CN103361519B - 汽车用铝合金锻造材及其制造方法 - Google Patents

汽车用铝合金锻造材及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN103361519B
CN103361519B CN201310106436.4A CN201310106436A CN103361519B CN 103361519 B CN103361519 B CN 103361519B CN 201310106436 A CN201310106436 A CN 201310106436A CN 103361519 B CN103361519 B CN 103361519B
Authority
CN
China
Prior art keywords
quality
forging
crystallisate
extrusion
forging material
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.)
Expired - Fee Related
Application number
CN201310106436.4A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103361519A (zh
Inventor
堀雅是
稻垣佳也
中井学
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.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
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 Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Publication of CN103361519A publication Critical patent/CN103361519A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103361519B publication Critical patent/CN103361519B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/05—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
    • 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
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C22C21/04—Modified aluminium-silicon alloys
    • 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
    • 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

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)
  • Forging (AREA)

Abstract

本发明提供一种既维持良好的耐腐蚀性，抗拉强度也优异的汽车用铝合金锻造材及其制造方法。一种汽车用铝合金锻造材及其制造方法，其由如下铝合金构成，该铝合金含有Mg：0.6～1.2质量％、Si：0.7～1.5质量％、Fe：0.1～0.5质量％、Ti：0.01～0.1质量％、Mn：0.3～1.0质量％，还含有从Cr：0.1～0.4质量％和Zr：0.05～0.2质量％中选择的至少任意一个，Cu：限制在0.1质量％以下和Zn：限制在0.05质量％以下，氢量：0.25ml/100gAl以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，其特征在于，结晶物的最大当量圆直径为8μm以下，结晶物的面积率为3.6％以下，抗拉强度为420MPa以上。

