KR102162947B1 - 쾌삭 단련 알루미늄 합금 제품 및 그 제조 방법 - Google Patents

쾌삭 단련 알루미늄 합금 제품 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR102162947B1
KR102162947B1 KR1020147033114A KR20147033114A KR102162947B1 KR 102162947 B1 KR102162947 B1 KR 102162947B1 KR 1020147033114 A KR1020147033114 A KR 1020147033114A KR 20147033114 A KR20147033114 A KR 20147033114A KR 102162947 B1 KR102162947 B1 KR 102162947B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
aluminum alloy
content
weight
alloy product
product
Prior art date
Application number
KR1020147033114A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20150008422A (ko
Inventor
라비 샤하니
루카츠 돌레가
이보 콜라릭
Original Assignee
콘스텔리움 익스트루전스 데친 에스.알.오.
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 콘스텔리움 익스트루전스 데친 에스.알.오. filed Critical 콘스텔리움 익스트루전스 데친 에스.알.오.
Publication of KR20150008422A publication Critical patent/KR20150008422A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102162947B1 publication Critical patent/KR102162947B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/057—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with copper as the next major constituent
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D21/00—Casting non-ferrous metals or metallic compounds so far as their metallurgical properties are of importance for the casting procedure; Selection of compositions therefor
    • B22D21/002—Castings of light metals
    • B22D21/007—Castings of light metals with low melting point, e.g. Al 659 degrees C, Mg 650 degrees C
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
    • 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
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/14—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with silicon
    • 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
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/16—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with magnesium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/043—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/05—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D11/00—Electrolytic coating by surface reaction, i.e. forming conversion layers
    • C25D11/02—Anodisation
    • C25D11/04—Anodisation of aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D11/00—Electrolytic coating by surface reaction, i.e. forming conversion layers
    • C25D11/02—Anodisation
    • C25D11/04—Anodisation of aluminium or alloys based thereon
    • C25D11/06—Anodisation of aluminium or alloys based thereon characterised by the electrolytes used
    • C25D11/08—Anodisation of aluminium or alloys based thereon characterised by the electrolytes used containing inorganic acids
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16D—COUPLINGS FOR TRANSMITTING ROTATION; CLUTCHES; BRAKES
    • F16D65/00—Parts or details
    • F16D65/14—Actuating mechanisms for brakes; Means for initiating operation at a predetermined position
    • F16D65/16—Actuating mechanisms for brakes; Means for initiating operation at a predetermined position arranged in or on the brake
    • F16D65/18—Actuating mechanisms for brakes; Means for initiating operation at a predetermined position arranged in or on the brake adapted for drawing members together, e.g. for disc brakes
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16D—COUPLINGS FOR TRANSMITTING ROTATION; CLUTCHES; BRAKES
    • F16D2125/00—Components of actuators
    • F16D2125/02—Fluid-pressure mechanisms
    • F16D2125/06—Pistons
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16D—COUPLINGS FOR TRANSMITTING ROTATION; CLUTCHES; BRAKES
    • F16D2200/00—Materials; Production methods therefor
    • F16D2200/0004—Materials; Production methods therefor metallic
    • F16D2200/0026—Non-ferro
    • F16D2200/003—Light metals, e.g. aluminium

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Electrochemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Extrusion Of Metal (AREA)
  • Forging (AREA)
  • Conductive Materials (AREA)

Abstract

중량%로 표현했을 때에 아래의 화학적 조성, 즉 - 1.3 % < Si < 12%, - 1.35 % < Fe < 1.8 % - 여기서, 총 Fe+Si 함량은 3.4 %보다 높고, 바람직하게는 3.6 %보다 높음; - 0.15 % < Cu < 6 %; - 0.6 % < Mg < 3 %; - 선택적으로, 아래의 원소들 중 하나 이상을 포함: - Mn < 1 %; - Cr < 0.25%; - Ni < 3 %; - Zn < 1 %; - Ti < 0.1 % ; - Bi < 0.7 %; - In < 0.7 %; - Sn < 0.7 %; - 각각 0.05% 미만, 합계 0.15%의 기타 원소; - 그리고 나머지 알루미늄(balance aluminium)을 갖는 단련 알루미늄 합금 제품이 개시된다. 바람직하게는, 이 제품은 적어도 1 시간 동안 525℃ 내지 580℃ 범위의 온도에서 균질화되는 빌렛으로부터 압출된다. 경질 양극 산화 처리 후에 우수한 기계 가공성 및 매우 낮은 거칠기를 갖는 이 제품은 개선된 브레이킹 피스톤 본체를 얻기 위해 사용될 수 있다.

Description

쾌삭 단련 알루미늄 합금 제품 및 그 제조 방법{IMPROVED FREE-MACHINING WROUGHT ALUMINIUM ALLOY PRODUCT AND MANUFACTURING PROCESS THEREOF}
본 발명은 기계 가공 용례, 특히 쾌삭(free-cutting) 용례를 위한 단련 알루미늄 합금(wrought aluminium alloy)에 관한 것이다. 본 발명은 또한 압출 및 정밀 선삭을 위한 적합성의 함수로서 최적화되고, 특히 저용융점을 갖고 납과 같이 환경과 건강에 유해하거나 합금의 야금 구조의 취성(embrittlement)을 유발할 수 있는 원소가 없는 화학적 조성을 갖는 AA6xxx 알루미늄으로 제조된, 주로 바 또는 봉 타입의 단순한 압출 제품으로부터 얻어지는 정밀 선삭 부품 분야에 관한 것이다.
별도의 언급이 없다면, 합금의 화학적 조성에 관련된 값은 모두 중량%로 표기된다. 더욱이, 참조된 모든 알루미늄 합금은, 별도의 언급이 없다면, 알루미늄 협회에 의해 정기 간행 등록 기록 시리즈에서 정의된 명칭을 이용하여 명명된다.
정밀 선삭은 금속으로 제조된 바 또는 봉으로부터 재료를 제거함으로써 일반적으로 회전하는 부품들(나사, 볼트, 액슬 등)을 대규모로 제조하는 분야에 관한 것이다. 이들 부품은 일반적으로 특히 알루미늄 합금인 경우에 빌렛으로부터의 압출에 의해 얻어진다. 따라서, 부품들은 수동 제어 또는 디지털 제어에 의해 절단기에서 높은 생산 속도로 제조된다. 부품들은 의료 장비에 대한 시계 제작으로부터 운송 분야(항공, 철도, 자동차) 및 산업 분야(전기, 전자, 유압 등)에 이르기까지 다양한 분야에서 사용된다.
최종 부품의 생산성 및 표면 거칠기뿐만 아니라 치수 정확도가 이러한 유형의 제조와 관련된 주요한 목적이다. 절삭성은 완성품을 얻기 위하여 공작물로부터 금속을 제거하는 상대적 용이성으로서 정의된다. 알루미늄 합금과 관련하여, 절삭성에 관한 가장 중요한 특성들 중 하나는 형성된 칩들의 파괴이다. 칩들이 파괴되지 않으면, 긴 칩이 형성될 수 있고, 이러한 긴 칩은, 사양을 벗어난 제품이 얻어지는 것에서부터, 기계 가공된 피스로부터 칩을 치우기가 매우 어려운 것에 이르기까지 광범위한 문제를 초래할 수 있다.
최근까지, 납, 주석, 인듐 및 비스무트 등의 원소들이 추가되었는데, 그 이유는 이들 원소가 효율적인 칩 파괴자로서 작용하는 페이즈(phase)를 형성하기 때문이다. 쾌삭 용례를 위한 통상적인 합금은 납과 비스무트를 높은 레벨로 함유하는 AA6262이다. 납과 비스무트 등의 원소는 알루미늄 중에서의 낮은 용해성 및 낮은 용융점으로 인해, 기계 가공 작업에 의해 유발되는 열의 결과로서 용융되고 이에 따라 이들 원소는 알루미늄 매트릭스에서 연질 영역을 형성한다. 경질 매트릭스에서의 연질 영역으로 인해, 작은 크기의 칩이 기계 가공 또는 선삭 작업 중에 쉽게 파괴되고, 이에 따라 재료의 신속한 제거 및 그 결과로서 높은 기계 가공 생산성을 가능하게 하며, 또한 파괴된 칩들과 함께 높은 열량이 배출되기 때문에 부품의 최종 표면 거칠기의 잠재적인 열화를 방지한다.
그러나, 납의 존재와 관련된 유독성 문제로 인해, 유럽 법안들은 알루미늄 합금 등의 합금에서, 특히 정밀 선삭에 사용되도록 의도된 합금에서, 허용 함량을 점점 더 제한하고 있다. 최근의 관련 제약은 알루미늄 합금 중의 납 농도를 0.4%로 제한한다. 수년 동안에, 납 함량이 낮은, 심지어는 납이 없는 정밀 선삭 합금 유형이 제안되었다. 이들 조성은 주석, 비스무트 또는 인듐과 같이 또한 용융점이 낮은 대체 원소들의 존재를 기초로 하였다. 그러나, 이들 합금은 정밀 선삭 중에 납을 함유하는 합금과 정확하게 동일한 성능을 보이지 못했다. 더욱이, 이들 합금은 때때로 대체로 원소로부터 비롯된 낮은 용융점의 페이즈에 의해 입계(grain boundary)의 완전한 습윤으로 인해 취성 문제를 야기한다. 이러한 취성은 불충분한 냉각이 적용될 때에 기계 가공 중에 발생할 수 있다.
국제 특허 출원 WO2005/100623호는 기계 가공 또는 쾌삭 용례를 위한, 바람직하게는 압출된 형태의 쾌삭 단련 AlMgSi-합금 제품을 개시하고 있는데, 이 제품은 중량%로, 0.6-2.0의 Si, 0.2-1.0의 Fe, 0.5-2.0의 Mg, 최대 1.0의 Cu, 최대 1.5의 Mn, 최대 1.0의 Zn, 최대 0.35의 Cr, 최대 0.35의 Ti, 0.04-0.3의 Zr, 각각 최대 0.05이고 합계가 최대 0.15인 불순물, 나머지 Al(balance aluminium)을 함유한다.
일본 특허 출원 JP9249931호는 질량%로 1.5-12.0%의 Si, 0.5-6.0%의 Mg, 0.01-0.1%의 Ti, 및 불가피한 불순물과 함께 나머지 Al로 이루어지고, 필요하다면 질량%로 0.5-2.0%의 Mn 및 0.1-1.0%의 Cu 중 한쪽 또는 양쪽, 또는 0.5-1.0%의 Fe, 0.1-0.5%의 Cr 및 0.1-0.5%의 Zr 중 하나 이상의 종을 함유하는 조성을 갖는 알루미늄 합금을 개시한다.
미국 특허 US 6 059 902는 Si: 1.5-12%, Mg: 0.5-6% 및 선택적으로, Mn: 0.5-2%, Cu: 0.15-3% 및 Cr: 0.04-0.35% 중 적어도 하나를 함유하고, 또한 Ti: 0.01-0.1%, 불가피한 불순물, 및 나머지 Al을 함유하는 알루미늄 합금 압출 제품을 개시하는데, Si계 화합물의 이차 페이즈 경질 파티클의 평균 입도(grain size)는 2 내지 20 ㎛이고 그 면적비는 2 내지 12%이다. 이 합금은 용융되어 10 내지 50 ㎛의 DAS(Dendrite Arm Spacing)를 갖는 캐스트 빌렛을 얻고, 이후에 빌렛은 450 내지 520℃에서 침지 처리를 받고, 이어서 압출 프로세스를 겪는다.
국제 특허 출원 WO2010/112698호는 중량%로 표현할 때에 아래의 화학 조성, 즉 0.8 ≤ Si < 1.5%; 1.0 < Fe ≤ 1.8%; Cu: <0.1%; Mn: <1%; Mg: 0.6-1.2%; Ni: < 3.0%; Cr: < 0.25%; Ti:< 0.1%; 각각 0.05% 미만 그리고 합계 0.15%의 기타 원소들, 그리고 나머지 알루미늄을 갖는 알루미늄 합금으로 제조된 쾌삭 압출 제품을 개시한다.
그러나, 최근에 개발된 이들 합금은 정밀 선삭 용례에서, 특히 칩의 파괴 면에서 이전의 납 함유 합금만큼 양호한 결과를 보이지 못한다.
