NO339946B1 - Al-Si-Mg-Zn-Cu alloy for castings for the aerospace and automotive industries - Google Patents
Al-Si-Mg-Zn-Cu alloy for castings for the aerospace and automotive industries Download PDFInfo
- Publication number
- NO339946B1 NO339946B1 NO20071075A NO20071075A NO339946B1 NO 339946 B1 NO339946 B1 NO 339946B1 NO 20071075 A NO20071075 A NO 20071075A NO 20071075 A NO20071075 A NO 20071075A NO 339946 B1 NO339946 B1 NO 339946B1
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- casting
- alloy
- aluminum
- tensile strength
- less
- Prior art date
Links
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims description 144
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims description 144
- 238000005266 casting Methods 0.000 title claims description 61
- 229910007565 Zn—Cu Inorganic materials 0.000 title 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 73
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims description 61
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims description 38
- 239000001608 potassium adipate Substances 0.000 claims description 26
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 23
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 17
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 17
- 238000005495 investment casting Methods 0.000 claims description 14
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 12
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 12
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 12
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 6
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 4
- 229910052709 silver Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 230000005484 gravity Effects 0.000 claims description 3
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 2
- 238000007528 sand casting Methods 0.000 claims description 2
- 239000007787 solid Substances 0.000 claims description 2
- 230000009974 thixotropic effect Effects 0.000 claims description 2
- 238000007493 shaping process Methods 0.000 claims 1
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 115
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 description 89
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 89
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 23
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 22
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 description 17
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 7
- 238000010348 incorporation Methods 0.000 description 7
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 5
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000007792 addition Methods 0.000 description 4
- 210000001787 dendrite Anatomy 0.000 description 4
- 238000004512 die casting Methods 0.000 description 4
- 229910017518 Cu Zn Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910017752 Cu-Zn Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910017943 Cu—Zn Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 239000013074 reference sample Substances 0.000 description 3
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 3
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 3
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 3
- 229910000861 Mg alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000001996 bearing alloy Substances 0.000 description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 2
- 239000000523 sample Substances 0.000 description 2
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 2
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- AZDRQVAHHNSJOQ-UHFFFAOYSA-N alumane Chemical group [AlH3] AZDRQVAHHNSJOQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 238000001746 injection moulding Methods 0.000 description 1
- 229910001338 liquidmetal Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 239000004576 sand Substances 0.000 description 1
- 238000009716 squeeze casting Methods 0.000 description 1
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 1
- 229910052712 strontium Inorganic materials 0.000 description 1
- JBQYATWDVHIOAR-UHFFFAOYSA-N tellanylidenegermanium Chemical compound [Te]=[Ge] JBQYATWDVHIOAR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/02—Alloys based on aluminium 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
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/12—Making non-ferrous alloys by processing in a semi-solid state, e.g. holding the alloy in the solid-liquid phase
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/043—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with silicon as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/053—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 zinc as the next major constituent
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Conductive Materials (AREA)
- Refinement Of Pig-Iron, Manufacture Of Cast Iron, And Steel Manufacture Other Than In Revolving Furnaces (AREA)
Description
Den foreliggende oppfinnelsen vedrører aluminiumslegeringer, og nærmere bestemt vedrører den aluminiumsstøpelegeringer omfattende silisium (Si), magnesium (Mg), zink (Zn) og kobber (Cu). The present invention relates to aluminum alloys, and more specifically it relates to aluminum casting alloys comprising silicon (Si), magnesium (Mg), zinc (Zn) and copper (Cu).
Støpte aluminiumsdeler brukes mye i luftfarts- og kjøretøyindustrien for å redusere vekt. Den mest vanlige brukte støpelegeringen, Al-SiyMg har godt etablerte styrkegrenser. For tiden kan støpte materialer i E357, det mest vanlig brukte Al-Si7-Mg-legeringen, pålitelig garantere strekkfasthet (Ultimate Tensile Strength UTS) på 310 MPa. Teknisk strekkgrense (Tensile Yield Strength) på 260 MPa med forlengelser på 5% eller mer ved romtemperatur. For å tilveiebringe lettere vektdeler, trengs materialer med høyere fasthet og høyere duktilitet med etablerte materialegenskaper for design. Cast aluminum parts are widely used in the aerospace and automotive industries to reduce weight. The most commonly used casting alloy, Al-SiyMg has well-established strength limits. Currently, cast materials in E357, the most commonly used Al-Si7-Mg alloy, can reliably guarantee an Ultimate Tensile Strength UTS of 310 MPa. Technical tensile yield strength of 260 MPa with elongations of 5% or more at room temperature. To provide lighter weight parts, materials with higher strength and higher ductility are needed with established material properties for design.
US 2003/102059 Al viser en aluminium lagerlegering brukt i kraftige motorer i kjøretøy, industrielle maskiner osv., som omfatter 1,6 til 6 vekt% Si, ett eller flere elementer valgt fra gruppen bestående av Cu, Zn, og Mg i en total mengde på 0,1 til 6 vekt%, valgfritt Sn i en mengde på 3 til 40 vekt% og valgfritt ett eller flere elementer valgt fra gruppen bestående av Mn, V, Mo, Cr, Ni, Co og W i en total mengde på 0,01 til 3 vekt%. Silisiumkorn kan observeres på glideflaten til aluminiumlagerlegeringen. Et fraksjonert område av de observerte Si-kornene med en kornstørrelse på mindre enn 4 um er 20 til 60 % av et totalt område av alle observerte Si-korn. Et annet fraksjonert område av de observerte Si-kornene med en korstørrelse på 4 til 20 um er ikke mindre enn 40 % av det totale området av alle de observerte Si-korn. US 2003/102059 Al discloses an aluminum bearing alloy used in heavy-duty engines in vehicles, industrial machinery, etc., comprising 1.6 to 6 wt% Si, one or more elements selected from the group consisting of Cu, Zn, and Mg in a total amount of 0.1 to 6% by weight, optionally Sn in an amount of 3 to 40% by weight and optionally one or more elements selected from the group consisting of Mn, V, Mo, Cr, Ni, Co and W in a total amount of 0.01 to 3% by weight. Silicon grains can be observed on the sliding surface of the aluminum bearing alloy. A fractional area of the observed Si grains with a grain size of less than 4 µm is 20 to 60% of a total area of all observed Si grains. Another fractional area of the observed Si grains with a grain size of 4 to 20 µm is not less than 40% of the total area of all the observed Si grains.
Det eksisterer en lang rekke forskjellige legeringer som innehar høyere fasthet. Imidlertid innebærer disse potensielle problemer når det gjelder støpbarhet, korrosjonspotensial eller fluiditet som ikke er lette å overvinne og de er derfor mindre egnet for anvendelse. Følgelig eksisterer et behov for å ha en legering med høyere mekaniske egenskaper enn Al-Si7-Mg-legeringene, slik som E357, som også har god støpbarhetsegenskap, korrosjonsbestandighet og andre ønskelige egenskaper. There is a wide range of different alloys that have higher strength. However, these involve potential problems in terms of castability, corrosion potential or fluidity which are not easily overcome and they are therefore less suitable for use. Accordingly, a need exists to have an alloy with higher mechanical properties than the Al-Si7-Mg alloys, such as E357, which also has good castability, corrosion resistance and other desirable properties.
Den foreliggende oppfinnelsen tilveiebringer en oppfunnet AlSiMg støpelegering som har bedrede mekaniske egenskaper, et formet avstøp produsert fra den oppfunnede legeringen og en fremgangsmåte for laging av et avstøp produsert fra den oppfunnede legeringen. Den oppfunnede AlSiMg-støpelegeringssammensetningen innbefatter Zn,Cu og Mg i forhold egnet for å produsere økte mekaniske egenskaper, innbefattende, men ikke begrenset til maksimal strekkfasthet ("Ultimate Tensile Strength", UTS) og strekkgrense ("Tensile Yield Strength", TYS) sammenlignet med tidligere AlSiMg-legeringer slik som E357. The present invention provides an invented AlSiMg casting alloy having improved mechanical properties, a shaped casting produced from the invented alloy and a method for making a casting produced from the invented alloy. The invented AlSiMg casting alloy composition includes Zn, Cu and Mg in ratios suitable to produce increased mechanical properties, including but not limited to ultimate tensile strength (UTS) and tensile yield strength (TYS) compared with earlier AlSiMg alloys such as E357.
I et aspekt er den foreliggende oppfinnelsen en aluminiumsstøpelegering i en T5 eller T6 tilstand, bestående av: 4% - 9% Si; 0,1%-0,7% Mg; 3 til 5% Zn; In one aspect, the present invention is an aluminum casting alloy in a T5 or T6 condition, consisting of: 4% - 9% Si; 0.1%-0.7% Mg; 3 to 5% Zn;
mindre enn 0,15% Fe; less than 0.15% Fe;
mindre enn eller lik 2,0% Cu; less than or equal to 2.0% Cu;
mindre enn 0,3% Mn; less than 0.3% Mn;
mindre enn 0,05% B; less than 0.05% B;
mindre enn 0,15% Ti; less than 0.15% Ti;
mindre enn 0,5% Ag; og less than 0.5% Ag; and
gjenværende består av aluminium og urenheter. the remainder consists of aluminum and impurities.
Det skal bemerkes at de ovenfor nevnte prosentene er i vekt%. I noen utførelsesformer av den foreliggende oppfinnelsen er egenskapene til Zn,Cu og Mg valgt ut for å tilveiebringe en AlSiMg-legering med økte fasthetsegenskaper sammenlignet med den kjente AlSiyMg-legeringen slik som i E357.1 en utførelse av den foreliggende oppfinnelsen betegner betegnelsen "økte fasthetsegenskaper" en økning på omtrent 20%-30% når det gjelder strekkgrensen (TYS) og omtrent 20%-30% av den maksimale strekkfastheten (UTS) på T6 herdede/glødede ("temper") av støp i romtemperatur eller høyere temperaturs anvendelser, sammenlignet med lignende fremstilte avstøp av E357, mens lignende forlengelser som E357 opprettholdes. It should be noted that the percentages mentioned above are in % by weight. In some embodiments of the present invention, the properties of Zn, Cu and Mg are selected to provide an AlSiMg alloy with increased strength properties compared to the known AlSiyMg alloy such that in E357.1 an embodiment of the present invention the term "increased strength properties" an increase of approximately 20%-30% in terms of the yield strength (TYS) and approximately 20%-30% of the ultimate tensile strength (UTS) of T6 hardened/annealed ("temp") casts in room temperature or higher temperature applications , compared to similarly manufactured castings of E357, while maintaining similar elongations to E357.
