SE447128B - Forfarande for framstellning av en produkt av en aluminiumlegering - Google Patents
Forfarande for framstellning av en produkt av en aluminiumlegeringInfo
- Publication number
- SE447128B SE447128B SE8003997A SE8003997A SE447128B SE 447128 B SE447128 B SE 447128B SE 8003997 A SE8003997 A SE 8003997A SE 8003997 A SE8003997 A SE 8003997A SE 447128 B SE447128 B SE 447128B
- Authority
- SE
- Sweden
- Prior art keywords
- alloy
- aging
- product
- present
- maximum
- Prior art date
Links
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 21
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 title description 9
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 166
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 166
- 230000032683 aging Effects 0.000 claims description 46
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 22
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims description 15
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 claims description 11
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 claims description 11
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 11
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 10
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims description 10
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 9
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims description 9
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 claims description 8
- 239000011573 trace mineral Substances 0.000 claims description 8
- 235000013619 trace mineral Nutrition 0.000 claims description 8
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 239000011701 zinc Substances 0.000 claims description 8
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 7
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 6
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 claims description 6
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims description 5
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 4
- 238000012545 processing Methods 0.000 claims description 4
- 238000010792 warming Methods 0.000 claims 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 28
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 22
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 11
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 9
- 125000004122 cyclic group Chemical group 0.000 description 7
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 5
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 5
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 4
- 235000012438 extruded product Nutrition 0.000 description 4
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 4
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 4
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 3
- PGTXKIZLOWULDJ-UHFFFAOYSA-N [Mg].[Zn] Chemical compound [Mg].[Zn] PGTXKIZLOWULDJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 2
- 238000012937 correction Methods 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 description 2
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 2
- 238000007656 fracture toughness test Methods 0.000 description 2
- 239000000463 material Substances 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 2
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 1
- 230000004888 barrier function Effects 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 238000004512 die casting Methods 0.000 description 1
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 1
- 230000002431 foraging effect Effects 0.000 description 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000010309 melting process Methods 0.000 description 1
- 238000010310 metallurgical process Methods 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 239000007921 spray Substances 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 238000009827 uniform distribution Methods 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
- C22C21/10—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
- C22F1/053—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)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Forging (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Conductive Materials (AREA)
Description
15 20 25 30 35 40 447 128 2 uppnå en viktsbesparing för flygplanets konstruktionskomponenter, allt medan man bibehåller brottseghet, utmattningsmotstånd och korrosionsmotstånd vid samma eller över den nivå som är allmänt tillgänglig med hjälp av legeringen 7075-T651.
*Det är således ett ändamål med föreliggande uppfinning att tillhanda- hålla en aluminiumlegering för användning som konstruktionskomponent för flygplan, vilken legering har en högre styrka i förhållande till vikt än den allmänt tillgängliga legeringen 7075-T651. Ett ytterligare ändamål med föreliggande uppfinning är att tillhandahålla en sådan legering som uppvisar förbättrade utmattnings- och brottseghetsegenskaper, medan den bibehåller motståndet mot spänningskorrosion och motståndet mot avskalning genom korrosion vid en nivå som är ungefär lika med nivån hos legeringen 7075-T651. _ Legeringsserien 7000 enligt föreliggande uppfinning uppfyller föregående ändamål genom att tillhandahålla en ökning i styrka av mellan 10-15 % i förhållande till legeringen 7075 med T6-hârdhetsgrad. Legeringen enligt föreliggande uppfinning är starkare än någon annan kommersiellt tillgänglig aluminiumlegering. Samtidigt är brottsegheten och utmattningsmotståndet hos aluminiumlegeringen enligt föreliggande uppfinning högre än motsvarande som erhålles med legeringar, vilkas styrkor liknar styrkan hos legeringen enligt föreliggande uppfinning, som t ex 7075 och 7178 med T6 hårdhetsgrad, Dessutom är korrosionsmotståndet hos legeringen enligt föreliggande uppfinning ungefär likvärdig med det som uppvisas av legeringen 7075 med T6-hårdhetsgrad.
Den önskade kombinationen av egenskaper hos aluminiumlegeringen enligt föreliggande uppfinning har uppnåtts för en 7000-legeringsserie genom att exakt kontrollera proportionen av de kemiska komponenterna för legerings- elementen och spårelementen, genom värmebehandling av legeringen för att öka dess styrka till en högre nivå och genom att bibehålla en i huvudsak icke omkristalliserad mikrostruktur. Legeringen enligt föreliggande uppfinning består huvudsakligen av 5,9 - 6,9 % zink, 2,0 - 2,7 % magnesium, 1,9 - 2,5 % koppar, 0,08 - 0,15 % zirkonium, ett maximum av 0,15 % järn, maximalt 0,12 m kisel, maximalt 0,06 % titan, maximalt 0,04 % krom och maximalt 0,05 % av andra spårelement närvarande i legeringen, där den totala mängden av de andra spårelementen är maximalt 0,15 % och resten av legeringen utgöres av aluminium. Då legeringen gjutits, varmbearbetas den för att ge en bearbetad produkt, som t ex strängpressade profiler eller plåt. Produkten upplös- ningsbehandlas, kyles och utsättas för en konstgjord_âldringsbehandlíng vid >_-förhöjd temperatur. För att uppnå de höga styrkefordringarna, åldras legeringen enligt uppfinningen vid förhöjd temperatur tills den när en topp i styrka. Den resulterande produkten uppvisar en styrkeökning av 10-15 % i förhållande till den som uppvisas av den kommersiellt tillgängliga 10 15 20 25 30 35 A0 447 128 3 legeringarna som t ex 7075-T651 och 7050-T7651. Dessutom kan, genom varm- bearbetningen av legeringen då produkten formas så att varje väsentlig omkristallisering förhindras i slutprodukten, brottsegheten hos legeringen enligt föreliggande uppfinning bibehållas vid en nivå som är ca 10 % högre än motsvarande för legeringen 7075-T651 och väsentligt över nivån för legeringen 7178-T651.
En bättre förståelse av föreliggande uppfinning erhålles genom att läsa följande beskrivning tillsammans med de medföljande ritningarna där: Fig 1 är ett diagram av en korrektionsfaktor (Y) vilken avsatts mot åldringstempraturen för att bestämma den ekvivalenta värmebehandlingstiden för legeringen enligt uppfinningen; Fig 2 visar ett stapeldiagram där egenskaperna hos legeringen enligt föreliggande uppfinning jämföras med motsvarande för tidigare kända aluminiumlegeringar av serien 7000; Fig 3 visar kurvor där styrkan avsatts mot âldringstiden för legeringen enligt uppfinningen och andra aluminiumlegeringar i 7000-serien; Fig 4 visar kurvor där brottseghetsparametern (Kapp) avsatts mot tjockleken och där legeringen enligt uppfinningen genomförts med tidigare kända aluminiumlegeríngar i 7000-serien; Fig 5 visar kurvor där tillväxthastigheten av utmattningssprickor (da/dN) avsatts mot den cykliska spänningsintensitetsfaktorn QAK), där legeringen enligt föreliggande uppfinning jämföras med tidigare kända legeringar i 7000-serien; och Fig 6 visar kurvor där längden av utmattningssprickan avsatts mot spänningscykler, där legeringen enligt uppfinningen jämförts med tidigare kända legeringar i 7000-serien.