따라서, 납 함유 합금 AA6262 또는 AA2011로 제조된 제품과 유사한 특성을 갖는, 즉 쾌삭 중에 긴 칩을 형성하는 것을 방지하고 적절한 기계적 특성과 내부식성을 가지며 양극 산화 처리되기에 적합한, 무연 쾌삭 단련 합금 제품을 얻는 것을 여전히 목적으로 한다.
본 발명의 제1 목적은 중량%로 표현했을 때에 아래의 화학적 조성을 갖는 단련 알루미늄 합금으로 제조된 압출 제품이다.
- 1.3 % ≤ Si ≤ 12%,
- 1.35 % ≤ Fe ≤ 1.8 %,
- 여기서, 총 Fe+Si 함량은 3.4 %보다 높고, 바람직하게는 3.6 %보다 높음;
- 0.15 % ≤ Cu ≤ 6 %;
- 0.6 % ≤ Mg ≤ 3 %;
- 선택적으로, 아래의 원소들 중 하나 이상:
- Mn ≤ 1 %;
- Cr ≤ 0.25%;
- Ni ≤ 3 %;
- Zn ≤ 1 %;
- Ti ≤ 0.1 % ;
- Bi ≤ 0.7 %;
- In ≤ 0.7 %;
- Sn ≤ 0.7 % ;
- 각각 0.05% 미만, 합계 0.15%의 기타 원소;
- 그리고 나머지 알루미늄.
본 발명에 따르면, 단련 알루미늄 제품은 합금 제품의 강도, 경도를 증가시키도록, 그리고 칩이 보다 쉽게 잘려져 파괴되기 때문에 기계 가공성을 함께 향상시키는 Si 함유 금속간 파티클의 양을 증가시키도록 1.3 중량%보다 높은 Si 함량을 갖는다. 바람직하게는, Si 함량은 1.3 중량%보다 상당히 높다. 유리하게는, Si 함량은 1.55%보다 높다. 그러나, 실리콘의 양이 너무 많으면 거친 다이아몬드 입방정-F 격자 페이즈 파티클을 석출시켜 압출성을 나쁘게 하며 균질화 중에 이차 페이즈 파티클의 초기 용융의 위험을 증가시킨다. Si 함량은 유리하게는 공융 함량 근처인 12%보다 낮고, 바람직하게는 5 중량%보다 낮다.
단련 합금 제품은 1.35 중량%보다 높은 Fe 함량을 갖고, Fe 함량은 칩 파괴자로서 작용하는, 알루미늄 함유 경질 금속간 페이즈를 형성한다. Fe 함량은 짧은 칩의 형성을 촉진하는 이차 페이즈 파티클의 양을 제어한다. Fe 함량은 압출성을 저하시키는 빌렛의 캐스트 중에 일차 철 함유 페이즈의 형성을 방지하도록 바람직하게는 1.55%보다 높지만 1.8%보다 낮다. 보다 바람직하게는, Fe 함량은 1.7 중량% 내지 1.8 중량%이다.
실리콘 및 철 등의 성분이 알루미늄 합금의 기계 가공성을 향상시키는 것으로 이미 알려져 있지만, 양자의 조합은 장려되지 않았다. Si 함량이 높은 경우, Fe 함량은 1%보다 높아서는 안 되고(JP9249931), Fe 함량이 높은 경우, Si 함량은 1.5%보다 높아서는 안 된다(WO2010/112698). 본 발명의 테두리 내에서, 출원인은 Fe+Si≥ 3.4 중량%, 바람직하게는 ≥3.6 중량%가 되도록 높은 Si 함량과 높은 Fe 함량을 조합하는 것은, 여전히 용이하게 압출 가능한 알루미늄 합금을 제공하고, 이 함량이 너무 높지 않으면, 양호한 기계 가공성을 갖는, 즉 쾌삭 중에 긴 칩의 형성을 방지하는, 우수한 기계적 특성 및 내부식성을 갖는 압출 제품을 제공하고, 최대 함량은 금속간 페이즈의 형성에 기여하는 다른 성분들의 양에 따라 좌우된다는 것을 발견하였다. 이들 다른 성분의 가능한 함량 범위를 고려하면, (Si+Fe) 함량은 유리하게는 8 중량%보다 낮고, 보다 바람직하게는 7 중량%보다 낮다.
단련 합금 제품은 0.6%보다 높은 Mg 함량을 갖는다. Mg의 존재는 합금의 강도를 증가시키고 Mg 함유 금속간 파티클의 양을 증가시키는데, 이 파티클은 또한 칩이 보다 용이하게 잘라져 파괴되기 때문에 기계 가공성을 향상시킨다. Mg 함량은 0.6 내지 3 중량%일 수 있다. Mg 함량은 바람직하게는 Si 함량과의 관계에서 정해진다. 실리콘 함량이 높을수록, 균질화 중에 이차 페이즈 파티클의 초기 용융 위험을 감소시키도록 망간 함량이 높아야 한다. 그러나, 망간 함량이 너무 높으면 압출성 및 공구 마모에 좋지 않다. 따라서, Si 함량이 5 중량%보다 낮은 경우에 0.6 내지 2 중량%의 망간 함량이 바람직하다.
구리는 또한 합금 제품의 강도를 상당히 증가시킨다. 본 발명에 따른 단련 제품의 합금은 0.15 중량%의 최소 함량을 갖는 구리를 포함한다. Cu, Si 및 Mg의 동시 존재는 합금의 인성 감소와 결부되어 강도를 증가시키며, 이는 칩의 파괴성 및 형상을 개선시킨다. 바람직하게는, 구리 함량은 0.65%보다 높지만, 압출성에 관한 악영향 때문에 6%보다 낮고, 바람직하게는 1%보다 낮다.
망간은 선택적인 성분이다. 망간은 칩 파괴자로서 작용하는 다른 원소들과 함께 경질 금속간 페이즈를 형성한다. Mn은 또한 합금의 강도를 증가시키는 미세한 분산질을 형성한다. 그러나, Mn 함량이 너무 높으면, 양극 산화 처리 후에 압출된 제품에 바람직하지 않고 불안정한 측면을 제공한다. 따라서, 본 발명의 합금은 최대 1 중량%의 Mn을 함유한다. 철과 결합되면, 망간은 거친 일차 페이즈 파티클을 형성하고, 그 크기는 통상적으로 50-100 ㎛이므로, 합금의 연성이 상당히 손실된다. 따라서, Fe+Mn 함량은 바람직하게는 1.9 중량%보다 낮다.
니켈은 또한 선택적인 성분이다. 망간과 마찬가지로, 니켈은 정밀 선삭 또는 바 선삭 중에 칩 파괴에 적절한 이차 페이즈 파티클의 형성에 참여한다. 니켈의 함량은 취성 효과를 갖는 일차 페이즈의 형성을 방지하도록 3%로 제한된다. Ni 함량은 유리하게는 1 중량%보다 낮다.
단련 합금 제품은 선택적으로 최대 1 중량%의 Zn 함량을 갖는다. 특히 Mg 및/또는 Cu와 조합하여, Zn은 합금 제품의 강도를 증가시킨다.
단련 합금 제품은 또한 비스무트, 주석 또는 인듐을 함유할 수 있다. 납과 마찬가지로, 이들 원소는 낮은 용융 온도를 갖는 연질 페이즈를 형성할 수 있다. 칩의 형성 중에, 이들 연질 페이즈는 칩이 용이하게 파괴될 수 있도록 재료에 약화점(weakness spots)을 형성한다. 본 발명에서, Bi, Sn 또는 In 함량은 0.7%보다 낮다. 그러나, 이들 원소는 낮은 용융 온도를 갖는 연질 페이즈의 형성을 방지하는, 칩 파괴자로서 작용하는 금속간 페이즈를 형성하도록 다른 원소들과 결합되기에 충분히 낮은 함량으로 합금에 존재하는 것이 바람직하다. 바람직한 실시예에서, 이들 원소들 중 적어도 하나의 함량은 0.05 중량%보다 약간 높고 0.4 중량%보다 낮다.
