NO312597B1 - A method for forming shaped products of an aluminum alloy and using the same - Google Patents
A method for forming shaped products of an aluminum alloy and using the same Download PDFInfo
- Publication number
- NO312597B1 NO312597B1 NO20005634A NO20005634A NO312597B1 NO 312597 B1 NO312597 B1 NO 312597B1 NO 20005634 A NO20005634 A NO 20005634A NO 20005634 A NO20005634 A NO 20005634A NO 312597 B1 NO312597 B1 NO 312597B1
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- alloy
- redissolution
- profile
- extrusion
- temperature
- Prior art date
Links
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 55
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 title claims description 5
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 85
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 85
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 claims description 57
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 40
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 28
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 28
- 229910019752 Mg2Si Inorganic materials 0.000 claims description 27
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims description 19
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims description 16
- 238000005275 alloying Methods 0.000 claims description 10
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000011265 semifinished product Substances 0.000 claims description 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims 1
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims 1
- 238000003860 storage Methods 0.000 description 32
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 24
- 239000000463 material Substances 0.000 description 18
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 18
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 14
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 11
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 10
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 9
- 239000000047 product Substances 0.000 description 9
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 9
- 229910019064 Mg-Si Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910019406 Mg—Si Inorganic materials 0.000 description 7
- 230000008092 positive effect Effects 0.000 description 7
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 7
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 5
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 5
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 5
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 5
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 5
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 5
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 description 4
- 238000009778 extrusion testing Methods 0.000 description 4
- 238000007493 shaping process Methods 0.000 description 4
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 4
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 4
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 3
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 3
- 239000011856 silicon-based particle Substances 0.000 description 3
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 2
- 235000012438 extruded product Nutrition 0.000 description 2
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 2
- 239000011164 primary particle Substances 0.000 description 2
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 1
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 230000020169 heat generation Effects 0.000 description 1
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 1
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000013386 optimize process Methods 0.000 description 1
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- 238000010561 standard procedure Methods 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 230000002195 synergetic effect Effects 0.000 description 1
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 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
- C22F1/05—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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physical Vapour Deposition (AREA)
- Extrusion Of Metal (AREA)
Description
Den foreliggende oppfinnelsen dreier seg om en metode for å forarbeide bolt/ingot til ekstrudering (heretter omtalt som bolt)av en aluminiumlegering som inneholder legeringselementer som Mg og Si til ferdige eller halvfabrikkerte produkter som profiler eller arbeidsstykker. Metoden innebærer varmebehandling av en ingot eller en bolt før ekstruderingsprosessen startes, samt en etterfølgende varmebehandling og mekanisk behandling av det ekstruderte arbeidsstykket. Målet med varmebehandlingen før ekstruderingen er å øke ekstruderingshastigheten, mens den etterfølgende behandlingen av det ekstruderte arbeidsstykket som innebærer varmebehandling og nødvendige formingsprosesser gir et produkt som opprettholder gode mekaniske egenskaper. Produktet kan brukes som et strukturelement i biler. The present invention concerns a method for processing bolt/ingot for extrusion (hereafter referred to as bolt) of an aluminum alloy containing alloying elements such as Mg and Si into finished or semi-finished products such as profiles or workpieces. The method involves heat treatment of an ingot or a bolt before the extrusion process is started, as well as a subsequent heat treatment and mechanical treatment of the extruded workpiece. The aim of the heat treatment before extrusion is to increase the extrusion speed, while the subsequent treatment of the extruded workpiece, which involves heat treatment and necessary forming processes, produces a product that maintains good mechanical properties. The product can be used as a structural element in cars.
US 3,113,052 fremlegger en varmebehandling av en legering som vil opprettholde en betydelig utfelling av Mg og Si til grove Mg2Si-partikler. Behandlingen innebærer en lav nedkjølingshastighet etter homogeniseringen sammen med isoterm behandling ved en temperatur på mellom 370 og 400 <e>C. Etter ekstruderingen blir legeringen varmebehandlet ved mellom 482 og 496 <9>C for å løse opp noe av utfellingene igjen. Gjenoppløsningen gjøres ved denne lave temperaturen for å unngå kornvekst under behandlingen. Det hevdes at den nevnte varmebehandlingsprosessen vil gi en uniform kornstruktur i profilen etter gjenoppløsningen og dermed jevnere mekaniske egenskaper langsmed profilen. Den fremlagte legeringen skal inneholde 0,43 - 1,40 % Mg og 0,24 - 0,80 % Si. I tillegg skal legeringen inneholde minst ett av de følgende grunnstoffene: B, Ti, Cr, Mn, Mo, W og Zr i mengder på 0,01 - 0,30 %, men ikke over 0,75 % totalt. Legeringen kan inneholde 0,05 - 0,50 % Cu. Homogeniseringstrinnet utføres ved 427 - 566 <e>C i 3 - 20 timer, etterfulgt av langsom avkjøling som vil redusere innholde av Mg og Si i fast løsning slik at de vil foreligge som grove Mg2Si-partikler i stedet. Støpeemnet blir så raskt varmet opp til 427 - 454 <e>C og ekstrudert. Det ekstruderte produktet blir så oppløsningsbehandlet ved 482 - 496 <9>C, bråkjølt i vann og deretter utherdet ved en temperatur på mellom 149 og 232 <Q>C i 1 - 24 timer. Hensikten med den ovennevnte varmebehandlingen blir sagt å være at man oppnår en uniform kornstruktur i profilen etter gjenoppløsningen. US 3,113,052 discloses a heat treatment of an alloy which will maintain a significant precipitation of Mg and Si into coarse Mg2Si particles. The treatment involves a low cooling rate after the homogenization together with isothermal treatment at a temperature of between 370 and 400 <e>C. After extrusion, the alloy is heat treated at between 482 and 496 <9>C to dissolve some of the precipitates again. The redissolution is done at this low temperature to avoid grain growth during treatment. It is claimed that the aforementioned heat treatment process will give a uniform grain structure in the profile after the redissolution and thus smoother mechanical properties along the profile. The presented alloy must contain 0.43 - 1.40% Mg and 0.24 - 0.80% Si. In addition, the alloy must contain at least one of the following elements: B, Ti, Cr, Mn, Mo, W and Zr in amounts of 0.01 - 0.30%, but not more than 0.75% in total. The alloy can contain 0.05 - 0.50% Cu. The homogenization step is carried out at 427 - 566 <e>C for 3 - 20 hours, followed by slow cooling which will reduce the content of Mg and Si in solid solution so that they will be present as coarse Mg2Si particles instead. The casting is then rapidly heated to 427 - 454 <e>C and extruded. The extruded product is then solution treated at 482 - 496 <9>C, quenched in water and then cured at a temperature of between 149 and 232 <Q>C for 1 - 24 hours. The purpose of the above heat treatment is said to be to achieve a uniform grain structure in the profile after redissolution.
Med den lave temperaturen som brukes under gjenoppløsningen (482-496 <S>C) vil man som angitt i patentet redusere sjansene for kornvekst under denne operasjonen til et minimum. Men med denne lave temperaturen blir ikke det fulle styrkepotensialet for legeringen utnyttet hvis legeringen er høylegert, som for en normal 6061-legering (0,6% Si, 0,9% Mg). Med en normal 6061-legering må temperaturen ved gjenoppløsningen være over 530 <9>C for å utnytte legeringens fulle styrkepotensial. With the low temperature used during redissolution (482-496 <S>C), as stated in the patent, the chances of grain growth during this operation will be reduced to a minimum. However, at this low temperature, the full strength potential of the alloy is not utilized if the alloy is highly alloyed, such as a normal 6061 alloy (0.6% Si, 0.9% Mg). With a normal 6061 alloy, the redissolution temperature must be above 530 <9>C to utilize the alloy's full strength potential.
US 3,990,922 fremlegger en varmebehandling av en bolt, etter den normale homogeniseringsbehandlingen, ved en temperatur som ligger under solvustemperaturen for en aluminiumlegering, med det til hensikt å felle ut partikler for å redusere deformasjonsmotstanden. Effekten skyldes en reduksjon av Mg og Si i fast løsning på grunn av utfelling av grove Mg2Si-partikler. I prosessen blir bolten homogenisert ved 557-607 <9>C i 2 til 12 timer. Ytterligere varmebehandling av legeringen utføres ved en temperatur på 11 - 56 <e>C under solvustemperaturen til legeringen i 2 - 12 timer. Bolten blir så avkjølt med en hastighet på under 38 <Q>C i timen ned til 427 <9>C. Deretter blir den forvarmet til en temperatur på mellom 427 og 552 <9>C før ekstruderingen. Den ekstruderte profilen avkjøles og utherdes uten separat gjenoppløsning. Målet med denne metoden hevdes å være forbedring av bearbeidbarheten ved ekstrudering. US 3,990,922 discloses a heat treatment of a bolt, after the normal homogenization treatment, at a temperature below the solvus temperature of an aluminum alloy, with the intention of precipitating particles to reduce the deformation resistance. The effect is due to a reduction of Mg and Si in solid solution due to precipitation of coarse Mg2Si particles. In the process, the bolt is homogenized at 557-607 <9>C for 2 to 12 hours. Further heat treatment of the alloy is carried out at a temperature of 11 - 56 <e>C below the solvus temperature of the alloy for 2 - 12 hours. The bolt is then cooled at a rate of less than 38 <Q>C per hour down to 427 <9>C. It is then preheated to a temperature of between 427 and 552 <9>C before extrusion. The extruded profile is cooled and cured without separate redissolution. The aim of this method is claimed to be the improvement of workability during extrusion.
