NO145103B - Fremgangsmaate ved fremstilling av en aluminium-silicium-legering i form av et ark - Google Patents
Fremgangsmaate ved fremstilling av en aluminium-silicium-legering i form av et ark Download PDFInfo
- Publication number
- NO145103B NO145103B NO794344A NO794344A NO145103B NO 145103 B NO145103 B NO 145103B NO 794344 A NO794344 A NO 794344A NO 794344 A NO794344 A NO 794344A NO 145103 B NO145103 B NO 145103B
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- weight
- alloy
- sheet
- subjected
- cast
- Prior art date
Links
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims description 23
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims description 23
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 20
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 title claims description 11
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 title description 8
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 26
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 17
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 17
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 17
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 14
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 8
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 8
- 238000007711 solidification Methods 0.000 claims description 7
- 230000008023 solidification Effects 0.000 claims description 7
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 6
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 6
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910000789 Aluminium-silicon alloy Inorganic materials 0.000 claims 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 claims 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 25
- 239000000463 material Substances 0.000 description 9
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 7
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910021364 Al-Si alloy Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 6
- 239000011856 silicon-based particle Substances 0.000 description 6
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 5
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 5
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 4
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 4
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 3
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 3
- 229910018125 Al-Si Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910018520 Al—Si Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 239000006023 eutectic alloy Substances 0.000 description 2
- 229910001338 liquidmetal Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 2
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 2
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000676 Si alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 1
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 1
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 1
- 230000001143 conditioned effect Effects 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 description 1
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 1
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 1
- 239000011164 primary particle Substances 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 230000000750 progressive effect Effects 0.000 description 1
- 238000007493 shaping process Methods 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 1
- 238000012546 transfer Methods 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
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
- C22F1/043—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
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T29/00—Metal working
- Y10T29/49—Method of mechanical manufacture
- Y10T29/4998—Combined manufacture including applying or shaping of fluent material
- Y10T29/49988—Metal casting
- Y10T29/49991—Combined with rolling
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
- Chemical Treatment Of Metals (AREA)
- Preventing Corrosion Or Incrustation Of Metals (AREA)
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
Description
Foreliggende oppfinnelse vedrører en fremgangsmåte av den art som er angitt i krav 1' ingress. De mekaniske egenskapene til et dispersjonsforsterket legeringsprcdukt er betinget av en fin dispersjon av mikroskopiske, uoppløselige partikler og/eller av dislokeringsstrukturen eller kornstrukturen som følger av tilstedeværelsen av disse partikler.
I norsk patent nummer 143166 er beskrevet fremstilling av dispersjonsforsterkede aluminiumslegeringer ved be-arbeidelse av en støpt aluminiumsmasse, i hvilken er tilstede sprø, stavlignende intermetalliske faser, vanligvis ternære intermetalliske faser, slik at de stavlignende faser brytes opp og danner separate partikler som er disper-gert gjennom hele massen. Det ble funnet at når partikkel-størrelsen for de intermetalliske partikler hadde en diameter i området 0,1 - 2 um og utgjør 5,0 - 20 volumprosent av aluminiumslegeringen, vil den bearbeidede legering ut-vise meget interessante mekaniske egenskaper. Legeringens mekaniske egenskaper avtar når volumandelen av den intermetalliske fase faller under 5,0 %, mens formbarheten og seigheten avtar når volumfraksjonen overskrider 20%. Pro-duktets mekaniske egenskaper påvirkes uheldig som følge av tilstedeværelse av grove intermetalliske partikler av en størrelse som overstiger 3 um i diameter.
Den mest egnede metode for fremstilling av stavlignende, intermetalliske faser i en aluminiumsmasse er å støpe en temaer eutektisk legering, i hvilken er innarbeidet legerende elementer som danner intermetalliske faser med alu-miniumet når dette størkner, idet det anvendes støpebetingel-ser for å gi såkalt "koplet vekst". Dette fenomen er vel-kjent og er også forklart i en artikkel av J. D. Livingston i "Material Science Engineering", Vol. 7, (1971), sidene 61 - 70.
I de omtalte legeringer i norsk patent nr. 143166 ble det funnet at det var mulig å oppnå den ønskede struktur av nærliggende staver av den intermetalliske fase ved å støpe barrene ved en konvensjonell direkte avkjølt, kontinuerlig
fremgangsmåte.
