close

Вход

Забыли?

вход по аккаунту

?

термическая обработка упрочняемых при старении алюминиевых сплавов с использованием вторичного выделения

код для вставки
РОССИЙСКАЯ ФЕДЕРАЦИЯ
RU
(19)
(11)
2 300 576
(13)
C2
(51) МПК
C22F 1/04
(2006.01)
ФЕДЕРАЛЬНАЯ СЛУЖБА
ПО ИНТЕЛЛЕКТУАЛЬНОЙ СОБСТВЕННОСТИ,
ПАТЕНТАМ И ТОВАРНЫМ ЗНАКАМ
(12)
ОПИСАНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ К ПАТЕНТУ
(21), (22) За вка: 2003129809/02, 04.03.2002
(72) Автор(ы):
ЛАМЛИ Роджер Нейл (AU),
ПОЛМИР Ян Джеймс (AU),
МОРТОН Аллан Джеймс (AU)
(24) Дата начала отсчета срока действи патента:
04.03.2002
(73) Патентообладатель(и):
КОММОНВЕЛТ САЙЕНТИФИК ЭНД
ИНДАСТРИАЛ РИСЕРЧ ОРГАНИЗЕЙШН (AU)
(43) Дата публикации за вки: 10.02.2005
R U
(30) Конвенционный приоритет:
08.03.2001 AU PR 3608
(45) Опубликовано: 10.06.2007 Бюл. № 16
2 3 0 0 5 7 6
2 3 0 0 5 7 6
(85) Дата перевода за вки PCT на национальную фазу:
08.10.2003
C 2
C 2
(56) Список документов, цитированных в отчете о
поиске: КОЛОБНЕВ И.Ф. Термическа обработка
алюминиевых сплавов. - М.: Металлурги , 1966,
с.25, 26. НОВИКОВ И.И. Теори термической
обработки металлов. - М.: Металлурги , 1974,
с.278. ХЭТЧ Дж.Е. Алюминий: свойства и
физическое металловедение, с.160, 161, 169.
SU 1527939 A, 09.06.1995. WO 9524514 A,
14.09.1995. US 5076859 A, 31.12.1991. WO
9618752 A, 20.06.1996.
(86) За вка PCT:
AU 02/00234 (04.03.2002)
(87) Публикаци PCT:
WO 02/070770 (12.09.2002)
Адрес дл переписки:
129010, Москва, ул. Б.Спасска , 25, стр.3,
ООО "Юридическа фирма Городисский и
Партнеры", пат.пов. Г.Б. Егоровой, рег.№ 513
(54) ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА УПРОЧНЯЕМЫХ ПРИ СТАРЕНИИ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
R U
С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ ВТОРИЧНОГО ВЫДЕЛЕНИЯ
(57) Реферат:
Изобретение
относитс к
термической
обработке
алюминиевых
сплавов,
которые
способны к упрочнению при старении. Способ
включает три стадии обработки сплава. На первой
стадии (а) осуществл ют выдержку сплава при
повышенной температуре старени , котора способствует выделению по меньшей мере одного
растворенного элемента. Выдержку провод т в
течение периода времени, позвол ющего получить
недостаренный сплав, имеющий не менее 40% и не
более 85% максимальных значений твердости и
прочности, получаемых при полной обработке до
состо ни Т6. На второй стадии провод т
охлаждение
недостаренного
сплава
от
температуры старени на стадии (а) до более
низкой температуры от -10°С до 65°С. Охлаждение
провод т с достаточно большой скоростью дл того, чтобы по существу приостановить первичное
выделение. На третьей стадии на охлажденный
сплав воздействуют более низкой температурой
старени , чем температура старени на стадии (а),
Страница: 1
RU
дл получени дальнейшего выделени растворенного элемента, определ емого как
«вторичное выделение». Техническим результатом
изобретени вл етс разработка способа,
позвол ющего получить улучшенные сочетани механических свойств. 22 з.п. ф-лы, 4 табл., 15 ил.
R U
R U
2 3 0 0 5 7 6
C 2
C 2
2 3 0 0 5 7 6
Страница: 2
RUSSIAN FEDERATION
(19)
RU
(11)
2 300 576
(13)
C2
(51) Int. Cl.
C22F 1/04
(2006.01)
FEDERAL SERVICE
FOR INTELLECTUAL PROPERTY,
PATENTS AND TRADEMARKS
(12)
ABSTRACT OF INVENTION
(21), (22) Application: 2003129809/02, 04.03.2002
(72) Inventor(s):
LAMLI Rodzher Nejl (AU),
POLMIR Jan Dzhejms (AU),
MORTON Allan Dzhejms (AU)
(24) Effective date for property rights: 04.03.2002
(30) Priority:
08.03.2001 AU PR 3608
(43) Application published: 10.02.2005
(45) Date of publication: 10.06.2007 Bull. 16
2 3 0 0 5 7 6
(85) Commencement of national phase: 08.10.2003
(86) PCT application:
AU 02/00234 (04.03.2002)
(87) PCT publication:
WO 02/070770 (12.09.2002)
(54) THERMAL HARDENING OF THE AGING ALUMINUM ALLOYS BY THE SECONDARY
R U
2 3 0 0 5 7 6
SEPARATION
(57) Abstract:
FIELD: nonferrous metallurgy; methods of the
thermal hardening of the aging aluminum alloys.
SUBSTANCE: the invention is pertaining to
thermal treatment of the aging aluminum alloys
suitable for hardening. The method includes three
phases of the thermal treatment of such an aged
alloy. At the first phase of the thermal
treatment (a) they conduct the alloy curing at
the
heightened
aging
temperature,
which
facilitates the process of extraction of at least
one dissolved element. The aging is conducted
during the time span ensuring production of the
non-aged alloy having no less than 40 % and no
more than 85 % of the values of the maximal
hardness and strength achieved at the complete
treatment up to the state Т6. At the second phase
conduct chilling of the non-aged alloy from the
ageing temperature of the phase (a) to the much
lower temperature from -10°С to 65°С. The chilling
is conducted at the rather high speed with the
purpose
essentially
to
suspend
primary
extraction. At the third phase the cooled alloy
is effected by the much lower ageing temperature,
than the ageing temperature of the phase of (a) for the further extraction of the dissolved
element defined as «the secondary extraction».
The technical result of the invention is the
development of the method allowing to gain the
improved combinations of mechanical properties.
EFFECT: the invention ensures development of
the method allowing to gain the improved
combinations of the aluminum alloy mechanical
properties.
23 cl, 4 tbl, 15 dwg
Страница: 3
C 2
C 2
Mail address:
129010, Moskva, ul. B.Spasskaja, 25, str.3,
OOO "Juridicheskaja firma Gorodisskij i
Partnery", pat.pov. G.B. Egorovoj, reg.№ 513
EN
R U
(73) Proprietor(s):
KOMMONVELT SAJENTIFIK EhND INDASTRIAL
RISERCh ORGANIZEJShN (AU)
C 2
C 2
2 3 0 0 5 7 6
2 3 0 0 5 7 6
R U
R U
Страница: 4
RU 2 300 576 C2
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
Насто щее изобретение относитс к термической обработке алюминиевых сплавов,
которые способны к упрочнению под действием хорошо известного влени упрочнени при старении (или дисперсионного твердени ).
Упрочн юща термическа обработка с помощью упрочнени при старении вл етс применимой к сплавам, в которых растворимость в твердом состо нии по меньшей мере
одного легирующего элемента уменьшаетс с понижением температуры. Соответствующие
алюминиевые сплавы включают в себ некоторые серии деформируемых сплавов, в
основном серий 2000 (Al-Cu, Al-Cu-Mg), 6000 (Al-Mg-Si) и 7000 (Al-Zn-Mg) согласно
International Alloy Designation System (IADS). В дополнение к этому, многие литейные
сплавы вл ютс упрочн емыми при старении. Насто щее изобретение распростран етс на все такие алюминиевые сплавы, включа деформируемые и литейные сплавы, а также
композиты с металлической матрицей, продукты порошковой металлургии и продукты,
производимые с помощью нестандартных способов, таких как быстрое отверждение.
Термическа обработка упрочн емых при старении материалов, как правило, включает в
себ следующие три стадии:
1. Обработку на твердый раствор при относительно высокой температуре дл получени однофазного твердого раствора, т.е. дл растворени легирующих элементов.
2. Быстрое охлаждение или закалку, например в холодной воде, дл удерживани растворенных элементов в перенасыщенном твердом растворе.
3. Старение сплава путем выдержки его в течение некоторого периода времени при
одной, а иногда и при второй, промежуточной температуре дл достижени твердени или
упрочнени .
Упрочнение, которое возникает в результате такого старени , происходит из-за того,
что растворенные компоненты, удерживаемые в перенасыщенном твердом растворе, в
качестве части отклика по установлению равновеси образуют выделени (вторичные
фазы), которые диспергированы в зернах в виде образований малого размера и повышают
способность материала противосто ть деформации сдвига. Максимальное твердение или
упрочнение имеет место тогда, когда обработка старением приводит к образованию
«критических» (т.е. привод щих к полному старению) дисперсий одного или нескольких из
этих мелкодисперсных выделений (вторичных фаз).
Услови старени различаютс дл различных сплавов. Два распространенных способа
обработки, которые включают в себ только одну стадию, заключаютс в выдержке в
течение продолжительного времени при комнатной температуре (обработка до состо ни T4 с естественным старением) или, чаще, при повышенной температуре в течение более
короткого времени (например, 8 часов при 150°C), что соответствует максимуму в
процессе твердени (обработка до состо ни T6 с искусственным старением). Некоторые
сплавы выдерживаютс в течение предписанного периода времени при комнатной
температуре (например, 24 часов) перед применением обработки до состо ни T6 при
повышенной температуре.
