用於航空航天應用的高耐損傷AA6xxx系統合金的製作方法
2023-12-05 22:45:06
專利名稱：：用於航空航天應用的高耐損傷AA6xxx系統合金的製作方法用於航空航天應用的高耐損傷AA6xxx系列合金髮明領域本發明涉及航空航天鋁合金。更具體地，本發明涉及適合於坪接仍具有改良的性能特性、特別是抗腐蝕性和損傷容限性質的AA6xxx系列(或AA6000系列)鋁合金。
背景技術：
：在下文中應理解的是，如果不另外指明，則合金名稱和狀態名稱是指鋁業協會公布的鋁標準和數據以及註冊記錄(AluminumStandardsandDataandtheRegistrationRecords)中的鋁業協會名稱。對於合金組成或優選合金組成的任何描述，提到的所有百分數均為重量百分數，除非另外指明。本領域中已知，在許多涉及相對高的強度的應用例如飛機機身、車輛構件及其它應用中使用可熱處理鋁合金。鋁合金6061和6063是公知的可熱處理鋁合金。這些合金在T4和T6狀態下均具有有效的強度和韌性性能。已知的是，T4條件是指自然時效至基本穩定的性能水平的固溶熱處理和淬火條件，而T6狀態是指由人工時效產生的較強條件。然而，這些已知的合金對於大多數結構航空航天應用缺乏足夠的強度。若干其它鋁業協會("AA")6000系列合金通常不適合於商業飛機設計，該設計對不同類型結構需要不同性能組集。根據特定飛機部件的設計標準，強度、斷裂韌性和抗疲勞性的改良導致重量節省，重量節省轉化為飛機壽命期間的燃料經濟性、和/或較大的安全水平。為滿足這些要求，開發了若干6000系列合金。美國專利No.4，589，932(Alcoa)公開了用於汽車、鐵路、艦船或航空建造的鋁合金，該鋁合金具有下面組成，重量°/。4SiG.4-1.2Mg0.5-1.3Cu0.6-1.1Mn0.1-1Fe最多0.6餘量是鋁和附帶元素及雜質。該鋁合金後來在1983年3月由鋁業協會以名稱AA6013進行登記。AA6013的登記組成範圍是，重量％:Si0.6-1.0Fe最多0.50Cu0.6-1.1Mn0.2-0.8Mg0.8-1.2Cr最多0.10Zn最多0.25Ti最多0.10，其它每種最多0.05，總量O.15餘量是鋁。AA6013合金對於特別作為機身蒙皮使用具有受人關注的力學性能並且此外該合金也是可焊的。然而，存在至少兩種限制該AA6013合金的應用的因素。第一種因素是AA6013合金對晶間腐蝕(IGC)敏感，這在合金產品遭受應力條件例如飛機機身在使用中的反覆增壓和減壓時可提高局部應力集中，參見例如T.D.Burleigh的文章，^"-T^，ICAA3，Trondheim，1992，第435頁。第二種缺陷是AA6013合金與其AA2x24對應物(counterpart)相比具有顯著較低的損傷容限。適合於航空航天應用的另一種AA6xxx系列合金是是AA6056系列合金。AA6056的登記組成範圍是，重量％:Si0.7-1.3Fe最多0.50Cu0.5-1.1Mn0.4-1.0Mg0.6-1.2Cr最多0.25Zn0.1-0.7Ti+Zr最多0.20,其餘每種最多0.05，總量0.15餘量是鋁。然而，據報導這種AA6056合金也對晶間腐蝕敏感。通過過時效提高AA6056的抗晶間腐蝕性，(即，通過致使金屬越過峰值強度到達較低強度條件的操作進行人工時效)。為獲得改良的抗腐蝕性，對於所公開的過時效方法，鋁合金中Mg/Si比小於1也是必需的。這種過時效操作描述於US-5，858，134中，但特別具有與峰時效狀態相比強度顯著降低的缺點。控制AA6056合金的抗晶間腐蝕性的另一個方法是，如EP-1170118中所述向該合金提供具有0.25-0.7重量WZn的低(dilute)AA7072覆層，改良AA6056合金就其作為飛機結構部件應用的性能的又一個方法公開於US-2002/0014290-A1中。