RU2570264C2 - Aluminium alloy for injection moulding - Google Patents
Aluminium alloy for injection moulding Download PDFInfo
- Publication number
- RU2570264C2 RU2570264C2 RU2012145233/02A RU2012145233A RU2570264C2 RU 2570264 C2 RU2570264 C2 RU 2570264C2 RU 2012145233/02 A RU2012145233/02 A RU 2012145233/02A RU 2012145233 A RU2012145233 A RU 2012145233A RU 2570264 C2 RU2570264 C2 RU 2570264C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- aluminum alloy
- aluminum
- alloy according
- zirconium
- alloys
- Prior art date
Links
Images
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
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D17/00—Pressure die casting or injection die casting, i.e. casting in which the metal is forced into a mould under high pressure
- B22D17/20—Accessories: Details
-
- 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
Abstract
Description
ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИFIELD OF TECHNOLOGY
Настоящее изобретение относится к алюминиевым сплавам, которые можно перерабатывать посредством стандартного литья под высоким давлением и которые являются дисперсионно-упрочненными, твердеющими при старении и обладают полезными механическими свойствами при температурах до по меньшей мере 300°C.The present invention relates to aluminum alloys that can be processed by standard high pressure casting and which are dispersion hardened, hardened during aging and have useful mechanical properties at temperatures up to at least 300 ° C.
ПРЕДШЕСТВУЮЩИЙ УРОВЕНЬ ТЕХНИКИBACKGROUND OF THE INVENTION
Алюминиевые сплавы являются одной из важнейших групп легких материалов, используемых в автомобильной промышленности, главным образом - из-за их высокой удельной прочности. Большинство стандартных алюминиевых литейных сплавов основано на алюминиево-кремниевой эвтектической системе из-за ее превосходных литейных характеристик. К сожалению, температура солидуса в этой системе не превышает 550°C, и вследствие этого максимальная рабочая температура у алюминиево-кремниевых сплавов ограничена примерно 200°C. Кроме того, основные легирующие добавки в стандартных сплавах на основе алюминия (например, цинк, магний и медь) обладают высокой диффузивностью в твердом растворе алюминия. Поэтому, несмотря на то, что эти элементы повышают прочность сплава при комнатной температуре, они ухудшают термическую стабильность сплава. Например, алюминиевые сплавы на основе Al-Zn-Mg, Al-Cu-Mg и Al-Li систем способны обеспечивать очень высокий предел прочности на разрыв (до примерно 700 МПа); однако их механические свойства быстро ухудшаются при использовании их при высокой температуре. Во многих прикладных задачах основным требованием является именно стабильность механических свойств при высокой температуре, а не высокая прочность. Поэтому стандартные алюминиевые сплавы не используют в таких прикладных задачах, и существует потребность в легком и термически стабильном материале.Aluminum alloys are one of the most important groups of light materials used in the automotive industry, mainly because of their high specific strength. Most standard aluminum casting alloys are based on an aluminum-silicon eutectic system due to its superior casting characteristics. Unfortunately, the solidus temperature in this system does not exceed 550 ° C, and as a result, the maximum working temperature for aluminum-silicon alloys is limited to about 200 ° C. In addition, the main alloying additives in standard aluminum-based alloys (for example, zinc, magnesium and copper) have high diffusivity in aluminum solid solution. Therefore, despite the fact that these elements increase the strength of the alloy at room temperature, they degrade the thermal stability of the alloy. For example, aluminum alloys based on Al-Zn-Mg, Al-Cu-Mg and Al-Li systems are capable of providing a very high tensile strength (up to about 700 MPa); however, their mechanical properties rapidly deteriorate when used at high temperatures. In many applications, the main requirement is precisely the stability of mechanical properties at high temperature, and not high strength. Therefore, standard aluminum alloys are not used in such applications, and there is a need for a light and thermally stable material.
На предшествующем уровне техники были предприняты попытки получения алюминиевых литейных сплавов с повышенной термической стабильностью. Примечательными среди этих попыток являются попытки использования алюминиево-никелевой системы с небольшими добавками циркония. Эти попытки описаны в следующих журнальных статьях:In the prior art, attempts have been made to obtain aluminum cast alloys with enhanced thermal stability. Notable among these attempts are attempts to use an aluminum-nickel system with small additions of zirconium. These attempts are described in the following journal articles:
N.A. Belov, "Structure and Strength of Cast Alloys of the System Aluminium-Nickel-Zirconium", Metallov., №10, pp.19-22, 1993.N.A. Belov, "Structure and Strength of Cast Alloys of the System Aluminum-Nickel-Zirconium", Metallov., No. 10, pp. 19-22, 1993.
N.A. Belov, "Principles of Optimizing the Structure of Creep-Resisting Casting Aluminium Alloys using Transition Metals", Journal of Advanced Materials, Vol.1, №4, pp.321-329, 1994.N.A. Belov, "Principles of Optimizing the Structure of Creep-Resisting Casting Aluminum Alloys using Transition Metals", Journal of Advanced Materials, Vol. 1, No. 4, pp. 311-329, 1994.
N.A. Belov, V.S. Zolotorevsky, S. Goto, A.N. Alabin, V.V. Istomin-Kastrovsky and V.I. Mishin, "Effect of Zirconium on Liquidus and Hardening of AI-6%Ni Casting Alloy", Metals Forum, Vol.28, pp.533-538, 2004.N.A. Belov, V.S. Zolotorevsky, S. Goto, A.N. Alabin, V.V. Istomin-Kastrovsky and V.I. Mishin, "Effect of Zirconium on Liquidus and Hardening of AI-6% Ni Casting Alloy", Metals Forum, Vol. 28, pp. 533-538, 2004.
В ранее опубликованных журнальных статьях указано, что оптимальную структуру алюминиевого сплава, обладающую стабильностью при высокой температуре, можно получить на основе эвтектической композиции, состоящей из фазы твердого раствора алюминия (α-алюминия), которая легирована по меньшей мере 0,6 мас.% циркония, и второй фазы, которая обладает высоким пределом ползучести, а именно -триалюминида никеля (Al3Ni).Previously published journal articles indicate that the optimal structure of an aluminum alloy with stability at high temperature can be obtained on the basis of a eutectic composition consisting of a phase of a solid solution of aluminum (α-aluminum), which is doped with at least 0.6 wt.% Zirconium , and the second phase, which has a high creep strength, namely nickel trialuminide (Al 3 Ni).