Det fremlagte eksempelet dreier seg om en legering 6061 av 1,0 % Mg og 0,7 % Si ekstrudert ved temperaturer på mellom 482 og 510 <9>C, noe som innebærer at mye av legeringsgrunnstoffene foreligger som ikke-herdende Mg2Si-partikler etter ekstruderingen. Fordi det ikke kjøres en separat gjenoppløsning i dette tilfellet blir ikke det fulle styrkepotensialet for legeringen utnyttet. Dette betyr at nesten de samme resultatene for ekstruderbarhet og styrke kan oppnås med en mer lavlegert sammensetning med bare en normal homogeniserings- og ekstruderingsprosess. The presented example concerns an alloy 6061 of 1.0% Mg and 0.7% Si extruded at temperatures between 482 and 510 <9>C, which means that much of the alloying elements are present as non-hardening Mg2Si particles after the extrusion. Because a separate redissolution is not run in this case, the full strength potential of the alloy is not utilized. This means that almost the same results for extrudability and strength can be achieved with a lower alloy composition with just a normal homogenization and extrusion process.
US 4,659,396 dreier seg om utfelling av Mg og Si i grove Mg2Si-partikler som er ment å skulle starte kimdanning av korn ved hjelp av den påfølgende ekstruderingsprosessen. Dette vil gi en jevnere og mer finkornet struktur i den ekstruderte profilen. Ellers vil kornstrukturen bli ujevn med noen deler hvor det ikke har skjedd noen rekrystallisering og andre deler hvor det er forholdsvis store korn. Ved nærvær av korn av jevn størrelse langsmed den ekstruderte profilen kan man oppnå bedre mekaniske egenskaper, spesielt med hensyn til etterfølgende formingsoperasjoner. I tillegg til varmebehandlingen for å felle grove Mg2Si-partikler beskriver patentet et maksimalt innhold av dispersoidedannende grunnstoffer på 0,15 %, fortrinnsvis under 0,10 %. US 4,659,396 concerns the precipitation of Mg and Si in coarse Mg2Si particles which are intended to initiate the nucleation of grains by means of the subsequent extrusion process. This will give a smoother and more fine-grained structure in the extruded profile. Otherwise, the grain structure will be uneven with some parts where no recrystallization has occurred and other parts where there are relatively large grains. By the presence of grains of uniform size along the extruded profile, better mechanical properties can be achieved, especially with regard to subsequent forming operations. In addition to the heat treatment to precipitate coarse Mg2Si particles, the patent describes a maximum content of dispersoid-forming elements of 0.15%, preferably below 0.10%.
Legeringen er en AI-Mg-Si-type med MgaSi-partikler for å starte kimdanning med en høy antallstetthet av korn, hvor materialet deformeres under omstendigheter som gir rekrystallisering under deformeringstrinnet eller etter deformeringstrinnet ved fravær av en separat varmebehandling for å oppnå rekrystallisering. Innholdet av legeringselementer som Mn, Cr og Zr bør være tilstrekkelig til at det vil skje en rekrystallisering. Homogeniseringen utføres ved 527-582 9C i 0,5 til 10 timer. Støpeemnet varmebehandles ytterligere ved temperaturer på mellom 315 og 427 <e>C i 5 - 24 timer. Avkjølingshastigheten mellom homogeniseringstrinnet og den ekstra varmebehandlingen bør være 8 - 40 <9>C pr. time. Støpeemnet forvarmes til 343 - 482 <9>C før ekstruderingen. Etter ekstruderingen blir profilen oppløsningsbehandlet ved en temperatur på mellom 524 og 563 <9>C. Hovedmålet med oppfinnelsen er å oppnå en finkornet rekrystallisert mikrostruktur i materialet. The alloy is an AI-Mg-Si type with MgaSi particles to initiate nucleation with a high number density of grains, where the material is deformed under conditions that provide recrystallization during the deformation step or after the deformation step in the absence of a separate heat treatment to achieve recrystallization. The content of alloying elements such as Mn, Cr and Zr should be sufficient for recrystallization to occur. The homogenization is carried out at 527-582 9C for 0.5 to 10 hours. The casting is further heat treated at temperatures of between 315 and 427 <e>C for 5 - 24 hours. The cooling rate between the homogenization step and the additional heat treatment should be 8 - 40 <9>C per hour. The casting is preheated to 343 - 482 <9>C before extrusion. After extrusion, the profile is solution treated at a temperature of between 524 and 563 <9>C. The main aim of the invention is to achieve a fine-grained recrystallized microstructure in the material.
I eksemplene som beskrives i US Patent no. 4,659,396 nevnes ikke den positive virkningen av PSN-behandlingen (partikkelstimulert kimdanning) på ekstruderbarheten, trolig fordi de hovedsakelig fokuserer på kornstrukturen i det ekstruderte produktet (denne PSN-behandlingen kan også kalles mykgløding fordi en slik gløding ville gjøre deformasjonsmotstanden til bolten mye lavere enn med en standard homogenisering). Fordi potensialet for ekstruderingshastighet ikke utnyttes vil prosessen som beskrives i dette patentet være dyrere enn en standardprosess på grunn av den tidkrevende PSN-behandlingen før ekstruderingen. Hvis den ekstruderte profilen kan formes også etter en standard homogenisering vil en slik PSN-behandling av boltene være unødvendig og vil bli unngått på grunn av de økte kostnadene. In the examples described in US Patent no. 4,659,396 does not mention the positive effect of the PSN (particle stimulated nucleation) treatment on extrudability, probably because they mainly focus on the grain structure of the extruded product (this PSN treatment can also be called soft annealing because such annealing would make the deformation resistance of the bolt much lower than with a standard homogenization). Because the potential for extrusion speed is not utilized, the process described in this patent will be more expensive than a standard process due to the time-consuming PSN treatment prior to extrusion. If the extruded profile can also be shaped after a standard homogenization, such a PSN treatment of the bolts will be unnecessary and will be avoided due to the increased costs.
Dessuten beskriver ingen av de nevnte patentene hvordan man skal utnytte den positive effekten på mekaniske egenskaper av en kort lagringstid mellom gjenoppløsningen og utherdingen. Moreover, none of the mentioned patents describe how to utilize the positive effect on mechanical properties of a short storage time between the redissolution and curing.
Referansen "H. Bichsel und A. Ried, Wårmebehandlung, Fachberichte zum symposium der Deutsche Gesellschaft fur Metallkunde in Bad Neuheim, 1973, s. 173-192" fremlegger et eksperimentelt arbeid som viser virkningen av lagringstid ved romtemperatur mellom gjenoppløsning og utherding for 6xxx-legeringer. På figur 7 i dette arbeidet vises styrken av kunstig utherdete materialer som fås etter 24 timers lagringstid ved romtemperatur minus styrken etter ingen lagringstid for forskjellige 6xxx-legeringer. Denne figuren viser en negativ virkning av en lang lagringstid ved romtemperatur for 6xxx-legeringer med Mg- og Si-innhold på over omtrent 0,5 % hver. Denne artikkelen tar ikke i betraktning hvordan disse legeringene skal ekstruderes og oppnå rimelig god ekstruderingshastighet for høyt legerte sammensetninger. The reference "H. Bichsel und A. Ried, Wårmebehandlung, Fachberichte zum symposium der Deutsche Gesellschaft fur Metallkunde in Bad Neuheim, 1973, pp. 173-192" presents an experimental work showing the effect of storage time at room temperature between redissolution and quenching for 6xxx- alloys. Figure 7 in this work shows the strength of artificially hardened materials obtained after 24 hours of storage time at room temperature minus the strength after no storage time for various 6xxx alloys. This figure shows a negative effect of a long storage time at room temperature for 6xxx alloys with Mg and Si contents above about 0.5% each. This article does not consider how to extrude these alloys and achieve reasonably good extrusion rates for highly alloyed compositions.
I bilindustrien er det økende etterspørsel etter metoder for å redusere vekten av bilene og dermed redusere brennstofforbruket. Dette kan for eksempel gjøres ved å bruke aluminiumløsninger med tynnveggede ekstruderte profiler. Men reduksjon av veggtykkelsen til de ekstruderte profilene vil samtidig kreve at man bruker aluminiumlegeringer som gir høyere styrkeverdier. Problemet med dette er at både de tynnere veggene i profilene og bruk av legeringer som gir høyere styrkeverdier vil redusere ekstruderingshastigheten for profilen. In the car industry, there is a growing demand for methods to reduce the weight of cars and thereby reduce fuel consumption. This can be done, for example, by using aluminum solutions with thin-walled extruded profiles. But reducing the wall thickness of the extruded profiles will also require the use of aluminum alloys that give higher strength values. The problem with this is that both the thinner walls in the profiles and the use of alloys that give higher strength values will reduce the extrusion speed of the profile.