該文獻公開了改良靜態力學特性和損傷容限的時效操作。因此，為了充分利用機身蒙皮板焊接作為用鉚釘將它們緊固的低成本替代方式所賦予的潛在費用節約，需要開發適合於航空航天應用的可焊鋁合金，該鋁合金具有與改良的損傷容限性能和改良的抗晶間腐蝕性相結合的足夠強度。發明概述本發明的主要目的是提供改良的AA6xxx系列合金，該合金是可焊6的，但仍表現出改良的抗腐蝕性系能。本發明的目的是提供可焊的AA6xxx型系列合金產品，該產品與其AA6013對應物相比具有改良的抗晶間腐蝕性。本發明的進一步目的是提供可焊的AA6xxx型系列合金產品，該產品與其AA6013對應物相比具有改良的損傷容限性能。本發明的另一目的是提供可焊的AA6xxx型系列合金產品，該產品與其AA6013對應物相比具有抗晶間腐蝕性和損傷容限性能的改良平衡。通過涉及鋁合金形變產品的本發明，可滿足或超過這些和其它目的及另外優點，所述鋁合金形變產品基本由如下構成，重量％:Si約0.2-1.15Mg約0.4-1.5Cu約0.1-1.3Mn至多0.7Fe約0.02-0.3Zn至多約O.9Cr至多約O.25Ti約0.06-0.19Zr至多約O.2Ag至多約O.5，並且其中0.l<Ti+Cr<0.35,其它元素和不可避免的雜質每種<0.05，總量<0.20，餘量是鋁。在峰時效條件(即T6類型條件)下，本發明的鋁合金與其AA6013鋁合金對應物相比提供更大的抗晶間腐蝕性。此外，在峰時效條件下，本發明的鋁合金提供了改良的UPE與拉伸強度之比。AA6013對應物表示這樣的鋁合金形變產品，該鋁合金形變產品具有上文關於AA6013所限定的組成且經加工和熱處理，並且與將其進行對比的本發明的形變產品具有相同的長度、寬度和厚度尺寸。附圖簡述圖l示意性地顯示了5種被測合金的UPE(縱軸)與屈服強度(橫軸)的關係。圖2示意性地顯示了5種被測合金的最大IGC深度。優選實施方案詳述本發明提供了具有高的強度和改良的抗晶間腐蝕性的可焊鋁合金形變產品，所述合金基本由如下構成，重量％:Si約0.2-1.3、優選約0.6-1.15且更優選約0.65-1.10Mg約0.4-1.5、優選約0.7-1.25且更優選約0.7-1.05Cu約0.1-1.1、優選約0.5-1.1且更優選約0.6-1.0Mn至多約0.7、優選約0.15-0.7且更優選約0.2-0.6Fe約0.02-0.3、優選約0.02-0.2且更優選約0.02-0.15Zn至多約O.9Cr至多約O.25Ti約O.06-0.19Zr至多約O.2Ag至多約O.5、優選至多約O.2%，並且其中0.l<Ti+Cr<0.35，其它元素和不可避免的雜質每種<0.05，總量<0.20，餘量是鋁。在提及元素時，"至多"包括零，例外的是，當述及元素存在時這排除零，因為述及存在該元素。在根據本發明的合金產品中，優選控制Mg和Si含量，使得Mg+1.lSi<2.0且更優選Mg+l.1SK1.85。這是為了通過確保熱加工操作前的均勻化和/或預加熱期間可使Mg2Si的第二相顆粒充分溶解來優化所需的強度水平。發現這樣的組成控制可顯著地提高單位擴展能("UPE")和TS/Rp比("撕裂強度/屈服強度")。除限定範圍和優選較窄範圍內的Si、Mg、Cu和Mn外，根據本發明的合金中重要的合金化元素是鈦。以大於0.06%的水平向根據本發明的合金中添加Ti具有提高抗腐蝕性、特別是抗晶間腐蝕性的作用。在鋁合金中也可存在顯著較低水平(例如約0.03%或更小)的Ti,但通常以這樣低的水平有目的地將其進行添加以便在用於軋制、擠壓或鍛造的鑄錠或坯料的工業規模鑄造期間獲得晶粒細化作用。在這樣低的水平下沒有發現對抗腐蝕性的作用。對於有目的地添加至多約0.25%的Cr，發現對抗腐蝕性的類似作用。然而，在聯合添加Ti與Cr以及任選地進一步添加Zr的情形中，根據本發明發現抗腐蝕性、特別是抗晶間腐蝕性的甚至顯著的進一步改良。為獲得最佳的改良，Ti含量為約0.06-0.19°/。且優選約0.09-0.19%。優選地，Cr含量應為至多約0.25%、優選約0.05-0.25%、更優選約0.08-0.19%。聯合添加的Ti加Cr應為約0.12-0.3%且優選約0.15-0.28%。聯合添加的Ti加Cr還具有非常有利的強度水平和單位擴展能("UPE")作用，該作用使合金產品成為用於航空航天應用的非常吸引人的備擇品。Ti和Cr的含量範圍是非常關鍵的。例如發現添加大於0.2%的Ti可導致大量初生相的形成，特別地這顯著地降低撕裂強度("TS")和UPE。可向根據本發明的鋁合金中添加至多0.2%的Zr。如果有目的地添加到合金中，則其優選為約0.06-0.18%。向合金中添加Zr具有維持有利的UPE水平並同時提供提高的屈服強度的作用。與僅具有聯合添加的Ti加Cr的合金變體相比，稍微降低了抗晶間腐蝕性。然而，與其AA6013對應物相比，強度、損傷容限和抗腐蝕性的總體平衡仍是有利的。在另一個實施方案中，Zr含量小於0,05X，並且更優選地該鋁合金大體上不含Zr以獲得充分再結晶的顯微組織。在根據本發明的鋁合金的一個實施方案中，不存在有目的添加的Zn,但可容許其作為雜質。在該實施方案中，Zn含量小於約0.25%、優選小於約0.05%且更優選小於約0.02%。在根據本發明的鋁合金的另一個實施方案中，存在有目的添加的Zn以進一步改良強度，其中Zn優選以約0.5-0.9%的範圍且優選以約0.6-0.85%的範圍存在。過高的Zn含量可對晶間腐蝕性能具有不利影響。在一個優選實施方案中，根據本發明的鋁合金大體上不含V、Sr和Be中的每一種。對於本發明，"大體上不含"和"基本上不含，，表示並非有意地向組成中添加這種合金化元素，然而由於雜質和/或與製造設備接觸產生的溶浸，痕量的這種元素可能進入到最終的合金產品中。當合金軋制產品具有意味著在T4或人工時效條件下80%或更多且優選90%或更多的晶粒被再結晶化的再結晶顯微組織時獲得最佳結果。提高的抗晶間腐蝕性對於將金屬暴露於腐蝕環境例如飛機機身的下部的應用特別有用。溼氣和腐蝕性化學物質往往在這些區域中積聚，因為溶液排放到機身隔室的底部。在優選實施方案中，根據本發明的合金產品在T6狀態下具有根據MIL-H-6088試驗測試時小於100微米的晶間腐蝕侵蝕深度，該深度優選小於90微米，並且在最佳實施例中小於50微米。根據本發明的鋁合金形變產品優選以軋制產品例如片材或板材形式提供。然而，當該形變產品為擠壓產品形式和不太優選地為鍛造產品形式時，使用常規產品製造方法還可獲得改良的抗腐蝕性和損傷容限性能的優點。重要的是注意，本發明的合金組成在其包覆和未包覆的變化形式中均良好地起到抵抗晶間腐蝕作用。對於一些包覆形式，覆蓋在本發明合金上的合金層是EP-1170118中公開的AA7xxx-系列合金覆層、更優選AA7072系列合金或AlZn覆層(通過引用併入本文)，或者是更通常所知的AAlxxx系列例如AA1145鋁的覆層。10在另一個實施方案中，根據本發明的合金產品在其一側上具有AA1000系列的覆層而在另一側上具有AA4000系列的覆層。在該實施方案中，兼顧了腐蝕防護和焊接能力。在該實施方案中，可順利地將該產品例如用於預曲板。如果不對稱疊層產品(1000系列合金+芯材+4000系列合金)的軋製作業引起例如banaring的一些問題，其中在例如通過化學銑削除去一個或多個外層後，還有可能首次軋制具有下面順序層的對稱疊層產品1000系列合金+4000系列合金+根據本發明的芯材合金+4000系列合金+1000系列合金。本發明的航空航天可結合許多合金產品形式，這些形式包括但不限於TIG焊接、雷射焊接和/或機械焊接(即攪拌摩擦焊接)的如下產品形式片材到片材或板材基體的產品；板材到片材或板材基體的產品；或者一個或多個擠壓件到這些片材或板材基體的產品。