В ранее опубликованных журнальных статьях также указано, что изделия, изготовленные из этих сплавов, получают посредством плавления тщательно взвешенных твердых ингредиентов сплава (алюминия, алюминиево-никелевой лигатуры и алюминиево-циркониевой лигатуры) при температуре, равной примерно 900°С.Такая относительно высокая температура плавления необходима для растворения высокого содержания циркония 0,6 мас.% циркония) в алюминии и получения гомогенного алюминиево-никелево-циркониевого расплава. Кроме того, в ранее опубликованных журнальных статьях указано, что алюминиево-никелево-циркониевый расплав необходимо охлаждать со скоростью охлаждения, превышающей 10°C в секунду, для отверждения и сохранения гомогенного сверхнасыщенного твердого раствора циркония в α-алюминии при комнатной температуре. Кроме того, в ранее опубликованных журнальных статьях указано, что когда материал остывает от температуры расплава, ему можно придать форму желаемого объекта посредством заливки его в форму. Эта форма должна обеспечивать охлаждение материала от температуры расплава до комнатной температуры со скоростью, превышающей 10°С в секунду. Наконец, в ранее опубликованных журнальных статьях указано, что отлитое твердое изделие можно выдержать при температуре, лежащей в диапазоне от 350 до 450°C, для осаждения мелких частиц триалюминида циркония (Al3Zr), которые упрочняют сплав.Previously published journal articles also indicate that products made from these alloys are obtained by melting carefully weighed solid alloy ingredients (aluminum, aluminum-nickel alloys and aluminum-zirconium alloys) at a temperature of approximately 900 ° C. Such a relatively high temperature melting is necessary to dissolve the high zirconium content of 0.6 wt.% zirconium) in aluminum and to obtain a homogeneous aluminum-nickel-zirconium melt. In addition, previously published journal articles indicated that the aluminum-nickel-zirconium melt must be cooled at a cooling rate in excess of 10 ° C per second in order to cure and maintain a homogeneous, supersaturated solid solution of zirconium in α-aluminum at room temperature. In addition, previously published journal articles indicate that when the material cools from the melt temperature, it can be shaped into the desired object by pouring it into the mold. This form should provide cooling of the material from the melt temperature to room temperature at a rate exceeding 10 ° C per second. Finally, previously published journal articles indicate that a cast solid product can be held at temperatures ranging from 350 to 450 ° C to precipitate small particles of zirconium trialuminide (Al 3 Zr) that strengthen the alloy.
При соответствующей переработке сплавы, описанные в ранее опубликованных журнальных статьях, обладают лучшими механическими свойствами при повышенной температуре, чем стандартные алюминиевые литейные сплавы. Однако упрочнение не наблюдается в сплавах, описанных в ранее опубликованных журнальных статьях, если содержание циркония в сплаве не превышает 0,4 мас.%, и значительного упрочнения не происходит до тех пор, пока содержание циркония в сплаве не достигнет по меньшей мере 0,6 мас.%. Меньшие количества циркония не приводят к получению объема частиц второй фазы (в данном случае - Al3Zr), достаточного для того, чтобы вызвать значительное упрочнение твердого раствора α-алюминия. На Фиг.1 изображен график зависимости содержания твердых веществ в расплаве от температуры для сплава согласно предшествующему уровню техники. Из рисунка видно, что сплав полностью расплавляется только при температурах выше 850°C. Такая высокая температура расплава не позволяет получать из сплавов, описанных в ранее опубликованных журнальных статьях, формованные изделия с использованием стандартного литья под высоким давлением, так как температура расплава, который можно подавать в загрузочный шланг стандартной машины для литья под высоким давлением, не должна превышать 750°C.With appropriate processing, the alloys described in previously published journal articles have better mechanical properties at elevated temperatures than standard aluminum cast alloys. However, hardening is not observed in the alloys described in previously published journal articles, if the zirconium content in the alloy does not exceed 0.4 wt.%, And significant hardening does not occur until the zirconium content in the alloy reaches at least 0.6 wt.%. Smaller amounts of zirconium do not lead to a volume of particles of the second phase (in this case, Al 3 Zr), sufficient to cause significant hardening of the α-aluminum solid solution. Figure 1 shows a graph of the dependence of the solids content in the melt on temperature for the alloy according to the prior art. The figure shows that the alloy completely melts only at temperatures above 850 ° C. Such a high temperature of the melt does not allow, from the alloys described in previously published journal articles, molded products using standard high pressure casting, since the temperature of the melt that can be fed into the loading hose of a standard high pressure casting machine should not exceed 750 ° C.
Высокая скорость охлаждения - более 10°C в секунду - необходима для удержания 0,6 мас.% циркония в твердом растворе α-алюминия при комнатной температуре. За исключением литья под высоким давлением, такой высокой скорости охлаждения невозможно достичь у большинства изделий, отлитых с использованием стандартных процессов литья под давлением. Соответственно, за исключением литья очень маленьких изделий в графитовых или медных формах, из сплавов, описанных в ранее опубликованных журнальных статьях, невозможно получить формованные изделия с использованием стандартных способов литья.A high cooling rate of more than 10 ° C per second is necessary to retain 0.6 wt.% Zirconium in the α-aluminum solid solution at room temperature. With the exception of high pressure casting, such a high cooling rate cannot be achieved with most products cast using standard injection molding processes. Accordingly, with the exception of casting very small products in graphite or copper forms, it is not possible to obtain molded products using standard casting methods from alloys described in previously published journal articles.
СУЩНОСТЬ ИЗОБРЕТЕНИЯSUMMARY OF THE INVENTION
Настоящее изобретение относится к классу алюминиевых сплавов, которые (1) являются дисперсионно-упрочненными, (2) могут быть упрочнены при старении для получения улучшенных механических свойств и (3) могут быть переработаны посредством стандартного литья под высоким давлением с получением формованных изделий, обладающих полезными механическими свойствами при температурах по меньшей мере до 300°C.The present invention relates to a class of aluminum alloys that (1) are dispersion hardened, (2) can be hardened by aging to obtain improved mechanical properties, and (3) can be processed by standard high pressure casting to produce molded articles having useful mechanical properties at temperatures up to at least 300 ° C.
Задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы обеспечить легкие, износостойкие и коррозионно-стойкие материалы, которые были бы пригодными для литья с использованием стандартных процессов литья под высоким давлением, и которые были бы термически стабильными при температурах по меньшей мере до 300°C.An object of the present invention is to provide lightweight, wear-resistant and corrosion-resistant materials that are suitable for casting using standard high-pressure casting processes and which are thermally stable at temperatures up to at least 300 ° C.
Эта задача решена согласно настоящему изобретению за счет алюминиевого сплава для литья под давлением, содержащего:This problem is solved according to the present invention due to the aluminum alloy for injection molding, containing:
от 2 до 6 мас.% никеля,from 2 to 6 wt.% nickel,
от 0,1 до 0,4 мас.% циркония,from 0.1 to 0.4 wt.% zirconium,
от 0,1 до 0,4 мас.% ванадия,from 0.1 to 0.4 wt.% vanadium,
при необходимости, до 5 мас.% марганца,if necessary, up to 5 wt.% manganese,
при необходимости, до 2 мас.% железа,if necessary, up to 2 wt.% iron,
при необходимости, до 1 мас.% титана, причем остаток образует алюминий, содержащий в общей сложности не более 1 мас.% производственных примесей.if necessary, up to 1 wt.% titanium, and the remainder forms aluminum, containing a total of not more than 1 wt.% industrial impurities.
Предпочтительный диапазон содержания никеля - от 4 до 6 мас.%, предпочтительный диапазон содержания циркония - от 0,1 до 0,3 мас.% и предпочтительный диапазон содержания ванадия - от 0,3 до 0,4 мас.%.The preferred range of nickel content is from 4 to 6 wt.%, The preferred range of zirconium content is from 0.1 to 0.3 wt.% And the preferred range of vanadium content is from 0.3 to 0.4 wt.%.
Сплавы согласно настоящему изобретению имеют общий химический состав: алюминий-никель-цирконий-ванадий, и их химический состав оптимизирован таким образом, что их температура ликвидуса ниже 750°С.The alloys according to the present invention have a common chemical composition: aluminum-nickel-zirconium-vanadium, and their chemical composition is optimized so that their liquidus temperature is below 750 ° C.
После отверждения из расплава никель и алюминий образуют эвтектическую структуру, содержащую твердый раствор никеля в алюминии (обозначаемый как фаза α-алюминия) и вторую фазу, состоящую из триалюминида никеля (Al3Ni). Сплавы с эвтектическим компонентом в микроструктуре имеют более узкий диапазон отверждения и поэтому менее склонны к образованию горячих трещин, чем сплавы без эвтектического компонента в микроструктуре. A3Ni фаза находится в форме тонких стержней, диаметр которых лежит в диапазоне от 300 до 500 нанометров. Если охлаждение от температуры плавления до комнатной температуры происходит достаточно быстро (то есть со скоростью, которая превышает 10°C в секунду), то растворенными в α-алюминиевой фазе будут также цирконий и ванадий. При последующем регулируемом термическом старении твердого сплава цирконий и ванадий объединяются с алюминием за счет реакции в твердой фазе с образованием фазы упрочняющего преципитата с химическим составом Al3ZrxV1-x. Метастабильные частицы Al3ZrxV1-x субмикронного размера имеют L12 кубическую кристаллическую структуру и равномерно распределены в твердом растворе α-алюминия.After curing from the melt, nickel and aluminum form a eutectic structure containing a solid solution of nickel in aluminum (denoted as the α-aluminum phase) and a second phase consisting of nickel trialuminide (Al 3 Ni). Alloys with a eutectic component in the microstructure have a narrower range of curing and are therefore less prone to the formation of hot cracks than alloys without a eutectic component in the microstructure. A 3 Ni phase is in the form of thin rods, the diameter of which lies in the range from 300 to 500 nanometers. If cooling from the melting point to room temperature occurs rather quickly (that is, at a rate that exceeds 10 ° C per second), then zirconium and vanadium will also be dissolved in the α-aluminum phase. In the subsequent controlled thermal aging of the solid alloy, zirconium and vanadium are combined with aluminum due to the reaction in the solid phase with the formation of a hardening precipitate phase with the chemical composition Al 3 Zr x V 1-x . Metastable particles of Al 3 Zr x V 1-x submicron size have L1 2 cubic crystal structure and are uniformly distributed in the α-aluminum solid solution.
Сплавы согласно настоящему изобретению могут также содержать до 5 мас.% марганца и до 2 мас.% железа. Кроме образования алюминидов металлов, которые могут дополнительно увеличивать прочность сплава, полезными ингредиентами сплавов для литья под высоким давлением являются железо и марганец, поскольку они обычно снижают спаивание сплава с компонентами литейной формы.The alloys according to the present invention may also contain up to 5 wt.% Manganese and up to 2 wt.% Iron. In addition to the formation of metal aluminides, which can further increase the strength of the alloy, iron and manganese are useful ingredients in high pressure casting alloys, since they usually reduce the soldering of the alloy with the mold components.
Сплавы согласно настоящему изобретению могут также содержать до 2 мас.% магния, до 2 мас.% гафния, до 1 мас.% титана, до 1 мас.% молибдена, до 1 мас.% хрома, до 0,5 мас.% кремния, до 0,5 мас.% меди и до 0,5 мас.% цинка.The alloys according to the present invention may also contain up to 2 wt.% Magnesium, up to 2 wt.% Hafnium, up to 1 wt.% Titanium, up to 1 wt.% Molybdenum, up to 1 wt.% Chromium, up to 0.5 wt.% Silicon up to 0.5 wt.% copper and up to 0.5 wt.% zinc.
Сплавы согласно настоящему изобретению предпочтительно содержат, по существу, равномерно диспергированные частицы Al3ZrxV1-x, где x - доля единицы, которая зависит от отношения Zr:V в сплаве; частицы имеют эквивалентный диаметр менее примерно 50 нм и предпочтительно - менее примерно 30 нм.The alloys according to the present invention preferably contain essentially uniformly dispersed Al 3 Zr x V 1-x particles, where x is the fraction of a unit that depends on the Zr: V ratio in the alloy; the particles have an equivalent diameter of less than about 50 nm and preferably less than about 30 nm.
Сплавы согласно настоящему изобретению предпочтительно содержат частицы Al3Ni, имеющие эквивалентный диаметр менее примерно 500 нм, предпочтительно - менее примерно 300 нм, в частности - менее примерно 100 нм.The alloys of the present invention preferably contain Al 3 Ni particles having an equivalent diameter of less than about 500 nm, preferably less than about 300 nm, in particular less than about 100 nm.
Сплавы согласно настоящему изобретению могут содержать, по существу, равномерно диспергированные частицы алюминида марганца, имеющие эквивалентный диаметр менее примерно 50 нм и предпочтительно - менее примерно 30 нм.The alloys according to the present invention may contain essentially uniformly dispersed particles of manganese aluminide having an equivalent diameter of less than about 50 nm and preferably less than about 30 nm.