Det ble funnet at med ternære, eutektlske legeringssystemer, for hvilke den beskrevne fremgangsmåte i første rekke er anvendbar, kunne den ønskede struktur av intermetalliske faser i form av nærliggende staver med passende størrelse erholdes hvis veksthastigheten (avsetningshastigheten av fast metall i en retning som er perpendikulær på størknings-fronten) oversteg 1 cm/min.. Det var også nødvendig å sikre at det eksisterte en egnet temperaturgradient i det flytende metall for i størst mulig utstrekning å unngå dannelse av grove, primære intermetalliske partikler i områdene foran størkningsfronten.
Fremgangsmåten i henhold til norsk patent nr. 143166 er funnet meget tilfredsstillende for fremstilling av alumi-niumlegeringsark som utviser en god kombinasjon av flytegrense og formbarhetsegenskaper.
Alurainium-siliciumlegeringer med et siliciuminnhold på
5 - 12% har vært kjent i mange år. I slike legeringer danner ikke silicium en intermetallisk fase når støpingen ut-føres ved en kontinuerlig, direkte avkjølt støpeprosess under de betingelser som anvendes ved fremstilling av barrer av vesentlig tykkelse, eksempelvis 10 - 30 cm; det er imidlertid funnet at siliciumfasen størkner i form av relativt grove bladlignende bånd med en tykkelse i området 2-5 um og med en vesentlig større bredde.
Al-Si aluminiumsark har blitt valset fra et slikt barre-materiale.
Det legerte ark erholdt i tilstanden etter valsing har tilfredsstillende styrke, men er for sprøtt til å tillate at det formes. Hvis det koldvalsede ark varmebehandles ved en temperatur over 2 50°C, forbedres i vesentlig grad dets smidighet og formbarhet, men dets flytegrense faller ned til ca. nivået for et varmebehandlet aluminiumsark av kommersiell renhet.
Selv om produktet har funnet anvendelse- for spesielle formål så har dette vært begrenset til anvendelse hvor lav mekanisk styrke er aksepterbar.
Sammenlignet med mange andre aluminiumlegeringer utviser Al-Si legeringer flere fordeler. Silicium er et billig legeringselement, og legeringene er billige å fremstille og utviser god korrosjonsmotstand, men deres relativt lave mekaniske styrke er uheldig.
Det er en hensikt med foreliggende oppfinnelse å tilveiebringe en forbedret metode for fremstilling av disse legeringer for å utnytte deres fordelaktige egenskaper, og det er en ytterligere hensikt ved oppfinnelsen å tilveiebringe en fremgangsmåte for fremstilling av disse legeringer til å gi ark som har aksepterbar formbarhet kombinert med bedre strekkegenskaper enn de som finnes i legeringer som underkastes valsing og varmebehandling, som ovenfor beskrevet. Det er nå funnet at det er mulig å oppnå Al-Si 4 - 15% le-geringsprodukter i form av et ark med forbedrede mekaniske egenskaper ved støping av legeringen ved fremgangsmåten som er særpreget ved det som er angitt i krav l's karakteriser-ende del, nemlig at legeringen støpes kontinuerlig i form av en tynn plate med en veksthastighet for størkningsfronten som overstiger 2 5 cm/min. for å bringe siliciumet til å størkne i form av langstrakte staver med en størrelse i området 0,05 - 0,5 pm, derpå underkastes den støpte plate en tykkelsesreduksjon på minst 60% hvorpå de langstrakte siliciumstaver brytes opp til finfordelte separate partikler, og hvor platen underkastes i det minste en avsluttende 10%'s tykkelsesreduksjon ved koldvalsing for dannelse av den endelige arkform, eventuelt underkastes platen en varmebehandling før koldvalsing og det koldvalsede ark underkastes en varmebehandling ved en temperatur i området 25.0 - 400°C.
Den fine siliciumpartikkelstørrelsen gir en viss forbedring i flytegrensen for det erholdte koldvalsede ark, men denne forbedring er av liten praktisk betydning. Imidlertid, oppnås en meget markant forbedring i arkets flytegrense etter varmebehandling ved en temperatur i området 250 - 400°C, samtidig med at arkets formbarhet forbedres til et nivå slik at arket kan anvendes for dyptrekning eller operasjoner som innebærer alvorlige strekkpåkjenninger. Egnetheten for dette formål indikeres ved en bruddforlengelse større enn 15%, fortrinnsvis ca. 20%.