В других системах сплавов обработанный на твердый раствор материал деформируетс на холоде с заданным процентом деформации перед старением при повышенной
температуре. Этот способ известен как обработка до состо ни T8, и он приводит к
улучшенному распределению выделений (вторичных фаз) внутри зерен. Сплавы на основе
серии сплавов 7000 могут проходить две или более стадии при их обработке старением.
Эти сплавы могут состариватьс при более низкой температуре перед старением при
более высокой температуре (например, обработка до состо ни T73). Альтернативно, две
такие стадии могут предшествовать дальнейшей обработке, в ходе которой материал
дополнительно состариваетс при более низкой температуре (иногда упоминаетс как
регресс и повторное старение или RRA от английского Retrogression and reageing).
В последнем предложении дл сплава 8090 материал состариваетс в течение
заданного периода при повышенной температуре, а затем в течение коротких периодов на
нескольких стади х со ступенчатым понижением температуры. Это обеспечивает средства
дл развити улучшенного поведени в отношении образовани трещин в ходе
Страница: 5
DE
RU 2 300 576 C2
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
использовани .
В принадлежащей авторам данного изобретени и наход щейс в насто щее врем на
рассмотрении Международной за вке на патент PCT/AU00/01601 описана нова треть стади упрочн ющей обработки старением. Она описывает способ старени , в котором
сначала в течение относительно короткого периода времени осуществл ют старение при
обычной повышенной температуре (искусственное старение), с последующим перерывом
на заданный период времени при температуре окружающей среды или немного выше,
после чего, наконец, следует дополнительное старение при первой обычной температуре
старени или вблизи нее. Такое состо ние обозначаетс , таким образом, T6I6, что
обозначает обработку старением при повышенной температуре до и после стадии (I)
перерыва (от английского Interrupt step). Этот способ применим ко всем упрочн емым
при старении алюминиевым сплавам и основываетс на процессе вторичного выделени (т.е. вторичного образовани выделений или вторичных фаз) дл индуцировани низкотемпературного твердени во врем стадии (I) перерыва, использу затем эти
вторичные выделени дл усилени конечной реакции или отклика на старение при
повышенной температуре.
Некоторые формы вторичного выделени могут оказывать вредное воздействие на
свойства, как показано дл литийсодержащего алюминиевого сплава 2090 и магниевого
сплава WE54. В этих случа х диспергированные в виде образований очень малого размера
вторичные выделени , которые формируютс , когда эти сплавы состариваютс при
услови х обработки до состо ни T6, а затем выдерживаютс в течение длительного
времени при более низких температурах, например, в диапазоне от примерно 90°C до
130°C, могут приводить к неприемлемому понижению ковкости и ударной в зкости.
Насто щее изобретение направлено на создание таких видов обработки старением,
которые делают возможным получение улучшенных сочетаний механических свойств,
которые могут быть получены дл многих упрочн емых при старении (называемых также
дисперсионно-твердеющими) алюминиевых сплавов.
Насто щее изобретение предусматривает способ термической обработки старением
упрочн емого при старении алюминиевого сплава, в котором легирующие элементы
наход тс в твердом растворе, причем способ включает в себ стадии:
(a) выдержки сплава при повышенной температуре старени , котора вл етс подход щей дл старени сплава, с целью способствовани выделению (т.е. образованию
выделений или вторичных фаз) по меньшей мере одного растворенного элемента,
определ емому здесь как "первичное выделение" в течение периода времени, который
вл етс коротким по сравнению с обработкой до состо ни T6, с получением, таким
образом, недостаренного (т.е. неполностью состаренного) сплава;
(b) охлаждени недостаренного сплава от температуры старени на стадии (a) до более
низкой температуры и с достаточно большой скоростью с тем, чтобы по существу
приостановить первичное выделение; и
(c) воздействи на охлажденный сплав, полученный на стадии (b), более низкой
температуры старени , чем температура старени на стадии (a), таким образом, чтобы
развить адекватные механические свойства как функцию времени путем дальнейшего
выделени растворенного элемента (элементов), определ емого здесь как "вторичное
выделение". По соглашению, предложенному в указанной выше за вке PCT/AU00/01601,
состо ние, обеспечиваемое способом согласно насто щему изобретению, обозначаетс T6I4. Это означает, что материал искусственно состариваетс в течение короткого
периода времени, быстро охлаждаетс , например, путем закалки в соответствующей
среде, а затем выдерживаетс (с перерывом) при температуре и в течение времени,
достаточных дл того, чтобы дать возможность дл осуществлени соответствующего
вторичного старени .
Авторы обнаружили, что больша часть упрочн емых при старении алюминиевых
сплавов демонстрирует благопри тную реакцию или отклик на такую термическую
обработку по насто щему изобретению. В сплавах, демонстрирующих благопри тную
Страница: 6
RU 2 300 576 C2
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
реакцию, вл етс возможным получение свойств на раст жение (т.е. свойств, получаемых
при испытании на раст жение) и значений твердости, примерно эквивалентных, а иногда и
больших чем такие же свойства, получаемые после типичной обработки до состо ни T6.
Способ по насто щему изобретению также может сделать возможным одновременное
улучшение других механических свойств, таких как сопротивление развитию трещин
(в зкость разрушени ) и износостойкость.
Улучшенные сочетани механических свойств, которые станов тс возможными с
помощью способа по насто щему изобретению, достигаютс с помощью контролируемого
вторичного выделени , т.е. вторичного образовани вторичных фаз. Улучшенные свойства
могут быть получены в пределах более короткого времени выдержки, при температуре
искусственного старени по сравнению с эквивалентными видами обработки до состо ни T6. Может быть возможным достижение свойств на раст жение с нормальным
статистическим разбросом по отношению к тем же свойствам типичного материала сплава,
в состо нии T6, или даже более высоких свойств на раст жение, но часто с заметно
улучшенным сопротивлением развитию трещин. Выигрыш по времени дл насто щего
способа св зан с более короткой продолжительностью цикла искусственного старени , в
котором сплав должен нагреватьс искусственно. Затем упрочнение может продолжатьс более медленно при температуре окружающей среды или вблизи нее в течение
неопределенно долгого периода времени. Упрочнение, которое имеет место во врем начального нагрева дл искусственного старени , как правило, дает материал,
удовлетвор ющий минимальным требовани м дл технического применени , хот сплав
затем может продолжить свое упрочнение, когда он хранитс , транспортируетс или
используетс .
Виды обработки старением в соответствии с насто щим изобретением, как правило,
примен ютс к сплавам, которые сначала были термически обработаны на твердый
раствор (например, при 500°C) с тем, чтобы растворить раствор емые элементы (т.е.
легирующие элементы, вход щие в состав твердого раствора), а также удержать их в
перенасыщенном твердом растворе путем осуществлени закалки до температуры
окружающей среды или близкой к ней. Обе эти операции могут предшествовать стадии (a)
обработки старением или предварительно примен тьс к сплаву в том виде, как он
получен. То есть сплав, получаемый дл применени стадии (a), может уже содержать
легирующие элементы в твердом растворе. Альтернативно, способ по насто щему
изобретению может дополнительно включать в себ перед стадией (a) следующие стадии:
(i) нагрева сплава до температуры обработки на твердый раствор в течение периода
времени, достаточного дл перехода раствор емых легирующих элементов в твердый
раствор, и
(ii) закалки сплава от температуры обработки на твердый раствор, чтобы, тем самым,
удержать легирующие элементы в твердом растворе.
Закалка от температуры обработки на твердый раствор может осуществл тьс непосредственно до температуры старени на стадии (a), так что повторный нагрев от
температуры окружающей среды исключаетс , или же закалка может осуществл тьс до
более низкой температуры, такой как температура окружающей среды. Однако сплав с
растворенными элементами, удерживаемыми в перенасыщенном твердом растворе, может
быть получен после некоторых литейных операций, и способ по насто щему изобретению
также может быть применен к такому сплаву в том виде, как он получен. Также насто щее
изобретение примен етс к сплаву, в котором растворенные элементы удерживаютс в
твердом растворе с помощью закалки под прессом от температуры твердого раствора или
путем охлаждени сплава во врем экструзии от температуры обработки на твердый
раствор, осуществл етс ли она в сплаве в том виде, как он получен, или
осуществл етс в способе по насто щему изобретению перед стадией (a).
Температура и врем дл стадии (a) обработки старением, как правило, выбираетс так, чтобы достигнуть недостаривани , обеспечивающего не более 85%, предпочтительно
от 40 до 75%, максимальной твердости и прочности, получаемых при обычной обработке
Страница: 7
RU 2 300 576 C2
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
до состо ни T6. В зависимости от обрабатываемого сплава, такое старение может
включать в себ выдержку при температуре стадии (а) в течение времени, наход щегос в
диапазоне от нескольких минут до нескольких часов. При таких услови х говор т, что
материал недостариваетс . Период времени при температуре старени на стадии (a)
может составл ть от нескольких минут примерно до 8 часов. Однако этот период времени
может превосходить 8 часов при условии, что он вл етс меньшим, чем врем полного
упрочени .
Охлаждение на стадии (b) после обработки на стадии (a) может происходить до
температуры, наход щейс в диапазоне от примерно 65°C до примерно -10°C. В двух
практически выгодных альтернативных вариантах охлаждение может происходить по
существу до температуры окружающей среды или по существу до температуры старени на стадии (c). Предпочтительно, охлаждение достигаетс путем закалки в
соответствующей среде, котора может представл ть собой воду или другую
соответствующую текучую среду, такую как закалочна среда на основе газа или
полимера, или может происходить в псевдоожиженном слое. Целью охлаждени на стадии
(b) вл етс , прежде всего, приостановка первичного выделени (вторичных фаз),
которое происходит во врем стадии (a).