Description

汽车用铝合金锻造材及其制造方法
技术领域
本发明涉及适用于汽车用底盘构件和结构构件等的汽车用铝合金锻造材及其制造方法。
背景技术
一直以来，在车辆、船舶、飞机、摩托车或汽车等的运输用车辆的结构构件中，使用的是JIS规格或AA规格所规定的6000系(Al-Mg-Si系)等的铝合金(以下简略表述为“Al合金”。)。该6000系铝合金，耐腐蚀性比较优异，另外废料能够作为6000系铝合金熔解原料再利用，从再循环性这一点出发也优异。
另外，在汽车用结构构件中，从制造成本的削减和加工成复杂形状零件的观点出发，使用铝合金铸造材和铝合金锻造材。在这些要求高强度、高韧性等的机械的性质的结构构件中，例如，在上臂、下臂等的汽车用底盘构件中，主要使用铝合金锻造材。然后，这些铝合金锻造材其制造是在对于铝合金铸造材进行均质化热处理后，进行机械锻造、液压锻造等的热锻，之后再实施固溶处理、淬火处理和人工时效处理(以下也仅称为时效处理)等的调质处理。
近年来，在这些汽车用结构构件中，由于低油耗、低CO2排放的要求提高，所以产生进一步的轻量化、薄壁化的必要性。历来在这些用途中，虽然使用6061和6151等的6000系铝合金锻造材，但在强度这一点上，性能方面并不充分。另外，作为汽车用，为了能够在实用上用于各种用途，也需要具有耐腐蚀性。
因此，例如，在专利文献1中公开有一种由6000系的Al合金构成，强度、韧性优异的Al合金挤压材。
【先行技术文献】
【专利文献】
【专利文献1】特开2007-177308号公报
然而，专利文献1所述的Al合金挤压材，Cu的含量比较高，虽然强度高，但是推定耐腐蚀性的水平低。
发明内容
本发明鉴于上述的情况而形成，其课题在于，提供一种既维持良好的耐腐蚀性，抗拉强度又优异的汽车用铝合金锻造材及其制造方法。
因此，本发明者们为了实现铝合金锻造材的抗拉强度的进一步提高，在组成和制造条件的两方面进行了有效的手段的研究。
抗拉强度与Al合金锻造材内部的微观的结晶形态密切相关。特别是若在锻造材中存在的再结晶部分的比率大，则容易成为破坏现象的起点，因此带来抗拉强度的降低。因此需要使再结晶部分不要产生，或者即使产生也不变大。
在现有的制造方法中，挤压加工这样的工序不过是专门用于调整锻造品的形状的一个手法。但是，本发明者们针对在锻造铸造品之前进行挤压加工，使其挤压比发生各种变化的情况，研究抗拉特性。其结果发现，对应挤压比的增大，抗拉强度增大至预期之上。作为一个原因，认为是由于在微观的结晶结构中，发生沿挤压方向取向的结构变化。
此外本发明者们还认为，这是由于通过以高倍率对于铸造品进行挤压加工，存在于铸造品中的结晶物的形态发生巨大变形，结晶物被破坏，或者被微细化，结晶结构的变质等发生。如果是以往，则结晶物成为结晶化的核而使再结晶得到促进，但是因为这样的结晶物的微细化和质的变化发生，所以再结晶受到抑制，推测这会带来抗拉强度的意想不到的提高。
此外，不仅挤压加工的挤压条件，而且均质化热处理工序中的温度、时间、冷却速度，锻造工序中的结束温度，挤压工序前后的加热工序等，也同样带来抗拉强度的提高，本发明者们也进行了关于这些条件的研究。
另一方面，以挤压加工为前提时，对于适合于挤压加工的合金组成也加以研究。一般为了提高抗拉强度，除了Mg和Si这样基本的赋予强度的成分以外，添加Cu和Zn也有效。但是却发现，因为Cu和Zn使耐腐蚀性大大降低，所以使含量增加有困难。因此，使Cu和Zn的含量极力减少，取而代之的是，以规定量含有Mn等过渡性元素和Fe，通过控制结晶物的粒径和面积率来抑制再结晶，从而既能够维持耐腐蚀性，又能够达成优异的抗拉强度。
即，本发明根据基于上述各种研究得出的新结论，通过进行挤压加工这一工序，使特定的制造条件和特定的组成加以组合，从而成功地取得了兼备一直以来难以达成的高水平的抗拉强度和耐腐蚀性的Al合金锻造材。
为了解决所述课题，本发明的汽车用铝合金锻造材，其特征在于，由如下铝合金构成，其含有Mg：0.6～1.2质量％、Si：0.7～1.5质量％、Fe：0.1～0.5质量％、Ti：0.01～0.1质量％、Mn：0.3～1.0质量％，还含有从Cr：0.1～0.4质量％和Zr：0.05～0.2质量％中选择的至少任意一个，Cu：限制在0.1质量％以下和Zn：限制在0.05质量％以下，氢量：0.25ml/100gAl以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，在此铝合金锻造材中，结晶物的最大当量圆直径为8μm以下，结晶物的面积率为3.6％以下，抗拉强度为420MPa以上。
根据所述构成，通过规定量含有Si、Mg和Fe，以及比较大量地含有过渡性元素，特别是比较大量地含有Mn，锻造材的结晶组织得到微细化，使抗拉强度提高。另外通过将Cu和Zn的含量限制在特定的数值以下，晶界腐蚀敏感性变得迟钝，可以保持耐腐蚀性能。
此外，本发明的汽车用铝合金锻造材，通过控制结晶结构，使结晶物的最大当量圆直径在8μm以下，使结晶物的面积率在3.6％以下，从而达成420MPa以上的抗拉强度。
另外，本发明的汽车用铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，按顺序包括如下工序：以铸造温度700～780℃熔解/铸造所述铝合金的铸锭的熔解/铸造工序；以1.0℃/分钟以上的速度升温所述铸锭，以470～560℃进行3～12小时均质化热处理，以2.5℃/分钟以上冷却至300℃以下的均质化热处理工序；以500～560℃加热经所述均质化热处理的铸锭0.75小时以上的加热工序；以挤压温度450～540℃、挤压比15～25、挤压速度1～15m/分对经所述加热的铸锭进行挤压加工的挤压工序；对于经所述挤压加工的成形品以500～560℃加热0.75小时以上的加热工序；以450～560℃的锻造开始温度、400℃以上的锻造结束温度对于所述加热的挤压加工成形品进行锻造而得到规定的形状的锻造材的锻造工序；以500～560℃对于所述锻造材进行3～8小时固溶处理的固溶处理工序；在60℃以下对于经所述固溶处理的锻造材进行淬火的淬火工序；以160～220℃对于经过所述淬火的锻造材进行3～12小时人工时效处理的人工时效处理工序。
如此，本发明的汽车用铝合金锻造材的制造方法，通过精密地控制各个工序的条件，可以制造出在锻造体内部的微细构造中，结晶物的最大当量圆直径在8μm以下，结晶物的面积率在3.6％以下，具有420MPa以上的抗拉强度的锻造材。
本发明的汽车用铝合金锻造材，既维持着耐腐蚀性，抗拉强度、0.2％屈服强度和延伸率也优异。另外本发明的汽车用铝合金锻造材的制造方法，能够制造既维持耐腐蚀性，抗拉强度也优异的汽车用铝合金锻造材。
附图说明
图1是表示本发明的汽车用铝合金锻造材的制造方法的工序的流程图。
图2是模式化地表示实施例/比较例记述的评价用试验片的提取位置和结晶物的测量位置的图。
图3是表示实施例/比较例记述的耐应力腐蚀裂纹性评价用试验片(SCC试验用C环)的尺寸的图。
图4是铝合金锻造材截面的显微组织观察呈现的结晶物的状况照片。
图5是表示特定的制造工序后的铝合金材截面的显微组织观察呈现的结晶物的状况的照片。
图6是表示挤压比所对应的抗拉强度的图。
符号说明
S；本发明的汽车用铝合金锻造材的制造方法的工序
S1；熔解/铸造工序
S2；均质化热处理工序
S3；加热工序
S4；挤压工序
S5；加热工序
S6；锻造工序
S7；固溶处理工序
S8；淬火工序
S9；人工时效处理工序
具体实施方式
以下，对于本发明的汽车用铝合金锻造材及其制造方法进行详细地说明。首先，对于本发明的铝合金进行说明。
本发明的铝合金，其含有Mg：0.6～1.2质量％、Si：0.7～1.5质量％、Fe：0.1～0.5质量％、Ti：0.01～0.1质量％、Mn：0.3～1.0质量％，还含有从Cr：0.1～0.4质量％和Zr：0.05～0.2质量％中选择的至少任意一个，Cu：限制在0.1质量％以下和Zn：限制在0.05质量％以下，氢量：0.25ml/100gAl以下，余量由Al和不可避免的杂质构成。
以下，对于构成本发明的铝合金的各元素的含量进行说明。
(Mg：0.6～1.2质量％)