I noen utførelsesformer av den foreliggende oppfinnelsen økes Cu-innholdet av legeringen for å øke legeringens maksimale strekkfasthet (UTS) og strekkgrense (TYS) ved romtemperatur (22°C) og ved høyere temperaturer, der høye temperaturer er i området fra 100°C til 250°C, fortrinnsvis 150°C. Selv om det skal forstås at med økende temperatur vil generelt den maksimale strekkfastheten (UTS) og strekkgrensen (TYS) generelt minke, skal det bemerkes at inkorporeringen av Cu generelt øker høytemperaturfasthetsegenskapene sammenlignet med lignende AlSiMg-legeringer uten inkorporeringen av Cu. I en utførelsesform av den foreliggende oppfinnelsen minimaliseres Cu-innholdet for å øke høytemperaturforlengelsen. Det bemerkes videre at forlengelsen ("elongation", E) typisk øker med høyere temperaturer. In some embodiments of the present invention, the Cu content of the alloy is increased to increase the maximum tensile strength (UTS) and tensile strength (TYS) of the alloy at room temperature (22°C) and at higher temperatures, where high temperatures are in the range from 100°C to 250°C, preferably 150°C. Although it should be understood that with increasing temperature the ultimate tensile strength (UTS) and ultimate tensile strength (TYS) will generally decrease, it should be noted that the incorporation of Cu generally increases the high temperature strength properties compared to similar AlSiMg alloys without the incorporation of Cu. In one embodiment of the present invention, the Cu content is minimized to increase the high temperature elongation. It is further noted that the elongation ("elongation", E) typically increases with higher temperatures.
I noen utførelsesformer av den foreliggende oppfinnelsen velges Cu-innholdet og Mg-innholdet i legeringen for å øke legeringen maksimale strekkfasthet (UTS) og strekkgrense (YTS) ved romtemperatur (22°C) og ved høyere temperaturer. I noen utførelsesformer av den foreliggende oppfinnelsen kan Zn-innholdet øke en legeringsforlengelse i sammensetninger som har Cu og en høyere Mg-konsentrasjon. I noen utførelsesformer av den foreliggende oppfinnelsen kan Zn-innholdet minke legeringens forlengelse i sammensetninger som har Cu og lavere Mg-konsentrasjoner. I tillegg til inkorporeringen av Zn som påvirker forlengelsen ved romtemperatur observeres lignende trender ved høye temperaturer. In some embodiments of the present invention, the Cu content and Mg content of the alloy are selected to increase the alloy maximum tensile strength (UTS) and tensile strength (YTS) at room temperature (22°C) and at higher temperatures. In some embodiments of the present invention, the Zn content can increase an alloy elongation in compositions having Cu and a higher Mg concentration. In some embodiments of the present invention, the Zn content can decrease the elongation of the alloy in compositions having Cu and lower Mg concentrations. In addition to the incorporation of Zn affecting the elongation at room temperature, similar trends are observed at high temperatures.
I den foreliggende oppfinnelsen er Cu-sammensetningen mindre eller lik 2% og Zn-sammensetningsområdet er i området fra 3% til 5%, der økt Zn-konsentrasjon i det fremlagte området generelt øker legeringens maksimale strekkfasthet (UTS) og strekkgrense (TYS). Det skal også forstås at inkorporeringen av Zn i legeringssammensetningen i den foreliggende oppfinnelsen med en Cu-konsentrasjon større enn 2% generelt svakt reduserer strekkgrensen (UTS) for legeringen. I en annen utførelsesform av den foreliggende oppfinnelse velges Cu-, Zn- og Mg-innholdet for å gi økt forlengelse. I en utførelsesform av den foreliggende oppfinnelsen kan den maksimale strekkfastheten (UTS) for legeringen øke med tilsetting av Ag på mindre enn 0,5 vekt%. In the present invention, the Cu composition is less than or equal to 2% and the Zn composition range is in the range from 3% to 5%, where increased Zn concentration in the presented range generally increases the alloy's maximum tensile strength (UTS) and tensile strength (TYS). It should also be understood that the incorporation of Zn into the alloy composition of the present invention with a Cu concentration greater than 2% generally slightly reduces the tensile strength (UTS) of the alloy. In another embodiment of the present invention, the Cu, Zn and Mg content is selected to give increased elongation. In one embodiment of the present invention, the maximum tensile strength (UTS) of the alloy can increase with the addition of Ag of less than 0.5% by weight.
I noen utførelsesformer av den foreliggende oppfinnelsen er Mg, Cu og Zn konsentrasjonene valgt for å ha en positiv påvirkning på kvalitetsindeksen (Quality Index) for legeringen ved romtemperatur og høyere temperaturer. Kvalitetsindeksen er et uttrykk for fasthet og forlengelse. Selv om inkorporeringen av Cu øker legeringens fasthet og styrke kan det være en avveining ved redusering av legeringens forlengelse, noe som igjen reduserer legeringens kvalitetsindeks. I en utførelsesform er Mg inkorporert i den oppfunnede legeringen omfattende Cu for å øke kvalitetsindeksen for legeringen. Videre kan Zn øke kvalitetsindeksen når både Mg-innholdet er høyt slik som ved størrelsesorden på 0,6 vekt%, og Cu-innholdet er lavt. In some embodiments of the present invention, the Mg, Cu and Zn concentrations are chosen to have a positive influence on the quality index (Quality Index) of the alloy at room temperature and higher temperatures. The quality index is an expression of firmness and extension. Although the incorporation of Cu increases the alloy's firmness and strength, there may be a trade-off by reducing the alloy's elongation, which in turn reduces the alloy's quality index. In one embodiment, Mg is incorporated into the invented alloy comprising Cu to increase the quality index of the alloy. Furthermore, Zn can increase the quality index when both the Mg content is high, such as on the order of 0.6% by weight, and the Cu content is low.
Den oppfunnede legeringen er i en T5 eller T6 varmebehandlingstilstand. Fluiditeten av legeringen er også forbedret sammenlignet med E357. The invented alloy is in a T5 or T6 heat treatment condition. The fluidity of the alloy is also improved compared to E357.
I et annet aspekt er den foreliggende oppfinnelsen et formet avstøp i en T5 eller T6 tilstand bestående av: In another aspect, the present invention is a shaped casting in a T5 or T6 condition consisting of:
4% - 9% Si; 0,1% -0,7% Mg; 3 til 5% Zn; 4% - 9% Si; 0.1%-0.7% Mg; 3 to 5% Zn;
mindre enn 0,15% Fe; less than 0.15% Fe;
mindre enn eller lik 2,0% Cu; less than or equal to 2.0% Cu;
mindre enn 0,3% Mn; less than 0.3% Mn;
mindre enn 0,05% B; less than 0.05% B;
mindre enn 0,15% Ti; less than 0.15% Ti;
mindre enn 0,5% Ag; og less than 0.5% Ag; and
gjenværende består av aluminium og urenheter. the remainder consists of aluminum and impurities.
I et tilleggsaspekt er den foreliggende oppfinnelsen en fremgangsmåte for å fremstille formede aluminiumlegeringsavstøp, fremgangsmåten omfatter: fremstille en smeltet metallmasse bestående av: 4% - 9% Si; 0,1%-0,7% Mg; 3 til 5% Zn; In an additional aspect, the present invention is a method for producing shaped aluminum alloy castings, the method comprising: producing a molten metal mass consisting of: 4% - 9% Si; 0.1%-0.7% Mg; 3 to 5% Zn;
mindre enn 0,15% Fe; less than 0.15% Fe;
mindre enn eller lik 2,0% Cu; less than or equal to 2.0% Cu;
mindre enn 0,3% Mn; less than 0.3% Mn;
mindre enn 0,05% B; less than 0.05% B;
mindre enn 0,15% Ti; less than 0.15% Ti;
mindre enn 0,5% Ag; less than 0.5% Ag;
gjenværende består av aluminium og urenheter; og å lage avstøpsproduktet fra nevnte smeltede metallmasse, hvor formetrinnet omfatter å støpe den smeltede metallmassen til det formede avstøpsproduktet; og varmebehandling av det formede avstøpsproduktet til en T5 eller en T6 tilstand. remaining consists of aluminum and impurities; and making the casting product from said molten metal mass, the molding step comprising casting the molten metal mass into the shaped casting product; and heat treating the shaped casting product to a T5 or a T6 condition.