Den foreliggende oppfinnelsen beskriver en prosesslinje med mykgløding av boltene, forvarming av bolten, ekstrudering og avkjøling av profilen, strekking og eventuelt forming, gjenoppløsningsbehandling av profilen, bråkjøling av profilen, eventuell nødvendig forming av profilen og utherding av profilen så snart som mulig etter gjenoppløsningen. Den beskrevne prosesslinjen er forbedret med hensyn til kjente løsninger på den måten at basert på metallurgisk viten om 6xxx-typen av legeringer optimaliserer den ekstruderingshastigheten, øker formbarheten av de ekstruderte seksjonene og maksimaliserer de mekaniske egenskapene til sluttproduktet. Ved å utføre en utherding for eksempel innen 10 minutter etter en gjenoppløsning kan styrken av høylegerte 6xxx-legeringer økes med 20-50 MPa i forhold til en lagringstid på 4 timer eller lengre ved romtemperatur før utherding. The present invention describes a process line with soft annealing of the bolts, preheating of the bolt, extrusion and cooling of the profile, stretching and possibly forming, re-dissolving treatment of the profile, quenching of the profile, possibly necessary shaping of the profile and hardening of the profile as soon as possible after re-dissolving. The described process line is improved with respect to known solutions in such a way that, based on the metallurgical knowledge of the 6xxx type of alloys, it optimizes the extrusion speed, increases the formability of the extruded sections and maximizes the mechanical properties of the final product. By carrying out a quench, for example, within 10 minutes of a redissolution, the strength of high-alloy 6xxx alloys can be increased by 20-50 MPa compared to a storage time of 4 hours or longer at room temperature before quenching.
Utfra H. Bischsel og A. Rieds arbeid kan man undres på hvorfor den positive virkningen av kort lagringstid på 6xxx-legeringer av høy styrke ikke har blitt utnyttet mer tidligere. Grunnen til derte er mest sannsynlig de ekstra kostnadene i forbindelse med å utføre gjenoppløsningsbehandlingen av profilene etter ekstruderingen, noe som er nødvendig for å kontrollere lagringstiden før utherdingen. Based on H. Bischsel and A. Ried's work, one may wonder why the positive effect of short storage time on high-strength 6xxx alloys has not been exploited more earlier. The reason for this is most likely the additional costs associated with performing the re-dissolving treatment of the profiles after extrusion, which is necessary to control the storage time before curing.
Det er bare US patent 3,990,922 som hentyder til den positive effekten av mykgløding på ekstruderingshastigheten, men i dette tilfellet er det ikke beskrevet noen separat gjenoppløsning. Prosessgangen som beskrives i denne referansen kan altså ikke dra nytte av den positive effekten av den korte lagringstiden mellom gjenoppløsning og utherding. De andre patentene som er beskrevet ovenfor beskriver ikke hvordan man skal utnytte fordelen med mykglødingsprosessen på ekstruderingshastigheten, og nevner ikke effekten av lagringstiden mellom gjenoppløsning og utherding. Only US patent 3,990,922 alludes to the positive effect of soft annealing on extrusion speed, but in this case no separate redissolution is described. The process described in this reference cannot therefore take advantage of the positive effect of the short storage time between redissolution and curing. The other patents described above do not describe how to exploit the advantage of the soft annealing process on extrusion speed, and do not mention the effect of the storage time between redissolution and curing.
Det er bare når disse to positive effektene kombineres på en oppfinnsom måte at man oppdager det virkelige økonomiske potensialet. Synergieffektene av den oppfinnsomme kombinasjonen av disse to prosessene er svært sterke. Med den foreliggende oppfinnelsen kombineres mykglødingprosessen som gir betydelig høyere ekstruderingshastigheter og som uansett krever gjenoppløsningsbehandling av de ekstruderte seksjonene, med en kort lagringstid mellom gjenoppløsning og utherding for å få ekstra styrke ut av materialet. Med denne kombinasjonen kan man tilfredsstille kravene til lavere vekt og høyere styrke for de ekstruderte profilene og likevel oppnå en forholdsvis høy produktivitet og dermed lav pris for produktene. It is only when these two positive effects are combined in an inventive way that one discovers the real economic potential. The synergistic effects of the inventive combination of these two processes are very strong. With the present invention, the soft annealing process, which gives significantly higher extrusion speeds and which in any case requires re-dissolving treatment of the extruded sections, is combined with a short storage time between re-dissolving and curing to get extra strength out of the material. With this combination, one can satisfy the requirements for lower weight and higher strength for the extruded profiles and still achieve a relatively high productivity and thus a low price for the products.
På grunn av mykglødingen vil mye av Mg- og Si-innholdet være ute av fast løsning og foreligge som store MgaSi-partikler etter ekstruderingen. Dermed må materialet oppløsningsbehandles for at man skal kunne utnytte styrkepotensialet i materialet. Både mykglødingen og gjenoppløsningen etterpå vil være prosesstrinn som øker kostnadene for å produsere ferdige deler av de ekstruderte profilene. De økte kostnadene for disse trinnene må man kompensere for på en eller annen måte. Eksemplene som er vist i den foreliggende oppfinnelsen viser at det er mulig å fordoble ekstruderingshastigheten ved hjelp av mykgløding. Dette vil mer enn kompensere for de ekstra kostnadene både ved mykglødingen og gjenoppløsningen. Due to the soft annealing, much of the Mg and Si content will be out of solid solution and present as large MgaSi particles after extrusion. Thus, the material must be solution treated in order to be able to utilize the strength potential in the material. Both the soft annealing and the redissolution afterwards will be process steps that increase the costs of producing finished parts of the extruded profiles. The increased costs for these steps must be compensated for in some way. The examples shown in the present invention show that it is possible to double the extrusion speed by means of soft annealing. This will more than compensate for the additional costs of both soft annealing and redissolution.
Siden materialet i ekstrudert tilstand inneholder en mengde store Mg2Si-partikler er det bløtt og har god formbarhet. Derfor kan man med fordel utføre en slags preforming av arbeidsstykket eller profilen i denne tilstanden, før gjenoppløsningen. Since the material in the extruded state contains a quantity of large Mg2Si particles, it is soft and has good formability. Therefore, it is advantageous to carry out a kind of preforming of the workpiece or profile in this state, before re-dissolving.
En vanlig måte å produsere ferdige deler av ekstruderte seksjoner på i dag er å utføre ekstruderingsoperasjonen på normale homogeniserte støpeemner og sikre at det meste av Mg- og Si-innholdet foreligger i fast løsning etter ekstruderingen. De ekstruderte seksjonene vil så bli kappet i ønsket lengde og forming av profilene gjøres i ekstrudert tilstand. Et av problemene med dette er at den ekstruderte profilen utherder naturlig ved romtemperatur og flytespenningen for profilen høynes med lengre lagringstid ved romtemperatur. Siden ekstrudering av seksjonene normalt ikke foregår i linje med den påfølgende formeoperasjonen vil man få forskjellige lagringstider. For mer kompliserte produkter kan dette føre til problemer med å oppnå dimensjonstoleransene for de formede delene på grunn av forskjeller i uønsket formendring (springback) etter formingen. Med en separat gjenoppløsning i linje med den påfølgende formeoperasjonen i henhold til den foreliggende oppfinnelsen vil tiden mellom disse operasjonene være kort og konstant. Resultatet vil være mye mer konsistente mekaniske egenskaper i tillegg til at materialet blir smidigere før formeoperasjonen enn det blir etter lengre lagringstider ved romtemperatur. Dette vil være en ytterligere fordel med den foreslåtte prosesslinjen sammenliknet med en standardmetode for å produsere ferdige deler av ekstruderte profiler. A common way to produce finished parts from extruded sections today is to perform the extrusion operation on normal homogenized castings and ensure that most of the Mg and Si content is in solid solution after extrusion. The extruded sections will then be cut to the desired length and shaping of the profiles is done in the extruded state. One of the problems with this is that the extruded profile hardens naturally at room temperature and the yield stress for the profile increases with longer storage time at room temperature. Since the extrusion of the sections does not normally take place in line with the subsequent molding operation, different storage times will result. For more complicated products, this can lead to problems in achieving the dimensional tolerances for the formed parts due to differences in unwanted springback after forming. With a separate redissolution in line with the subsequent molding operation according to the present invention, the time between these operations will be short and constant. The result will be much more consistent mechanical properties in addition to the material becoming more flexible before the molding operation than it is after longer storage times at room temperature. This would be a further advantage of the proposed process line compared to a standard method of producing finished parts of extruded profiles.
Dessuten vil det med gjenoppløsningen i linje med den påfølgende formeoperasjonen være mulig å gjøre utherdingsoperasjonen i linje og dermed utnytte den positive effekten av korte lagringstider ved romtemperatur på de mekaniske egenskapene for 6xxx-legeringer av høy styrke. Uten en separat gjenoppløsningsprosess vil det ikke være mulig å dra fordel av denne muligheten, og styrken av det ferdige produktet vil bli lavere. Moreover, with the redissolution in line with the subsequent forming operation, it will be possible to make the quenching operation in line and thus exploit the positive effect of short storage times at room temperature on the mechanical properties of high-strength 6xxx alloys. Without a separate redissolution process, it will not be possible to take advantage of this opportunity, and the strength of the finished product will be lower.
Ved å utnytte og optimalisere alle prosesstrinnene sammen vil den foreliggende oppfinnelsen ha en fordel fremfor de tidligere løsningene i det at det ferdige produktet kan produseres med minimale utgifter, med bedre toleranser og med høyere og mer konsistente mekaniske egenskaper enn hva man oppnår med de prosessganger som er beskrevet i de tidligere kjente fremgangsmåtene som er diskutert ovenfor. By utilizing and optimizing all the process steps together, the present invention will have an advantage over the previous solutions in that the finished product can be produced with minimal expenditure, with better tolerances and with higher and more consistent mechanical properties than what is achieved with the process steps that are described in the prior art methods discussed above.
Disse og andre fordeler kan oppnås i henhold til den foreliggende oppfinnelse, slik den er definert i de vedføyde patentkrav 1-14. These and other advantages can be achieved according to the present invention, as defined in the appended patent claims 1-14.