一個特定的實施方案可望替代由大塊材料來製造目前的飛機機身部件的方法，在該方法中從該大塊材料機加工除去相當大的部分。使用上述合金組成時，可將面板機加工或化學銑削以在選擇的帶狀區(strip)除去金屬和減小厚度，從而在機加工或化學銑削區域之間留下直立的翼肋。這些直立的翼肋為出於加強目的而向其焊接縱梁提供良好的位點。這些縱梁可由相同或相似的組合物或者由另一種AA6xxx系列合金組合物製成，只要組合部件仍表現出對晶間腐蝕侵蝕的良好抵抗性。在本發明的另外方面，提供了製造根據本發明的合金產品的方法，該方法包括步驟a.鑄造具有下面化學組成的鑄錠，重量％:Si約0.2-1.15Mg約0.4-1.5Cu約0.1-1.3Mn至多0.7Fe約0.02-0.3Zn至多約O.9Cr至多約0，25Ti至多約O.19，且優選約0.06-0.19Zr至多約O.2Ag至多約O.5，並且優選其中0.l<Ti+Cr<0.35，其它元素和不可避免的雜質每種<0.05，總量<0.20，餘量是鋁，並且其中在上文和實施例中給出了合金組成的優選實施方案；b.於540匸或更高的溫度下，在鑄造後將鑄錠均勻化和/或預加熱；c.通過選自軋制、擠壓和鍛造的一種或多種方法將坯錠熱加工成預加工產品；d.任選地，將預加工的產品再加熱；和e.熱加工和/或冷加工至所需的工件形式；f.將所述工件固溶熱處理；g.將固溶熱處理的工件進行淬火以使不受控制的次生相析出最小化；h.任選地，將淬火的工件伸展或壓縮；i.將淬火且任選地伸展或壓縮的工件進行時效以獲得所需狀態。通過讓產品自然時效以產生具有良好可成形性的改良合金產品而以T4狀態、或者通過人工時效而以T6狀態理想地提供合金產品。為了人工時效，將產品進行時效循環，該時效循環包括暴露於150-210X:的溫度O.5-30小時。然而，對於根據本發明的合金產品，不完全時效或過時效仍將是可能的。可在加工步驟(a)中提供本文所述的鋁合金，作為用於通過鑄造產品領域中當前使用的鑄造技術例如DC-鑄造、EMC-鑄造、EMS-鑄造加工成合適形變產品的鑄錠或板坯。還可使用由連鑄例如帶式連鑄機或輥式連鑄機產生的板坯。典型地，在熱軋前將包覆和未包覆產品的軋制面去氧化皮，以便除去接近鑄錠的鑄造表面的偏析區。可在熱加工前優選通過軋制將鑄造的鑄錠或板坯均勻化，和/或可將其預加熱並接著直接進行熱加工。熱加工前合金的均勻化和/或預加熱應在490-580X:的溫度範圍以單個或多個步驟進行。在任一種情形中，鑄態材料中合金化元素的偏析得以減小並且可溶元素得以溶解。如果在低於490"C下進行處理，則所得均勻化作用不充足。如果溫度高於580X:，可發生低共熔熔化，從而導致不希望的孔隙形成。上述熱處理的優選時間為2-30小時。更長的時間通常並非有害。通常在高於540C的溫度下進行均勻化。典型的預加熱溫度為540-570X:且均熱時間為4-16小時。在將合金產品冷加工後、優選在冷軋後、或者如果未將產品冷加工則在熱加工後，將合金產品在480-590X:、優選530-57(TC的溫度下進行固溶熱處理，持續對於固溶作用足夠的時間以接近平衡，典型的均熱時間為IO秒鐘-120分鐘。對於包覆產品，應加以小心以防止均熱時間過長以至於不能阻止合金化元素從芯材擴散到覆層中從而有害地影響覆層提供的腐蝕防護。在固溶熱處理後，重要的是將合金產品冷卻至175C或更低的溫度，優選冷卻至室溫，以便對不受控制的次生相例如Mg2Si的析出加以防止或使其最小化。在另一方面，冷卻速率不應過高以便在合金產品中獲得足夠平直度和低水平的殘餘應力。用水例如水浸沒或水噴射可獲得合適的冷卻速率。雖然本發明特別適合於機身蒙皮，但其還可用於其它應用例如汽車用板、有軌車輛用板和其它應用。現將參考本發明的非限制性實施方案來說明本發明。實施例將5種不同的合金DC-鑄造成鑄錠，隨後進行去氧化皮，在560匸下預加熱約6小時(加熱速率為約30C/h)，熱軋至8mm的厚度(其中熱軋機入口溫度為約480C)，冷軋至2mm的最終厚度，在560x:下進行固溶熱處理io分鐘，水淬，伸展2%，通過在19ox:保持413小時並接著用空氣冷卻至室溫而時效至T6狀態。表1給出了所述5種合金鑄件的化學組成。合金A的合金組成是用於參照目的的常規6013合金。B號合金是具有提高的Cr含量的6013合金並且也是參照合金。C至E號合金是根據本發明的合金。表1.鑄錠合金的化學組成。所有百分數均以重量計，餘量為鋁和不可避免的雜質。tableseeoriginaldocumentpage14對處於T6狀態且具有完全再結晶顯微組織的棵片材進行拉伸測試。對於沿L-T方向的拉伸測試，使用小的歐洲標準試樣，給出3個試樣的平均結果，並且"Rp"代表屈服強度，"Rm"代表極限拉伸強度，以及EI代表伸長率(A50)。在表2中列出了拉伸測試結果。在圖1中還示意性地顯示了UPE與屈服強度的關係。在同一表2中，"TS"代表撕裂強度，並且根據ASTM-B871-96沿L-T方向測得。"UPE"代表單位擴展能量，根據ASTM-B871-96測得，並且是韌性、特別是裂紋生長的量度，而TS特別是裂紋引發的量度。UPE越高，疲勞裂紋生長速率越低。根據ASTMGllO、MIL-H-6088(AMS-H6088)和QVA-Z-59-3對兩個50x60mm的試樣進行抗晶間腐蝕("ICG")性的測試。在表3中記錄了以微米計的最大深度並在圖2中示意顯示，其中在表3中"類型1"代表僅點蝕，"類型2"代表點蝕和輕微的IGC，以及"類型3"代表局部IGC。表2.沿LT方向測得的力學性能編號RpRm日UPETSTS/RpMPaMPa％kJ/m2MPalA35638212.33456551.8B36238711.23986581.8C35838413.14727042.0D36138912.43706481.8E36239012.33836501.8表3.T6狀態下的IGC腐蝕結果始縣IGC聊"y最大深度(pm)類型A1703B1223C761D261E681由表2和圖1的結果可看出，Ti或者Ti與Cr或者Ti與Cr及Zr的添加導致UPE的有利提高且兼具有屈服強度的提高。僅添加Ti導致撕裂強度的顯著提高。聯合添加Ti加Cr或者Ti加Cr及Zr產生與常規6013相當地撕裂強度，但這被IGC性能的顯著提高所平衡。由表3和圖2的結果可看出，與其AA6013對應物相比，Ti的添加導致抗腐蝕性、特別是抗晶間腐蝕性的顯著改良，而單獨添加Cr僅對IGC性能具有微小影響。對於Ti添加，僅發現點蝕，並且發生層狀腐蝕而不是IGC。而聯合添加Ti和Cr甚至進一步改善IGC性能。與6013對應物相比，聯合添加Ti、Cr和Zr還產生改善的IGC性能，而這與強度的較少進一步增加相平衡。由圖l可看出的是，具有聯合添加的Ti、Cr和Zr的合金與常規AA6013相比還具有有利的UPE與Rp之比。在另外實施方案中，關於上文表1中的AA6013合金研究了熱加工15前均勻化和預加熱溫度的影響。在鑄造後，將鑄錠去氧化皮，在不同溫度下均勻化約6小時，熱軋至8mm的厚度(其中熱軋機入口溫度為約4801C)，冷軋至2腿的最終厚度，在565匸下固溶熱處理15分鐘，水淬，伸展2%，通過在190X:保持4小時並接著用空氣冷卻至室溫而時效至T6狀態。表4中列出了關於力學性能的結果。由表4的結果可看出，UPE和撕裂強度隨著逐漸提高均勻化溫度而系統地提高，而屈服強度沒有改變。雖然對AA6013合金進行了說明，但對於根據本發明的合金產品可發現相同的趨勢。此外，與現有研究(見例如V.G.Davydov等的文章"/i7/7〃e/7ceo屍5^77;j《e//^i^/ize》e力sr/oro屍，，，MaterialsScienceForum331-337巻，(2000)，第1315-1320頁)相反，當製造根據本發明的合金產品時，提高預加熱或均勻化溫度對IGC抵抗性沒有不利影響。表4.AA6013合金中作為均勻化溫度的函數的力學性能。tableseeoriginaldocumentpage16雖然已描述了本發明的優選實施方案，但應理解，可以在所附權利要求書的範圍內以其它方式實施本發明。權利要求1.具有高強度和改良的抗晶間腐蝕性的可焊鋁合金形變產品，所述合金基本上由如下構成，重量％Si0.2-1.3Mg0.4-1.5Cu0.1-1.1Mn至多0.7Fe0.02-0.3Zn至多0.9Cr至多0.25Ti0.06-0.19Zr至多0.2Ag至多0.5，並且其中0.1<Ti+Cr<0.35，其它元素和不可避免的雜質，每種<0.05，總量<0.20，餘量是鋁。2.根據權利要求1的鋁合金產品，其中Cr含量為0.05-0.25%,且優選為0.08-0.19%。3.根據權利要求1或2的鋁合金產品，其中Ti含量為0.09-0.19%。4.根據權利要求1至3中任一項的鋁合金產品，其中0.12<Ti+Cr<0.3,且優選0.15<Ti+Cr<0.28。5.根據權利要求1至4中任一項的鋁合金產品，其中Zr含量為0.06-0.18%。6，根據權利要求1至4中任一項的鋁合金產品，其中Zr含量<0.05%，並且優選地該合金大體上不含Zr。7.根據權利要求1至6中任一項的鋁合金產品，其中Zn含量為0.5-0.85%,優選0.6-0.85%.8.根據權利要求1至6中任一項的鋁合金產品，其中Zn含量<0.2°/。，優選<0.05%。9.根據權利要求1至8中任一項的鋁合金產品，其中Si含量為0.6-1.15%，優選0.65-1.10°/。。10.根據權利要求1至9中任一項的鋁合金產品，其中Mg含量為0.7-1.25°/。，優選0.7-1.05%。11.根據權利要求1至10中任一項的鋁合金產品，其中Cu含量為0.5-1.1%，優選0.6-1.0%。12.根據權利要求1至11中任一項的鋁合金產品，其中Mn含量為0.15-0.7%,優選0.2-0.6%。13.根椐權利要求1至12中任一項的鋁合金產品，其中Fe含量為0.02-0.2%。14.根據權利要求1至13中任一項的鋁合金產品，其中Mg+1.1Si<2.0°/。，優選Mg+l.lSi<l.85%。15.根據權利要求1至14中任一項的鋁合金產品，其中該鋁合金產品在T6狀態下當依照MIL-H-6088試驗測量時具有小於100微米且優選小於90微米的晶間腐蝕侵蝕深度。16.根據權利要求1至15中任一項的鋁合金產品，其中該形變產品為片材或板材形式。17.根據權利要求1至16中任一項的鋁合金產品，其中該形變產品具有選自AA7xxx系列合金和AAlxxx系列合金的覆層。18.根據權利要求1至15中任一項的鋁合金產品，其中該形變產品是擠壓形式。19.根據權利要求1至18中任一項的鋁合金產品，其中該合金產品被回火至T6類型狀態。20.根據權利要求1至19中任一項的鋁合金產品，其中該合金產品是飛機機身部件，該部件選自機身蒙皮、擠壓縱梁及其通過雷射焊接和/或機械焊接而焊接在一起的組合。全文摘要本發明涉及具有高強度和改良的抗晶間腐蝕性的可焊鋁合金形變產品，所述合金基本上由如下構成，重量％Si0.2-1.3、Mg0.4-1.5、Cu0.1-1.1、Mn至多0.7、Fe0.02-0.3、Zn至多0.9、Cr至多0.25、Ti0.06-0.19、Zr至多0.2、Ag至多0.5，並且其中0.1＜Ti+Cr＜0.35，其它元素和不可避免的雜質每種＜0.05，總量＜0.20，餘量是鋁。文檔編號C22C21/08GK101484598SQ200780025603公開日2009年7月15日申請日期2007年6月14日優先權日2006年6月16日發明者N·泰利奧,莊林忠,陳尚平申請人:阿斯裡斯鋁業科布倫茨有限公司