I en utførelsesform av den oppfunnede fremgangsmåten betyr laging av aluminiumlegeringsprodukt at det omfatter støping av smeltet metallmasse til et aluminiumlegeringsavstøp ved presisjonsstøping, lavtrykks- og/eller gravitasjonsstøping, permanent eller halvpermanent støpeform, presstøping ("squeeze casting"), trykkstøping ("die casting"), retningsstøping ("directional casting") eller sandstøpeformstøping. Formingsmetoden kan ytterligere omfatte fremstilling av støpeform med kokiller og stigeløp (eng.: risere). I en utførelsesform av den foreliggende oppfinnelsen er den smeltede metallmassen en tiksotropisk metallmasse og laging av aluminiumsstøpeproduktet omfatter semi-fast støping eller forming. Fig. la presenterer strekkfasthetsdata for prøver av aluminiumslegeringer ved romtemperatur inneholdende omtrent 7% Si, omtrent 0.5% Mg og inneholdende ytterligere forskjellige mengder av Zn og Cu, retningsstørknet med 1°C per sekund. Fig. lb presenterer strekkfasthetsdata for prøver av aluminiumslegeringer ved romtemperatur inneholdende omtrent 7% Si, omtrent 0.5% Mg og videre inneholdende forskjellige mengder av Zn og Cu, retningsstørknet ("directionally solidified") med 0.4°C per sekund. Fig. 2a presenterer strekkgrensedata for prøver av aluminiumslegeringer ved romtemperatur inneholdende omtrent 7% Si, omtrent 0.5% Mg og også inneholdende forskjellige mengder av Zn og Cu, retningsstørknet med 1°C per sekund. Fig. 2b viser strekkgrensedata for prøver av aluminiumslegeringer ved romtemperatur inneholdende omtrent 7% Si, omtrent 0.5% Mg og også inneholdende forskjellige mengder av Zn og CUu retningsstørknet ved 0.4°C per sekund. Fig. 3a viser forlengelsesdata for prøver av aluminiumslegeringer ved romtemperatur inneholdende omtrent 4% Si, omtrent 0.5% Mg og også inneholdende forskjellige mengder av Zn og Cu, retningsstørknet ved 1°C per sekund. Fig. 3b viser forlengelsesdata for prøver av aluminiumslegeringer ved romtemperatur inneholdende omtrent 7% Si, omtrent 0.5% Mg og også inneholdende forskjellige mengder Zn og Cu, retningsstørknet ved 0.4°C per sekund. Fig. 4 viser resultater av fluiditetstester for prøver av aluminiumslegeringer inneholdende omtrent 7% Si, omtrent 0,5% Mg og også inneholdende forskjellige mengder Zn og Cu. Fig. 5 viser kvalitetsindeksen ved romtemperatur, som er basert på maksimal strekkfasthet og forlengelse for prøver av aluminiumslegeringer inneholdende omtrent 7% Si, omtrent 0,5% Mg og også inneholdende forskjellige mengder av Zn og Cu. Fig. 6 viser en graf som viser virkningen av Mg, Cu og Zn konsentrasjon på maksimal strekkfasthet (UTS) ved høy temperatur (omtrent 150°C) av 7Si-Mg-Cu-Zn-legeringstestprøver produsert ved anvendelse av presisjonsstøping og T6 varmebehandling. Fig. 7 viser en graf som viser virkninger av Mg, Cu og Zn konsentrasjoner på forlengelse (E) ved høy temperatur (omtrent 150°C) for testprøver omfattende 7Si-Mg-Cu-Zn produsert ved anvendelse av presisjonsstøping og T6 varmebehandling. Fig. 8 viser en graf som viser virkningen av Mg, Cu og Zn konsentrasjon på kvalitetsindeksen (Q) ved høy temperatur (omtrent 150°C) for testprøver omfattende 7Si-Mg-Cu-Zn produsert ved anvendelse av presisjonsstøping og T6 varmebehandling. Fig. 9 viser en tabell som innbefatter referanselegeringssammensetninger og innbefatter en kjent legering (E357) for sammenlignende formål. Fig. 9 innbefatter også maksimal strekkfasthet (UTS), strekkgrense (TYS), forlengelse (E) og kvalitetsindeks (Q) for hver opplistet legeringssammensetning tatt fra en presisjonsstøpingstestprøve med T6 varmebehandling og en temperatur i størrelsesorden 150°C. In an embodiment of the invented method, making an aluminum alloy product means that it includes the casting of molten metal mass into an aluminum alloy casting by precision casting, low pressure and/or gravity casting, permanent or semi-permanent casting, squeeze casting, die casting ), directional casting or sand mold casting. The forming method can further include the production of a mold with molds and risers. In one embodiment of the present invention, the molten metal mass is a thixotropic metal mass and making the aluminum cast product comprises semi-solid casting or forming. Fig. 1a presents tensile strength data for samples of aluminum alloys at room temperature containing about 7% Si, about 0.5% Mg and containing further varying amounts of Zn and Cu, directional solidified at 1°C per second. Fig. 1b presents tensile strength data for samples of aluminum alloys at room temperature containing approximately 7% Si, approximately 0.5% Mg and further containing various amounts of Zn and Cu, directionally solidified at 0.4°C per second. Fig. 2a presents yield stress data for aluminum alloy samples at room temperature containing about 7% Si, about 0.5% Mg and also containing various amounts of Zn and Cu, directional solidified at 1°C per second. Fig. 2b shows tensile strength data for samples of aluminum alloys at room temperature containing about 7% Si, about 0.5% Mg and also containing different amounts of Zn and Cuu directionally solidified at 0.4°C per second. Fig. 3a shows elongation data for samples of aluminum alloys at room temperature containing about 4% Si, about 0.5% Mg and also containing different amounts of Zn and Cu, directional solidified at 1°C per second. Fig. 3b shows elongation data for aluminum alloy samples at room temperature containing about 7% Si, about 0.5% Mg and also containing various amounts of Zn and Cu, directional solidified at 0.4°C per second. Fig. 4 shows results of fluidity tests for samples of aluminum alloys containing about 7% Si, about 0.5% Mg and also containing different amounts of Zn and Cu. Fig. 5 shows the quality index at room temperature, which is based on maximum tensile strength and elongation for samples of aluminum alloys containing about 7% Si, about 0.5% Mg and also containing different amounts of Zn and Cu. Fig. 6 shows a graph showing the effect of Mg, Cu and Zn concentration on the maximum tensile strength (UTS) at high temperature (about 150°C) of 7Si-Mg-Cu-Zn alloy test specimens produced using precision casting and T6 heat treatment. Fig. 7 shows a graph showing effects of Mg, Cu and Zn concentrations on elongation (E) at high temperature (about 150°C) for test samples comprising 7Si-Mg-Cu-Zn produced using precision casting and T6 heat treatment. Fig. 8 shows a graph showing the effect of Mg, Cu and Zn concentration on the quality index (Q) at high temperature (about 150°C) for test samples comprising 7Si-Mg-Cu-Zn produced using precision casting and T6 heat treatment. Fig. 9 shows a table which includes reference alloy compositions and includes a known alloy (E357) for comparative purposes. Fig. 9 also includes the maximum tensile strength (UTS), yield strength (TYS), elongation (E) and quality index (Q) for each listed alloy composition taken from a precision casting test sample with T6 heat treatment and a temperature of the order of 150°C.
Tabell 1 presenterer sammensetning av forskjellige legeringer, med legeringer lCu4Zn og 0Cu4Zn som har sammensetninger ifølge den foreliggende oppfinnelsen, og den kjente legeringen E357 som er innbefattet for sammenligning. Forskjellige tester, innbefattende tester av mekaniske egenskaper, ble utført på legeringene i tabell 1 og resultatene av testene er presentert i fig. la til fig. 5. Table 1 presents the composition of various alloys, with alloys 1Cu4Zn and 0Cu4Zn having compositions according to the present invention, and the known alloy E357 included for comparison. Various tests, including tests of mechanical properties, were carried out on the alloys in Table 1 and the results of the tests are presented in fig. added fig. 5.
Verdier i kolonne 2-8 i tabell 1 er faktiske vektprosenter av de forskjellige elementene i prøvene som ble testet. Alle verdiene i kolonne 1 bortsett fra i den siste raden er målverdier for kobber og zink i legeringen. Verdiene i den siste raden spesifiserer den kjente teknikk-legeringen E357. Values in columns 2-8 of Table 1 are actual weight percentages of the various elements in the samples tested. All the values in column 1 except in the last row are target values for copper and zinc in the alloy. The values in the last row specify the prior art alloy E357.
Kolonnene som etterfølger den første kolonne i tabell 1 viser aktuelle vektprosenter av Cu, Zn, Si, Mg, Fe, Ti, B, og Sr, respektivt. The columns following the first column in table 1 show relevant weight percentages of Cu, Zn, Si, Mg, Fe, Ti, B, and Sr, respectively.
Prøver med sammensetningene vist i tabell 1 ble støpt i retningsstørkningstest-støpeformer for vurdering av mekaniske egenskaper. De resulterende avstøpene ble så varmebehandlet under T6 forhold. Prøver ble tatt fra avstøpene i forskjellige områder som hadde forskjellige størkningshastigheter. Fasthetsegenskaper til prøvene ble så vurdert ved romtemperatur. Samples with the compositions shown in Table 1 were cast in directional solidification test molds for assessment of mechanical properties. The resulting castings were then heat treated under T6 conditions. Samples were taken from the castings in different areas that had different solidification rates. Strength properties of the samples were then assessed at room temperature.