Den höga styrkan, det höga utmattningamotståndet, den höga brottsegheten och korrosionsmotståndsegenskaperna för legeringen enligt föreliggande uppfinning beror på en kemisk sammansättning som kontrolleras noggrant inom speciella gränser, enligt nedan, en noggrant kontrollerad värmebehandling av produkterna som framställes av legeringen och en mikrostruktut som huvudsakligen är icke-omkristalliserad. 0m sammansättningen, tillverkningen och värmebehandlingsparametrarna av legeringen enligt uppfinningen avviker från gränserna enligt nedan, uppnås icke den önskade kombinationen av ökad styrka, ökad brottseghet och förbättringar i utmattningen.
Aluminiumlegeringen enligt föreliggande uppfinning består huvudsakligen av 5,9 - 6,9 % zink, 2,0 - 2,7 % magnesum, 1,9 - 2,5 % koppar, 0,08 - 0,15 % zirkonium, där resten utgöres av aluminium och spârelement. Av spårelementen som är närvarande är den maximalt tillåtna procenthalten järn 0,15, av kisel 0,12, av mangan 0,10, av krom 0,0& och av titan 0,06. Varje annat återstående 10 15 20 25 30 35 40 447 128 “f . spårelement har en maximal halt av 0,05 %, varvid den maximala halten av de återstående spårelementen är 0,15 %. (De föregående procenthalterna utgöres av vikts-% vilka baserats på totala mängden legering.) De mest kritiska av de närvarande spårelementen är normalt järn och kisel. Om järn och kisel finns närvarande i legeringen i större mängder än de som nämnts ovan, kommer de oönskade intermetalliska föreningarn som bildas med järn och kisel under stelníngsprocessen, tillverkningen och värmebehandlingen, att sänka brott- segheten hos legeringen enligt föreliggande uppfinning till oacceptabla nivåer. I De höga zink, magnesium och kopparhalterna av legeringen enligt föreliggande uppfinning är de huvudsakliga bidragarna till de höga styrke- egenskaperna hos föreliggande legering. Um zink-magnesium- och kopparhalterna är lägre än de som satts upp enligt ovan nämnda gränser, kommer styrkan hos legeringen att falla under en 10-15 %-ig styrkeökning i förhållande till standarden baserad på legeringen 7075-T651.
Konventionella smältnings- och gjutningsförfarande utnyttjas för att framställa legeringen. Stor försiktighet måste vidtagas, såsom poängterats, för att bibehålla en hög renhetsgrad för aluminiumet och övriga legerings- beståndsdelar så att spårelementen, och speciellt järn och kísel, hålles under önskade maximum. Göt framställes av legeringen med hjälp av konven- tionella förfaranden, såsom t ex kontinuerlig, direkt kokillgjutning. Då götet formats, kan det homogeniseras med hjälp av konventionella teknker, t ex genom att utsätta götet för en förhöjd temperatur av ca 48200 under en tidsperiod som är tillräcklig för att homogenisera den inre strukturen av götet och för att erhålla en huvudsakligen enhetlig fördelning av legerings- elementen. Därefter kan götet utsättas för varmbearbetningsförfaranden för framställning av den önskade produkten, såsom t ex strängpressade profiler eller plåt. Då produkter av legeringen enligt föreliggande uppfinning framställes krävs inga ovanliga metallurgiska förfaranden. Men för att bibehålla kombinationen av mekaniska och brottegenskaper hos legeringen enligt föreliggande uppfinning, är det viktigt att varmvalsa, strängspruta eller på annat sätt bearbeta produkterna av legeringen på ett sätt så att man undviker en överdriven omkristallisering av mikrostrukturen hos den slutliga produkten. Ett undvikande av förfaranden med varmbearbetning (eller kall- bearbetning), som leder till betydande mängder av omkristallisering, är kritisk, speciellt för tunnare plåt och strängpressade profiler, för vilka det finns en ökad tendens till omkristallisering under upplösningsbehand- lingen. Således måste en produkt formad ur en legering enligt föreliggande uppfinning vara huvudsakligen icke-omkristalliserad. Med "huvudsakligen icke-omkrístalliserad" menas att mindre än ca 50 volym-% av legeringens al 10 15 20 25 30 35 40 447 128 s mikrostruktur i en given produkt är i omkristalliserad form, varvid undantages ytlagren, vilka ofta visar en mycket högre grad av omkristallise- ring. (Ytlagren av plåt och strängpressade profiler avlägsnas vanligtvis under framställningen till den slutliga utformningen.) Företrädesvis är det önskvärt att hålla volymprocenten av omkristalliserad mikrostruktur mindre än ca 30 %. Omkristallsieringen kan minimeras genom att hålla temperaturen under varmbearbetningen vid nivåer som medför utlösning av inre spänningar, framkallade vid bearbetningen, så att omkristalliseringen minimeras under själva bearbetningen, eller under den påföljande upplösningsbehandlingen.
T ex, förhindras genom varmvalsning av en plåt framställd av legeringen enligt föreliggande uppfinning till en tjocklek av storleksordningen 2,54 cm vid en metalltemperatur av 427°C, vanligtvis en väsentlig omkrístallise- ring. Under givna betingelser vid en valsning i produktionen, kan det vara möjligt att valsa vid lägre tepraturer och fortfarande förhindra väsentlig omkristallisering. Man har t ex funnit att brottsegheten för en legering, vilken har en míkrostruktur som är mer än ca till 50 % omkristalliserad, försämras drastiskt och kan kraftigt falla betydligt under nivån för brott- seghet för tidigare kända legeringar som t ex 7075-T651.
Efter det att legeringen varmbearbetats till en produkt, genomgår produkten typiskt en upplösningsbehandling vid en tempetaur av ca 47700 och företrädesvis mellan 477°C och 48200, under en tid som är tillräckligt lång för att upplösningseffekterna skall närma sig jämvikt. När upplösninge- effekterna har närmat sig ett jämviktsläge, kyles produkten, vanligtvis genom latt produkten sprutas med, eller neddoppas i, rumstemperaturat vatten.
Därefter sträckes produkten 1 - 3 % i valsnings- eller strängsprutnings- riktningen för att undvika kvarvarande kylspänningar.
I detta läge bör det noteras att draghållfastheten hos legeringen enligt föreliggande uppfinning är relativt okänslig för kylningshastigheten. Således bibehålles dess överlägsna styrkenivåer både vad gäller plåt och strång- sprutade produkter av väsentlig tjocklek. Denna egenskap hos legeringen enligt föreliggande uppfinning är ett resuitat av användandet av zirkonium i stället för krom som kornförfinande element. Krom användes i de flesta andra legeringar i 7000-serien och resulterar i en betydande minskning i styrka för de delar som har tjocklekar överstigande ca 7,62 cm, medan legeringen enligt föreliggande uppfinning minskar endast svagt i styrka även då den framställes som delar vilka har tjocklekar väl överstigande 7,62 cm. Även om den höga zink-magnesium- och kopparhalten i legeringen enligt föreliggande uppfinning krävs för att erhålla överlägsna styrkeegenskaper, är det också nödvändigt att på konstgjord väg åldra produkten som framställes av legeringen, vid en förhöjd temperatur tills de överlägsna styrkeegenskaperna 10 15 20 25 30 35 40 447 128 6 uppnåtts. I enlighet med föreliggande uppfinning, är det föredragna förfarandet för att på konstgjord väg åldra produkten, som framställts ur legeringen enligt föreliggande uppfinning, att använda ett tvåstegsför- farande. Legeringen åldras företrädesvis först vid en mellantemperatur av ca 121°CQ under ca 4 - ca 48 tim. Det bör noteras att det första åldringa- steget kan förändras eller eventuellt uteslutas. T ex indikeras genom hittills insamlade uppgifter att legeringen kan åldras under det första steget vid temperaturer som ligger mellan 107 och 135°C.