Det er antatt at den vesentlige gunstige effekt av de fine siliciumpartikler med hensyn til å bibringe denne kombinasjon av tilstrekkelig formbarhet og forbedret flytegrense 1 den partielt varmebhandlede tilstand er at de bibeholder en fin, jevn korn- eller sub-korn-størrelse under den avsluttende varmebehandling. For å oppnå optimale resultater er partikkelstørrelsen av viktighet, og fordelingen av partiklene i legeringen bør være så jevn som mulig. Hvis partiklene er grove eller ujevnt fordelt, vil kornene bli for store. På den annen side, hvis partiklene er for små
(mindre enn 0,05 um), vil de ikke bevirke en fastlåsing av kornene. Korngrensene vil overgå'partikkelstørrelsen, og materialet vil ha god formbarhet, men med en lav flytegrense.
Tilstedeværelsen av primære partikler i legeringen i tillegg til de fine partikler kan tolereres opp i en mengde på 2 volumprosent, men disse store partikler fører til nedsatt formbarhet, og dannelse av slike partikler bør unngås i størst mulig grad. Fremgangsmåten ifølge foreliggende oppfinnelse anvendes fortrinnsvis på Al-Si legeringer inneholdende 5 - 12% Si, men mange av fordelene ved oppfinnelsen oppnås med hypereutektiske legeringer som inneholder opp til 15% Si. Under 5% Si er volumandelen av de dispergerte partikler for liten til å utvikle de ønskede styrkeegenskaper kombinert med god formbarhet.
Utviklingen av den ønskede struktur i det støpte materialet kan kun erholdes ved en kontinuerlig støping av legeringen under betingelser som fører til en veksthastighet på minst 25 cm/min., og mer foretrukket på minst 40 cm/min., fortrinnsvis 50 - 85 cm/min.. Diameteren for siliciumstavene avtar med økende veksthastighet, og som allerede bemerket, bør størrelsen av siliciumpartiklene ikke være mindre enn ca. 0,05 pm. Det er følgelig antatt at veksthastigheten under støpingen ikke bør overstige 250 cm/min.. Det er i alle tilfelle meget vanskelig å oppnå så høy veksthastighet under noen kommersielt anvendbar, kontinuerlig støpeopera-sjon. Støpematerialet støpes normalt som en kontinuerlig plate med en tykkelse på ca. 6 mm. Den maksimale platetyk-kelse som gir en veksthastighet på 25 cm/min., er ca. 25 mm.
Det er mulig å senke Si innholdet ned til ca. 4 vektprosent. I dette tilfelle er det foretrukket å innarbeide ytterligere legeringsmaterialer som har evnen til å heve volumfraksjonen av sekundære faser over 5%. Mer spesielt er det i henhold til oppfinnelsen påtenkt tilsetning av opp til 2 vektprosent Fe og opp til 2 vektprosent Mn (totalmengden av Fe + Mn er maksimalt 3%). Opp til 2 vektprosent av hver av Cu, Mg, Zn er også tillatelig, men det er foretrukket at totalmengden av Cu, Mg, Zn og Fe og Mn holdes under 3 vektprosent. Andre elementer kan også være tilstede i en mak-simal mengde på 1% (maksimalt 0,5 % av hvert element). Det er imidlertid foretrukket at totalmengden av andre elementer bør holdes under 0,15 %. Når Fe kun er tilstede som vanlige urenheter i aluminium av kommersiell renhet, bør totalmengdene av urenhetene, innbefattende Fe, fortrinnsvis holdes under 0,5 %, idet alle legerende elementer bortsett fra Cu, Mg og Mn betraktes som urenheter.
En ikke-kontinuerlig støpemetode, såsom støping i en perma-nent form, gir ikke den ønskede struktur, heller ikke kan den erholdes ved fremgangsmåter som krever omdannelse av flytende metall til enkelte smådråper, såsom ved den så-kalte "splat" støping.
For å oppnå maksimale egenskaper må den anvendte støpeme-tode resultere i den angitte høye veksthastighet i det vesentlige gjennom hele tykkelsen av det støpte materialet. Ved fremgangsmåter for støping av en tynn aluminiumplate under anvendelse av vannstøping (D.C.) eller et metall-kjølesystem, vil forplantningshastigheten av størkningsfran-ten (veksthastigehten) være tilnærmet støpehastigheten. For en tykk barre eller støpeform med lav varmeoverførings-hastighet, vil veksthastigheten være meget mindre enn støpehastigheten. Veksthastigheten er en viktig parame-ter, da økende veksthastighet øker antallet av Si-staver (med tilsvarende nedsatt diameter).