크롬은 또한 칩 파괴자로서 제한된 효과를 갖는 다른 원소들과 경질 금속간 페이즈를 형성할 수 있다. 크롬은 또한 합금의 강도를 증가시키는 미세한 분산질을 형성한다. 크롬은 망간과 같이 합금의 입자(grain) 구조에 영향을 미치는 이차 페이즈를 형성할 수 있는 재결정 방지 원소이다. 크롬의 함량은 압출성에 관한 악영향 때문에 0.25 중량% 미만으로 유지된다. 바람직한 Cr 함량은 0.1 중량% 내지 0.2 중량%이다. 철 및/또는 망간과 결합되면, 크롬은 또한 거친 일차 페이즈 파티클을 형성할 수 있고, 이 파티클은 합금의 연성의 상당한 손실을 초래한다. 따라서, Fe + Mn + Cr 함량은 바람직하게는 2.1 중량%보다 낮고, 보다 바람직하게는 2.0 중량%보다 낮다.
티타늄은 일차 알루미늄의 입자 개질을 촉진하고 전술한 이차 페이즈의 분포에 영향을 미친다. 티타늄은 캐스트 미세 구조의 입자 개질제로서 추가되고 최대 0.1 중량%까지 존재할 수 있다. 입자 개질 알루미늄 단련 합금 분야에 공지된 바와 같이, Ti는 TiB2 및/또는 TiC로서 또는 이와 함께 첨가될 수 있다. Ti의 함량은 압출성에 관한 악영향 때문에 0.1%로 제한된다.
본 발명의 다른 목적은,
(ⅰ)위와 같은 화학적 조성을 갖는 합금으로 제조된 빌렛을 캐스팅하는 단계;
(ⅱ)상기 캐스팅된 빌렛을 적어도 1 시간 동안 525℃ 내지 580℃, 바람직하게는 535℃ 내지 555℃ 범위의 온도에서 균질화하는 단계;
(ⅲ)상기 균질화된 빌렛을 압출하는 단계;
(ⅳ)상기 압출된 제품을 500℃ 초과의 온도에서 고용화 열처리를 하고 이어서 급랭, 바람직하게는 수중 급랭시키는 단계로서, 고용화 열처리는 압출 중에 발생되는 열로 인해 행해질 수 있거나 별개의 열처리 노를 이용하여 제어될 수 있는 것인 단계;
(v)상기 압출되고 급랭된 제품의 합금을 시효(ageing)시키는 단계
를 포함하는 쾌삭 단련 알루미늄 합금 제품의 제조 방법이다.
이 프로세스 때문에, 균질화가 5 또는 6 시간 동안에 상승된 온도, 통상적으로 545℃에서 수행된 경우에, 압출된 제품이 동일한 기하학적 형태와 동일한 조질(temper)을 갖는 AA6262 압출 바와 유사한 기계적 특성을 갖는다. 압출된 제품은 빌렛을 대략 500℃, 바람직하게는 480℃ 내지 520℃로 예열하고, 이를 대략 20, 바람직하게는 10 내지 50의 압출비와, 대략 10 m/min, 바람직하게는 5 내지 30 m/min의 압출 속도로 압출하는 간접적 압출 프레스 또는 직접적 압출 프레스에서 얻어진다.
상기 프로세스에 의해 얻어지는 압출된 제품은 2 ㎛보다 낮은, 통상적으로 1 ㎛ 내지 2 ㎛의 평균 입도와, 5% 내지 15%의 면적비를 갖는 이차 페이즈 경질 파티클을 포함한다. 이차 페이즈 경질 파티클은 합금의 높은 기계적 특성에 기여하고, 아마도 칩이 파괴되게 쉽게 하는 캐비티의 형성을 초래하는 오배치(dislocations)의 슬립핑(slipping)을 중지시킴으로써 고정점으로서 작용하는 금속간 파티클의 높은 양 때문에 칩의 파괴에 일조한다. Cu 함량이 1.4 중량%보다 낮더라도 적절한 시효 처리 후에 400 MPa보다 높은 최대 인장 강도를 갖는 압출된 제품에 의해 최상의 결과가 얻어진다.
본 발명의 다른 목적은 본 발명에 따른 단련 알루미늄 합금 제품의 용도로서, 상기 단련 알루미늄 합금 제품은, 임의의 기계 가공 금속 절단 작업을 이용함으로써 기계 가공된 다음에, 경질 양극 산화 처리되어, 통상적으로 낮은 거칠기를 갖는 대략 30 ㎛의 양극 산화층을 가지며, 그 양극 산화된 표면의 거칠기(Rmax)는 특히 개선된 브레이킹 피스톤 본체를 얻기 위해 바람직하게는 4 ㎛ 미만, 보다 바람직하게는 3 ㎛ 미만이다.
사실상, 출원인은 본 발명에 따른 단련 알루미늄 합금 제품이, 중금속이 없는 쾌삭 합금으로 제조된 공지의 제품의 양극 산화 처리 후의 표면 거칠기보다 상당히 양호한, 양극 산화 처리 후의 우수한 표면 거칠기를 보인다는 점을 알아내었다. 본 발명에 따른 단련 알루미늄 합금 제품의 용도는 우수한 기계적 특성, 기계 가공성 및 양극 산화 처리 후에 낮은 표면 거칠기를 갖는 우수한 성질(aptitude) 때문에 브레이킹 피스톤 본체의 제조에 특히 권장된다.
양극 산화 처리로부터 생기는 표면 거칠기는 양극 산화 처리 전 표면 거칠기, 양극 산화 프로세스 및 양극 산화 처리될 합금인 여러 파라미터, 특히 그 미세 구조에 존재하는 페이즈의 분포, 크기 및 화학적 물성에 따라 좌우된다. 양극 산화 처리된 표면 거칠기가 매우 중요한 용례들 중 하나는 브레이킹 피스톤 본체의 제조이다. 브레이킹 피스톤 본체는 원하는 형상, 통상적으로 원통형 형태의 기계 가공에 의해 통상적으로 단련 알루미늄 바로부터 제조되는 부품이다. 이어서, 고성능 브레이킹 피스톤 본체는 대략 30 ㎛의 양극 산화층 두께를 얻도록 경질 양극 산화 처리된다.
출원인은 본 발명에 따른 합금으로부터 압출된 다음에 기계 가공되고 경질 양극 산화 처리된 브레이킹 피스톤 본체가 이전의 중금속 함유 쾌삭 합금의 거칠기와 유사하고, 심지어는 약간 양호하며, 공지의 중금속이 없는 쾌삭 합금의 거칠기보다 양호한 거칠기를 갖는다는 것을 발견하였다.
본 발명은 본 발명을 제한하는 임의의 효과를 갖지 않는 아래의 예에 의해 더 잘 이해될 것이다.
본 발명에 따르면, 납 함유 합금 AA6262 또는 AA2011로 제조된 제품과 유사한 특성을 갖는, 즉 쾌삭 중에 긴 칩을 형성하는 것을 방지하고 적절한 기계적 특성과 내부식성을 가지며 양극 산화 처리되기에 적합한, 무연 쾌삭 단련 합금 제품을 얻을 수 있다.
실시예들
예 1:
120 mm의 직경을 갖는 2.5-3.2 m의 로그(log)를 형성하도록 직접 냉경(DC; direct chill) 캐스팅 프로세스를 이용하여 6개의 합금을 캐스팅하였다. 이들 합금의 조성이 표 1에 열거되어 있다.
Si Fe Cu Mn Mg Cr Ni
A 비교예 2.13 1.46 0.01 0.44 0.82 0.00 0.90
B 비교예 1.94 1.45 0.07 0.41 0.76 0.00 2.20
C 본 발명 2.12 1.46 0.35 0.39 0.81 0.10 0.92
D 본 발명 2.12 1.45 0.83 0.39 0.79 0.11 0.92
E 비교예 1.50 1.46 0.01 0.99 0.81 0.00 0.01