Mg经过人工时效处理，与Si一起作为Mg2Si(β’相)析出，是在作为最终制品的铝合金锻造材的使用时，用于赋予其高强度(屈服强度)的必须的元素。Mg的含量低于0.6质量％时，时效硬化量降低。另一方面，若Mg的含量超过1.2质量％，则强度(屈服强度)变得过高，阻碍铸锭的锻造性。另外，在固溶处理后的淬火途中，容易析出大量的Mg2Si，存在于晶界上的Mg2Si和Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系结晶物的平均粒径无法变小，无法加大这些结晶物彼此的平均间隔。作为标准，期望Mg2Si和Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系结晶物的平均粒径为1.2μm以下，结晶物之间的平均间隔为3.0μm以上。Mg的含量优选为0.7～1.1质量％的范围，更优选为0.8～1.0质量％的范围。
(Si：0.7～1.5质量％)
Si经过人工时效处理，与Mg一起作为Mg2Si(β’相、β”相)析出，是在作为最终制品的铝合金锻造材的使用时，用于赋予其高强度(屈服强度)的必须的元素。Si的含量低于0.7质量％时，经人工时效得不到充分的强度。另一方面，若Si的含量超过1.5质量％，则在铸造时和固溶处理后的淬火途中，粗大的单体Si粒子结晶和析出，使耐腐蚀性和韧性降低。另外，若Si变得过剩，则不能加大存在于晶界上的Mg2Si和Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系结晶物的结晶物之间的平均间隔。因此，与后述的Mg的情况同样，使铝合金锻造材的耐腐蚀性和韧性降低。
此外，若Si的含量超过1.5质量％，则铝合金锻造材的延伸率变低等，也阻碍加工性。作为标准，期望Mg2Si和Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系结晶物的平均粒径为1.2μm以下，结晶物之间的平均间隔为3.0μm以上。在此，关于Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系结晶物的平均粒径和平均间隔的知识，记述于本申请人的申请的特开2001-107168号公报。Si的含量优选为0.9～1.4质量％的范围，更优选为1.0～1.3质量％的范围。
(Fe：0.1～0.5质量％)
在铝合金中作为杂质包含的Fe，使Al7Cu2Fe，Al12(Fe、Mn)3Cu2，(Fe、Mn)Al6等Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系的结晶物生成。这些结晶物如前述，使断裂韧性和疲劳特性等劣化。特别是若Fe的含量为0.5质量％，更严谨地说若超过0.3质量％，则难以使Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系结晶物的合计的面积率在单位面积中占1.5％以下，优选为1.0％以下，不能取得汽车用构造材等所要求的、具有更高强度、高韧性的铝合金锻造材。关于在此，Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系结晶物的面积率的知识，记述于本申请人的申请的特开2008-163445号公报。Fe的含量优选为0.2～0.4质量％的范围，更优选为0.2～0.3质量％的范围。
(Ti：0.01～0.1质量％)
Ti使铸锭的晶粒微细化，是为了使挤压、轧制、锻造时的加工性提高而添加的元素。但是，在Ti含有低于0.01质量％时，晶粒的微细化不充分，因此得不到加工性提高的效果，另一方面，若Ti含有超过0.1质量％，则形成粗大的结晶物，容易使所述加工性降低。TI的含量优选为0.01～0.08质量％的范围，更优选为0.02～0.05质量％的范围。
(Mn：0.3～1.0质量％)
Mn主要在均质化热处理时和其后的热锻时形成Al6Mn等的金属间化合物的分散粒子，具有妨碍再结晶时的晶界移动的效果。但是，Mn的含量低于0.3质量％时，该效果不充分，另一方面若Mn的含量超过1.0质量％，则形成粗大的结晶物，容易使加工性和韧性降低。Mn的含量优选为0.5～0.9质量％的范围，更优选为0.6～0.8质量％的范围。
(从Cr：0.1～0.4质量％和Zr：0.05～0.2质量％中选择的至少任意一个)
这些元素主要在均质化热处理时和其后的热锻时，生成Al6Mn和Al12Mg2Cr、Al-Cr系、Al-Zr系等的金属间化合物的分散粒子(分散相)。这些分散粒子具有妨碍再结晶时的晶界移动的效果，因此能够得到微细的晶粒和亚晶粒。因此，在这些元素之中，需要满足从Cr为0.1～0.4质量％，Zr为0.05～0.2质量％之中选择的至少任意一个。
但是，含有Cr或Zr、或者含有Cr和Zr的任意一种情况下，均需要不超过Cr为0.4质量％、Zr为0.2质量％的各自的上限。
这些元素若其含量过少，则不能期望这些效果，另一方面，若含量过剩，则熔解、铸造时容易生成粗大的Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系的金属间化合物和结晶物，成为破坏的起点，成为使强度、韧性和疲劳特性降低的原因。在此情况下，不能使Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系结晶物的合计的面积率，在单位面积中占1.5％以下，优选为1.0％以下，不能得到高韧性和高疲劳特性。
Cr的含量优选为0.1～0.3质量％的范围，更优选为0.2～0.3质量％的范围。
Zr的含量优选为0.08～0.2质量％的范围，更优选为0.1～0.2质量％的范围。
(Cu：0.1质量％以下)
Cu显著提高铝合金锻造材的组织的应力腐蚀裂纹和晶界腐蚀的敏感性，使铝合金锻造材的耐腐蚀性和耐久性降低。从这一观点出发，在本发明中，尽可能限制Cu的含量。但是，操作上不可避免会混入0.1质量％左右，由于影响轻微，所以Cu的含量限制在0.1质量％以下。
(Zn：0.05质量％以下)
如果通过Zn存在，从而在人工时效处理时，能够使MgZn2微细且高密度地析出，则能够实现高抗拉强度。但是，因为Zn使制品的腐蚀电位大幅降低，所以耐腐蚀性变差。另外由于与Mg化合而析出，所以使Mg2Si析出量降低，结果是使抗拉强度降低。因此，Zn的含量需要限制在0.05质量％以下。
(氢：0.25ml/100gAl以下)
氢(H2)特别是在铝合金锻造材的加工度小时，由氢引起的气泡在锻造等的加工中压力粘合，成为破坏的起点，因此使韧性和疲劳特性显著降低。在高强度化的运输用车辆的构造材等之中，氢造成的影响大。因此，氢的含量需要处于0.25ml/100gAl以下。通过对于铸造工序前的熔解的合金，使用连续脱气装置而使氩、氮和氯等起泡，由此能够将氢量控制在0.25ml/100gAl以下。
(不可避免的杂质)
作为不可避免的杂质，能够预想到的有C、Ni、Na、Ca、V等的元素，但均允许在不阻碍本发明的特征的水平下含有。具体来说，这些不可避免的杂质元素，需要各个元素的含量分别在0.3质量％以下，合计的含量在1.0质量％以下。
(结晶物)
在本发明中，需要结晶物的最大当量圆直径为8μm以下，结晶物的面积率在3.6％以下。在此，本发明的所谓结晶物，是指Al-Si-(Fe、Mn)系的结晶物和Mg2Si(β’相)等的结晶性的微细和析出物。作为Al-Si-(Fe、Mn)系的结晶物的具体例，有AlSiMn、AlSi(Fe、Mn)等。这皯结晶物在铸造品的内部发生，在均质化热处理工序和锻造工序也残存，在锻造工序和固溶处理工序中成为再结晶的核，促进再结晶。若由这样的结晶物形成的结晶结构物存在，则带来锻造材的强度降低。因此，需要抑制结晶物的发生量，而且需要使结晶物的粒径微细化而不使之变大。
结晶物的大小，由结晶物的最大当量圆直径表示。具体的测量方法如下。在Al合金锻造材的重心位置切断锻造材，对于截面部分的中心部，以凯乐(ケラ一)氏液进行30秒蚀刻。其后，以光学显微镜拍摄显微照片(倍率400倍)。拍摄的结晶物的照片的一例显示在图4中。如图4所示，呈黑色反映在照片中的结晶物不定形。对于照片中所反映的结晶物进行图像分析，作为与结晶物的不定形的面积具有同等的面积的圆的直径，求得结晶物的大小。
结晶物的最大当量圆直径需要在8μm以下。若结晶物的最大当量圆直径超过8μm，则拉伸时容易成为发生断裂的起点，引起抗拉强度的降低。结晶物的最大当量圆直径优选为5μm以下，更优选为3μm以下。
另外，结晶物的发生量由结晶物的面积率表示。具体的测量方法如下。在Al合金锻造材的重心位置切断锻造材，对于截面部分的中心部，以凯乐氏液进行30秒蚀刻。其后，与测量结晶物的大小时同样，用光学显微镜拍摄显微照片(倍率400倍)。所拍摄的结晶物的照片的一例显示在图4中。如图4所示，照片中呈黑色反映出的结晶物不定形。对于该照片中所反映出的结晶物进行图像分析，求得结晶物的不定形的面积的合计，作为相对于图像全体的面积的比率，求得结晶物的面积率。
结晶物的面积率需要在3.6％以下。若结晶物的面积率超过3.6％，则在拉伸时容易发生断裂的部位在内部大量存在，因此引起抗拉强度的降低。结晶物的面积率优选为3.0％以下，更优选为2.5％以下。
如以上所述，本发明的汽车用铝合金锻造材，由具有上述组成的铝合金构成，结晶物的最大当量圆直径为8μm以下，结晶物的面积率为3.6％以下，由此可以实现抗拉强度420MPa以上的铝合金锻造材。
接下来，对于本发明的汽车用铝合金锻造材的制造方法进行说明。图1是表示本发明的铝合金锻造材的制造方法的工序S的流程图。
如图1所示，本发明的制造方法S，按顺序包括如下工序：熔解/铸造工序S1、均质化热处理工序S2、加热工序S3、挤压工序S4、加热工序S5、锻造工序S6、固溶处理工序S7、淬火工序S8和人工时效处理工序S9。为了得到本发明的具有优异的抗拉强度和耐腐蚀性的汽车用铝合金锻造材，不仅需要有前述的铝合金的组成，而且在制造方法中也需要采用规定的条件。
在本发明的汽车用铝合金锻造材的制造方法中，关于以下特别记述之外的工序和条件，可以遵循常规方法来进行制造。以下，参照图1对于各工序的条件说明。
(熔解/铸造工序)
熔解/铸造工序S1，是铸造熔解调整为所述铝合金的化学成分组成的熔汤并成为铸锭的工序。适宜选择连续铸造法(例如，热顶铸造法)和半连续铸造法(DC铸造法)等的通常的熔解铸造法进行铸造。还有，铸锭的形状有圆棒等的铸锭和板坯形状等，没有特别限制。
在熔解/铸造工序S1中，加热温度需要为700～780℃。若加热温度低于700℃，则容易比凝固温度降低，熔汤容易在中间包(tundish)内凝固，此外，铸口会堵塞，将无法进行铸造。若加热温度超过780℃，则难以凝固，在连续铸造时，发生凝固壳破裂的所谓拉漏，这也不能进行连续铸造。
为了使铸锭的晶粒微细化，并且减小存在于晶界上的Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系结晶物的平均粒径，增大结晶物之间的平均间隔，期望熔汤以尽可能快冷却速度冷却。
(均质化热处理工序)
均质化热处理工序S2，是对于所述铸锭实施规定的均质化热处理的工序。需要以1.0℃/分钟以上的速度升温所述铸锭，以470～560℃进行3～12小时均质化热处理，以2.5℃/分钟以上冷却至300℃以下。
升温速度需要在1.0℃/分钟以上。若升温速度低于1.0℃/分钟，则粗大的Mg-Si系析出物容易生成，分散粒子在粗大的Mg-Si系析出物的周围生成而变得不均质，容易发生再结晶。另外，若升温速度为10℃/分钟以上，则容易形成粗大的分散粒子，容易发生再结晶，因此期望低于10℃/分钟。
以使均质化热处理为5～500nm左右大小的分散粒子高密度析出为目的。通过使分散粒子高密度析出，晶界移动的抑制变高，能够抑制再结晶。这时，有效的温度范围为470～560℃，更优选为480～540℃。若热处理温度脱离470～560℃的范围，则对于再结晶抑制有效的分散粒子变少或变得过于粗大，抑制效果减弱。另外，为了使之充分的析出而需要进行3～12小时的热处理。若热处理时间低于3小时，则难以使铸锭整体达到均匀的温度，不能使分散粒子充分地生成。另外，从生产率这一点出发，热处理时间期望在12小时以下。
均质化热处理后的冷却速度，需要以2.5℃/分钟以上冷却至300℃以下。若冷却速度到300℃以下低于2.5℃/分钟，则在冷却途中有粗大的Mg2Si等的结晶物发生，因此即使进行挤压工序，也不能充分抑制再结晶，强度提高的效果和分散粒子的效果降低。此外，还产生后面的加工性降低等的影响。
在均质化热处理中，适宜使用空气炉、感应加热炉、硝石炉等。
(加热工序)
加热工序S3，是为了在下面的挤压工序S4中顺畅地加工铸锭而需要的工序。
在加热工序S3中，需要以500～560℃对于所述铸锭加热0.75小时以上。若加热温度比500℃低，则得不到上述效果，若比560℃高，则由于共晶溶融而在制品内部残留空隙，不能在挤压工序S4顺畅地进行加工。若加热时间低于0.75小时，则存在无法充分而均匀地加热至材料中心部的可能性，有可能得不到上述效果。另外，从维持均质化热处理中生成的分散粒子这一点出发，期望加热时间为6小时以下。
(挤压工序)
在本发明中，在上述加热工序S3之后，进行对于铸锭实施挤压加工的挤压工序S4。若加入挤压工序，则形成纤维状组织，使抗拉强度和韧性进一步提高，在这一点上优选。
作为挤压条件，需要以挤压温度450～540℃、挤压比15～25、挤压速度1～15m/分进行。
若挤压温度低于450℃，则变形阻抗变高，加工应变变高，在之后的固溶处理工序S7中容易发生再结晶，抗拉强度降低。另外，若超过540℃，则容易在表面发生再结晶，不能获得抗拉强度的提高效果。
所谓挤压比，意思是挤压加工前后的成形品的截面形状的变化率。即，测量与挤压加工的加工方向成直角方向的挤压加工前后的成形品的截面积，使挤压加工前的截面积除以挤压加工后的截面积时的比率。若该挤压比低于15，则金属组织无法充分地成为纤维状组织，结晶物的微细化和变质化不充分，在之后的工序中引起再结晶，无法充分看到抗拉强度的提高。
另一方面，若挤压比超过25，则由于金属组织早就充分成为纤维状组织化，所以看不到抗拉强度的提高，加工应变量变得过大，因此再结晶也容易发生，也有强度降低的情况。
另外，若挤压速度低于1m/分，则铸锭的温度降低而加工困难。若挤压速度超过15m/分，则由于加工放热导致表面部的摩擦变大，因此引起再结晶，无法充分看到抗拉强度的提高。
(加热工序)
加热工序S5是用于减小锻造工序S6中的变形阻抗和减少锻造加工带来的应变所需要的工序。加热工序S3是用于使锻造加工达到最佳而进行的工序，因此需要与锻造温度为同等以上的温度。
在加热工序S5中，需要以500～560℃对于所述挤压品进行0.75小时以上的加热。若加热温度比500℃低，则得不到上述效果，若比560℃高，则由于共晶溶融而在制品内部残留空隙，不能使抗拉物性提高。若加热时间低于0.75小时，则存在无法充分而均匀地加热至材料中心部的可能性，有可能得不到上述效果。另外，加热时间从维持在均质化热处理中生成的分散粒子这一点出发，期望在6小时以下。
(锻造工序)
锻造工序S6是使用经过挤压加工的所述成形品作为锻造原材，通过机械锻造和液压锻造等对于挤压品实施热锻，得到规定的形状的锻造材的工序。这时，锻造原材的锻造的开始温度为450～560℃。若开始温度低于450℃，则变形阻抗变高，不能进行充分的加工，而且锻造加工带来的应变变高，因此容易发生再结晶。若超过560℃，则容易发生锻造裂纹和共晶溶融等的缺陷。锻造的开始温度，根据锻造的次数等适宜设定。
另外，锻造原材的锻造的结束温度为400℃以上。若结束温度低于400℃，则锻造加工带来的应变增高，因此容易发生再结晶。另外，锻造的结束温度从减少锻造加工带来的应变这一点出发，期望尽可能地高。
(固溶处理工序)
固溶处理工序S7，是缓和由锻造工序S6导入的应变，进行溶质元素的固溶的工序。在固溶处理工序S7中，需要以500～560℃对于所述锻造材进行3～8小时的固溶处理。若处理温度低于500℃，则固溶不进行，不能期待由时效析出带来的高强度化。若处理温度超过560℃，则虽然能够得到明显的上述效果，但是容易发生共晶溶融和再结晶。若保持小时低于3小时，则均质的固溶不进行，发生抗拉强度的降低，另外结晶物的微细化也不进行，因此不为优选。另外若保持小时超过8小时，则抑制再结晶的分散粒子粗大化或消失，再结晶容易发生。
另外，为了保证抗拉强度，优选固溶处理的升温速度为60℃/小时以上。
在固溶处理中，适宜使用空气炉、感应加热炉、硝石炉等。
(淬火工序)
淬火工序S8是在60℃以下对于所述固溶处理的锻造材进行淬火处理的工序。通常，通过在水中或温水中的冷却进行。若处理温度超过60℃，则无法以充分的冷却速度进入淬火，产生粗大的Mg-Si系析出物が，因此无法以之后的人工时效处理工序S9得到充分的抗拉强度。
(人工时效处理工序)
人工时效处理工序S9，是以160～220℃对于所述经淬火的锻造材进行3～12小时人工时效处理的工序。
若处理温度低于160℃或处理小时比3小时短，则使抗拉强度提高的Mg-Si系析出物不能充分生长。另外若处理温度比220℃高或处理小时比12小时长，则Mg-Si系析出物变得过于粗大，对于抗拉强度提高的效果减少。
还有，在人工时效硬化处理中，适宜使用空气炉、感应加热炉、油浴器等。
如以上所述，对于具有前述的组成的特定的铝合金，通过严格地控制上述的制造方法的各工序(S1～S9)的条件，可以得到具有优异的抗拉强度和耐腐蚀性的汽车用铝合金锻造材。
还有，在本发明中，也可以在熔解/铸造工序S1之后或均质化热处理工序S2之后进行剥皮。在铸造后，在铸造品的表面生成偏析相。在该偏析相中相比铸造品的内部而大量存在添加元素，比铸造品内部硬且脆。因此，为了除去该表面的偏析相，能够在经锻造工序S6进行塑性加工之前而进行剥皮。
接着，基于实施例说明本发明。还有，本发明不受以下所示的实施例限定。
在实施例和比较例中评价的特性如下。
[合金组成]
合金组成，使用岛津制作所制发光分析装置OES-1014进行测量。制品的测量部位，只要可以测量便没有特别限定。操作依据操作指南进行。
[拉伸试验]
使用JIS Z2201的4号试验片，依据JIS Z2241的规定，进行抗拉强度、0.2％屈服强度、延伸率的测量。作为3个试验片的测量值的平均值求得。图2(a)中，从锻造材试验片提取抗拉物性测量用JIS4号拉伸试验片的位置以虚线表示。图2(c)是图2(a)所示的锻造材试验片的B-B的位置的截面图。在图2(c)的B-B截面图中，抗拉物性测量用JIS4号拉伸试验片的截面以网点表示。C表示制造时的分模线。在锻造材试验片的中心部分，沿着与挤压工序中的挤压方向平行的方向，提取抗拉物性测量用JIS4号拉伸试验片。抗拉强度为420MPa以上时，0.2％屈服强度为370MPa以上时，延伸率为10.0％以上时，判定为合格。
[耐应力腐蚀裂纹性(SCC)]
依据ASTM G47的交互浸渍法的规定进行。在3个试验片中，以最初开裂的作为锻造材试验片的寿命(天数)求得。耐应力腐蚀裂纹性评价用试验片(SCC试验用C环)，参照JISH8711的规定制成。在图3中，(a)表示侧视图的SCC试验用C环的尺寸，(b)正视图的SCC试验用C环的尺寸。图2(b)是图2(a)所示的锻造材试验片的A-A的位置的截面图。图2(b)中，表示提取该A-A截面图中的SCC试验用C环的位置。
300MPa负荷时的耐应力腐蚀裂纹的寿命低于20天评价为×，30天以上～低于40天评价为○，40天以上评价为◎。○或◎判定为合格。
[结晶物]
本发明的结晶物在以下的条件下测量。
图2(c)是图2(a)所示的锻造材试验片的B-B位置的截面图。在图2(c)的B-B截面图中，结晶物的测量位置以网点表示。以凯乐氏液对于截面部分的中心部蚀刻30秒。其后，使用光学显微镜，以400倍进行拍摄。
图4是表示结晶物的状况的一例的放大照片。结晶物呈现为黑色。由该照片，使用图像分析软件，测量结晶物的当量圆直径。所求得的当量圆直径之中，以最大的值作为该照片中的最大当量圆直径。另外同样，使结晶物在图像中占据面积除以图像的总面积，由此测量该照片中的结晶物的面积率。结晶物的最大当量圆直径和面积率为，由在同等的条件下制造的一个试料得到各20个视野的放大照片，以据此得到的数值的平均值，作为该锻造材试验片的数值。
在此，作为图像分析软件，使用三谷商事株式会社制的WinROOF。
[实施例1～11、比较例1～21]
在铸造工序前，使用具有表1所示的各种合金组成的Al合金，通过热顶铸造法，以加热温度720℃且铸造速度30mm/分进行铸造。所得到的铸锭具有φ300mm径的尺寸。其后以1.5℃/分钟的升温速度升温该铸锭，以540℃×8小时进行保持，以3℃/分钟冷却至300℃以下，进行均质化热处理。
之后，使用空气炉加热至520℃并保持1.5小时而进行加热处理。接着不冷却被加热处理的铸锭，而是在以下的条件下，直接使用挤压机进行挤压加工。
挤压温度：500℃，挤压比：21.3，挤压速度：3m/分
使用空气炉将挤压加工的成形品加热至520℃并保持1.5小时而进行加热处理。不冷却被加热处理的成形品，而是进行下面的锻造工序。
以520℃的锻造开始温度、440℃的锻造结束温度，通过使用了上下金属模具的机械锻造，以合计的锻造压下率为70％的方式进行热锻，制造Al合金锻造材。
此外，对于所得到的Al合金锻造材以空气炉在540℃下进行8小时的固溶处理后，以60℃的水进行水冷(水淬火)，接着用空气炉在175℃下进行8小时的人工时效处理。
从如此得到的Al合金锻造材上，在图2所示的位置提取拉伸试验用试验片和耐应力腐蚀裂纹性(SCC)评价用试验片(C环)。
对于所得到的锻造材，评价抗拉强度、0.2％屈服强度、延伸率和耐应力腐蚀裂纹性。评价结果显示在表2中。
【表1】
【表2】
如表1、表2所示，由满足本发明的请求项1的规定的Al合金构成的锻造材(实施例1～11)，抗拉强度、0.2％屈服强度、延伸率和耐应力腐蚀裂纹性优异。另一方面，由不满足本发明的规定的Al合金构成的锻造材(比较例1～21)，抗拉强度、0.2％屈服强度、延伸率和耐应力腐蚀裂纹性之中的任意一个以上差。在表1、表2中，不满足本发明的规定的组成，对数值画下划线表示。另外，在表1的合金组成中，附加“＜”的标记的数值，表示不低于这一标记之后的数值。这种情况下，该标记之后的数值表示的是测量装置的检测临界。
[实施例12～17、比较例22～53]
在铸造工序前使用表1的实施例3所述的组成的铝合金，即，Si：1.20质量％、Fe：0.45质量％、Cu：0.07质量％、Mg：1.00质量％、Ti：0.02质量％、Zn：低于0.02质量％、Mn：0.65质量％、Cr：0.20质量％、Zr：低于0.01质量％、氢量0.15ml/100gAl、余量由Al和不可避免的杂质构成的铝合金，采用表3所述的制造条件，与实施1～11同样地制造铝合金锻造材。表3所述以外的制造条件与实施例1～11相同。
从如此得到的Al合金锻造材上，与实施1～11同样，在图2所示的位置，提取拉伸试验用试验片和耐应力腐蚀裂纹性(SCC)评价用试验片(C环)。
对于所得到的锻造材，评价抗拉强度、0.2％屈服强度、延伸率和耐应力腐蚀裂纹性。评价结果显示在表4中。
如表3、表4所示，采用了满足本发明的请求2的规定的制造条件Al合金锻造材(实施例12～17)、抗拉强度、0.2％屈服强度、延伸率和耐应力腐蚀裂纹性优异。另一方面，采用了不满足本发明的规定的制造条件的Al合金锻造材(比较例22～53)、抗拉强度、0.2％屈服强度、延伸率和耐应力腐蚀裂纹性之中的任意一个以上差。表3中，不满足本发明的规定的制造条件，对数值画下划线表示。
图5是表示在原则上使用实施例3的条件，对于特定的制造工序后的Al合金材截面进行显微组织观察的结晶物的状况的照片。照片中表示的是相当于50μm的尺度。
(a)表示熔解/铸造工序S1后的铸锭的显微组织观察下的结晶物的状况。
(b)表示在进行熔解/铸造工序S1、均质化热处理工序S2之后，不进行加热工序S3、挤压工序S4，而进行加热工序S5、锻造工序S6、固溶处理工序S7、淬火工序S8、人工时效处理工序S9之后的Al合金锻造材的显微组织观察下的结晶物的状况。
(c)表示遵循实施例3的条件，进行从熔解/铸造工序S1至人工时效处理工序S9的各工序之后的Al合金锻造材的显微组织观察下的结晶物的状况。
由图5(a)的照片可见，在熔解/铸造工序S1后的铸锭中，结晶物像网眼一样大量析出。若将由此铸锭不经挤压工序而得到的Al合金锻造材的结晶物的照片(b)，和经挤压工序而得的Al合金锻造材的结晶物的照片(c)进行比较，则可知，经过挤压工序，结晶物的量减少，结晶物变得更微细。如此，因为结晶物减少或变得更微细，所以认为再结晶得到抑制，带来抗拉强度的提高。
图6是表示原则上使用实施例3的条件，使挤压比发生种种变更时所得到的Al合金锻造材的抗拉强度(MPa)的图。由该图6可知，挤压比为15～25的时候，抗拉强度急剧增大，具有极大值。挤压比为15～25时，能够得到具有高抗拉强度的Al合金锻造材。

Claims (2)

1.一种汽车用铝合金锻造材，其特征在于，是由如下铝合金构成的铝合金锻造材，该铝合金含有Mg：0.6～1.2质量％、Si：0.7～1.5质量％、Fe：0.1～0.5质量％、Ti：0.01～0.1质量％、Mn：0.3～1.0质量％，还含有从Cr：0.1～0.4质量％和Zr：0.05～0.2质量％中选择的至少任一种元素，并且将Cu限制在0.1质量％以下，将Zn限制在0.05质量％以下，氢量：0.25ml/100gAl以下，余量是Al和不可避免的杂质，
在该铝合金锻造材中，结晶物的最大当量圆直径为8μm以下，结晶物的面积率为3.6％以下，抗拉强度为420MPa以上。
2.一种汽车用铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，是权利要求1所述的汽车用铝合金锻造材的制造方法，其中，顺序包括：
在700～780℃的铸造温度熔解、铸造所述铝合金的铸锭的熔解、铸造工序；
以1.0℃/分钟以上的速度升温所述铸锭，在470～560℃进行3～12小时的均质化热处理，以2.5℃/分钟以上冷却至300℃以下的均质化热处理工序；
在500～560℃加热经所述均质化热处理的铸锭0.75小时以上的加热工序；
在450～540℃的挤压温度，以挤压比：15～25、挤压速度：1～15m/分钟对经所述加热的铸锭进行挤压加工的挤压工序；
在500～560℃加热经所述挤压加工的成形品0.75小时以上的加热工序；
在450～560℃的锻造开始温度、400℃以上的锻造结束温度对经所述加热的挤压加工成形品进行锻造而得到规定形状的锻造材的锻造工序；
在500～560℃对所述锻造材进行3～8小时固溶处理的固溶处理工序；
在60℃以下对经所述固溶处理的锻造材进行淬火的淬火工序；
在160～220℃对经所述淬火的锻造材进行3～12小时人工时效处理的人工时效处理工序。
CN201310106436.4A 2012-03-30 2013-03-29 汽车用铝合金锻造材及其制造方法 Expired - Fee Related CN103361519B (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012081071A JP5698695B2 (ja) 2012-03-30 2012-03-30 自動車用アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法
JP2012-081071 2012-03-30

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103361519A CN103361519A (zh) 2013-10-23
CN103361519B true CN103361519B (zh) 2015-07-22

Family

ID=47998131

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201310106436.4A Expired - Fee Related CN103361519B (zh) 2012-03-30 2013-03-29 汽车用铝合金锻造材及其制造方法

Country Status (4)

Country Link
US (1) US9279173B2 (zh)
EP (1) EP2644727B1 (zh)
JP (1) JP5698695B2 (zh)
CN (1) CN103361519B (zh)

Families Citing this family (34)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5837026B2 (ja) 2013-03-29 2015-12-24 株式会社神戸製鋼所 自動車用アルミニウム合金鍛造材及びその製造方法
DE102013010325A1 (de) * 2013-06-19 2014-12-24 Daimler Ag Verstärkungselement für eine Kraftfahrzeugtür, Kraftfahrzeugtür und Verfahren zur Herstellung eines Verstärkungselements
DE102013018744A1 (de) * 2013-11-08 2014-08-14 Daimler Ag Verfahren zur Herstellung eines Bauteils für ein Kraftfahrzeug
CN103725932B (zh) * 2013-12-11 2016-04-06 无锡海特铝业有限公司 一种高强度硅镁锰铝合金棒材及其制备方法
JP6201716B2 (ja) * 2013-12-16 2017-09-27 日本軽金属株式会社 自動車用足回り部品及びその製造方法
WO2015138551A1 (en) * 2014-03-11 2015-09-17 Sapa Extrusions, Inc. High strength aluminum alloys
JP6407253B2 (ja) * 2014-03-19 2018-10-17 株式会社Uacj 耐食性及びろう付性に優れたアルミニウム合金クラッド材及びその製造方法
JPWO2015162911A1 (ja) * 2014-04-22 2017-04-13 株式会社Uacj アルミニウム製クラッド材及びその製造方法、熱交換器用アルミニウム製クラッド材及びその製造方法、ならびに、当該熱交換器用アルミニウム製クラッド材を用いたアルミニウム製熱交換器及びその製造方法
CN105473747B (zh) * 2014-07-31 2019-04-26 株式会社神户制钢所 切削性优异的铝合金挤压材及其制造方法
CN104117549B (zh) * 2014-08-12 2016-03-16 山东裕航特种合金装备有限公司 一种电力设备用6082t6铝合金大规格棒材制造方法
CN104264019A (zh) * 2014-10-11 2015-01-07 山东裕航特种合金装备有限公司 一种可焊耐蚀的铝合金
JP2016079454A (ja) * 2014-10-16 2016-05-16 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法
JP2017002388A (ja) * 2015-06-16 2017-01-05 株式会社神戸製鋼所 高強度アルミニウム合金熱間鍛造材
CN105344739B (zh) * 2015-10-12 2017-11-21 谢兆宗 一种带挤压塑型的连铸锻成型工艺
CN105401018B (zh) * 2015-11-14 2018-05-15 合肥市易远新材料有限公司 一种高强韧性超细晶变形铝合金及其制备方法
JP6445958B2 (ja) * 2015-12-14 2018-12-26 株式会社神戸製鋼所 自動車用アルミニウム合金鍛造材
CN109983142B (zh) * 2016-10-31 2021-07-02 住友电气工业株式会社 铝合金线、铝合金绞合线、包覆电线以及带端子电线
DE102017116556B4 (de) 2017-07-21 2022-02-03 Leiber Group Gmbh & Co. Kg Schmiedeverfahren, insbesondere Leichtbaulegierungsschmiedeverfahren
WO2019122076A1 (en) 2017-12-21 2019-06-27 Constellium Extrusion Decin S.R.O. 6xxx aluminium alloy extruded forging stock and method of manufacturing thereof
CN108220842B (zh) * 2018-01-09 2019-10-08 广东和胜工业铝材股份有限公司 6061铝合金细晶材料的制备方法
CN109136669B (zh) * 2018-11-13 2020-06-09 广东省材料与加工研究所 一种铝合金锻件及其制备方法与应用
CN109371266B (zh) * 2018-12-05 2020-08-18 中南大学 一种高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法
CN109554644B (zh) * 2018-12-21 2020-07-14 昆山市振达铝业有限公司 一种铝合金锻件及其制备工艺
JP2020100863A (ja) * 2018-12-21 2020-07-02 昭和電工株式会社 コンプレッサー摺動部品用アルミニウム合金、コンプレッサー摺動部品鍛造品およびその製造方法
CN110042332B (zh) * 2019-05-14 2020-05-19 广东和胜工业铝材股份有限公司 一种铝合金及其制备方法
CN110180981A (zh) * 2019-06-25 2019-08-30 航桥新材料科技（滨州）有限公司 一种铝合金弹簧液压操纵机构工作缸锻造成型的方法
CN110423924B (zh) * 2019-08-15 2020-06-09 江苏裕隆锻造有限公司 一种自由锻件的锻造及热处理工艺
JP7244407B2 (ja) * 2019-12-13 2023-03-22 株式会社神戸製鋼所 自動車構造部材用アルミニウム合金板、自動車構造部材および自動車構造部材用アルミニウム合金板の製造方法
CN111014539B (zh) * 2019-12-24 2022-03-15 陕西宏远航空锻造有限责任公司 一种使铝合金锻件的电导率与纵向屈服强度匹配的方法
JP7469072B2 (ja) * 2020-02-28 2024-04-16 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金鍛造材及びその製造方法
CN113755724A (zh) * 2021-07-20 2021-12-07 中信渤海铝业控股有限公司 一种铝合金型材制备工艺
CN113564433B (zh) * 2021-08-10 2022-06-03 江苏亚太航空科技有限公司 一种耐腐蚀的6082铝合金材料及其熔铸工艺
CN113909462A (zh) * 2021-10-14 2022-01-11 浙江久立特材科技股份有限公司 一种铸锭快速热脱模方法
EP4275812A1 (de) 2022-05-13 2023-11-15 TRIMET Aluminium SE Strukturbauteile aus einer aluminiumlegierung, vormaterial und verfahren zur herstellung

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101365818A (zh) * 2006-03-31 2009-02-11 株式会社神户制钢所 铝合金锻造构件及其制造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3684313B2 (ja) * 1998-08-25 2005-08-17 株式会社神戸製鋼所 自動車のサスペンション部品用高強度高靱性アルミニウム合金鍛造材
JP3721020B2 (ja) 1999-10-06 2005-11-30 株式会社神戸製鋼所 耐食性に優れた高強度高靱性アルミニウム合金鍛造材
JP4757022B2 (ja) 2005-12-28 2011-08-24 住友軽金属工業株式会社 耐食性に優れた高強度、高靭性アルミニウム合金押出材および鍛造材、該押出材および鍛造材の製造方法
JP5180496B2 (ja) * 2007-03-14 2013-04-10 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法
JP5366748B2 (ja) * 2009-09-30 2013-12-11 株式会社神戸製鋼所 曲げ圧壊性と耐食性に優れたアルミニウム合金押出材
JP5723192B2 (ja) * 2010-03-31 2015-05-27 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法
JP5431233B2 (ja) 2010-03-31 2014-03-05 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法
US9163304B2 (en) * 2010-04-20 2015-10-20 Alcoa Inc. High strength forged aluminum alloy products

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101365818A (zh) * 2006-03-31 2009-02-11 株式会社神户制钢所 铝合金锻造构件及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP2644727B1 (en) 2014-09-10
EP2644727A2 (en) 2013-10-02
CN103361519A (zh) 2013-10-23
US9279173B2 (en) 2016-03-08
EP2644727A8 (en) 2013-11-20
EP2644727A3 (en) 2014-01-01
JP5698695B2 (ja) 2015-04-08
US20130255842A1 (en) 2013-10-03
JP2013209715A (ja) 2013-10-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103361519B (zh) 汽车用铝合金锻造材及其制造方法
CN103361520B (zh) 汽车用铝合金锻造材及其制造方法
EP3214191B1 (en) A high-strength al-mg-si aluminium alloy and its manufacturing process
JP2010018875A (ja) 高強度アルミニウム合金、高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および高強度アルミニウム合金部材の製造方法
JP2006336044A (ja) アルミニウム合金鋳物及びその製造方法
WO2009096622A1 (en) Magnesium alloy panel having high strength and manufacturing method thereof
CN109439976A (zh) 一种复合变质剂及铸造铝硅合金的复合变质方法
Chen et al. Microstructure evolution and tensile mechanical properties of thixoformed high performance Al-Zn-Mg-Cu alloy
JP5691477B2 (ja) Ａｌ−Ｓｉ系合金及びその製造方法
CN104745897A (zh) 一种高硅变形铝合金材料及其生产方法
JP2002294383A (ja) 塑性加工用アルミニウム合金鋳塊、塑性加工用アルミニウム合金鋳塊の製造方法、アルミニウム合金塑性加工品の製造方法およびアルミニウム合金塑性加工品
JP3525486B2 (ja) 塑性加工用マグネシウム合金鋳造素材、それを用いたマグネシウム合金部材及びそれらの製造方法
JP2000144296A (ja) 高強度高靱性アルミニウム合金鍛造材
JP2004084058A (ja) 輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法およびアルミニウム合金鍛造材
CN105603281B (zh) 低成本高性能Mg‑Al‑Mn镁合金
JP4856597B2 (ja) 高温での強度と伸びに優れたマグネシウム合金およびその製造方法
JP5215710B2 (ja) 高温でのクリープ特性に優れたマグネシウム合金およびその製造方法
JP2004043907A (ja) 強度部材用アルミニウム合金鍛造材および鍛造材用素材
JP4996853B2 (ja) 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
JP3726087B2 (ja) 輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法
JP5356777B2 (ja) マグネシウム合金の鍛造方法
US20180057913A1 (en) Alloy composition
JP2001316787A (ja) 輸送機器用Ａｌ合金の半溶融ビレットの製造方法
JP5575028B2 (ja) 高強度アルミニウム合金、高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および高強度アルミニウム合金部材の製造方法
JP2011106011A (ja) 耐食性及び加工性に優れた高強度Ａｌ合金鍛造材及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20150722

Termination date: 20210329

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee