[go: up one dir, main page]

WO2018236241A1 - Сплав на основе алюминия - Google Patents

Сплав на основе алюминия Download PDF

Info

Publication number
WO2018236241A1
WO2018236241A1 PCT/RU2017/000439 RU2017000439W WO2018236241A1 WO 2018236241 A1 WO2018236241 A1 WO 2018236241A1 RU 2017000439 W RU2017000439 W RU 2017000439W WO 2018236241 A1 WO2018236241 A1 WO 2018236241A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
alloy
alloy according
amount
contained
silicon
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/RU2017/000439
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Виктор Христьянович МАНН
Александр Юрьевич КРОХИН
Александр Николаевич АЛАБИН
Александр Петрович ХРОМОВ
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Rusal Engineering and Technological Center LLC
Original Assignee
Rusal Engineering and Technological Center LLC
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Rusal Engineering and Technological Center LLC filed Critical Rusal Engineering and Technological Center LLC
Priority to EP17915161.8A priority Critical patent/EP3643801A4/en
Priority to KR1020227044488A priority patent/KR102541307B1/ko
Priority to PCT/RU2017/000439 priority patent/WO2018236241A1/ru
Priority to KR1020197038553A priority patent/KR20200030035A/ko
Priority to JP2019570556A priority patent/JP7229181B2/ja
Priority to RU2018102056A priority patent/RU2683399C1/ru
Publication of WO2018236241A1 publication Critical patent/WO2018236241A1/ru
Priority to US16/724,114 priority patent/US11168383B2/en
Anticipated expiration legal-status Critical
Priority to JP2022076649A priority patent/JP2022115991A/ja
Ceased legal-status Critical Current

Links

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
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
    • 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
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • 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
    • C22F1/047—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 magnesium as the next major constituent

Definitions

  • the invention relates to the field of metallurgy of materials based on aluminum and can be used to obtain products (including welded structures), working in corrosive environments (humid atmosphere, fresh, sea water and other corrosive environments) under high loads, including elevated and cryogenic temperatures.
  • the alloy material can be obtained in the form of rolled products (plates, sheets, and sheet steel), extruded profiles and pipes, forgings, other deformed semi-finished products, as well as powders, scales, granules, etc. with the subsequent printing of final products.
  • the proposed alloy is oriented for use in loaded elements of transport products, such as aircraft, hulls of boats and other vessels, upper decks, covering of body parts of motor transport, tanks of automobile and railway transport, including for transportation of chemically active substances, applications in the food industry, etc.
  • transport products such as aircraft, hulls of boats and other vessels, upper decks, covering of body parts of motor transport, tanks of automobile and railway transport, including for transportation of chemically active substances, applications in the food industry, etc.
  • wrought alloys of the Al-Mg system Due to their high corrosion resistance, weldability, high values of elongation and ability to work at cryogenic temperatures, wrought alloys of the Al-Mg system (5xxx series) are widely used for products working in a corrosive environment, in particular, are designed to work in sea and river water (water transport, pipelines, etc.), tanks for transporting liquefied gas and chemically active liquids.
  • the main disadvantage of 5xxx series alloys is the low level of strength properties of deformed semi-finished products in the annealed state, for example, usually the yield strength of type 5083 alloys after annealing does not exceed 150 MPa (Industrial aluminum alloys: Ref, ed. SG Aliev, MB Altman, SM. Ambartsumian et al. M .: Metallurgy, 1984).
  • One of the ways to increase the strength characteristics in the annealed state of 5xxx alloys is additional doping with transition metals, among which Zr and, to a lesser extent, Hf, V, Er, and some other elements have received the greatest application.
  • Principled distinctive A feature of such alloys in this case is the content in the alloy of elements forming dispersoids, in particular with an Ll 2- type lattice.
  • the cumulative effect of increasing the strength properties is achieved due to solid solution hardening, primarily with magnesium, of an aluminum solid solution and the presence in the structure of various secondary phases of secondary precipitates formed during homogenization (heterogenization) annealing.
  • the alloy contains (mass%): magnesium 5.1–6.5%, manganese 0.4–1.2%, zinc (0.45–1.5, 5%, zirconium (up to 0.2%), chromium (up to 0), 3%, titanium up to 0.2%>, iron up to 0.5%>, silicon up to 0.4%, copper 0.002-0.25%), calcium up to 0.01%, beryllium up to 0.01%>, at least one element from the group: boron, carbon, each up to 0.06%, at least one element from the group: bismuth, lead, tin, each up to 0.1%, scandium, silver, lithium, each up to 0.5%, vanadium, cerium, yttrium each up to 0.25%, at least one element from the group: nickel and cobalt, each up to 0.25%, aluminum and inevitable impurities — the rest.
  • a much greater effect of improving the strength properties than in type 5083 alloys is realized with the joint content of scandium and zirconium additives.
  • the effect is achieved due to the formation of a much larger number of secondary excretions (with a typical size of 5-20 nm) that are resistant to high-temperature heating during deformation processing and subsequent annealing of deformed semi-finished products, which provides a higher level of strength characteristics.
  • a material based on the Al-Mg system, jointly doped with zirconium and scandium additives in particular, FSUE "TSNII M Prometheus"
  • FSUE TSNII M Prometheus
  • the proposed material contains (wt.%): magnesium 5.5-6.5%, scandium 0.10-0.20%, manganese 0.5-1.0% ), chromium 0.10-0.25%, zirconium 0.05-0.20, titanium 0.02-0.15%, zinc 0.1-1.0%, boron 0.003-0.015%, beryllium 0,0002-0,005%, aluminum the rest.
  • the alloy based on the Al-Mg-Sc system additionally contains elements selected from the group including Hf, Mn, Zr, Cu and Zn, in particular (mass%): 1.0-8.0% Mg, 0.05- 0.6% Sc, as well as 0.05-0.20% Hf and / or 0.05-0.20% Zr, 0.5-2.0% Cu and / or 0.5-2.0% Zn.
  • the material may additionally contain 0.1-0.8 wt.% Mn.
  • the disadvantages of the material should be highlighted relatively low values of the strength characteristics with the magnesium content at the lower limit, and with the magnesium content at the upper limit - low corrosion resistance and low processability during deformation processing.
  • regulation of the particle size ratio formed by elements such as Sc, Hf, Mn, and Zr is necessary.
  • An aluminum-based alloy contains (wt.%) 3-7% magnesium, 0.05-0.2% zirconium, 0.2-1.2% manganese, up to 0.15% silicon, and about 0.05-0.0 5% of the elements forming the secondary discharge, selected from the group: Sc, Er, Y, Cd, Ho, Hf, the rest is aluminum and random elements and impurities.
  • the alloy contains mainly (mass.%) The following elements: 5 to 6% magnesium, from 0.05 to 0.15% zirconium, from 0.05 to 0.12% manganese, from 0.01 to 0.2% titanium from 0.05 to 0.5% in the amount of scandium, terbium, and optionally at least one additional element selected from the group consisting of a series of lanthanides in which scandium and terbium are present as obligatory elements, and at least one an element selected from the group comprising from 0.1 to 0.2% copper and from 0.1 to 0.4% zinc, aluminum else and unavoidable impurities of no more than 0.1% silicon.
  • this material should be the presence of rare and expensive items.
  • this material may not be sufficiently resistant to high-temperature heating during process heating.
  • the main common problem for all the listed alloys is low manufacturability during deformation processing, due to the significant hardening of the cast ingot during homogenization (heterogenization) annealing.
  • the objective of the invention is to create a new high-strength aluminum alloy, characterized by low cost and the combination of a high level of physico-mechanical characteristics, processability and corrosion resistance, in particular, a high level of mechanical properties after annealing (temporary resistance is not lower than 400 MPa, yield strength not lower than 300 MPa and elongation is not lower than 15%), high workability during deformation processing.
  • the technical result is the solution of the task with ensuring high adaptability during deformation processing, due to the presence of eutectic Fe-containing alloy phases, while improving the mechanical properties of the alloy, due to the formation of compact particles of eutectic phases and secondary separation of the Zr-containing phase with a crystal lattice Ll 2 .
  • an aluminum alloy containing zirconium, iron, manganese, chromium, scandium, optionally magnesium, and the alloy contains silicon and at least one eutectic-forming element selected from the group containing cerium and calcium
  • an alloy structure is an aluminum matrix, preferably containing silicon and, optionally, magnesium, secondary discharge phase Al 3 (Zr, Sc) with a lattice type Ll 2 and not larger than 20 nm, orichnye isolation A1 6 Mn and Cr 7 A1, and the eutectic phase containing iron, calcium and cerium, with an average particle size of not more than 1 .mu.m, with the following ratio of phases (wt.%):
  • the alloy contains elements in the following ratio (wt.%):
  • the structure of the aluminum alloy should contain the most doped aluminum solution with magnesium and the maximum number of particles of secondary excretions, in particular, A1 6 Mp phases with an average size of up to 200 nm, A1 7 Cr with an average size of up to 50 nm and Al 3 particles (Zr, X), where the element X is Ti and / or Sc with an Ll 2- type lattice with an average size of up to 10 nm and an average interparticle distance of no more than 50 nm.
  • the effect of increased strength properties in this case is achieved from the cumulative positive effect of solid solution hardening of the aluminum solution due to magnesium, and secondary phases containing manganese, chromium, zirconium, scandium and titanium, resistant to high-temperature heating.
  • the solubility of zirconium, scandium and titanium in an aluminum solution decreases, increasing the number of particles of secondary precipitates with a size of up to 10 nm, increasing the hardening efficiency.
  • Magnesium in the amount of 4.0-5.2 wt. % is needed to increase the overall level of mechanical properties due to solid solution hardening.
  • the effect of this element will affect the reduction of processability during pressure treatment (for example, when rolling ingots), having a significant negative impact on the yield during deformation. Content below 4 wt. % will not provide the minimum required level of strength characteristics.
  • Zirconium, scandium and titanium in quantities of 0.08-0.50 mass. %, 0.05-0.15 wt. % and 0.04-0.2 wt. %, respectively, are required to achieve a given level strength properties due to precipitation hardening with the formation of secondary precipitates of metastable phases with a crystal lattice of type Ll 2 Al 3 Zr c and / or Al 3 (Zr, X), where X is Ti or Sc.
  • zirconium, scandium and titanium are redistributed between the aluminum matrix and the secondary precipitates of the metastable Al 3 Zr phase with an Ll 2- type lattice.
  • the content of zirconium, scandium and titanium below the stated level will not provide the minimum required level of strength characteristics due to the insufficient number of secondary emissions of metastable phases with an Ll 2 type grating.
  • Chromium in an amount of 0.1-0.4 wt. % is required to increase the overall level of mechanical properties due to precipitation hardening with the formation of the secondary phase A1 7 Cg.
  • the effect of this element will affect the reduction of processability during pressure treatment (for example, during rolling of ingots), having a significant negative impact on the yield of deformation during deformation. Content below 0.1 wt. % will not provide the minimum required level of strength characteristics.
  • Manganese in the amount of 0.4-1.2 wt. % is required to increase the overall level of mechanical properties due to precipitation hardening with the formation of the secondary phase A1 6 Mn.
  • the effect of this element will affect the reduction of processability during pressure treatment (for example, when rolling ingots), due to the possible formation of the corresponding primary crystals, having a significant negative impact on the yield during deformation. Content below 0.4 wt. % will not provide the minimum required level of strength characteristics.
  • Silicon in the quantities claimed is primarily necessary to accelerate the decomposition of the supersaturated aluminum solid solution.
  • a similar effect of reducing the solubility of elements that form secondary precipitates during annealing is the Ll 2 lattice type (in particular, zirconium, scandium, titanium).
  • the positive effect is shown in Figure 1.
  • the silicon additive is contained in the alloy, the decomposition during homogenization annealing (at a constant temperature ⁇ ) occurs in a shorter time ( ⁇ ⁇ 2 ), on the other hand, with a similar time interval ( ⁇ 2 ) in the alloy with silicon, a similar effect of aging can be achieved at a lower temperature (Tj> T 2 ).
  • the alloys were prepared in an electric resistance furnace in graphite crucibles using the following charge materials: aluminum (99.99%), copper (99.9%), magnesium (99.90) and double ligatures (Al-lOMn, Al-10Zr, Al -2Sc, Al-10Fe, Al-l OCr, Al-12Si).
  • the number of phase components and the liquidus temperature (Ti) was calculated using the Thermo-Calc program (TTAL5 database). The choice of melting and casting temperatures was taken from the condition of Ti + 50 ° C.
  • the inventive compositions of the alloys were obtained using 2 methods: ingot technology and powder.
  • Ingots were obtained by gravitational filling casting into a metal mold and semi-continuous casting into a graphite crystallizer with cooling rates in the crystallization range of 20 and 50 K / s, respectively.
  • Powders were obtained by spraying in a nitrogen atmosphere. Depending on the particle size of the powder, the cooling rate was realized from 10 thousand K / s and above.
  • the deformation of the ingots was performed on a laboratory rolling mill and on a horizontal press with an initial temperature of 450 ° C. Extrusion was performed on a horizontal press with a maximum pressing force of 1000 tons.
  • the chemical composition was determined on an ARL4460 spectrometer.
  • the tensile test was performed on turned samples with an estimated length of 50 mm and a test speed of 10 mm / min. Electrical conductivity was evaluated by the eddy current method. Hardness was evaluated by the Brinell method (with a load of 62.5 kgf, a ball with a diameter of 2.5 mm and a dwell time of 30 seconds). All tests were performed at room temperature.
  • Alloys N ° 1 1 and 14 do not meet the requirements for the level of mechanical properties in contrast to alloy l 5. Most preferred for the production of rolled sheets is the composition of alloy 15.