Сплавы согласно настоящему изобретению могут содержать, по существу, равномерно диспергированные частицы алюминида железа, имеющие эквивалентный диаметр менее примерно 50 нм и предпочтительно - менее примерно 30 нм.The alloys according to the present invention may contain essentially uniformly dispersed particles of iron aluminide having an equivalent diameter of less than about 50 nm and preferably less than about 30 nm.
Характеристикой сплавов согласно настоящему изобретению, которая отличает их от алюминиевых сплавов согласно предшествующему уровню техники, содержащих никель и цирконий, но не содержащих ванадия (описаны в журнальных статьях N.A. Belov), является то, что сплавы согласно настоящему изобретению имеют значительно более низкую температуру ликвидуса (обычно ниже 750°C, в противоположность более чем 850°C у сплавов согласно предшествующему уровню техники). Более низкая температура ликвидуса позволяет перерабатывать сплавы согласно настоящему изобретению в формованные изделия с использованием стандартного литья под высоким давлением, тогда как сплавы согласно предшествующему уровню техники невозможно переработать в формованные изделия с использованием стандартного литья под высоким давлением, и их использование ограничено литьем изделий малого размера в графитных формах.A characteristic of the alloys according to the present invention, which distinguishes them from aluminum alloys according to the prior art, containing nickel and zirconium, but not containing vanadium (described in NA Belov journal articles), is that the alloys according to the present invention have a significantly lower liquidus temperature ( typically below 750 ° C, as opposed to more than 850 ° C for alloys according to the prior art). A lower liquidus temperature allows the alloys according to the present invention to be molded using standard high pressure casting, while prior art alloys cannot be converted to molded products using standard high pressure casting, and their use is limited to small size casting in graphite forms.
Другой характеристикой сплавов согласно настоящему изобретению, которой отличает их от алюминиевых сплавов согласно предшествующему уровню техники, содержащих никель и цирконий, но не содержащих ванадия, является то, что частицами, обеспечивающими преципитационное упрочнение, в сплавах согласно настоящему изобретению являются частицы Al3ZrxV1-x (в отличие от частиц Al3Zr в сплавах согласно предшествующему уровню техники). Из-за меньшего размера атома ванадия (0,132 нм) по сравнению с атомом циркония (0,159 нм) кристаллическая решетка Al3ZrxV1-x имеет постоянную кристаллической решетки, меньшую, чем у кристаллической решетки Al3Zr, которая в большей степени соответствует постоянной кристаллической решетки α-алюминиевой матрицы. По этой причине алюминиево-никелевые сплавы, упрочненные преципитатами Al3ZrxV1-x, являются более термостабильными, чем алюминиево-никелевые сплавы, упрочненные преципитатами AL3Zr.Another characteristic of the alloys according to the present invention, which distinguishes them from aluminum alloys according to the prior art, containing nickel and zirconium, but not containing vanadium, is that the particles providing precipitation hardening in the alloys according to the present invention are Al 3 Zr x V particles 1-x (unlike Al 3 Zr particles in alloys according to the prior art). Due to the smaller size of the vanadium atom (0.132 nm) compared with the zirconium atom (0.159 nm), the Al 3 Zr x V 1-x crystal lattice has a crystal lattice constant lower than that of the Al 3 Zr crystal lattice, which corresponds to a greater extent lattice constant of an α-aluminum matrix. For this reason, aluminum-nickel alloys hardened with Al 3 Zr x V 1-x precipitates are more thermostable than aluminum-nickel alloys hardened with AL 3 Zr precipitates.
Вышеуказанные и другие признаки и преимущества настоящего изобретения будут более очевидными из последующего детального описания и прилагаемых рисунков.The above and other features and advantages of the present invention will be more apparent from the following detailed description and the accompanying drawings.
КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ГРАФИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВBRIEF DESCRIPTION OF GRAPHIC MATERIALS
Фиг.1 представляет собой полученный с помощью компьютера график отверждения алюминиевого сплава, содержащего 6 мас.% никеля и 0,6 мас.% циркония.Figure 1 is a computer-generated graph of the curing of an aluminum alloy containing 6 wt.% Nickel and 0.6 wt.% Zirconium.
Фиг.2 представляет собой полученный с помощью компьютера график отверждения алюминиевого сплава, содержащего 6 мас.% никеля, 0,1 мас.% циркония и 0,4 мас.% ванадия.Figure 2 is a computer-generated graph of the curing of an aluminum alloy containing 6 wt.% Nickel, 0.1 wt.% Zirconium and 0.4 wt.% Vanadium.
ПОДРОБНОЕ ОПИСАНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯDETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Дисперсионное упрочнение алюминиевых сплавов основано на образовании диспергированных частиц в матрице сплава. Этот механизм упрочнения типичен для сплавов, основанных на алюминиево-никелевой системе. Гипоэвтектические и эвтектические алюминиево-никелевые сплавы затвердевают с образованием структуры, которая содержит тонкую дисперсию частиц триалюминида никеля (AL3Ni) в матрице, состоящей из твердого раствора никеля в алюминии (α-алюминии). Поскольку триалюминид никеля, по существу, не растворим в алюминии до температуры, примерно равной 855°С, алюминиево-никелевые сплавы более стабильны при повышенных температурах, чем алюминиево-кремниевые сплавы. Однако бинарные алюминиево-никелевые сплавы не обладают достаточными механическими свойствами для большинства прикладных задач в автомобильной промышленности, поскольку их предел текучести при растяжении не превышает 80 МПа, и поэтому необходимо дополнительное упрочнение этих сплавов.Dispersion hardening of aluminum alloys is based on the formation of dispersed particles in the alloy matrix. This hardening mechanism is typical for alloys based on an aluminum-nickel system. Hypoeutectic and eutectic aluminum-nickel alloys solidify to form a structure that contains a fine dispersion of nickel trialuminide (AL 3 Ni) particles in a matrix consisting of a solid solution of nickel in aluminum (α-aluminum). Since nickel trialuminide is essentially insoluble in aluminum to a temperature of approximately 855 ° C, aluminum-nickel alloys are more stable at elevated temperatures than aluminum-silicon alloys. However, binary aluminum-nickel alloys do not have sufficient mechanical properties for most applications in the automotive industry, since their tensile strength does not exceed 80 MPa, and therefore, additional hardening of these alloys is necessary.
Преципитационное упрочнение - хорошо известный механизм упрочнения алюминиевых сплавов, типичный для сплавов на основе алюминиево-медной системы. В этих сплавах преципитацию частиц алюминида меди в α-алюминиевой матрице термически регулируют для обеспечения эффективного упрочнения матрицы сплава.Precipitation hardening is a well-known mechanism of hardening of aluminum alloys, typical for alloys based on an aluminum-copper system. In these alloys, the precipitation of copper aluminide particles in the α-aluminum matrix is thermally controlled to provide effective hardening of the alloy matrix.