Det henvises nå direkte til fig. la, som viser strekkfasthetsdata for aluminiumslegeringsprøver inneholdende omtrent 7% Si, 0,5 Mg, og forskjellige konsentrasjoner av Cu og Zn, som angitt. Prøvene sitert i fig. 1 ble størknet ved omtrent 1°C per sekund. For disse prøvene var dendrittarm-mellomrommet (dendrite arm spacing, DAS) omtrent 30 mikrometer. Det kan ses at strekkfastheten for legeringen øker med Zn konsentrasjonen opptil det høyeste nivå som ble studert, som var omtrent 3.61% Zn. På samme måte øker strekkfastheten med økende kobberkonsentrasjon opptil det høyeste nivå som ble studert, som var omtrent 3% Cu. Alle prøvene som hadde Cu og/eller Zn tilsetninger hadde fasthet større enn legeringen i kjent teknikk, E357. Fig. lb viser data lignende de i fig. la, bortsett fra at prøvene vist i fig. lb ble størknet saktere, ved omtrent 0,4°C per sekund, noe som resulterte i et dendrittarm-mellomrom på omtrent 64 mikrometer. Prøven med størst strekkfasthet var referanseprøven som hadde omtrent 3% Cu og omtrent 3,61% Zn. Alle prøvene i fig. lb som hadde tilsetninger av Cu og/eller Zn hadde strekkfastheter som var større enn strekkfastheten for legeringen i kjent teknikk, E357. Fig. 2a viser strekkgrensedata for forskjellige aluminiumslegeringsprøver med omtrent 7% Si, omtrent 0.5% Mg og forskjellige konsentrasjoner av Cu og Zn. Disse prøvene ble størknet ved omtrent 1°C per sekund og har et dendrittarm-mellomrom på omtrent 30 mikrometer. Strekkgrensen økte markant med økning i Cu og hadde tendens til å øke med økning i Zn. Referanseprøven som har størst strekkgrense har en kobberkonsentrasjon på omtrent 3% og en Zn konsentrasjon på omtrent 4%. Alle prøvene som hadde tilsatt Cu eller Zn fremviste større strekkgrense enn den kjente teknikklegeringen E357. Fig. 2b viser strekkgrensedata for de samme aluminiumslegeringene som vist i fig. 2a; imidlertid var de størknet saktere ved omtrent 0,4°C per sekund. Det tilsvarende dendrittarm-mellomrommet var omtrent 64 mikrometer. Referanseprøven med størst strekkgrense hadde en kobberkonsentrasjon på omtrent 3% og en Zn konsentrasjon på omtrent 4%. Alle prøvene som hadde fått tilsatt Cu eller Zn fremviste større strekkgrense enn den tidligere kjente legeringen E357. Fig. 3a viser forlengelsesdata for den tidligere kjente legeringen E357 og forskjellige legeringer med tilsatt Cu og Zn. Størkningshastigheten var omtrent 1°C per sekund og dendrittarm-mellomrommet var omtrent 30 mikrometer. Den beste forlengelsen ble tilveiebragt av legeringen som hadde 0% Cu. Imidlertid, økning av Zn konsentrasjonen fra 2% til omtrent 4% forårsaket økt forlengelse. Legeringene med Zn mellom 2% og 4% hadde forlengelse større enn kjent teknikk legering E357. Fig. 3b viser forlengelsesdata for legeringene vist i fig. 3a, men størknet saktere med 0,4°C per sekund. Dendrittarm-mellomrommet var omtrent 64 mikrometer. Som tidligere hadde legeringene med omtrent 0% Cu størst forlengelse. Faktisk ble den største forlengelsen tilveiebragt av tidligere kjent teknikklegering E357. Imidlertid, legeringen med 0% Cu og Zn i området fra 2% til 4% var kun litt dårligere enn E357 i så henseende. Legeringene med Zn i området fra 2% til 4% er av interesse siden strekkfastheten og strekkgrenseverdiene er bedre enn for E357. Fig. 4 viser resultatene for avstøp i en fluiditetsstøpeform. Som tidligere ble testene utført på aluminiumslegeringer inneholdende omtrent 7% Si, omtrent 0,5% Mg og med forskjellige mengder Cu og Zn. Flesteparten av legeringene i fig. 4 har tilsetninger av Cu eller Zn og har fluiditet som er overlegen den tidligere kjente teknikklegeringen E357. Faktisk ble den beste fluiditeten tilveiebragt for referanselegeringen med 3% Cu og 4% Zn. Fluiditet er svært viktig for å utforme støpegods siden det bestemmer evnen Reference is now made directly to fig. 1a, showing tensile strength data for aluminum alloy samples containing about 7% Si, 0.5 Mg, and various concentrations of Cu and Zn, as indicated. The samples cited in fig. 1 solidified at about 1°C per second. For these samples, the dendrite arm spacing (DAS) was approximately 30 micrometers. It can be seen that the tensile strength of the alloy increases with Zn concentration up to the highest level studied, which was approximately 3.61% Zn. Likewise, the tensile strength increases with increasing copper concentration up to the highest level studied, which was approximately 3% Cu. All the samples that had Cu and/or Zn additions had strength greater than the alloy in the prior art, E357. Fig. 1b shows data similar to those in Fig. la, except that the samples shown in fig. lb was solidified more slowly, at about 0.4°C per second, resulting in a dendrite gut spacing of about 64 micrometers. The sample with the highest tensile strength was the reference sample which had approximately 3% Cu and approximately 3.61% Zn. All the samples in fig. lb which had additions of Cu and/or Zn had tensile strengths greater than the tensile strength of the prior art alloy, E357. Fig. 2a shows yield strength data for different aluminum alloy samples with about 7% Si, about 0.5% Mg and different concentrations of Cu and Zn. These samples were solidified at about 1°C per second and have a dendritic gut spacing of about 30 micrometers. The yield strength increased markedly with an increase in Cu and tended to increase with an increase in Zn. The reference sample which has the greatest tensile strength has a copper concentration of approximately 3% and a Zn concentration of approximately 4%. All the samples that had Cu or Zn added showed a higher tensile strength than the known engineering alloy E357. Fig. 2b shows tensile strength data for the same aluminum alloys as shown in fig. 2a; however, they solidified more slowly at about 0.4°C per second. The corresponding dendrite gut spacing was approximately 64 micrometers. The reference sample with the greatest tensile strength had a copper concentration of approximately 3% and a Zn concentration of approximately 4%. All the samples that had Cu or Zn added showed a greater tensile strength than the previously known alloy E357. Fig. 3a shows elongation data for the previously known alloy E357 and various alloys with added Cu and Zn. The solidification rate was approximately 1°C per second and the dendritic gut spacing was approximately 30 micrometers. The best elongation was provided by the alloy having 0% Cu. However, increasing the Zn concentration from 2% to approximately 4% caused increased elongation. The alloys with Zn between 2% and 4% had elongation greater than prior art alloy E357. Fig. 3b shows elongation data for the alloys shown in fig. 3a, but solidified more slowly by 0.4°C per second. The dendrite arm spacing was approximately 64 micrometers. As before, the alloys with approximately 0% Cu had the greatest elongation. In fact, the greatest elongation was provided by prior art alloy E357. However, the alloy with 0% Cu and Zn in the range from 2% to 4% was only slightly inferior to E357 in this respect. The alloys with Zn in the range from 2% to 4% are of interest since the tensile strength and tensile limit values are better than for E357. Fig. 4 shows the results for casting in a fluidity mould. As before, the tests were carried out on aluminum alloys containing about 7% Si, about 0.5% Mg and with different amounts of Cu and Zn. Most of the alloys in fig. 4 has additions of Cu or Zn and has fluidity that is superior to the previously known engineering alloy E357. In fact, the best fluidity was provided for the reference alloy with 3% Cu and 4% Zn. Fluidity is very important in designing castings as it determines the ability
legeringen har til å strømme gjennom små passasjer i støpeformen for å levere flytende metall til alle deler av støpeformen. the alloy has to flow through small passages in the mold to deliver liquid metal to all parts of the mold.
Fig. 5 viser data for kvalitetsindeksen ("Quality Index", Q) for de testede legeringene. Kvalitetsindeksen (Q) er en beregnet indeks som innbefatter maksimal strekkfasthet (UTS) pluss et ledd som involverer logaritmen av forlengelsen (E). De to plottene i fig. 5 er for de to dendritarmmellomrommene anvendt for den foreliggende studien. 30 mikrometer mellomrom er funnet i prøver avkjølt med 1°C per sekund, og 64 mikrometer mellomrom er funnet i prøver avkjølt ved 0,4°C per sekund. Man kan se utfra fig. 5 at generelt tilveiebringes den beste kvalitetsindeksen (Q) for høykonsentrasjoner av Zn og for lavkonsentrasjoner av Cu. Tabell 2 viser sammensetninger av forskjellige legeringer, med legeringer 7SilCu0,5Mg3Zn og 5SilCuO,6Mg3Zn ifølge den foreliggende oppfinnelsen, der konsentrasjonene av Cu, Mg og Zn ble valgt ut for å gi forbedret mekaniske egenskaper ved romtemperatur og høy temperatur. Verdiene i kolonnene 2 til 7 i tabell 2 er faktiske vektprosenter av de forskjellige elementene i prøvene som ble testet. Balansen for hver legering består hovedsakelig av aluminium. Det skal bemerkes at Sr er innbefattet som en kornforfiner, innen urenhetsnivåer. Fig. 5 shows data for the quality index ("Quality Index", Q) for the tested alloys. The quality index (Q) is a calculated index that includes the maximum tensile strength (UTS) plus a term involving the logarithm of the elongation (E). The two plots in fig. 5 is for the two dendritic arm spaces used for the present study. 30 micrometer gaps have been found in samples cooled at 1°C per second, and 64 micrometer gaps have been found in samples cooled at 0.4°C per second. It can be seen from fig. 5 that in general the best quality index (Q) is provided for high concentrations of Zn and for low concentrations of Cu. Table 2 shows compositions of different alloys, with alloys 7SilCu0.5Mg3Zn and 5SilCuO.6Mg3Zn according to the present invention, where the concentrations of Cu, Mg and Zn were selected to give improved mechanical properties at room temperature and high temperature. The values in columns 2 to 7 of Table 2 are actual weight percentages of the various elements in the samples tested. The balance of each alloy consists mainly of aluminium. It should be noted that Sr is included as a grain refiner, within impurity levels.
Testprøver ble produsert for sammensetningene ovenfor for mekanisk testing. Testprøvene ble utformet ved presisjonsstøping i form av V*" (0,635 cm) tykke testplater. Avkjølingshastigheten via presisjonsstøping er mindre enn omtrent 0,5°C per sekund og gir en dendrittarm-mellomrom (DAS) av størrelsesorden på omtrent 60 mikrometer eller mer. Etter støping ble testplatene så varmebehandlet til T6. Typisk omfatter T6 "temper" løsningsvarmebehandling, bråkjøling og kunstig elding. Testplatene ble skåret i snitt og deres mekaniske egenskaper testet. Spesielt ble testprøvene omfattende legeringssammensetningene opplistet i tabell 1 testet for maksimal strekkfasthet (UTS) ved romtemperatur (22°C), maksimal strekkfasthet (UTS) ved høy temperatur (150°C), strekkgrense (TYS) ved romtemperatur (22°C), strekkgrense (TYS) ved høy temperatur (150°C), forlengelse (E) ved høy temperatur (150°C), forlengelse (E) ved romtemperatur (22°C), kvalitetsindeks (Q) ved høy temperatur (150°C), og kvalitetsindeks (Q) ved romtemperatur (22°C). Resultatene av testene er vist i den følgende tabell 3. Test specimens were produced for the above compositions for mechanical testing. The test specimens were formed by precision casting in the form of V*" (0.635 cm) thick test plates. The cooling rate via precision casting is less than about 0.5°C per second and produces a DAS of the order of about 60 micrometers or more. After casting, the test plates were then heat treated to T6. Typically, T6 "temper" involves solution heat treatment, quenching and artificial aging. The test plates were cut into sections and their mechanical properties tested. In particular, the test specimens comprising the alloy compositions listed in Table 1 were tested for maximum tensile strength (UTS) at room temperature (22°C), maximum tensile strength (UTS) at high temperature (150°C), tensile strength (TYS) at room temperature (22°C), tensile strength (TYS) at high temperature (150°C), elongation (E) at high temperature (150°C), elongation (E) at room temperature (22°C), quality index (Q) at high temperature (150°C), and quality index (Q) at room temperature (22°C).The results of the tests is shown in the following table 3.
Fra dataene ovenfor i tabell 3, ble regresjonsmodeller for strekkgrenser (TYS) ved romtemperatur (22°C), maksimal strekkfasthet (UTS) ved romtemperatur (22°C), og forlengelse (E) ved romtemperatur (22°C) utledet som følger: TYS (MPa) ved romtemperatur (22°C) = 322.04 - 25.9466<*>Mg(vekt%) + 19.5276 Cu(vekt%) - 4.8189 Zn(vekt%) + 1.3576 Si(vekt%) + 19.08 Mg(vekt%) Zn(vekt%) - 2.1535 Cu(vekt%) Zn(vekt%) - 119.57 Sr(vekt%) From the above data in Table 3, regression models for yield strength (TYS) at room temperature (22°C), ultimate tensile strength (UTS) at room temperature (22°C), and elongation (E) at room temperature (22°C) were derived as follows : TYS (MPa) at room temperature (22°C) = 322.04 - 25.9466<*>Mg(wt%) + 19.5276 Cu(wt%) - 4.8189 Zn(wt%) + 1.3576 Si(wt%) + 19.08 Mg(wt %) Zn(wt%) - 2.1535 Cu(wt%) Zn(wt%) - 119.57 Sr(wt%)
UTS (MPa) ved romtemperatur (22°C) = 373.188 - 71.5565* Mg(vekt%) + 14.5255 Cu(vekt%) - 6.0743 Zn(vekt%) + 4.57744 Si(vekt%) + 23.212 Mg(vekt%) Zn(vekt%) - 3.42964 Cu(vekt%) Zn(vekt%) + 79.2381 Sr(vekt%) UTS (MPa) at room temperature (22°C) = 373.188 - 71.5565* Mg(wt%) + 14.5255 Cu(wt%) - 6.0743 Zn(wt%) + 4.57744 Si(wt%) + 23.212 Mg(wt%) Zn (wt%) - 3.42964 Cu(wt%) Zn(wt%) + 79.2381 Sr(wt%)
E(%) ved romtemperatur (22°C) = 7.119 - 11.548<*>Mg(vekt%) E(%) at room temperature (22°C) = 7.119 - 11.548<*>Mg(wt%)
-1.055 Cu(vekt%) - 0.117 Zn(vekt%) + 0.739 Si(vekt%) - 0.801 Mg(vekt%) Zn(vekt%) + 0.173 Cu(vekt%) Zn(vekt%) + 16.903 Sr(vekt%). -1.055 Cu(wt%) - 0.117 Zn(wt%) + 0.739 Si(wt%) - 0.801 Mg(wt%) Zn(wt%) + 0.173 Cu(wt%) Zn(wt%) + 16.903 Sr(wt %).
Fra data i tabell 3 ble regresjonsmodeller for strekkgrensen (TYS) ved høy temperatur (150°C), maksimal strekkfasthet (UTS) ved høy temperatur (150°C), forlengelse (E) ved høy temperatur (150°C), og kvalitetsindeks (Q) ved høy temperatur (150°C) utledet som følger: TYS (MPa) ved høy temperatur (150°C) = 279.465 + 29.792<*>Mg(vekt%) + 14.0 Cu(vekt%) + 0.4823 Zn(vekt%) - 0.503 Si(vekt%) + 6.566 Mg(vekt%) Zn(vekt%) - 1.998 Cu(vekt%) Zn(vekt%) - 3.686 Sr(vekt%). From the data in Table 3, regression models for the tensile strength (TYS) at high temperature (150°C), maximum tensile strength (UTS) at high temperature (150°C), elongation (E) at high temperature (150°C), and quality index were (Q) at high temperature (150°C) derived as follows: TYS (MPa) at high temperature (150°C) = 279.465 + 29.792<*>Mg(wt%) + 14.0 Cu(wt%) + 0.4823 Zn( wt%) - 0.503 Si(wt%) + 6.566 Mg(wt%) Zn(wt%) - 1.998 Cu(wt%) Zn(wt%) - 3.686 Sr(wt%).
UTS (MPa) ved høy temperatur (150°C) = 293.3 + 15.723<*>Mg(vekt%) + 18.32 Cu(vekt%) + 0.441 Zn(vekt%) + 1.2264 Si(vekt%) + 9.811 Mg(vekt%) Zn(vekt%) - 3.7344 Cu(vekt%) Zn(vekt%) - 145.682 Sr(vekt%). UTS (MPa) at high temperature (150°C) = 293.3 + 15.723<*>Mg(wt%) + 18.32 Cu(wt%) + 0.441 Zn(wt%) + 1.2264 Si(wt%) + 9.811 Mg(wt %) Zn(wt%) - 3.7344 Cu(wt%) Zn(wt%) - 145.682 Sr(wt%).
E (%) ved høy temperatur (150°C) = 13.575 - 20.454<*>E (%) at high temperature (150°C) = 13.575 - 20.454<*>
Mg(vekt%) - 1.672 Cu(vekt%) - 4.812 Zn(vekt%) + 1.184 Si(vekt%) + 8.138 Mg(vekt%) Zn(vekt%) + 0.014 Cu(vekt%) Zn(vekt%) - 26.65 Sr(vekt%). Mg(wt%) - 1.672 Cu(wt%) - 4.812 Zn(wt%) + 1.184 Si(wt%) + 8.138 Mg(wt%) Zn(wt%) + 0.014 Cu(wt%) Zn(wt%) - 26.65 Sr (weight%).
Q(MPa) ved høy temperatur (150°C) = 447.359-138.331<*>Q(MPa) at high temperature (150°C) = 447.359-138.331<*>
Mg(vekt%) -0.4381 Cu(vekt%) -65.285 Zn(vekt%) + 14.36 Si(vekt%) + 130.69 Mg(wt%) -0.4381 Cu(wt%) -65.285 Zn(wt%) + 14.36 Si(wt%) + 130.69
Mg(vekt%) Zn(vekt%) -6.043 Cu(vekt%) Zn(vekt%)+405.71 Sr(vekt%). Mg(wt%) Zn(wt%) -6.043 Cu(wt%) Zn(wt%)+405.71 Sr(wt%).
Regresjonsmodellene ovenfor for maksimal strekkfasthet (UTS) ved høy temperatur (150°C), forlengelse (E) ved høy temperatur (150°C) og kvalitetsindeks (Q) ved høy temperatur (150°C) ble så plottet i fig. 6 til 8. The above regression models for maximum tensile strength (UTS) at high temperature (150°C), elongation (E) at high temperature (150°C) and quality index (Q) at high temperature (150°C) were then plotted in fig. 6 to 8.
Det henvises så til kurven vist i fig. 6 der den maksimale strekkfastheten (UTS) i MPa er plottet for legeringssammensetninger ved høy temperatur (150°C) med forskjellige Mg og Cu konsentrasjoner som funksjon av økende Zn konsentrasjon (vekt%). Nærmere bestemt referanselinje 15 angir et plott av en referanselegering omfattende omtrent 0,6 vekt% Mg og 3 vekt% Cu; referanselinje 20 angir et plott av en referanselegering omfattende omtrent 0,5 vekt% Mg og 3 vekt% Cu; referanselinje 25 angir et plott av en legering omfattende omtrent 0,6 vekt% Mg og 2 vekt% Cu; referanselinje 30 angir et plott av en legering omfattende omtrent 0,5 vekt% Mg og 2 vekt% Cu; referanselinje 35 er et plott av en legering omfattende omtrent 0,6 vekt% Mg og 1 vekt% Cu; referanselinje 40 er et plott av en legering omfattende omtrent 0,5 vekt% Mg og 1 vekt% Cu; referanselinje 45 er et plott av en legering omfattende omtrent 0,6 vekt% Mg og 0 vekt% Cu; og referanselinje 50 er et plott av en legering omfattende omtrent 0,5 vekt% Mg og 0 vekt% Cu. Reference is then made to the curve shown in fig. 6 where the maximum tensile strength (UTS) in MPa is plotted for alloy compositions at high temperature (150°C) with different Mg and Cu concentrations as a function of increasing Zn concentration (wt%). Specifically, reference line 15 indicates a plot of a reference alloy comprising approximately 0.6 wt% Mg and 3 wt% Cu; reference line 20 indicates a plot of a reference alloy comprising approximately 0.5 wt% Mg and 3 wt% Cu; reference line 25 indicates a plot of an alloy comprising approximately 0.6 wt% Mg and 2 wt% Cu; reference line 30 indicates a plot of an alloy comprising about 0.5 wt% Mg and 2 wt% Cu; reference line 35 is a plot of an alloy comprising about 0.6 wt% Mg and 1 wt% Cu; reference line 40 is a plot of an alloy comprising about 0.5 wt% Mg and 1 wt% Cu; reference line 45 is a plot of an alloy comprising about 0.6 wt% Mg and 0 wt% Cu; and reference line 50 is a plot of an alloy comprising about 0.5 wt% Mg and 0 wt% Cu.
Ifølge kurven vist i fig. 6 og såvel som dataene tilveiebragt i tabell 3, skal det bemerkes at når Cu konsentrasjonen i legeringen økes til omtrent 2 vekt% eller mer har inkorporeringen av Zn en negativ innflytelse på legeringens høytemperatur maksimale strekkfasthet (UTS), som vist med legeringsplottene angitt med referanselinjene 15, 20, 25 og 30. Det skal videre bemerkes at Cu konsentrasjonen i legeringen reduseres til mindre enn omtrent 2 vekt% så har inkorporeringen av Zn en positiv påvirkning på legeringens høytemperatur maksimale strekkfasthet (UTS), som vist med legeringsplottene angitt med referanselinjer 35, 40, 45 og 50. Uten å ønske å bli avgrenset av teori antas det at den negative virkningen av Zn på fastheten for legeringssammensetninger som har høyt Cu innhold så er dette resultatet av partikler dannet ved interaksjon mellom Zn og Cu, der de uønskede partiklene ikke oppløses inn i løsning under løsningsvarmebehandlingen i T6 varmebehandlingsprosessen. Det antas at uoppløste partikler reduserer fasthet- og forlengelsesegenskapene av avstøpet. According to the curve shown in fig. 6 and as well as the data provided in Table 3, it should be noted that when the Cu concentration in the alloy is increased to about 2 wt% or more, the incorporation of Zn has a negative influence on the high temperature ultimate tensile strength (UTS) of the alloy, as shown by the alloy plots indicated by the reference lines 15. . does not dissolve into solution during the solution heat treatment in the T6 heat treatment process. It is believed that undissolved particles reduce the strength and elongation properties of the cast.
Det henvises til fig. 6, legeringer omfattende 0,6 vekt% Mg en større høytemperaturmaksimal strekkfasthet (UTS), vist ved legeringsplottene angitt med referanselinjer 15, 25, 35 og 45, enn legeringer som har lignende sammensetninger og som har en Mg konsentrasjon av størrelsesorden på omtrent 0,5 vekt%, som angitt ved legeringsplottene angitt med referanselinjer 20, 30, 40 og 50. Reference is made to fig. 6, alloys comprising 0.6 wt% Mg a greater high temperature ultimate tensile strength (UTS), as shown by the alloy plots indicated by reference lines 15, 25, 35 and 45, than alloys having similar compositions and having a Mg concentration of the order of about 0, 5% by weight, as indicated by the alloy plots indicated by reference lines 20, 30, 40 and 50.
Det henvises nå til kurven vist i fig. 7. Høytemperaturforlengelse (%) er plottet for legeringssammensetninger med varierende Mg og Cu konsentrasjoner som en funksjon av økende Zn konsentrasjon (vekt%). Nærmere bestemt, referanselinje 55 angir et plott av en referanselegering omfattende omtrent 0,6 vekt% Mg og 3 vekt% Cu; referanselinje 60 angir et plott av en referanselegering omfattende omtrent 0,5 vekt% Mg og 3 vekt% Cu; referanselinje 65 angir et plott av en legering omfattende omtrent 0,6 vekt% Mg og 2 vekt% Cu; referanselinje 70 angir et plott av en legering omfattende omtrent 0,5 vekt% Mg og 2 vekt% Cu; referanselinje 75 er et plott av en legering omfattende omtrent 0,6 vekt% Mg og 1 vekt% Cu; referanselinje 80 er et plott av en legering omfattende omtrent 0,5 vekt% Mg og 1 vekt% Cu; referanselinje 85 er et plott av en legering omfattende omtrent 0,6 vekt% Mg og 0 vekt% Cu; og referanselinje 90 er et plott av en legering omfattende omtrent 0,5 vekt% Mg og 0 vekt% Cu. Reference is now made to the curve shown in fig. 7. High temperature elongation (%) is plotted for alloy compositions with varying Mg and Cu concentrations as a function of increasing Zn concentration (wt%). Specifically, reference line 55 indicates a plot of a reference alloy comprising approximately 0.6 wt% Mg and 3 wt% Cu; reference line 60 indicates a plot of a reference alloy comprising approximately 0.5 wt% Mg and 3 wt% Cu; reference line 65 indicates a plot of an alloy comprising approximately 0.6 wt% Mg and 2 wt% Cu; reference line 70 indicates a plot of an alloy comprising about 0.5 wt% Mg and 2 wt% Cu; reference line 75 is a plot of an alloy comprising about 0.6 wt% Mg and 1 wt% Cu; reference line 80 is a plot of an alloy comprising about 0.5 wt% Mg and 1 wt% Cu; reference line 85 is a plot of an alloy comprising about 0.6 wt% Mg and 0 wt% Cu; and reference line 90 is a plot of an alloy comprising about 0.5 wt% Mg and 0 wt% Cu.
Ifølge kurven vist i fig. 7, såvel som dataene tilveiebragt i tabell 3, skal det bemerkes at økningen av Cu innholdet i legeringen har negativ påvirkning på legeringens forlengelse. For eksempel, ved å henvise til plottene angitt med referanselinje 55, 65, 75 og 85 der Mg konsentrasjonen i hver legering er lik 0,6 vekt%, når Cu konsentrasjonen økes så reduseres forlengelsen i legeringen. I tillegg har Cu konsentrasjonen en lignende effekt på legeringer vist med referanselinje 60, 70, 80 og 90, der Mg konsentrasjonen i hver legering er lik omtrent 0,5 vekt%. According to the curve shown in fig. 7, as well as the data provided in table 3, it should be noted that increasing the Cu content in the alloy has a negative effect on the alloy's elongation. For example, by referring to the plots indicated by reference lines 55, 65, 75 and 85 where the Mg concentration in each alloy is equal to 0.6% by weight, when the Cu concentration is increased the elongation in the alloy is reduced. In addition, the Cu concentration has a similar effect on alloys shown with reference lines 60, 70, 80 and 90, where the Mg concentration in each alloy is equal to approximately 0.5% by weight.
Det henvises fortsatt til tabell 3 og fig. 7; økning i Zn konsentrasjonen kan øke legeringens forlengelse når magnesiumkonsentrasjonen er lav, slik som i størrelsesorden på 0,5 vekt%, som plottet i referanselinjer 60, 70, 80 og 90. Økningen i Zn konsentrasjonen kan redusere forlengelsen av legeringen når magnesiumkonsentrasjonen er høy, slik som i størrelsesorden 0,6 vekt% som plottet i referanselinjer 55, 65, 75 og 85. Magnesium har en positiv påvirkning av forlengelsen når Zn konsentrasjonen er mer enn 2,5 vekt% og har en negativ påvirkning når Zn konsentrasjonen er mindre enn 2,5 vekt%. For eksempel, med henvisning til plottene angitt med referanselinjer 55 og 60, der Cu konsentrasjonen i begge legeringer er lik 3,0 vekt%, når Mg konsentrasjonen økes fra 0,5 vekt% til 0,6 vekt% så øker kvalitetsindeksen (Q) hvis Zn konsentrasjonen i legeringen er større enn eller lik 2,5 vekt%. I tillegg har Mg konsentrasjonen en lignende effekt på legeringen med mindre enn 3,0 vekt% Cu. Reference is still made to table 3 and fig. 7; increase in the Zn concentration can increase the elongation of the alloy when the magnesium concentration is low, such as on the order of 0.5 wt%, as plotted in reference lines 60, 70, 80 and 90. The increase in the Zn concentration can decrease the elongation of the alloy when the magnesium concentration is high, such as in the order of 0.6 wt% as plotted in reference lines 55, 65, 75 and 85. Magnesium has a positive influence on the elongation when the Zn concentration is more than 2.5 wt% and has a negative influence when the Zn concentration is less than 2.5% by weight. For example, referring to the plots indicated by reference lines 55 and 60, where the Cu concentration in both alloys is equal to 3.0 wt%, when the Mg concentration is increased from 0.5 wt% to 0.6 wt% then the quality index (Q) increases if the Zn concentration in the alloy is greater than or equal to 2.5% by weight. In addition, the Mg concentration has a similar effect on the alloy with less than 3.0 wt% Cu.
Det henvises nå til grafen vist i fig. 8, kvalitetsindeksen (Q) av AlSiMg-legeringer ved høy temperatur (150°C) ved varierende konsentrasjoner av Cu og Mg er plottet som en funksjon av Zn innholdet. Nærmere bestemt angir referanselinjen 95 et plott av en referanselegering omfattende omtrent 0,5 vekt% Mg og 3 vekt% Cu; referanselinje 100 angir et plott av en legering omfattende omtrent 0,5 vekt% Mg og 2 vekt% Cu; referanselinje 105 angir et plott av en referanselegering omfattende omtrent 0,6 vekt% Mg og 3 vekt% Cu; referanselinje 110 angir et plott av en legering omfattende omtrent 0,5 vekt% Mg og 1 vekt% Cu; referanselinje 115 er et plott av en legering omfattende omtrent 0,6 vekt% Mg og 2 vekt% Cu; referanselinje 120 er et plott av en legering omfattende omtrent 0,5 vekt% Mg og 0 vekt% Cu; referanselinje 125 er et plott av en legering omfattende omtrent 0,6 vekt% Mg og 1 vekt% Cu; og referanselinje 130 er et plott av en legering omfattende omtrent 0,6 vekt% Mg og 0 vekt% Cu. Som angitt ovenfor er kvalitetsindeksen (Q) en beregnet indeks som innbefatter maksimal strekkfasthet (UTS) pluss et ledd som involverer logaritmen av forlengelsen (E). Reference is now made to the graph shown in fig. 8, the quality index (Q) of AlSiMg alloys at high temperature (150°C) at varying concentrations of Cu and Mg is plotted as a function of the Zn content. Specifically, reference line 95 indicates a plot of a reference alloy comprising approximately 0.5 wt% Mg and 3 wt% Cu; reference line 100 indicates a plot of an alloy comprising about 0.5 wt% Mg and 2 wt% Cu; reference line 105 indicates a plot of a reference alloy comprising approximately 0.6 wt% Mg and 3 wt% Cu; reference line 110 indicates a plot of an alloy comprising approximately 0.5 wt% Mg and 1 wt% Cu; reference line 115 is a plot of an alloy comprising about 0.6 wt% Mg and 2 wt% Cu; reference line 120 is a plot of an alloy comprising approximately 0.5 wt% Mg and 0 wt% Cu; reference line 125 is a plot of an alloy comprising about 0.6 wt% Mg and 1 wt% Cu; and reference line 130 is a plot of an alloy comprising approximately 0.6 wt% Mg and 0 wt% Cu. As indicated above, the quality index (Q) is a calculated index that includes the maximum tensile strength (UTS) plus a term involving the logarithm of the elongation (E).
Det henvises til fig. 8 og dataene vist i tabell 3; selv om Cu innholdet generelt gir økning av den maksimale strekkfastheten (UTS) og/eller strekkgrensen (TYS), minker generelt Cu forlengelsen og derfor visse utførelsesformer kan den derfor minke legeringens kvalitetsindeks (Q). Mg har typisk en positiv påvirkning på kvalitetsindeksen av legeringen innbefattende Cu og Zn, der Zn innholdet er større enn eller lik 1,2 vekt%. For eksempel, med hensyn til plottene angitt med referanselinjer 95 og 105 der Cu konsentrasjonen i begge legeringene er lik 3,0 vekt%, når Mg konsentrasjonen økes fra 0,5 vekt% til 0,6 vekt% økes kvalitetsindeksen hvis Zn innholdet av legeringen er større enn eller lik 1,2 vekt%. I tillegg har Mg konsentrasjonen en lignende effekt på legeringen med mindre enn 3,0 vekt% Cu. I AlSiMg-legeringene omfattende økte Cu konsentrasjoner, slik som legeringsplottene angitt med henvisningslinjer 95, 100, 105 og 120, har økende kvalitetsindeks (Q) verdier når konsentrasjonen av Cu økes. Inkorporeringen av Zn kan øke kvalitetsindeksen (Q) av legeringen når Mg innholdet er av størrelsesorden på omtrent 0,6 vekt% og Cu innholdet er mindre enn omtrent 2,5 vekt%, som vist av legeringsplottene angitt med henvisningstall 115, 125 og 130. Reference is made to fig. 8 and the data shown in Table 3; although the Cu content generally increases the maximum tensile strength (UTS) and/or tensile strength (TYS), Cu generally decreases the elongation and therefore in certain embodiments it can therefore decrease the quality index (Q) of the alloy. Mg typically has a positive influence on the quality index of the alloy including Cu and Zn, where the Zn content is greater than or equal to 1.2% by weight. For example, with respect to the plots indicated by reference lines 95 and 105 where the Cu concentration in both alloys is equal to 3.0 wt%, when the Mg concentration is increased from 0.5 wt% to 0.6 wt% the quality index is increased if the Zn content of the alloy is greater than or equal to 1.2% by weight. In addition, the Mg concentration has a similar effect on the alloy with less than 3.0 wt% Cu. In the AlSiMg alloys comprising increased Cu concentrations, such as the alloy plots indicated by reference lines 95, 100, 105 and 120, have increasing quality index (Q) values as the concentration of Cu is increased. The incorporation of Zn can increase the quality index (Q) of the alloy when the Mg content is of the order of about 0.6 wt% and the Cu content is less than about 2.5 wt%, as shown by the alloy plots indicated by reference numbers 115, 125 and 130.
Selv om legeringssammensetningene ifølge foreliggende oppfinnelse opplistet i tabell 3 er illustrative for de oppfunnede sammensetningene, skal oppfinnelsen ikke dømmes å være begrenset til disse siden enhver sammensetning som har tilsetningsstoffer og områder sitert i kravene i dette dokumentet er innenfor omfanget av denne oppfinnelsen. Ytterligere referanselegeringssammensetninger er opplistet i tabellen vist i fig. 9. Fig. 9 innbefatter også strekkgrense (TYS), maksimal strekkfasthet (UTS), forlengelse (E) og kvalitetsindeks (Q) for de opplistede legeringssammensetninger, der TYS, UTS, E og Q ble tatt fra T6 "temper" testprøver ved romtemperatur (22°C). Although the alloy compositions according to the present invention listed in Table 3 are illustrative of the invented compositions, the invention should not be judged to be limited to these since any composition having additives and areas cited in the claims in this document is within the scope of this invention. Additional reference alloy compositions are listed in the table shown in Fig. 9. Fig. 9 also includes yield strength (TYS), ultimate tensile strength (UTS), elongation (E) and quality index (Q) for the listed alloy compositions, where TYS, UTS, E and Q were taken from T6 "temper" test specimens at room temperature (22°C).
Den siste raden i tabellen i fig. 9 innbefatter sammensetningen og romtemperatur (22°C) mekaniske egenskaper (strekkgrense (TYS), maksimal strekkfasthet (UTS), forlengelse The last row of the table in fig. 9 includes the composition and room temperature (22°C) mechanical properties (tensile strength (TYS), maximum tensile strength (UTS), elongation
(E) og kvalitetsindeks (Q)) for en E357 legeringstestprøve med T6 varmebehandling (E357-T6) som ble dannet ved presisjonsstøping der E357 legeringstestprøven er kjent (E) and quality index (Q)) for an E357 alloy test specimen with T6 heat treatment (E357-T6) which was formed by precision casting where the E357 alloy test specimen is known
teknikk som har blitt inkorporert for sammenligningsgrunner. Fortsatt henvisende til fig. 9, E357 har en maksimal strekkfasthet (UTS) ved 22°C av størrelsesorden 275 MPa og en forlengelse (E) på omtrent 5%. Ved temperaturer på omtrent 150°C, presisjonsstøping og T6 varmebehandlede testprøver av E357 så har de en maksimal strekkfasthet på 260 MPa, strekkgrense på 250 MPa, en forlengelse (E) på omtrent 7% og en kvalitetsindeks på 387 MPa. technique that has been incorporated for comparison purposes. Still referring to fig. 9, E357 has a maximum tensile strength (UTS) at 22°C of the order of 275 MPa and an elongation (E) of approximately 5%. At temperatures of approximately 150°C, precision casting and T6 heat treated test specimens of E357 have a maximum tensile strength of 260 MPa, yield strength of 250 MPa, an elongation (E) of approximately 7% and a quality index of 387 MPa.
Den oppfunnede aluminiumslegeringen har en maksimal strekkfasthet (UTS) for presisjonsavstøp med en T6 varmebehandling ved anvendelser i størrelsesorden 150°C som er 20% til 30% større enn lignende fremstilte avstøp av E357. The invented aluminum alloy has a maximum tensile strength (UTS) for precision castings with a T6 heat treatment in applications of the order of 150°C that is 20% to 30% greater than similarly produced castings of E357.
I den oppfunnede legeringen, der Cu innholdet er mindre enn eller lik 2 vekt% og Zn innholdet er i området fra 3 vekt% til 5 vekt%, er den maksimale strekkfastheten (UTS) for presisjonsavstøp med en T6 varmebehandling ved anvendelser i størrelsesorden på 150°C, har UTS som er 10% til 20% større enn lignende fremstilte og testede avstøp av E357. In the invented alloy, where the Cu content is less than or equal to 2 wt% and the Zn content is in the range from 3 wt% to 5 wt%, the maximum tensile strength (UTS) for precision castings with a T6 heat treatment in applications is in the order of 150 °C, has UTS that is 10% to 20% greater than similarly produced and tested castings of E357.
For legeringer som har en høy strekkgrense (TYS) og høy maksimal strekkfasthet (UTS), så anbefales det en legering inneholdende omtrent 7% Si, omtrent 0.45% til omtrent 0.55% Mg, omtrent 2-3% Cu og omtrent 0% Zn. For alloys that have a high yield strength (TYS) and high ultimate tensile strength (UTS), an alloy containing about 7% Si, about 0.45% to about 0.55% Mg, about 2-3% Cu and about 0% Zn is recommended.
For legeringer som har en høy strekkgrense (TYS) og en høy maksimal strekkfasthet (UTS), så anbefales en legering inneholdende omtrent 7% Si, omtrent 0,55% til omtrent 0,65% Mg, mindre enn 2% Cu og mellom 3%-5% Zn. For alloys that have a high yield strength (TYS) and a high ultimate tensile strength (UTS), an alloy containing about 7% Si, about 0.55% to about 0.65% Mg, less than 2% Cu and between 3 %-5% Zn.
For legeringer som har både god fasthet og god forlengelse så anbefales det en legering inneholdende omtrent 7% Si, omtrent 0,5% Mg, svært lite Cu og omtrent 4% Zn. For alloys that have both good strength and good elongation, an alloy containing about 7% Si, about 0.5% Mg, very little Cu and about 4% Zn is recommended.
For en legering med god fluiditet, anbefales en legering inneholdende omtrent 7% Si, omtrent 0,5% Mg, omtrent 3% Cu og omtrent 4% Zn. For an alloy with good fluidity, an alloy containing about 7% Si, about 0.5% Mg, about 3% Cu and about 4% Zn is recommended.
Dataene ovenfor er forslag for en familie av støpelegeringer som har forskjellige ønskelige egenskaper. De forskjellige ønskelige egenskapene er egnet for forskjellige anvendelser. The above data are suggestions for a family of casting alloys having various desirable properties. The different desirable properties are suitable for different applications.
Legeringer ifølge den foreliggende oppfinnelsen kan støpes til anvendbare produkter ved presisjonsstøping, lavt trykk eller gravitasjonsstøping, permanent eller semipermanent støpeform, pressstøping, høytrykks Alloys according to the present invention can be cast into usable products by precision casting, low pressure or gravity casting, permanent or semi-permanent moulding, die casting, high pressure
kokillestøping/presstøping/sprøytestøping eller sandstøpeformstøping. die casting/die casting/injection molding or sand casting mold casting.
Claims (14)
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US59205104P | 2004-07-28 | 2004-07-28 | |
| PCT/US2005/026478 WO2006014948A2 (en) | 2004-07-28 | 2005-07-28 | An al-si-mg-zn-cu alloy for aerospace and automotive castings |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| NO20071075L NO20071075L (en) | 2007-04-30 |
| NO339946B1 true NO339946B1 (en) | 2017-02-20 |
Family
ID=37875545
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NO20071075A NO339946B1 (en) | 2004-07-28 | 2007-02-26 | Al-Si-Mg-Zn-Cu alloy for castings for the aerospace and automotive industries |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP1778887B1 (en) |
| JP (1) | JP5069111B2 (en) |
| KR (1) | KR101223546B1 (en) |
| CN (1) | CN101018881B (en) |
| AU (1) | AU2005269483B2 (en) |
| CA (1) | CA2574962C (en) |
| MX (1) | MX2007001008A (en) |
| NO (1) | NO339946B1 (en) |
Families Citing this family (32)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011144443A (en) * | 2010-01-18 | 2011-07-28 | Yasuo Sugiura | Aluminum alloy for semisolid casting |
| US10654135B2 (en) | 2010-02-10 | 2020-05-19 | Illinois Tool Works Inc. | Aluminum alloy welding wire |
| JP2012097332A (en) * | 2010-11-04 | 2012-05-24 | Toyota Industries Corp | Aluminum alloy component excellent in high-temperature strength, and method of manufacturing the same |
| CN102764876A (en) * | 2011-05-03 | 2012-11-07 | 远轻铝业（中国）有限公司 | Gravity casting process of back cover board of turbosupercharger |
| CN102304651B (en) * | 2011-08-15 | 2013-03-20 | 镇江汇通金属成型有限公司 | Casting aluminum-silicon alloy and strengthening method thereof |
| CN104093867B (en) * | 2011-10-28 | 2017-05-03 | 美铝公司 | High performance aisimgcu casting alloy |
| CN102758108B (en) * | 2012-06-19 | 2014-08-06 | 南昌大学 | Al-Si-Mg-Sm rare earth cast aluminum alloy and preparation method thereof |
| CN104911413A (en) * | 2014-03-13 | 2015-09-16 | 深圳市中兴康讯电子有限公司 | Aluminum silicate composition alloy and production method therof |
| CN105088033A (en) * | 2014-05-08 | 2015-11-25 | 比亚迪股份有限公司 | Aluminium alloy and preparation method thereof |
| WO2015189754A1 (en) * | 2014-06-09 | 2015-12-17 | O.M.Ler 2000 S.R.L. | De-coring vibrator or pneumatic hammer for de- coring of foundry castings with aluminium alloy jacket |
| DE102015111020A1 (en) * | 2014-07-29 | 2016-02-04 | Ksm Castings Group Gmbh | Al-cast alloy |
| CN105624487A (en) * | 2015-04-07 | 2016-06-01 | Sj技术股份有限公司 | Aluminum alloy for pressure casting and preparation method for aluminum alloy casting piece utilizing aluminum alloy for pressure casting |
| CN104911414B (en) * | 2015-06-09 | 2017-08-01 | 贵州兴科合金有限公司 | A kind of aluminum alloy materials and preparation method for car light heat dissipation base |
| WO2017015386A1 (en) * | 2015-07-21 | 2017-01-26 | Illinois Tools Works Inc. | Aluminum alloy welding wire |
| CN105568083B (en) * | 2016-03-02 | 2018-05-01 | 慈溪阿尔特新材料有限公司 | It is a kind of suitable for high tough aluminum alloy materials of semi-solid rheological die casting and preparation method thereof |
| JP6704276B2 (en) * | 2016-03-29 | 2020-06-03 | アイシン軽金属株式会社 | Method for producing cast material using aluminum alloy for casting |
| KR101756016B1 (en) | 2016-04-27 | 2017-07-20 | 현대자동차주식회사 | Aluminum alloy for die casting and Method for heat treatment of manufacturing aluminum alloy using thereof |
| US10604825B2 (en) * | 2016-05-12 | 2020-03-31 | GM Global Technology Operations LLC | Aluminum alloy casting and method of manufacture |
| CN107868889B (en) * | 2016-09-23 | 2020-04-24 | 比亚迪股份有限公司 | Aluminum alloy, preparation method and application thereof, vehicle body framework connecting piece and electric vehicle |
| CN106636813A (en) * | 2016-12-12 | 2017-05-10 | 余姚市庆达机械有限公司 | Corrosion-resistant aluminum alloy and preparation method thereof |
| CN106917014B (en) * | 2017-02-23 | 2019-03-01 | 中国第一汽车股份有限公司 | A kind of car aluminium alloy knuckle and its extrusion casting method |
| CN107058819A (en) * | 2017-06-22 | 2017-08-18 | 安徽银力铸造有限公司 | A kind of Modification Manners of Casting Al-Si magnesium automotive hub alloy |
| CN107828999A (en) * | 2017-12-18 | 2018-03-23 | 广州致远新材料科技有限公司 | The heat treatment method and die-cast aluminum alloy material of a kind of pack alloy |
| CN107829001A (en) * | 2017-12-18 | 2018-03-23 | 广州致远新材料科技有限公司 | A kind of preparation method of extrusion casint aluminum alloy materials |
| CN110144499B (en) * | 2019-06-21 | 2020-12-08 | 广东省材料与加工研究所 | Die-casting aluminum alloy for 5G communication base station shell and preparation method thereof |
| CN113462932B (en) * | 2021-07-05 | 2023-03-24 | 南昌航空大学 | High-thermal-conductivity aluminum alloy material for semi-solid rheocasting and preparation method thereof |
| CN114381640B (en) * | 2021-12-17 | 2022-11-22 | 深圳南科强正轻合金技术有限公司 | High-strength aluminum alloy material for rheocasting and application method thereof |
| CN114752822B (en) * | 2022-05-25 | 2023-02-24 | 深圳南科强正轻合金技术有限公司 | Die-casting aluminum alloy and preparation method thereof |
| CN114875280B (en) * | 2022-07-07 | 2022-10-28 | 中国航发北京航空材料研究院 | Heat-resistant aluminum-silicon alloy material, manufacturing method and heat-resistant aluminum-silicon alloy casting |
| CN115627393B (en) * | 2022-11-07 | 2024-03-12 | 贵州航天风华精密设备有限公司 | High-strength ZL114A aluminum alloy and preparation method thereof |
| CN115679162A (en) * | 2022-11-18 | 2023-02-03 | 江西万泰铝业有限公司 | New energy automobile heat treatment-free aluminum alloy material and low-carbon preparation method |
| KR102633119B1 (en) * | 2023-04-20 | 2024-02-02 | 주식회사 앨럽 | Aluminum-copper Composite and Manufacturing Method of the Same |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5879478A (en) * | 1996-03-20 | 1999-03-09 | Aluminium Pechiney | Process for semi-solid forming of thixotropic aluminum-silicon-copper alloy |
| US20030102059A1 (en) * | 2001-10-10 | 2003-06-05 | Daido Metal Company Ltd. | Aluminum bearing-alloy |
| US20030155049A1 (en) * | 2002-02-15 | 2003-08-21 | Bergsma S. Craig | High strength aluminum base alloy |
Family Cites Families (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5613789B2 (en) * | 1973-05-29 | 1981-03-31 | ||
| JPS54120217A (en) * | 1978-03-10 | 1979-09-18 | Toyota Motor Corp | Brittle aluminum alloy |
| JPS6057497B2 (en) * | 1980-05-15 | 1985-12-16 | 株式会社日軽技研 | Heat resistant high strength aluminum alloy |
| JPH05332364A (en) * | 1992-06-01 | 1993-12-14 | Daido Metal Co Ltd | Aluminum alloy bearing excellent in wear resistance and manufacture thereof |
| JPH0748643A (en) * | 1993-08-05 | 1995-02-21 | Showa Alum Corp | Aluminum alloy casting material |
| JPH0835030A (en) * | 1994-07-22 | 1996-02-06 | Showa Denko Kk | Aluminum alloy for casting, excellent in strength |
| JPH10158771A (en) * | 1996-12-02 | 1998-06-16 | Showa Denko Kk | Aluminum alloy for casting, excellent in pressure resistance |
| WO2000071772A1 (en) * | 1999-05-25 | 2000-11-30 | The United States Of America As Represented By The Administrator Of The National Aeronautics And Space Administration (Nasa) | Aluminum-silicon alloy having improved properties at elevated temperatures |
| JP3921314B2 (en) * | 1999-09-03 | 2007-05-30 | 株式会社神戸製鋼所 | Aluminum alloy cast material excellent in impact fracture strength and method for producing the same |
| JP3846149B2 (en) * | 2000-03-21 | 2006-11-15 | いすゞ自動車株式会社 | Heat treatment method for casting aluminum alloy |
| US7087125B2 (en) * | 2004-01-30 | 2006-08-08 | Alcoa Inc. | Aluminum alloy for producing high performance shaped castings |
-
2005
- 2005-07-28 KR KR1020077003089A patent/KR101223546B1/en active IP Right Grant
- 2005-07-28 JP JP2007523726A patent/JP5069111B2/en not_active Expired - Fee Related
- 2005-07-28 AU AU2005269483A patent/AU2005269483B2/en not_active Ceased
- 2005-07-28 CN CN2005800309993A patent/CN101018881B/en active Active
- 2005-07-28 EP EP05775565.4A patent/EP1778887B1/en active Active
- 2005-07-28 CA CA2574962A patent/CA2574962C/en not_active Expired - Fee Related
- 2005-07-28 MX MX2007001008A patent/MX2007001008A/en active IP Right Grant
-
2007
- 2007-02-26 NO NO20071075A patent/NO339946B1/en not_active IP Right Cessation
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5879478A (en) * | 1996-03-20 | 1999-03-09 | Aluminium Pechiney | Process for semi-solid forming of thixotropic aluminum-silicon-copper alloy |
| US20030102059A1 (en) * | 2001-10-10 | 2003-06-05 | Daido Metal Company Ltd. | Aluminum bearing-alloy |
| US20030155049A1 (en) * | 2002-02-15 | 2003-08-21 | Bergsma S. Craig | High strength aluminum base alloy |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP1778887A2 (en) | 2007-05-02 |
| KR20070057144A (en) | 2007-06-04 |
| AU2005269483A1 (en) | 2006-02-09 |
| KR101223546B1 (en) | 2013-01-18 |
| JP2008514807A (en) | 2008-05-08 |
| CN101018881B (en) | 2011-11-30 |
| CN101018881A (en) | 2007-08-15 |
| JP5069111B2 (en) | 2012-11-07 |
| CA2574962A1 (en) | 2006-02-09 |
| EP1778887B1 (en) | 2013-10-02 |
| CA2574962C (en) | 2014-02-04 |
| NO20071075L (en) | 2007-04-30 |
| AU2005269483B2 (en) | 2010-12-23 |
| MX2007001008A (en) | 2007-04-16 |
| EP1778887A4 (en) | 2010-06-02 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| NO339946B1 (en) | Al-Si-Mg-Zn-Cu alloy for castings for the aerospace and automotive industries | |
| US7625454B2 (en) | Al-Si-Mg-Zn-Cu alloy for aerospace and automotive castings | |
| JP5879181B2 (en) | Aluminum alloy with excellent high temperature characteristics | |
| JP2008542534A (en) | Aluminum casting alloy, aluminum alloy casting, and manufacturing method of aluminum alloy casting | |
| KR20170138916A (en) | Aluminum alloy for die casting, and die-cast aluminum alloy using same | |
| JP2016079454A (en) | Aluminum alloy forging material and manufacturing method therefor | |
| JP2005226161A (en) | Casting of aluminum alloy | |
| CA1208042A (en) | Rhenium-bearing copper-nickel-tin alloys | |
| US20040261916A1 (en) | Dispersion hardenable Al-Ni-Mn casting alloys for automotive and aerospace structural components | |
| JP2022517830A (en) | Casting alloy for high pressure vacuum die casting | |
| JP2001316753A (en) | Magnesium alloy and magnesium alloy member excellent in corrosion resistance and heat resistance | |
| EP0488670B1 (en) | Aluminum alloy casting having high strength and high toughness and process for producing the same | |
| JP4088546B2 (en) | Manufacturing method of aluminum alloy forging with excellent high temperature characteristics | |
| JP2021021138A (en) | Aluminum alloy for die casting, and method for producing cast product using the same | |
| JP7096690B2 (en) | Aluminum alloys for die casting and aluminum alloy castings | |
| JP7472318B2 (en) | Aluminum alloys and aluminum alloy castings | |
| JP3195392B2 (en) | Method for producing high strength and high toughness aluminum alloy casting | |
| JP5862406B2 (en) | Aluminum alloy member and manufacturing method thereof | |
| RU2708729C1 (en) | Cast aluminum alloy | |
| JP7319447B1 (en) | Aluminum alloy material and its manufacturing method | |
| JP2020125527A (en) | Aluminum alloy casting material | |
| WO2023023704A1 (en) | Improved aluminium based casting alloy | |
| JPH11335765A (en) | Aluminum squeeze-cast parts with high toughness, and their production | |
| JP2021011604A (en) | Aluminum alloy material and method for producing aluminum alloy forging |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| CHAD | Change of the owner's name or address (par. 44 patent law, par. patentforskriften) |
Owner name: ARCONIC TECHNOLOGIES LLC, US |
|
| CREP | Change of representative | ||
| MM1K | Lapsed by not paying the annual fees |