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)
  • Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)

Abstract

Изобретение относится к области металлургии. Алюминиевый сплав содержит цирконий, железо, марганец, хром, скандий, опционально магний, кремний и, по меньшей мере, один эвтектикообразующий элемент, выбранный из группы, содержащей церий и кальций. При этом структура сплава представляет собой алюминиевую матрицу, преимущественно содержащую кремний и опционально магний, вторичные выделения фаз Al3(Zr,Sc) с решеткой типа Ll2 и с размером не более 20 нм, вторичные выделения Аl6Мn и Аl7Сг, и эвтектические фазы, содержащие железо, кальций и церий со средним размером частиц не более 1 мкм, при следующем соотношении фаз (масс. %): вторичные выделения Al3(Zr,Sc) - 0,5-1,0, вторичные выделения Аl6Мn - 2,0-3,0, эвтектические частицы, содержащие железо и, по меньшей мере, один элемент из группы, содержащей кальций и железо - 0,5-6,0, алюминиевая матрица -остальное.

Description

СПЛАВ НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИЯ
Область техники, к которой относится изобретение
Изобретение относится к области металлургии материалов на основе алюминия и может быть использовано для получения изделий (в том числе сварных конструкций), работающих в коррозионных средах (влажной атмосфере, пресной, морской воде и других коррозионных средах) под действием высоких нагрузок, в том числе при повышенных и криогенных температурах. Материал из сплава может быть получен в виде проката (плит, листов и тонколистового проката), прессованных профилей и труб, поковок, других деформированных полуфабрикатов, а также в виде порошков, чешуек, гранул и т.д. с последующей печатью конечных изделий. Предложенный сплав, прежде всего, ориентирован для использования в нагруженных элементах транспортных изделий, таких как летательные аппараты, корпуса катеров и других судов, верхние палубы, обшивка кузовных частей автотранспорта, цистерны автомобильного и железнодорожного транспорта, в том числе для перевозки химически активных веществ, для применения в пищевой промышленности и др.
Предшествующий уровень техники
Благодаря высокой коррозионной стойкости, свариваемости, высоким значениям относительного удлинения и способности работать при криогенных температурах деформируемые сплавы системы Al-Mg (5ххх серии) получили широкое применение для изделий, работающих в коррозионной среде, в частности предназначены для работы в морской и речной воде (водный транспорт, трубопроводы и др.), цистерны для транспортировки сжиженного газа и химически активных жидкостей. К главному недостатку сплавов 5ххх серии следует отнести низкий уровень прочностных свойств деформированных полуфабрикатов в отожженном состоянии, например, обычно предел текучести сплавов типа 5083 после отжига не превышает 150 МПа (Промышленные алюминиевые сплавы: Справ, изд. С.Г. Алиева, М.Б. Альтман, СМ. Амбарцумян и др. М.: Металлургия, 1984).
Одним из способов повышения прочностных характеристик в отожженном состоянии сплавов 5ххх является дополнительное легирование переходными металлами, среди которых наибольшее применение получили Zr и, в меньшей степени, Hf, V, Ег и некоторых других элементов. Принципиальной отличительной особенностью таких сплавов в этом случае, от других известных сплавов системы А1- Mg (типа 5083), является содержание в сплаве элементов формирующих дисперсоиды, в частности с решеткой типа Ll2. Совокупный эффект повышения прочностных свойств в этом случае достигается за счет твердорастворного упрочнения, прежде всего, магнием алюминиевого твердого раствора и присутствия в структуре различных вторичных фаз вторичных выделений, сформировавшихся при гомогенизационном (гетерогенизационном) отжиге.
Так, известен материал, разработанный компанией Alcoa (патент РФ 2431692). Сплав содержит (масс.%): магний 5,1-6,5 %, марганец 0,4-1,2%, цинк 0,45-1 ,5%, цирконий до 0,2%), хром до 0,3%, титан до 0,2%>, железо до 0,5%>, кремний до 0,4%, медь 0,002-0,25%), кальций до 0,01%, бериллий до 0,01%>, по крайней мере, один элемент из группы: бор, углерод, каждого до 0,06%, по крайней мере, один элемент из группы: висмут, свинец, олово, каждого до 0,1%, скандий, серебро, литий, каждого до 0,5%, ванадий, церий, иттрий каждого до 0,25%, по крайней мере, один элемент из группы: никель и кобальт, каждого до 0,25%, алюминий и неизбежные примеси- остальное. Среди недостатков данного сплава можно отметить относительно невысокий общий уровень прочностных свойств, что в некоторых случаях ограничивает применение. Наличие большого количества небольших добавок снижает темпы производства, что негативно отражается на производительности литейных агрегатов, а высокое содержание магния приводит к снижению технологичности и коррозионной стойкости.
Гораздо больший эффект повышения прочностных свойств, чем в сплавах типа 5083 реализуется при совместном содержании добавок скандия и циркония. В этом случае эффект достигается за счет образования гораздо большего количества вторичных выделений (с типичным размером 5-20 нм), стойких к высокотемпературному нагреву при деформационной обработке и последующему отжигу деформированных полуфабрикатов, что обеспечивает более высокий уровень прочностных характеристик. Так, известен материал на основе системы Al-Mg, легированный совместно добавками циркония и скандия, в частности ФГУП "ЦНИИ М "Прометей") был предложен материал, раскрытый в патенте на изобретение РФ 2268319 и известный как сплав 1575-1. Сплав характеризуется более высоким уровнем прочностных свойств, чем сплавы типа 5083 и 1565. Предложенный материал содержит (масс.%): магний 5,5-6,5%, скандий 0,10-0,20%, марганец 0,5-1,0%), хром 0,10-0,25%, цирконий 0,05-0,20, титан 0,02-0,15%, цинк 0,1-1 ,0%, бор 0,003-0,015%, бериллий 0,0002-0,005%, алюминий остальное. Среди недостатков материала следует выделить содержание большого количества магния, что в негативно отражается на технологичности при деформационной обработке, а также при наличии в конечной структуре фазы P-Al8Mg5 в некоторых случаях приводит к снижению коррозионной стойкости.
Известен также материал, описанный в патенте US6139653 компании Kaiser Aluminum. Сплав на основе системы Al-Mg-Sc дополнительно содержит элементы, выбранные из группы, включающей Hf, Mn, Zr, Си и Zn, в частности (масс.%): 1,0- 8,0%Mg, 0,05-0,6%Sc, а также 0,05-0,20%Hf и/или 0,05-0,20%Zr, 0,5-2,0%Cu и/или 0,5- 2,0%Zn. В частном исполнении материал может дополнительно содержать 0,1-0,8 масс.% Мп. Среди недостатков материала следует выделить относительно невысокие значения прочностных характеристик при содержании магния на нижнем пределе, а при содержании магния на верхнем пределе - низкую коррозионную стойкость и низкую технологичность при деформационной обработке. При этом, для обеспечения высокого уровня свойств необходима регламентация соотношения размера частиц, сформированных такими элементами как Sc, Hf, Мп и Zr.
Известен материал компании Aluminum Company Of America, описанный в патенте US5624632. Сплав на основе алюминия содержит (масс.%) 3-7% магния, 0,05- 0,2% циркония, 0,2-1 ,2% марганца, до 0,15% кремний и около 0,05-0,5% элементов, формирующих вторичные выделения, выбранные из группы: Sc, Er, Y, Cd, Ho, Hf, остальное алюминий и случайные элементы и примеси.
В качестве прототипа выбрано техническое решение, описанное в патенте US6531004 компании Eads Deutschland Gmbh, где предложен свариваемый устойчивый к коррозии материал, упрочненный за счет тройной фазы Al-Zr-Sc. Сплав содержит в основном (масс.%) следующие элементы: 5 до 6% магния, от 0,05 до 0,15% циркония, от 0,05 до 0,12% марганца, от 0,01 до 0,2% титана, от 0,05 до 0,5% в сумме скандия, тербия, и необязательно по меньшей мере один дополнительный элемент, выбранный из группы, состоящей из ряда лантаноидов, в которых скандий и тербий присутствуют в качестве обязательных элементов, и по меньшей мере одного элемента, выбранного из группы, включающей от 0,1 до 0,2% меди и от 0,1 до 0,4% цинка, алюминий остальное и неизбежные примеси не более 0,1% кремния. Среди недостатков данного материала следует выделить наличие редких и дорогих элементов. Кроме того, данный материал может быть недостаточно стойким к высокотемпературным нагревам при технологических нагревах. При этом основной общей проблемой для всех перечисленных сплавов является низкая технологичность при деформационной обработке, ввиду существенного упрочнения литого слитка при гомогенизационном (гетерогенизационном) отжиге.
Раскрытие сущности изобретения
Задачей изобретения является создание нового высокопрочного алюминиевого сплава, характеризующегося низкой стоимостью и совокупностью высокого уровня физико-механических характеристик, технологичности и коррозионной стойкости, в частности, высокого уровня механических свойств после отжига (временное сопротивления не ниже 400 МПа, предел текучести не ниже 300 МПа и относительное удлинение не ниже 15 %), высокой технологичности при деформационной обработке.
Техническим результатом является решение поставленной задачи с обеспечением высокой технологичности при деформационной обработке, за счет наличия эвтектических Fe-содержащих фаз сплава, при одновременном повышении механических свойств сплава, за счет образования компактных частиц фаз эвтектического происхождения и вторичного выделения Zr-содержащей фазы с кристаллической решеткой типа Ll2.
Решение поставленной задачи и достижение указанного технического результата обеспечивается тем, что предложен сплав алюминиевый сплав, содержащий цирконий, железо, марганец, хром, скандий, необязательно магний, при этом сплав содержит кремний и, по меньшей мере, один эвтектикообразующий элемент, выбранный из группы, содержащей церий и кальций, структура сплава представляет собой алюминиевую матрицу, преимущественно содержащую кремний и, необязательно, магний, вторичные выделения фаз Al3(Zr,Sc) с решеткой типа Ll2 и с размером не более 20 нм, вторичные выделения А16Мп и А17Сг, и эвтектические фазы, содержащие железо, кальций и церий со средним размером частиц не более 1 мкм, при следующем соотношении фаз (масс.%):
вторичные выделения Al3(Zr,Sc) - 0,5 - 1,0
вторичные выделения А16Мп - 2,0 - 3,0
эвтектические частицы, содержащие железо и по меньшей мере один элемент из группы, содержащей кальций и железо - 0,5 - 6
алюминиевая матрица - остальное
В частном исполнении сплав содержит элементы в следующем соотношении (масс.%):
Магний 4,0-5,8 Цирконий 0,08-0,17
Марганец 0,4-1 ,2
Хром 0,1 -0,2
Титан 0,04-0,2
Скандий 0,08-0,15
Церий 0,10-0,50
Алюминий и
неизбежные примеси остальное
Сущность изобретения
Для обеспечения достижения высокого уровня механических свойств, в том числе после отжига, было установлено, что структура алюминиевого сплава должна содержать максимально легированный алюминиевый раствор магнием и максимальное количество частиц вторичных выделений, в частности фаз А16Мп со средним размером до 200 нм, А17Сг со средним размером до 50 нм и частицы Al3(Zr,X), где элемент X - Ti и/или Sc с решеткой типа Ll2 со средним размером до 10 нм и средним межчастичным расстоянием не более 50 нм.
Эффект повышенного уровня прочностных свойств в этом случае достигается от совокупного положительного влияния твердорастворного упрочнения алюминиевого раствора за счет магния, и вторичных фаз, содержащих марганец, хром, цирконий, скандий и титана, стойких к высокотемпературному нагреву. При этом за счет дополнительного легирования сплава кремнием и/или германием снижается растворимость циркония, скандия и титана в алюминиевом растворе, увеличивая количество частиц вторичных выделений с размером до 10 нм, повышая эффективность упрочнения.
Обоснование заявляемых количеств легирующих компонентов, обеспечивающих достижение заданной структуры, в данном сплаве приведено ниже.
Магний в количестве 4,0-5,2 масс. % необходим для повышения общего уровня механических свойств за счет твердорастворного упрочнения. При содержании магния, выше 5,2 масс.%, влияние этого элемента будет сказываться на снижении технологичности при обработке давлением (например, при прокатке слитков), оказывая значимое негативное влияние на выход годного при деформации. Содержание ниже 4 масс. % не обеспечит минимально необходимый уровень прочностных характеристик.
Цирконий, скандий и титан в количествах 0,08-0,50 масс. %, 0,05-0,15 масс. % и 0,04-0,2 масс. % соответственно, необходимы для достижения заданного уровня прочностных свойств за счет дисперсионного твердения с образованием вторичных выделений метастабильных фаз с кристаллической решеткой типа Ll2 Al3Zr с и/или Al3(Zr,X), где X — Ti или Sc. В общем виде цирконий, скандий и титан перераспределяются между алюминиевой матрицей и вторичными выделениями метастабильной фазы Al3Zr с решеткой типа Ll2.
При концентрациях циркония в сплаве выше 0,50 масс. % требуется использование повышенных температур приготовления расплава, что в некоторых случаях технически не реализуемо в условиях промышленного приготовления расплава.
В случае использования стандартных режимов литья при содержании циркония выше 0,50 масс. % возможно формирование в структуре первичных кристаллов фазы с решеткой типа D023, что является недопустимым.
Содержание циркония, скандия и титана ниже заявленного уровня не обеспечит минимально необходимый уровень прочностных характеристик ввиду недостаточного количества вторичных выделений метастабильных фаз с решеткой типа Ll2.
Хром в количестве 0,1-0,4 масс. % необходим для повышения общего уровня механических свойств за счет дисперсионного твердения с образованием вторичной фазы А17Сг. При содержании хрома, выше заявленного содержания, влияние этого элемента будет сказываться на снижении технологичности при обработке давлением (например, при прокатке слитков), оказывая значимое негативное влияние на выход годного при деформации. Содержание ниже 0,1 масс. % не обеспечит минимально необходимый уровень прочностных характеристик.
Марганец в количестве 0,4-1,2 масс. % необходим для повышения общего уровня механических свойств за счет дисперсионного твердения с образованием вторичной фазы А16Мп. При содержании марганца, выше заявленного содержания, влияние этого элемента будет сказываться на снижении технологичности при обработке давлением (например, при прокатке слитков), за счет возможного формирования соответствующих первичных кристаллов, оказывая значимое негативное влияние на выход годного при деформации. Содержание ниже 0,4 масс. % не обеспечит минимально необходимый уровень прочностных характеристик.
Кремний в заявляемых количествах в первую очередь необходим для ускорения распада пересыщенного алюминиевого твердого раствора. Аналогичным эффектом снижения растворимости элементов, формирующих при отжиге вторичные выделения типом решетки Ll2 (в частности цирконий, скандий, титан). Схематично положительное влияние показано на фигуре 1. Так, с одной стороны, в случае содержания в сплаве добавки кремния распад при гомогенизационном отжиге (при постоянной температуре Τχι) происходит за более короткое время (τι<τ2), с другой стороны, при аналогичном временном интервале (τ2) в сплаве с кремнием аналогичный эффект старения может быть достигнут при более низкой температуре (Tj>T2).
Конкретные временные значения зависит от соотношения легирующих элементов.
Примеры осуществления изобретения
Сплавы были приготовлены в электрической печи сопротивления в графитовых тиглях использованием следующих шихтовых материалов: алюминий (99,99 %), меди (99,9 %), магния (99,90) и двойных лигатур (Al-lOMn, Al-10Zr, Al-2Sc, Al-10Fe, Al- l OCr, Al-12Si). Количество фазовых составляющих и температуру ликвидус (Ti) рассчитывали с использованием программы Thermo-Calc (база данных TTAL5). Выбор температуры плавки и литья принимали из условия Ti + 50 °С.
Заявляемые составы сплавов получали с применением 2-х способов: слитковая технология и порошковая. Слитки получали гравитационным наполнительным литьем в металлическую форму и полунепрерывным литьем в графитовый кристаллизатор со скоростями охлаждения в интервале кристаллизации 20 и 50 К/с соответственно. Порошки получали методом распыления в среде азота. В зависимости от размера частиц пороша скорость охлаждения реализовывалась от 10 тыс. К/с и выше.
Деформацию слитков выполняли на лабораторном прокатном стане и на горизонтальном прессе при начальной температуре заготовок 450 °С. Экструзию выполняли на горизонтальном прессе с максимальным усилием прессования 1000 т.
Химический состав определяли на спектрометре ARL4460.
Испытание на разрыв проводили на точеных образцах с расчетной длиной 50 мм и скоростью испытания 10 мм/мин. Электрическую проводимость оценивали методом вихревых токов. Твердость оценивали методом Бринелля (при нагрузке 62,5 кгс, шарик диаметром 2,5 мм и время выдержки 30 сек). Все испытания проводились при комнатной температуре.
ПРИМЕР 1
В лабораторных условиях были получены 10 экспериментальных сплавов в виде плоских слитков. Химический состав приведен в таблице 1. Структура сплавов в литом состоянии представляла собой алюминиевый раствор на фоне которой были расположены эвтектические фазы, содержащие железо и церий. Первичных кристаллов типа D023 обнаружено не было. Влияния кремния на упрочнение экспериментальных сплавов проводили оценке по изменению твердости (НВ) при ступенчатом отжиге начиная с 300 °С до 450 °С ,шагом 50 °С с продолжительностью до 3 ч на каждой ступени. Результаты измерения твердости приведены на фиг.2
Таблица 1. Химический состав экспериментальных сплавов.
Figure imgf000009_0001
Из анализа полученных результатов следует, что значимое упрочнение (за значимое упрочнение принято изменение твердости более чем на 20 НВ) наблюдается у сплавов, для которых сумма Zr+2*Sc > 0,4.
Из представленных результатов следует, что при прочих равных условиях, более высокий уровень упрочнения, в том числе и темп упрочнения (по изменению твердости) наблюдается в сплавах, содержащих добавку кремния. Анализ тонкой структуры состава 2 и 3 показывает, что количество частиц со структурой типа Ll2 в сплаве 3 не менее чем на 30 % выше чем в сплаве 2 (начиная уже с 350 °С).
Такое влияние кремния можно объяснить тем, что в присутствии кремния происходит смещение линии начала распада пересыщенного цирконием и/или скандием алюминиевого твердого левее относительно линии начала распада сплавов без добавки кремния (фиг. 1).
Наиболее предпочтительной концентрацией является содержание кремния на уровне 0,14 масс.%. ПРИМЕР 2
В лабораторных условиях были получены 6 экспериментальных составов сплава в виде листового проката толщиной 0,8 мм. Химический состав приведен в таблице 2.
Таблица 2. Химический состав экспериментальных сплавов.
Figure imgf000010_0001
При деформационной обработке у сплавов Ν°12, Ν° 13 и 16 наблюдались трещины на кромках при прокатке. При сравнении сплавов Ν°12 и 15 при сравнительно одинаковых концентрациях легирующих элементов, кроме содержания церия, то у сплава Ν°15 отсутствовали трещины при прокатке, что объясняется наличием эвтектической фазы, способствующей более равномерной деформации и как следствие исключения трещин при тонколистовой прокатке. Однако при более высокой концентрации магния, даже при наличии эвтектической составляющей не исключает появление трещин.
Результаты механических испытаний на разрыв сплавов 1 1 , 14 и 15 приведены в таблице 3. Испытания проводили после отжига листов при 350 °С, в течение 3 часов
Таблица 3. Механические свойства на разрыв.
Ν° сплава ав, МПа σ0,2 МПа δ, %
1 1 374 204 17
14 388 208 17
15 430 298 13 Сплавы N° 1 1 и 14 не удовлетворяют требованиям по уровню механических свойств в отличие от сплава l 5. Наиболее предпочтительным для получения тонколистового проката является состав сплава 15.
ПРИМЕР 3
В лабораторных условиях из сплава l 5 (табл. 2) и сплава, химический состав которого приведен в таблице 4, были получены образцы в виде слитков и порошка для 4 скоростей охлаждения, прежде всего для оценки размеров структурных составляющих эвтектических фаз и наличие/отсутствие первичных кристаллов.
Таблица 4. Химический состав экспериментального сплава.
Figure imgf000011_0001
Таблица 5. Параметры структуры экспериментальных сплавов.
Скорость Номер сплава
охлаждения, К/с 15 17
Средний размер Fe-
Более 10 -
Менее 1 содержащих фаз, мкм
Наличие D023 + -
10 Средний размер Fe-
3 - содержащих фаз, мкм
Наличие D023 отсутствуют -
100 Средний размер Fe-
1,5 - содержащих фаз, мкм
Наличие D023 отсутствуют -
100 000 Средний размер Fe-
- Менее 1 содержащих фаз, мкм
Наличие D023 отсутствуют отсутствуют

Claims

ФОРМУЛА ИЗОБРЕТЕНИЯ
1. Алюминиевый сплав, содержащий цирконий, железо, марганец, хром, скандий, опционально магний, отличающийся тем, что сплав содержит кремний и, по меньшей мере, один эвтектикообразующий элемент, выбранный из группы, содержащей церий и кальций, при этом структура сплава представляет собой алюминиевую матрицу, преимущественно содержащую кремний и опционально магний, вторичные выделения фаз Al3(Zr,Sc) с решеткой типа Ll2 и с размером не более 20 нм, вторичные выделения А16Мп и А17Сг, и эвтектические фазы, содержащие железо, кальций и церий со средним размером частиц не более 1 мкм, при следующем соотношении фаз (масс.%):
вторичные выделения Al3(Zr,Sc) 0,5-1,0
вторичные выделения А16Мп 2,0-3,0
эвтектические частицы, содержащие железо и по меньшей мере один элемент из группы, содержащей кальций и железо 0,5-6,0
алюминиевая матрица остальное.
2. Сплав по п. 1 , отличающийся тем, что расстояние между частицами фаз Al3(Zr,X) вторичных выделений составляет не более 50 нм.
3. Сплав по п. 1, отличающийся тем, что концентрация кремния подобрана из условия повышения твердости сплава после отжига не менее, чем на 20 НВ при содержании кремния до 0,3 масс.%.
4. Сплав по п. 1 , отличающийся тем, что концентрации циркония, скандия и титана выбрана из условия: Zr + Sc*2 + Ti > 0,4 масс.%.
5. Сплав по любому из п. п. 1-4, отличающийся тем, что цирконий содержится в количестве от 0,10 до 0,50 масс.%.
6. Сплав по любому из п.п. 1-4, отличающийся тем, что содержит железо в количестве от 0,10 до 0,30 масс.%.
7. Сплав по любому из п.п. 1-4, отличающийся тем, что марганец содержится в количестве от 0,40 до 1 ,5 масс.%.
8. Сплав по любому из п.п. 1-4, отличающийся тем, что хром содержится в количестве от 0,15 до 0,6 масс.%.
9. Сплав по любому из п.п. 1-4, отличающийся тем, что магний содержится в количестве от 2,0 до 5,2 масс.%.
10. Сплав по любому из п.п. 1-4, отличающийся тем, что скандий содержится в количестве от 0,09 до 0,25 масс.%.
1 1. Сплав по любому из п.п. 1-4, отличающийся тем, что титан содержится в количестве от 0,02 до 0,10 масс.%.
12. Сплав по любому из п.п. 1-4, отличающийся тем, что кремний содержится в количестве от 0,10 до 0,50 масс.%.
13. Сплав по любому из п.п. 1-4, отличающийся тем, что церий содержится в количестве от 0,10 до 5,0 масс.%.
14. Сплав по любому из п.п. 1-4, отличающийся тем, что кальций содержится в количестве от 0,10 до 2,0 масс.%.
15. Сплав по п. 1 , отличающийся тем, что не содержит магний.
PCT/RU2017/000439 2017-06-21 2017-06-21 Сплав на основе алюминия Ceased WO2018236241A1 (ru)

Priority Applications (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP17915161.8A EP3643801A4 (en) 2017-06-21 2017-06-21 ALUMINUM BASED ALLOY
KR1020227044488A KR102541307B1 (ko) 2017-06-21 2017-06-21 알루미늄 합금
PCT/RU2017/000439 WO2018236241A1 (ru) 2017-06-21 2017-06-21 Сплав на основе алюминия
KR1020197038553A KR20200030035A (ko) 2017-06-21 2017-06-21 알루미늄 합금
JP2019570556A JP7229181B2 (ja) 2017-06-21 2017-06-21 アルミニウム系合金
RU2018102056A RU2683399C1 (ru) 2017-06-21 2017-06-21 Сплав на основе алюминия
US16/724,114 US11168383B2 (en) 2017-06-21 2019-12-20 Aluminum-based alloy
JP2022076649A JP2022115991A (ja) 2017-06-21 2022-05-06 アルミニウム系合金

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/RU2017/000439 WO2018236241A1 (ru) 2017-06-21 2017-06-21 Сплав на основе алюминия

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
US16/724,114 Continuation US11168383B2 (en) 2017-06-21 2019-12-20 Aluminum-based alloy

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2018236241A1 true WO2018236241A1 (ru) 2018-12-27

Family

ID=64737775

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/RU2017/000439 Ceased WO2018236241A1 (ru) 2017-06-21 2017-06-21 Сплав на основе алюминия

Country Status (6)

Country Link
US (1) US11168383B2 (ru)
EP (1) EP3643801A4 (ru)
JP (2) JP7229181B2 (ru)
KR (2) KR20200030035A (ru)
RU (1) RU2683399C1 (ru)
WO (1) WO2018236241A1 (ru)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20220168811A1 (en) * 2020-12-01 2022-06-02 Airbus Defence and Space GmbH Aluminium alloy and process for additive manufacture of lightweight components
CN116162826A (zh) * 2023-02-28 2023-05-26 芜湖舜富精密压铸科技有限公司 一种非热处理型高强韧压铸铝合金及其制备方法
US12139778B2 (en) 2021-09-30 2024-11-12 Airbus Sas Aluminium-nickel alloy for manufacturing a heat conducting part, such as a heat exchanger
CN120505546A (zh) * 2025-05-28 2025-08-19 运城康道合金科技有限公司 一种高强高导电率铝合金挤压件及其制备方法

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020003666A1 (ja) * 2018-06-28 2020-01-02 株式会社アルバック アルミニウム合金ターゲット及びその製造方法
DE102019209458A1 (de) * 2019-06-28 2020-12-31 Airbus Defence and Space GmbH Cr-reiche Al-Legierung mit hoher Druck- und Scherfestigkeit
RU2714564C1 (ru) * 2019-08-15 2020-02-18 Общество с ограниченной ответственностью "Объединенная Компания РУСАЛ Инженерно-технологический центр" Литейный алюминиевый сплав
RU2716566C1 (ru) * 2019-12-18 2020-03-12 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Способ получения деформированных полуфабрикатов из алюминиево-кальциевого композиционного сплава
JP7273174B2 (ja) 2019-12-27 2023-05-12 オブシュチェストボ・エス・オグラニチェノイ・オトベツトベノスティウ“オベディネナヤ・コンパニヤ・ルサール・インツェネルノ－テフノロギチェスキー・ツェントル” アルミニウム系合金
RU2745595C1 (ru) * 2020-09-16 2021-03-29 Общество с ограниченной ответственностью "Институт легких материалов и технологий" Литейный алюминиевый сплав
KR102539804B1 (ko) * 2020-10-27 2023-06-07 한국생산기술연구원 알루미늄 합금 및 이의 제조방법
CA3199309A1 (en) * 2020-11-24 2022-06-02 Cagatay Yanar Improved 5xxx aluminum alloys
KR102578420B1 (ko) 2021-03-19 2023-09-14 덕산산업주식회사 극저온 용융알루미늄 도금 강재 및 그 제조방법
CN113957298B (zh) * 2021-10-26 2022-04-08 山东省科学院新材料研究所 一种低残余应力金刚石颗粒增强铝基复合材料的制备方法
CN115679164B (zh) * 2022-11-23 2023-12-01 中铝材料应用研究院有限公司 5xxx铝合金及其制备方法
CN116287817B (zh) * 2023-02-09 2023-10-13 江苏同生高品合金科技有限公司 一种含铈元素的高强度合金锭及其加工工艺

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3989548A (en) * 1973-05-17 1976-11-02 Alcan Research And Development Limited Aluminum alloy products and methods of preparation
US5624632A (en) 1995-01-31 1997-04-29 Aluminum Company Of America Aluminum magnesium alloy product containing dispersoids
US6139653A (en) 1999-08-12 2000-10-31 Kaiser Aluminum & Chemical Corporation Aluminum-magnesium-scandium alloys with zinc and copper
US6531004B1 (en) 1998-08-21 2003-03-11 Eads Deutschland Gmbh Weldable anti-corrosive aluminium-magnesium alloy containing a high amount of magnesium, especially for use in aviation
RU2268319C1 (ru) 2004-05-20 2006-01-20 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") Деформируемый термически неупрочняемый сплав на основе алюминия
RU2431692C1 (ru) 2010-06-18 2011-10-20 Закрытое акционерное общество "Алкоа Металлург Рус" Сплав на основе алюминия и изделие, выполненное из этого сплава
EP2787094A1 (en) * 2011-12-02 2014-10-08 UACJ Corporation Aluminum alloy material and aluminum alloy structure and production process therefor
RU2570264C2 (ru) * 2010-04-07 2015-12-10 Райнфельден Эллойз Гмбх & Ко. Кг Алюминиевый сплав для литья под давлением
WO2016144836A1 (en) * 2015-03-06 2016-09-15 NanoAl LLC. High temperature creep resistant aluminum superalloys

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0995750A (ja) * 1995-09-30 1997-04-08 Kobe Steel Ltd 耐熱性に優れたアルミニウム合金
EP1158063A1 (en) * 2000-05-22 2001-11-28 Norsk Hydro A/S Corrosion resistant aluminium alloy
US7998402B2 (en) * 2005-08-16 2011-08-16 Aleris Aluminum Koblenz, GmbH High strength weldable Al-Mg alloy
WO2007080938A1 (ja) * 2006-01-12 2007-07-19 Furukawa-Sky Aluminum Corp. 高温高速成形用アルミニウム合金材及びその製造方法、並びにアルミニウム合金成形品の製造方法
JP4996854B2 (ja) * 2006-01-12 2012-08-08 古河スカイ株式会社 高温高速成形用アルミニウム合金材及びその製造方法、並びにアルミニウム合金成形品の製造方法
EP2546373A1 (en) * 2011-07-13 2013-01-16 Aleris Aluminum Koblenz GmbH Method of manufacturing an Al-Mg alloy sheet product
EP2653579B1 (de) * 2012-04-17 2014-10-15 Georg Fischer Druckguss GmbH & Co. KG Aluminium-Legierung
DE102012011161B4 (de) * 2012-06-05 2014-06-18 Outokumpu Vdm Gmbh Nickel-Chrom-Aluminium-Legierung mit guter Verarbeitbarkeit, Kriechfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit
CN104294111B (zh) * 2013-07-16 2016-06-01 大力神铝业股份有限公司 一种运煤敞车用铝合金板材的制造方法
US9945018B2 (en) * 2014-11-26 2018-04-17 Honeywell International Inc. Aluminum iron based alloys and methods of producing the same

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3989548A (en) * 1973-05-17 1976-11-02 Alcan Research And Development Limited Aluminum alloy products and methods of preparation
US5624632A (en) 1995-01-31 1997-04-29 Aluminum Company Of America Aluminum magnesium alloy product containing dispersoids
US6531004B1 (en) 1998-08-21 2003-03-11 Eads Deutschland Gmbh Weldable anti-corrosive aluminium-magnesium alloy containing a high amount of magnesium, especially for use in aviation
US6139653A (en) 1999-08-12 2000-10-31 Kaiser Aluminum & Chemical Corporation Aluminum-magnesium-scandium alloys with zinc and copper
RU2268319C1 (ru) 2004-05-20 2006-01-20 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") Деформируемый термически неупрочняемый сплав на основе алюминия
RU2570264C2 (ru) * 2010-04-07 2015-12-10 Райнфельден Эллойз Гмбх & Ко. Кг Алюминиевый сплав для литья под давлением
RU2431692C1 (ru) 2010-06-18 2011-10-20 Закрытое акционерное общество "Алкоа Металлург Рус" Сплав на основе алюминия и изделие, выполненное из этого сплава
EP2787094A1 (en) * 2011-12-02 2014-10-08 UACJ Corporation Aluminum alloy material and aluminum alloy structure and production process therefor
WO2016144836A1 (en) * 2015-03-06 2016-09-15 NanoAl LLC. High temperature creep resistant aluminum superalloys

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
S. G. ALIEVAM. B. ALTMANS. M. AMBARTSUMYAN ET AL.: "Metallurgiya", 1984

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20220168811A1 (en) * 2020-12-01 2022-06-02 Airbus Defence and Space GmbH Aluminium alloy and process for additive manufacture of lightweight components
US12139778B2 (en) 2021-09-30 2024-11-12 Airbus Sas Aluminium-nickel alloy for manufacturing a heat conducting part, such as a heat exchanger
CN116162826A (zh) * 2023-02-28 2023-05-26 芜湖舜富精密压铸科技有限公司 一种非热处理型高强韧压铸铝合金及其制备方法
CN120505546A (zh) * 2025-05-28 2025-08-19 运城康道合金科技有限公司 一种高强高导电率铝合金挤压件及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP7229181B2 (ja) 2023-02-27
US20200140976A1 (en) 2020-05-07
EP3643801A4 (en) 2020-11-11
EP3643801A1 (en) 2020-04-29
JP2020524744A (ja) 2020-08-20
RU2683399C1 (ru) 2019-03-28
KR20230004934A (ko) 2023-01-06
KR20200030035A (ko) 2020-03-19
US11168383B2 (en) 2021-11-09
KR102541307B1 (ko) 2023-06-13
JP2022115991A (ja) 2022-08-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2018236241A1 (ru) Сплав на основе алюминия
KR101971846B1 (ko) 다이 캐스팅 합금
CA3021397A1 (en) Die casting alloy
US12344919B2 (en) Aluminum-based alloy
Dhinakar et al. Iron reduction in 356 secondary aluminum alloy by Mn and Cr addition for sediment separation
RU2673593C1 (ru) Высокопрочный сплав на основе алюминия
RU2163938C1 (ru) Коррозионно-стойкий сплав на основе алюминия, способ получения полуфабрикатов и изделие из него
WO2022060253A1 (ru) Литейный алюминиевый сплав
JP2004162090A (ja) 耐熱性マグネシウム合金
Fechner et al. Development of a magnesium secondary alloy system for mixed magnesium post-consumer scrap
RU2699422C1 (ru) Деформируемый алюминиево-кальциевый сплав
Risonarta et al. The Influence of Iron Concentration on the Mechanical Properties of A356 Al Alloy for Car Rims Application
RU2800435C1 (ru) Сплав на основе алюминия
JP6122932B2 (ja) 高靭性アルミニウム合金鋳物
KR20080085664A (ko) 소성 가공용 마그네슘 합금 및 마그네슘 합금 소성가공부재
Mizutani et al. Features and Vehicle Application of Heat Resistant Die Cast Magnesium Alloy
Kawabata et al. Influence of aluminum content on corrosion resistance of Mg-Al alloys containing copper and zinc
WO2024117936A1 (ru) Сплав на основе алюминия
Mg-Al ALLOYS Hiroyuki Kawabata¹, Naohisa Nishino¹, Tsuyoshi Seguchi², Yoshikazu Genma²
BR112021005581B1 (pt) Liga de alumínio
KR20250170047A (ko) 니켈계 합금
Poddar et al. Calculation of internal back stress of different gravity-die cast Mg-alloys during creep deformation
Abdulwahab et al. EFFECT OF ISOTHERMAL TREATMENT ON MICROSTRUCTURE OF SODIUM-MODIFIED A356. 0-TYPE Al-Si-Mg ALLOY
Mulyanto et al. Arwin Arwin, Lilis Yuliati, Agung Sugeng Widodo

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 17915161

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019570556

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017915161

Country of ref document: EP

Effective date: 20200121