Настоящее изобретение объединяет характеристики обоих типов механизмов упрочнения, описанных ранее, для получения алюминиевых сплавов с механической прочностью при повышенной температуре, достаточной для большинства прикладных задач в автомобильной промышленности. Сплавы согласно настоящему изобретению содержат тонкую дисперсию устойчивых к ползучести частиц триалюминида никеля и упрочняющий преципитат, который основан на цирконии и ванадии, а именно - Al3ZrxV1-х.The present invention combines the characteristics of both types of hardening mechanisms described previously to obtain aluminum alloys with mechanical strength at elevated temperatures, sufficient for most applications in the automotive industry. The alloys according to the present invention contain a fine dispersion of creep resistant nickel trialuminide particles and a hardening precipitate, which is based on zirconium and vanadium, namely Al 3 Zr x V 1-x .
В сплавах согласно предшествующему уровню техники, которые содержат никель и цирконий, но не содержат ванадия (описаны в журнальных статьях N.A. Belov), образуется упрочняющая фаза с химическим составом AL3Zr. В сплаве согласно настоящему изобретению упрочняющая фаза также основана на AL3Zr структуре, но с атомами ванадия, замещающими некоторые атомы циркония. Поэтому точное представление упрочняющей фазы в сплаве согласно настоящему изобретению - Al3ZrxV1-x, где X - доля единицы, величина которой зависит от соотношения циркония и ванадия. Роль, которую ванадий играет в сплаве согласно настоящему изобретению, важна для того, чтобы сплав можно было перерабатывать в изделия посредством литья под высоким давлением. Степень упрочнения, обеспечиваемая преципитатом, определяется как объемной фракцией преципитата, так и размером частиц преципитата. Для упрочнения необходима большая объемная фракция частиц малого размера. В сплаве согласно предшествующему уровню техники использовано по меньшей мере 0,6 мас.% циркония для получения примерно 0,83 об.% упрочняющей фазы AL3Zr. Показано, что этого количества достаточно для значительного упрочнения сплава. Однако исследование Фиг.1 показывает, что температура ликвидуса сплава, содержащего 0,6% циркония, выше 850°С. Эта относительно высокая температура расплава препятствует осуществлению стандартного литья под высоким давлением, и поэтому сплавы согласно предшествующему уровню техники не могут быть массово использованы в операциях литья под высоким давлением. В предпочтительном варианте сплав согласно настоящему изобретению содержит всего 0,1 мас.% циркония и 0,4 мас.% ванадия. Такая смесь создает примерно 0,84 об.% упрочняющей фазы Al3ZrxV1-x. Основным преимуществом использования ванадия в сплаве согласно настоящему изобретению является то, что температура ликвидуса сплава согласно настоящему изобретению составляет всего примерно 730°С (см. Фиг.2), что позволяет использовать стандартное литье под высоким давлением для изготовления формованных изделий из сплава согласно настоящему изобретению.In alloys according to the prior art, which contain nickel and zirconium but do not contain vanadium (described in NA Belov journal articles), a hardening phase is formed with the chemical composition AL 3 Zr. In the alloy according to the present invention, the strengthening phase is also based on the AL 3 Zr structure, but with vanadium atoms replacing some zirconium atoms. Therefore, an accurate representation of the hardening phase in the alloy according to the present invention is Al 3 Zr x V 1-x , where X is the fraction of a unit, the magnitude of which depends on the ratio of zirconium and vanadium. The role that vanadium plays in the alloy according to the present invention is important so that the alloy can be processed into products by high pressure casting. The degree of hardening provided by the precipitate is determined by both the volume fraction of the precipitate and the particle size of the precipitate. Hardening requires a large volume fraction of small particles. In the prior art alloy, at least 0.6% by weight of zirconium is used to produce about 0.83% by volume of the hardening phase AL 3 Zr. It is shown that this amount is sufficient for significant hardening of the alloy. However, the study of Figure 1 shows that the liquidus temperature of the alloy containing 0.6% zirconium is above 850 ° C. This relatively high melt temperature prevents the implementation of standard high pressure casting, and therefore alloys according to the prior art cannot be massively used in high pressure casting operations. In a preferred embodiment, the alloy according to the present invention contains only 0.1 wt.% Zirconium and 0.4 wt.% Vanadium. Such a mixture creates about 0.84 vol% of the strengthening phase Al 3 Zr x V 1-x . The main advantage of using vanadium in the alloy according to the present invention is that the liquidus temperature of the alloy according to the present invention is only about 730 ° C (see FIG. 2), which allows the use of standard high pressure casting for the manufacture of molded alloy products according to the present invention .
Общее описание материала согласно настоящему изобретению после оптимальной переработки состоит в том, что он представляет собой α-алюминиевую (очень разбавленный твердый раствор никеля в алюминии) матрицу, которая содержит примерно 0,8-1,0 об.% равномерно распределенной упрочняющей фазы, которая основана на цирконии и ванадии, и которая имеет структуру, отображаемую химической формулой Al3ZrxV1-x и содержит примерно 1-10 об.% частиц триалюминида никеля, равномерно диспергированных в матрице сплава. В материале согласно настоящему изобретению, который обработан для получения максимальной прочности, упрочняющие частицы Al3ZrxV1-x являются метастабильными, имеют L12 кубическую структуру, когерентны α-алюминиевой матрице и имеют средний диаметр менее примерно 25 нм.A general description of the material according to the present invention after optimal processing is that it is an α-aluminum (very dilute solid solution of nickel in aluminum) matrix that contains about 0.8-1.0 vol.% Uniformly distributed hardening phase, which based on zirconium and vanadium, and which has a structure represented by the chemical formula Al 3 Zr x V 1-x and contains about 1-10 vol.% particles of nickel trialuminide uniformly dispersed in the alloy matrix. In the material of the present invention, which is processed to obtain maximum strength, Al 3 Zr x V 1-x reinforcing particles are metastable, have a L1 2 cubic structure, are coherent with the α-aluminum matrix, and have an average diameter of less than about 25 nm.
Для получения такой структуры необходимы: 1) быстрое охлаждение от температуры расплава и 2) регулируемое термическое старение отвержденного изделия.To obtain such a structure, it is necessary: 1) rapid cooling from the temperature of the melt; and 2) controlled thermal aging of the cured product.