В течение стадии (c) соответствующие времена и температуры вл ютс взаимосв занными. Дл целей насто щего изобретени стади (c) предпочтительно
предназначаетс дл установлени условий, с помощью которых состаренные
алюминиевые сплавы могут достигать прочностей, сравнимых или превышающих
прочности дл соответствующих условий обработки до состо ни T6. Температуры дл стадии (c), как правило, лежат в диапазоне от 20 до 90°C в зависимости от сплава, но не
вл ютс ограниченными этим диапазоном. Дл стадии (c) требуютс соответствующие
температуры и времена выдержки, обеспечивающие вторичное выделение (вторичных
фаз), детально описанное выше. Как правило, чем ниже температура в течение стадии
(c), тем больше врем , требуемое дл достижени желаемого сочетани механических
свойств. Однако это не вл етс всеобщим правилом, поскольку существуют исключени .
Стади (c) может осуществл тьс в течение периода времени, который при температуре
старени на стадии (c) приводит к получению требуемого уровн вторичного выделени .
Стади (c) может быть осуществлена в течение периода времени, который при ее
температуре старени приводит к достижению требуемого уровн упрочнени сплава,
превышающего уровень, полученный непосредственно после стадии (b). Этот период
может быть достаточным дл достижени желаемого уровн свойств на раст жение.
Уровень свойств на раст жение может быть таким же, но предпочтительно вл етс более
высоким, чем тот, который получаетс с помощью полной обработки до состо ни T6. Этот
период может быть достаточным дл достижени сочетани требуемого уровн свойств на
раст жение и сопротивлени развитию трещин. Сопротивление развитию трещин может
быть по меньшей мере равным тому, которое получаетс с помощью полной обработки до
состо ни T6.
Способ по насто щему изобретению применим не только к стандартной одностадийной
обработке до состо ни T6, но вл етс также применимым к другим видам обработок. Они
включают в себ любые виды таких обработок, которые, как правило, включают в себ удерживание растворенного элемента в твердом растворе после нагрева до более высокой
температуры с тем, чтобы облегчить упрочнение при старении. Некоторые примеры
включают в себ (но не ограничиваютс этим) обработку до состо ни T5, обработку до
состо ни T8 и обработку до состо ни T9. В этих случа х применение насто щего
изобретени про вл етс в закалке с достаточно высокой скоростью от примен емой в
конкретном случае температуры старени дл создани недостаренного материала (стади (a), рассмотренна выше), но перед выдержкой при пониженной температуре (стади (c),
рассмотренна выше). Эти виды обработки или состо ни , следу рассмотренному ранее
условию, должны определ тьс как T5I4, T8I4 и T9I4, означа , что нужна верси обработки до состо ни T5, T8 или T9 с недостариванием сопровождаетс периодом
Страница: 8
RU 2 300 576 C2
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
выдержки при пониженной температуре.
По меньшей мере на одной из стадий способа по насто щему изобретению сплав может
быть подвергнут механической деформации (деформированию). Деформаци может
происходить перед стадией (a). Таким образом, например, если сплав перед стадией (а)
подвергаетс описанным выше стади м (i) и (ii) обработки на твердый раствор и
закалки, то в качестве части способа по насто щему изобретению сплав может быть
подвергнут механической деформации между стади ми (i) и (a), например, во врем стадии (ii), например, путем закалки под прессом или во врем экструзии сплава.
Однако сплав может быть подвергнут механической деформации между стади ми (b) и (c)
или во врем стадии (c). В каждом случае обработка сплава, возникающа в результате
деформации, способна дополнительно улучшить свойства сплава, достигаемые
посредством стадий (a)-(c) насто щего способа.
Как и на стадии (c), как определено выше, температура и период времени дл стадии
(a) вл ютс взаимосв занными. В каждом случае период времени возрастает с
уменьшением температуры дл заданного уровн первичного выделени на стадии (a) и
вторичного выделени на стадии (c). Однако услови дл каждой из стадий (a) и (c)
вл ютс взаимосв занными в том, что уровень недостаривани , достигаемый на стадии
(a), определ ет рамки (объем) дл вторичного выделени на стадии (c).
Диапазон соответствующего недостаривани на стадии (a) измен етс вместе с серией,
к которой принадлежит данный сплав, и, по меньшей мере частично, зависит от
химических составов сплавов. Кроме того, хот вл етс возможным обобщение сплавов
каждой серии по подход щему уровню недостаривани , в каждой серии неизбежно
существуют исключени . Однако дл сплавов серии 2000 недостаривание дл обеспечени от 50 до 85% максимальной прочности на разрыв и твердости, получаемых при полной
обработке до состо ни T6, как правило, вл етс подход щим, по меньшей мере там, где
сплав не подвергаетс механической деформации, например, с помощью холодной
обработки. Когда сплав серии 2000 подвергаетс такой деформации, может быть
подход щим недостаривание до более низкого уровн упрочнени в зависимости от уровн используемой механической обработки. В противоположность этому, сплавы серии 7000,
как правило, делают возможными короткие периоды времени на стадии (a), например в
несколько минут, дл достижени подход щего недостаривани , обеспечивающего от 30 до
40% от максимальной прочности на разрыв и твердости, получаемых при полной обработке
до состо ни T6.
Способ по насто щему изобретению дает возможность многим сплавам, таким как
литейный сплав 357, а также 6013, 6111, 6056, 6061, 2001, 2214, сплав Al-Cu-Mg-Ag,
например 7050 и 7075, дл достижени эквивалентного или более высокого уровн свойств
на раст жение или твердости, чем свойства, получаемые при эквивалентных видах
обработки до состо ни T6. Это может происходить из-за заметного понижени времени
искусственного старени и, в случае сплавов серии 6000, Al-Cu-Mg-Ag, некоторых
сплавов серии 7000 и некоторых литейных сплавов, может обеспечить одновременное
улучшение сопротивлени сплава развитию трещин. По этой причине в таких случа х
сплавы демонстрируют улучшенный уровень сопротивлени развитию трещин при
эквивалентном уровне свойств на раст жение, но при заметном уменьшении времени
выдержки при температуре искусственного старени . Это говорит о том, что улучшени ,
достигаемые с помощью способа по насто щему изобретению, кроме обеспечени выигрыша в механических свойствах могут также включать в себ выигрыш в стоимости
обработки. В этом контексте такой выигрыш в стоимости представл ет собой уменьшение
времени искусственного старени , которое делаетс возможным с помощью
рассматриваемого изобретени , поскольку оно обеспечивает более высокую прочность при
понижении стоимости и более коротких временах процесса. Например, дл сплава 7050
типичные свойства при обработке до состо ни T6 достигаютс после времени
искусственного старени 24-48 часов. С помощью использовани способа по насто щему
изобретению дл сплава 7050 количество времени, требующегос дл выдержки при
Страница: 9
RU 2 300 576 C2
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
повышенной температуре на стадии (a) перед закалкой на стадии (b), может быть
сокращено до 5-10 минут, c последующим осуществлением стадии (c) при температуре,
близкой к температуре окружающей среды. В дополнение к этому, врем , требующеес дл искусственного старени по насто щему изобретению, может быть понижено, например, до
уровн сплавов серии 6000, так что оно может быть приведено в соответствие с циклом
покраски-сушки дл листов корпуса автомобил , и это означает также, что стадии
многократной обработки, необходимые в современной практике, могут быть исключены.
Дл того чтобы насто щее изобретение могло быть лучше пон то, теперь описание
будет осуществл тьс со ссылкой на прилагаемые чертежи, на которых:
фигура 1 представл ет собой схематический график врем -температура,
иллюстрирующий применение способа по насто щему изобретению;
фигура 2 представл ет собой схематический график врем -твердость, иллюстрирующий
вторичное выделение в экспериментальном сплаве Al-4Cu, когда он состариваетс до
различных начальных времен, и иллюстрирующий способ по насто щему изобретению;
фигура 3 представл ет собой р д спектров A-D дерного магнитного резонанса (ЯМР),
демонстрирующих реакцию вторичного выделени дл Al-4Cu как функцию времени
выдержки при 65°C;
фигура 4 изображает график зависимости от времени как твердости, так и атомного %
Cu, в зонах GP1 дл сплава Al-4Cu, подвергшегос воздействию термических видов
обработки, подробно описанных дл фигуры 3;
фигура 5 представл ет собой график зависимости твердости от времени,
иллюстрирующий реакцию вторичного выделени сплава 7050 при применении способа по
насто щему изобретению, по сравнению с обработкой до состо ни T6;
фигура 6 изображает график зависимости твердости от времени, демонстрирующий
реакцию в способе по насто щему изобретению дл сплава 2001, по сравнению с
обработкой до состо ни T6;
ФИГУРА 7 изображает график зависимости твердости от времени дл сплава 2001,
демонстрирующий реакцию согласно способу дл каждого из видов обработки до состо ний
T814 и T914, по сравнению с обработкой до состо ни T8;
фигура 8 изображает график зависимости твердости от времени, демонстрирующий
реакцию в способе по насто щему изобретению дл сплава 6013 (который демонстрирует
поведение, по существу подобное каждому из сплавов 6111 и 6056);
фигура 9 представл ет собой график зависимости твердости от времени,
иллюстрирующий реакцию вторичного выделени при 25°C сплава 7075 и сплава 7075 +
Ag при применении способа по насто щему изобретению;
фигура 10 представл ет собой график зависимости твердости от времени,
иллюстрирующий вторичную реакцию при 65°C сплава 7075 и сплава 7075 + Ag при
применении насто щего изобретени ;
фигура 11 демонстрирует кривые старени дл литейного сплава 357, состаренного от
различных начальных времен;
фигура 12 представл ет воздействие скорости охлаждени на стадии (b) на
последующую реакцию вторичного выделени дл сплава Al-4Cu и представл ет
контрастный эффект от использовани либо закалочной среды на основе этиленгликол ,
охлажденной до -10°C, либо закалки в гор чей воде при 65°C;
фигура 13 вл етс такой же, как фигура 12, но дл сплава 6013;
фигура 14 вл етс такой же, как фигура 12, но дл сплава 7075; и
фигура 15 вл етс такой же, как фигура 12, но дл сплава 8090.
Насто щее изобретение делает возможным установление условий, с помощью которых
алюминиевые сплавы, которые вл ютс способными к упрочнению при старении, могут
подвергатьс такому дополнительному твердению и/или упрочнению при более низкой
температуре на стадии (c), если они сначала частично состариваютс при более высокой
температуре на стадии (a) в течение короткого времени, а затем охлаждаютс на стадии
(b), например, путем закалки до комнатной температуры. Этот эффект демонстрируетс на
Страница: 10
RU 2 300 576 C2
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
фигуре 1, котора демонстрирует общие принципы обработки старением до состо ни T6I4
по насто щему изобретению и котора представл ет собой схематическое представление
того, как вторичное выделение используетс в услови х способа насто щего изобретени дл обработки до состо ни T6I4 упрочн емых при старении алюминиевых сплавов.
Как показано на фигуре 1, способ старени до состо ни T6I4 использует
последовательные стадии (a)-(c). Однако, как показано, стади (a) предвар етс предварительной обработкой на твердый раствор, обозначенной на фигуре 1 как обработка
ST (от английского Solution treatment), в ходе которой сплав выдерживаетс при
относительно высокой начальной температуре и в течение времени, достаточного дл образовани раствора легирующих элементов. Эта предварительна обработка может
быть осуществлена дл сплаве в том виде, в котором он получен, и в этом случае сплав,
как правило, должен закал тьс до температуры окружающей среды, как показано, или
ниже температуры окружающей среды. Однако, в качестве альтернативы, предварительна обработка может представл ть собой дополнение к способу по насто щему изобретению. В
этом альтернативном варианте закалка после обработки ST может осуществл тьс до
температуры окружающей среды или ниже или может осуществл тьс до температуры на
стадии (a) способа по насто щему изобретению, тем самым устран необходимость в
повторном нагреве сплава до температуры, необходимой в будущем.
На стадии (a) сплав состариваетс при температуре, равной или близкой к
температуре, соответствующей старению до состо ни T6 дл рассматриваемого сплава.
Температура и продолжительность стадии (a) вл ютс достаточными дл достижени требуемого уровн упрочнени с недостариванием, как описываетс выше. От
температуры стадии (a) сплав закаливаетс на стадии (b) дл приостановлени старени с первичным выделением на стадии (a); при этом закалка на стадии (b) осуществл етс до температуры, равной или близкой к температуре окружающей среды. После стадии (b)
закалки сплав выдерживаетс на стадии (c) при температуре, котора ниже, а как
правило значительно ниже, температуры на стадии (a), при этом температура и
длительность стадии (c) вл ютс достаточными дл достижени вторичного
зародышеобразовани .
В отношении схематического представлени изображенного на фигуре 1 способа
старени и того, как он примен етс ко всем соответствующим упрочн емым при старении
алюминиевым сплавам, врем выдержки при температуре на стадии (a) составл ет от
нескольких минут до нескольких часов в зависимости от сплава.
Фигура 2 демонстрирует способ в применении к твердению деформируемого
экспериментального сплава Al-4Cu. При более конкретном упоминании фигуры 2 график на
ней вл етс графиком твердости как функции времени и демонстрирует вторичное
выделение в недостаренном сплаве Al-4Cu от различных начальных времен. Сплав
представл л собой твердый раствор, обработанный при 540°C, а затем закаленный дл удержани растворенных элементов в твердом растворе. Затем первичное выделение на
стадии (a) осуществл ли при 150°C, и его ход представлен сплошной линией. Течени соответствующих вторичных выделений на стадии (c), достигаемых путем выдержки при
65°C, следующей за стадией (a), осуществл емой в течение различных времен,
представлены прерывистыми лини ми, причем представлены следующие времена
старени на стадии (c): 1, 1,5, 2,5, 3, 4,5, 8 и 24 часа. Твердость при полной
обработке до состо ни T6 дл сплава Al-4Cu, состаренного при 150°C, как обнаружено,
составл ет 132 VHN (единиц твердости по Виккерсу). Однако, как показано с помощью
фигуры 2, сплав подвергаетс значительному вторичному выделению при более низкой
температуре на стадии (c), так что его твердость в конечном итоге достигает той,
которую получают дл сплава, состаренного до состо ни T6 в пределах показанного
времени.
Фигура 3 демонстрирует р д спектров A-D дерного магнитного резонанса (ЯМР),
демонстрирующих реакцию вторичного выделени дл сплава Al-4Cu. Спектр A
демонстрирует спектр ЯМР дл материала, который был обработан на твердый раствор
Страница: 11
RU 2 300 576 C2
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
при 540°C, закален, состарен 2,5 часа при 150°C, закален, а непосредственно затем
исследован. В пределах спектра представлены два сно выраженных пика, первый из
которых (пик P1) соответствует интенсивности атомов меди, которые остаютс в твердом
растворе сплава. Второй пик (пик P2) соответствует интенсивности атомов меди, которые
присутствуют в зонах GP1 (зоны Гинье-Престона первого пор дка) в сплаве. Зоны GP1
представл ют собой «фазу» первичных зародышей выделений (вторичных фаз), котора формируетс и вносит вклад в упрочнение. Пики спектров A-D были нормированы по
интенсивности пика зоны GP1, так что изменени концентрации меди в твердом растворе
наблюдаютс легче всего. По этой причине спектр A представл ет материал, в котором
перва стади старени при 150°C приводит к образованию зон GP1 при этой температуре
и потребл ет приблизительно половину от общего количества меди, присутствующей в
сплаве. Затем спектры B-D ЯМР демонстрируют в сравнении различи этих пиков,
присутствующие после различных времен выдержки при 65°С на стадии (c), т.е. 240
час (В), 650 час (С) и 1000 час (D), после закалки на стадии (b), следующей после
стадии недостаривани (а). Измерение соответствующих площадей под этими пиками
показывает, что количество меди, удерживаемой в твердом растворе, уменьшаетс как
функци выдержки на стадии (c), и при этом дол меди, присутствующей в зонах GP1,
увеличиваетс вместе со временем выдержки на стадии (c). Выража атомную долю (1,73
ат. % Cu в целом) меди, присутствующей в зонах GP1, как функцию времени выдержки,
может быть сгенерирована обща форма кривой вторичного твердени . Когда она затем
сравниваетс с кривой твердость-врем , как показано на фигуре 4, эти два способа
демонстрируют высокую степень коррел ции.
Следовательно, фигура 4 демонстрирует график зависимости как твердости, так и
атомного % Cu, содержащейс в зонах GP1, как функции времени дл сплава Al-4Cu,
подвергнутого тепловым обработкам, подробно описанным дл фигуры 3.
Фигура 5 демонстрирует способ в применении к твердению деформируемого (Al-Zn-MgCu) сплава 7050. Упомина фигуру 5 более конкретно, график на ней демонстрирует
вторичное выделение в сплаве 7050, состаренном от различных начальных времен, по
сравнению с кривой старени до состо ни T6 дл старени при 130°C. Сплав представл л
собой твердый раствор, обработанный при 485°C. Первичное выделение на стадии (a)
осуществл ли при 130°C, и ее ход представлен сплошной линией. После закалки на
стадии (b) ход соответствующего вторичного выделени на стадии (c) от различных
времен дл стадии (a) представлен с помощью прерывистых линий (линий из тире и
точек). Твердость после полного старени до состо ни T6 дл сплава 7050,
состаренного при 130°C, как обнаружено, составл ет 209 VHN. Однако, как показано на
фигуре 5, сплав подвергаетс значительному вторичному выделению при более низкой
температуре на стадии (c), в этом случае 65°C, так что его твердость по существу равна
твердости в состо нии T6.
Фигура 6 демонстрирует способ по насто щему изобретению в применении к
деформируемому (Al-Cu-Mg) сплаву 2001, в сравнении с кривой старени до состо ни T6,
сгенерированной при 177°C. Первичное выделение с недостариванием на стадии (a)
получали путем нагрева сплава при 177°C. Стадию (c) вторичного выделени осуществл ли от различных начальных времен и проводили при 65°C (прерывистые
линии). Максимальна твердость в состо нии T6 дл сплава 2001 составл ет
приблизительно 140 VHN. Дл состо ний T6I4, изображенных на фигуре 6, материал,
изначально состариваемый 2 часа, как правило, затем твердеет до 140-143 VHN, то есть
до значени , равного или немного большего, чем дл типичного сплава в состо нии T6.
Другие начальные времена стадии (c) недостаривани демонстрируют меньшую реакцию
на стадии (c) вторичного твердени , н?? в конечном итоге выравниваютс в том виде, как
это показано на фигуре 6.
Фигура 7 демонстрирует альтернативную форму способа по насто щему изобретению в
применении к деформируемому (Al-Cu-Mg) сплаву 2001. В этом случае применение
Страница: 12
RU 2 300 576 C2
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
направлено на те виды обработки, которые включают в себ стадию холодной обработки.
Сплошна лини и ромбики соответствуют стандартной обработке до состо ни T8, в ходе
которой 10% холодна обработка примен етс после обработки на твердый раствор и
перед старением при 177°C. Прерывиста лини с квадратиками представл ет старение до
состо ни T814, т.е. сплав обрабатывали на твердый раствор, закал ли, подвергали 10%
холодной обработке, состаривали при 177°C в течение 40 минут и закал ли, а затем
выдерживали при 65°C в течение различных времен. Прерывиста лини с черными
треугольниками соответствуют старению до состо ни T914, т.е. сплав обрабатывали на
твердый раствор, закал ли, состаривали при 177°C в течение 2 часов, закал ли,
подвергали 10% холодной обработке, затем выдерживали при 65°C в течение различных
времен.
Фигура 8 демонстрирует способ по насто щему изобретению в применении к
деформируемому сплаву 6013. В этом случае, первичное выделение с недостариванием на
стадии (a), показанное с помощью сплошной линии, получали путем нагрева сплава при
177°C. Вторичное выделение на стадии (c) происходило от различных начальных времен и
достигалось при 65°C (прерывистые линии). Максимальна твердость дл состо ни T6
сплава 6013 составл ет приблизительно 144 VHN. Дл сплава 6013, состаренного на
стадии (a) в течение 30-60 минут, твердость в состо нии T614 достигает 142 VHN в
пределах показанного времени.
Сплав 6013 имеет химический состав, подобный каждому из сплавов 6111 и 6056. Хот это и не показано, любой из сплавов 6111 и 6056, как обнаружено, демонстрирует при
старении поведение, по существу идентичное тому, которое иллюстрируетс на фигуре 8
дл сплава 6013, и тому, которое демонстрируетс здесь ниже со ссылкой на фигуру 13
дл сплава 6013, что приводит к свойствам, эквивалентным свойствам сплава 6013.
Фигура 9 демонстрирует кривые старени до состо ни T614 в соответствии со
способом насто щего изобретени дл (Al-Zn-Mg-Cu) сплава 7075 (ромбики) и
экспериментального сплава 7075+Ag (квадратики). В каждом случае сплав сначала
подвергали старению на стадии (a) в течение 0,5 часа при 130°C, закал ли, а затем
выдерживали при 25°C дл вторичного выделени на стадии (c) в течение
продолжительного времени, вплоть до 10000 часов и выше. Соответствующа состо нию
T6 максимальна твердость дл сплава 7075 составл ет приблизительно 195 VHN, а дл сплава 7075+Ag она составл ет 209 VHN. Однако фигура 9 демонстрирует, что при
применении обработки до состо ни T614 по насто щему изобретению твердость
продолжает расти и при таких отдаленных временах. На временном интервале,
представленном на фигуре 9, сплав 7075 превосходит твердость в состо нии T6, а сплав
7075+Ag уже приближаетс к твердости в состо нии T6. Графики на фигуре 9 нагл дно
показывают продолжающийс эффект вторичного выделени на стадии (c), которое
продолжаетс даже при временах более одного года.
Сплав 7075 и сплав 7075 + Ag подвергали дополнительным тепловым обработкам,
подобным тем, которые иллюстрируютс на фигуре 9, но со стадией (c) старени при
продолжительных временах при 65°C вместо 25°C. Это изображено на фигуре 10, и
плато, наблюдаемое при продолжительных временах на кривой твердени , может быть
показателем максимальной твердости, получаемой дл данного сплава, котора значительно превосходит твердость в состо нии T6.
Фигуры 9 и 10 также показывают, что в этом случае малые количества примесных
элементов, таких как Ag, могут значительно воздействовать на скорость и эффективность
вторичного выделени .Фигуры 9 и 10 также показывают различи , вносимые из-за
изменени температуры на стадии (с) твердени . Из этих фигур легко увидеть, что при
эквивалентных временах материал, получаемый на стадии (с) твердени при 25°C, не
достигает таких же уровней твердости, которые генерируютс в материале, который
подвергаетс твердению на стадии (c) при 65°C.
Как показано с помощью фигуры 10, твердение, которое осуществл етс при
Страница: 13
RU 2 300 576 C2
5
10
пониженной температуре, может при продолжительных временах достигнуть максимума,
который больше, чем у сплава в состо нии T6. По этой причине можно ожидать, что дл данных условий экспериментов и временных графиков процессов упрочнение в конечном
итоге выходит на плато и больше не растет, т.е. может соответствовать полному
обеднению твердого раствора по растворенному элементу или элементам.
Фигура 11 демонстрирует кривые старени дл литейного сплава 357 (Австралийское
обозначение: сплав 601), состаренного до состо ни T6I4 от различных начальных времен
на стадии (a) при 177°C. После закалки на стадии (b) сплав подвергали нагреву на стадии
(c) при 65°C. При продолжительных временах кривые демонстрируют ход, подобный
кривым, представленным на фигурах 5 и 6. Сплав 357 демонстрирует старение при
вторичном выделении до достижени в конечном итоге твердости состо ни T6, т.е. 124
VHN, и свойств на раст жение, характерных дл состо ни T6. Таблица 1 представл ет
свойства на раст жение дл сплава 357, возникающие в результате семи различных
обработок старением.
15
Таблица 1
Сравнительные свойства на раст жение литейного сплава 357, получаемые в результате нескольких различных обработок старением
Обработка
20
Предел текучести
ППР*
Удлинение до разрыва
T6
287 МПа
340 МПа
7%
T616
327 МПа
362 МПа
3%
UA40
229 МПа
296 МПа
9%
UA60
250 МПа
312 МПа
8%
UA90
261 МПа
316 МПа
8%
T614-40
260 МПа
339 МПа
8%
T614-60
280 МПа
347 МПа
8%
T614-90
281 МПа
342 МПа
6%
* ППР - предел прочности при раст жении
25
30
35
40
В таблице 1 обработки типа UA представл ют собой применение стадии (a) и (b) по
насто щему изобретению, но без стадии (c), при которых сплав 357 просто нагревали до
177°C в течение 40, 60 или 90 минут, а затем закал ли до температуры окружающей
среды. За этими видами обработки следуют три вида обработки в соответствии с
насто щим изобретением, в которых сплав нагревали до 177°C в течение 40, 60 или 90
минут, закаливали до температуры окружающей среды, а затем выдерживали в течение 1
мес ца при 65°C дл достижени улучшени свойств с помощью вторичного выделени .
Обработка до состо ни T6I6 представл ет собой обработку в соответствии с
четырехстадийным способом из принадлежащего авторам, рассмотренного выше описани PCT/AU00/01601, в котором обработка включает в себ старение сплава 357 при 177°C в
течение 20 минут, закалку в воде, перерыв при 65°C в течение заданного периода времени
и повторное старение при 150°C.
Таблица 2 демонстрирует значени прочности на разрыв и сопротивлени развитию
трещин дл литейного сплава 357 после каждой из трех термических обработок из таблицы
1.
Таблица 2
Свойства на раст жение и сопротивление развитию трещин дл 3 различных термических обработок (сплав 357): сравнение свойств
материала в состо ни х Т6, Т616 и Т614
45
50
Обработка
Предел текучести
ППР
T6
287 МПа
340 МПа
Сопротивление развитию трещин
25,5 МПа
T616
327 МПа
362 МПа
26 МПа
T614
280 МПа
347 МПа
35,9 МПа
Фигура 12 демонстрирует воздействие скорости охлаждени на стадии (b) на
последующую реакцию вторичного выделени дл сплава Al-4Cu. Фигура 12 демонстрирует
воздействие закалки на стадии (b), либо в закалочной среде на основе этиленгликол ,
охлажденной до ~-10°C, либо в гор чей воде при 65°C. На фигуре 12 сплав сначала
Страница: 14
RU 2 300 576 C2
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
состаривали 2,5 часа при 150°C перед вторичным старением, осуществл емым при 65°C.
Реакци вторичного старени дл сплава, закаленного от 150°C в охлаждаемой закалочной
среде, изображена с помощью прерывистой линии и черных треугольников. Реакци вторичного старени дл сплава, закаленного от 150°C в воде при 65°C, изображена с
помощью сплошной линии и белых квадратиков. Легко заметить, что скорость, с которой
затем осуществл етс вторичное выделение, вл етс гораздо более высокой дл материала, охлажденного наиболее быстрым образом.
Фигура 13 така же, как и фигура 12, но дл сплава 6013. В этом случае сплав
сначала состаривали 20 минут при 177°C перед закалкой и последующей выдержкой при
65°C. Реакци вторичного старени дл сплава, закаленного от 177°C в охлажденной
закалочной среде на основе этиленгликол , изображена с помощью прерывистой линии и
черных треугольников. Реакци вторичного старени дл сплава, закаленного от 177°C в
воде при 65°C, изображена с помощью сплошной линии и белых квадратиков. В этом
сплаве существует небольшое отличие в реакции вторичного старени дл двух
исследуемых условий, исключа самые большие времена выдержки при 65°C. Как
указано выше, любой из сплавов 6111 и 6056 демонстрирует поведение, по существу
идентичное тому, которое представлено на фигуре 13 дл сплава 6013.
Фигура 14 вл етс такой же, как и фигура 12, но дл сплава 7075. В этом случае
сплав сначала состаривали 30 минут при 130°C перед закалкой и последующей выдержкой
при 65°C. Реакци вторичного старени дл сплава, закаленного от 130°C в охлажденной
закалочной среде на основе этиленгликол , представлена с помощью прерывистой линии и
черных треугольников. Реакци вторичного старени дл сплава, закаленного от 130°C в
воде при 65°C, изображена с помощью сплошной линии и белых квадратиков. В этом
сплаве единственное значительное отличие заключаетс в том, что начальное значение
твердости после охлаждени в гор чей воде вл етс немного более высоким, чем
значение дл сплава, охлажденного путем закалки в закалочной среде, охлажденной
до ~-10°C. Что касаетс остального, то дл двух исследуемых условий существует лишь
небольшое отличие в скорости вторичного старени .
Фигура 15 также вл етс такой же, как и фигура 12, но дл сплава 8090. В этом
случае сплав сначала состаривали 7,5 часов при 185°C перед закалкой и последующей
выдержкой при 65°C. Реакци вторичного старени дл сплава, закаленного от 185°C в
охлажденной закалочной среде на основе этиленгликол , изображена с помощью
прерывистой линии и черных треугольников. Реакци вторичного старени дл сплава,
закаленного от 185°C в воде при 65°C, изображена с помощью сплошной линии и белых
квадратиков. Образец, охлажденный в охлажденной закалочной среде при ~-10°C,
демонстрирует более высокое начальное значение твердости, чем у сплава, охлажденного
от 185°C в воде при 65°C. Однако последующа скорость вторичного выделени в нем
вл етс чуть более медленной, чем дл образца, охлажденного медленнее. Однако после
продолжительной выдержки при 65°C обе линии сход тс , и материал, охлажденный
быстрее, превосходит значение твердости дл образца, охлажденного в воде при 65°C, но
только на более отдаленных временах.
Таблица 3 демонстрирует примеры свойств на раст жение дл деформируемых сплавов
7050, 2214 (изм.2014), 2001, 6111, 6061 и экспериментального сплава Al-5,6Cu-0,45Mg0,45Ag после каждой из термических обработок до состо ни T6 и T614 в качестве
примера того, какие различи привнос тс в различные сплавы при применении. Здесь
можно заметить, что дл сплава 7050 состо ние T614 дает едва заметное уменьшение
предела текучести, но небольшое изменение ППР или деформации разрыва. Сплав 2214
демонстрирует едва заметное уменьшение предела текучести при небольшом увеличении
ППР и деформации разрыва. Однако врем , проведенное при 177°C дл старени до
состо ни T6, находитс в пределах от 7 до 16 часов (в этом случае, 16 часов), но при
этом врем , проведенное при 177°C дл старени до состо ни T614, составл ет 40
Страница: 15
RU 2 300 576 C2
5
10
минут, с последующим периодом выдержки при пониженной температуре дл полного
развити свойств. Сплав 2001 демонстрирует поведение, подобное сплаву 2214, но
присутствует большее увеличение как дл ППР, так и деформации при разрыве дл этих
условий. Экспериментальный сплав Al-5,6Cu-0,45Mg-0,45Ag демонстрирует небольшое
изменение предела текучести, но увеличение ППР и уменьшение деформации при
разрыве. Сплав 6111 демонстрирует небольшое различие в свойствах на раст жение дл двух условий и вл етс также репрезентативным дл сплавов 6013 и 6056. Однако, как и
дл сплава 2214, типичное врем старени при 177°С до состо ни T6 и генерации
свойств дл сплава 6111 составл ет 16 час, при этом типичное врем , проведенное при
177°C в течение стадии (a) способа до состо ни T614, составл ет от 40 минут до 1
часа. Сплав 6061 про вл ет улучшение предела текучести, ППР и деформации при
разрыве, с временным графиком процессов, подобным тому, который подробно
рассмотрен выше дл сплава 6111. Это примеры того, как способ может вли ть на
свойства на раст жение дл различных сплавов, обрабатываемых до состо ни T614.
15
Таблица 3
Свойства на раст жение дл сплавов в состо ни х Т614 или Т6
Сплав
20
25
30
35
ППР
% Деформации при разрыве
7050
Обработка Предел текучести
T6
546 МПа
621 МПа
14%
7050
T614
527 МПа
626 МПа
16%
2214
T6
386 МПа
446 МПа
14%
2214
T614
371 МПа
453 МПа
13%
2001
T6
265 МПа
376 МПа
14%
2001
T614
260 МПа
420 МПа
23%
Al-Cu-Mg-Ag
T6
442 МПа
481 МПа
12%
Al-Cu-Mg-Ag
T614
443 МПа
503 МПа
8%
6111
T6
339 МПа
406 МПа
13%
6111
T614
330 МПа
411 МПа
14%
6061
T6
267 МПа
318 МПа
13%
6061
T614
302 МПа
341 МПа
16%
Таблица 4 демонстрирует примеры сопротивлени развитию трещин, определ емого
при S-L ориентации, дл каждого из перечисленных в ней сплавов. Дл перечисленных
сплавов (за исключением 8090) их соответствующие свойства на раст жение представлены
в таблице 3. Сплав 7050 демонстрирует значительное улучшение (38%) сопротивлени развитию трещин по сравнению с результатами в состо нии T6. Сопротивление развитию
трещин перечисленных сплавов 2001, 2214 и 8090 мало измен етс с помощью обработки
до состо ни T614, за исключением случаев, где добавл етс Ag, как в случае
экспериментального сплава Al-5,6Cu-0,45Mg-0,45Ag, который демонстрирует 20%
улучшение сопротивлени развитию трещин. Дл сплава 6061 сопротивление развитию
трещин увеличиваетс на 17% в состо нии T614 по сравнению с состо нием T6.
Таблица 4
Сопротивление развитию трещин в S-L ориентации * дл сплавов, полученных с помощью способов старени Т614 или Т6
40
Сплав
Обработка
7050
T6
Сопротивление развитию трещин (S-L)
37,6 МПа
7050
T614
52 МПа
2214
T6
26,9 МПа
2214
T614
27,1 МПа
2001
T6
56,8 МПа
2001
T614
56,9 МПа
Al-Cu-Mg-Ag
T6
23,4 МПа
Al-Cu-Mg-Ag
T614
28,08 МПа
45
50
Страница: 16
RU 2 300 576 C2
5
8090
T6
24,2 МПа
8090
T614
25,7 МПа
6061
T6
36,8 МПа
6061
T614
43,2 МПа
* Заметим, что все исследовани провод тс при S-L ориентации на образцах, исследуемых в соответствии со стандартом ASTM E1304-89,
"Standard Test Method for Plane Strain (Chevron Notch) Fracture Toughness of Metallic Materials".
10
15
20
25
30
35
40
45
50
Как очевидно, кривые твердости, изображенные на различных фигурах, наход тс в
соответствии с установленными процедурами. То есть они основываютс на образцах
выбранных сплавов, которые обрабатываютс в течение соответствующих времен, а затем
закаливаютс дл исследовани твердости. Это относитс к кривым твердости дл обычных термических способов обработки, таких как T6 и T8. Это также относитс к
обработкам на стадии (a) и стадии (c) в соответствии с насто щим изобретением. Также,
хот это и не детализируетс в каждом случае, соответствующа обработка на твердый
раствор подразумеваетс во всех случа х, как и закалка после обработки на твердый
раствор с целью удерживани растворенных элементов в твердом растворе. Хот альтернативы подробно описаны здесь, все сплавы подвергаютс соответствующей
обработке на твердый раствор и закаливанию перед тем, как подвергнутс обычной
термической обработке или термической обработке в соответствии с насто щим
изобретением, при этом закалка, как правило, осуществл етс до температуры
окружающей среды или ниже, дл удобства. Кроме того, там, где сплавы подвергаютс обработке на стадии (a), а затем на стадии (c) в соответствии с насто щим
изобретением, промежуточна закалка на стадии (b) подразумеваетс и, если не указано
иного, закалка на стадии (b) осуществл етс до температуры окружающей среды или ниже.
Наконец, необходимо пон ть, что различные изменени , модификации и/или дополнени могут быть введены в конфигурации и последовательности частей, описанные ранее, без
отклонени от духа или рамок насто щего изобретени .
Формула изобретени 1. Способ термической обработки старением упрочн емого при старении алюминиевого
сплава, причем этот способ включает в себ предварительный этап выбора упрочн емого
при старении алюминиевого сплава, который был термообработан на твердый раствор и
закален с удерживанием легирующих элементов в твердом растворе, дополнительно
включающий в себ стадии
(а) искусственного старени сплава путем его выдержки при повышенной температуре
старени , котора вл етс подход щей дл состо ни Т6 этого сплава, в течение
периода времени, который вл етс более коротким, чем врем полной обработки до
состо ни Т6 при упом нутой температуре, дл старени тем самым сплава со
способствованием выделению по меньшей мере одного растворенного элемента, причем
упом нутый период времени дает недостаренный сплав, имеющий не менее 40% и не
более 85% максимальных твердости и прочности, получаемых при полной обработке до
состо ни Т6;
(b) закалки недостаренного сплава в соответствующей текучей среде от температуры
старени на стадии (а) дл охлаждени недостаренного сплава с достаточно большой
скоростью и до достаточно низкой температуры от -10 до 65°С дл того, чтобы тем самым
по существу приостановить выделение; и
(c) воздействи на закаленный сплав, полученный на стадии (b), температуры старени более низкой, чем температура старени на стадии (а), и не превышающей 90°С, чтобы
таким образом развить адекватные механические свойства как функцию от времени путем
вторичного выделени , включающего в себ дальнейшее выделение растворенных
элементов.
2. Способ по п.1, в котором температура и период времени дл стадии (а) вл ютс Страница: 17
CL
RU 2 300 576 C2
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
такими, чтобы достичь недостаривани , обеспечивающего не более чем от 40% до 75%
максимальной прочности на разрыв, получаемой при полной обработке до состо ни Т6.
3. Способ по п.1, в котором более низка температура, до которой охлаждают
недостаренный сплав на стадии (b), представл ет собой по существу температуру
окружающей среды.
4. Способ по п.1, в котором более низка температура, до которой недостаренный
сплав охлаждают на стадии (b), представл ет собой по существу температуру старени ,
требуемую дл стадии (с).
5. Способ по п.1, в котором стадию (b) закалки провод т с использованием закалочной
среды, содержащей текучую среду или псевдоожиженный слой.
6. Способ по п.1, в котором стадию (b) закалки провод т с использованием закалочной
среды, содержащей воду или закалочную среду на основе полимера.
7. Способ по любому из пп.1-6, в котором температура старени на стадии (с)
находитс в пределах диапазона от примерно 20 до примерно 90°С.
8. Способ по п.7, в котором температура старени на стадии (с) представл ет собой
температуру окружающей среды.
9. Способ по любому из пп.1-6, причем этот способ дополнительно включает в себ перед стадией (а) этапы
(i) нагрева сплава до температуры обработки на твердый раствор в течение периода
времени, достаточного дл перехода раствор емых элементов в этом сплаве в твердый
раствор, и
(ii) закалки сплава от температуры обработки на твердый раствор, чтобы тем самым
удержать легирующие элементы в твердом растворе.
10. Способ по п.9, в котором на этапе (ii) закалки сплав охлаждают от температуры
обработки на твердый раствор до температуры, ниже температуры старени на стадии (а).
11. Способ по п.9, в котором на этапе (ii) закалки сплав охлаждают от температуры
обработки на твердый раствор по существу до температуры старени на стадии (а).
12. Способ п.9, в котором сплав подвергают механической деформации перед стадией
(а).
13. Способ по п.9, в котором сплав подвергают механической деформации между этапом
(i) и стадией (а).
14. Способ по п.13, в котором механическую деформацию осуществл ют во врем этапа
(ii).
15. Способ по п.13, в котором сплав подвергают механической деформации между
этапом (ii) и стадией (а).
16. Способ по любому из пп.1-6, в котором сплав подвергают механической деформации
между стадией (b) и стадией (с).
17. Способ по любому из пп.1-6, в котором сплав подвергают механической деформации
во врем стадии (с).
18. Способ по любому из пп.1-6, в котором период времени при температуре старени на стадии (а) составл ет от нескольких мин до 8 ч.
19. Способ по любому из пп.1-6, в котором период времени при температуре старени на стадии (а) превосходит 8 ч, но меньше, чем врем , требующеес дл достижени полного упрочнени .
20. Способ по любому из пп.1-6, в котором стадию (с) осуществл ют в течение периода
времени, за который при температуре старени на стадии (с) достигаетс по существу
полное вторичное выделение.
21. Способ по любому из пп.1-6, в котором стадию (с) осуществл ют в течение периода
времени, за который при температуре старени на стадии (с) достигаетс требуемый
уровень упрочнени сплава, выше того уровн , который достигнут непосредственно после
стадии (b).
22. Способ по любому из пп.1-6, в котором период времени на стадии (с) обеспечивает
достижение такого уровн в зкости разрушени , который вл етс , по меньшей мере,
Страница: 18
RU 2 300 576 C2
равным уровню, получаемому при полной обработке до состо ни Т6.
23. Способ по любому из пп.1-6, в котором период времени на стадии (с) обеспечивает
достижение такого уровн свойств на раст жение, который вл етс , по меньшей мере,
сравнимым с уровнем, получаемым при полной обработке до состо ни Т6.
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
Страница: 19
RU 2 300 576 C2
Страница: 20
DR
RU 2 300 576 C2
Страница: 21
RU 2 300 576 C2
Страница: 22
RU 2 300 576 C2
Страница: 23
RU 2 300 576 C2
Страница: 24
RU 2 300 576 C2
Страница: 25
RU 2 300 576 C2
Страница: 26
остигаемые
посредством стадий (a)-(c) насто щего способа.
Как и на стадии (c), как определено выше, температура и период времени дл стадии
(a) вл ютс взаимосв занными. В каждом случае период времени возрастает с
уменьшением температуры дл заданного уровн первичного выделени на стадии (a) и
вторичного выделени на стадии (c). Однако услови дл каждой из стадий (a) и (c)
вл ютс взаимосв занными в том, что уровень недостаривани , достигаемый на стадии
(a), определ ет рамки (объем) дл вторичного выделени на стадии (c).
Диапазон соответствующего недостаривани на стадии (a) измен етс вместе с серией,
к которой принадлежит данный сплав, и, по меньшей мере частично, зависит от
химических составов сплавов. Кроме того, хот вл етс возможным обобщение сплавов
каждой серии по подход щему уровню недостаривани , в каждой серии неизбежно
существуют исключени . Однако дл сплавов серии 2000 недостаривание дл обеспечени от 50 до 85% максимальной прочности на разрыв и твердости, получаемых при полной
обработке до состо ни T6, как правило, вл етс подход щим, по меньшей мере там, где
сплав не подвергаетс механической деформации, например, с помощью холодной
обработки. Когда сплав серии 2000 подвергаетс такой деформации, может быть
подход щим недостаривание до более низкого уровн упрочнени в зависимости от уровн используемой механической обработки. В противоположность этому, сплавы серии 7000,
как правило, делают возможными короткие периоды времени на стадии (a), например в
несколько минут, дл достижени подход щего недостаривани , обеспечивающего от 30 до
40% от максимальной прочности на разрыв и твердости, получаемых при полной обработке
до состо ни T6.
Способ по насто щему изобретению дает возможность многим сплавам, таким как
литейный сплав 357, а также 6013, 6111, 6056, 6061, 2001, 2214, сплав Al-Cu-Mg-Ag,
например 7050 и 7075, дл достижени эквивалентного или более высокого уровн свойств
на раст жение или твердости, чем свойства, получаемые при эквивалентных видах
обработки до состо ни T6. Это может происходить из-за заметного понижени времени
искусственного старени и, в случае сплавов серии 6000, Al-Cu-Mg-Ag, некоторых
сплавов серии 7000 и некоторых литейных сплавов, может обеспечить одновременное
улучшение сопротивлени сплава развитию трещин. По этой причине в таких случа х
сплавы демонстрируют улучшенный уровень сопротивлени развитию трещин при
эквивалентном уровне свойств на раст жение, но при заметном уменьшении времени
выдержки при температуре искусственного старени . Это говорит о том, что улучшени ,
достигаемые с помощью способа по насто щему изобретению, кроме обеспечени выигрыша в механических свойствах могут также включать в себ выигрыш в стоимости
обработки. В этом контексте такой выигрыш в стоимости представл ет собой уменьшение
времени искусственного старени , которое делаетс возможным с помощью
рассматриваемого изобретени , поскольку оно обеспечивает более высокую прочность при
понижении стоимости и более коротких временах процесса. Например, дл сплава 7050
типичные свойства при обработке до состо ни T6 достигаютс после времени
искусственного старени 24-48 часов. С помощью использовани способа по насто щему
изобретению дл сплава 7050 количество времени, требующегос дл выдержки при
Страница: 9
RU 2 300 576 C2
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
повышенной температуре на стадии (a) перед закалкой на стадии (b), может быть
сокращено до 5-10 минут, c последующим осуществлением стадии (c) при температуре,
близкой к температуре окружающей среды. В дополнение к этому, врем , требующеес дл искусственного старени по насто щему изобретению, может быть понижено, например, до
уровн сплавов серии 6000, так что оно может быть приведено в соответствие с циклом
покраски-сушки дл листов корпуса автомобил , и это означает также, что стадии
многократной обработки, необходимые в современной практике, могут быть исключены.
Дл того чтобы насто щее изобретение могло быть лучше пон то, теперь описание
будет осуществл тьс со ссылкой на прилагаемые чертежи, на которых:
фигура 1 представл ет собой схематический график врем -температура,
иллюстрирующий применение способа по насто щему изобретению;
фигура 2 представл ет собой схематический график врем -твердость, иллюстрирующий
вторичное выделение в экспериментальном сплаве Al-4Cu, когда он состариваетс до
различных начальных времен, и иллюстрирующий способ по насто щему изобретению;
фигура 3 представл ет собой р д спектров A-D дерного магнитного резонанса (ЯМР),
демонстрирующих реакцию вторичного выделени дл Al-4Cu как функцию времени
выдержки при 65°C;
фигура 4 изображает график зависимости от времени как твердости, так и атомного %
Cu, в зонах GP1 дл сплава Al-4Cu, подвергшегос воздействию термических видов
обработки, подробно описанных дл фигуры 3;
фигура 5 представл ет собой график зависимости твердости от времени,
иллюстрирующий реакцию вторичного выделени сплава 7050 при применении способа по
насто щему изобретению, по сравнению с обработкой до состо ни T6;
фигура 6 изображает график зависимости твердости от времени, демонстрирующий
реакцию в способе по насто щему изобретению дл сплава 2001, по сравнению с
обработкой до состо ни T6;
ФИГУРА 7 изображает график зависимости твердости от времени дл сплава 2001,
демонстрирующий реакцию согласно способу дл каждого из видов обработки до состо ний
T814 и T914, по сравнению с обработкой до состо ни T8;
фигура 8 изображает график зависимости твердости от времени, демонстрирующий
реакцию в способе по насто щему изобретению дл сплава 6013 (который демонстрирует
поведение, по существу подобное каждому из сплавов 6111 и 6056);
фигура 9 представл ет собой график зависимости твердости от времени,
иллюстрирующий реакцию вторичного выделени при 25°C сплава 7075 и сплава 7075 +
Ag при применении способа по насто щему изобретению;
фигура 10 представл ет собой график зависимости твердости от времени,
иллюстрирующий вторичную реакцию при 65°C сплава 7075 и сплава 7075 + Ag при
применении насто щего изобретени ;
фигура 11 демонстрирует кривые старени дл литейного сплава 357, состаренного от
различных начальных времен;
фигура 12 представл ет воздействие скорости охлаждени на стадии (b) на
последующую реакцию вторичного выделени дл сплава Al-4Cu и представл ет
контрастный эффект от использовани либо закалочной среды на основе этиленгликол ,
охлажденной до -10°C, либо закалки в гор чей воде при 65°C;
фигура 13 вл етс такой же, как фигура 12, но дл сплава 6013;
фигура 14 вл етс такой же, как фигура 12, но дл сплава 7075; и
фигура 15 вл етс такой же, как фигура 12, но дл сплава 8090.
Насто щее изобретение делает возможным установление условий, с помощью которых
алюминиевые сплавы, которые вл ютс способными к упрочнению при старении, могут
подвергатьс такому дополнительному твердению и/или упрочнению при более низкой
температуре на стадии (c), если они сначала частично состариваютс при более высокой
температуре на стадии (a) в течение короткого времени, а затем охлаждаютс на стадии
(b), например, путем закалки до комнатной температуры. Этот эффект демонстрируетс на
Страница: 10
RU 2 300 576 C2
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
фигуре 1, котора демонстрирует общие принципы обработки старением до состо ни T6I4
по насто щему изобретению и котора представл ет собой схематическое представление
того, как вторичное выделение используетс в услови х способа насто щего изобретени дл обработки до состо ни T6I4 упрочн емых при старении алюминиевых сплавов.
Как показано на фигуре 1, способ старени до состо ни T6I4 использует
последовательные стадии (a)-(c). Однако, как показано, стади (a) предвар етс предварительной обработкой на твердый раствор, обозначенной на фигуре 1 как обработка
ST (от английского Solution treatment), в ходе которой сплав выдерживаетс при
относительно высокой начальной температуре и в течение времени, достаточного дл образовани раствора легирующих элементов. Эта предварительна обработка может
быть осуществлена дл сплаве в том виде, в котором он получен, и в этом случае сплав,
как правило, должен закал тьс до температуры окружающей среды, как показано, или
ниже температуры окружающей среды. Однако, в качестве альтернативы, предварительна обработка может представл ть собой дополнение к способу по насто щему изобретению. В
этом альтернативном варианте закалка после обработки ST может осуществл тьс до
температуры окружающей среды или ниже или может осуществл тьс до температуры на
стадии (a) способа по насто щему изобретению, тем самым устран необходимость в
повторном нагреве сплава до температуры, необходимой в будущем.
На стадии (a) сплав состариваетс при температуре, равной или близкой к
температуре, соответствующей старению до состо ни T6 дл рассматриваемого сплава.
Температура и продолжительность стадии (a) вл ютс достаточными дл достижени требуемого уровн упрочнени с недостариванием, как описываетс выше. От
температуры стадии (a) сплав закаливаетс на стадии (b) дл приостановлени старени с первичным выделением на стадии (a); при этом закалка на стадии (b) осуществл етс до температуры, равной или близкой к температуре окружающей среды. После стадии (b)
закалки сплав выдерживаетс на стадии (c) при температуре, котора ниже, а как
правило значительно ниже, температуры на стадии (a), при этом температура и
длительность стадии (c) вл ютс достаточными дл достижени вторичного
зародышеобразовани .
В отношении схематического представлени изображенного на фигуре 1 способа
старени и того, как он примен етс ко всем соответствующим упрочн емым при старении
алюминиевым сплавам, врем выдержки при температуре на стадии (a) составл ет от
нескольких минут до нескольких часов в зависимости от сплава.
Фигура 2 демонстрирует способ в применении к твердению деформируемого
экспериментального сплава Al-4Cu. При более конкретном упоминании фигуры 2 график на
ней вл етс графиком твердости как функции времени и демонстрирует вторичное
выделение в недостаренном сплаве Al-4Cu от различных начальных времен. Сплав
представл л собой твердый раствор, обработанный при 540°C, а затем закаленный дл удержани растворенных элементов в твердом растворе. Затем первичное выделение на
стадии (a) осуществл ли при 150°C, и его ход представлен сплошной линией. Течени соответствующих вторичных выделений на стадии (c), достигаемых путем выдержки при
65°C, следующей за стадией (a), осуществл емой в течение различных времен,
представлены прерывистыми лини ми, причем представлены следующие времена
старени на стадии (c): 1, 1,5, 2,5, 3, 4,5, 8 и 24 часа. Твердость при полной
обработке до состо ни T6 дл сплава Al-4Cu, состаренного при 150°C, как обнаружено,
составл ет 132 VHN (единиц твердости по Виккерсу). Однако, как показано с помощью
фигуры 2, сплав подвергаетс значительному вторичному выделению при более низкой
температуре на стадии (c), так что его твердость в конечном итоге достигает той,
которую получают дл сплава, состаренного до состо ни T6 в пределах показанного
времени.
Фигура 3 демонстрирует р д спектров A-D дерного магнитного резонанса (ЯМР),
демонстрирующих реакцию вторичного выделени дл сплава Al-4Cu. Спектр A
демонстрирует спектр ЯМР дл материала, который был обработан на твердый раствор
Страница: 11
RU 2 300 576 C2
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
при 540°C, закален, состарен 2,5 часа при 150°C, закален, а непосредственно затем
исследован. В пределах спектра представлены два сно выраженных пика, первый из
которых (пик P1) соответствует интенсивности атомов меди, которые остаютс в твердом
растворе сплава. Второй пик (пик P2) соответствует интенсивности атомов меди, которые
присутствуют в зонах GP1 (зоны Гинье-Престона первого пор дка) в сплаве. Зоны GP1
представл ют собой «фазу» первичных зародышей выделений (вторичных фаз), котора формируетс и вносит вклад в упрочнение. Пики спектров A-D были нормированы по
интенсивности пика зоны GP1, так что изменени концентрации меди в твердом растворе
наблюдаютс легче всего. По этой причине спектр A представл ет материал, в котором
перва стади старени при 150°C приводит к образованию зон GP1 при этой температуре
и потребл ет приблизительно половину от общего количества меди, присутствующей в
сплаве. Затем спектры B-D ЯМР демонстрируют в сравнении различи этих пиков,
присутствующие после различных времен выдержки при 65°С на стадии (c), т.е. 240
час (В), 650 час (С) и 1000 час (D), после закалки на стадии (b), следующей после
стадии недостаривани (а). Измерение соответствующих площадей под этими пиками
показывает, что количество меди, удерживаемой в твердом растворе, уменьшаетс как
функци выдержки на стадии (c), и при этом дол меди, присутствующей в зонах GP1,
увеличиваетс вместе со временем выдержки на стадии (c). Выража атомную долю (1,73
ат. % Cu в целом) меди, присутствующей в зонах GP1, как функцию времени выдержки,
может быть сгенерирована обща форма кривой вторичного твердени . Когда она затем
сравниваетс с кривой твердость-врем , как показано на фигуре 4, эти два способа
демонстрируют высокую степень коррел ции.
Следовательно, фигура 4 демонстрирует график зависимости как твердости, так и
атомного % Cu, содержащейс в зонах GP1, как функции времени дл сплава Al-4Cu,
подвергнутого тепловым обработкам, подробно описанным дл фигуры 3.
Фигура 5 демонстрирует способ в применении к твердению деформируемого (Al-Zn-MgCu) сплава 7050. Упомина фигуру 5 более конкретно, график на ней демонстрирует
вторичное выделение в сплаве 7050, состаренном от различных начальных времен, по
сравнению с кривой старени до состо ни T6 дл старени при 130°C. Сплав представл л
собой твердый раствор, обработанный при 485°C. Первичное выделение на стадии (a)
осуществл ли при 130°C, и ее ход представлен сплошной линией. После закалки на
стадии (b) ход соответствующего вторичного выделени на стадии (c) от различных
времен дл стадии (a) представлен с помощью прерывистых линий (линий из тире и
точек). Твердость после полного старени до состо ни T6 дл сплава 7050,
состаренного при 130°C, как обнаружено, составл ет 209 VHN. Однако, как показано на
фигуре 5, сплав подвергаетс значительному вторичному выделению при более низкой
температуре на стадии (c), в этом случае 65°C, так что его твердость по существу равна
твердости в состо нии T6.
Фигура 6 демонстрирует способ по насто щему изобретению в применении к
деформируемому (Al-Cu-Mg) сплаву 2001, в сравнении с кривой старени до состо ни T6,
сгенерированной при 177°C. Первичное выделение с недостариванием на стадии (a)
получали путем нагрева сплава при 177°C. Стадию (c) вторичного выделени осуществл ли от различных начальных времен и проводили при 65°C (прерывистые
линии). Максимальна твердость в состо нии T6 дл сплава 2001 составл ет
приблизительно 140 VHN. Дл состо ний T6I4, изображенных на фигуре 6, материал,
изначально состариваемый 2 часа, как правило, затем твердеет до 140-143 VHN, то есть
до значени , равного или немного большего, чем дл типичного сплава в состо нии T6.
Другие начальные времена стадии (c) недостаривани демонстрируют меньшую реакцию
на стадии (c) вторичного твердени , н?
Документ
Категория
Без категории
Просмотров
0
Размер файла
507 Кб
Теги
1/--страниц
Пожаловаться на содержимое документа