JP2006504871A - Extruded aluminum-zinc-magnesium-copper alloy - Google Patents
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Abstract
改善された強度及び破壊靭性を有するアルミニウム合金の押し出し品の製品であって、アルミニウムが主材料の合金は、１．９５から２．５重量％のＣｕ、１．９から２．５重量％のＭｇ、８．２から１０重量％のＺｎ、０．０５から０．２５重量％のＺｒ、最大０．１５重量％のＳｉ、最大０．１５重量％のＦｅ、最大０．１重量％のＭｎ、残りのアルミニウム、並びに偶発的な元素及び不純物で構成される。Aluminum alloy extruded product with improved strength and fracture toughness, aluminum based alloy being 1.95 to 2.5 wt% Cu, 1.9 to 2.5 wt% Mg, 8.2 to 10 wt% Zn, 0.05 to 0.25 wt% Zr, up to 0.15 wt% Si, up to 0.15 wt% Fe, up to 0.1 wt% Mn , The remaining aluminum, and incidental elements and impurities.
Description
この発明は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金に関し、より詳しくは、それは、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ押し出し品及び航空機の用途における使用のためにそれを作る方法に関する。さらに、本発明は、改善された破壊靭性を有するＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金の押し出し品の製品に関する。 This invention relates to Al-Zn-Mg-Cu alloys, and more particularly to Al-Zn-Mg-Cu extrusions and methods of making them for use in aircraft applications. Furthermore, the present invention relates to an extruded product of Al-Zn-Mg-Cu alloy having improved fracture toughness.
既存のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金は、適度の耐腐食性及び適度の損傷許容性又は破壊靭性において相対的に高い強度を有することができる。このような合金及び特性を得る方法は、特許に述べられている。例えば、特許文献１は、アルミニウム合金の製品並びに強度及び耐腐食性の改善された組み合わせを有する結果として生じる製品を生産するための方法を開示する。その方法は、本質的に、約６−１６％の亜鉛、約１．５−４．５％のマグネシウム、約１−３％の銅、ジルコニウム、クロム、マンガン、チタン、バナジウム、及びハフニウムから選択された一つ以上の元素、残部のアルミニウム、及び偶発的な不純物からなる合金を提供することを含み、前記元素の合計は、約１％を超えない。そして、その合金は、溶体化処理され、溶体化処理されたような強度とピーク強度との間における少なくとも３０％の差によって溶体化処理されたような強度レベルを超えるレベルまでそれの強度を増加させるために析出硬化させられ、その耐腐食性の特性を改善するための十分な単数又は複数の温度における処理に晒され、その降伏強度を上昇させると共に高い強度の高度に耐腐食性の合金の製品を生産するために再度析出硬化させられる。 Existing Al-Zn-Mg-Cu alloys can have relatively high strength with moderate corrosion resistance and moderate damage tolerance or fracture toughness. Such alloys and methods for obtaining properties are described in the patent. For example, U.S. Patent No. 6,057,051 discloses an aluminum alloy product and a method for producing a resulting product having an improved combination of strength and corrosion resistance. The method is essentially selected from about 6-16% zinc, about 1.5-4.5% magnesium, about 1-3% copper, zirconium, chromium, manganese, titanium, vanadium, and hafnium. Providing an alloy consisting of one or more of the selected elements, the balance aluminum, and incidental impurities, the total of said elements not exceeding about 1%. The alloy is then solution treated and increases its strength to a level that exceeds the strength level as solution treated by a difference of at least 30% between the solution treated strength and the peak strength. Of high strength, highly corrosion resistant alloys that are precipitation hardened and exposed to treatment at one or more temperatures sufficient to improve their corrosion resistance properties, increasing their yield strength and It is precipitation hardened again to produce the product.
特許文献２は、強度、密度、靭性、及び耐腐食性の改善された組み合わせを有する合金の製品を開示し、前記合金の製品は、本質的に、約７．６から８．４％の亜鉛、約１．８から２．２％のマグネシウム、約２から２．６％の銅、並びに、約０．５％を超えない合計量で存在する、ジルコニウム、バナジウム、及びハフニウムから選択される少なくとも一つの元素、好ましくは約０．０５から０．２５％のジルコニウム、残部のアルミニウム、並びに偶発的な元素及び不純物からなる。航空宇宙の用途に適切な合金の製品は、典型的にはそれの７Ｘ５０−Ｔ６相当品のものと同等の又はそれの７Ｘ５０−Ｔ６相当品のものよりも良好な、良好な靭性及び耐腐食性の特性を備えた、高い降伏強度、それの７Ｘ５０−Ｔ６相当品よりも少なくとも約１０％大きい降伏強度を示す。この合金から作られた上側の翼部材は、典型的には、８４ｋｓｉを超える降伏強度、良好な破壊靭性、“ＥＣ”又はより良好なＥＸＣＯの剥脱耐性レベル、典型的には“ＥＢ”を有する。 U.S. Patent No. 6,057,017 discloses an alloy product having an improved combination of strength, density, toughness, and corrosion resistance, which essentially consists of about 7.6 to 8.4% zinc. About 1.8 to 2.2% magnesium, about 2 to 2.6% copper, and at least selected from zirconium, vanadium, and hafnium present in a total amount not exceeding about 0.5% It consists of one element, preferably about 0.05 to 0.25% zirconium, the balance aluminum, and incidental elements and impurities. Alloy products suitable for aerospace applications typically have good toughness and corrosion resistance equivalent to or better than their 7X50-T6 equivalent Exhibit high yield strength, at least about 10% greater than its 7X50-T6 equivalent. Upper wing members made from this alloy typically have a yield strength greater than 84 ksi, good fracture toughness, “EC” or better EXCO exfoliation resistance level, typically “EB”. .
特許文献３は、亜鉛、マグネシウム、銅、並びに、クロム、マンガン、及びジルコニウムからなる群より選択される少なくとも一つの元素を含有する溶体化処理されたアルミニウム合金を含む物品の強度及び耐腐食性を改善するための三ステップの熱老化法を開示する。その物品は、約１７５°から３２５°Ｆで析出硬化させられ、約３６０°から３９０°Ｆの温度で数分から数時間までの間熱処理され、約１７５°から３２５°Ｆで再度析出硬化させられる。好適な実施形態においては、処理された物品は、Ｔ６条件でアルミニウム合金７０７５を含む。その発明の方法は、制御することがより容易であり、他の同等の方法よりも大きい厚さの物品を処理することに適切である。 Patent Document 3 describes the strength and corrosion resistance of an article including a solution-treated aluminum alloy containing at least one element selected from the group consisting of zinc, magnesium, copper, and chromium, manganese, and zirconium. A three-step heat aging method for improvement is disclosed. The article is precipitation hardened at about 175 ° to 325 ° F., heat treated for a few minutes to several hours at a temperature of about 360 ° to 390 ° F., and precipitation hardened again at about 175 ° to 325 ° F. . In a preferred embodiment, the treated article comprises aluminum alloy 7075 at T6 conditions. The inventive method is easier to control and is suitable for processing articles of greater thickness than other comparable methods.
特許文献４は、ピーク降伏強度より下の降伏強度が得られるように最初に合金を老化させること、その後に続いて、合金の耐腐食性を改善するために、より高度に老化させること、その後に続いて、初期に達成されたものを超えて増加させられた強度まで、より低い温度で老化させることを含む、溶体化処理された析出硬化する金属の合金に対する老化の工程を開示する。 US Pat. No. 6,057,034 describes aging the alloy first so that a yield strength below the peak yield strength is obtained, followed by a higher aging to improve the corrosion resistance of the alloy, then Subsequently, an aging process for solution treated precipitation hardened metal alloys is disclosed, including aging at lower temperatures to an increased strength beyond that initially achieved.
特許文献５は、高い機械的強度を有するＡＡ７０００系の合金及びそれらを得るための工程を開示する。合金は、重量によって、７から１３．５％のＺｎ、１から３．８％のＭｇ、０．６から２．７％のＣｕ、０から０．５％のＭｎ、０から０．４％のＣｒ、０から０．２％のＺｒ、各々０．０５％及び合計０．１５％までの他のもの、ならびに残りのＡｌを含有する。展伸用合金又は鋳造用合金のいずれかを得ることができ、製品のＤＥＡ溶融信号と関連した比エネルギーは、３Ｊ／ｇよりも低い。 Patent Document 5 discloses an AA7000 series alloy having high mechanical strength and a process for obtaining them. The alloy is 7 to 13.5% Zn, 1 to 3.8% Mg, 0.6 to 2.7% Cu, 0 to 0.5% Mn, 0 to 0.4% by weight. Cr, 0 to 0.2% Zr, each 0.05% and others up to a total of 0.15%, and the remaining Al. Either a wrought alloy or a cast alloy can be obtained, and the specific energy associated with the DEA melting signal of the product is lower than 3 J / g.
特許文献６は、本質的に、約５．５−１０．０重量％の亜鉛、約１．７５−２．６重量％のマグネシウム、約１．８−２．７５重量％の銅、残部のアルミニウム及び他の元素からなるアルミニウムを主材料とした合金の組成物を提供することを含む、改善された剥脱耐性及び破壊靭性を有するアルミニウムを主材料とした合金の製品を生産する方法を開示する。アルミニウムを主材料とした合金は、改善された耐腐食性及び機械的特性を有する製品を生産するために、加工され、熱処理され、急冷され、老化されられる。亜鉛、マグネシウム、及び銅の量は、析出が、老化の工程の結果として本質的に完全であった後に過剰の元素が存在しないように、化学量論的に均衡がとられる。アルミニウムを主材料とした合金の製品を生産する方法は、銅、マグネシウム、及び亜鉛の化学量論的に均衡をとることと併せて一又は二ステップの老化の工程のいずれかを利用する。 US Pat. No. 6,053,099 essentially consists of about 5.5-10.0% by weight zinc, about 1.75-2.6% by weight magnesium, about 1.8-2.75% by weight copper, the balance Disclosed is a method for producing an aluminum-based alloy product having improved exfoliation resistance and fracture toughness comprising providing an aluminum-based alloy composition comprising aluminum and other elements. . Alloys based on aluminum are processed, heat treated, quenched and aged to produce products with improved corrosion resistance and mechanical properties. The amounts of zinc, magnesium, and copper are stoichiometrically balanced so that there is no excess element after the precipitation is essentially complete as a result of the aging process. Methods for producing alloy products based on aluminum utilize either a one-step or two-step aging process in conjunction with stoichiometric balancing of copper, magnesium, and zinc.
特許文献７は、０から３．０重量％のＣｕ、０から１．５重量％のＭｎ、０．１から４．０重量％のＭｇ、０．８から８．５重量％のＺｎ、少なくとも０．００５重量％のＳｒ、最大１．０重量％のＳｉ、最大０．８重量％のＦｅ、及び最大０．４５重量％のＣｒ、０から０．２重量％のＺｒ、残りのアルミニウム、並びに偶発的な元素及び不純物を含む改善されたアルミニウムが主材料の合金の製品を開示する。 Patent Document 7 describes that 0 to 3.0 wt% Cu, 0 to 1.5 wt% Mn, 0.1 to 4.0 wt% Mg, 0.8 to 8.5 wt% Zn, at least 0.005 wt% Sr, up to 1.0 wt% Si, up to 0.8 wt% Fe, and up to 0.45 wt% Cr, 0 to 0.2 wt% Zr, the remaining aluminum, And an improved aluminum-based alloy product containing accidental elements and impurities.
特許文献８は、約０．１％から３％より下の任意の量の銅、約０．１％から約２％のチタン、約６％から約１６％の亜鉛、好ましくは０．６％を超えない（商業的なアルミニウムの不純物として存在する）鉄、好ましくは０．４％を超えない（商業的なアルミニウムの不純物として存在する）ケイ素、好ましくは０．４％を超えない他の元素（不純物）、残りのアルミニウムからなる改善されたアルミニウム合金を開示する。 U.S. Pat. No. 6,089,089 describes any amount of copper below about 0.1% to 3%, about 0.1% to about 2% titanium, about 6% to about 16% zinc, preferably 0.6%. Iron (present as commercial aluminum impurities), preferably no more than 0.4% silicon (present as commercial aluminum impurities), preferably no more than 0.4% other elements An improved aluminum alloy consisting of (impurities), the remaining aluminum is disclosed.
特許文献９は、約２％から２０％までの範囲、約３％と１５％との間にある好適な範囲にわたる量で存在するアルミニウム、亜鉛、及びマグネシウムの三元化合物を有する改善されたアルミニウム合金を開示する。室温で、その三元化合物は、約２％の量でアルミニウム合金における固溶体の状態になる。固溶体における百分率は、高い温度で増加し、冷却で減少し、余剰なものは、すっかり沈殿する。 U.S. Pat. No. 6,057,059 is an improved aluminum having an aluminum, zinc, and magnesium ternary compound present in an amount over a suitable range ranging from about 2% to 20%, between about 3% and 15%. An alloy is disclosed. At room temperature, the ternary compound becomes a solid solution in the aluminum alloy in an amount of about 2%. The percentage in the solid solution increases at higher temperatures, decreases with cooling, and the surplus settles completely.
特許文献１０は、高い横向きの降伏強度及び高い応力腐食割れの耐性の改善された組み合わせを有するアルミニウムが主材料の粉末の金属学的な合金の物品を開示する。その合金は、基本的な析出硬化する元素、亜鉛、マグネシウム、及び銅に加えて分散を補強する元素、鉄及びニッケルを含有する。加えて、それは、クロム及び／又はマンガンを含有してもよい。その合金は、それら元素の溶融物の噴霧化、熱間加工、溶体化処理、急冷、及び人為的老化によって調製される。アルミニウムに加えて、重量百分率での合金の成分は、少なくとも６．５から１３までの亜鉛、１．７５から６のマグネシウム、０．２５から２．５の銅、０．７５から４．２５の鉄、及び０．７５から６のニッケル、３までのマンガン、及び０．７５までのクロムである。鉄対ニッケルの比は、０．２：１から２．０：１までである。 U.S. Patent No. 6,057,031 discloses an aluminum based powder metallurgical alloy article having an improved combination of high lateral yield strength and high stress corrosion cracking resistance. In addition to the basic precipitation hardening elements, zinc, magnesium, and copper, the alloy contains elements that enhance dispersion, iron and nickel. In addition, it may contain chromium and / or manganese. The alloy is prepared by atomization of melts of these elements, hot working, solution treatment, quenching, and artificial aging. In addition to aluminum, the composition of the alloy by weight percentage is at least 6.5 to 13 zinc, 1.75 to 6 magnesium, 0.25 to 2.5 copper, 0.75 to 4.25. Iron, and 0.75 to 6 nickel, up to 3 manganese, and up to 0.75 chromium. The ratio of iron to nickel is from 0.2: 1 to 2.0: 1.
特許文献１１は、重量で、１−１０％のＺｎ、１−１５％のＳｉ、０．１−５％のＣｕ、０．１−５％のＰｂ、０．００５−０．５％のＳｒ、並びに残部のＡｌ及び偶発的な不純物からなる、耐疲労性及び焼付き防止性に優れた、滑り材料としての使用のためのＡｌを主材料とした合金を開示する。 Patent Document 11 describes 1-10% Zn, 1-15% Si, 0.1-5% Cu, 0.1-5% Pb, 0.005-0.5% Sr by weight. In addition, an alloy mainly composed of Al for use as a sliding material, which is excellent in fatigue resistance and anti-seizure property, is composed of the remaining Al and incidental impurities.
特許文献１２は、重量％で、５．７＜Ｚｎ＜８．７、１．７＜Ｍｇ＜２．５、１．２＜Ｃｕ＜２．２、Ｆｅ＜０．１４、Ｓｉ＜０．１１、０．０５＜Ｚｒ＜０．１５、Ｍｎ＜０．０２、Ｃｒ＜０．０２、Ｃｕ＋Ｍｇ＜４．１及びＭｇ＞Ｃｕ、各々が＜０．０５で合計が＜０．１０の他の元素を含む組成を有する、＞６０ｍｍの厚さの、圧延された、押し出された、又は鍛造されたＡｌＺｎＭｇＣｕアルミニウム合金の製品で作られたプラスチック用の型を開示し、製品は、溶体化処理、急冷、及びＴ６の焼き戻し高度までの老化によって処理される。 In Patent Document 12, 5.7 <Zn <8.7, 1.7 <Mg <2.5, 1.2 <Cu <2.2, Fe <0.14, Si <0.11 in terms of% by weight. 0.05 <Zr <0.15, Mn <0.02, Cr <0.02, Cu + Mg <4.1 and Mg> Cu, each with <0.05 and total <0.10 Disclosed is a mold for a plastic made of a rolled, extruded or forged AlZnMgCu aluminum alloy product having a composition of> 60 mm thickness, wherein the product is solution treated, quenched , And by aging to a tempering height of T6.
これらの開示にもかかわらず、高いレベルの強度、耐腐食性、破壊靭性、及び疲労亀裂の成長に対する良好な耐性を有する航空宇宙の用途に、改善された合金及びそれから製作される押し出し品に対する大きな要望がまだある。本発明は、このような押し出し品を提供する。
本発明の目的は、航空機における使用のための改善されたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金の押し出し品を提供することである。 It is an object of the present invention to provide an improved Al-Zn-Mg-Cu alloy extrusion for use in aircraft.
本発明の別の目的は、高い強度レベルを有するのみならず改善された破壊靭性を有するＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金の押し出し品を提供することである。 Another object of the present invention is to provide an extruded Al-Zn-Mg-Cu alloy that has a high strength level as well as improved fracture toughness.
本発明のさらに別の目的は、改善された強度特性、破壊靭性、及び疲労亀裂の成長に対する耐性を有するＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金の押し出し品を生産するための方法を提供することである。 Yet another object of the present invention is to provide a method for producing an extruded Al-Zn-Mg-Cu alloy having improved strength properties, fracture toughness, and resistance to fatigue crack growth. .
本発明のまた別の目的は、改善された強度特性、破壊靭性、耐腐食性の良好なレベルを有するＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金の製品を生産するための方法を提供することである。 Yet another object of the present invention is to provide a method for producing an Al-Zn-Mg-Cu alloy product having a good level of improved strength properties, fracture toughness, and corrosion resistance.
本発明の別の目的は、本発明の合金からの押し出し品のような航空宇宙の構造部材を提供することである。 Another object of the present invention is to provide aerospace structural members such as extrusions from the alloys of the present invention.
これらの目的に従って、改善された破壊靭性を有するアルミニウム合金の押し出し品の製品を生産する方法が提供され、その方法は、１．９５から２．５重量％のＣｕ、１．９から２．５重量％のＭｇ、８．２から１０重量％のＺｎ、０．０５から０．２５重量％のＺｒ、最大０．１５重量％のＳｉ、最大０．１５重量％のＦｅ、最大０．１重量％のＭｎ、残りのアルミニウム、並びに偶発的な元素及び不純物で構成されるアルミニウムが主材料の合金の溶融した本体を提供するステップ、及び凝固した本体を提供するためにアルミニウムが主材料の合金の溶融した本体を鋳造するステップを含み、溶融したアルミニウムが主材料の合金は、２５から７５μｍの範囲における微粒子の大きさを有する凝固した本体を提供するために、６００°から８００°Ｋ毎秒の範囲における液相線の温度と固相線の温度との間におけるある速度で凝固させられる。その後、その本体は、８４０°から８６０°Ｆの第一の温度範囲で加熱すること、その後に続いて、ＭｇＺｎ２又はη沈殿物の一様な分布を有する均質化された本体を提供するために６８０°から８８０°Ｆの第二の温度範囲で加熱することによって均質化される。そして均質化された本体は、押し出し品を提供するために、押し出され、その押し出しは、６００°から８５０°Ｆの温度範囲で、及び、再結晶されない条件で前記押し出し品の少なくとも８０％を維持することに十分な速度で、実行される。その押し出し品は、溶体化強度特性を改善するために、及び、改善された破壊靭性を有する押し出し品の製品を提供するために、処理されると共に人為的に老化させられる。 In accordance with these objectives, a method of producing an extruded product of aluminum alloy with improved fracture toughness is provided, the method comprising 1.95 to 2.5 wt% Cu, 1.9 to 2.5. Wt% Mg, 8.2 to 10 wt% Zn, 0.05 to 0.25 wt% Zr, up to 0.15 wt% Si, up to 0.15 wt% Fe, up to 0.1 wt% % Of Mn, the remaining aluminum, and aluminum composed of incidental elements and impurities to provide a molten body of the main alloy, and to provide a solidified body of the main alloy of aluminum. Casting the molten body, wherein the molten aluminum-based alloy is 600 ° C to provide a solidified body having a particle size in the range of 25 to 75 μm. Et al. At a rate between the liquidus temperature and the solidus temperature in the range of 800 ° K / sec. The body is then heated in a first temperature range of 840 ° to 860 ° F., followed by providing a homogenized body having a uniform distribution of MgZn 2 or η precipitate. Is homogenized by heating in a second temperature range of 680 ° to 880 ° F. The homogenized body is then extruded to provide an extrudate, which extrudes in the temperature range of 600 ° to 850 ° F. and maintains at least 80% of the extrudate under non-recrystallized conditions. Executed at a speed sufficient to do. The extrudate is processed and artificially aged to improve the solution strength properties and to provide an extrudate product with improved fracture toughness.
改善されたアルミニウムが主材料の合金の押し出し品の製品は、同様の大きさの７ｘｘｘ製品よりも８％以上の破壊靭性及び３％以上の降伏強度を有することができる。 Improved aluminum-based alloy extruded products can have a fracture toughness of 8% or more and a yield strength of 3% or more than a similarly sized 7xxx product.
また、本発明は、本質的に、１．９５から２．５重量％のＣｕ、１．９から２．５重量％のＭｇ、８．２から１０重量％のＺｎ、０．０５から０．２５重量％のＺｒ、０．０５から０．２重量％のＳｃ、最大０．１５重量％のＳｉ、最大０．１５重量％のＦｅ、最大０．１重量％のＭｎ、残りのアルミニウム、並びに偶発的な元素及び不純物からなる押し出し品の製品のような、改善されたアルミニウムが主材料合金の展伸材を含む。 Also, the present invention essentially consists of 1.95 to 2.5 wt% Cu, 1.9 to 2.5 wt% Mg, 8.2 to 10 wt% Zn, 0.05 to 0.3 wt%. 25 wt% Zr, 0.05 to 0.2 wt% Sc, up to 0.15 wt% Si, up to 0.15 wt% Fe, up to 0.1 wt% Mn, the remaining aluminum, and Improved aluminum, including extrudate products consisting of incidental elements and impurities, includes a base alloy stretch.
図１を参照して、本発明におけるステップのフローチャートが示される。一般に、それらステップにおいて、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金の溶融した本体は、鋳造された本体において特定の微粒子の大きさの範囲を得るために、制御された凝固の速度で鋳造される。その後、鋳造された本体は、ＭｇＺｎ２又はη沈殿物の一様な分布を得るために、制御された条件の下で均質化される。その本体は、再結晶されない条件でそれの大部分、例えば少なくとも８０％、を有する押し出し品を得るために、特定の速度の範囲及び温度で押し出しされる。そして、押し出し品は、強度、破壊靭性、及び耐腐食性の非常に高いレベルまで溶体化処理されると共に老化させられる。 Referring to FIG. 1, a flowchart of the steps in the present invention is shown. In general, in these steps, a molten body of Al-Zn-Mg-Cu alloy is cast at a controlled rate of solidification to obtain a specific particle size range in the cast body. The cast body is then homogenized under controlled conditions to obtain a uniform distribution of MgZn 2 or η precipitate. The body is extruded at a specific speed range and temperature to obtain an extrudate having a majority of it, eg, at least 80%, under non-recrystallized conditions. The extruded product is then solution treated and aged to very high levels of strength, fracture toughness, and corrosion resistance.
本発明の合金は、約８．２から１０重量％のＺｎ、１．９から２．５重量％のＭｇ、１．９５から２．５重量％のＣｕ、０．０５から０．２５重量％のＺｒ、最大０．１５重量％のＳｉ、最大０．１５重量％のＦｅ、最大０．１重量％のＭｎ、残りのアルミニウム、並びに偶発的な元素及び不純物を含有する。 The alloy of the present invention has about 8.2 to 10 wt% Zn, 1.9 to 2.5 wt% Mg, 1.95 to 2.5 wt% Cu, 0.05 to 0.25 wt% Zr, up to 0.15 wt% Si, up to 0.15 wt% Fe, up to 0.1 wt% Mn, the remaining aluminum, and incidental elements and impurities.
好ましくは、その合金は、１．９５から２．３重量％のＣｕ、１．９から２．３重量％のＭｇ、８．４５から９．４重量％のＺｎ、０．０５から０．２重量％のＣｒ、及び０．０５から０．１５重量％のＺｒを含有する。Ｃｒは、０．０５から０．０８重量％までの範囲にわたり得る。再結晶を遅らせる目的で、それら合金は、０．０１から０．２重量％、好ましくは０．０１から０．１重量％のＳｃを含有することができる。このような合金は、本発明に従って加工されるとき、例えばＡＡ７０７５−Ｔ６のような従来の７ｘｘｘ合金と比較して許容可能なレベル又はいっそう高いレベルの強度及び耐腐食性で、破壊靭性における著しい改善を所有する。ＡＡ７ｘｘｘ合金の組成は、１９９３年１２月付けの“Ｒｅｇｉｓｔｒａｔｉｏｎ Ｒｅｃｏｒｄ ｏｆ Ａｌｕｍｉｎｕｍ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ Ｄｅｓｉｇｎａｔｉｏｎｓ ａｎｄ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ Ｌｉｍｉｔｓ ｆｏｒ Ｗｒｏｕｇｈｔ Ａｌｕｍｉｎｕｍ ａｎｄ Ｗｒｏｕｇｈｔ Ａｌｕｍｉｎｕｍ Ａｌｌｏｙｓ”と題されたＴｈｅ Ａｌｕｍｉｎｕｍ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎの出版物に述べられている。用語“７ｘｘｘ”は、主要な合金を作る構成要素としての亜鉛を含有するアルミニウム合金を意味する。ＡＡ７０７５−Ｔ６は、Ｔｈｅ Ａｌｕｍｉｎｕｍ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎに登録されているようなＡＡ組成の限界を指す。７０７５に対する典型的なＴ６の老化の実践は、２４時間の間に約２５０°Ｆでの加熱であり、典型的な温度範囲は、３から３０時間の間に約１７５°から３３０°Ｆである。 Preferably, the alloy is 1.95 to 2.3 wt% Cu, 1.9 to 2.3 wt% Mg, 8.45 to 9.4 wt% Zn, 0.05 to 0.2 Contains wt% Cr and 0.05 to 0.15 wt% Zr. Cr may range from 0.05 to 0.08% by weight. For the purpose of delaying recrystallization, the alloys can contain 0.01 to 0.2% by weight, preferably 0.01 to 0.1% by weight of Sc. Such alloys, when processed according to the present invention, have a significant improvement in fracture toughness with acceptable or even higher levels of strength and corrosion resistance compared to conventional 7xxx alloys such as AA7075-T6. Own. The composition of the AA7xxx alloy is “Registration Record of Aluminum Association Designs and Chemical Composition Limits for Aluminum and Wrought Aluminum and Wrought Aluminum and Wrought Aluminum”. The term “7xxx” refers to an aluminum alloy that contains zinc as a constituent to make the primary alloy. AA7075-T6 refers to the limit of AA composition as registered in The Aluminum Association. A typical T6 aging practice for 7075 is heating at about 250 ° F. for 24 hours, and a typical temperature range is about 175 ° to 330 ° F. for 3 to 30 hours. .
本発明の目的のために、本発明の溶融したアルミニウム合金は、制御されたミクロ構造又は微粒子の大きさを提供する速度で凝固した本体に鋳造される。このような溶融したアルミニウム合金は、押し出し品の製品を生産することが望まれるとき、典型的には、小鋼片の形態に鋳造される。さらに、典型的には、このような凝固した本体は、約１から６インチ毎分、好ましくは２から４インチ毎分の速度で鋳造され、典型的には、小鋼片は、約１から７インチの範囲における直径を有する。本発明の目的のために、凝固した本体が、２５から１００μｍ、好ましくは３５から７５μｍの範囲における平均の微粒子の大きさを有することは、好適である。本発明の合金が、本発明に従って制御された速度で鋳造されると共に熱的に機械的に加工されるとすれば、非常に高い引っ張り強さ及び圧縮強さ、破壊靭性、及び耐腐食性を得ることができる。すなわち、本発明に従って熱的な機械的な加工のために所望のミクロ構造を得る目的で、溶融したアルミニウムは、制御された凝固の速度で鋳造される。開示したアルミニウム合金の制御された凝固の速度が、その後の制御された熱的な機械的な加工との組み合わせで、優れた特性、すなわち、非常に高い引っ張り強さ、良好な耐腐食性及びくぼみ抵抗を有する押し出しされた製品に帰着することを、発見してきた。 For the purposes of the present invention, the molten aluminum alloy of the present invention is cast into a solidified body at a rate that provides a controlled microstructure or particulate size. Such molten aluminum alloys are typically cast in the form of small steel pieces when it is desired to produce an extruded product. In addition, such solidified bodies are typically cast at a rate of about 1 to 6 inches per minute, preferably 2 to 4 inches per minute, and Having a diameter in the range of 7 inches. For the purposes of the present invention, it is preferred that the solidified body has an average particulate size in the range of 25 to 100 μm, preferably 35 to 75 μm. If the alloy of the present invention is cast and controlled thermally mechanically according to the present invention, it has very high tensile and compressive strength, fracture toughness, and corrosion resistance. Obtainable. That is, molten aluminum is cast at a controlled rate of solidification for the purpose of obtaining the desired microstructure for thermal mechanical processing in accordance with the present invention. The controlled rate of solidification of the disclosed aluminum alloy, combined with subsequent controlled thermal mechanical processing, has excellent properties: very high tensile strength, good corrosion resistance and indentation It has been found to result in extruded products with resistance.
本アルミニウム合金の強度を、分散硬化によって、又は、ひずみ硬化によって、改善することができることに留意するべきである。ひずみ硬化は、プラスチックの変形の結果であり、変形の自由度に依存する。分散硬化は、（Ｇｕｉｎｅｒ−Ｐｒｅｓｔｏｎ又はＧＰゾーンと呼ばれる）原子のクラスターの形成を通じて生じさせられる。加えて、分散硬化は、転位の運動に対する障壁を形成する、合金における新しい相又は沈殿物の形成から結果として生じ得る。これは、合金の強度を顕著に増加させることができる。Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金において、新しい補強相は、Ｍ又はη相としてもまた知られているＭｇＺｎ２、Ｔ相としてもまた知られているＭｇ３Ｚｎ３Ａｌ２、Ｓ相としてもまた知られているＣｕＭｇＡｌ２を含む。新しい相の沈殿物から結果として生じる補強は、ＧＰゾーンの形成による補強よりも有効である。しかしながら、新しい相の沈殿物による補強は、損傷許容性又は破壊靭性に副作用を有し得る。通常、沈殿物の相における体積分率が、大きいほど、損傷許容性は、より低い。比較によって、ＧＰゾーンの形成から結果として生じる補強は、損傷許容性を犠牲にしては行われない。このように、改善された強度及び損傷許容性を提供するために、本発明は、溶液に超過の亜鉛を維持する一方で、最終生産物において沈殿物の体積分率及びＧＰゾーン又は亜鉛が豊富なクラスターの体積分率の均衡をとる。本発明の目的のために、ＧＰゾーンの大きさは、２から３５ｎｍの範囲にあるべきであり、ＧＰゾーンの密度は、４×１０１８から５×１０１８ゾーン毎ｃｍ３の範囲にあるべきである。 It should be noted that the strength of the aluminum alloy can be improved by dispersion hardening or by strain hardening. Strain hardening is the result of plastic deformation and depends on the degree of freedom of deformation. Dispersion hardening occurs through the formation of clusters of atoms (called Guiner-Preston or GP zones). In addition, dispersion hardening can result from the formation of new phases or precipitates in the alloy that form a barrier to dislocation motion. This can significantly increase the strength of the alloy. In the Al—Zn—Mg—Cu alloy, the new reinforcing phase is MgZn 2 , also known as M or η phase, Mg 3 Zn 3 Al 2 , also known as T phase, also as S phase. including known CuMgAl 2. The resulting reinforcement from the new phase precipitate is more effective than the reinforcement by the formation of GP zones. However, reinforcement with new phase precipitates can have side effects on damage tolerance or fracture toughness. Usually, the greater the volume fraction in the precipitate phase, the lower the damage tolerance. By comparison, the resulting reinforcement from the formation of the GP zone is not performed at the expense of damage tolerance. Thus, in order to provide improved strength and damage tolerance, the present invention maintains a high excess of zinc in the solution while enriching the precipitate volume fraction and GP zone or zinc in the final product. The volume fraction of a large cluster. For purposes of the present invention, the size of the GP zone should be in the range of 2 to 35 nm, and the density of the GP zone should be in the range of 4 × 10 18 to 5 × 10 18 zones per cm 3. It is.
本発明に従った小鋼片を生産する目的のために、所望の微粒子の大きさ又は構造を提供する制御された速度で小鋼片を凝固させるための空気及び液体の冷媒によって冷却された型を使用して、鋳造を、成し遂げてもよい。微粒子は、３５から７５μｍの範囲における大きさを有することができる。型と共に使用される空気及び冷媒の混合物は、１から６インチの直径を有する小鋼片に対して５°から５０°Ｃ毎秒の凝固の速度を得るために、溶融したアルミニウム合金の本体から熱を抽出することに特に適合したものである。本発明の溶融したアルミニウム合金を鋳造するための冷却速度を制御することに適切である空気及び冷媒の混合物を使用する型は、米国特許第４，５９８，７６３号明細書に記載されている。本発明用のこれらの型との使用のための冷媒は、気体及び液体で構成され、ここで気体は、小さな別個の溶解してない泡として液体の中へ注入され、その組み合わせは、出現するインゴットの表面に向けられる。泡が混入された冷媒は、熱の抽出の増加した速度で金属を冷却するように作用する、及び、必要ならば、定常状態の鋳造段階の間を含む、鋳造の操作における任意の段階で冷却の速度を制御するために、抽出の増加した速度を、冷媒の吐出の速度と一緒に、使用することができる。 For the purpose of producing small billets according to the present invention, a mold cooled by an air and liquid refrigerant to solidify the small billets at a controlled rate that provides the desired particulate size or structure. May be used to accomplish the casting. The microparticles can have a size in the range of 35 to 75 μm. The air and refrigerant mixture used with the mold is heated from the body of molten aluminum alloy to obtain a solidification rate of 5 ° to 50 ° C. per second for small steel pieces having a diameter of 1 to 6 inches. It is particularly suited for extracting. A mold using a mixture of air and refrigerant that is suitable for controlling the cooling rate for casting the molten aluminum alloy of the present invention is described in US Pat. No. 4,598,763. The refrigerant for use with these molds for the present invention consists of a gas and a liquid, where the gas is injected into the liquid as small separate undissolved bubbles, the combination of which appears Directed to the surface of the ingot. The foamed refrigerant acts to cool the metal at an increased rate of heat extraction and, if necessary, cools at any stage in the casting operation, including during the steady state casting stage. The increased rate of extraction can be used along with the rate of refrigerant discharge to control the speed of the refrigerant.
本発明の目的に適したミクロ構造を提供するための金属、例えばアルミニウム合金を鋳造するために、溶融した金属は、一方の端の開口を通じて、輪状の型の空洞に導入され、金属が、空洞の他方の端の開口に隣接した支持体上でそれの本体を形成するために、型において部分的な凝固をうける一方で、型及び支持体は、空洞の後者の開口を通じて金属の本体を伸長させるために、空洞の端を接して互いに関して往復させられる。液体の冷媒は、型の本体における空洞のまわりに取り巻いて配置される輪状の流れの通路に導入され、直接冷却用の金属の出現する本体に突き当たるカーテンとしての冷媒を吐出するための前記の対向する端の開口に隣接した型の周囲の雰囲気に開口する。それに対して、冷媒の液体に実質的に不溶である気体は、型の本体における通路のまわりに配置されると共に冷媒の流れの周囲における通路の吐出の開口から上流に配置される輪状の溝穴を通じて通路へ開口する、輪状分布の空洞の中へ圧力の下で給気される。空洞における気体の本体は、溝穴を通じて通路の中へ放出され、溝穴を通じた気体の吐出として多数の気体の噴流に細分される。噴流は、気体が、通路の開口を通じた同じ吐出のカーテンとしての、冷媒において別個で溶解してないままである傾向にある、多量の泡として流れに混入されると共に金属の出現する本体に突き当たる、温度及び圧力で冷媒の流れの中へ放出される。その中に混入された多量の泡で、カーテンは、増加した速度を有し、この増加を、それが、冷媒の熱伝導率における任意の減少を相殺することにとどまらないので、冷媒の液体の冷却速度を規制するために使用することができる。実際には、冷媒の高い速度の泡が混入されたカーテンは、任意の膜を壊すと共に膜沸騰が金属の表面で起こる傾向を減少させる、金属における洗浄効果を有するように思われ、このように、必要であれば、その工程が、核沸騰のより望まれるレベルで作用することを可能にする。また、泡の添加は、冷媒のカーテンにおいて、より多くの冷媒の蒸気を生じさせ、加えられた蒸気は、通常金属の本体と金属をそのレベルに冷却するためのカーテンの真上における型の壁との間に形成される間隙の中にまで上昇する傾向がある。結果として、金属は、上述したような様式で達成されるより高い冷却速度の結果としてだけでなく、間隙における冷媒の蒸気の集積の結果としてもまた、壁の上方へ別に期待されるよりも遠くで凝固する傾向がある。より高いレベルは、金属が、潤滑油が存在するレベルで型の壁で凝固することになることと共に、これらの効果の全てが、インゴットの全長にわたって金属の本体に優れたサテン様の薬剤のない面を生じさせることを、保証し、特に熱変換に適合したものである。 In order to cast a metal, eg an aluminum alloy, to provide a microstructure suitable for the purposes of the present invention, molten metal is introduced into a ring-shaped cavity through an opening at one end, and the metal is introduced into the cavity. The mold and support stretch the metal body through the latter opening in the cavity while undergoing partial solidification in the mold to form its body on the support adjacent to the opening at the other end of the In order to do so, they are reciprocated with respect to each other at the ends of the cavities. The liquid refrigerant is introduced into an annular flow passage arranged around the cavity in the mold body and directly opposed to discharge the refrigerant as a curtain that strikes the body where the cooling metal appears. Open to the ambient atmosphere of the mold adjacent to the opening at the end. In contrast, a gas that is substantially insoluble in the refrigerant liquid is arranged around the passage in the mold body and is annularly arranged upstream from the discharge opening of the passage around the refrigerant flow. Is fed under pressure into an annularly distributed cavity that opens into the passageway through. The body of gas in the cavity is expelled into the passage through the slot and subdivided into a number of gas jets as gas is discharged through the slot. The jet impinges on the metal body where the gas is mixed into the flow as a large amount of foam, which tends to remain separate and undissolved in the refrigerant, as a curtain of the same discharge through the passage opening , Discharged into the refrigerant stream at temperature and pressure. With a large amount of foam entrained in it, the curtain has an increased speed, and this increase does not stop at offsetting any decrease in the thermal conductivity of the refrigerant, so the refrigerant liquid Can be used to regulate the cooling rate. In practice, curtains mixed with high speed bubbles of refrigerant appear to have a cleaning effect on the metal, thus breaking any film and reducing the tendency of film boiling to occur on the surface of the metal, thus If necessary, the process allows to operate at a more desirable level of nucleate boiling. The addition of foam also produces more refrigerant vapor in the refrigerant curtain, and the added vapor is usually the metal body and the mold wall just above the curtain to cool the metal to that level. Tend to rise into the gap formed between the two. As a result, the metal is farther than would otherwise be expected above the walls, not only as a result of the higher cooling rate achieved in the manner described above, but also as a result of refrigerant vapor accumulation in the gap. Tend to solidify. Higher levels will cause the metal to solidify at the mold walls at the level in which the lubricant is present, and all of these effects are free of excellent satin-like agents in the metal body over the entire length of the ingot. It is guaranteed to produce a surface and is particularly adapted to heat conversion.
冷媒を、米国特許第４，５９８，７６３号明細書に記載されている装置及び技術と併せて用いるとき、この鋳造方法は、カーテンから間隙の中へ放出された任意の気体及び／又は蒸気が、型の空洞から吐出された流体の輪と混ざると共に、流体の断続的なパルスとして起こる吐出よりもむしろ後者の吐出のより多くの定常的な流れを生じさせるというさらなる利点を有する。 When the refrigerant is used in conjunction with the apparatus and technique described in US Pat. No. 4,598,763, this casting method allows any gas and / or vapor released from the curtain into the gap. It has the further advantage of mixing with a ring of fluid discharged from the mold cavity and producing a more steady flow of the latter discharge rather than the discharge occurring as an intermittent pulse of fluid.
示したように、気体は、液体における低い溶解度を有するべきであり、ここで液体は、水であり、気体は、安価及び入手し易さのために空気であってもよい。 As indicated, the gas should have a low solubility in the liquid, where the liquid is water and the gas may be air for low cost and availability.
鋳造の操作の間に、分布空洞における気体の本体を、残片を形成する段階及び定常状態の鋳造の段階の両方の間に、溝穴を通じた冷媒の流れの通路中へ放出してもよい。あるいは、気体の本体を、定常状態の鋳造の段階の間にのみ、溝穴を通じて通路の中へ放出してもよい。例えば、残片を形成する段階の間に、冷媒の吐出の速度を、膜沸騰の効果を発生させることによってインゴットを過冷却するために、調節してもよく、気体の本体を、金属の温度が、冷却速度が、金属における所望の面の温度を維持するために増加することを要求するレベルに到達するとき、溝穴を通じて通路の中へ放出してもよい。そして、面の温度が、前述のレベルより下に、下がるとき、気体の本体を、もう一度金属を過冷却するために、溝穴を通じて通路の中へもはや放出しなくてもよい。最終的に、定常状態の鋳造が、始められるとき、気体の本体を、もう一度通路の中へ、溝穴を通じて及び不定の基礎原料に、鋳造の操作を完了するまで、放出してもよい。代わりに、冷媒の吐出速度を、金属の温度を規定の範囲内に維持するために、残片を形成する段階の間に、調節してもよく、気体の本体を、冷媒の吐出速度を増加させると共に定常状態の鋳造段階が始められるまで、溝穴を通じて通路の中へ放出しなくてもよい。 During the casting operation, the body of gas in the distribution cavity may be discharged into the coolant flow passage through the slot both during the formation of the remnants and the steady state casting phase. Alternatively, the gas body may be released through the slot and into the passage only during the steady state casting phase. For example, during the stage of forming the remnants, the rate of refrigerant discharge may be adjusted to subcool the ingot by generating a film boiling effect, and the gas body may be adjusted to a temperature of the metal. When the cooling rate reaches a level that requires increasing to maintain the desired surface temperature in the metal, it may be discharged through the slot into the passage. And when the surface temperature drops below the aforementioned level, the gas body no longer needs to be released into the passage through the slot to once again subcool the metal. Finally, when steady state casting is initiated, the body of gas may be discharged once more into the passageway, through the slot and into the indeterminate base stock until the casting operation is complete. Alternatively, the refrigerant discharge rate may be adjusted during the step of forming the remnant to maintain the metal temperature within a specified range, and the gas body increases the refrigerant discharge rate. At the same time, it may not be discharged through the slot into the passage until the steady state casting stage is started.
冷媒、型、及び鋳造方法は、ここでは参照によって組み込まれる、米国特許第４，５９８，７６３号明細書及び米国特許第４，６９３，２９８号明細書にさらに述べられている。 Refrigerants, molds, and casting methods are further described in US Pat. No. 4,598,763 and US Pat. No. 4,693,298, which are hereby incorporated by reference.
本発明のための通常の手順を、本発明に従った熱変換に必要な構造を有する小鋼片を生産するために、詳細に記載してきた一方で、本発明に必要な微粒子の構造に帰着する凝固の速度を提供するために他の鋳造方法を使用することができることは、理解されるべきである。先に留意したように、このような凝固を、ベルト、ブロック、又はロール鋳造及び電磁鋳造によって得ることができる。 While the usual procedure for the present invention has been described in detail to produce a small steel slab having the structure necessary for heat conversion according to the present invention, it results in the structure of the fine particles necessary for the present invention. It should be understood that other casting methods can be used to provide the rate of solidification that takes place. As noted above, such solidification can be obtained by belt, block or roll casting and electromagnetic casting.
３５°から５０°Ｆ毎秒の冷却速度で、空気及び水の冷媒を使用する型を用いて鋳造される、８．９重量％のＺｎ、２．１重量％のＭｇ、２．３重量％のＣｕ、０．１１重量％のＺｒ、アルミニウムを含む残りを含有する合金の七インチの小鋼片は、本発明に従って押し出すと共に熱的に機械的に加工するための満足な微粒子の構造を提供する。 8.9 wt% Zn, 2.1 wt% Mg, 2.3 wt% cast with mold using air and water refrigerant at a cooling rate of 35 ° -50 ° F per second A 7 inch steel billet of alloy containing Cu, 0.11 wt% Zr, balance containing aluminum provides a satisfactory fine grain structure for extrusion and thermal mechanical processing in accordance with the present invention. .
鋳造を、小鋼片に関して記載してきた一方で、ここに記載した原理を、インゴット又はアルミニウム合金の電磁鋳造に適用してもよいことは、認識されると思われる。 While casting has been described with respect to small billets, it will be appreciated that the principles described herein may be applied to electromagnetic casting of ingots or aluminum alloys.
小鋼片を鋳造した後に、それは、均質化処理に晒される。好ましくは、小鋼片は、二つの均質化処理に晒される。第一の均質化処理においては、小鋼片は、好ましくは、６から１８時間の周期で８４０°から８８０°Ｆの温度範囲で処理される。そして、その後、小鋼片は、好ましくは、４から３６時間の周期で８８０°から９００°Ｆの温度範囲に晒される。小鋼片を、記載したような二重の均質化処理に晒すことは、小鋼片に、亜鉛及びクロムを含有する分散質のみならずＭｇＺｎ２の沈殿物又はＭ若しくはη相のより一様な分布を提供する。 After casting the slab, it is subjected to a homogenization process. Preferably, the steel billet is subjected to two homogenization processes. In the first homogenization process, the billet is preferably processed in the temperature range of 840 ° to 880 ° F. with a period of 6 to 18 hours. And then, the billet is preferably exposed to a temperature range of 880 ° to 900 ° F. with a period of 4 to 36 hours. Exposing the slab to a double homogenization treatment as described will result in the slab being more uniform in the precipitate of MgZn 2 as well as in the dispersoids containing zinc and chromium or in the M or η phase. Provide a good distribution.
均質化の後に、小鋼片は、押し出し品の部材を提供するために、押し出される。押し出しの目的で、小鋼片は、６００°から８５０°Ｆの温度範囲まで加熱され、押し出し品の間、この温度範囲に維持される。好ましくは、小鋼片は、０．８から８フィート／分の範囲における速度で、好ましくは、１０から６０の範囲における押し出しの比で、押し出される。これらの条件は、押し出し品を得るために、重要であり、ここで押し出し品の少なくとも８０％、好ましくは９０％は、再結晶されない条件に維持される。押し出し品は、１：４から１：１８までの、最も薄い区画と最も厚い区画との間のアスペクト比を有することができる。 After homogenization, the steel slab is extruded to provide an extruded part. For extrusion purposes, the steel slab is heated to a temperature range of 600 ° to 850 ° F. and maintained in this temperature range during the extrusion. Preferably, the billet is extruded at a speed in the range of 0.8 to 8 feet / minute, preferably at an extrusion ratio in the range of 10 to 60. These conditions are important for obtaining extrudates, where at least 80%, preferably 90%, of the extrudates are maintained at non-recrystallized conditions. The extrudate can have an aspect ratio between the thinnest and thickest sections of 1: 4 to 1:18.
押し出しの後に、製品は、８７０°から８９０°Ｆである好適な温度範囲と共に、約８４５°Ｆから約９００°Ｆの温度範囲で加熱することによって、溶体化処理される。これらの温度における典型的な時間は、５から１２０分までの範囲にわたり得る。溶体化処理は、合金を作る元素の実質的な部分を溶解させるための十分な時間で、実行されるべきである。すなわち、亜鉛、マグネシウム、及び銅の実質的に全てを、固溶体を提供するために、溶解させる。 After extrusion, the product is solution treated by heating in a temperature range of about 845 ° F to about 900 ° F with a suitable temperature range of 870 ° to 890 ° F. Typical times at these temperatures can range from 5 to 120 minutes. The solution treatment should be performed with sufficient time to dissolve a substantial portion of the elements that make up the alloy. That is, substantially all of zinc, magnesium, and copper are dissolved to provide a solid solution.
溶体化処理の後に、押し出し品は、例えば冷水による液浸又は吹きつけによって、急速に冷却される又は急冷される。急冷の後に、押し出し品を、ひずみ矯正してもよい、及び／又は、延伸してもよい。すなわち、押し出し品は、強度特性を改善するための老化させるより先に、ひずみ矯正される。 After the solution treatment, the extrudate is rapidly cooled or quenched, for example by immersion or spraying with cold water. After quenching, the extrudate may be straightened and / or stretched. That is, the extruded product is straightened prior to aging to improve strength properties.
溶体化処理の後に、押し出し品は、強度、腐食、及び破壊靭性のような特性を改善するために、処理される。 After solution treatment, the extrudate is treated to improve properties such as strength, corrosion, and fracture toughness.
このように、押し出し品を、所望の特性に依存して、異なる熱処理に晒してもよい。例えば、押し出し品を、Ｔ６タイプの焼き戻し硬度と呼ばれるような、高い又はピークの強度を達成するために、単一のステップの熱処理に晒してもよい。しかしながら、このような焼き戻し硬度は、応力腐食割れに敏感であり得る。Ｔ６の焼き戻し硬度は、３から３０時間の間に、１７５°から３２５°Ｆの温度範囲で老化させることによって、得られる。二ステップの老化の工程を、用いてもよく、ここで第一の老化のステップは、３から３０時間の時間周期で１７５°から３００°Ｆで実行され、３から２４時間の時間周期で３００°から３６０°Ｆで実行される第二の老化のステップが後に続けられる。この老化の工程は、Ｔ７ｘの焼き戻し硬度と呼ばれる老朽化した焼き戻し硬度を生じさせる。この条件は、応力腐食割れを改善するが、強度を減少させ得る。 Thus, the extrudate may be subjected to different heat treatments depending on the desired properties. For example, the extrudate may be subjected to a single step heat treatment to achieve a high or peak strength, referred to as a T6 type tempering hardness. However, such tempering hardness can be sensitive to stress corrosion cracking. The tempering hardness of T6 is obtained by aging in the temperature range of 175 ° to 325 ° F. for 3 to 30 hours. A two-step aging process may be used, wherein the first aging step is performed at 175 ° to 300 ° F. with a time period of 3 to 30 hours and 300 times with a time period of 3 to 24 hours. A second aging step, carried out from ° to 360 ° F, is followed. This aging process results in an aging tempering hardness called T7x tempering hardness. This condition improves stress corrosion cracking, but can reduce strength.
強度及び耐腐食性を改善するために、押し出し品を、三ステップの老化の工程に晒してもよい。老化のステップ又はフェーズは、低い−高い−低い老化の連続を含む。第一の又は低い老化のステップにおいて、押し出し品は、その沈殿物が、ピーク強度での又はピーク強度付近の点まで押し出し品を硬化させる、ある時間周期にある温度に晒される。これを、押し出し品を、典型的には２から３０時間の間の時間に、約１５０°から３２５°Ｆの温度範囲に析出硬化に晒すことによって、果たすことができる。そして、押し出し品は、耐腐食性を改善するための第二の処理に晒される。第二の処理は、押し出し品を、例えば５分から約３時間の間に、３００°から５００°Ｆの温度範囲に晒すことを含む。第三のステップにおいて、押し出し品は、別の補強ステップに晒される。第三の熱処理は、押し出し品を、約２から３０時間の間に、１７５°から３２５°Ｆの温度に晒すことを含む。 In order to improve strength and corrosion resistance, the extrudate may be subjected to a three-step aging process. The aging step or phase comprises a low-high-low aging sequence. In the first or low aging step, the extrudate is exposed to a temperature at a period of time that causes the precipitate to cure the extrudate to a point at or near peak intensity. This can be accomplished by subjecting the extrudate to precipitation hardening, typically at a time between 2 and 30 hours, to a temperature range of about 150 ° to 325 ° F. The extruded product is then subjected to a second treatment to improve corrosion resistance. The second treatment involves exposing the extrudate to a temperature range of 300 ° to 500 ° F., for example, for 5 minutes to about 3 hours. In the third step, the extrudate is exposed to another reinforcing step. The third heat treatment involves exposing the extrudate to a temperature of 175 ° to 325 ° F. for about 2 to 30 hours.
本発明の合金の剥脱腐食（ＥＸＣＯ）の挙動を、７０７５Ｔ６５１１合金及び７０７５Ｔ７６５１１合金と比較した。Ｔｈｅ Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｆｏｒ Ｔｅｓｔｉｎｇ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓは、２ｘｘｘ及び７ｘｘｘ系のアルミニウム合金用の加速させられた剥脱腐食の試験を提供する方法（ＡＳＴＭ Ｇ３４−９９）を開発した。剥脱に対する感受性は、標準的な写真に対する参照によって確立された性能の格付けを伴った目視の検査によって決定される。この試験の方法に従って試験したとき、本発明の合金は、Ｔ７６の焼き戻し硬度まで老化したとき、典型的なＥＡの剥脱腐食の格付けを示す。Ｔ７７の焼き戻し硬度まで老化したとき、本発明の合金は、典型的なＥＢの剥脱腐食の格付けを示す。 Exfoliation corrosion (EXCO) behavior of the alloys of the present invention was compared to 7075T6511 and 7075T76511 alloys. The American Society for Testing and Materials has developed a method (ASTM G34-99) that provides accelerated exfoliation corrosion testing for 2xxx and 7xxx series aluminum alloys. Sensitivity to exfoliation is determined by visual inspection with a performance rating established by reference to standard photographs. When tested according to this test method, the alloys of the present invention exhibit a typical EA exfoliation corrosion rating when aged to T76 temper hardness. When aged to T77 temper hardness, the alloys of the present invention exhibit a typical EB exfoliation corrosion rating.
合金を、押し出し品の製品に関して記載してきた一方で、それは、シート及びプレートの製品としての使用を見出すと共に、このようなものは、ここでは予期される。 While the alloy has been described with respect to extruded products, it finds use as a sheet and plate product, and this is anticipated here.
ここで述べた全ての範囲は、まるで具体的に述べたかのように、範囲内の全ての数を含む。 All ranges described herein include all numbers in the range as if specifically set forth.
本発明に従ったここで記載した製品又は部材は、航空宇宙の用途に特に適切であり、商業的及び軍事的な航空機のような大きい航空機において多くの使用を見出す。製品を、翼の構成部品、尾翼、胴体の区画において、又は航空機を含む部分組み立て品若しくは他の構成部品において、使用することができる。すなわち、航空機組み立て品は、翼組み立て品又は翼部分組み立て品、中央の翼の箱の組み立て品又は部分組み立て品、座席の溝、床受ばり、支柱、貨物甲板組み立て品及び部分組み立て品、床上板、貨物床上板、胴体組み立て品又は部分組み立て品、胴体の枠、胴体の縦材などを含む床の組み立て品又は部分組み立て品を含むことができる。さらに、製品を、縦目無し管又は非縦目無し管として生産してもよく、野球のバットのようなスポーツ用品に使用してもよい。 The products or components described herein according to the present invention are particularly suitable for aerospace applications and find many uses in large aircraft such as commercial and military aircraft. The product can be used in wing components, tails, fuselage compartments, or in subassemblies or other components including aircraft. Aircraft assemblies include wing assemblies or wing subassemblies, central wing box assemblies or subassemblies, seat grooves, floor receivers, struts, cargo deck assemblies and subassemblies, floor boards Floor assemblies or subassemblies including cargo floor tops, fuselage assemblies or subassemblies, fuselage frames, fuselage longitudinals, and the like. In addition, the product may be produced as a vertical or non-longitudinal tube and used in sports equipment such as a baseball bat.
［例１］
８．９重量％のＺｎ、２．１重量％のＭｇ、２．３重量％のＣｕ、０．１１重量％のＺｒ、偶発的な元素及び不純物、残部のアルミニウムを含有する合金の小鋼片を、七インチの直径の小鋼片に鋳造した。小鋼片を、空気及び（Ｗａｇｓｔａｆｆ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，Ｉｎｃ．，Ｓｐｏｋａｎｅ，Ｗａｓｈｉｎｇｔｏｎから入手可能な）液体の冷媒を利用する鋳込型を使用して、鋳造した。空気／水の冷媒を、溶融したアルミニウム合金の本体を、４インチ毎分の速度で鋳造するために、調節した。鋳造されたような構造は、３５μｍの平均の微粒子の大きさを有した。小鋼片を、８７０°Ｆで８時間の間、そして、８９０°Ｆで２４時間の間に、均質化した。その後、小鋼片を、７２５°Ｆの温度までもってきて、２．６５インチの外側の直径及び０．０８０インチの壁の厚さを備えた中空管に押し出した。
[Example 1]
Steel slab of alloy containing 8.9 wt% Zn, 2.1 wt% Mg, 2.3 wt% Cu, 0.11 wt% Zr, incidental elements and impurities, balance aluminum Was cast into small steel pieces with a diameter of 7 inches. Small steel slabs were cast using a casting mold utilizing air and a liquid refrigerant (available from Wagstaff Engineering, Inc., Spokane, Washington). The air / water refrigerant was adjusted to cast a molten aluminum alloy body at a rate of 4 inches per minute. The structure as cast had an average particle size of 35 μm. The billet was homogenized at 870 ° F. for 8 hours and 890 ° F. for 24 hours. The steel slab was then brought to a temperature of 725 ° F. and extruded into a hollow tube with an outer diameter of 2.65 inches and a wall thickness of 0.080 inches.
押し出し品は、再結晶されてない微粒子の構造を有した。押し出し品を、８８０°Ｆで２５分の間に溶体化処理し、水−１５％グリコールの溶液で急冷した。その後、急冷した押し出し品を、２５０°Ｆで２４時間の間に析出硬化させ、そして、耐腐食性及び降伏強度の特性を改善するために、６時間の間に３１５°Ｆの温度に晒した。そして、押し出し品を、引っ張り強さ及び降伏強度について試験し、ＡＡ７０７５Ｔ６と比較した。結果を表１に再現する。 The extrudate had a fine-grained structure that was not recrystallized. The extrudate was solution treated at 880 ° F. for 25 minutes and quenched with a water-15% glycol solution. The quenched extrusion was then precipitation hardened at 250 ° F. for 24 hours and exposed to a temperature of 315 ° F. for 6 hours to improve corrosion resistance and yield strength properties. . The extruded product was then tested for tensile strength and yield strength and compared to AA7075T6. The results are reproduced in Table 1.
そして、押し出し品を、くぼみ抵抗又は損傷許容性について試験した。くぼみ抵抗の試験を、押し出しされた管に一定の大きさ及び重量のボールを投げることによって行った。押し出しされた管における第一のくぼみへの投げの回数は、くぼみ抵抗を表す。押し出し品を、同様の様式で処理されたＡＡ７０５５合金と比較した。本発明の合金は、ＳＳＬＬＣとしてのＭ７０３及び７０５５と呼ばれる（図２参照）。両方の合金を、同一に老化させた。図２から、Ｍ７０３が、優れたくぼみ抵抗を有したことがわかると思われる。 The extruded product was then tested for indentation resistance or damage tolerance. The dent resistance test was performed by throwing a ball of constant size and weight into the extruded tube. The number of throws to the first well in the extruded tube represents the well resistance. The extrudate was compared to AA7055 alloy treated in a similar manner. The alloy of the present invention is called M703 and 7055 as SSLLC (see FIG. 2). Both alloys were aged identically. From FIG. 2, it can be seen that M703 had excellent indentation resistance.
［例２］
８．９重量％のＺｎ、２．１重量％のＭｇ、２．３重量％のＣｕ、０．１１重量％のＺｒ、偶発的な元素及び不純物、残部のアルミニウムを含有する合金の小鋼片を、七インチの直径の小鋼片に鋳造した。小鋼片を、空気及び（Ｗａｇｓｔａｆｆ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，Ｉｎｃ．，Ｓｐｏｋａｎｅ，Ｗａｓｈｉｎｇｔｏｎから入手可能な）液体の冷媒を利用する鋳込型を使用して、鋳造した。空気／水の冷媒を、溶融したアルミニウム合金の本体を、４インチ毎分の速度で鋳造するために、調節した。鋳造されたような構造は、３５μｍの平均の微粒子の大きさを有した。小鋼片を、８７０°Ｆで８時間の間、そして、８９０°Ｆで２４時間の間に、均質化した。その後、小鋼片を、７２５°Ｆの温度までもってきて、“Ｔ”の形状をした断面及び０．２４５インチの壁の厚さを有する航空機の縦材に押し出した。
[Example 2]
Steel slab of alloy containing 8.9 wt% Zn, 2.1 wt% Mg, 2.3 wt% Cu, 0.11 wt% Zr, incidental elements and impurities, balance aluminum Was cast into small steel pieces with a diameter of 7 inches. Small steel slabs were cast using a casting mold utilizing air and a liquid refrigerant (available from Wagstaff Engineering, Inc., Spokane, Washington). The air / water refrigerant was adjusted to cast a molten aluminum alloy body at a rate of 4 inches per minute. The structure as cast had an average particle size of 35 μm. The billet was homogenized at 870 ° F. for 8 hours and 890 ° F. for 24 hours. Thereafter, the steel slab was brought to a temperature of 725 ° F. and extruded into an aircraft longitudinal having a “T” shaped cross section and a wall thickness of 0.245 inches.
押し出し品は、再結晶されてない微粒子の構造を有した。押し出し品を、８８０°Ｆで３５分の間に溶体化処理し、水−１５％グリコールの溶液で急冷した。その後、急冷した押し出し品を、２５０°Ｆで２４時間の間に、その後に続いて、３８０°Ｆで２５から３５分の間に、析出硬化させ、そして、２４時間の間に２５０°Ｆの温度に晒した。そして、押し出し品を、引っ張り強さ及び降伏強度、並びに破壊靭性、疲労亀裂の成長について試験し、ＡＡ７０７５Ｔ６５１１及びＡＡ７１５０Ｔ７７５１１と比較した。結果を表１に再現する。本発明の合金が、ＡＡ７０７５Ｔ６５１１及びＡＡ７１５０Ｔ７７５１１と比較したとき、優れた強度及び破壊靭性を有することがわかると思われる。また、押し出し品は、引っ張り強さ、耐腐食性、及び損傷許容性（すなわち、破壊靭性及び疲労亀裂の成長）の特有の組み合わせを有する。 The extrudate had a fine-grained structure that was not recrystallized. The extrudate was solution treated at 880 ° F. for 35 minutes and quenched with a water-15% glycol solution. The quenched extrudate is then precipitation hardened at 250 ° F. for 24 hours, followed by 380 ° F. for 25 to 35 minutes and 250 ° F. for 24 hours. Exposed to temperature. The extruded product was then tested for tensile strength and yield strength, fracture toughness, and fatigue crack growth and compared to AA7075T6511 and AA7150T77511. The results are reproduced in Table 1. It can be seen that the alloys of the present invention have superior strength and fracture toughness when compared to AA7075T6511 and AA7150T77511. Extrudates also have a unique combination of tensile strength, corrosion resistance, and damage tolerance (ie, fracture toughness and fatigue crack growth).
現在好適な実施形態を記載してきたが、本発明を、添付した特許請求の範囲の範囲内で別な具合に具現化してもよいことは、理解されることである。 Although the presently preferred embodiments have been described, it is to be understood that the invention may be embodied otherwise than within the scope of the appended claims.
Claims (64)
当該方法は、
（ａ）１．９５から２．５重量％のＣｕ、１．９から２．５重量％のＭｇ、８．２から１０重量％のＺｎ、０．０５から０．２５重量％のＺｒ、最大０．１５重量％のＳｉ、最大０．１５重量％のＦｅ、最大０．１重量％のＭｎ、残りのアルミニウム、並びに偶発的な元素及び不純物で構成されるアルミニウムが主材料の合金の溶融した本体を提供するステップ、
（ｂ）凝固した本体を提供するために該アルミニウムが主材料の合金の該溶融した本体を鋳造するステップ
を含み、
該溶融したアルミニウムが主材料の合金は、１から６インチ毎分の範囲における速度で鋳造され、
当該方法は、
（ｃ）η沈殿物及びジルコニウムを含有する分散質の一様な分布を有する均質化された本体を提供するために、８４０から８６０°Ｆの第一の温度範囲において加熱することによって、その後に続いて、８６０°から８８０°Ｆの第二の温度範囲において加熱することによって、該本体を均質化するステップ、
（ｄ）押し出し品を提供するために該均質化された本体を押し出しするステップ
を含み、
該押し出しすることは、６００°から８５０°Ｆの温度範囲で、及び、再結晶されない条件で該押し出し品の断面積の少なくとも８０％を維持することに十分な速度で、実行され、
当該方法は、
（ｅ）該押し出し品を溶体化処理するステップ、並びに
（ｆ）改善された破壊靭性を有する押し出し品の製品を提供するための強度の特性を改善するために該製品を人為的に老化させるステップ
を含む方法。 A method for producing an extruded product of an aluminum alloy having improved fracture toughness, comprising:
The method is
(A) 1.95 to 2.5 wt% Cu, 1.9 to 2.5 wt% Mg, 8.2 to 10 wt% Zn, 0.05 to 0.25 wt% Zr, max 0.15 wt.% Si, up to 0.15 wt.% Fe, up to 0.1 wt.% Mn, remaining aluminum, and aluminum composed of incidental elements and impurities melted in the main alloy Providing a body,
(B) casting the molten body of an alloy of which the aluminum is the main material to provide a solidified body;
The molten aluminum-based alloy is cast at a speed in the range of 1 to 6 inches per minute;
The method is
(C) by heating in a first temperature range of 840 to 860 ° F. to provide a homogenized body having a uniform distribution of dispersoids containing η precipitates and zirconium; Subsequently homogenizing the body by heating in a second temperature range of 860 ° to 880 ° F .;
(D) extruding the homogenized body to provide an extrudate;
The extruding is performed in a temperature range of 600 ° to 850 ° F. and at a rate sufficient to maintain at least 80% of the cross-sectional area of the extrudate under non-recrystallized conditions;
The method is
(E) solution treating the extrudate; and (f) artificially aging the product to improve strength properties to provide an extrudate product having improved fracture toughness. Including methods.
第一及び第三のステップは、強度を改善すると共に、
第二のステップは、耐腐食性を改善する
請求項１に記載の方法。 The artificial aging is a three-step process,
The first and third steps improve strength and
The method of claim 1, wherein the second step improves corrosion resistance.
（ｉ）前記押し出し品を析出硬化させるための、室温より上の低い温度で、
（ｉｉ）前記押し出し品の耐腐食性の特性を改善するための温度で、及び
（ｉｉｉ）前記押し出し品を析出硬化させるための、室温より上のより低い温度で、
老化させることを含む請求項１に記載の方法。 The artificial aging means that
(I) at a temperature lower than room temperature for precipitation hardening the extrudate,
(Ii) at a temperature to improve the corrosion resistance properties of the extrudate, and (iii) at a lower temperature above room temperature for precipitation hardening of the extrudate.
The method of claim 1, comprising aging.
当該方法は、
（ａ）１．９５から２．３重量％のＣｕ、１．９から２．３重量％のＭｇ、８．２から９．４重量％のＺｎ、０．０５から０．２重量％のＣｒ、０．０５から０．１５重量％のＺｒ、最大０．１５重量％のＳｉ、最大０．１５重量％のＦｅ、最大０．１重量％のＭｎ、残りのアルミニウム、並びに偶発的な元素及び不純物で構成されるアルミニウムが主材料の合金の溶融した本体を提供するステップ、
（ｂ）凝固した本体を提供するために該アルミニウムが主材料の合金の該溶融した本体を鋳造する、ステップ
を含み、
該溶融したアルミニウムが主材料の合金は、１から６インチ毎分の範囲における速度で鋳造され、
当該方法は、
（ｃ）η沈殿物並びにジルコニウム及びクロムを含有する分散質の一様な分布を有する均質化された本体を提供するために、６から２４時間の間に８４０から８６０°Ｆの第一の温度範囲において加熱することによって、その後に続いて、４から３６時間の間に８６０°から８８０°Ｆの第二の温度範囲において加熱することによって、該本体を均質化するステップ、
（ｄ）押し出し品を提供するために該均質化された本体を押し出しする、ステップ
を含み、
該押し出しすることは、６００°から８５０°Ｆの温度範囲で、及び、該押し出し品の断面積の少なくとも８０％を表す再結晶されない領域を備えた押し出し品を提供するために０．５から８．０フィート／分の範囲における速度で、実行され、
当該方法は、
（ｅ）該押し出し品を急冷するステップ、
（ｆ）該押し出し品を溶体化処理するステップ、並びに
（ｇ）改善された破壊靭性を有する押し出し品の製品を提供するための強度の特性を改善するために該製品を人為的に老化させるステップ
を含む方法。 A method of producing an extruded product of an aluminum alloy having improved strength and fracture toughness, comprising:
The method is
(A) 1.95 to 2.3 wt% Cu, 1.9 to 2.3 wt% Mg, 8.2 to 9.4 wt% Zn, 0.05 to 0.2 wt% Cr 0.05 to 0.15 wt.% Zr, up to 0.15 wt.% Si, up to 0.15 wt.% Fe, up to 0.1 wt.% Mn, the remaining aluminum, and incidental elements and Providing a molten body of an alloy whose main material is aluminum composed of impurities,
(B) casting the molten body of an alloy of which the aluminum is the main material to provide a solidified body;
The molten aluminum-based alloy is cast at a speed in the range of 1 to 6 inches per minute;
The method is
(C) a first temperature of 840 to 860 ° F. for 6 to 24 hours to provide a homogenized body having a uniform distribution of η precipitate and a dispersoid containing zirconium and chromium. Homogenizing the body by heating in a range followed by heating in a second temperature range of 860 ° to 880 ° F. for 4 to 36 hours;
(D) extruding the homogenized body to provide an extrudate,
The extruding is in the temperature range of 600 ° to 850 ° F. and 0.5 to 8 to provide an extrudate with a non-recrystallized region representing at least 80% of the cross-sectional area of the extrudate. Executed at speeds in the range of 0 ft / min,
The method is
(E) a step of rapidly cooling the extruded product;
(F) solution treating the extrudate; and (g) artificially aging the product to improve strength properties to provide an extrudate product having improved fracture toughness. Including methods.
第一及び第三のステップは、強度を改善すると共に、
第二のステップは、耐腐食性を改善する
請求項２０に記載の方法。 The artificial aging is a three-step process,
The first and third steps improve strength and
21. The method of claim 20, wherein the second step improves corrosion resistance.
（ｉ）前記押し出し品を析出硬化させるための、室温より上の低い温度で、
（ｉｉ）前記押し出し品の耐腐食性の特性を改善するための温度で、及び
（ｉｉｉ）前記押し出し品を析出硬化させるための、室温より上のより低い温度で、
老化させることを含む請求項２０に記載の方法。 The artificial aging means that
(I) at a temperature lower than room temperature for precipitation hardening the extrudate,
(Ii) at a temperature to improve the corrosion resistance properties of the extrudate, and (iii) at a lower temperature above room temperature for precipitation hardening of the extrudate.
21. The method of claim 20, comprising aging.
当該方法は、
（ａ）１．９５から２．５重量％のＣｕ、１．９から２．５重量％のＭｇ、８．２から１０重量％のＺｎ、０．０５から０．２５重量％のＺｒ、最大０．１５重量％のＳｉ、最大０．１５重量％のＦｅ、最大０．１重量％のＭｎ、残りのアルミニウム、並びに偶発的な元素及び不純物で構成されるアルミニウムが主材料の合金の溶融した本体を提供するステップ、
（ｂ）凝固した本体を提供するために該アルミニウムが主材料の合金の該溶融した本体を鋳造するステップ
を含み、
該溶融したアルミニウムが主材料の合金は、１から４インチ毎分の範囲における速度で鋳造され、
当該方法は、
（ｃ）η沈殿物の一様な分布を有する均質化された本体を提供するために、該本体を均質化するステップ、
（ｄ）押し出し品を提供するために該均質化された本体を押し出しするステップ
を含み、
該押し出しすることは、１０から６０の範囲における押し出しの比で６００°から８５０°Ｆの温度範囲で、及び、実質的に再結晶されない条件で該押し出し品を提供するために０．５から８．０フィート／分の範囲における押し出しの速度で、実行され、
当該方法は、
（ｅ）該押し出し品を急冷するステップ、
（ｆ）該押し出し品を溶体化処理するステップ、並びに
（ｇ）改善された破壊靭性を有する押し出し品の製品を提供するための強度の特性を改善するために該製品を人為的に老化させるステップ
を含む方法。 A method of producing an extruded product of an aluminum alloy having improved strength and fracture toughness, comprising:
The method is
(A) 1.95 to 2.5 wt% Cu, 1.9 to 2.5 wt% Mg, 8.2 to 10 wt% Zn, 0.05 to 0.25 wt% Zr, max 0.15 wt.% Si, up to 0.15 wt.% Fe, up to 0.1 wt.% Mn, remaining aluminum, and aluminum composed of incidental elements and impurities melted in the main alloy Providing a body,
(B) casting the molten body of an alloy of which the aluminum is the main material to provide a solidified body;
The molten aluminum-based alloy is cast at a speed in the range of 1 to 4 inches per minute;
The method is
(C) homogenizing the body to provide a homogenized body having a uniform distribution of η precipitates;
(D) extruding the homogenized body to provide an extrudate;
The extruding is performed at a temperature ratio of 600 ° to 850 ° F. with an extrusion ratio in the range of 10 to 60, and 0.5 to 8 to provide the extrudate under conditions that are substantially not recrystallized. Executed at an extrusion speed in the range of .0 feet / minute,
The method is
(E) a step of rapidly cooling the extruded product;
(F) solution treating the extrudate; and (g) artificially aging the product to improve strength properties to provide an extrudate product having improved fracture toughness. Including methods.
（ｉ）前記押し出し品を析出硬化させるための、室温より上の低い温度で、
（ｉｉ）前記押し出し品の耐腐食性の特性を改善するための温度で、及び
（ｉｉｉ）前記押し出し品を析出硬化させるための、室温より上のより低い温度で、
老化させることを含む請求項３０に記載の方法。 The artificial aging means that
(I) at a temperature lower than room temperature for precipitation hardening the extrudate,
(Ii) at a temperature to improve the corrosion resistance properties of the extrudate, and (iii) at a lower temperature above room temperature for precipitation hardening of the extrudate.
32. The method of claim 30, comprising aging.
当該合金の製品は、同様の大きさに作られた７０７５の製品よりも、５％以上の破壊靭性を有する、又は、８％以上の降伏強度を有する合金の製品。 Essentially 1.95 to 2.5 wt% Cu, 1.9 to 2.5 wt% Mg, 8.2 to 10 wt% Zn, 0.05 to 0.25 wt% Zr, max Extension of alloys based on 0.15 wt.% Si, up to 0.15 wt.% Fe, up to 0.1 wt.% Mn, the remaining aluminum, and improved aluminum consisting of incidental elements and impurities Stretched material,
The alloy product has a fracture toughness of 5% or more or a yield strength of 8% or more than 7075 products of the same size.
当該合金の製品は、同様の大きさに作られた７０７５の製品よりも、５％以上の破壊靭性、８％以上の降伏強度を有すると共にＥＢ以上の剥脱耐性を有する合金の製品。 Essentially 1.95 to 2.5 wt% Cu, 1.9 to 2.5 wt% Mg, 8.2 to 10 wt% Zn, 0.05 to 0.25 wt% Zr, max Extension of alloys based on 0.15 wt.% Si, up to 0.15 wt.% Fe, up to 0.1 wt.% Mn, the remaining aluminum, and improved aluminum consisting of incidental elements and impurities Stretched material,
The alloy product is an alloy product having a fracture toughness of 5% or more, a yield strength of 8% or more, and exfoliation resistance of EB or more than 7075 products of the same size.
当該合金の製品は、同様の大きさに作られた７０７５の製品よりも、５％以上の破壊靭性及び８％以上の降伏強度を有する合金の製品。 Essentially 1.95 to 2.5 wt% Cu, 1.9 to 2.5 wt% Mg, 8.2 to 10 wt% Zn, 0.05 to 0.25 wt% Zr, max An aircraft made of 0.15 wt.% Si, up to 0.15 wt.% Fe, up to 0.1 wt.% Mn, the remaining aluminum, and an improved aluminum alloy consisting of incidental elements and impurities. Which is a member of
The alloy product is an alloy product having a fracture toughness of 5% or more and a yield strength of 8% or more than 7075 products of the same size.
当該合金の製品は、同様の大きさに作られた７０７５の製品よりも、５％以上の破壊靭性、８％以上の降伏強度を有すると共にＥＢ以上の剥脱耐性を有する合金の製品。 Essentially 1.95 to 2.5 wt% Cu, 1.9 to 2.5 wt% Mg, 8.2 to 10 wt% Zn, 0.05 to 0.25 wt% Zr, max An aircraft made of 0.15 wt.% Si, up to 0.15 wt.% Fe, up to 0.1 wt.% Mn, the remaining aluminum, and an improved aluminum alloy consisting of incidental elements and impurities. Which is a member of
The alloy product is an alloy product having a fracture toughness of 5% or more, a yield strength of 8% or more, and exfoliation resistance of EB or more than 7075 products of the same size.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015063747A (en) * | 2013-08-30 | 2015-04-09 | 株式会社Uacj | High strength aluminum alloy extrusion thin shape material and manufacturing method therefor |
| JP2019127622A (en) * | 2018-01-25 | 2019-08-01 | サムテック株式会社 | Heat treatment method of aluminum alloy |
| JP2020152965A (en) * | 2019-03-20 | 2020-09-24 | 株式会社豊田自動織機 | Aluminum alloy material, method for producing the same, and impeller |
| JP2022532347A (en) * | 2019-06-03 | 2022-07-14 | ノベリス・インコーポレイテッド | Ultra-high-strength aluminum alloy products and their manufacturing methods |
| WO2023212012A1 (en) * | 2022-04-26 | 2023-11-02 | Alcoa Usa Corp. | High strength extrusion alloy |
Families Citing this family (69)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2838136B1 (en) * | 2002-04-05 | 2005-01-28 | Pechiney Rhenalu | ALLOY PRODUCTS A1-Zn-Mg-Cu HAS COMPROMISED STATISTICAL CHARACTERISTICS / DAMAGE TOLERANCE IMPROVED |
| US7060139B2 (en) * | 2002-11-08 | 2006-06-13 | Ues, Inc. | High strength aluminum alloy composition |
| RU2345172C2 (en) * | 2003-03-17 | 2009-01-27 | Корус Алюминиум Вальцпродукте Гмбх | Method for manufacture of solid monolithic aluminium structure and aluminium product manufactured by mechanical cutting from such structure |
| US20050056353A1 (en) * | 2003-04-23 | 2005-03-17 | Brooks Charles E. | High strength aluminum alloys and process for making the same |
| EP1683882B2 (en) | 2005-01-19 | 2010-07-21 | Otto Fuchs KG | Aluminium alloy with low quench sensitivity and process for the manufacture of a semi-finished product of this alloy |
| EP1848835A2 (en) * | 2005-02-01 | 2007-10-31 | Timothy Langan | Aluminum-zinc-magnesium-scandium alloys and methods of fabricating same |
| US20060213591A1 (en) * | 2005-03-24 | 2006-09-28 | Brooks Charles E | High strength aluminum alloys and process for making the same |
| US8157932B2 (en) | 2005-05-25 | 2012-04-17 | Alcoa Inc. | Al-Zn-Mg-Cu-Sc high strength alloy for aerospace and automotive castings |
| US8083871B2 (en) | 2005-10-28 | 2011-12-27 | Automotive Casting Technology, Inc. | High crashworthiness Al-Si-Mg alloy and methods for producing automotive casting |
| KR20090127185A (en) | 2007-03-30 | 2009-12-09 | 디렉터 제너럴, 디펜스 리써치 앤드 디벨롭먼트 오거니제이션 | Alloy composition and preparation thereof |
| US20080305000A1 (en) * | 2007-05-11 | 2008-12-11 | Iulian Gheorghe | Aluminum-magnesium-silver based alloys |
| US8673209B2 (en) * | 2007-05-14 | 2014-03-18 | Alcoa Inc. | Aluminum alloy products having improved property combinations and method for artificially aging same |
| CN104674090A (en) * | 2007-12-04 | 2015-06-03 | 美铝公司 | Improved aluminum-copper-lithium alloys |
| US7811395B2 (en) | 2008-04-18 | 2010-10-12 | United Technologies Corporation | High strength L12 aluminum alloys |
| US7879162B2 (en) | 2008-04-18 | 2011-02-01 | United Technologies Corporation | High strength aluminum alloys with L12 precipitates |
| US8409373B2 (en) | 2008-04-18 | 2013-04-02 | United Technologies Corporation | L12 aluminum alloys with bimodal and trimodal distribution |
| US7875131B2 (en) | 2008-04-18 | 2011-01-25 | United Technologies Corporation | L12 strengthened amorphous aluminum alloys |
| US8002912B2 (en) | 2008-04-18 | 2011-08-23 | United Technologies Corporation | High strength L12 aluminum alloys |
| US7871477B2 (en) | 2008-04-18 | 2011-01-18 | United Technologies Corporation | High strength L12 aluminum alloys |
| US7875133B2 (en) | 2008-04-18 | 2011-01-25 | United Technologies Corporation | Heat treatable L12 aluminum alloys |
| US20090263273A1 (en) | 2008-04-18 | 2009-10-22 | United Technologies Corporation | High strength L12 aluminum alloys |
| US8017072B2 (en) | 2008-04-18 | 2011-09-13 | United Technologies Corporation | Dispersion strengthened L12 aluminum alloys |
| US8778098B2 (en) | 2008-12-09 | 2014-07-15 | United Technologies Corporation | Method for producing high strength aluminum alloy powder containing L12 intermetallic dispersoids |
| US8778099B2 (en) | 2008-12-09 | 2014-07-15 | United Technologies Corporation | Conversion process for heat treatable L12 aluminum alloys |
| US9611522B2 (en) | 2009-05-06 | 2017-04-04 | United Technologies Corporation | Spray deposition of L12 aluminum alloys |
| US9127334B2 (en) | 2009-05-07 | 2015-09-08 | United Technologies Corporation | Direct forging and rolling of L12 aluminum alloys for armor applications |
| US8728389B2 (en) | 2009-09-01 | 2014-05-20 | United Technologies Corporation | Fabrication of L12 aluminum alloy tanks and other vessels by roll forming, spin forming, and friction stir welding |
| US8409496B2 (en) | 2009-09-14 | 2013-04-02 | United Technologies Corporation | Superplastic forming high strength L12 aluminum alloys |
| US9194027B2 (en) | 2009-10-14 | 2015-11-24 | United Technologies Corporation | Method of forming high strength aluminum alloy parts containing L12 intermetallic dispersoids by ring rolling |
| US8409497B2 (en) | 2009-10-16 | 2013-04-02 | United Technologies Corporation | Hot and cold rolling high strength L12 aluminum alloys |
| CN101698915B (en) * | 2009-11-13 | 2012-07-18 | 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 | Novel ultra-high-strength/tenacity aluminum alloy and preparation method thereof |
| US9163304B2 (en) | 2010-04-20 | 2015-10-20 | Alcoa Inc. | High strength forged aluminum alloy products |
| CN101928865A (en) * | 2010-04-27 | 2010-12-29 | 中国兵器工业第五九研究所 | Ultrahigh-strength aluminum alloy for bullets |
| CN101947632A (en) * | 2010-08-25 | 2011-01-19 | 东北轻合金有限责任公司 | Manufacture method of Mg-Zn-Zr serial magnesium alloy die forgings |
| CN101979692B (en) * | 2010-11-24 | 2012-05-30 | 中国兵器工业第五九研究所 | Preparation process of Al-Zn-Mg-Cu aluminum alloy with ultra-high strength |
| CN101967614A (en) * | 2010-11-24 | 2011-02-09 | 中国兵器工业第五九研究所 | Homogenizing treatment method for strengthening Al-Zn-Mg-Cu series ultrahigh strength aluminum alloy |
| CN102011037B (en) * | 2010-12-10 | 2013-04-24 | 北京工业大学 | Rare earth Er microalloyed Al-Zn-Mg-Cu alloy and preparation method thereof |
| JP2012207302A (en) * | 2011-03-16 | 2012-10-25 | Kobe Steel Ltd | METHOD FOR MANUFACTURING EXTRUDED MATERIAL OF HEAT TREATMENT TYPE Al-Zn-Mg-BASED ALUMINUM ALLOY |
| JP5023232B1 (en) | 2011-06-23 | 2012-09-12 | 住友軽金属工業株式会社 | High strength aluminum alloy material and manufacturing method thereof |
| CN102312142B (en) * | 2011-09-27 | 2013-04-10 | 西南铝业（集团）有限责任公司 | Method for producing high-grade aluminum alloy thin wall tubing |
| JP5285170B2 (en) | 2011-11-07 | 2013-09-11 | 住友軽金属工業株式会社 | High strength aluminum alloy material and manufacturing method thereof |
| CN102642120B (en) * | 2012-05-02 | 2014-03-12 | 兰溪市同力机械有限公司 | Manufacturing process of dining-table support supporting arm |
| CN102732761B (en) * | 2012-06-18 | 2014-01-08 | 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 | 7000 series aluminum alloy material and preparation method thereof |
| CN103103462A (en) * | 2012-12-11 | 2013-05-15 | 龙口市丛林铝材有限公司 | Process method for expanding elongation of 7N01-T5 aluminum alloy section |
| CN103394538A (en) * | 2013-08-06 | 2013-11-20 | 浙江瑞金铜铝型材有限公司 | Molding and aging technology of 7A04 superhard aluminum alloy section bar |
| JP6344923B2 (en) | 2014-01-29 | 2018-06-20 | 株式会社Uacj | High strength aluminum alloy and manufacturing method thereof |
| US9765419B2 (en) * | 2014-03-12 | 2017-09-19 | Alcoa Usa Corp. | Methods for artificially aging aluminum-zinc-magnesium alloys, and products based on the same |
| CN104789837A (en) * | 2014-05-07 | 2015-07-22 | 天长市正牧铝业科技有限公司 | Aluminum alloy material used for manufacturing baseball bat |
| CN104789840B (en) * | 2014-05-07 | 2018-01-05 | 天长市正牧铝业科技有限公司 | A kind of high-performance bat aluminium alloy |
| CN104789835A (en) * | 2014-05-07 | 2015-07-22 | 天长市正牧铝业科技有限公司 | High-strength and high-toughness aluminum alloy for baseball bat |
| CN104789838A (en) * | 2014-05-07 | 2015-07-22 | 天长市正牧铝业科技有限公司 | Strong and tough aluminum alloy for baseball bat |
| RU2576283C1 (en) * | 2014-09-05 | 2016-02-27 | Российская Федерация, от имени которой выступает Министерство промышленности и торговли Российской Федерации (Минпромторг России) | Procedure for thermal treatment of items out of high strength aluminium alloys |
| GB201508278D0 (en) * | 2015-05-14 | 2015-06-24 | Hybond As | Filler material |
| CN105695811A (en) * | 2015-12-15 | 2016-06-22 | 东北大学 | Ti-containing high-silicon aluminum alloy capable of achieving aging strengthening and preparation method for deformation material of Ti-containing high-silicon aluminum alloy |
| CN105695810B (en) * | 2015-12-15 | 2017-12-05 | 东北大学 | One kind can ageing strengthening silumin and its deformation material preparation method containing Mn |
| WO2017169962A1 (en) | 2016-03-30 | 2017-10-05 | アイシン軽金属株式会社 | High strength extruded aluminum alloy material with excellent corrosion resistance and favorable quenching properties and manufacturing method therefor |
| CN106435416A (en) * | 2016-04-22 | 2017-02-22 | 昆山捷安特轻合金科技有限公司 | Hot extrusion process of ultrahigh-strength Al-Zn-Mg-Cu alloy |
| DE102017002242A1 (en) | 2017-03-07 | 2018-09-13 | Heckler & Koch Gmbh | Weapon case and self-loading firearm equipped therewith and a method of making a weapon case |
| CN107502798B (en) * | 2017-10-24 | 2019-04-19 | 辽宁忠旺集团有限公司 | A kind of production technology of aviation alloyed aluminium plate |
| CN109182933A (en) * | 2018-11-09 | 2019-01-11 | 中铝材料应用研究院有限公司 | A kind of homogenising treatment method of the Al-Zn-Mg-Cu alloy of the Cr containing microelement |
| CN109266879A (en) * | 2018-11-20 | 2019-01-25 | 天津百恩威新材料科技有限公司 | A kind of Bradley bistrique and high-strength aluminum alloy are preparing the application in Bradley bistrique |
| CN109666827B (en) * | 2019-02-22 | 2021-02-12 | 洛阳华陵镁业有限公司 | 7055Sc aluminum alloy forging with super strength and super toughness |
| CN109957688B (en) * | 2019-03-22 | 2021-02-12 | 广西南南铝加工有限公司 | Preparation method of Al-Zn-Mg large-size flat ingot |
| CN110484791B (en) * | 2019-08-16 | 2021-03-02 | 西安铝轻新材料科技有限公司 | High-strength high-toughness aluminum alloy for passenger car frame and preparation method thereof |
| CN110592445B (en) * | 2019-08-27 | 2021-06-22 | 江苏大学 | 720-doped 740MPa cold extrusion Al-Zn-Mg-Cu-Ti aluminum alloy and preparation method thereof |
| FR3100144B1 (en) * | 2019-09-04 | 2021-10-01 | Safran Aircraft Engines | PROCESS FOR MANUFACTURING A METAL PART LIMITING THE APPEARANCE OF RECRISTALLIZED GRAINS IN THE SAID PART |
| CN111959608B (en) * | 2020-08-14 | 2021-06-29 | 福建祥鑫股份有限公司 | Aluminum alloy light truck crossbeam and preparation method thereof |
| CN112981196B (en) * | 2021-02-10 | 2022-04-22 | 北京科技大学 | Ultrahigh-strength and high-toughness Al-Zn-Mg-Cu aluminum alloy and preparation method thereof |
| CN114000000A (en) * | 2021-11-03 | 2022-02-01 | 西南铝业（集团）有限责任公司 | Casting method of aluminum-magnesium-scandium alloy |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6013047A (en) * | 1983-06-30 | 1985-01-23 | Showa Alum Corp | High-strength aluminum alloy with superior cold workability |
| JPH02190434A (en) * | 1989-01-13 | 1990-07-26 | Aluminum Co Of America <Alcoa> | Aluminum alloy product having improved combination on strength, toughness and corrosion |
| JPH08295977A (en) * | 1995-04-21 | 1996-11-12 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | High strength aluminum alloy extruded material excellent in fatigue strength and motorcycle front fork outer tube material |
| JP2000212673A (en) * | 1998-11-20 | 2000-08-02 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | Aluminum alloy sheet for aircraft stringer excellent in stress corrosion cracking resistance and its production |
| WO2002052053A1 (en) * | 2000-12-21 | 2002-07-04 | Alcoa Inc. | Aluminum alloy products and artificial aging nethod |
Family Cites Families (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US1418303A (en) * | 1921-02-18 | 1922-06-06 | Rolls Royce | Aluminum alloy |
| US2290020A (en) * | 1941-08-07 | 1942-07-14 | Nat Smelting Co | Aluminum alloy |
| US3563814A (en) * | 1968-04-08 | 1971-02-16 | Aluminum Co Of America | Corrosion-resistant aluminum-copper-magnesium-zinc powder metallurgy alloys |
| US3637441A (en) * | 1968-04-08 | 1972-01-25 | Aluminum Co Of America | Aluminum-copper-magnesium-zinc powder metallurgy alloys |
| US4711762A (en) * | 1982-09-22 | 1987-12-08 | Aluminum Company Of America | Aluminum base alloys of the A1-Cu-Mg-Zn type |
| US4732610A (en) * | 1986-02-24 | 1988-03-22 | Aluminum Company Of America | Al-Zn-Mg-Cu powder metallurgy alloy |
| US5221377A (en) * | 1987-09-21 | 1993-06-22 | Aluminum Company Of America | Aluminum alloy product having improved combinations of properties |
| JPH036345A (en) * | 1989-06-02 | 1991-01-11 | Daido Metal Co Ltd | Aluminum-base alloy for sliding use excellent in fatigue resistance and seizure resistance |
| US5312498A (en) * | 1992-08-13 | 1994-05-17 | Reynolds Metals Company | Method of producing an aluminum-zinc-magnesium-copper alloy having improved exfoliation resistance and fracture toughness |
| KR100341541B1 (en) * | 1993-04-15 | 2002-11-29 | 엘지엘 1996 리미티드 | Method of making hollow bodies |
| US5496426A (en) * | 1994-07-20 | 1996-03-05 | Aluminum Company Of America | Aluminum alloy product having good combinations of mechanical and corrosion resistance properties and formability and process for producing such product |
| US6315842B1 (en) * | 1997-07-21 | 2001-11-13 | Pechiney Rhenalu | Thick alznmgcu alloy products with improved properties |
| US20050056353A1 (en) * | 2003-04-23 | 2005-03-17 | Brooks Charles E. | High strength aluminum alloys and process for making the same |
-
2003
- 2003-09-15 US US10/662,835 patent/US20040099352A1/en not_active Abandoned
- 2003-09-19 BR BR0314845-9A patent/BR0314845A/en not_active Application Discontinuation
- 2003-09-19 CN CNB038244020A patent/CN100339501C/en not_active Expired - Fee Related
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- 2003-09-19 WO PCT/US2003/029671 patent/WO2004046402A2/en active Application Filing
- 2003-09-19 JP JP2004553427A patent/JP2006504871A/en active Pending
- 2003-09-19 EP EP03808403A patent/EP1543174B1/en not_active Revoked
- 2003-09-19 AU AU2003302139A patent/AU2003302139A1/en not_active Abandoned
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6013047A (en) * | 1983-06-30 | 1985-01-23 | Showa Alum Corp | High-strength aluminum alloy with superior cold workability |
| JPH02190434A (en) * | 1989-01-13 | 1990-07-26 | Aluminum Co Of America <Alcoa> | Aluminum alloy product having improved combination on strength, toughness and corrosion |
| JPH08295977A (en) * | 1995-04-21 | 1996-11-12 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | High strength aluminum alloy extruded material excellent in fatigue strength and motorcycle front fork outer tube material |
| JP2000212673A (en) * | 1998-11-20 | 2000-08-02 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | Aluminum alloy sheet for aircraft stringer excellent in stress corrosion cracking resistance and its production |
| WO2002052053A1 (en) * | 2000-12-21 | 2002-07-04 | Alcoa Inc. | Aluminum alloy products and artificial aging nethod |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015063747A (en) * | 2013-08-30 | 2015-04-09 | 株式会社Uacj | High strength aluminum alloy extrusion thin shape material and manufacturing method therefor |
| JP2019127622A (en) * | 2018-01-25 | 2019-08-01 | サムテック株式会社 | Heat treatment method of aluminum alloy |
| JP2020152965A (en) * | 2019-03-20 | 2020-09-24 | 株式会社豊田自動織機 | Aluminum alloy material, method for producing the same, and impeller |
| JP7184257B2 (en) | 2019-03-20 | 2022-12-06 | 株式会社豊田自動織機 | Aluminum alloy material, manufacturing method thereof, and impeller |
| JP2022532347A (en) * | 2019-06-03 | 2022-07-14 | ノベリス・インコーポレイテッド | Ultra-high-strength aluminum alloy products and their manufacturing methods |
| US11746400B2 (en) | 2019-06-03 | 2023-09-05 | Novelis Inc. | Ultra-high strength aluminum alloy products and methods of making the same |
| WO2023212012A1 (en) * | 2022-04-26 | 2023-11-02 | Alcoa Usa Corp. | High strength extrusion alloy |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN100339501C (en) | 2007-09-26 |
| AU2003302139A1 (en) | 2004-06-15 |
| EP1543174A2 (en) | 2005-06-22 |
| CA2499542C (en) | 2011-08-23 |
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| AU2003302139A8 (en) | 2004-06-15 |
| WO2004046402A3 (en) | 2004-08-26 |
| US20040099352A1 (en) | 2004-05-27 |
| EP1543174B1 (en) | 2010-09-15 |
| BR0314845A (en) | 2005-08-09 |
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| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2006504871A (en) | Extruded aluminum-zinc-magnesium-copper alloy | |
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