Det andra åldringssteget utföres vid en temperatur som ligger över den åldringstemperatur som utnyttjades under första steget. Det andra åldringa- steget utföres företrädesvis inom temperaturområdet 154 - 16306 tills toppstyrkan för legeringen nåtts. Med toppstyrka menas en styrka vid eller nåra den maximala styrkan för legeringen. 0m t ex det andra åldringssteget utföres vid 16300 kommer åldringstiden att ligga på mellan ca 3 - ca 5 tim. Ûm det andra åldringssteget utföres vid 15400, kommer åldringstiden att vara mellan 6 - ca 12 tim. 0m så önskas kan det andra åldringssteget också utföras vid temperaturer inom ett utvidgat område av mellan 149°C - 17100 tills toppstyrkan nås.
Men för temperaturer vid den undre gränsen av ovan nämnda gränser, måste åldringstiden justeras uppåt och för temperaturer mot den övre delen av ovannämnda gränser, måste åldringstiden justeras nedåt. Formeln nedan kan användas för att bestämma den föredragna åldringstiden (tï) för det andra åldringssteget för åldringstemperaturer andra än 16300. Denna formel ger en åloringetio för en given temperatur inom området mellan 149°c till 171°c som är ekvivalent med åldringstiden för det andra steget för åldringstempera- turen 16300, enligt vad som sagts i det föregående. Formeln lyder: t = f1e3 T Y där tT är den tid under vilken produkten enligt föreliggande uppfinning åldras under det andra åldringssteget vid en temperatur T annan än 16300 för att uppnå toppstyrka, där t163 kan sträcka sig mellan ca 3 - ca 5 tim för olika produkter, såsom nämnts tidigare, och där Y är en faktor För omvandling av ålorlngerloen vid 1e3°c (t163) till åldringstiden tT Faktorn Y erhålles ur diagrammet i fig_1, vilken visar en log -linjär kurva där faktorn Y avsatts mot åldringstemperaturen. Om det t,ex är önskvärt att utföra det andra åldringssteget vid en temperatur av 15506, skulle faktorn Y vara ca 0,5; och om det vore önskvärt att åldra vid en temperatur av 17006, skulle faktorn Y vara ca 2. Det bör också inses att åldrings- vid temperaturen T. 10 15 20 25 30 35 40 447 128 7 tiden (tï), vilken räknats fram ur ovan nämnda formel kan varieras upp till 3 tim och fortfarande uppnå toppstyrkeegenskaperna i enlighet med föreliggande uppfinning. För t ex temperaturerna vid det andra åldringssteget nära den övre gränsen av det utvidgade området, är variationen från tT företrädesvis inte mer än ca :_1/2 tim; men vid den undre gränsen av det utvidgade området, kan tï varieras upp till :_3 tim.
Exemplen nedan är ämnade som illustration för föreliggande uppfinning och syftar till att lära en normalt kunnig inom området hur man använder sig av föreliggande uppfinning. De är inte ämnade att på något sätt begränsa eller på annat sätt inskränka ramen för det skydd som erhålles med hjälp av föreliggande ansökan.
Exempel I Mer än 50 göt av legeringen av förelíggane uppfinning framställdes i enlighet med konventionella förfaranden. Dessa göt hade en nominell samman- sättning av 6,4 % zink, 2,35 % magnesium, 2,2 % koppar, 0,11 % zirkoníum, 0,07 % järn, 0,05 % kisel, mindre än 0,01 % mangan, 0,01 % krom, 0,02 % titan och en total mängd av mindre än 0,03 % av andra spärelement, varvid resten av legeringen utgjordes av aluminium. Göten var rektangulära till formen och hade tjocklekar mellan 40,65 om och 60,96 cm. Göten avskalades, homogenise~ rades vid ca 47100 och varmvalsades till plattor med en tjocklek som varierade från 0,95 till ca 3,81 cm. Dessa plattor upplösningsbehandlades vid ca 47700 under 1 till 2 tim, beroende på tjocklek, och spraykyldes i rumstemperat vatten. Plattorna sträcktes därefter 1,5 - 3 % i valsriktningen för att eliminera kvarstående kylspänningar och åldrades på konstgjord väg under 24 tim vid 12100, följt av ett andra åldringssteg vid ca 15400 under ca 11 - 12 tim. Därefter utfördes tester för att mäta tryckhållfasthet, brottseghet och tillväxthastíghet av utmattningssprickor på olika prover som togs från plattprodukterna. Data från dessa tester analyserades för att ge minimivärden och medelvärden för varje test.
Liknande data från konventionella, kommersiellt tillgängliga legeringe- plattor, 7075-T651, 7178-T651 och 7050-T7651 analyserades också som jäm- förelse. 7075-legeringen hade en nominell sammansättning av 5,6 % zink, 2,5 % magnesium, 1,6 % koppar, 0,2 % krom, 0,05 % mangan, 0,2 % järn och 0,15 % kisel, där återstoden av legeringen var aluminium och en liten mängd av andra utifrån kommande element. 7078-legeringen hade en nominell sammansättning av 6,8 % zink, 2,7 % magnesium, 2,0 % koppar, 0,2 % krom, 0,05 % mangan, 0,2 % järn och 0,15 % kisel, där återstoden av legeringen var aluminium och en liten mängd av andra utifrån kommande element. 7050-legeringen hade en nominell sammansättning av 6,2 % zink, 2,25 % magnesium, 2,3 % koppar, 0,12 % zirkoníum, 0,09 % järn, 0,07 % kisel, 0,01 % krom, 0,02 % titan, där 10 15 20 25 30 35 40 447 128 8 återstoden av legeringen var aluminium och en liten mängd av andra utifrån kommande element.
Tryckhållfasthetstester (Fey) gjordes på konventionellt sätt. Brott- seghetstester gjordes också på konventionellt sätt vid rumstemperatur, med användande av provkroppar med en inre genomgående spricka, där data representerades som den skenbara spänningsintensitetsfaktorn Ka vid PP står i förhållande till den spänning provbrott. Brottseghetsparametern Kapp som krävs för att spräcka en platt provkropp, vilken har en spricka orienterad vinkelrät mot spänningsriktningen och bestämmes med hjälp av följande formel: K = a 'Ha u EPP 9 Û där oè är bruttospänningen som krävs för brott av panelen; ao är halva längden av den ursprungliga sprickan hos en mittpunkts- -spräckt panel och u är en ändlíg, bredd-korrektionsfaktor (för de testade panelerna var a något större än 1).
För följande tester, användes 40,64 cm - 50,80 em breda provkroppar innehållande mittpunktssprickor, ca 1/3 av panelens bredd, för att erhålla Kapp-värdena.
Data för jämförelser av tillväxthastigheten för utmattningssprickor togs ur data som erhållits från uppspräckta provkroppar som skårats i ena kanten.
Panelerna utsattes för cyklisk spänning i laboratorieluft i en riktning vinkelrät mot riktningen av utmattningssprickan. Förhållandet (R) mellan minimal och maximal spänning för dessa tester var 0,06. Tillväxthastígheten (da/dN) för utmattningssprickor bestämdes som en funktion av den cykliska spänningsintensitetsparametern QÅK), som användes för de förspräckta proverna. Parametern AK (ksi \fih) är en funktion av den cykliska utmatt- ningsspänningen (ÅGÜ, vilken anbringades på panelen, spänningsförhållandet (R), sprickans längd och panelens dimensioner. Utmattningsjämförelser gjordes genom att notera den cykliska spänningsintensitet (AK) som krävdes för att föra utmattningssprickan vidare med en hastighet av 0,18 pm/cykel för vardera av legeríngarna.
Resultatet av testerna av styrkan, brottsegheten och tillväxthastighet av utmattningssprickorna visas genom stapeldiagrammen i fig 2 såsom procentuell förändring med legeringen 7075-T651 som bas, vilken valdes som jämförelse då den ofta användes för olika flygplansändamål, inklusive på de övre vingytorna. Värdena för den minimala tryckhållfastheten (99 % av test- materialet uppgår till eller överskrider värdet som uppvisar en 95 %-ig konfidenenivå) och medelvärdena för Kapp visas vid toppen av lämplig stapel i fig 2. Tillväxthastigheten för utmattningssprickor uttryckes som en 10 15 20 25 30 35 40 447 128 9 procentuell skillnad mellan den cykliska medelspänningsintensiteten ( K) som krävs för en spricktillväxt av 0,18 #m/cykel för 7075/T651. Såsom kan utläsas ur fig 2 var det K som krävdes för att ge en spricktillväxt av 0,18 #m/cykel för legeringen 7075/T651 ca 10 ksi in; för legeringen enligt föreliggande uppfinning, 11 ksi in; för legeringen 7178 8,2 ksi in; och för legeringen 7050, 11 ksi Staplarna i fig 2 visar att legeringen enligt föreliggande uppfinning har en styrka, brottseghet och utmattningsegenskaper som är 10-15 % bättre än motsvarande för baslegeringen 7075-T651. Legeringen 7050-T651 har en brott- styrka och utmattningsegenskaper som liknar motsvarande för föreliggande legering, men tryckhållfastheten hos legeringen 7050-T651 är inte enbart under motsvarande för legeringen enligt föreliggande uppfinning men även svagt under motsvarande för baslegeringen 7050-T651. Såsom lätt observeras, är brottsegheten och tillväxthastighetsegenskaperna för utmattningssprickor för legeringen enligt föreliggande uppfinning väsentligt bättre än motsvaran- de för legeringen 7178-T651. Således observeras att genom att enbart stanna inom sammansättningsgränserna för legeringen enligt föreliggande uppfinning, genom att noggrant varmbearbeta legeringen enligt föreliggande uppfinning för att förhindra väsentlig omkristalliseríng och genom åldring av legeringen enligt föreliggande uppfinning till dess toppstyrka kan samtliga tre egen- skaper för styrka, brottseghet och utmattning förbättras i förhållande till baslegeringen 7075-T651. Än om det inte noterats i ovan nämnda jämförelse eller i data i fig 2, bör det poängteras att jämförelser för strängsprutade produkter visar liknande relativa förbättringar för legeringen enligt före- liggande uppfinning i jämförelse med legeringen enligt tidigare känd teknik.
Exempel II Förfarandena enligt Exempel I utnyttjades för att framställa en platta och strängsprutad produkt från typiska göt av legeringen enligt föreliggande uppfining. Efter en initiell, på konstlad väg framkallad åldring av produk- terna under ca 24 tim vid 121,1°C, utsattes produkterna framställda ur legeringen enligt föreliggande uppfinning för ett andra åldringssteg vid 16300 under olika tidsperioder från mellan Û till 24 tim. Legeringarna hade samma nominella sammansättning som legeringarna enligt föreliggande uppfin- ning vilka visas i Ex 1. De exemplar som togs av produkterna testades därefter på längsgående sträckgräns med användande av konventionella för- faranden. De resulterande typiska sträckgränserna avsattes mot åldringstiden in. och visas av kurvorna A och B i fig 3. Kurvan A visar värdena som erhölls med den strängsprutade produkten och kurvan B visar värdena som eröhlls med plattprodukten. Dessutom visas typiska sträckgränser hos plattprodukter av konventionella legeringar, 7178-T651 och 7075-T651, vilka utsatts för ett andra åldringssteg vid 16300 under olika tider från mellan U till 24 tim. 10 15 20 25 30 35 40 447 128 10» Värdena för plattan 7178 visas av kurvan C och värdena för plattan 7075 visas av kurvan D i fig 3.
Det bör noteras av fig 3 att legeringen enligt uppfinningen uppnår och bibehåller toppstyrka efter ytterligare åldring vid 16300 under ca 3-5 tim.
I motsats därtill börjar styrkan för plattorna 7075 och 7178 omedelbart att minska då dessa utsättes för ett andra åldringssteg vid 163°C. Då lege- ringen enligt föreliggande uppfinning överâldras väsentligt, i storleks- ordningen 15-25 tim, faller dess styrka under toppvärdet eller den maximala styrkan. Vid dessa väsentligtöveråldrade hårdhetsgrader, uppvisar emellertid legeringen enligt föreliggande uppfinning betydande förbättringar i motståndet mot tvärgående spänningskorrosion och motståndet mot avskalning vid korrosion.
Exempel III Konventionella brottseghetstester utfördes på provkroppar med en inre genomgående spricka av legeringen enligt föreliggande uppfinning, vilka framställts i enlighet med förfarandena enligt exempel I, och även av legeringarna 7075-T651 och 7178-T651. Dessa provkroppar hade varierande tjocklek och bearbetades i maskin från plattor med en tjocklek av 1,25 och 2,54 cm, vilka framställts av legeringarna. Den nominella sammansättningen av legeringen enligt föreliggande uppfinning och den av legeringarna 7075 och 7178, var samma som de som visas i exempel I. Brottseghetsdata (Kapp) från ett flertal försök vid rumstemperatur omräknades till medelvärden och är sedan avsatta mot provtjockleken i fig A. Brottsegheten för produkten som framställts ur legeringen enligt föreliggande uppfinning framgår av kurvan E i fig 4, brottsegheten för legeringen 7075-T651 av kurvan F och brottseg- heten för legeringen 7178-T651 av kurvan G. Figuren visar att legeringen enligt föreliggande uppfinning uppvisar bättre brottseghet än legeringen 7075-T651 och betydligt förbättrad seghet i jämförelse med legeringen 7178-T651.
Dessutom, formades en legering, som hade samma sammansättning som lege- ringen enligt föreliggande uppfinning till plattprodukter av varierande tjocklek i enlighet med förfarandet som visas i exempel I, med undantaget att varmbearbetningstemperaturerna inte var tillräckligt höga för att hindra kraftig omkristallisering i plattprodukterna. Det bestämdes att ca 75 volyms- wprocent av legeringen omkristalliserades. Brottseghetsdata vid rumstemperatur för dessa väsentligt omkristalliserade plattor av legeringen är avsatta mot plattjockleken i kurvan H i fig 4. Man ser att brottseghetsegenskaperna av legeringen enligt uppfinningen, då den väsentligt omkristalliserats, faller ungefär ner till nivån för legeringen 7178-T651. Härav följer att det är viktigt att legeringen enligt föreliggande uppfinning varmbearbetas på ett 10 20 25 30 35 ÄH 7-7 _,..-.._».. 447 128 11 sådant sätt att man förhindrar huvudsaklig omkristallisering. Volymprocenten omtristallisation bestämdes för dessa exempel med hjälp av punkträknings- metoden på mikrnfotnn (100 x förstoring) av ett prov av full tjocklek. I jämförande syfte, visades att legeringen enligt föreliggande uppfinning, vars brottseghetsdata representerades av kurvan E i fig 4, enbart hade en omkristallisation av 17 %, medan legeringen, för vilken brottseghetsdata representeras av kurvan H hade en omkristallisationsgrad av ca 75 %. Av detta framgår tydligt att en legering enligt föreliggande uppfinning måste vara väsentligt oomkristalliserad för att kunna ge brottseghetsegenskaper som är bättre än motsvarande för tidigare kända legeringar.
Exempel IV Tillväxthastigheten för utmattningssprickor (da/dN) för legeringen enligt föreliggande uppfinning är förbättrad i förhållande till kommersiellt tillgängliga legeríngar med liknande styrkeegenskaper, nämligen legeríngarna 7U75~T651 och 7178-1651. fyra partier plattmaterial av legeringen enligt föreliggande uppfinning framställdes i enlighet med det allmänna förfarande som getts i exempel I. Dessutom framställdes nio partier legeringsplattor 7075-T651 och två partier legeringsplattor 7178-T651. Under användande av de allmänna förfaranden som beskrives i exempel I, utfördes tillväxthastighets- tester för utmattningssprickor på förspräckta paneler som skårats i ena kanten, vilka framställts ur varje parti av legeringarna. För legeringen enligt föreliggande uppfinning, kördes 8 da/dN-försök; för legeringen 7015-T651 kördes 9 da/dN-försök; och för legeringen 7178-T651 kördes 8 da/dN-försök. Därefter framtogs medelvärdena för da/dN-värdena för de olika legeringarna och dessa utprickades i ett diagram. I fig 5 har medelvärdena för tíllväxthastigheterna (da/dN) av sprickorna i pm/cykel avsatts mot den cykliska spänningsintensitetsparametern QÅK) för vardera av legeríngarna.
Kurvan I representerar spricktillväxthastigheten för legeringen 7178-T651, kurvan J för legeringen 7075-T651 och kurvan K för legeringen enligt före- liggande uppfinning. Såsom lätt observeras ur kurvorna i fig 5, har lege- ringen enligt föreliggande uppfinning överlägsna egenskaper vad beträffar tillväxthastigheten i utmattníngssprickor för varje spänningsintensitetsnivå som undersökts i jämförelse med motsvarande för legeringarna 7178-T651 och 7075-T651.
Data ur fig 5 användes för att upprita kurvorna i fig 6, vari sprick- längden är avsatt mot antalet spänningscykler, varvid den maximala spänning som anbringades valdes till 68,95 MPa och förhållandet mellan den minimala och maximala spänningen var lika med 0,06. Den initiella sprícklängden i panelerna valdes att vara 1,04 cm. Kurvan L visar data för legeringen 7178-T651, kurvan M för legeringen 7075-T651 och kurvan N för legeringen .. ..,___.._....._.......______.__ _ ..._..--._--.__._-._.._..._...- ..._-__ _, 10 15 ZÜ 25 30 35 40 ß 447 128 12 enligt uppfinningen. Återigen visar kurvorna i fig 6 tydligt att legeringen enligt föreliggande uppfinning utklassar legeringarna 7178-T651 och 7075-T651 vad beträffar sprickbildningshastighet med en betydande marginal.
Genom hänvisning till de tidigare exemplen ser man lätt att legeringen enligt föreliggande uppfinning har en överlägsen kombination av styrka, brottseghet och utmattningsmotstånd då den jämföras med legeringar enligt tidigare känd teknik, vilka exemplifieras av legeringarna 7075-T651, 7178-T651 och 7050-T651. Andra försök som utfördes med legeringen enligt föreliggande uppfinning och jämförande legeringarna 7075-T651 och 7178-T651 visar även de att spänningskorrosionsmotståndet och motståndet mot avskalning genom korrosion för legeringen enligt föreliggande uppfinning är ungefär lika med korrosionsmotståndsegenskaperna för legeringen 7075-T651 och kan således användas vid samma tillämpningar, såsom t ex vingpaneler eller liknande.
Det är för en fackman efter att ha läst föregående beskrivning möjligt att utföra en rad förändringar, ekvivalenta utbyten eller andra ändringar av sammansättningar och förfaranden som beskrivits, utan att ändra den allmänt angivna idén. Således begränsas uppfinningen enbart av följande krav. u
Claims (7)
1. Förfarande för framställning av en förbättrad legeringsprodukt, vilket omfattar följande steg: (a) tillhandahållande av en kropp som utgöres av en legering, vilken huvudsakligen består av 5,9 - 6,9 % zink, 2,0 - 2,7 % magnesium, 1,9 - 2,5 % koppar, 0,08 ~ 0,15 % zirkonium, maximalt 0,15 % järn, maximalt 0,12 % kisel, maximalt 0,06 % titan, maximalt 0,04 % krom, maximalt 0,05 % av varje övrigt spârelement närvarande i legeringen, varvid den maximala mängden av dessa övriga spårelement är totalt 0,15 % och återstoden utgöres av aluminium, där samtliga procenthalter utgöres av vikts-% baserade på den totala mängden legering, (b) bearbetning av kroppen för att erhålla en bearbetad produkt, varvid legeringen varmbearbetas så att en väsentlig omkristallisation av legeringen förhindras, ' (c) utsättning av produkten för en upplösningsbehandling och för kylning, (d) utsättning av produkten för en åldringsbehandling vid en förhöjd temperatur, k ä n n e t e c k n a t av att legeringen varmbearbetas vid en temperatur som är tillräckligt hög för att mindre än ca 50 % av legeringen skall omkristalliseras.
2. Förfarande enligt krav 2, k ä n n e t e c k n a t av att legeringen varmbearbetas vid en temepratur som är tillräckligt hög för att mindre än ca 50 % av legeringen skall omkristalliseras.
3. Förfarande enligt krav 1, k ä n n e t e c k n a t av att den på konstgjord väg framkallade åldringsbehandlingen enbart fortsättes tills dess att legeringen når sin toppstyrka.
4. Förfarande enligt krav 1 eller 2, k ä n n e t e c k n a t av att den på konstgjord väg framkallade åldringsbehandlingen innefattar: en första åldring av produkten vid en mellantemperatur över rumstempera- tur och under den förhöjda temperaturen, och däréfter åldring av produkten vid den förhöjda temperaturen tills att legeringen nått sin toppstyrka.
5. Förfarande enligt krav 4, k ä n n e t e c k n a t av att det andra åldringssteget innefattar: åldring av produkten vid den förhöjda temperaturen T av mellan 149 och 17100 under ca den tidsperiod (tï) som erhålles med hjälp av följande formel: 1Û 15 20 25 30 35 40 447 128 14 där Y är en faktor som erhålles ur kurvan i fig 1 för en önskad åldringstemperatur (T), där t163 kan sträcka sig från ca 3 - ca 5 tim och där tT formeln.
6. Förfarande enligt krav 1 eller 2, k ä n n e t e c k n a t av att det på konstlad väg framkallade åldringssteget innefattar: inítiell åldring av produkten under en tidsperiod av mellan 4 och 48 tim kan variera upp till i_3 tim från värdet som beräknas med hjälp av vid en temperatur av mellan 107 och 13500, och därefter åldring av produkten under en tidsperiod av mellan 3 och 12 tim vid en förhöjd temperatur av mellan 154°C och 163°C.
7. Förfarande enligt krav 1 eller 2, k ä n n e t e c k n a t av att den på konstgjord väg framkallade åldringsbehandlingen fortsättes efter det att legerinnen nått toppstyrka för att öka korrosíonsmotståndsegenskaperna för legeringen.
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US05/947,089 US4305763A (en) | 1978-09-29 | 1978-09-29 | Method of producing an aluminum alloy product |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| SE8003997L SE8003997L (sv) | 1980-05-29 |
| SE447128B true SE447128B (sv) | 1986-10-27 |
Family
ID=25485502
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| SE8003997A SE447128B (sv) | 1978-09-29 | 1980-05-29 | Forfarande for framstellning av en produkt av en aluminiumlegering |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US4305763A (sv) |
| EP (1) | EP0020505B2 (sv) |
| JP (1) | JPS6317901B2 (sv) |
| DE (1) | DE2953182C2 (sv) |
| GB (1) | GB2052558B (sv) |
| SE (1) | SE447128B (sv) |
| WO (1) | WO1980000711A1 (sv) |
Families Citing this family (77)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4832758A (en) * | 1973-10-26 | 1989-05-23 | Aluminum Company Of America | Producing combined high strength and high corrosion resistance in Al-Zn-MG-CU alloys |
| US4863528A (en) * | 1973-10-26 | 1989-09-05 | Aluminum Company Of America | Aluminum alloy product having improved combinations of strength and corrosion resistance properties and method for producing the same |
| FR2457908A1 (fr) * | 1979-06-01 | 1980-12-26 | Gerzat Metallurg | Procede de fabrication de corps creux en alliage d'aluminium et produits ainsi obtenus |
| US4410370A (en) * | 1979-09-29 | 1983-10-18 | Sumitomo Light Metal Industries, Ltd. | Aircraft stringer material and method for producing the same |
| CA1173277A (en) * | 1979-09-29 | 1984-08-28 | Yoshio Baba | Aircraft stringer material and method for producing the same |
| LU83249A1 (fr) * | 1981-03-23 | 1983-02-22 | Huwaert Leo Cloostermans | Procede de fabrication de fil machine en aluminium |
| FR2510231A1 (fr) * | 1981-07-22 | 1983-01-28 | Gerzat Metallurg | Methode de fabrication de corps creux sous pression en alliages d'aluminium |
| FR2529578B1 (fr) * | 1982-07-02 | 1986-04-11 | Cegedur | Procede pour ameliorer a la fois la resistance a la fatigue et la tenacite des alliages d'al a haute resistance |
| AT384744B (de) | 1986-02-07 | 1987-12-28 | Austria Metall | Verwendung einer legierung auf ein band aus a1 zn mg cu-legierungen fuer schwingend beanspruchte sportgeraete |
| US5221377A (en) * | 1987-09-21 | 1993-06-22 | Aluminum Company Of America | Aluminum alloy product having improved combinations of properties |
| US4861391A (en) * | 1987-12-14 | 1989-08-29 | Aluminum Company Of America | Aluminum alloy two-step aging method and article |
| DE68927149T2 (de) * | 1988-10-12 | 1997-04-03 | Aluminum Co Of America | Verfahren zur Herstellung eines nichtkristallisierten, flachgewalzten, dünnen, wärmebehandelten Produktes auf Aluminiumbasis |
| US4988394A (en) * | 1988-10-12 | 1991-01-29 | Aluminum Company Of America | Method of producing unrecrystallized thin gauge aluminum products by heat treating and further working |
| JP2982172B2 (ja) * | 1989-04-14 | 1999-11-22 | 日本鋼管株式会社 | 高力アルミニウム合金材の熱処理方法 |
| US5061327A (en) * | 1990-04-02 | 1991-10-29 | Aluminum Company Of America | Method of producing unrecrystallized aluminum products by heat treating and further working |
| US5312498A (en) * | 1992-08-13 | 1994-05-17 | Reynolds Metals Company | Method of producing an aluminum-zinc-magnesium-copper alloy having improved exfoliation resistance and fracture toughness |
| US5496426A (en) * | 1994-07-20 | 1996-03-05 | Aluminum Company Of America | Aluminum alloy product having good combinations of mechanical and corrosion resistance properties and formability and process for producing such product |
| JP3053352B2 (ja) * | 1995-04-14 | 2000-06-19 | 株式会社神戸製鋼所 | 破壊靭性、疲労特性および成形性の優れた熱処理型Ａｌ合金 |
| US5865911A (en) * | 1995-05-26 | 1999-02-02 | Aluminum Company Of America | Aluminum alloy products suited for commercial jet aircraft wing members |
| US5863359A (en) * | 1995-06-09 | 1999-01-26 | Aluminum Company Of America | Aluminum alloy products suited for commercial jet aircraft wing members |
| FR2744136B1 (fr) * | 1996-01-25 | 1998-03-06 | Pechiney Rhenalu | Produits epais en alliage alznmgcu a proprietes ameliorees |
| EP0829552B1 (en) * | 1996-09-11 | 2003-07-16 | Aluminum Company Of America | Aluminium alloy products suited for commercial jet aircraft wing members |
| US5785777A (en) * | 1996-11-22 | 1998-07-28 | Reynolds Metals Company | Method of making an AA7000 series aluminum wrought product having a modified solution heat treating process for improved exfoliation corrosion resistance |
| RU2184166C2 (ru) * | 2000-08-01 | 2002-06-27 | Государственное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" | Высокопрочный сплав на основе алюминия и изделие, выполненное из него |
| DE01998021T1 (de) | 2000-10-20 | 2005-02-10 | Pechiney Rolled Products, LLC, Ravenswood | Hochfeste aluminiumlegierung |
| IL156386A0 (en) | 2000-12-21 | 2004-01-04 | Alcoa Inc | Aluminum alloy products and artificial aging method |
| ATE270348T1 (de) * | 2001-09-03 | 2004-07-15 | Corus Technology Bv | Verfahren zum reinigen einer aluminium-legierung |
| NL1019105C2 (nl) * | 2001-10-03 | 2003-04-04 | Corus Technology B V | Werkwijze en inrichting voor het beheersen van het aandeel kristallen in een vloeistof-kristalmengsel. |
| US20030226935A1 (en) * | 2001-11-02 | 2003-12-11 | Garratt Matthew D. | Structural members having improved resistance to fatigue crack growth |
| EP1380658A1 (en) * | 2002-07-05 | 2004-01-14 | Corus Technology BV | Method for fractional crystallisation of a molten metal |
| EP1380659A1 (en) * | 2002-07-05 | 2004-01-14 | Corus Technology BV | Method for fractional crystallisation of a metal |
| ES2329674T3 (es) * | 2002-11-15 | 2009-11-30 | Alcoa Inc. | Producto de una aleacion de aluminio que tiene combinaciones mejoradas de propiedades. |
| US6802444B1 (en) | 2003-03-17 | 2004-10-12 | The United States Of America As Represented By The National Aeronautics And Space Administration | Heat treatment of friction stir welded 7X50 aluminum |
| CN100491579C (zh) * | 2003-03-17 | 2009-05-27 | 克里斯铝轧制品有限公司 | 制造整体单块铝结构的方法和由这种结构机加工的铝制件 |
| US7666267B2 (en) * | 2003-04-10 | 2010-02-23 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | Al-Zn-Mg-Cu alloy with improved damage tolerance-strength combination properties |
| GB2415202B (en) * | 2003-04-10 | 2007-08-29 | Corus Aluminium Walzprod Gmbh | An Al-Zn-Mg-Cu alloy |
| US20050034794A1 (en) * | 2003-04-10 | 2005-02-17 | Rinze Benedictus | High strength Al-Zn alloy and method for producing such an alloy product |
| US7105067B2 (en) * | 2003-06-05 | 2006-09-12 | The Boeing Company | Method to increase the toughness of aluminum-lithium alloys at cryogenic temperatures |
| WO2005001149A2 (fr) * | 2003-06-24 | 2005-01-06 | Pechiney Rhenalu | Produits en alliages al-zn-mg-cu a compromis caracteristiques mecaniques statiques/tolerance aux dommages ameliore |
| US7226669B2 (en) * | 2003-08-29 | 2007-06-05 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | High strength aluminium alloy brazing sheet, brazed assembly and method for producing same |
| US20060032560A1 (en) * | 2003-10-29 | 2006-02-16 | Corus Aluminium Walzprodukte Gmbh | Method for producing a high damage tolerant aluminium alloy |
| DE602004012445T2 (de) * | 2003-11-19 | 2009-03-12 | Aleris Switzerland Gmbh | Verfahren zum abkühlen von schmelzflüssigem metall bei der fraktionierten kristallisation |
| ATE548476T1 (de) * | 2003-12-16 | 2012-03-15 | Constellium France | Dickes bech aus al-zn-cu-mg zirkonarmen rekristallisierten legierung |
| DE602005006254T2 (de) | 2004-03-19 | 2009-06-25 | Aleris Switzerland Gmbh | Verfahren zur reinigung eines schmelzflüssigen metalls |
| US7883591B2 (en) * | 2004-10-05 | 2011-02-08 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | High-strength, high toughness Al-Zn alloy product and method for producing such product |
| DE102005045341A1 (de) * | 2004-10-05 | 2006-07-20 | Corus Aluminium Walzprodukte Gmbh | Hochfestes, hochzähes Al-Zn-Legierungsprodukt und Verfahren zum Herstellen eines solches Produkts |
| EP1683882B2 (de) | 2005-01-19 | 2010-07-21 | Otto Fuchs KG | Abschreckunempfindliche Aluminiumlegierung sowie Verfahren zum Herstellen eines Halbzeuges aus dieser Legierung |
| NL1029612C2 (nl) * | 2005-07-26 | 2007-01-29 | Corus Technology B V | Werkwijze voor het analyseren van vloeibaar metaal en inrichting voor gebruik daarbij. |
| US8083871B2 (en) * | 2005-10-28 | 2011-12-27 | Automotive Casting Technology, Inc. | High crashworthiness Al-Si-Mg alloy and methods for producing automotive casting |
| EP2029785B1 (en) * | 2006-06-22 | 2011-04-13 | Aleris Switzerland GmbH | Method for the separation of molten aluminium and solid inclusions |
| EP2032725B1 (en) * | 2006-06-28 | 2010-07-28 | Aleris Switzerland GmbH | Crystallisation method for the purification of a molten metal, in particular recycled aluminium |
| WO2008003506A2 (en) * | 2006-07-07 | 2008-01-10 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | Aa7000-series aluminium alloy products and a method of manufacturing thereof |
| FR2907467B1 (fr) * | 2006-07-07 | 2011-06-10 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | Procede de fabrication de produits en alliage d'aluminium de la serie aa2000 et produits fabriques selon ce procede |
| ZA200810838B (en) * | 2006-07-07 | 2010-03-31 | Aleris Switzerland Gmbh | Method and device for metal purification and separation of purified metal from a metal mother liquid such as aluminium |
| US8673209B2 (en) * | 2007-05-14 | 2014-03-18 | Alcoa Inc. | Aluminum alloy products having improved property combinations and method for artificially aging same |
| RU2352668C2 (ru) * | 2007-05-14 | 2009-04-20 | ОАО "Корпорация ВСМПО-АВИСМА" | Сплав на основе алюминия |
| US8840737B2 (en) * | 2007-05-14 | 2014-09-23 | Alcoa Inc. | Aluminum alloy products having improved property combinations and method for artificially aging same |
| US8557062B2 (en) * | 2008-01-14 | 2013-10-15 | The Boeing Company | Aluminum zinc magnesium silver alloy |
| US8206517B1 (en) | 2009-01-20 | 2012-06-26 | Alcoa Inc. | Aluminum alloys having improved ballistics and armor protection performance |
| US8876990B2 (en) * | 2009-08-20 | 2014-11-04 | Massachusetts Institute Of Technology | Thermo-mechanical process to enhance the quality of grain boundary networks |
| RU2521916C1 (ru) * | 2012-11-28 | 2014-07-10 | Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Тихоокеанский государственный университет" | Лигатура |
| CN103255328B (zh) * | 2013-05-17 | 2016-01-06 | 山东创新金属科技股份有限公司 | 一种高强高韧7a04铝合金及其制备方法 |
| JP6244209B2 (ja) * | 2014-01-21 | 2017-12-06 | 株式会社Ｕａｃｊ押出加工 | 二輪車及び三輪車用アンダーブラケット並びにその製造方法 |
| JP6298640B2 (ja) * | 2014-01-21 | 2018-03-20 | 株式会社Ｕａｃｊ押出加工 | 二輪車及び三輪車用アンダーブラケット並びにその製造方法 |
| CN105385972B (zh) * | 2015-12-17 | 2017-09-26 | 西南铝业（集团）有限责任公司 | 一种用于7075铝合金锻件的时效工艺 |
| CN105648290A (zh) * | 2016-03-15 | 2016-06-08 | 昆明理工大学 | 一种高强度铝合金及其制备方法 |
| CN107447141B (zh) * | 2017-08-10 | 2019-01-11 | 广东和胜工业铝材股份有限公司 | 一种电子产品外壳用高强度铝合金及其制备方法 |
| MX2020001755A (es) | 2017-08-21 | 2020-03-24 | Novelis Inc | Productos de aleacion de aluminio que tienen microestructura recristalizada selectivamente y metodos para su fabricacion. |
| CN108048700B (zh) * | 2017-12-29 | 2020-03-27 | 南昌大学 | 一种含镨和铈的耐腐蚀铝合金材料的制备方法 |
| DE102019202676B4 (de) * | 2019-02-28 | 2020-10-01 | Audi Ag | Gussbauteile mit hoher Festigkeit und Duktilität und geringer Heißrissneigung |
| CN110042288B (zh) * | 2019-05-10 | 2021-02-26 | 西北铝业有限责任公司 | 一种航天用铝合金u型框架型材及其制备方法 |
| CN110964958A (zh) * | 2019-12-31 | 2020-04-07 | 广东和胜工业铝材股份有限公司 | Al-Zn-Mg-Cu合金及制备工艺 |
| CN114807794B (zh) * | 2021-01-28 | 2023-04-11 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种铝合金产品及其制造方法以及汽车结构件 |
| CN114807696A (zh) * | 2021-01-28 | 2022-07-29 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种铝合金板材及其制备方法以及汽车构件 |
| CN113528906B (zh) * | 2021-06-21 | 2022-05-27 | 中车青岛四方机车车辆股份有限公司 | 一种变形铝合金及其热处理方法 |
| CN114411072B (zh) * | 2021-12-28 | 2022-09-23 | 中南大学 | 一种梯度结构铝合金材料及其制备方法 |
| CN117305733B (zh) * | 2022-06-20 | 2025-10-14 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种Al-Zn-Mg-Cu系铝合金板材的制造方法及铝合金板材 |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3198676A (en) * | 1964-09-24 | 1965-08-03 | Aluminum Co Of America | Thermal treatment of aluminum base alloy article |
| US3694272A (en) * | 1970-12-24 | 1972-09-26 | Kaiser Aluminium Chem Corp | Method for forming aluminum sheet |
| US3881966A (en) * | 1971-03-04 | 1975-05-06 | Aluminum Co Of America | Method for making aluminum alloy product |
| US3762916A (en) * | 1972-07-10 | 1973-10-02 | Olin Corp | Aluminum base alloys |
| US3791876A (en) * | 1972-10-24 | 1974-02-12 | Aluminum Co Of America | Method of making high strength aluminum alloy forgings and product produced thereby |
| JPS5441971B2 (sv) * | 1973-02-05 | 1979-12-11 | ||
| JPS5913488B2 (ja) * | 1975-07-01 | 1984-03-30 | 旭化成株式会社 | アクリル酸もしくはメタクリル酸の製造方法 |
-
1978
- 1978-09-29 US US05/947,089 patent/US4305763A/en not_active Ceased
-
1979
- 1979-09-24 JP JP54501750A patent/JPS6317901B2/ja not_active Expired
- 1979-09-24 WO PCT/US1979/000811 patent/WO1980000711A1/en not_active Ceased
- 1979-09-24 GB GB8016403A patent/GB2052558B/en not_active Expired
- 1979-09-24 DE DE2953182A patent/DE2953182C2/de not_active Expired - Lifetime
- 1979-09-24 EP EP79901364A patent/EP0020505B2/en not_active Expired - Lifetime
-
1980
- 1980-05-29 SE SE8003997A patent/SE447128B/sv not_active IP Right Cessation
-
1987
- 1987-07-20 US US07/075,838 patent/USRE34008E/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6317901B2 (sv) | 1988-04-15 |
| USRE34008E (en) | 1992-07-28 |
| GB2052558A (en) | 1981-01-28 |
| EP0020505A1 (en) | 1981-01-07 |
| EP0020505B2 (en) | 1993-07-14 |
| GB2052558B (en) | 1982-12-08 |
| US4305763A (en) | 1981-12-15 |
| DE2953182C3 (de) | 1994-09-29 |
| JPS55500767A (sv) | 1980-10-09 |
| EP0020505A4 (en) | 1981-02-04 |
| WO1980000711A1 (en) | 1980-04-17 |
| SE8003997L (sv) | 1980-05-29 |
| DE2953182A1 (en) | 1980-12-04 |
| EP0020505B1 (en) | 1984-05-30 |
| DE2953182C2 (en) | 1994-09-29 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| SE447128B (sv) | Forfarande for framstellning av en produkt av en aluminiumlegering | |
| EP0031605B1 (en) | Method of manufacturing products from a copper containing aluminium alloy | |
| US5108520A (en) | Heat treatment of precipitation hardening alloys | |
| US4863528A (en) | Aluminum alloy product having improved combinations of strength and corrosion resistance properties and method for producing the same | |
| US4294625A (en) | Aluminum alloy products and methods | |
| US4861389A (en) | Al-Mg-Si extrusion alloy and method | |
| US5938867A (en) | Method of manufacturing aluminum aircraft sheet | |
| EP1359232B2 (en) | Method of improving fracture toughness in aluminium-lithium alloys | |
| KR102003569B1 (ko) | 2xxx 계열 알루미늄 리튬 합금 | |
| WO1998033947A9 (en) | Method of improving fracture toughness in aluminum-lithium alloys | |
| US4699673A (en) | Method of manufacturing aluminum alloy sheets excellent in hot formability | |
| JP2022520326A (ja) | ＡｌＭｇＳｃ系合金製品を製造する方法 | |
| JP2001517735A (ja) | アルミニウム系合金及びその熱処理方法 | |
| JPH0713281B2 (ja) | アルミニウムベース合金加工製品の製造方法 | |
| KR100688924B1 (ko) | 지르코늄계 합금, 이로부터 제조한 피복용 튜브 및 평면형 제품, 및 이를 사용한 핵 연료봉 피복물 또는 핵 연료 집합체용 부재의 제조방법 | |
| WO2021133792A1 (en) | High-strength 6xxx extrusion alloys | |
| US20240175114A1 (en) | Methods of producing 2xxx aluminum alloys | |
| JPH0270044A (ja) | 熱間鍛造用アルミニウム合金鋳造棒の製造方法 | |
| SE433947B (sv) | Forfarande for framstellning av halvhard aluminiumplat | |
| EP0495844B1 (en) | Auxiliary heat treatment for aluminium-lithium alloys | |
| JPS63190148A (ja) | 構造用Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出材の製造方法 | |
| EP3831969B1 (en) | High strength press quenchable 7xxx alloy | |
| KR20240101383A (ko) | Al-Mg-Si계의 알루미늄 합금의 주조 열간 가공품 및 그 제조 방법 | |
| JPH0517843A (ja) | 耐ＳＣＣ性が優れた高強度Ａｌ−Ｌｉ系合金 | |
| BR112021008230B1 (pt) | Liga de alumínio 2xxx |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| NAL | Patent in force |
Ref document number: 8003997-7 Format of ref document f/p: F |
|
| NUG | Patent has lapsed |
Ref document number: 8003997-7 Format of ref document f/p: F |
|
| NUG | Patent has lapsed |
Ref document number: 8003997-7 Format of ref document f/p: F |