produit en fusion au moyen de extrusion/ laminage et le produit en fusion est ensuite chauffé à une gamme de températures de semi- fusion afin de produire des cristaux primaires de forme sphéroïdale a(A1) comme cela est mis en pratique dans le système (B) ci-dessus.
De tels procédés conventionnels pour la production de la billette semi-fondue souffrent de divers problèmes. Par exemple, le système A a pour résultat un procédé très compliqué de fabrication et ajoute au prix de fabrication. Le système B implique l'addition d'une grande quantité de Al-Ti-B et ensuite tiB2 se dépose dans un four fusion, avec en conséquence une instabilité de la coulée. Dans le système C , pour que la distorsion soit introduite dans le produit en fusion au moyen du laminage une distorsion uniforme est difficile à produire. Pour que la distorsion soit introduite dans le produit en fusion par extrusion, cette extrusion implique usuellement un procédé compliqué de fabrication et on rencontre de plus une difficulté d'introduction d'une distorsion régulière dans le produit en fusion. Par ailleurs, ces deux méthodes pour l'introduction de la distorsion dans le produit en fusion dans un système C necessitent l'usinage d'un produit ouvré. Cette condition nuit à la production de masse et à la coupure des prix.
Etant donné ce qui précède, la présente invention a pour objet de procurer un procédé pour production d'une billette semi-fondue en alliage d'aluminium pour une utilisation comme unité de transport, permettant de réaliser un procédé plus simple de fabrication et à plus faible prix, avec pour résultat que des produits d'une qualité uniforme sont disponibles.
L' et ci-dessus peut être atteint le procédé qui précede selon la présente invention le procédé comprenant les étapes de : produire un alliage d'aluminium dont la composition consiste essentiellement, en % en poids, en 0, 5 ou moins de Cu, 5, 0 a 10, 0 de Si, 0,2 à 0, de Mg, 0,35 ou moins de Zn, 0,55 ou moins de Fe, 0,5 ou moins de Mn, 0,005 à 0,5 de Ti, reste étant de l'aluminium ; à introduire une distorsion de travail dans un produit en fusion de l'alliage aluminium au moyen d'un forgeage à froid aidé d'un châssis à mouler à un taux de distorsion de 10 à 40%, a une vitesse d'introduction de travail de 10 mm ou moins par seconde, et une température de 200 C ou moins ; et ensuite à retenir ce produit en fusion à distorsion introduite à des températures entre 576 et 585 C. L'invention sera mieux comprise, et d'autres buts, caractéristiques, détails et avantages de celle-ci apparaîtront plus clairement dans la description explicative qui va suivre faite en référence aux dessins schématiques annexés donnés uniquement à titre d'exemple illustrant plusieurs modes de réalisation de l'invention et dans lesquels - la figure 1 est une illustration simulative montrant le forgeage à froid aidé d'un châssis à mouler ; - la figure 2 est une lustration montrant une photographie d'une microstructure d'un article traité thermiquement dans une gamme températures de semi- fusion après forgeage libre à froid, où la photographie a un pouvoir d'agrandissement de ; - la figure 3 est une illustration montrant une photographie d'une microstructure d'un article traité à la chaleur dans une gamme de températures de semi-fusion après forgeage à froid aidé un châssis de moulage, où la photographie a un pouvoir d'agrandissement de 92 ; - la figure 4 est une illustration montrant une photographie d'une microstructure d'un article traité thermiquement dans une gamme de températures de semi- fusion après forgeage à froid aidé d'un châssis à mouler, où l'article traité thermiquement a un taux de distorsion inférieur à 10%, et de plus la photographie a un pouvoir d'agrandissement de 92 ; - la figure 5 est une illustration montrant une photographie d'une microstructure d'un article traité thermiquement dans une gamme de températures de semi- fusion après forgeage à froid aidé d'un châssis à mouler, où l'article traité thermiquement a un taux de distorsion de 10 à 40% et la photographie a un pouvoir d'agrandissement de 92 ; - la figure 6 est une illustration montrant une photographie d'une microstructure d'un article traité thermiquement à une température inférieure à 576 C après forgeage à froid assisté d'un châssis à mouler, où la photographie a un pouvoir d'agrandissement de 92 ; et - la figure 7 est une illustration montrant une photographie d'une microstructure d'un article traite thermiquement à une température de 576 à 585 C après forgeage à froid aidé d'un châssis à mouler, où photographie a un pouvoir d'agrandissement de 92. Initialement, les raisons des diverses limites numériques comm les limites numériques dans un tableau des constituants d'un alliage d'aluminium selon présente invention seront décrites en détail.
Cu est un constituant servant à maintenir résistance à l'effort, à la corrosion et aux fissures. Cependant, Cu est moins résistant à la corrosion quand présent en une quantité plus grande que 0,5% en poids. Par conséquent, la teneur en Cu a été limitée 5% en poids ou moins.
Le constituant Si donne une bonne fluidité d' produit en fusion à la coulée, un meilleur craquement et rétrécissement de l'alliage et une meilleure résistance à 'abrasion de l'alliage mais est moins actif quand il est en une quantité inférieure à 5,0% en poids. Cependant, Si en une quantité supérieure à 10,0% en poids, nuit à l'allongement et à la solidité de l'alliage d'aluminium et a pour résultat une moindre ouvrabilité de l'alliage à la coulée. Par conséquent, la teneur en Si est limitée à 5,0-10,0% en poids.
Le constituant Mg précipite Mg2Si et contribue à l'amélioration de la résistance de l'alliage mais est moins actif quand il est présent en une quantité inférieure à 0,2% en poids. Cependant, Mg en une quantité supérieure à 0,7% en poids précipite un excès de Mg2Si et provoque une réduction de solidité de l'alliage. C'est pourquoi, la teneur en Mg a été limitée à 0,2 jusqu'à 0,7% en poids. L'ingrédient Zn dégrade la résistance à la corrosion de l'alliage. Ainsi, la teneur en Zn a été limitée au plus à 0,35% en poids.
Fe dans la composition donne des composés de série A1-Fe-Si et affecte de façon néfaste l'allongement la idité et la résistance à la corrosion de l'alliage. Cependant, Fe en une quantité de 0,55% en poids ou moins n'exerce sensiblement pas d'effet néfaste.
Mn dans la composition empêche l'alliage traité thermiquement en solution et artificiellement vieilli devenir rugueux pendant la recristallisation et améliore la résistance mécanique, l'allongement et la solidité l' Tage. Cependant, Mn en une quantité de plus de 0,5% en poids augmente les composés intermétalliques cassants dans les composés de la série A1-Fe-Si-Mn et ainsi affecte de façon néfaste l'ouvrabilité de l'alliage. Par conséquent, la teneur en Fe a été limitée à 0,5% en poids ou moins.
L'ingrédient Ti rend plus fine la structure d'un lingot et alors, empêche le lingot de subir une fissuration mais est moins actif quand il est présent en une quantité inférieure à 0,005% en poids. Cependant, Ti en une quantité plus grande que 0,5% en poids aide à générer de grands objets cristallisés tels que TiB2 ou TiAl qui sont responsables des fissures pendant le travail de coulée. Par conséquent, la teneur en Ti a limitée à 0,005-0,5% en poids.
dans la composition rend fin Si eutectique alors améliore une valeur d'impact et l'allongement mais il moins actif quand il est présent en une quant inférieure à 0,003% en poids. Par ailleurs, Na en une quantité supérieure à 0,01% a pour résultat des réductions de fluidité et de dégazage. Par conséquent, la teneur en Na a été limitée à 0,005-0,01.% en poids.
Le constituant Sb rend également fin Si eutectique mais est insuffisant pour présenter cet effet quand il est présent en une quantité inférieure à 0,05% en poids. Par ailleurs, Sb en une quantité supérieure à 0,2% en poids réduit la solidité de l'alliage. Par conséquent, teneur en Sb a été limitée à 0,05-0,2% en poids.
L alliage d'aluminium peut de plus contenir 0,005 à 0,03% en poids de Sr.
distorsion au travail est introduite dans un produit en fusion par forgeage afin de produire procède simplifié de fabrication et de plus de permettre à un produit ouvré de nécessiter moins de moulage. plus, ce forgeage est mis en pratique par forgeage à froid afin d'introduire la distorsion dans le produit en fusion à un plus faible taux de travail. Par ailleurs, ce forgeage à froid est entrepris par forgeage aidé d'un châssis à mouler afin de permettre de conduire distorsion uniforme dans tout le produit.
Quand un taux de distorsion est inférieur à %, alors moins de distorsion est introduite dans le produit en fusion. Par suite, des cristaux primaires a ne sont pas uniformément sphéroïdaux sont obtenus même quand le produit en fusion est chauffé jusqu'à une gamme de températures de semi-fusion. Par ailleurs, quand le taux de distorsion est supérieur à 40%, alors un lingot se fissure pendant le forgeage à froid. De plus, aucun changement de dimension des cristaux primaires a n'est observé. Par conséquent, le taux de distorsion a ' ' limité ' 10-40% en poids.
Quand une vitesse d'introduction de travail supérieure à 10 mm par seconde, alors le lingot se fissure pendant le forgeage. De plus, une zone morte forgeage a tendance à se produire. Ainsi, la vitesse d'introduction du travail a été limitée à 10 mm seconde.
Quand une température d'une billette pendant forgeage à froid aidé d'un châssis à mouler dépasse 200 C, alors la distorsion est conduite insuffisamment dans billette à une vitesse prédéterminée de travail avec pour résultat de cristaux primaires a de structure non granulaire et un procédé compliqué de fabrication. Par conséquent, la température a été limitée à 200 C ou moins.
Quand une température de traitement thermique dans une gamme de températures de semi-fusion est inférieure à 576 C, alors les cristaux primaires a ne prennent pas une forme sphéroïdale avec pour résultat qu'une portion du produit en fusion où Si eutectique s' développé n'a pas fondu. Quand la température de traitement thermique est supérieure à 585 C, alors l'alliage fondu et ne peut être moulé en billettes, par conséquent, la température de traitement thermique a éte limitée à 576- 585 C.
Exemple mode de réalisation spécifique de la présente invention sera maintenant décrit.
figure 1 est une illustration simulative montrant un forgeage à froid aidé d'un châssis à mouler selon présente invention. Sur cette figure, le chiffre de référence 1 désigne un moule en métal de forgeage ; 2 un poinçon du moule en métal de forgeage ; et 3 une billette en alliage d'aluminium.
La billette en alliage d'aluminium été coulée par une coulée continue, où le métal fondu préparé afin de produire des compositions respectives consistant en Cu, Si, Mg, Zn, Fe, Mn, Sr et Ti, comme illustré au Tableau 1 qui suit.
Tableau <SEP> 1
<tb> (% <SEP> en <SEP> poids)
<tb> No. <SEP> Cu <SEP> si <SEP> Mg <SEP> Zn <SEP> Fe <SEP> Sr <SEP> Ti
<tb> 1 <SEP> 0,002 <SEP> 7,0 <SEP> 0,40 <SEP> 0,004 <SEP> 0,09 <SEP> 0,002 <SEP> 0,001 <SEP> 0,01
<tb> 2 <SEP> 0,002 <SEP> 7,1 <SEP> 0,40 <SEP> 0,005 <SEP> 0,09 <SEP> 0,002 <SEP> 0,010 <SEP> 0,01
<tb> 3 <SEP> 0,002 <SEP> 6,9 <SEP> 0,38 <SEP> 0,005 <SEP> 0,10 <SEP> <B><U>1,0,</U></B><U> <SEP> 002</U> <SEP> 0,010 <SEP> 0,15 figure 2 illustre une photographie d'une microstructure d'un article traité thermiquement dans une gamme températures de semi-fusion après forgeage libre à froid. Pour le forgeage libre à froid, on observe qu'une partie d'un produit en fusion contient des cristaux primaires a de forme non sphéroïdale, même quand le produit en fusion est traité thermiquement ' la gamme de températures de semi-fusion.
<tb> (% <SEP> en <SEP> poids)
<tb> No. <SEP> Cu <SEP> si <SEP> Mg <SEP> Zn <SEP> Fe <SEP> Sr <SEP> Ti
<tb> 1 <SEP> 0,002 <SEP> 7,0 <SEP> 0,40 <SEP> 0,004 <SEP> 0,09 <SEP> 0,002 <SEP> 0,001 <SEP> 0,01
<tb> 2 <SEP> 0,002 <SEP> 7,1 <SEP> 0,40 <SEP> 0,005 <SEP> 0,09 <SEP> 0,002 <SEP> 0,010 <SEP> 0,01
<tb> 3 <SEP> 0,002 <SEP> 6,9 <SEP> 0,38 <SEP> 0,005 <SEP> 0,10 <SEP> <B><U>1,0,</U></B><U> <SEP> 002</U> <SEP> 0,010 <SEP> 0,15 figure 2 illustre une photographie d'une microstructure d'un article traité thermiquement dans une gamme températures de semi-fusion après forgeage libre à froid. Pour le forgeage libre à froid, on observe qu'une partie d'un produit en fusion contient des cristaux primaires a de forme non sphéroïdale, même quand le produit en fusion est traité thermiquement ' la gamme de températures de semi-fusion.
figure 3 illustre une photographie d'une microstructure d'un article traité thermiquement dans une gamme températures de semi-fusion après forgeage à froid aidé d'un châssis à mouler. Quand le même taux de distorsion que celui du forgeage libre est introduit dans un produit en fusion par le forgeage à froid aidé d'un châssis a mouler tel qu'illustré à la figure 1 de plus quand le produit en fusion est ensuite traité thermiquement à la gamme de températures de semi-fusion, le cristal primaire a a une structure sphéroïdale formée à chaque portion du produit en fusion.
figure 4 illustre un photographie d'une microstruture d'un article traité thermiquement à une gamme températures de semi-fusion après forgeage à froid assisté d'un châssis à mouler, où l'article a un taux distorsion inférieur à 10%. Un tel taux de distorsion provoque une distorsion insuffisante en dendrite, avec pour résultat de cristaux primaires non uniformément sphéroïdaux a.
La figure 5 illustre une photographie d'une microstructure d'un article traité thermiquement dans une gamme températures de semi-fusion après forgeage à froid aidé d'un châssis à mouler, où l'article a un taux de distorsion de 10 à 40%. Dans ce cas, on observe que l'article traité thermiquement subit uniformément une distorsion suffisante et de plus, qu'il contient des cristaux primaires sphéroïdaux u ayant une dimension moyenne 100 Mm. Cependant, quand le taux de distorsion est supérieur à 40%, alors les billettes forgées sont fissurées.
La figure 6 illustre une photographie d'une microstructure d'un article traité thermiquement à une température en dessous de 576 C apres forgeage à froid aidé d'un châssis à mouler. Dans ce cas, une telle température est relativement plus faible qu'une température eutectique bidimensionnelle de A1-Si et on observe qu'une portion du produit fusion contient Si eutectique non fondu. De plus, des cristaux primaires a se forment en structures non sphéroïdales. Par ailleurs, dans un article traité thermiquement une température de 576 à 585 C après forgeage à froid aidé d'un châssis à mouler tel qu'illustré à la figure 7, des cristaux primaires a se forment en structures sensiblement totalement sphéroïdales. Cependant, quand une telle température de traitement thermique est supérieure à 585 C, alors les billettes fondent et un moulage est difficile à obtenir.
Comme précédemment décrit, le procédé de production de la billette semi-fondue en alliage d'aluminium selon la présente invention offre un procédé assez simple de fabrication à un assez faible prix, en comparaison avec tout procédé conventionnel.
Par ailleurs, le procédé de production de la billette semi- fondue en alliage d'aluminium selon la présente invention donne des cristaux primaires uniformément sphéroïdaux a qui sont structurés pour avoir une dimension moyenne de 100lim et un taux d'aire de 50%. Une telle billette obtenue par le procédé selon la présente invention est utilisée comme unité de transport comme dans un composant automobile.
Claims (2)
1. Procédé de production d'une billette semi-fondue en un alliage d'aluminium pour une utilisation comme unité de transport, caractérisé en ce qu'il comprend les étapes produire un alliage d'aluminium dont composition consiste essentiellement en, en % en poids 0,5 ou moins de Cu, 5,0 à 10,0 de Si, 0,2 à 0,7 de Mg, 0,35 ou moins de Zn, 0,55 ou moins de Fe, 0,5 ou moins Mn, 0,0 à 0,5 de Ti, et le reste étant de l'aluminium à introduire une distorsion de travail dans un produit en fusion l'alliage d'aluminium par forgeage à froid aidé d'un châssis à mouler, à un taux de distorsion de 10 à 40%, à une vitesse d'introduction de travail de 10 mm et moins par seconde et à une température de 200 C et moins ; ensuite à maintenir un tel produit en fusion où est introduite la distorsion à une température dans une gamme de 576 à 585 C.
2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que 1 alliage d'aluminium précité contient de plus au moins l'un de 0,005 à 0,03 de Sr, 0,003 à 0,01 de Na et 0,05 à 0,2 de Sb.
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000134845A JP3548709B2 (ja) | 2000-05-08 | 2000-05-08 | 輸送機器用Ａｌ合金の半溶融ビレットの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| FR2808536A1 true FR2808536A1 (fr) | 2001-11-09 |
| FR2808536B1 FR2808536B1 (fr) | 2004-06-11 |
Family
ID=18643046
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| FR0012449A Expired - Fee Related FR2808536B1 (fr) | 2000-05-08 | 2000-09-29 | Procede de production d'une billette semi-fondue en alliage d'aluminium pour une utilisation comme unite de transport |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6562155B1 (fr) |
| JP (1) | JP3548709B2 (fr) |
| FR (1) | FR2808536B1 (fr) |
Families Citing this family (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005281829A (ja) * | 2004-03-30 | 2005-10-13 | Honda Motor Co Ltd | Ａｌ−Ｓｉ系合金及びこの合金からなる合金部材 |
| US8083871B2 (en) * | 2005-10-28 | 2011-12-27 | Automotive Casting Technology, Inc. | High crashworthiness Al-Si-Mg alloy and methods for producing automotive casting |
| JP2008001954A (ja) * | 2006-06-23 | 2008-01-10 | Toyota Central Res & Dev Lab Inc | セミソリッド鋳造用アルミニウム合金及びアルミニウム合金鋳物の製造方法 |
| US10654135B2 (en) * | 2010-02-10 | 2020-05-19 | Illinois Tool Works Inc. | Aluminum alloy welding wire |
| CN102051505B (zh) * | 2010-12-28 | 2012-06-20 | 浙江金盾风机股份有限公司 | 高强度铸造铝合金 |
| CN102312137B (zh) * | 2011-09-09 | 2016-06-22 | 深圳市中兴康讯电子有限公司 | 铝硅镁系铸造铝合金及铸造工艺 |
| CN102912197B (zh) * | 2012-10-12 | 2015-09-30 | 宁波科达工贸有限公司 | 一种铝硅镁系铸造铝合金及其制备方法 |
| CN103382537B (zh) * | 2013-06-14 | 2016-04-13 | 宁波科达制动器制造有限公司 | 一种涡轮增压器压气机蜗壳 |
| CN103334034B (zh) * | 2013-06-14 | 2016-05-25 | 宁波科达制动器制造有限公司 | 一种涡轮增压器压气机蜗壳的制备方法 |
| FR3044326B1 (fr) | 2015-12-01 | 2017-12-01 | Constellium Neuf-Brisach | Tole mince a haute rigidite pour carrosserie automobile |
| FR3060606B1 (fr) * | 2016-12-19 | 2018-12-07 | Constellium Neuf-Brisach | Alliage d’aluminium pour soudage par laser sans fil d’apport |
| CN114350990B (zh) * | 2021-12-06 | 2023-02-03 | 广东和胜工业铝材股份有限公司 | 一种铝合金型材的制备方法和应用 |
| CN115161521B (zh) * | 2022-07-14 | 2023-09-08 | 山西瑞格金属新材料有限公司 | 一种免热处理压铸铝硅锌合金 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3466170A (en) * | 1966-01-13 | 1969-09-09 | Metallgesellschaft Ag | Process for improving grain structure of aluminum silicon alloys |
| US4415374A (en) * | 1982-03-30 | 1983-11-15 | International Telephone And Telegraph Corporation | Fine grained metal composition |
| US5911843A (en) * | 1995-04-14 | 1999-06-15 | Northwest Aluminum Company | Casting, thermal transforming and semi-solid forming aluminum alloys |
| WO2000044944A2 (fr) * | 1998-06-10 | 2000-08-03 | Suraltech, Inc. | Processus de production de compositions metalliques a grains fins et de formage d'articles de metaux semi-solides profiles |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0305375B1 (fr) * | 1986-05-12 | 1992-10-28 | The University Of Sheffield | Materiaux thixotropes |
| US5536337A (en) * | 1992-02-27 | 1996-07-16 | Hayes Wheels International, Inc. | Method for heat treating a metal component |
-
2000
- 2000-05-08 JP JP2000134845A patent/JP3548709B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 2000-09-18 US US09/665,210 patent/US6562155B1/en not_active Expired - Fee Related
- 2000-09-29 FR FR0012449A patent/FR2808536B1/fr not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3466170A (en) * | 1966-01-13 | 1969-09-09 | Metallgesellschaft Ag | Process for improving grain structure of aluminum silicon alloys |
| US4415374A (en) * | 1982-03-30 | 1983-11-15 | International Telephone And Telegraph Corporation | Fine grained metal composition |
| US5911843A (en) * | 1995-04-14 | 1999-06-15 | Northwest Aluminum Company | Casting, thermal transforming and semi-solid forming aluminum alloys |
| WO2000044944A2 (fr) * | 1998-06-10 | 2000-08-03 | Suraltech, Inc. | Processus de production de compositions metalliques a grains fins et de formage d'articles de metaux semi-solides profiles |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3548709B2 (ja) | 2004-07-28 |
| US6562155B1 (en) | 2003-05-13 |
| FR2808536B1 (fr) | 2004-06-11 |
| JP2001316787A (ja) | 2001-11-16 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5027844B2 (ja) | アルミニウム合金成形品の製造方法 | |
| CN104818439B (zh) | 具有高镁含量的抗腐蚀铝合金及其制备方法 | |
| JP2006257478A (ja) | 難燃性系マグネシウム合金及びその製造方法 | |
| JP2010528187A (ja) | 熱間割れ感受性を減じるためのアルミニウム合金配合物 | |
| EP1147237B1 (fr) | Produit en alliage aluminium-silicium hypereutectique pour mise en forme a l'etat semi-solide | |
| FR2808536A1 (fr) | Procede de production d'une billette semi-fondue en alliage d'aluminium pour une utilisation comme unite de transport | |
| JP2003064438A (ja) | 耐食性に優れたマグネシウム合金およびマグネシウム合金部材 | |
| CA3162961A1 (fr) | Materiau a base d'aluminium en poudre resistant a la chaleur | |
| JP4359231B2 (ja) | アルミニウム合金成形品の製造方法、およびアルミニウム合金成形品 | |
| JP3552577B2 (ja) | 高温疲労強度及び耐摩耗性に優れたアルミニウム合金製ピストン及びその製造方法 | |
| US8123877B2 (en) | Heat-resistant magnesium alloy for casting heat-resistant magnesium alloy cast product, and process for producing heat-resistant magnesium alloy cast product | |
| JPH07197165A (ja) | 高耐磨耗性快削アルミニウム合金とその製造方法 | |
| JP4088546B2 (ja) | 高温特性に優れたアルミニウム合金鍛造材の製造方法 | |
| JP3852915B2 (ja) | 輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法 | |
| JP2010000514A (ja) | マグネシウム合金部材の製造方法 | |
| JP3840400B2 (ja) | 輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法 | |
| JPS63140060A (ja) | 快削性アルミニウム合金鋳造材およびその製造方法 | |
| JPS61259828A (ja) | 高強度アルミニウム合金押出材の製造法 | |
| JPH08176768A (ja) | 耐摩耗アルミニウム部材およびその製造方法 | |
| JP7147647B2 (ja) | アルミニウム合金及びアルミニウム合金ダイカスト材 | |
| JP4121266B2 (ja) | 輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法 | |
| JP3798676B2 (ja) | 輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法 | |
| JPH11152552A (ja) | Ａｌ−Ｚｎ−Ｓｉ系合金の加工方法 | |
| JPH1180876A (ja) | 押出性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミ合金およびＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミ合金押出材の製造方法 | |
| JP2003136198A (ja) | 輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| ST | Notification of lapse |
Effective date: 20130531 |