F 비교예 1.43 1.38 0.01 0.94 0.77 0.00 0.92
G 비교예 2.10 1.35 0.35 1.41 0.80 0.09 0.91
이들 합금은 모두 0.04-0.05 중량%의 티타늄 함량을 갖는다.
합금 C와 D는 본 발명에 따른 화학적 조성을 갖고, 합금 A와 B는 낮은 Cu 함량을 가지며, 합금 E와 F는 WO2010/112698호에 따른 화학적 조성을 갖고, 합금 G는 본 발명에 따른 합금보다 높은 Mn 함량을 갖는다.
로그는 5시간 30분 동안에 545℃의 온도에서 균질화되었다. 이어서, 로그를 절단하여 220 mm의 길이를 갖는 빌렛을 얻었다. 빌렛을 500℃로 가열한 다음에 간접적 6.3 MN 압출 프레스 상에서 압출하여 30 mm의 외경과 15 mm의 내경을 갖고, 이에 따라 7.5 mm 두께의 벽을 갖는 튜브를 형성하였다. 압출된 튜브를 6 m/min의 압출 속도로 압출 프레스에서 빼내고 다이 출구 근처에서 수중 급랭하였다. 이어서, 튜브를 170℃에서 10 시간 동안 인위적으로 시효하여 최대의 기계적 강도를 얻었다.
각각의 합금에 대해, 인장 테스트 시편을 샘플링하도록 EN-755-1에 따라 하나의 튜브를 기계 가공하였다. 각 합금의 기계적 특성은 표 2에 열거되어 있고, 여기서 Rp는 스트레스 해제 후에 0.2 %의 영구 연장이 관찰된 경우에 측정된 항복 강도이고, Rm은 인장 강도이며, A5 %는 원래 게이지 길이(L0)의 비율로서 표현된, 파괴 후의 게이지 길이의 영구 연장이고, 여기서 L0는 5.65√S0와 동일하게 취하며 S0는 테스트 물품의 초기 단면이다.
합금 Rm(MPa) Rp(MPa) A5(%)
A 367 327 10.4
B 382 330 9.3
C 401 352 10.9
D 420 362 11.6
E 358 318 12.4
F 366 329 10.5
G 400 346 7.0
합금 C와 D의 기계적 특성은 E와 F의 기계적 특성보다 높고, 신장률은 유사하다. 이들 합금의 기계적 특성은 또한 합금 A와 B의 기계적 특성보다 높다. 이들 값은 또한 조질 T6에서 AA6262로 제조된 30 mm의 직경을 갖는 압출 바의 기계적 특성과 비견될 수 있고, 여기서 Rm은 통상적으로 400 MPa 근처이고 Rp는 통상적으로 350 MPa 근처이다. 합금 G의 신장률은 아마도 너무 높은 양의 Mn 및/또는 Mn+Fe 및/또는 Mn+Fe+Cr 함량으로 인해 7%로 떨어졌다.
합금의 기계 가공성은 그 칩 파괴성을 관찰함으로써 평가하였다. 칩 파괴성은, 미리 정해진 기계 가공 작업으로부터 생기는 모든 칩을 수집하고 수집된 칩의 측정된 질량, 여기서 100 g의 질량에서 칩의 갯수(칩의 N°/100 g)를 계산함으로써 측정되었다. 기계 가공 작업은, CNC 선삭용 선반 SP 12 CNC와 알루미늄 합금의 선삭을 위해 설계된, 기준 CCGX 09 T3 04-AL을 갖는 SANDVIK Coromant Coroturn® 107의 등록 상표 하에 판매되는 마름모꼴 80°기본 형태의 인서트를 이용하여 수행되었다. 이하의 기계 가공 파라미터, 즉 3150 rpm/min의 회전 속도, 0.3 mm/rev의 이송률 및 3.5 mm의 깊이가 적용되었다. ±500과 대략 동일한 95% 신뢰 구간에서 100 g 내의 칩 갯수의 평균값이 표 3에 열거되어 있다. 우수한 칩 파괴를 보이는 합금 C, D 및 G에 대응하는 샘플에서 최상의 결과가 얻어지고, 샘플 A(낮은 Cu 함량)와 B(높은 Ni 함량)는 중간 수준의 칩 파괴를 갖는 결과를 제공하며, 샘플 E와 F는 그저 그런 칩 파괴를 갖는 불충분한 결과를 제공한다.
표 3에 또한 열거되어 있는 이차 페이즈 파티클의 평균 파티클 크기와 면적비(또한 "표면 비율"이라고도 칭함)는 이미지 분석 소프트웨어를 이용함으로써 500 배의 배율에서 취한 광학 현미경 사진을 기초로 하여 각 샘플에서 결정되었다. 파티클 크기는 파티클의 면적을 갖는 원의 직경으로서 정의되었다. 평균 파티클 크기는 모든 검출 가능한 파티클의 파티클 크기의 산술 평균을 계산함으로써 얻어졌다.
합금 G는 우수한 칩 파괴를 지지하는 조성을 갖지만 그 구조는 거친 일차 파티클을 포함하고, 그 결과로서 이로 인해 합금의 연성이 상당히 손실된다.
합금 칩의 N°/100 g(±500) 파티클의 표면 비율 평균 파티클 크기(㎛)
A 3600 7% 1.4
B 4400 13% 1.4
C 7000 8% 1.4
D 8300 7% 1.6
E 2000 8% 1.2
F 3200 6% 1.4
G 6200 9%+일차(primaries) 1.6
따라서, 이러한 관찰은 미국 특허 US 6 059 902호에 설명된 것과 완전히 호환되지 않는다. 특히, 평균 이차 페이즈 파티클 크기는 유리하게는 2 ㎛보다 낮다. 슬립핑 라인 축적을 기초로 하여 US 6 059 902호에 제공된 설명은, 적어도 본 발명에 따른 화학적 조성을 갖는 합금에 대해 전체적으로 참이 아니거나 2 ㎛의 크기 한계로 인해 슬립핑 라인의 축적을 방지하지 못한다. 또한, (400 MPa보다 높은) 극한 강도를 갖는 합금에서 최상의 칩 파괴 결과가 얻어진다는 것을 유념해야 한다.
예 2
합금 C, D, F 및 G으로부터 압출되었고 30 mm의 외경과 7.5 mm의 두께를 갖는 여러 개의 튜브로부터 샘플이 추출되었고, 그 화학적 조성은 표 1에 열거되어 있다.
샘플의 제조 프로세스는 아래와 같다.
1. 압출된 튜브를 70 mm 길이로 절단하고 상기 튜브의 직경 표면을 따라 밀링 가공함.
2. 평탄한 직경 표면을 폴리싱(polishing)함.
3. 탈지함.
4. 세척함.
5. 경질 양극 산화 처리함: 30 ㎛의 산화물층 두께를 얻기 위한 H2SO4를 갖는 전해질.
거칠기 측정은 샘플의 축방향을 따라 양극 산화 처리된 평탄한 직경 표면에서 이루어졌다. 3개의 거칠기 파라미터, 즉
·Rmax: 거칠기 프로파일의 최대 거칠기 깊이
·Ra: 거칠기 프로파일의 산술 평균 편차
·Rz: 거칠기 프로파일의 평균 최대 높이
가 측정되었다.
표 4에 열거한 거칠기 값은 합금 C와 D로 제조된 샘플이 F와 G의 거칠기보다 작은 거칠기를 갖는다는 것을 보여준다.
평균 Ra(㎛) 평균 Rz(㎛) 평균 Rmax(㎛)
C 본 발명 0.29 1.80 2.10
D 본 발명 0.35 2.25 2.94
F 비교예 0.55 3.60 4.18
G 비교예 0.71 4.03 5.18