For kommersiell støping kan kravet til høy veksthastighet lettest erholdes ved anvendelse av dobbeltvalsestøpeanord-ninger, såsom den kontinuerlige platestøper fremstilt av Hunter Engineering Company, Riverside, California, USA, hvor det smeltede metall størkner i et nipp mellom et par kraf-tige avkjølte valser som trekker det smeltede metall opp-over og ut av et isolert injektormunnstykke som er anord-net nær valsene. Typisk for støpeutstyr av denne type er
at det støpte materialet erholdes i form av en plate med en tykkelse i området 5-8 mm ved en støpehastighet i størrelsesorden 60 - 100 cm/min. (som svarer til en veksthastighet i området 50 - 85 cm/min.). Metallet er i det vesentlige fullstendig størknet når det passerer senterlin-jen for støpevalsene, og det utsettes for kraftig sammen-pressing når metallet føres gjennom gapet mellom valsene, med den følge at metallets overflate er i utmerket varme-vekslekontakt med støpevalsene.
Det er funnet at ved anvendelse av dette utstyr kan Al-Si legeringer med et siliciuminnhold i området 5 - 12% støpes i form av en tynn plate, i hvilket i det vesentlige alt av siliciumet finnes i form av fine staver. Med et siliciuminnhold i området 12 - 15% kan det også være et innhold av primære siliciumpartikler. Denne tynne, støpte plate underkastes koldvalsing for å gi minst en 60%'s reduksjon av tykkelsen, og fortrinnsvis anvendes en ytterligere større reduksjon av tykkelsen. Dette fører til oppbryting av siliciumstavene til å gi fine siliciumpartikler som er meget jevnt fordelt gjennom hele materialet.
Sammenlignet med et Al-Si legeringsark av samme sammensetning, men fremstilt ved varmvalsing av barrer av konvensjonell størrelse, eksempelvis med en tykkelse på 15 cm og fremstilt ved en konvensjonell direkte avkjølt kontinuerlig støpemetode ved en støpehastighet på 15 cm/min. ( og en tilsvarende veksthastighet i størrelsesorden 6-8 cm/min.), utviser et Al-Si legeringsark fremstilt ved fremgangsmåten i henhold til foreliggende oppfinnelse vesentlige forøkede mekaniske egenskaper. En ønskelig kombinasjon av flytegrense og formbarhet erholdes når det koldbearbeidede ark underkastes en varmebehandling, såsom oppvarming til 300°C
i to timer. Det er antatt at den vesentlige gunstige effekt av siliciumpartiklene, i det størrelsesområdet som erholdes ved nedbryting av siliciumstavene, er at de bibeholder eller stabiliserer en fin, jevn kornstørrelse eller sub-kornstørrelse.
Ved utførelse av fremgangsmåten i henhold til oppfinnelsen er det foretrukket at siliciuminnholdet i legeringen bør være noe under den eutektiske sammensetning, i den hensikt å utvide størkingsområdet. F.eks. er det foretrukket et Si innhold på 7 - 10% for dette forhold. De mekaniske egenskaper av produktet kan forbedres ved tilsetning av små andeler, eksempelvis opp til 2% av Cu og/eller Mg (en total mengde som ikke overstiger 3%). Det er vanligvis foretrukket å tilsette (hvis det gjøres) 0,2 - 1% Cu eller Mg. I tillegg til å forbedre de mekaniske egenskaper av
det legerte ark, vil også anisotropien mellom arkets lengderetning og tverretning nedsettes. Fordelene ved foreliggende fremgangsmåte nedsettes på ingen måte ved å innarbeide små mengder Fe og/eller Mn, som ovenfor påpekt. Disse elementer vil størkne som en ternær intermetallisk fase med Al og Si. Imidlertid bør mengden av ytterligere tilsatte legerende elementer ikke heves til et slikt nivå at volumandelen av presipitert Si og ternære intermetalliske over-flater overstiger 20%, da dette fører til nedsatt seighet og bearbeidbarhet.
I det følgende eksempel sammenlignes strukturene for en Al-legering inneholdende 9,5 % Si erholdt ved konvensjonell vannstøping av en barre og en tynn plate vannstøpt med høy veksthastighet overstigende 40 cm/min..
Det følgende eksempel sammenligner styrke- og forlengelses-egenskapene for et koldvalset ark fremstilt fra en tovalse-støpeplate og en tynn vannstøpt plate med de høye veksthastigheter ifølge eksempel 1, sammenlignet med koldvalset ark fremstilt fra en D.C. barre støpt ved konvensjonelle veksthastigheter i størrelsesorden 6-8 cm/min..
Den tynne plate ble vannstøpt ved en fremgangsmåte tilsvarende standard D.C. støping, bortsett fra at det ble støpt en meget tynn barre. Formen var en vannavkjølt kobber-form, 19 mm lang, og det ble påført vannfilm med høy hastighet (150 cm/s) på den utgående barre. Barrestøpehastig-heten var av størrelsesorden 75 - 120 cm/min.. Denne høye støpehastighet kombinert med det store varmetapet fra den tynne platen ga meget høye veksthastigheter i den sentrale del av barren.
Bemerk: (1) Strekkfasthet og flytegrense er middeltall for bestemmelser utført i arkets lengderetning og tverretning for standard prøvestykker, inn-spenningslengden var 5 cm. (2) 6 mm tykk plate ble varmebehandlet i en time ved den angitte temperatur før koldvalsing ned til en tykkelse på 1 mm. (3) Standard D.C. barre, 10 cm tykk, forvarmet til 350°C og varmvalset til en tykkelse på 6 mm og deretter koldvalset til en tykkelse på 1 mm.
Eksempel 3
Det ble fremstilt tynne vannstøpte plater fra Al-Si legeringer med forskjellig Si innhold og med en tykkelse på 6 mm ved en veksthastighet på 40 - 60 cm/min..som deretter ble koldvalset til et 1 mm tykt ark. Arket ble deretter delvis varmebehandlet ved 300 C eller 350 C i to timer. Flytegrensen ble deretter avsatt grafisk mot det prosentvise innhold av Si, slik som vist i den vedlagte fig. 1," hvorfra det kan sees at det var en progressdv økning i flytegrensen når Si innholdet øket i området 6% Si til 11,5 % Si.
Den støpte platen inneholdende en stavlignende siliciumfase kan opprulles og transporteres før valsing og etterfølgende varmebehandling på et annet sted.
Eksempel 4
En aluminiumlegering med sammensetning 9,4 % Si, 0,17 % Fe, 0,03 % Ti og Al ad 100% (urenheter utgjorde hver mindre enn 0,01 %), ble støpt i en "Hunter Engineering Twin Roll Caster" med en hastighet på 70 cm/min., en tykkelse på 7,4 mm og med en bredde på 84 cm. Den smeltede legering ble tilført maskinens innløpskasse ved en temperatur på 610°C. Den støpte plate ble underkastet en varmebehandling eller homo-geniseringsbehandling ved en temperatur i området 250 - 400°C i minst 30 min., før den ble koldvalset, for å utskille silicium fra den faste oppløsning. Varmebehandlingen av platen nedsetter tendensen til sprekking, som ellers kan finne sted under koldvalseoperasjonen. I virkeligheten er det meget vanskelig å koldvalse platen uten at den først er underkastet en slik varmebehandling.
Claims (4)
1. Fremgangsmåte ved fremstilling av en aluminium-siliciumlegering i form av et ark, hvor legeringen har den følgende sammensetning: Si 4 - 15 vekt-% Cu 0 - 2 vekt-% Mg 0 - 2 vekt-% Zn 0 - 2 vekt-% Fe O - 2 vekt-% Mn 0 - 2 vekt-% Fe + Mn ikke overstigende 3 vekt-% Andre bestanddeler hver opp til 0,5 vekt-% og maksimum 1 vekt-% Al ad 100 vekt-% og mere foretrukket har den følgende sammensetning: Si 7 - 10 vekt-% Cu 0 - 1,0 vekt-% Mg 0 - 1,0 vekt-% Mn 0 - 1,0 vekt-% Andre bestanddeler hver opp til 0,3 vekt-% og maksimum 1 vekt-% Al ad 100 vekt-%
og mest foretrukket har den følgende sammenstning: Si 7 - 10 vekt-% Cu 0,2 - 1 vekt-% Andre bestanddeler maksimum 0,5 vekt-% Al ad 100 vekt-% karakterisert ved at legeringen støpes kontinuerlig i form av en tynn plate med en veksthastighet for størkningsfronten som overstiger 25 cm/min. for å bringe siliciumet til å størkne i form av langstrakte staver med en størrelse i området 0,05 - 0,5 pm, derpå underkastes den støpte plate en tykkelsesreduksjon på minst 60% hvorpå de langstrakte siliciumstaver brytes opp til finfordelte separate partikler, og hvor platen underkastes i det minste en avsluttende 10%'s tykkelsesreduksjon ved koldvalsing for dannelse av den endelige arkform, eventuelt underkastes platen en varmebehandling før koldvalsing og det koldvalsede ark underkastes en varmebehandling ved en temperatur i området 250 - 400°C.
2. Fremgangsmåte ifølge krav 1, karakterisert ved at legeringen støpes med en veksthastighet på 40 - 85 cm/min. for størkningsfronten.
3. Fremgangsmåte ifølge krav 1 eller 2, karakterisert ved at det koldvalsede ark varmebehandles ved en temperatur i området 300 - 350°C.
4. Fremgangsmåte ifølge kravene 1-3, karakterisert ved at før koldvalsing underkastes platen en varmebehandling ved 250 - 400°C.
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
GB49639/74A GB1529305A (en) | 1974-11-15 | 1974-11-15 | Method of producing metal alloy products |
Publications (3)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
NO794344L NO794344L (no) | 1976-05-19 |
NO145103B true NO145103B (no) | 1981-10-05 |
NO145103C NO145103C (no) | 1982-01-13 |
Family
ID=10453048
Family Applications (2)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
NO753833A NO145102C (no) | 1974-11-15 | 1975-11-14 | Raaemne i form av en stoept plate egnet for fremstilling av dispersjonsforsterkede aluminiumlegeringsprodukter |
NO794344A NO145103C (no) | 1974-11-15 | 1979-12-28 | Fremgangsmaate ved fremstilling av en aluminium-silicium-legering i form av et ark. |
Family Applications Before (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
NO753833A NO145102C (no) | 1974-11-15 | 1975-11-14 | Raaemne i form av en stoept plate egnet for fremstilling av dispersjonsforsterkede aluminiumlegeringsprodukter |
Country Status (25)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4126486A (no) |
JP (1) | JPS5636695B2 (no) |
AT (1) | AT360239B (no) |
AU (1) | AU507432B2 (no) |
BE (1) | BE835582A (no) |
BR (1) | BR7507572A (no) |
CA (1) | CA1041880A (no) |
CH (1) | CH606460A5 (no) |
DD (1) | DD121653A5 (no) |
DE (1) | DE2551295C3 (no) |
DK (1) | DK512475A (no) |
ES (1) | ES442619A1 (no) |
FR (1) | FR2291284A1 (no) |
GB (1) | GB1529305A (no) |
HK (1) | HK41179A (no) |
HU (1) | HU171708B (no) |
IN (2) | IN155527B (no) |
IT (1) | IT1049091B (no) |
MX (1) | MX3574E (no) |
MY (1) | MY8300002A (no) |
NL (1) | NL7513351A (no) |
NO (2) | NO145102C (no) |
SE (1) | SE450133B (no) |
YU (1) | YU283175A (no) |
ZA (1) | ZA756999B (no) |
Families Citing this family (26)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS51100919A (en) * | 1975-03-05 | 1976-09-06 | Hitachi Ltd | Reikankakoyo aruminiumuushirikongokinto sonoseiho |
JPS5914096B2 (ja) * | 1979-09-05 | 1984-04-03 | 財団法人電気磁気材料研究所 | Al−Si基吸振合金およびその製造方法 |
DE3008358C2 (de) * | 1980-03-05 | 1981-07-09 | Vereinigte Aluminium-Werke Ag, 5300 Bonn | Verwendung von aus Aluminiumgußlegierungen und Aluminiumknetlegierungen vermischten Altschrotten zur Herstllung von Walzhalbzeugen |
JPS59179753A (ja) * | 1983-03-30 | 1984-10-12 | Fuso Light Alloys Co Ltd | ダイカスト用アルミニウム合金 |
JPH0647703B2 (ja) * | 1986-04-08 | 1994-06-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐摩耗性に優れたアルミニウム合金 |
GB8800082D0 (en) * | 1988-01-05 | 1988-02-10 | Alcan Int Ltd | Battery |
AU612239B2 (en) * | 1988-02-10 | 1991-07-04 | Comalco Aluminium Limited | Cast aluminium alloys |
US5217546A (en) * | 1988-02-10 | 1993-06-08 | Comalco Aluminum Limited | Cast aluminium alloys and method |
US4992110A (en) * | 1989-06-09 | 1991-02-12 | Tartaglia John M | Wrought aluminum eutectic composites |
US5186235A (en) * | 1990-10-31 | 1993-02-16 | Reynolds Metals Company | Homogenization of aluminum coil |
WO1996027686A1 (en) * | 1995-03-03 | 1996-09-12 | Aluminum Company Of America | Improved alloy for cast components |
FR2742165B1 (fr) * | 1995-12-12 | 1998-01-30 | Pechiney Rhenalu | Procede de fabrication de bandes minces en alliage d'aluminium a haute resistance et formabilite |
AUPO526897A0 (en) * | 1997-02-24 | 1997-03-20 | Cast Centre Pty Ltd | Improved foundry alloy |
AU745375B2 (en) * | 1997-02-24 | 2002-03-21 | Cast Centre Pty Ltd | Foundry alloy |
JP2000164225A (ja) * | 1998-11-25 | 2000-06-16 | Toshiba Corp | 固体高分子電解質型燃料電池のセパレータおよびその製造方法 |
JP2002144018A (ja) * | 2000-11-02 | 2002-05-21 | Yorozu Corp | 軽量高強度部材の製造方法 |
DE60215579T2 (de) * | 2001-05-17 | 2007-05-10 | Furukawa-Sky Aluminum Corp. | Aluminiumlegierung geeignet für Bleche und ein Verfahren zu deren Herstellung |
FR2832913B1 (fr) * | 2001-12-03 | 2004-01-16 | Pechiney Rhenalu | Alliage d'aluminium pour ustensiles culinaires emailles et/ou revetus de ptfe |
NO20031276D0 (no) * | 2003-03-19 | 2003-03-19 | Norsk Hydro As | Fremgangsmåte for tildannelse av et platemateriale av en aluminiumlegeringsamt et slikt platemateriale |
JP2006183122A (ja) * | 2004-12-28 | 2006-07-13 | Denso Corp | ダイカスト用アルミニウム合金およびアルミニウム合金鋳物の製造方法 |
US8083871B2 (en) | 2005-10-28 | 2011-12-27 | Automotive Casting Technology, Inc. | High crashworthiness Al-Si-Mg alloy and methods for producing automotive casting |
DE102008046803B4 (de) * | 2008-09-11 | 2011-01-27 | Audi Ag | Aluminiumgusslegierung und Verfahren zur Herstellung eines Gussbauteils |
PL2479296T3 (pl) * | 2011-01-21 | 2017-10-31 | Hydro Aluminium Rolled Prod | SPOSÓB WYTWARZANIA STOPU ALUMINIUM WOLNEGO OD PIERWOTNYCH CZĄSTEK Si |
CN107923004B (zh) | 2015-08-13 | 2021-12-14 | 美铝美国公司 | 改善的3xx铝铸造合金及其制备方法 |
FR3044326B1 (fr) | 2015-12-01 | 2017-12-01 | Constellium Neuf-Brisach | Tole mince a haute rigidite pour carrosserie automobile |
CN109468477B (zh) * | 2018-11-07 | 2021-03-23 | 东北轻合金有限责任公司 | 一种焊接用铝合金薄板板材的生产方法 |
Family Cites Families (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB1378743A (en) * | 1970-11-02 | 1974-12-27 | Glacier Metal Co Ltd | Bearing components of aluminium alloys |
US3765877A (en) * | 1972-11-24 | 1973-10-16 | Olin Corp | High strength aluminum base alloy |
GB1456661A (en) * | 1973-01-24 | 1976-11-24 | Alcan Res & Dev | Casting light metal ingots by the direct chill casting process |
CA1017601A (en) * | 1973-04-16 | 1977-09-20 | Comalco Aluminium (Bell Bay) Limited | Aluminium alloys for internal combustion engines |
DE2462117C2 (de) * | 1973-05-17 | 1985-07-04 | Alcan Research and Development Ltd., Montreal, Quebec | Dispersionsverfestigtes Blech aus einer Aluminium-Eisen-Legierung |
US3843333A (en) * | 1973-08-31 | 1974-10-22 | Kaiser Aluminium Chem Corp | Aluminum brazing sheet |
US3930895A (en) * | 1974-04-24 | 1976-01-06 | Amax Aluminum Company, Inc. | Special magnesium-manganese aluminum alloy |
US3938991A (en) * | 1974-07-15 | 1976-02-17 | Swiss Aluminium Limited | Refining recrystallized grain size in aluminum alloys |
-
1974
- 1974-11-15 GB GB49639/74A patent/GB1529305A/en not_active Expired
-
1975
- 1975-11-07 ZA ZA00756999A patent/ZA756999B/xx unknown
- 1975-11-10 YU YU02831/75A patent/YU283175A/xx unknown
- 1975-11-10 IN IN2137/CAL/75A patent/IN155527B/en unknown
- 1975-11-11 IN IN2156/CAL/75A patent/IN149783B/en unknown
- 1975-11-13 MX MX754183U patent/MX3574E/es unknown
- 1975-11-13 DK DK512475A patent/DK512475A/da not_active Application Discontinuation
- 1975-11-14 HU HU75AA00000830A patent/HU171708B/hu unknown
- 1975-11-14 BE BE161878A patent/BE835582A/xx not_active IP Right Cessation
- 1975-11-14 DE DE2551295A patent/DE2551295C3/de not_active Expired
- 1975-11-14 DD DD189474A patent/DD121653A5/xx unknown
- 1975-11-14 FR FR7534810A patent/FR2291284A1/fr active Granted
- 1975-11-14 IT IT29335/75A patent/IT1049091B/it active
- 1975-11-14 AU AU86630/75A patent/AU507432B2/en not_active Expired
- 1975-11-14 AT AT870875A patent/AT360239B/de not_active IP Right Cessation
- 1975-11-14 NL NL7513351A patent/NL7513351A/xx not_active Application Discontinuation
- 1975-11-14 SE SE7512813A patent/SE450133B/xx not_active IP Right Cessation
- 1975-11-14 CH CH1480475A patent/CH606460A5/xx not_active IP Right Cessation
- 1975-11-14 NO NO753833A patent/NO145102C/no unknown
- 1975-11-14 US US05/632,005 patent/US4126486A/en not_active Expired - Lifetime
- 1975-11-14 BR BR7507572*A patent/BR7507572A/pt unknown
- 1975-11-14 ES ES442619A patent/ES442619A1/es not_active Expired
- 1975-11-14 CA CA239,637A patent/CA1041880A/en not_active Expired
- 1975-11-15 JP JP13769075A patent/JPS5636695B2/ja not_active Expired
-
1979
- 1979-06-21 HK HK411/79A patent/HK41179A/xx unknown
- 1979-12-28 NO NO794344A patent/NO145103C/no unknown
-
1983
- 1983-12-30 MY MY2/83A patent/MY8300002A/xx unknown
Also Published As
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
NO145103B (no) | Fremgangsmaate ved fremstilling av en aluminium-silicium-legering i form av et ark | |
US3989548A (en) | Aluminum alloy products and methods of preparation | |
US4126487A (en) | Producing improved metal alloy products (Al-Fe alloy and Al-Fe-Si alloy) | |
EP0039211B1 (en) | Production of aluminium alloy sheet | |
US4689090A (en) | Superplastic aluminum alloys containing scandium | |
US4874440A (en) | Superplastic aluminum products and alloys | |
US5961752A (en) | High strength Mg-Si type aluminum alloy | |
CN111074114B (zh) | 一种Al-Si-Mg-Li系铝合金及其制备方法 | |
US4021271A (en) | Ultrafine grain Al-Mg alloy product | |
US20110116966A1 (en) | Aluminum alloy, method of casting aluminum alloy, and method of producing aluminum alloy product | |
US6592688B2 (en) | High conductivity aluminum fin alloy | |
JPS6221065B2 (no) | ||
JPH0372147B2 (no) | ||
US4483719A (en) | Process for preparing fine-grained rolled aluminum products | |
JP7318274B2 (ja) | Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板及びその製造方法並びに成形用Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板及びその製造方法 | |
EP0750685B1 (en) | Aluminium foil | |
JPH0440418B2 (no) | ||
WO2002064849A1 (en) | Production of aluminum alloy foils having high strength and good rollability | |
JPH03134107A (ja) | アルミニウム‐ストロンチウム母合金 | |
JPH0748646A (ja) | 高強度マグネシウム基合金及びその製造方法 | |
JPH0457738B2 (no) | ||
JPH02149631A (ja) | 耐摩耗性及び熱伝導性に優れた低熱膨張アルミニウム合金 | |
JPH07258784A (ja) | 鋳造性に優れた鍛造用Al合金材料および高強度Al合金鍛造品の製法 | |
CN114540687B (zh) | 一种镁合金及其制备方法及应用该镁合金制备车轮的工艺 | |
JPS6215626B2 (no) |