Быстрое охлаждение от температуры расплава необходимо для того, чтобы обеспечить удержание циркония и ванадия в растворе в α-алюминиевой матрице при комнатной температуре, то есть при комнатной температуре сплав содержит эвтектическую фазу Al3Ni и вторую фазу, которая является сверхнасыщенным твердым раствором циркония и ванадия в α-алюминии. Для сплава согласно настоящему изобретению скорость охлаждения, превышающая 10°C в секунду, необходима для получения сверхнасыщенного твердого раствора циркония и ванадия в α-алюминии. Одним из преимуществ сплава согласно настоящему изобретению перед сплавами согласно предшествующему уровню техники является то, что он разработан таким образом, что его можно перерабатывать в формованные изделия с использованием стандартного литья под высоким давлением, причем расплавленный сплав при температуре, примерно равной 750°C, подают непосредственно в загрузочный шланг машины для литья под давлением. Затем его инжектируют под высоким давлением в стальную форму, поддерживают давление на сплав до завершения отверждения, а затем удаляют из формы отвержденное изделие. Известно, что скорости охлаждения в стандартных операциях литья под высоким давлением обычно превышают 10°C в секунду. Поэтому процесс литья, в ходе которого формуется изделие, также обеспечивает гашение, которое необходимо для получения гомогенного сверхнасыщенного твердого раствора упрочняющих элементов (циркония и ванадия) в α-алюминии.Rapid cooling from the melt temperature is necessary in order to ensure that zirconium and vanadium are retained in the solution in the α-aluminum matrix at room temperature, i.e., at room temperature, the alloy contains the eutectic phase Al 3 Ni and the second phase, which is a supersaturated solid solution of zirconium and vanadium in α-aluminum. For the alloy according to the present invention, a cooling rate in excess of 10 ° C per second is necessary to obtain a supersaturated solid solution of zirconium and vanadium in α-aluminum. One of the advantages of the alloy according to the present invention over the alloys according to the prior art is that it is designed in such a way that it can be processed into molded products using standard high pressure casting, and the molten alloy at a temperature of approximately 750 ° C, serves directly into the inlet hose of the injection molding machine. It is then injected under high pressure into a steel mold, pressure is maintained on the alloy until curing is complete, and then the cured article is removed from the mold. It is known that cooling rates in standard high pressure casting operations typically exceed 10 ° C per second. Therefore, the casting process during which the product is molded also provides quenching, which is necessary to obtain a homogeneous, supersaturated solid solution of reinforcing elements (zirconium and vanadium) in α-aluminum.
Контролируемое термическое старение отвержденных литых изделий, изготовленных из сплава согласно настоящему изобретению, необходимо для преципитации метастабильных L12 кубических упрочняющих частиц Al3ZrxV1-x в твердом расплаве α-алюминия. Это можно обеспечить с использованием оптимизированного режима термического старения. Один из таких режимов включает выдерживание отвержденного литого изделия при температуре в диапазоне от 250 до 350°C в течение периода от двух до шести часов с последующим выдерживанием при температуре в диапазоне от 350 до 450°C в течение периода от двух до шести часов. Предпочтительный режим термического старения включает выдерживание отвержденного литого изделия при 350°C в течение трех часов с последующим выдерживанием его при 450°C в течение дополнительных 3 ч. Одновременно с преципитацией упрочняющих частиц Al3ZrxV1-x в твердом растворе α-алюминия предписанный режим термического старения фрагментирует и изменяет форму эвтектических стержней Al3Ni до частиц субмикронного размера. Такая фрагментация и глобуляризация эвтектических стержней Al3Ni повышает общую дуктильность литого изделия.Controlled thermal aging of cured castings made of an alloy according to the present invention is necessary for the precipitation of metastable L1 2 cubic reinforcing particles Al 3 Zr x V 1-x in a solid melt of α-aluminum. This can be achieved using an optimized thermal aging regime. One of these modes involves holding the cured cast product at a temperature in the range of 250 to 350 ° C. for a period of two to six hours, followed by aging at a temperature in the range of 350 to 450 ° C. for a period of two to six hours. A preferred thermal aging regime involves holding the cured cast product at 350 ° C for three hours, followed by holding it at 450 ° C for an additional 3 hours. Along with the precipitation of the hardening particles Al 3 Zr x V 1-x in a solid solution of α-aluminum The prescribed thermal aging regime fragmentes and changes the shape of the Al 3 Ni eutectic rods to submicron particles. Such fragmentation and globularization of Al 3 Ni eutectic rods increases the overall ductility of the cast product.
Хотя настоящее изобретение было продемонстрировано и описано на основании примеров его осуществления, специалистам в данной области техники будет очевидно, что могут быть произведены различные изменения формы и деталей без отклонения от сущности и объема заявленного изобретения.Although the present invention has been demonstrated and described based on examples of its implementation, it will be apparent to those skilled in the art that various changes in form and detail can be made without departing from the spirit and scope of the claimed invention.
Claims (11)
никель 2-6,
цирконий 0,1-0,4,
ванадий 0,1-0,4,
марганец, при необходимости, до 5,
железо, при необходимости, до 2,
титан, при необходимости, до 1,
алюминий, содержащий не более 1 мас.% производственных примесей, - остальное.1. Aluminum alloy for injection molding, containing in wt.%:
nickel 2-6,
zirconium 0.1-0.4,
vanadium 0.1-0.4,
manganese, if necessary, up to 5,
iron, if necessary, up to 2,
titanium, if necessary, up to 1,
aluminum containing not more than 1 wt.% industrial impurities - the rest.
гафний до 2,
магний до 2,
хром до 1,
молибден до 1,
кремний до 0,5,
медь до 0,5,
цинк до 0,5.5. The aluminum alloy according to claim 1, additionally containing in wt.%:
hafnium up to 2,
magnesium up to 2,
chrome up to 1,
molybdenum to 1,
silicon up to 0.5,
copper up to 0.5,
zinc up to 0.5.
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| EP10159192 | 2010-04-07 | ||
| EP10159192.3 | 2010-04-07 | ||
| PCT/EP2011/055318 WO2011124590A1 (en) | 2010-04-07 | 2011-04-06 | Aluminium die casting alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2012145233A RU2012145233A (en) | 2014-05-20 |
| RU2570264C2 true RU2570264C2 (en) | 2015-12-10 |
Family
ID=42978206
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2012145233/02A RU2570264C2 (en) | 2010-04-07 | 2011-04-06 | Aluminium alloy for injection moulding |
Country Status (13)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20130199680A1 (en) |
| EP (2) | EP2396436B1 (en) |
| JP (1) | JP2013528699A (en) |
| KR (1) | KR20130067242A (en) |
| CN (1) | CN102869799B (en) |
| AU (1) | AU2011237946A1 (en) |
| BR (1) | BR112012025191A2 (en) |
| CA (1) | CA2793148A1 (en) |
| ES (1) | ES2529473T3 (en) |
| MX (1) | MX2012011575A (en) |
| PL (1) | PL2653578T3 (en) |
| RU (1) | RU2570264C2 (en) |
| WO (1) | WO2011124590A1 (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018236241A1 (en) * | 2017-06-21 | 2018-12-27 | Общество с ограниченной ответственностью "Объединенная Компания РУСАЛ Инженерно-технологический центр" | Aluminium-based alloy |
Families Citing this family (24)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105339515A (en) | 2013-09-30 | 2016-02-17 | 苹果公司 | Aluminum alloys with high strength and cosmetic appeal |
| CA2941734C (en) * | 2014-03-12 | 2017-07-04 | NanoAL LLC | Aluminum superalloys for use in high temperature applications |
| EP2924137A1 (en) * | 2014-03-26 | 2015-09-30 | Rheinfelden Alloys GmbH & Co. KG | Aluminium die casting alloys |
| US10822675B2 (en) | 2015-03-06 | 2020-11-03 | NanoAL LLC | High temperature creep resistant aluminum superalloys |
| CN105177369A (en) * | 2015-08-10 | 2015-12-23 | 高安市金良轩科技有限公司 | High-strength pressure cast rare earth aluminum alloy and preparing method thereof |
| ES2908777T3 (en) | 2015-10-14 | 2022-05-03 | Gen Cable Technologies Corp | Wire and cable having conductive elements formed from improved aluminum-zirconium alloys |
| CN105463258A (en) * | 2015-11-27 | 2016-04-06 | 太仓新浏精密五金有限公司 | Wear-resisting aluminum alloy hardware |
| CN105506398A (en) * | 2015-12-10 | 2016-04-20 | 苏州爱盟机械有限公司 | Automobile engine support material |
| CN105886846A (en) * | 2016-05-18 | 2016-08-24 | 太仓鸿鑫精密压铸有限公司 | Corrosion-resistant aluminum alloy die casting |
| US11603583B2 (en) | 2016-07-05 | 2023-03-14 | NanoAL LLC | Ribbons and powders from high strength corrosion resistant aluminum alloys |
| US10697046B2 (en) | 2016-07-07 | 2020-06-30 | NanoAL LLC | High-performance 5000-series aluminum alloys and methods for making and using them |
| US10208371B2 (en) | 2016-07-13 | 2019-02-19 | Apple Inc. | Aluminum alloys with high strength and cosmetic appeal |
| WO2018165012A1 (en) | 2017-03-08 | 2018-09-13 | NanoAL LLC | High-performance 5000-series aluminum alloys |
| WO2018183721A1 (en) | 2017-03-30 | 2018-10-04 | NanoAL LLC | High-performance 6000-series aluminum alloy structures |
| CN107828990B (en) * | 2017-09-27 | 2019-07-23 | 宁波华源精特金属制品有限公司 | Robot connecting rod and preparation process thereof |
| CN107904450A (en) * | 2017-09-27 | 2018-04-13 | 宁波华源精特金属制品有限公司 | A kind of robot support plate and its preparation process |
| FR3082763A1 (en) * | 2018-06-25 | 2019-12-27 | C-Tec Constellium Technology Center | PROCESS FOR MANUFACTURING AN ALUMINUM ALLOY PART |
| US11345980B2 (en) | 2018-08-09 | 2022-05-31 | Apple Inc. | Recycled aluminum alloys from manufacturing scrap with cosmetic appeal |
| CN109897993A (en) * | 2019-04-10 | 2019-06-18 | 南通市荣力达铝业有限公司 | A kind of alloy product and manufacturing method of High-strength compression resistant |
| TWI692530B (en) * | 2019-09-06 | 2020-05-01 | 圓融金屬粉末股份有限公司 | Aluminum alloy powder and its manufacturing method, aluminum alloy product and its manufacturing method |
| CN112159918B (en) * | 2020-10-09 | 2021-11-09 | 福建祥鑫股份有限公司 | Aluminum-silicon alloy and preparation method thereof |
| CN112921194B (en) * | 2021-01-25 | 2021-11-30 | 佛山市辰辉金属科技有限公司 | Method for preparing high-performance target-component regenerated aluminum alloy from waste aluminum |
| CN114438375A (en) * | 2022-02-11 | 2022-05-06 | 帅翼驰新材料集团有限公司 | High-strength high-heat-conductivity high-electric-conductivity high-pressure cast aluminum alloy |
| CN115341122A (en) * | 2022-08-22 | 2022-11-15 | 江苏汇鑫特种合金科技有限公司 | Aluminum alloy material with microscopic grain structure for optical device and injection molding process thereof |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0534470A1 (en) * | 1991-09-26 | 1993-03-31 | Tsuyoshi Masumoto | Superplastic aluminum-based alloy material and production process thereof |
| EP0564815A2 (en) * | 1992-02-28 | 1993-10-13 | Ykk Corporation | High-strength rolled sheet of aluminum alloy and process for producing the same |
| RU2081725C1 (en) * | 1991-04-19 | 1997-06-20 | Маньети Марелли С.П.А. | Method of castings production using pressure die casting of light alloys and method of casting using pressure die casting of aluminum alloy |
| EP1728881A2 (en) * | 2005-05-31 | 2006-12-06 | United Technologies Corporation | High temperature aluminium alloys |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60248857A (en) * | 1984-05-22 | 1985-12-09 | Sumitomo Electric Ind Ltd | Aluminum alloy for bonding wire |
| JPH0742537B2 (en) * | 1986-03-31 | 1995-05-10 | 三菱化学株式会社 | Heat resistant aluminum alloy |
| US4847048A (en) * | 1986-07-21 | 1989-07-11 | Ryobi Limited | Aluminum die-casting alloys |
| JPS63219543A (en) * | 1987-03-10 | 1988-09-13 | Showa Alum Corp | Aluminum alloy for self-color anodizing |
| JPH01132733A (en) * | 1987-11-17 | 1989-05-25 | Kasei Naoetsu:Kk | High damping aluminum alloy |
| JPH0819509B2 (en) * | 1991-07-31 | 1996-02-28 | リョービ株式会社 | Method for producing high strength aluminum alloy |
| JPH05125473A (en) * | 1991-11-01 | 1993-05-21 | Yoshida Kogyo Kk <Ykk> | Composite solidified material of aluminum-based alloy and production thereof |
| JP2941571B2 (en) * | 1992-08-05 | 1999-08-25 | ヤマハ 株式会社 | High strength corrosion resistant aluminum-based alloy and method for producing the same |
| JP3772718B2 (en) * | 2001-10-10 | 2006-05-10 | 日本軽金属株式会社 | Cast aluminum alloy with excellent thermal conductivity |
-
2011
- 2011-04-06 CA CA2793148A patent/CA2793148A1/en not_active Abandoned
- 2011-04-06 BR BR112012025191A patent/BR112012025191A2/en not_active IP Right Cessation
- 2011-04-06 RU RU2012145233/02A patent/RU2570264C2/en not_active IP Right Cessation
- 2011-04-06 EP EP11712263.0A patent/EP2396436B1/en not_active Not-in-force
- 2011-04-06 PL PL13176662T patent/PL2653578T3/en unknown
- 2011-04-06 KR KR1020127024129A patent/KR20130067242A/en not_active Application Discontinuation
- 2011-04-06 US US13/634,358 patent/US20130199680A1/en not_active Abandoned
- 2011-04-06 ES ES13176662.8T patent/ES2529473T3/en active Active
- 2011-04-06 EP EP13176662.8A patent/EP2653578B1/en not_active Not-in-force
- 2011-04-06 AU AU2011237946A patent/AU2011237946A1/en not_active Abandoned
- 2011-04-06 WO PCT/EP2011/055318 patent/WO2011124590A1/en active Application Filing
- 2011-04-06 JP JP2013503092A patent/JP2013528699A/en active Pending
- 2011-04-06 MX MX2012011575A patent/MX2012011575A/en not_active Application Discontinuation
- 2011-04-06 CN CN201180016277.8A patent/CN102869799B/en not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2081725C1 (en) * | 1991-04-19 | 1997-06-20 | Маньети Марелли С.П.А. | Method of castings production using pressure die casting of light alloys and method of casting using pressure die casting of aluminum alloy |
| EP0534470A1 (en) * | 1991-09-26 | 1993-03-31 | Tsuyoshi Masumoto | Superplastic aluminum-based alloy material and production process thereof |
| EP0564815A2 (en) * | 1992-02-28 | 1993-10-13 | Ykk Corporation | High-strength rolled sheet of aluminum alloy and process for producing the same |
| EP1728881A2 (en) * | 2005-05-31 | 2006-12-06 | United Technologies Corporation | High temperature aluminium alloys |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018236241A1 (en) * | 2017-06-21 | 2018-12-27 | Общество с ограниченной ответственностью "Объединенная Компания РУСАЛ Инженерно-технологический центр" | Aluminium-based alloy |
| RU2683399C1 (en) * | 2017-06-21 | 2019-03-28 | Общество с ограниченной ответственностью "Объединенная Компания РУСАЛ Инженерно-технологический центр" | Aluminium-based alloy |
| US11168383B2 (en) | 2017-06-21 | 2021-11-09 | Obshchestvo S Ogranichennoy Otvetstvennost'Yu “Obedinennaya Kompaniya Rusal Inzhenerno-Tekhnologicheskiy Tsentr” | Aluminum-based alloy |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN102869799A (en) | 2013-01-09 |
| RU2012145233A (en) | 2014-05-20 |
| US20130199680A1 (en) | 2013-08-08 |
| PL2653578T3 (en) | 2015-03-31 |
| ES2529473T3 (en) | 2015-02-20 |
| KR20130067242A (en) | 2013-06-21 |
| CN102869799B (en) | 2015-06-03 |
| WO2011124590A1 (en) | 2011-10-13 |
| EP2396436B1 (en) | 2013-07-24 |
| EP2396436A1 (en) | 2011-12-21 |
| EP2653578A1 (en) | 2013-10-23 |
| JP2013528699A (en) | 2013-07-11 |
| MX2012011575A (en) | 2012-12-05 |
| AU2011237946A1 (en) | 2012-09-27 |
| BR112012025191A2 (en) | 2016-06-21 |
| EP2653578B1 (en) | 2014-09-17 |
| CA2793148A1 (en) | 2011-10-13 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2570264C2 (en) | Aluminium alloy for injection moulding | |
| Kulkarni et al. | Effect of fly ash hybrid reinforcement on mechanical property and density of aluminium 356 alloy | |
| Rauber et al. | Microstructure and mechanical properties of SiC particle reinforced magnesium composites processed by injection molding | |
| JP7084137B2 (en) | High-strength and uniform copper-nickel-tin alloy and manufacturing process | |
| JP6229130B2 (en) | Cast aluminum alloy and casting using the same | |
| US20120087826A1 (en) | High strength aluminum casting alloy | |
| Tamirisakandala et al. | Microstructure engineering of titanium alloys via small boron additions | |
| JP7152977B2 (en) | aluminum alloy | |
| JP2011144443A (en) | Aluminum alloy for semisolid casting | |
| JP2009144215A (en) | Heat resistant magnesium alloy material and its manufacturing method | |
| Zhang et al. | Reciprocating extrusion of in situ Mg2Si reinforced Mg-Al based composite | |
| KR101110947B1 (en) | Method for producing metal matrix composite materials | |
| CN109161767B (en) | Creep-resistant magnesium alloy containing W phase and preparation method thereof | |
| Lee et al. | Grain-refined AZ92 alloy with superior strength and ductility | |
| JPS63312901A (en) | Heat resistant high tensile al alloy powder and composite ceramics reinforced heat resistant al alloy material using said powder | |
| Kocaman et al. | Effect of Al5Ti1B grain refiner and Al10Sr modifier on mechanical properties and corrosion behavior of A360 alloy | |
| Nithesh et al. | Dual role of trace elements in magnesium dissolved age hardened A356 alloy on microstructure and peak micro hardness | |
| Bolibruchová et al. | Elimination of iron based particles in Al-Si alloy | |
| Paramsothy et al. | ZrB 2 nanoparticle induced nano-LPSO-grain and nano-LPSO-layer reinforced ultra-high strength Mg–RE alloy | |
| Baskaran et al. | Mechanical behavior investigation of copper-added A356 alloy | |
| Matejka et al. | Influence of Zr on AlSi9Cu1Mg alloy cast in ceramic | |
| Zhang et al. | Effects of punch velocity on microstructure and tensile properties of thixoforged Mg2Sip/AM60B composite | |
| Xiao et al. | Study on a semi-solid rheo-diecasting process with AZ91D alloy slurry | |
| Kummari et al. | Grain refinement of Al-3.5 FeNb-1.5 C master alloy on pure Al and Al-9.8 Si-3.4 Cu alloy | |
| Voron | Analysis of Metal Systems for Developing Creep-Resistant Aluminum Alloys. A Review |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| HE9A | Changing address for correspondence with an applicant | ||
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20190407 |