Claims (15)

  1. 중량%(wt%)로 표시되는, 아래의 화학적 조성:
    - 1.3 % ≤ Si ≤ 12%,
    - 1.35 % ≤ Fe ≤ 1.8 %,
    - 여기서, Fe+Si의 총 함량은 3.4 % 초과임;
    - 0.15 % ≤ Cu ≤ 6 %;
    - 0.6 % ≤ Mg ≤ 3 %;
    - 아래의 원소들 중 하나 이상:
    - Mn ≤ 1 %;
    - Cr ≤ 0.25%;
    - Ni ≤ 3 %;
    - Zn ≤ 1 %;
    - Ti ≤ 0.1 % ;
    - Bi ≤ 0.7 %;
    - In ≤ 0.7 %;
    - Sn ≤ 0.7 %
    - 각각 0.05% 미만, 합계 0.15% 미만의 기타 원소;
    - 그리고 나머지 알루미늄(balance aluminium)
    을 갖는 단련 알루미늄 합금 제품으로서,
    상기 단련 알루미늄 합금 제품은 400 MPa 초과의 시효된 압출 제품의 극한 강도(ultimate strength)를 갖는 것인, 단련 알루미늄 합금 제품(wrought aluminium alloy product).
  2. 제1항에 있어서,
    Fe+Si+Cu의 총 함량은 4 중량% 초과인 것을 특징으로 하는 단련 알루미늄 합금 제품.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 Fe 함량은 1.55 중량% 이상인 것을 특징으로 하는 단련 알루미늄 합금 제품.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 Si 함량은 1.55 중량% 이상인 것을 특징으로 하는 단련 알루미늄 합금 제품.
  5. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 Si 함량은 5 중량% 미만인 것을 특징으로 하는 단련 알루미늄 합금 제품.
  6. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 Fe 함량은, 중량%로, 1.7% < Fe ≤ 1.8%인 것을 특징으로 하는 단련 알루미늄 합금 제품.
  7. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 Cu 함량은, 중량%로, 0.65% 초과인 것을 특징으로 하는 단련 알루미늄 합금 제품.
  8. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 Bi 함량은 0.05 중량% 내지 0.4 중량%인 것을 특징으로 하는 단련 알루미늄 합금 제품.
  9. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 Sn 함량은 0.05 중량% 내지 0.4 중량%인 것을 특징으로 하는 단련 알루미늄 합금 제품.
  10. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    Fe+Mn 함량은 1.9 중량% 미만인 것을 특징으로 하는 단련 알루미늄 합금 제품.
  11. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    Fe+Mn+Cr 함량은 2.1 중량% 미만인 것을 특징으로 하는 단련 알루미늄 합금 제품.
  12. 쾌삭 단련 알루미늄 합금 제품의 제조 방법으로서,
    (ⅰ)제1항에 따른 화학적 조성을 갖는 합금으로 제조된 빌렛을 캐스팅하는 단계;
    (ⅱ)상기 캐스팅된 빌렛을 적어도 1 시간 동안 525℃ 내지 580℃ 범위의 온도에서 균질화하는 단계;
    (ⅲ)상기 균질화된 빌렛을 압출하는 단계;
    (ⅳ)상기 압출된 제품을 500℃ 초과의 온도에서 고용화 열처리를 하고 이어서 급랭시키는 단계로서, 고용화 열처리는 압출 중에 발생되는 열로 인해 행해지거나 별개의 열처리 노를 이용하여 제어될 수 있는 것인 단계;
    (v)상기 압출되고 급랭된 제품의 합금을 시효시키는 단계
    를 포함하는 쾌삭 단련 알루미늄 합금 제품의 제조 방법.
  13. 제12항에 있어서,
    상기 시효된 압출 제품은 2 ㎛보다 낮은 평균 입도와, 5% 내지 15%의 면적비를 갖는 이차 페이즈 파티클을 포함하는 것을 특징으로 하는 쾌삭 단련 알루미늄 합금 제품의 제조 방법.
  14. 제12항 또는 제13항에 있어서,
    상기 알루미늄 합금의 Cu 함량은 1.4 중량%보다 낮고, 시효된 압출 제품의 극한 강도는 400 MPa보다 높은 것을 특징으로 하는 쾌삭 단련 알루미늄 합금 제품의 제조 방법.
  15. 제1항에 따른, 또는 제12항에 따른 제조 방법에 의해 제조된, 단련 알루미늄 합금 제품으로서,
    상기 단련 알루미늄 합금 제품은 브레이킹 피스톤 본체를 얻기 위해 기계 가공된 다음에, 경질 양극 산화 처리되는 것인 단련 알루미늄 합금 제품.
KR1020147033114A 2012-05-15 2013-05-15 쾌삭 단련 알루미늄 합금 제품 및 그 제조 방법 KR102162947B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP12003829.4A EP2664687B1 (en) 2012-05-15 2012-05-15 Improved free-machining wrought aluminium alloy product and manufacturing process thereof
EP12003829 2012-05-15
PCT/EP2013/001424 WO2013170953A1 (en) 2012-05-15 2013-05-15 Improved free-machining wrought aluminium alloy product and manufacturing process thereof

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20150008422A KR20150008422A (ko) 2015-01-22
KR102162947B1 true KR102162947B1 (ko) 2020-10-08

Family

ID=48446236

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020147033114A KR102162947B1 (ko) 2012-05-15 2013-05-15 쾌삭 단련 알루미늄 합금 제품 및 그 제조 방법

Country Status (9)

Country Link
US (1) US10458009B2 (ko)
EP (1) EP2664687B1 (ko)
JP (1) JP6085365B2 (ko)
KR (1) KR102162947B1 (ko)
CN (1) CN104284991A (ko)
BR (1) BR112014028408A2 (ko)
CL (1) CL2014003106A1 (ko)
ES (1) ES2549135T3 (ko)
WO (1) WO2013170953A1 (ko)

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017508065A (ja) * 2013-12-20 2017-03-23 アルコア インコーポレイテッド 高性能ＡｌＳｉＭｇＣｕ鋳造合金
FR3018823B1 (fr) 2014-03-24 2018-01-05 Constellium Extrusion Decin S.R.O Produit file en alliage 6xxx apte au decolletage et presentant une faible rugosite apres anodisation
FR3018824B1 (fr) * 2014-03-24 2017-07-28 Constellium Extrusion Decin S R O Procede de fabrication d'une piece mecanique decolletee et anodisee en alliage 6xxx presentant une faible rugosite apres anodisation
CN104975207A (zh) * 2015-03-13 2015-10-14 宝山钢铁股份有限公司 一种AlMgSi系铝合金材料、铝合金板及其制造方法
CN105002403B (zh) * 2015-07-13 2017-01-11 苏州金业船用机械厂 一种易加工船用铝合金板的制造方法
WO2018037390A2 (en) 2016-08-26 2018-03-01 Shape Corp. Warm forming process and apparatus for transverse bending of an extruded aluminum beam to warm form a vehicle structural component
CA3040622A1 (en) 2016-10-24 2018-05-03 Shape Corp. Multi-stage aluminum alloy forming and thermal processing method for the production of vehicle components
CN106399768A (zh) * 2016-12-04 2017-02-15 丹阳市宸兴环保设备有限公司 一种支架用铝合金材料
CN106756298A (zh) * 2016-12-23 2017-05-31 宁波星源机械有限公司 一种高强度高韧性铝合金材料
CN108330346A (zh) * 2018-01-15 2018-07-27 深圳市天合兴五金塑胶有限公司 新型高强度低热裂压铸铝合金复合材料
CN108895102B (zh) * 2018-07-11 2020-06-02 山西罗克森机械设备有限责任公司 一种耐高温耐磨型刹车片的制备方法
CN110055441B (zh) * 2019-04-16 2020-12-01 吴江市新申铝业科技发展有限公司 一种用于新能源汽车电池托盘底板的铝合金型材及其制备方法与应用
CN110129628A (zh) * 2019-06-06 2019-08-16 扬州好管家科技信息咨询有限公司 电子原器件制造用高强度抗干扰铝镍合金及其制备工艺
WO2021242772A1 (en) * 2020-05-26 2021-12-02 Arconic Technologies Llc New aluminum alloys having bismuth and/or tin
CN113430423A (zh) * 2021-05-20 2021-09-24 合肥墨研涡旋科技有限公司 一种液态模锻涡旋盘产品用高强耐磨铝合金