Den foreliggende oppfinnelsen beskrives videre nedenfor med eksempler, figurer og tabeller hvor: Fig. 1 viser en skjematisk gjengivelse av prosesstrinnene i en realisering av The present invention is further described below with examples, figures and tables where: Fig. 1 shows a schematic representation of the process steps in a realization of
oppfinnelsen, the invention,
Fig. 2 viser en skjematisk temperatur-/tidskurve for homogeniseringen og Fig. 2 shows a schematic temperature/time curve for the homogenization and
mykglødingprosessen, the soft annealing process,
Fig. 3 viser en skjematisk temperatur-/tidskurve for forvarmingen av bolten, Fig. 3 shows a schematic temperature/time curve for the preheating of the bolt,
ekstruderingen og avkjølingen av den ekstruderte profilen, the extrusion and cooling of the extruded profile,
Fig. 4 viser en skjematisk temperatur-/tidskurve for gjenoppløsningsbehandlingen og bråkjølingen av den ekstruderte profilen eller arbeidsstykket samt for formeoperasjonen og den avsluttende utherdingen, Fig. 4 shows a schematic temperature/time curve for the redissolution treatment and the quenching of the extruded profile or workpiece as well as for the forming operation and the final hardening,
Fig. 5 viser et bilde av mikrostrukturen i en mykglødet bolt av legering 6061, Fig. 5 shows a picture of the microstructure in a soft-annealed bolt of alloy 6061,
Fig. 6 viser et bilde av mikrostrukturen i en mykglødet bolt av legering 6082, Fig. 6 shows a picture of the microstructure in a soft-annealed bolt of alloy 6082,
Fig. 7 viser virkningen av lagringstiden mellom gjenoppløsning og utherding på Fig. 7 shows the effect of the storage time between redissolution and curing on
styrken av en 6082-legering, the strength of a 6082 alloy,
Tabell 1 viser sammensetningen av en 6061-legering, Table 1 shows the composition of a 6061 alloy,
Tabell 2 viser resultater fra ekstruderte prøver med en 6061 -legering, Table 2 shows results from extruded samples with a 6061 alloy,
Tabell 3 viser varmebehandling av og mekaniske egenskaper for en 6061 -legering, Table 3 shows heat treatment of and mechanical properties for a 6061 alloy,
Tabell 4 viser sammensetningen av 6082-legeringen som brukes i eksempel 2, Table 4 shows the composition of the 6082 alloy used in Example 2,
Tabell 5 viser resultater fra ekstruderte prøver med 6082-legeringen i eksempel 2, Table 5 shows results from extruded samples with the 6082 alloy in Example 2,
Tabell 6 viser varmebehandling av og mekaniske egenskaper for 6082-legeringen i Table 6 shows heat treatment of and mechanical properties for the 6082 alloy i
eksempel 2, example 2,
Tabell 7 viser sammensetningen av 6082-legeringen som brukes i eksempel 3. Table 7 shows the composition of the 6082 alloy used in Example 3.
På figur 1 blir bolten homogenisert i prosesstrinn 1 som for 6xxx-legeringer vanligvis utføres ved en temperatur på mellom 520 og 600 <2>C i 1-12 timer, se også fig. 2. Hensikten med denne behandlingen er å jevne ut fordelingen av legeringselementer som Mg og Si. I tillegg modifiserer homogeniseringen av 6xxx-legeringer de Fe-holdige partiklene både i fasong og sammensetning. For 6060/6063-typen av legeringer er det viktig å få de Fe-holdige partiklene som dannes under støping av bolten overført til alfa-typen som ser ut til å gi bedre overflatekvalitet for de ekstruderte profilene. Men hvis boltene mykglødes kan det være et alternativ å kutte ut den normale homogeniseringen. In figure 1, the bolt is homogenized in process step 1 which for 6xxx alloys is usually carried out at a temperature of between 520 and 600 <2>C for 1-12 hours, see also fig. 2. The purpose of this treatment is to even out the distribution of alloying elements such as Mg and Si. In addition, the homogenization of 6xxx alloys modifies the Fe-containing particles in both shape and composition. For the 6060/6063 type of alloys it is important to have the Fe containing particles formed during casting of the bolt transferred to the alpha type which appears to give better surface quality for the extruded profiles. But if the bolts are soft annealed, cutting out the normal homogenization may be an alternative.
I trinn 2 blir bolten utsatt for en mykgløding som har til hensikt å fjerne så mye Mg og Si som mulig fra fast løsning og binde grunnstoffene i form av forholdsvis grove Mg2Si-partikler. Dette gjøres for å redusere deformasjonsmotstanden så mye som mulig under den påfølgende ekstruderingsoperasjonen. For at man skal oppnå dette må Mg2Si-partiklene være store nok til å være forholdsvis stabile under forvarmingsoperasjonen før ekstruderingen. Den beste måten å oppnå en slik partikkelstruktur på vil være å kjøle ned bolten forholdsvis sakte (5-50 <e>C i timen) fra homogeniseringstemperaturen til en temperatur på mellom 300 og 450 <S>C, hvor det utføres en isoterm varmebehandling. Varigheten av denne isoterme varmebehandlingen vil normalt variere mellom 2 og 24 timer, se fig. 2. Avkjølingshastigheten fra denne temperaturen for den isoterme behandlingen ned til romtemperatur anses ikke for å være viktig, men den bør fortrinnsvis være under 200 <9>C i timen. Alle temperatur/tid-kombinasjoner som fører til den ønskede mikrostrukturen med forholdsvis grove Mg2Si-partikler i bolten vil gi omtrent det samme resultatet i den påfølgende ekstruderingsoperasjonen. Dette kan være en prosessgang som ikke inneholder en homogenisering før mykglødingen. For å redusere utgiftene bør mykglødingen gjøres optimal med hensyn til tiden. In step 2, the bolt is subjected to a soft annealing which aims to remove as much Mg and Si as possible from solid solution and bind the elements in the form of relatively coarse Mg2Si particles. This is done to reduce the deformation resistance as much as possible during the subsequent extrusion operation. In order to achieve this, the Mg2Si particles must be large enough to be relatively stable during the preheating operation prior to extrusion. The best way to achieve such a particle structure would be to cool the bolt relatively slowly (5-50 <e>C per hour) from the homogenization temperature to a temperature of between 300 and 450 <S>C, where an isothermal heat treatment is carried out. The duration of this isothermal heat treatment will normally vary between 2 and 24 hours, see fig. 2. The cooling rate from this temperature for the isothermal treatment down to room temperature is not considered to be important, but it should preferably be below 200 <9>C per hour. All temperature/time combinations that lead to the desired microstructure with relatively coarse Mg2Si particles in the bolt will give approximately the same result in the subsequent extrusion operation. This can be a process step that does not contain a homogenization before the soft annealing. In order to reduce costs, soft annealing should be optimized in terms of time.
Den optimale kjemiske sammensetningen for en bolt som utsettes for mykglødingen vil være avhengig av hvilke egenskaper sluttproduktet skal ha. Men hvis målet er både å maksimalisere ekstruderbarheten og de mekaniske egenskapene vil den optimale sammensetningen ha følgende egenskaper: • Mg/Si-forholdet bør fortrinnsvis være høyt nok til å unngå at det opptrer Si-partikler i materialet sammen med Mg2Si-partikler. Hvis begge disse partikkeltypene er til stede samtidig vil partiklene smelte når man oppnår den ternære eutektiske temperaturen for systemet Al + Mg2Si + Si -> smelte i profilen under ekstruderingen. Når dette skjer vil profilen bli opprevet. Denne ternære eutektiske temperaturen er omtrent 555 <e>C, det vil si betydelig lavere enn den binære eutektiske temperaturen 595 <Q>C for systemet Al + Mg2Si -> smelte. Derfor vil ekstruderingshastigheten før en får rivninger i profilen være høyere uten Si-partikler i materialet før ekstruderingen. • Boltene bør fortrinnsvis ikke inneholde for store mengder av dispersoidedannende grunnstoffer fordi dette vil øke deformasjonsmotstanden under ekstruderingen og dermed fjerne noe av effekten av mykglødingen. Dessuten, hvis mengden av dispersoide grunnstoffer er på grensen til å hindre rekrystallisering kan resultatet bli en uønsket mikrostruktur med grove korn. • Mykglødingprosessen vil virke best for høylegerte sammensetninger. Dette skyldes at ekstruderingshastigheten for normalt bearbeidede bolter blir lavere ettersom Mg- og Si-innholdet øker, mens for mykglødede støpeemner vil ekstruderingshastigheten være nesten uavhengig av Mg- og Si-innholdet, ettersom denne behandlingen gir de samme mengdene av Mg og Si i fast løsning. For lavlegerte sammensetninger, slik som 6060-legeringene, kan ekstruderingshastighetene være lavere for mykglødede støpeemner enn for normalt behandlede støpeemner fordi de sistnevnte vil ha så små mengder av Mg2Si-partikler at den kritiske temperaturen for oppriving vil være høyere enn for de mykglødede støpeemnene. Altså vil opprivingen for normale 6060-støpeemner begrenses av legeringens solidustemperatur, som er høyere enn for en mykglødet legering som vil ha det binære eutektikumet som kritisk temperatur. Siden 6060-legeringene inneholder så lite legeringsgrunnstoffer vil det ikke være mye deformasjonsmotstand å vinne på å felle ut Mg2Si-partiklene. En annen grunn til at den optimaliserte prosessen som beskrives her vil virke best for høylegerte sammensetninger er at den gunstige virkningen av en kort lagringstid ved romtemperatur på de mekaniske egenskapene er høyest for et høyt innhold av legeringsgrunnstoffer. For en legering med 0,5 vektprosent Si og 0,5 vektprosent Mg blir de mekaniske egenskapene nesten ikke påvirket av lagring ved romtemperatur mellom gjenoppløsning og utherding. For mer lavlegerte sammensetninger er virkningen av kort lagringstid negativ og den blir mindre gunstig jo mer innholdet av legeringsgrunnstoffer synker. The optimal chemical composition for a bolt that is subjected to the soft annealing will depend on which properties the final product should have. However, if the aim is to maximize both the extrudability and the mechanical properties, the optimal composition will have the following properties: • The Mg/Si ratio should preferably be high enough to avoid the appearance of Si particles in the material together with Mg2Si particles. If both of these particle types are present at the same time, the particles will melt when the ternary eutectic temperature is reached for the system Al + Mg2Si + Si -> melt in the profile during extrusion. When this happens, the profile will be revoked. This ternary eutectic temperature is approximately 555 <e>C, i.e. significantly lower than the binary eutectic temperature 595 <Q>C for the system Al + Mg2Si -> melt. Therefore, the extrusion speed before tearing in the profile will be higher without Si particles in the material before extrusion. • The bolts should preferably not contain excessive amounts of dispersoid-forming elements because this will increase the resistance to deformation during extrusion and thus remove some of the effect of the soft annealing. Moreover, if the amount of dispersoid elements is on the limit of preventing recrystallization, the result can be an undesirable microstructure with coarse grains. • The soft annealing process will work best for high alloy compositions. This is because the extrusion rate for normally machined bolts becomes lower as the Mg and Si content increases, while for soft annealed castings the extrusion rate will be almost independent of the Mg and Si content, as this treatment yields the same amounts of Mg and Si in solid solution . For low-alloy compositions, such as the 6060 alloys, extrusion rates may be lower for soft-annealed castings than for normally treated castings because the latter will have such small amounts of Mg2Si particles that the critical temperature for embrittlement will be higher than for the soft-annealed castings. Thus, the tearing for normal 6060 castings will be limited by the alloy's solidus temperature, which is higher than for a soft-annealed alloy that will have the binary eutectic as its critical temperature. Since the 6060 alloys contain so little alloying elements, there will not be much deformation resistance to be gained by precipitating the Mg2Si particles. Another reason why the optimized process described here will work best for highly alloyed compositions is that the beneficial effect of a short storage time at room temperature on the mechanical properties is highest for a high content of alloying elements. For an alloy with 0.5 wt% Si and 0.5 wt% Mg, the mechanical properties are almost unaffected by storage at room temperature between redissolution and quenching. For more low-alloy compositions, the effect of a short storage time is negative and it becomes less favorable the more the content of alloying elements decreases.
I trinn 3 oppvarmes støpeemnet til en forhåndsinnstilt temperatur og føres inn i en ekstruderingspresse, se også fig. 3. Det viktigste å ta i betraktning under forvarmingen er å unngå at noen vesentlig andel av Mg2Si-partiklene som har dannet seg under mykglødingen går i oppløsning igjen. Både temperaturen og hvor lenge materialet utsettes for denne temperaturen er viktige parametre. Ved temperaturer over omtrent 400 <S>C bør tiden være så kort som mulig, og derfor ser det ut til at induksjonsoppvarming av støpeemnene er den beste løsningen. Men en gassovn med rask oppvarming fra omtrent 350 <e>C i de siste sonene vil også fungere godt i de fleste tilfellene. Siden bolten er forholdsvis bløt og det ikke kreves at Mg2Si-partiklene skal løses opp under ekstruderingsprosessen vil temperaturen i bolten før ekstruderingen være betydelig lavere enn hva som brukes i en normal prosess i dag. In step 3, the casting is heated to a preset temperature and fed into an extrusion press, see also fig. 3. The most important thing to take into account during the preheating is to avoid any significant proportion of the Mg2Si particles that have formed during the soft annealing dissolving again. Both the temperature and how long the material is exposed to this temperature are important parameters. At temperatures above about 400 <S>C, the time should be as short as possible, and therefore induction heating of the castings appears to be the best solution. But a gas oven with rapid heating from about 350<e>C in the last zones will also work well in most cases. Since the bolt is relatively soft and it is not required that the Mg2Si particles be dissolved during the extrusion process, the temperature in the bolt before extrusion will be significantly lower than what is used in a normal process today.
Trinn 4 i prosesslinjen er ekstruderingsprosessen som innbefatter avkjøling og strekking etter ekstruderingen. Siden det meste av Mg- og Si-innholdet er felt ut som grove Mg2Si-partikler vil deformasjonsmotstanden og dermed varmedannelsen være mye mindre enn for støpeemner som homogeniseres på normal måte. Nærværet av slike grove MggSi-partikler i materialet som skal ekstruderes har i tester vist seg å gi en økning i ekstruderingshastigheten med så mye som 100% sammenliknet med ekstrudering av den samme legeringen uten at man har latt det felles ut slike partikler med en mykgløding. Med den beskrevne prosesslinjen er kravene til avkjøling etter ekstruderingen ikke særlig strenge og det eneste som betyr noe er å ha profilene kalde nok til at de kan strekkes. Etter ekstruderingen kan profilen eller arbeidsstykket med fordel gjennomgå et preformingstrinn mens deformasjonsmotstanden er lav på grunn av de grove Mg2Si-partiklene i materialet. Step 4 of the process line is the extrusion process which includes cooling and stretching after extrusion. Since most of the Mg and Si content is precipitated as coarse Mg2Si particles, the deformation resistance and thus the heat generation will be much less than for castings that are homogenized in the normal way. The presence of such coarse MggSi particles in the material to be extruded has been shown in tests to increase the extrusion speed by as much as 100% compared to extrusion of the same alloy without such particles being precipitated with a soft annealing. With the process line described, the requirements for cooling after extrusion are not very strict and the only thing that matters is having the profiles cold enough to stretch. After extrusion, the profile or workpiece can advantageously undergo a preforming step while the deformation resistance is low due to the coarse Mg2Si particles in the material.
I trinn 5 blir arbeidsstykker av den ekstruderte profilen oppløsningsbehandlet for å løse opp Mg2Si-partiklene som dannes i mykglødingen, se også fig. 4. For å løse opp alle Mg2Si-partiklene og utnytte hele potensialet for utherdingsherding må temperaturen ved gjenoppløsningen ligge over solvustemperaturen for legeringen. For en normal 6061-legering med omtrent 0,9 vektprosent Mg og 0,6 vektprosent Si er denne temperaturen mellom 530 og 540 <Q>C. For å redusere den tiden som trengs for oppløsning av Mg2Si-partiklene vil en temperatur for gjenoppløsning på 10-20 <S>C over denne temperaturen trolig være det beste praktiske valget. På den annen side kan man få alvorlig kornvekst i de ekstruderte profilene hvis temperaturen ved gjenoppløsningen er for høy og dermed svekke egenskapene til det ferdige produktet. Etter gjenoppløsningen må arbeidsstykkene av de ekstruderte seksjonene avkjøles så raskt som mulig til romtemperatur for å opprettholde et høyt herdepotensiale for utherdingen. Man bør dra nytte av de siste nyvinningene innen bråkjøling av profiler for å hindre at arbeidsstykkene får for mange geometriske forvridninger. In step 5, workpieces of the extruded profile are solution treated to dissolve the Mg2Si particles formed in the soft annealing, see also fig. 4. In order to dissolve all the Mg2Si particles and utilize the full potential for quench hardening, the temperature at redissolution must be above the solvus temperature of the alloy. For a normal 6061 alloy with about 0.9 wt% Mg and 0.6 wt% Si, this temperature is between 530 and 540 <Q>C. In order to reduce the time needed for dissolution of the Mg2Si particles, a temperature for redissolution of 10-20 <S>C above this temperature would probably be the best practical choice. On the other hand, severe grain growth can occur in the extruded profiles if the temperature during redissolution is too high and thus weaken the properties of the finished product. After redissolution, the workpieces of the extruded sections must be cooled as quickly as possible to room temperature to maintain a high cure potential for the quench. One should take advantage of the latest innovations in quenching of profiles to prevent the workpieces from getting too many geometric distortions.
Den endelige formings- og bearbeidingsoperasjonen kan utføres i trinn 6. Etter bråkjøling fra temperaturen ved gjenoppløsningen inneholder aluminiumgitteret et høyt antall vakanser. Disse vakansene vil ha en tendens til å migrere mot ujevnheter i aluminiumgitteret, og konsentrasjonen av vakanser vil synke med tiden ved romtemperatur. Hvis materialet er deformert, for eksempel ved bøying, vil det dannes mange dislokasjoner i aluminiumgitteret. Disse dislokasjonene vil forplante seg gjennom materialet og kan dermed fjerne noen av vakansene. Siden disse vakansene spiller en viktig rolle under kimdanningen for de herdende utfellingene kan noe av herdepotensialet gå tapt hvis en del av vakansene fjernes. I tilfellet effekten ikke så stor, kan formeoperasjonen utføres med en gang. I andre tilfeller kan profilene eller arbeidsstykkene utsettes for en kort gløding ved en temperatur på mellom 90 og 120 <Q>C i 1-120 minutter, fortrinnsvis i et oljebad før formeoperasjonen. Hensikten med denne korte glødingen før formingen er altså å danne en høy tetthet av kim for herdende Mg2Si-partikler som er stabile nok til å overleve formeoperasjonen uten å gå i fast løsning igjen. The final forming and machining operation can be carried out in step 6. After quenching from the redissolution temperature, the aluminum grid contains a high number of vacancies. These vacancies will tend to migrate towards irregularities in the aluminum lattice, and the concentration of vacancies will decrease with time at room temperature. If the material is deformed, for example by bending, many dislocations will form in the aluminum lattice. These dislocations will propagate through the material and can thus remove some of the vacancies. Since these vacancies play an important role during the nucleation of the hardening precipitates, some of the hardening potential may be lost if part of the vacancies are removed. In the event that the effect is not so great, the molding operation can be carried out at once. In other cases, the profiles or workpieces can be subjected to a short annealing at a temperature of between 90 and 120 <Q>C for 1-120 minutes, preferably in an oil bath before the forming operation. The purpose of this short annealing before shaping is thus to form a high density of nuclei for hardening Mg2Si particles which are stable enough to survive the shaping operation without going into solid solution again.
De mekaniske egenskapene både direkte etter bråkjølingen og etter en kortvarig utherding før formeoperasjonen vil være konsistente. Konsistente mekaniske egenskaper i de ekstruderte arbeidsstykkene før bearbeidingen i formetrinnet/- trinnene vil bidra til mindre geometrisk avvik i dimensjoner for det ferdige produktet. I formetrinnet/-trinnene kan arbeidsstykkene for eksempel bøyes, smis eller hydroformes. The mechanical properties both directly after the quenching and after a brief hardening before the molding operation will be consistent. Consistent mechanical properties in the extruded workpieces prior to processing in the forming step(s) will contribute to less geometric deviation in dimensions for the finished product. In the forming step(s), the workpieces can, for example, be bent, forged or hydroformed.
Den formede profilen eller arbeidsstykket behandles til slutt i en utherdingsoperasjon, trinn 7, for å forbedre de mekaniske egenskapene til produktet. I dette trinnet blir profilen varmebehandlet ved en temperatur på mellom 140 og 230 <9>C i et tidsrom som kan variere fra 1 til 24 timer avhengig av den temperaturen man har valgt å bruke til utherdingen. Som nevnt har data i litteraturen og tester vist at høylegerte 6xxx-legeringer kan få betydelig høyere mekanisk styrke etter utherding hvis den utføres like etter gjenoppløsningen (en økning på 5 -15 %). The shaped profile or workpiece is finally treated in a quenching operation, step 7, to improve the mechanical properties of the product. In this step, the profile is heat-treated at a temperature of between 140 and 230 <9>C for a period of time that can vary from 1 to 24 hours, depending on the temperature you have chosen to use for curing. As mentioned, data in the literature and tests have shown that high-alloy 6xxx alloys can gain significantly higher mechanical strength after quenching if it is carried out soon after redissolution (an increase of 5-15%).
Når en utfellingsherdende legering som AlMgSi bråkjøles til romtemperatur vil det foregå reaksjoner ved denne temperaturen og atomene av Mg og Si i fast løsning vil ha en tilbøyelighet til å klumpe seg i det som i litteraturen gjerne kalles GP-soner. Antall GP-soner vil øke og størrelsen av GP-sonene vil øke i samsvar med hvor lenge legeringen befinner seg på romtemperatur. Når et materiale med GP-soner som er dannet ved romtemperatur utsettes for utherding ved en høyere temperatur vil antallstettheten av herdende Mg-Si-utfellinger avhenge av flere faktorer. Hvis det skjer en reverseringsreaksjon (oppløsning) før den endelige utfellingen av herdefasene vil dette føre til en lavere antallstetthet av herdende Mg-Si-partikler og dermed lavere styrke. For korte lagringstider ved romtemperatur vil det ikke være noen eller bare svært små GP-soner, og det vil trolig ikke skje noen reverseringsreaksjon før utfellingen av de herdende Mg-Si-utfellingene. I tillegg vil en høy konsentrasjon av vakanser som stammer fra bråkjølingen etter gjenoppløsningen støtte opp under kimdannelsesreaksjonene og trolig gi en høyere tetthet av herdende Mg-Si-utfellinger enn uten dette overskuddet av vakanser. Ettersom tiden går blir GP-sonene større og det vil trolig opptre reverseringsreaksjoner før dannelsen av de herdende Mg-Si-utfellingene. Dessuten vil konsentrasjonen av vakanser være lavere, noe som fører til en lavere tetthet av herdende Mg-Si-utfellinger og dermed lavere styrke. Dette kan være forklaringen på hvorfor 6xxx-legeringer med høy styrke oppfører seg på denne måten. When a precipitation-hardening alloy such as AlMgSi is quenched to room temperature, reactions will take place at this temperature and the atoms of Mg and Si in solid solution will have a tendency to clump together in what is often called GP zones in the literature. The number of GP zones will increase and the size of the GP zones will increase in accordance with how long the alloy is at room temperature. When a material with GP zones formed at room temperature is subjected to quenching at a higher temperature, the number density of hardening Mg-Si precipitates will depend on several factors. If a reversal reaction (dissolution) occurs before the final precipitation of the hardening phases, this will lead to a lower number density of hardening Mg-Si particles and thus lower strength. For short storage times at room temperature, there will be no or only very small GP zones, and no reversal reaction will probably occur before the precipitation of the hardening Mg-Si precipitates. In addition, a high concentration of vacancies originating from the quenching after redissolution will support during the nucleation reactions and probably give a higher density of hardening Mg-Si precipitates than without this excess of vacancies. As time goes on, the GP zones become larger and reversal reactions will probably occur before the formation of the hardening Mg-Si precipitates. Moreover, the concentration of vacancies will be lower, which leads to a lower density of hardening Mg-Si precipitates and thus lower strength. This may explain why high strength 6xxx alloys behave this way.
I det følgende vises testresultater for forskjellige legeringer som er behandlet i henhold til den foreliggende oppfinnelsen. Hver legering er identifisert med det vanlig brukte legeringsnavnet og innholdet av legeringsgrunnstoffer. In the following, test results are shown for various alloys that have been treated according to the present invention. Each alloy is identified by the commonly used alloy name and the content of alloying elements.
Eksempel 1 Example 1
I dette eksempelet ble en 6061-legering med sammensetning som oppgitt i tabell 1 ble støpt til bolter med diameter 95 mm. In this example, a 6061 alloy with the composition given in Table 1 was cast into 95 mm diameter bolts.
Tabell 1, sammensetning av 6061-legeringen i vektprosent. Table 1, composition of the 6061 alloy in percent by weight.
Mykglødingen av legeringen ble gjort som følger: The soft annealing of the alloy was done as follows:
Oppvarming til 575 <S>C innen 3 timer, 3 timer ved 575 <9>C, avkjøling med 25 <Q>C i timen ned til 400 <9>C, 8 timers holdetid på 400°C og deretter avkjøling i stillestående luft. Heating to 575 <S>C within 3 hours, 3 hours at 575 <9>C, cooling at 25 <Q>C per hour down to 400 <9>C, 8 hours holding time at 400°C and then cooling in still air .
Figur 5 viser et bilde av mikrostrukturen etter denne herdingen. Som man kan se har materialet mange Mg2Si-partikler med diameter i området 3-10 u.m. De lysere grå partiklene er primære partikler fra støpingen. Figure 5 shows a picture of the microstructure after this hardening. As can be seen, the material has many Mg2Si particles with a diameter in the range of 3-10 u.m. The lighter gray particles are primary particles from the casting.
De normalt behandlede støpeemnene ble homogenisert ved 575 <e>C i 3 timer og så avkjølt med en hastighet på omtrent 350 <e>C i timen til 200 aC, og med en hastighet på 150 <e>C i timen fra 200 <e>C til romtemperatur. The normally treated castings were homogenized at 575 <e>C for 3 hours and then cooled at a rate of approximately 350 <e>C per hour to 200 aC, and at a rate of 150 <e>C per hour from 200 <e >C to room temperature.
Ekstruderingstestene ble gjort med en 800-tonns presse utstyrt med en induksjonsovn for å varme opp støpeemnene. Hastigheten av oppvarmingen til den endelige forvarmingstemperaturen var omtrent 80 <e>C i minuttet. The extrusion tests were done with an 800-ton press equipped with an induction furnace to heat the castings. The rate of heating to the final preheating temperature was about 80<e>C per minute.
I tabell 2 er ekstruderingshastighetene listet opp for liknende bolttemperaturer for både normalt behandlede og mykglødede støpeemner. In Table 2, the extrusion rates are listed for similar bolt temperatures for both normally treated and soft annealed castings.
Tabell 2. Resultater fra ekstruderingsforsøkmed en 6061-legering og rund stang med diameter 9 mm. Table 2. Results from extrusion tests with a 6061 alloy and round bar with a diameter of 9 mm.
Som man kan se av tabellen kan profilene fra de mykglødede boltene kjøres omtrent dobbelt så raskt som de normalt behandlede støpeemnene før de rives opp. Dette skyldes først og fremst den lavere deformasjonsmotstanden for disse boltene, som det lavere gjennombruddstrykket også antyder. As can be seen from the table, the profiles from the soft annealed bolts can be run about twice as fast as the normally treated castings before tearing up. This is primarily due to the lower deformation resistance of these bolts, as the lower breakthrough pressure also suggests.
Med en gitt 6061-legering som har høyere Mg- og Si-innhold vil forskjellen i ekstruderingshastighet trolig være enda større, fordi normalt behandlede støpeemner ekstruderer saktere med økende Mg- og Si-innhold. Dessuten vil man få en ytterligere reduksjon av Mg og Si i fast løsning hvis man bruker en lavere temperatur enn 400 <9>C til den isoterme behandlingen. Dette vil redusere deformasjonsmotstanden og øke effekten av mykglødingen slik at ekstruderbarheten av de mykglødede støpeemnene blir enda bedre. With a given 6061 alloy that has higher Mg and Si content, the difference in extrusion speed will probably be even greater, because normally treated castings extrude more slowly with increasing Mg and Si content. You will also get a further reduction of Mg and Si in solid solution if you use a lower temperature than 400 <9>C for the isothermal treatment. This will reduce the deformation resistance and increase the effect of the soft annealing so that the extrudability of the soft annealed castings will be even better.
De mekaniske egenskapene til ekstruderte 1,9 x 25 mm2 profiler er vist i tabell 3. Etter ekstruderingen ble profilene kuttet i biter som egnet seg for strekkprøver og varmebehandlet som vist i tabell 2 nedenfor. En av profilene ble laget av mykglødede bolter, mens den andre ble laget av en normalt homogenisert bolt. I sistnevnte tilfelle ble bolten overopphetet, d.v.s. oppvarmet til 550 <S>C for å løse opp alle Mg2Si-partikler, og så bråkjølt til 500 <9>C like før ekstruderingen. Med denne behandlingen utnyttes det fulle styrkepotensialet til legeringen. The mechanical properties of extruded 1.9 x 25 mm2 profiles are shown in Table 3. After extrusion, the profiles were cut into pieces suitable for tensile testing and heat treated as shown in Table 2 below. One of the profiles was made from soft-annealed bolts, while the other was made from a normally homogenized bolt. In the latter case, the bolt overheated, i.e. heated to 550 <S>C to dissolve all Mg2Si particles, and then quenched to 500 <9>C just prior to extrusion. With this treatment, the full strength potential of the alloy is utilized.
Tabell 3. Varmebehandling og mekaniske egenskaper for 6061-legeringen. Table 3. Heat treatment and mechanical properties for the 6061 alloy.
Tabellen viser at bruddgrensen er høynet med 18 MPa på grunn av reduksjonen av lagringstiden fra 4 timer til 2 minutter mellom gjenoppløsning og utherding, og flytespenningen er høynet med 16 MPa. Med et større innhold av The table shows that the breaking strength is increased by 18 MPa due to the reduction of the storage time from 4 hours to 2 minutes between redissolution and curing, and the yield stress is increased by 16 MPa. With a greater content of
legeringsgrunnstoffer i 6061-legeringen ventes forskjellen i mekaniske egenskaper å være større til fordel for den korte lagringstiden. Som man kan se av tabellen er det ikke noen vesentlig forskjell mellom det normalt behandlede og det mykglødede støpeemnet i situasjonen hvor det mykglødede støpeemnet er lagret så mye som 4 timer ved romtemperatur. Dette viser at forbedringene i flytespeenning og strekkgrense henger direkte sammen med lagringstiden før utherding. alloying elements in the 6061 alloy, the difference in mechanical properties is expected to be greater in favor of the short storage time. As can be seen from the table, there is no significant difference between the normally treated and the soft annealed casting in the situation where the soft annealed casting is stored for as much as 4 hours at room temperature. This shows that the improvements in yield stress and tensile strength are directly related to the storage time before curing.
Eksempel 2 Example 2
I dette eksemplet ble en 6082-legering med sammensetning som oppført i tabell 4 støpt til bolter med diameter 95 mm. In this example, a 6082 alloy of composition listed in Table 4 was cast into 95 mm diameter bolts.
Tabell 4. Sammensetning i vektprosent av legeringen som er brukt i eksempel 2. Table 4. Composition in weight percent of the alloy used in example 2.
Mykglødingen av legeringen ble gjort som følger: The soft annealing of the alloy was done as follows:
Oppvarming til 525 <e>C innen 3 timer, 4 timer ved 525 <S>C, avkjøling med 25 <e>C i timen til 400 <e>C, 8 timer holdetid ved 400 <e>C og deretter avkjøling i stillestående luft. Figur 6 viser et bilde av mikrostrukturen etter denne glødingen av 6082-legeringen. Som for 6061-legeringen har materialet mange Mg2Si-partikler med diameter i området 3-10 u.m. De lysere grå partiklene er primære partikler fra støpingen. Heating to 525 <e>C within 3 hours, 4 hours at 525 <S>C, cooling at 25 <e>C per hour to 400 <e>C, 8 hours holding time at 400 <e>C and then cooling at standstill air. Figure 6 shows a picture of the microstructure after this annealing of the 6082 alloy. As with the 6061 alloy, the material has many Mg2Si particles with diameters in the range of 3-10 µm. The lighter gray particles are primary particles from the casting.
De normalt behandlede støpeemnene ble homogenisert ved 525 <e>C i 4 timer og så avkjølt med omtrent 350 <e>C i timen til 200 <9>C og med 150 <S>C i timen fra 200 <9>C til romtemperatur. The normally treated castings were homogenized at 525 <e>C for 4 hours and then cooled at approximately 350 <e>C per hour to 200 <9>C and at 150 <S>C per hour from 200 <9>C to room temperature .
Ekstruderingstestene ble gjort på en 800-tonns presse utstyrt med induksjonsovn for å varme opp støpeemnene. Hastigheten av oppvarmingen til den endelige forvarmingstemperaturen var omtrent 80 <9>C i minuttet. The extrusion tests were done on an 800-ton press equipped with an induction furnace to heat the castings. The rate of heating to the final preheating temperature was approximately 80 <9>C per minute.
I tabell 5 er ekstruderingshastighetene for liknende støpeemnetemperaturer oppført både for normalt behandlede og mykglødede støpeemner av 6082. In Table 5, the extrusion rates for similar casting temperatures are listed for both normally treated and soft annealed 6082 castings.
Tabell 5. Resultater fra ekstruderingsforsøk med en 6082-legering og rund stang med diameter 9 mm. Table 5. Results from extrusion tests with a 6082 alloy and round bar with a diameter of 9 mm.
Som man kan se av tabellen går profilene fra de mykglødede boltene omtrent 50 % raskere enn de normalt behandlede boltene. I dette tilfellet med 6082-legeringen er forskjellen mellom de mykglødede boltene og de normalt behandlede boltene mindre enn for 6061-legeringen. Årsaken til dette er det høye antallet dispersoidpartikler i akkurat denne 6082-legeringen som innvirker på deformasjonsmotstanden og dermed på gjennombruddstrykket. Både Mn- og Cr-innholdet og en forholdsvis lav homogeniseringstemperatur bidrar til dette høye antallet av dispersoidpartikler. Derfor vil ikke en reduksjon av mengdene av Mg og Si i fast løsning forholdsmessig redusere deformasjonsmotstanden i samme grad som for 6061-legeringen. As can be seen from the table, the profiles from the soft annealed bolts go about 50% faster than the normally treated bolts. In this case with the 6082 alloy, the difference between the soft annealed bolts and the normally treated bolts is less than for the 6061 alloy. The reason for this is the high number of dispersoid particles in this particular 6082 alloy which affects the deformation resistance and thus the breakthrough pressure. Both the Mn and Cr content and a relatively low homogenization temperature contribute to this high number of dispersoid particles. Therefore, a reduction of the amounts of Mg and Si in solid solution will not proportionally reduce the deformation resistance to the same extent as for the 6061 alloy.
De mekaniske egenskapene til ekstruderte profiler på 1,9 x 25 mm2 er vist i tabell 3. Etter ekstruderingen ble profilene kuttet i biter som egnet seg for strekkprøver og varmebehandlet som vist i tabell 6 nedenfor. The mechanical properties of extruded profiles of 1.9 x 25 mm2 are shown in Table 3. After extrusion, the profiles were cut into pieces suitable for tensile tests and heat treated as shown in Table 6 below.
Tabell 6. Varmebehandling og mekaniske egenskaper for 6082-legeringen. Table 6. Heat treatment and mechanical properties for the 6082 alloy.
Tabellen viser at bruddgrensen er høynet med 43 MPa på grunn av reduksjonen av lagringstiden fra 4 timer til 2 minutter mellom gjenoppløsning og utherding, og flytespenningen er høynet med 39 MPa. The table shows that the breaking strength is increased by 43 MPa due to the reduction of the storage time from 4 hours to 2 minutes between redissolution and curing, and the yield stress is increased by 39 MPa.
Eksempel 3 Example 3
I dette eksempelet ble en 6082-legering med sammensetning som oppgitt i tabell 7 støpt til bolter med diameter 203 mm. In this example, a 6082 alloy with the composition given in Table 7 was cast into 203 mm diameter bolts.
Tabell 7. Sammensetning i vektprosent av 6082-legeringen som er brukt i eksempel 3. Table 7. Composition in percent by weight of the 6082 alloy used in Example 3.
I dette tilfellet ble boltene homogenisert ved 580 <Q>C i 3 timer og så avkjølt med en hastighet på omtrent 350 <e>C i timen til romtemperatur. Boltene ble deretter ekstrudert til en hul profil i en industriell presse. Endelig ble det gjort strekkprøver med den ekstruderte profilen. Prøvene ble oppløsningsbehandlet ved 540 <e>C i 30 minutter og deretter bråkjølt i vann. Etter den ønskede lagringstiden ble prøvene lagt i en utherdingsovn forhåndsinnstilt på 160 <e>C. Utherdingssyklusen var 8 timer ved 160 <e>C. Hvert punkt på figur 5 representerer gjennomsnittet av 3 strekkprøver. In this case, the bolts were homogenized at 580 <Q>C for 3 hours and then cooled at a rate of approximately 350 <e>C per hour to room temperature. The bolts were then extruded into a hollow profile in an industrial press. Finally, tensile tests were carried out with the extruded profile. The samples were solution treated at 540<e>C for 30 minutes and then quenched in water. After the desired storage time, the samples were placed in a curing oven preset at 160<e>C. The cure cycle was 8 hours at 160 <e>C. Each point in Figure 5 represents the average of 3 tensile tests.
Som man kan se av tabell 7 er den mekaniske styrken betydelig høyere for korte lagringstider ved romtemperatur (10 minutter og 1 time) enn etter lagringstider på 4 timer eller lengre. Lagringstiden på 10 minutter gir også en betydelig høyere styrke enn lagringstiden på 1 time ved romtemperatur før utherding. Altså indikerer kurvene at lagringstiden bør være så kort som mulig for å oppnå maksimal styrke. Det er også helt åpenbart utfra figur 7 at det er svært liten forskjell mellom en lagringstid på 4 timer og lengre lagringstider ved romtemperatur før utherding. As can be seen from table 7, the mechanical strength is significantly higher for short storage times at room temperature (10 minutes and 1 hour) than after storage times of 4 hours or longer. The storage time of 10 minutes also gives a significantly higher strength than the storage time of 1 hour at room temperature before curing. So the curves indicate that the storage time should be as short as possible to achieve maximum strength. It is also quite obvious from Figure 7 that there is very little difference between a storage time of 4 hours and longer storage times at room temperature before curing.
Disse testresultatene tyder på at man kan få en økning i ekstruderingshastighet sammenliknet med vanlig brukte metoder og dermed også en økning i mekanisk styrke i sluttproduktet sammenliknet med kjente metoder. These test results indicate that you can get an increase in extrusion speed compared to commonly used methods and thus also an increase in mechanical strength in the final product compared to known methods.
Claims (14)
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| NO20005634A NO312597B1 (en) | 2000-11-08 | 2000-11-08 | A method for forming shaped products of an aluminum alloy and using the same |
| PCT/NO2001/000431 WO2002038821A1 (en) | 2000-11-08 | 2001-10-31 | A method for producing formed products of an aluminium alloy and the use of such products |
| AU2002218570A AU2002218570A1 (en) | 2000-11-08 | 2001-10-31 | A method for producing formed products of an aluminium alloy and the use of suchproducts |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| NO20005634A NO312597B1 (en) | 2000-11-08 | 2000-11-08 | A method for forming shaped products of an aluminum alloy and using the same |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| NO20005634D0 NO20005634D0 (en) | 2000-11-08 |
| NO20005634L NO20005634L (en) | 2002-05-10 |
| NO312597B1 true NO312597B1 (en) | 2002-06-03 |
Family
ID=19911771
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NO20005634A NO312597B1 (en) | 2000-11-08 | 2000-11-08 | A method for forming shaped products of an aluminum alloy and using the same |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| AU (1) | AU2002218570A1 (en) |
| NO (1) | NO312597B1 (en) |
| WO (1) | WO2002038821A1 (en) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA2563561A1 (en) * | 2004-04-15 | 2005-10-27 | Corus Aluminium Nv | Free-machining wrought aluminium alloy product and process for producing such an alloy product |
| DE102008010157A1 (en) * | 2008-02-20 | 2009-09-03 | F.W. Brökelmann Aluminiumwerk GmbH & Co. KG | Aluminum alloy and process for producing an aluminum alloy product |
| EP2149618B1 (en) | 2008-07-30 | 2011-10-26 | Olab S.r.l. | Hot pressing process, particularly for providing metal unions for pneumatic, hydraulic and fluid-operated circuits, and metal union obtained thereby |
| DE102008048374B3 (en) * | 2008-09-22 | 2010-04-15 | Honsel Ag | Corrosion-resistant extruded aluminum profile and method for producing a structural component |
| KR20100099554A (en) * | 2009-03-03 | 2010-09-13 | 현대모비스 주식회사 | Al-si-mg based aluminum alloy excellent in machinability and method of producing the same |
| WO2015030598A1 (en) * | 2013-08-30 | 2015-03-05 | Norsk Hydro Asa | Method for the manufacturing of al-mg-si and al-mq-si-cu extrusion alloys |
| EP3129517B1 (en) * | 2014-03-27 | 2018-10-03 | Norsk Hydro ASA | Method for the manufacturing of products with anodized high gloss surfaces from extruded profiles of al-mg-si or al-mg-si cu extrusion alloys |
| CN104458379A (en) * | 2014-12-12 | 2015-03-25 | 西南铝业（集团）有限责任公司 | Preparation method of 6082 aluminum alloy spectral standard sample |
| EP3312301A1 (en) | 2016-10-20 | 2018-04-25 | Constellium Singen GmbH | Thermomechanical ageing for 6xxx extrusions |
| NO347077B1 (en) | 2021-09-14 | 2023-05-08 | Norsk Hydro As | Heat treatable aluminium alloy with improved mechanical properties and method for producing it |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3113052A (en) * | 1960-07-05 | 1963-12-03 | Aluminum Co Of America | Method of making aluminum base alloy extruded product |
| DE1237332B (en) * | 1964-04-09 | 1967-03-23 | Vaw Ver Aluminium Werke Ag | Process for the heat treatment of extruded AlMgSi alloys which are to be hot-worked at high speed |
| US3990922A (en) * | 1975-10-20 | 1976-11-09 | Swiss Aluminium Ltd. | Processing aluminum alloys |
| US4659396A (en) * | 1984-07-30 | 1987-04-21 | Aluminum Company Of America | Metal working method |
| GB8524077D0 (en) * | 1985-09-30 | 1985-11-06 | Alcan Int Ltd | Al-mg-si extrusion alloy |
| JPH0860285A (en) * | 1994-06-16 | 1996-03-05 | Furukawa Electric Co Ltd:The | Bumper reinforcement made of aluminum alloy and its production |
| EP1165851A1 (en) * | 1999-03-01 | 2002-01-02 | Alcan International Limited | Aa6000 aluminium sheet method |
-
2000
- 2000-11-08 NO NO20005634A patent/NO312597B1/en not_active IP Right Cessation
-
2001
- 2001-10-31 WO PCT/NO2001/000431 patent/WO2002038821A1/en active Application Filing
- 2001-10-31 AU AU2002218570A patent/AU2002218570A1/en not_active Abandoned
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| AU2002218570A1 (en) | 2002-05-21 |
| NO20005634D0 (en) | 2000-11-08 |
| WO2002038821A1 (en) | 2002-05-16 |
| NO20005634L (en) | 2002-05-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR102631098B1 (en) | Method for producing heat treatable aluminum alloy with improved mechanical properties | |
| US20080181809A1 (en) | Titanium-Based Alloy | |
| JP2013525608A (en) | Damage-resistant aluminum material with hierarchical microstructure | |
| JP2003027170A (en) | Aluminum-alloy material with excellent room- temperature aging controllability and low-temperature age hardenability | |
| CN100390313C (en) | High strength magnesium alloy and its preparation method | |
| EP0826072A1 (en) | Improved damage tolerant aluminum 6xxx alloy | |
| CN107574340A (en) | The high creep resistant cast aluminium alloy gold of high intensity and HPDC engine bodies | |
| CN111004950B (en) | 2000 aluminium alloy section bar and its manufacturing method | |
| US10604828B2 (en) | Al—Zn alloy comprising precipitates with improved strength and elongation and method of manufacturing the same | |
| CN104775059B (en) | Al-Mg-Si series aluminum-alloy material with long-time natural aging stability, aluminum-alloy plate and manufacturing method thereof | |
| NO312597B1 (en) | A method for forming shaped products of an aluminum alloy and using the same | |
| JP2004292937A (en) | Aluminum alloy forging material for transport carrier structural material, and production method therefor | |
| CA2959416A1 (en) | Alloys for highly shaped aluminum products and methods of making the same | |
| JP2010156024A (en) | Method for producing aluminum alloy sheet for cold press forming, and cold press forming method | |
| JP2004315938A (en) | Forged material of aluminum alloy for structural material in transport aircraft, and manufacturing method therefor | |
| JP2020164946A (en) | Al-Mg-Si-BASED ALUMINUM ALLOY COLD-ROLLED SHEET AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME, AND MOLDING Al-Mg-Si-BASED ALUMINUM ALLOY COLD-ROLLED SHEET AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME | |
| JPH04341546A (en) | Production of high strength aluminum alloy-extruded shape material | |
| JP3754624B2 (en) | Method for producing automotive aluminum alloy panel material excellent in room temperature aging suppression and low temperature age hardening ability, and automotive aluminum alloy panel material | |
| JP4263073B2 (en) | Aluminum alloy plate for forming and method for producing the same | |
| JP4257185B2 (en) | Aluminum alloy plate for forming and method for producing the same | |
| CN117305733A (en) | Manufacturing method of Al-Zn-Mg-Cu aluminum alloy plate and aluminum alloy plate | |
| Hirsch | Annealing of Aluminum and Its Alloys | |
| JP2024518681A (en) | Materials for manufacturing high strength fasteners and methods for manufacturing same | |
| Lombardo et al. | Heat treatments for aluminum alloys: when, why and how | |
| JP2011144410A (en) | METHOD FOR MANUFACTURING HIGHLY FORMABLE Al-Mg-Si-BASED ALLOY SHEET |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM1K | Lapsed by not paying the annual fees |