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001115226A (ja) * 1999-10-15 2001-04-24 Furukawa Electric Co Ltd:The 展伸材用アルミニウム合金
WO2010112698A1 (fr) 2009-04-03 2010-10-07 Alcan International Limited Alliage d'aluminium de décolletage de la série aa 6xxx

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS57149445A (en) * 1981-03-09 1982-09-16 Showa Alum Ind Kk Aluminum alloy for parts in contact with vtr tape
JP3107517B2 (ja) 1995-03-30 2000-11-13 株式会社神戸製鋼所 切削性に優れる高耐食アルミニウム合金押出材
JP3301919B2 (ja) 1996-06-26 2002-07-15 株式会社神戸製鋼所 切粉分断性に優れたアルミニウム合金押出材
JPH1017971A (ja) * 1996-06-28 1998-01-20 Showa Denko Kk 切削性および耐食性に優れた非熱処理型塑性加工用アルミニウム合金
CZ286150B6 (cs) * 1996-09-09 2000-01-12 Alusuisse Technology & Management Ag Hliníková slitina s dobrou obrobitelností
JPH11140575A (ja) * 1997-09-04 1999-05-25 Sumitomo Light Metal Ind Ltd 切削性および耐食性に優れたアルミニウム合金
JP3349458B2 (ja) * 1997-10-31 2002-11-25 古河電気工業株式会社 自動車車体構造部材用アルミニウム合金押出材及びその製造方法
US6355090B1 (en) * 1998-04-08 2002-03-12 The Furukawa Electric Co., Ltd. Method of manufacturing aluminum alloy for flattening material and aluminum alloy flattening material for automobiles
JP3398085B2 (ja) * 1999-04-28 2003-04-21 古河電気工業株式会社 溶接構造用Ａｌ合金材とその溶接継手
US6074501A (en) * 1999-06-28 2000-06-13 General Motors Corporation Heat treatment for aluminum casting alloys to produce high strength at elevated temperatures
EP1737994A2 (en) 2004-04-15 2007-01-03 Corus Aluminium N.V. Free-machining wrough aluminium ally product and process for producing such an alloy product
JP5049481B2 (ja) * 2005-09-30 2012-10-17 古河スカイ株式会社 耐高温脆化性に優れた快削アルミニウム合金
JP2008266719A (ja) * 2007-04-19 2008-11-06 Furukawa Sky Kk 快削アルミニウム合金押出し材
JP5705744B2 (ja) * 2009-12-22 2015-04-22 昭和電工株式会社 アルミニウム合金製部品

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001115226A (ja) * 1999-10-15 2001-04-24 Furukawa Electric Co Ltd:The 展伸材用アルミニウム合金
WO2010112698A1 (fr) 2009-04-03 2010-10-07 Alcan International Limited Alliage d'aluminium de décolletage de la série aa 6xxx

Also Published As

Publication number Publication date
KR20150008422A (ko) 2015-01-22
US10458009B2 (en) 2019-10-29
JP6085365B2 (ja) 2017-02-22
EP2664687B1 (en) 2015-07-08
US20150129370A1 (en) 2015-05-14
CL2014003106A1 (es) 2015-02-27
ES2549135T3 (es) 2015-10-23
WO2013170953A1 (en) 2013-11-21
BR112014028408A2 (pt) 2018-12-18
EP2664687A1 (en) 2013-11-20
CN104284991A (zh) 2015-01-14
JP2015519475A (ja) 2015-07-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102162947B1 (ko) 쾌삭 단련 알루미늄 합금 제품 및 그 제조 방법
JP5180496B2 (ja) アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法
JP6090725B2 (ja) アルミニウム合金製塑性加工品の製造方法
EP2350330B1 (en) Magnesium alloys containing rare earths
CN111032897A (zh) 形成铸造铝合金的方法
JP2015519475A5 (ja) 改良された快削性展伸アルミニウム合金製品およびその製造方法
JP6719216B2 (ja) α−β型チタン合金
JP4801386B2 (ja) アルミ合金製塑性加工品、その製造方法、自動車用部品、時効処理炉、およびアルミ合金製塑性加工品の製造システム
JP2004084058A (ja) 輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法およびアルミニウム合金鍛造材
DE102016008758A1 (de) Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung, Verfahren zu deren Herstellung sowie deren Verwendung
JP2004292937A (ja) 輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法
EP3485048B1 (de) Kupfer-nickel-zinn-legierung, verfahren zu deren herstellung sowie deren verwendung
CN106133163A (zh) 适合车削且阳极氧化后具有低粗糙度的6xxx合金挤出产品
JP3726087B2 (ja) 輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法
DE102016008757A1 (de) Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung, Verfahren zu deren Herstellung sowie deren Verwendung
JP5275321B2 (ja) アルミ合金製塑性加工品の製造方法
KR102589799B1 (ko) 고강도 알루미늄-계 합금 및 그로부터 물품을 생산하기 위한 방법
JP2006274415A (ja) 高強度構造部材用アルミニウム合金鍛造材
JP2003277868A (ja) 耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金鍛造材および鍛造材用素材
JP5007708B2 (ja) 快削アルミニウム合金
WO2016152663A1 (ja) α－β型チタン合金
JP2022024243A (ja) β型チタン合金
JP2022506542A (ja) ２ｘｘｘアルミニウムリチウム合金
JP2009041113A (ja) 自動車用部品
JP2008248370A (ja) 快削用アルミニウム合金

Legal Events

Date Code Title Description
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant