Эта заявка является продолжением заявки США N 08/032,158, поданной 12 марта 1993 г. , которая является продолжением заявки США N 07/493,255, поданной 14 марта 1990, которая является продолжением заявки США N 07/327,666, поданной 23 марта 1989, которая является продолжением заявки США N 07/233,705, поданной 18 августа 1988, в настоящее время отклоненной.
Область изобретения
Настоящее изобретение относится к алюминий-медь-литиевым сплавам, имеющим улучшенную вязкость при разрушении при криогенных температурах. В частности, путем регулирования состава и технологических параметров получены сплавы, имеющие улучшенную вязкость при разрушении и прочность при низких температурах, что делает их пригодными для использования в криогенных баках пусковых систем космических кораблей и им подобных.
Предпосылки создания изобретения
Алюминий-медь-литиевые сплавы рассматриваются как заменители обычных алюминиевых сплавов в пусковых системах. В настоящее время ракеты-носители конструируют главным образом из зарегистрированных Алюминиевой Ассоциацией (Aluminum Association) сплавов 2014 (Титан) и 2219 (Space Shuttle External Tank). Большую часть сухого веса пусковых систем, т.е. исключающего ракетное топливо, составляют резервуары или баки для ракетного топлива. Для криогенных верхних ступеней таких известных систем, как Space Shuttle External Tank и проектируемой криогенной верхней ступени Titan IV, предпочтительной системой ракетного топлива являются жидкий водород и жидкий кислород, являющиеся криогенными жидкостями. Поэтому для конструкционных сплавов для резервуаров такого ракетного топлива важно иметь и высокую прочность, и высокую вязкость при криогенных рабочих температурах. Кроме того, особенно выгодно, чтобы сплав имел по существу равные или более высокие значения прочности и вязкости при криогенных температурах, чем при окружающей температуре, и в собственно сплаве, и в сварных соединениях и узлах. Способность достижения более высокой вязкости при разрушении и прочности при криогенных температурах делает возможным проведение контрольных конструкционных испытаний при окружающей температуре намного дешевле, чем при криогенных температурах. Если и прочность, и вязкость, по существу такие же или более высокие при криогенных температурах, успешные контрольные испытания при комнатной температуре гарантируют, что при криогенных рабочих температурах не произойдет ухудшения ни индуцированного сопротивления перегрузкам, ни индуцированного ограничения вязкости.
Известно, что холодная обработка, осуществленная после термообработки на твердый раствор и закалки, но перед искусственным старением, влияет на механические свойства Al-Cu и Al-Сu-Li сплавов. Наиболее распространенным направлением осуществления такой холодной обработки является получение путем пластического растяжения или вытягивания осесимметричных изделий, например, выдавленных изделий, листов и пластин толстолистового металла. Вытягивание, обычно осуществляемое при комнатной температуре, выполняет двойную функцию упрочнения продукта путем пластического сдвига и получения дислокаций, которые служат центрами зародышеобразования для выделившихся фаз с высоким коэффициентом упрочнения, например, пластинок, сетки и т.п., в результате чего увеличивается прочность. Известно также, что вытягивание увеличивает вязкость при комнатной температуре в сплавах Al-Cu и Al-Cu-Li сплавах, но о его влиянии на криогенную вязкость мы не имели сообщений.
Производство некоторых алюминий-медь-литиевых сплавов поставлено на коммерческую ногу. Это зарегистрированные Алюминиевой Ассоциацией (АА) сплавы 2020, 2090, 2091, 2094, 2095, 2195 и 8090.
Сплав 2020 имеет номинальный или паспортный состав в процентах по весу: Al-4,5Cu-1,1Li-0,5Mn-0,2Cd и был зарегистрирован в 1950 г. Хотя сплав имеет относительно низкую плотность и дает высокую прочность, он также имеет очень низкие значения вязкости при разрушении и пластичности. Эти проблемы вместе с трудностью обработки привели к исключению сплава из регистра Алюминиевой Ассоциации (АА).
Сплав 2090, содержащий Al-(2,4-3,0)Cu- (1,9-2,6)Li-(0-0,25)Mg-0,12Zr, был зарегистрирован в качестве заменителя с низкой плотностью высокопрочных сплавов, таких как 2024 и 7075. Хотя этот сплав проявляет относительно высокую прочность, он также обладает низкой короткой поперечной вязкостью при разрушении и низкой короткой поперечной пластичностью, связанными с проблемами расслоения, и еще не приобрел широкой коммерческой популярности.
Сплав 2091, содержащий Al-(1,8-2,5)Cu -(1,7-2,3)Li-(1,1-1,9)Mg-0,12Zr был сконструирован как высокопрочный высокопластичный сплав. Однако в условиях термообработки, дающих максимальную прочность, пластичность относительно низкая в направлении короткой оси. Кроме того, прочность, полученная для сплава 2091 в условиях отсутствия закалки с последующим отпуском, ниже прочности, приобретенной сплавом при закалке с последующим отпуском.
Сплав 8090, содержащий Al-(1,0-1,6)Cu-(2,2-2,7)Li-(0,6-1,3)Mg-0,12Zr был разработан для применения в самолетостроении, где необходимы сопротивление коррозионному расслаиванию и стойкость к повреждениям. Однако ограниченная прочность и низкая вязкость при разрушении исключили широкое использование сплава в самолетостроении и при создании космических летательных аппаратов.
Сплав 2094 содержит Al-(4,4-5,2)Cu-(0,8-1,5)Li-(0,25-0,6)Mg-(0,25-0,6)Ag-0,25 макс. Zn-0,1 макс. Mn-(0,04-0,18)Zr, тогда как сплав 2095 содержит Al-(3,9-4,6)Cu-(1,0-1,6)Li-(0,25-0,6)Mg-(0,25-0,6)Ag-0,25 макс. Zn-0,19 макс. Mn-(0,04-0,18)Zr. Сплав 2195 подобен сплаву 2095, но имеет немного более низкие пределы по Cu и Li. Эти сплавы обладают исключительными свойствами, как например, ультравысокой прочностью, высоким модулем, хорошей свариваемостью т.п.
В патентах США N 5,032,359 и 5,122,339 и сериях заявок США N 07/327,666 от 23 марта 1989 г. и N 07/493,255 от 14 марта 1990 г. и N 07/471,299 от 26 января 1990 г. , каждый из которых приведен здесь для ссылки, описаны алюминиевые сплавы, содержащие медь, литий, магний и другие легирующие добавки. Установлено, что эти сплавы обладают очень полезными свойствами, как, например, высокой прочностью, высоким модулем, хорошей свариваемостью и хорошей реакцией на естественное старение.
С точки зрения технологического значения использования улучшенных сплавов при криогенных температурах желательно получить сплав на основе алюминия с низкой плотностью, который имеет более высокие прочность и вязкость при разрушении в сравнении с известными алюминиевыми сплавами, а также и более высокую прочность, и более высокую вязкость при разрушении при криогенных температурах в сравнении со значениями этих параметров при комнатной температуре. Настоящее изобретение усовершенствовано с точки зрения вышеупомянутого и обеспечивает создание сплава алюминий-медь-литий в определенном композиционном диапазоне, который проявляет улучшенную комбинацию криогенной вязкости при разрушении и прочности в случае обработки в соответствии со способом настоящего изобретения.
Краткое изложение сущности изобретения
Задачей настоящего изобретения является создание способа получения алюминий-медь-литиевого сплава, который обладает улучшенной вязкостью разрушения и прочностью при криогенных температурах в сравнении с этими параметрами при комнатной температуре.
Другой задачей настоящего изобретения является создание способа увеличения криогенной вязкости при разрушении и прочности сплава на основе алюминия, который включает стадии проведения термообработки на твердый раствор и закалки сплава на основе алюминия с определенными композиционными пределами, деформацию сплава и искусственное старение сплава в степени, достаточной для получения необходимого увеличения прочности и вязкости при разрушении при криогенных температурах.
Еще одной задачей настоящего изобретения является создание алюминий-медь- литиевого сплава, имеющего улучшенную вязкость при разрушении и прочность при криогенных температурах в сравнении с этими параметрами при комнатной температуре.
Еще одной задачей настоящего изобретения является создание деформируемого сплава на основе алюминия, имеющего увеличенные криогенные вязкость разрушения и прочность, при этом сплав подвергнут деформации и искусственному старению в степени, достаточной для достижения необходимого увеличения вязкости при разрушении и прочности при криогенных температурах. Кроме того, количества меди, лития и других элементов, присутствующих в сплаве, регулируют для достижения необходимого улучшения свойств при криогенных температурах.
Еще одной задачей настоящего изобретения является создание контейнера для хранения криогенных материалов, как например, жидкого водорода, жидкого кислорода и жидкого азота, при этом контейнер выполнен из алюминий-медь-литиевого сплава, который обладает улучшенной вязкостью при разрушении и прочностью при криогенных рабочих температурах.
В соответствии с настоящим изобретением один из его аспектов предусматривает создание способа получения усовершенствованного сплава на основе алюминия, включающего стадии:
a) проведения обработки на твердый раствор и закалки сплава на основе алюминия, содержащего по существу от 2,0 до 6,5 весовых процентов Cu, от 0,2 до 2,7 весовых процентов Li, остальное - алюминий и несущественные примеси;
b) проведения по крайней мере одной деформации и искусственного старения в степени, достаточной для обеспечения прочности и вязкости при разрушении упомянутого сплава при криогенной температуре, по существу равной или большей, чем прочность и вязкость при разрушении при комнатной температуре.
В соответствии с другим вариантом настоящего изобретения предусмотрен деформируемый сплав на основе алюминия, содержащий по существу от 2,8 до 4,8 весовых процентов Cu, от 0,4 до 1,5 весовых процентов Li, от 0,2 до 1,0 весовых процентов Mg, остальное - алюминий и несущественные примеси, при этом упомянутый сплав подвергнут деформации и искусственному старению или подвергнут деформации и искусственному старению в степени, достаточной для обеспечения прочности и вязкости при разрушении сплава при криогенной температуре, по существу равной или большей, чем прочность или вязкость при разрушении при комнатной температуре.
В соответствии с еще одним вариантом настоящего изобретения создан контейнер для хранения криогенных материалов, изготовленный из сплава, содержащего по существу от 2,8 до 4,5 весовых процентов Cu, от 0,4 до 1,5 весовых процентов Li, от 0,2 до 1,0 весовых процентов Mg, остальное - алюминий и несущественные примеси, при этом упомянутый сплав подвергнут деформации и искусственному старению или подвергнут деформации и искусственному старению в степени, достаточной для обеспечения прочности и вязкости при разрушении упомянутого сплава при криогенной температуре, по существу равной или большей, чем прочность и вязкость при разрушении при комнатной температуре.
Краткое описание чертежей
Фиг. 1 является графиком зависимости вязкости при разрушении от предела текучести для сплава при комнатной температуре и при криогенной температуре. Из этого графика следует, что вязкость при разрушении сплава возрастает при криогенной температуре, когда сплав искусственно состарен до более низкого предела текучести, но вязкость разрушения уменьшается относительно ее значения при комнатной температуре, когда сплав искусственно состарен до более высокого предела текучести.
Фиг. 2 является графиком зависимости вязкости при разрушении от содержания лития в сплавах при комнатной температуре и при криогенной температуре. График показывает увеличение вязкости при криогенной температуре в сравнении с ее значением при комнатной температуре для сплавов, имеющих более высокое содержание лития.
Фиг. 3 является графиком зависимости вязкости при разрушении от содержания магния (Mg) для сплавов при комнатной температуре и при криогенной температуре. График показывает увеличение вязкости при разрушении при криогенной температуре в сравнении с комнатной температурой для всех сплавов.
Фиг. 4 является графиком зависимости вязкости при разрушении от температуры для сплава, который был подвергнут различной степени растяжения. Из графика следует снижение вязкости при разрушении при криогенной температуре относительно ее значения при комнатной температуре, когда сплав подвергнут растяжению в меньшей степени, но криогенная вязкость при разрушении возрастает, когда сплав подвергнут растяжению в большей степени.
Фиг. 5 является графиком зависимости вязкости при разрушении от процентного отношения растяжения для сплава при комнатной температуре и при криогенной температуре. График показывает снижение криогенной вязкости разрушения в сравнении с вязкостью разрушения при комнатной температуре при более низкой степени растяжения, но возрастание криогенной вязкости при разрушении при более высоких степенях растяжения.
Фиг. 6 является графиком зависимости вязкости при разрушении от температуры старения сплава при комнатной температуре и при криогенной температуре. График показывает, что вязкость при разрушении и при комнатной температуре, и при криогенной температуре возрастает при уменьшении температуры старения.
Фиг. 7 является графиком зависимости сопротивления разрыву от температуры сплава настоящего изобретения, который подвергался различной степени растяжения. Кроме того, показана зависимость сопротивления разрыву от температуры известного сплава. Из графика следует, что криогенное сопротивление разрыву возрастает, когда этот сплав по настоящему изобретению подвергнут большей степени растяжения. Кроме того, из графика видно значительное улучшение и прочности, и вязкости при разрушении сплава согласно настоящему изобретению в сравнении с этими параметрами известного сплава.
Подробное описание изобретения
Настоящее изобретение относится к регулированию состава, изготовления и термообработки алюминий-медь-литиевых сплавов для получения улучшенных свойств криогенной вязкости при разрушении и прочности. В соответствии с настоящим изобретением получен деформируемый алюминий-медь-литиевый сплав, вязкость при разрушении которого при криогенной температуре выше или равна вязкости при разрушении при комнатной температуре. Кроме того, прочность при криогенной температуре выше, чем при комнатной температуре. Это сочетание улучшенных вязкости при разрушении и прочности при криогенной температуре в соответствии с настоящим изобретением определяется как "желательная тенденция криогенной вязкости при разрушении". Эта желательная или требуемая тенденция может быть обеспечена путем регулирования содержания меди и лития в сплавах и путем регулирования технологических параметров, таких как растяжение, старение и рекристаллизация сплавов.
Термин "криогенная температура" согласно настоящему изобретению включает температуры значительно ниже комнатной температуры и обычно ниже 0oC. Поэтому температуры, при которых водород (-253oC), кислород (-183oC) и азот (-196oC) становятся жидкими, также включены как криогенные температуры. С целью экспериментальной оценки температура - 196oC рассматривается как криогенная температура. Согласно изобретению комнатная температура определяется как общепринятая температура и включает значения температуры от около 20 до около 25oC. С целью экспериментальной оценки комнатной температурой считается температура 25oC.
В дополнение к алюминию, меди и литию сплавы настоящего изобретения в некоторых предпочтительных вариантах могут включать магний, серебро, цинк и их сочетания вместе с другими легирующими элементами, такими как измельчители зерна, коллоидообразующие элементы и способствующие зародышеобразованию элементы. Пределы содержания легирующих добавок настоящих сплавов приведены в таблице 1. Все значения составов приведены в весовых процентах, если не указано иначе.
Другие легирующие добавки, такие как Zr, Ti, Cr, Mn, Hf, Nb, B, Fe, Y, La, V, Mo, Se, Co, Ni, Cd, In, Sn, Ge, и их комбинации могут быть включены в количествах, составляющих в сумме до около 10 вес.%, при условии, что они не ослабят в значительной степени желательную или требуемую тенденцию криогенной вязкости при разрушении. Измельчители зерна, такие как Zr, Ti, Cr, Mn, Hf, Nb, B, V, и TiB2 могут быть включены в предпочтительном суммарном количестве от около 0,01 до около 1,0 весового процента и более предпочтительно от около 0,08 до около 0,3 весовых процента. Количество измельчающих зерно элементов и/или коллоидообразующих элементов может быть увеличено до более чем 1,0% при использовании технологии порошковой металлургии, такой как быстрое отверждение, механическое легирование и реакционное измельчение. В качестве добавок для измельчения зерна предпочтительны цирконий и титан, при этом цирконий также полезен как ингибитор рекристаллизации.
В соответствии с настоящим изобретением были приготовлены сплавы, составы которых указаны в таблице 2. Хотя это не указано в таблице 2, остальное составляет алюминий.
Если нет других указаний, все вышеупомянутые составы были приготовлены следующим образом. Сплавы были разлиты в слитки весом 23 кг (50 фунтов), диаметром 16,5 см (6,5 дюйма) с использованием плавки в атмосфере инертного газа в плавильной индукционной печи. Слитки были подвергнуты гомогенизации при температуре 450oC в течение 16 часов плюс при температуре 504oC в течение 8 часов, с них был удален поверхностный слой, а затем их выдавливали в прямоугольные прутки 1,9 x 5,1 см (3/4 x 2 дюйма) при температуре предварительного подогрева 370oC (700oF). Прутки закаливали на твердый раствор в течение одного часа при температуре чуть ниже солидуса и затем закаливали в воде. К сплавам применили вытягивание от 0 до 9,5% и использовали различные температуры и время искусственного старения.
Термин "деформированные", используемый в настоящем изобретении, определен как введение эквивалента, соответствующего вытягиванию сплава до 12%. Кроме вытягивания могут быть использованы и другие средства обработки или деформации, например прокатка, профилирование, фасонирование, выдавливание, упрочняющая дробеструйная обработка и т.п. Предпочтительнее, величина вытяжки или ее эквивалент находится в диапазоне от около 3 до около 9 %, при этом обычно более предпочтительно от около 4,5 до 7% в зависимости от состава сплава, геометрии детали и других технологических параметров. Деформирование сплавов обычно осуществляется при комнатной температуре (холодная обработка), но также может осуществляться и при криогенной и при повышенной температуре.
Температуры искусственного старения могут меняться, при этом температуры от ниже чем около 120oC до выше чем около 180oC являются подходящими для большинства сплавов. Температуры искусственного старения от около 125 до около 145 или 150oC являются предпочтительными для того чтобы содействовать и развивать требуемую тенденцию криогенной вязкости при разрушении. Время старения зависит от температуры старения и может быть продлено до момента, при котором его продолжительность становится непрактичной. Обычно может применяться время старения от около 0,25 до около 500 ч, при этом предпочтительнее время от 2 до 48 ч и наиболее предпочтительно время от около 4 до около 24 ч в зависимости от состава сплава и других технологических параметров.
Сплавы настоящего изобретения обычно отливают в форме слитков или в форме заготовок. Термин "слиток", используемый здесь, обычно определяется как твердая масса материала сплава. Термин "заготовка", используемый здесь, включает горячедеформированные получистые продукты, пригодные для последующей обработки такими способами, как прокатка, экструдирование, ковка, штамповка и т.п. Хотя предпочтительным является формирование слитков или заготовок сплавов настоящего изобретения путем литья, слитки или заготовки сплавов также могут быть отверждены или уплотнены из тонких порошков или частиц. Порошки или материал в виде частиц могут быть получены посредством таких процессов, как распыление, механическое сплавление, вытягивание из расплава, охлаждение разбрызгиванием, плазменное осаждение и т.п.
Сплавы настоящего изобретения могут иметь различные деформированные формы, включая выдавленные или выпрессованные изделия, листы, толстолистовой металл, поковки и др. Термин "деформированный" сплав, используемый здесь, определяется как продукт, подвергнутый механической обработке посредством таких процессов, как экструдирование, прокатка, ковка, вытягивание из расплава и т. п. Термин "лист", используемый в соответствии с настоящим изобретением, означает прокатанный продукт, имеющий в основном прямоугольное поперечное сечение и толщину от около 0,006 до около 0,249 дюйма (0,01524-0,63246 см) со срезанными, разрезанными и распиленными кромками. Термин "толстолистовой металл" или "пластина" определяется таким же образом, как лист, за исключением того, что его толщина составляет около 0,250 дюймов (0,635 см) и более.
Следующие примеры иллюстрируют различные аспекты настоящего изобретения и не предназначены для ограничения сферы применения изобретения. Если нет никаких других указаний, все значения предела текучести приведены в продольном направлении и все значения вязкости приведены для направления "L-T". Термин "L-T" означает, что направление нагружения параллельно рабочему направлению или направлению обработки и что направление распространения трещин идет вдоль наиболее длинной оси продукта, перпендикулярной направлению обработки. Большая часть значений вязкости при разрушении является значениями вязкости при разрушении плоской деформации, измеренными на предварительно растресканных прессованных образцах для испытания на растяжение. Некоторые потрескавшиеся образцы не выдержали проверки на пластичность ASTM B399, поэтому вязкость описывается скорее как KQ, чем как KIC (ASTM B399). Однако плоская природа трещин подсказывает, что значения KQ близки к значениям KIC.
В большинстве криогенных емкостей или баков, используемых в пусковых системах, применяют алюминиевые сплавы достаточно тонких калибров, рабочими нагрузочными условиями которых является плоское напряженное состояние. Вязкость при разрушении плоского напряженного состояния зависит от толщины, в связи с чем трудно получить такие значения вязкости с достаточно низким разбросом, чтобы увидеть незначительные различия в вязкости, вызванные эффектами легирования и технологической обработки. Для того чтобы обойти эти трудности, вязкость при разрушении плоского напряженного состояния (KIC) измеряли на более толстых калибрах для оценки вязкости и тенденции криогенной вязкости, поскольку KIC является основным собственным параметром материала и в значительной степени не подвержен влиянию различий в размерах образца. Кроме того, значения KIC обычно имеют более низкий разброс, чем дают другие изменения вязкости.
Пример 1
Экструдированный сплав A (6,18% вес. Cu) был закален на твердый раствор при температуре 504oC в течение 1 часа, закален в воде (ВЗ) при 20oC, выдержан в термостате в течение 1 часа при 20oC, растянут в продольном направлении на 3% и искусственно состарен при температуре 160oC в течение 6 часов. Продольный предел текучести (ПТ) 94,3 ksi (70,3 кг/см2•94,3=6629,29 кг/см2) и предел прочности на разрыв или растяжение (ППР) 98,5 ksi (6924,55 кг/см2) были получены при относительном удлинении 5% при 20oC, т.е. получены состаренные Т8 свойства. Вязкость при разрушении плоской деформации при 20oC (KIC), измеренная на подвергнутом предварительному усталостному растрескиванию прессованном образце для испытаний на растяжение, в направлении L-T составила 18,6 ksi 
При температуре -196oC ПТ и ППР возрастают соответственно до 116 ksi (8154,8 кг/см2) и 123 ksi (8646,9 кг/см2). Ожидают, что прочность данного алюминиевого сплава возрастает при снижении температуры испытаний при условии, что сплав не испытывает преждевременного хрупкого разрушения, которое является проявлением низкой вязкости или пластичности. Пластичность при температуре -196oC снижается до относительного удлинения 2,2% и вязкость снижается до 17 ksi 
Это служит примером нежелательной тенденции криогенной вязкости разрушения.
Пример 2
Сплав A был состарен до более высокого уровня прочности, чем в примере 1, т. е. состарен при температуре 160oC в течение 24 часов с получением при температуре 20oC ПТ, равного 98,7 ksi (6938,61 кг/см2), ППР, равного 101,5 ksi (7135,45 кг/см2), и относительного удлинения 5,4%. Вязкость при разрушении при 20oC для этого более высокого уровня прочности значительно ниже и составляет 13,4 ksi 
Эта вязкость является довольно низкой, так что сплав не может быть конкурентноспособным для критических по вязкости применений при этом уровне прочности. Следовательно, вязкость при температуре -196oC не измерялась, но следует ожидать, что тенденция криовязкости должна быть нежелательной.
Пример 3
Сплав B был обработан аналогично сплаву A в предыдущих примерах. Сплав B имел состав, аналогичный составу сплава A, за исключением того, что содержание меди было значительно ниже и составляло 4,52% вес. Полученные в результате старения или состаренные свойства Т8 сплава В после слабой термообработки старением (16 часов при температуре 160oC) были при 20oC более высокими и в прочности, где ПТ составил 99,7 (7008,91 кг/см2), ППР 102 (7170,6 кг/см2), и для относительного удлинения при растяжении, составившем 6,4%. Вязкость разрушения сплава В при 20oC также была выше и составила KIC =22,3 ksi 
при более высоком уровне прочности. Это важно, поскольку сплав был состарен на 5 ksi (351 кг/см2) сильнее, чем сплав A в примере 1, где вязкость при 20oC составляла только 18,6 ksi 
Предполагается, что это улучшение пластичности и вязкости при комнатной температуре является результатом снижения содержания меди. При температуре -196oC ПТ увеличивается до 122 ksi (8576,6 кг/см2), ППР возрастает до 130 ksi (9139 кг/см2) и пластичность возрастает до относительного удлинения 7,4%. С другой стороны, при температуре - 196oC вязкость очень незначительно снизилась до 21,4 ksi 
фактически прямолинейный ход при предельно высоком уровне прочности. Таким образом, снижение содержания меди от 6,18 до 4,52% очень близко подводит к получению желательной тенденции криогенной вязкости в растянутом на 3% и состаренном до ПТ около 100 ksi (7030 кг/см2) при 20oC материале.
Пример 4
Сплав B был состарен в течение 16 часов при температуре 160oC, как и в примере 3, но был растянут на 5% вместо 3%. За счет 5% растяжения кинетика старения возросла, так что искусственное старение в течение 16 часов при температуре 160oC теперь дает пик прочности (103 ksi (7240,9 кг/см2) ПТ, 105 ksi (7381,5 кг/см2) ППР с 6% удл.). Вязкость разрушения при 20oC составляет 20,2 ksi 
при таком ультравысоком уровне прочности. Однако вязкость значительно возрастает при температуре -196oC до 25,0 ksi 
Таким образом, желательная тенденция достигается при предельно высоком уровне прочности путем снижения содержания меди до 4,52% и увеличения уровня растяжения до 5%.
Пример 5
Сплав C сходен со сплавами A и B, но имеет содержание C 4,13%. Обработанный аналогичным образом сплав (закалка на тв, р-р 511oC в теч. 1 часа, растяжение на 3% и старение в теч. 12 час при 160oC) немного слабее в степени твердости при 94 ksi (6608,2 кг/см2) ПТ и 98 ksi (6889,4 кг/см2) ППР, но имеет лучшую вязкость при разрушении при 20oC, чем этот параметр сплава В с содержанием Cu 4,52% вес, т.е. 24,5 вместо 22,3 ksi 
При температуре -196oC ПТ возрастает до 115 ksi (8084,5 кг/см2), но вязкость при разрушении уменьшается до 19,3 ksi 
(см. фиг. 1). Следовательно, несмотря на снижение содержания меди до 4,13% вес., вязкость при разрушении при температуре 20oC возрастает при 3% уровне растяжения, и желательная тенденция криогенной вязкости разрушения не достигается при уровне ПТ, равном 94 ksi (6608,2 кг/см2).
Пример 6
Сплав C был состарен до ПТ при 20oC, равного 89 ksi (6256,7 кг/см2), при котором достигнута точка возникновения или начала желательной тенденции (вязкость при разрушении 33,9 ksi
при 20oC и 34,3 ksi 
при -196oC). В состаренном далее до ПТ при 20oC, равного 86 ksi (6045,8 кг/см2) сплаве С, возросла вязкость и четко выразилась желательная тенденция. Так, вязкость при 20oC равна 38,7 ksi 
тогда как при температуре -196oC вязкость равна 40,4 ksi 
(см. фиг. 1). Это является прекрасным примером желательной тенденции криогенной вязкости как при высоком уровне прочности, так и высоком уровне вязкости.
Влияние более низкого содержания меди на желательную тенденцию криогенной вязкости показано в предыдущих примерах. Однако следует заметить, что желательная тенденция криогенной вязкости может быть получена и при более высоких уровнях содержания меди при большем растяжении, как показано в последующих примерах.
Пример 7
Сплав D сходен по составу со сплавом B за исключением того, что содержание Li в нем несколько ниже. Часть этого экструдированного сплава была подвергнута 3% растяжению и часть - 6% растяжению. Желательная тенденция достигается как раз при ПТ, равном при 20oC 88 ksi (6186,4 кг/см2) при 3% уровне растяжения, и очень легко достигается при уровне ПТ, равном при 20oC 93 ksi (6537,9 кг/см2) при 6% растяжении (см. табл. 3). Кроме того, желательная тенденция почти достигается при ПТ, равном 98,5 ksi (6889,4 кг/см2). Желательная тенденция достигается быстрее вследствие более высокого уровня растяжения и, кроме того, более низкого содержания Li, что будет дополнительно проиллюстрировано ниже.
Большая легкость, с которой может быть достигнута желательная тенденция при уменьшении содержания меди, также наблюдается и в системах Al-Cu-Li-Mg. Это видно из приведенных ниже примеров 8 и 9.
Пример 8
Сплав E сходен по составу со сплавом A, за исключением того, что сплав E не содержит серебра. Пик значения прочности при 20oC при 3% растяжении для сплава E может быть достигнут посредством старения в течение 16 часов при температуре 160oC (ПТ= 95,2 ksi (6692,56 кг/см2), ППР=98,3 ksi (6910,49 кг/см2 и 6% удл.). Пиковое значение прочности сплава E несколько ниже, чем для сплава A вследствие отсутствия серебра в сплаве E. При температуре -196oC прочность возрастает до ПТ= 114 ksi (8014,2 кг/см2) и ППР=123 ksi (8646,9 кг/см2) при уменьшении удлинения до 4,0%. Вязкость при температуре 20oC составила 16,9 ksi 
слегка снижаясь до 16,6 ksi 
при -196oC. Эту вязкость можно увеличить с лишь небольшим снижением прочности путем старения, например, старения в течение 6 часов при температуре 160oC, получая ПТ= 94,2 ksi (6622,26 кг/см2), ППР=98,6 ksi (6931,58 кг/см2), относительное удлинение 7,9% и Ko=25,4 ksi 
при температуре 20oC. Свойства при -196oC были ПТ= 111 ksi (7803,3 кг/см2), ППР=123 ksi (8646,9 кг/см2), 7,5% удл. и Ko = 23,0 ksi 
Желательная тенденция совершенно не достижима в этом случае.
Пример 9
Сплав F сходен по составу со сплавом E, но имеет значительно более низкое содержание меди и лития (см. табл. 2). Снижение по растворенному веществу создает более низкое пиковое значение ПТ при температуре 20oC, равное 90 ksi (6327 кг/см2) по сравнению с этим значением для сплава E. В немного состаренном состоянии после 6% растяжения (старение при 143oC в течение 30 час) при 20oC свойства были следующие: ПТ=88,1 ksi (6193,49 кг/см2), ППР=90,8 ksi (6383,24 кг/см2), 10,5% удл. и вязкость 39,4 ksi 
При температуре -196oC ПТ возрастает до 105,8 ksi (7367,44 кг/см2), ППР возрастает до 111,2 ksi (7817,36 кг/см2), относительное удлинение возрастает до 11,2%. Важно, что вязкость возрастает до 47,1 ksi 
, что является прекрасным примером желательной тенденции. При несколько меньшем старении сплава F до ПТ=85 ksi (5975,5 кг/см2) при 20oC достигается значение KIC=39,7 ksi
при 20oC, тогда как при температуре -196oC достигается вязкость 51,0 ksi 
Следовательно, достигается желательная тенденция, и уроки примеров 1-7 для сплавов Al-Cu-Li-Ag-Mg применимы к сплавам Al-Cu-Li-Mg.
Пример 10
Сплав C сходен по составу со сплавом A (высокое содержание меди), но имеет более низкое содержание лития, равное 1% вес. (см. таблицу 2). При обработке, сходной с обработкой сплава A (температура предварительного подогрева для экструдирования 370oC, зак. на тв. р-р 504oC, 3В, растяжение 3% и старение в течение 16 час при температуре 160oC), получены прочностные свойства, сходные с прочностными свойствами сплава A, но с более высокой вязкостью. Так, при температуре 25oC получены ПТ=103 ksi (7240,9 кг/см2), ППР= 105 ksi (7381,5 кг/см2), относительное удлинение 3,8% и KIC =18,7 ksi 
Это значение вязкости выше, чем значение 13,4 ksi 
, полученное для сплава A при ультравысоком уровне прочности (см. пример 2). При температуре -196oC снова получены свойства, сходные со свойствами сплава A (ПТ=123 ksi (8646,9 кг/см2), ППР= 128 ksi (8998,4 кг/см2) и отн.удл. 3,6%, но с немного более высокой чем для сплава C при 25oC вязкостью, равной 19,2 ksi 
Таким образом, даже при таком высоком содержании меди может быть достигнута прямолинейная или желательная тенденция криогенной вязкости при разрушении путем снижения содержания лития. Выгоду в старении можно видеть из старения сплава C в течение 6 час при 160oC вместо 16 час. Прочность при 25oC еще достаточно высока при ПТ=87,6 ksi (6158,28 кг/см2) и ППР=92,8 ksi (6523,84 кг/см2), но удлинение возросло до 8% и вязкость возросла до 30,0 ksi
При температуре -196oC прочность была более высокой (ПТ=113 ksi (7943,9 кг/см2), ППР= 121 ksi (8506,9 кг/см2) и 6,5> отн.удл.), но вязкость возросла до 32,6 ksi 
т.е. ясная желательная тенденция. Таким образом, старение обменивает прочность и вязкость, но неожиданно желательная тенденция криогенной вязкости достигается легче. Важно, что желательная тенденция может быть достигнута при относительно высоком содержании меди.
Пример 11
В этом примере исследуется влияние содержания лития на желательную тенденцию криогенной вязкости разрушения. В частности, снижение содержания лития увеличивает легкость, с которой достигается желательная тенденция. Это видно из фиг. 2, на которой составы нескольких сплавов очень сходны, sa исключением содержания лития. Сплавы номинально (по паспорту) содержат Al-4,0, Cu -XLi-0,4, Ag-0,4, Mg-0,14 Zr (см. сплавы H-M в таблице 2). Каждый сплав был подогрет до 370oC, экструдирован при скорости штемпеля пресса для выдавливания 0,25 см/сек (0,1 дюйм/сек) в контейнере диаметром 16,2 см (6,375 дюйма) в пруток 5,1х1,9 см (2х3/4 дюйма). Каждый пруток был закален на твердый раствор при температуре на 4-7oC ниже его температуры солидуса, закален в воде при 25oC и растянут на 6%. Каждый экструдированный пруток подвергали старению при 143oC, после чего каждый из них подвергали старению при температуре 143oC до заданного значения ПТ=90 ksi (6327 кг/см2) при комнатной температуре. Фактически полученные значения ПТ были аналогичными, при этом нижнее значение было 88,5 ksi (6221,55 кг/см2) и верхнее значение было 92,8 ksi (6523,84 кг/см2). Как видно на фиг. 2, вязкость и при температуре 25oC, и при температуре -196oC монотонно уменьшается с увеличением содержания лития. При содержании лития более чем около 1,2% тенденция вязкости приблизительно прямолинейная в каждом случае. Однако при уровнях лития менее чем 1,2% вязкость при -196oC была постоянно выше чем при 25oC, т.е. четко достигается желательная тенденция.
Пример 12
В этом примере исследуется влияние содержания Mg на желательную тенденцию криогенной вязкости. Отливки номинального состава Al-4 Cu-0,8 Li-0,4 Ag-XMg-0,14 Zr (см. сплавы N-Q в таблице 2) были приготовлены при одинаковых условиях. Сплавы были предварительно подогреты до 370oC и экструдированы в контейнере с диаметром 16,2 см (6,375 дюйма) при скорости штемпеля пресса 0,25 см/сек (0,1 дюйм/сек) в прутки 5,1х1,9 см (2х3/4 дюйма).
Закалку на твердый раствор осуществляли при температуре на 3-6oC ниже индивидуальной температуры солидуса, т.е. закаливали на твердый раствор при температуре 511-515oC, закаливали в воде при 25oC и растягивали на 6%. Затем их подвергали старению при температуре 143oC до различных уровней ПТ. Свойства при номинальном уровне ПТ=90 ksi (6327 кг/см2), показанные на фиг. 3, указывают, что вязкость при разрушении при 20oC возрастает с увеличением содержания Mg. Вязкость при -196oC также обычно возрастает с увеличением содержания Mg. Затем сплавы испытывали на вязкость при разрушении при различных уровнях прочности при 25oC и -196oC. При 25oC комбинация прочность - вязкость явно улучшается при увеличении содержания магния. При -196oC комбинация прочность - вязкость улучшается при увеличении содержания магния от 0,2 до 0,4% вес. При содержании магния 0,6% вес. данные изменяются больше, но также показывают более высокую вязкость и наличие желательной тенденции. Желательная тенденция достигается при каждом уровне содержания магния от 0,2 до 0,6% вес., во сплавы, содержащие 0,4 и 0,6% вес. магния, могут быть состарены до более высоких значений прочности, т.е. ПТ=97-98,1 ksi (6819,1- 6896,43 кг/см2) в сравнении с ПТ=91 ksi (6397,3 кг/см2) для сплава, содержащего 0,2% вес. магния. Как можно видеть, значения вязкости при -196oC предельно высоки для всех этих сплавов. Кроме того, старение также содействует способности приобретать желательную тенденцию криогенной вязкости этих сплавов с различным содержанием магния.
Пример 13
В этом примере исследуется влияние холодного растяжения на желательную тенденцию криогенной вязкости.
Сплав R, имеющий состав Al-4,9, Cu-1,15, Li-0,4, Mg-0,14Zr разливали и экструдировали при температуре подогрева 370oC (700oF) в контейнере с диаметром 16,2 см (6,375 дюйма) при номинальной скорости штемпеля пресса 0,25 см/сек (0,1 дюйм/сек) в прямоугольные прутки 5,1х1,9 см (2х0,75 дюйма). Экструдированные прутки закаливали на твердый раствор при температуре 504oC в течение 3/4 часа, закаливали в воде при 25oC, и часть прутка удаляли (с 0% растяжением). Оставшийся пруток затем растягивали на 1,5%, отрезали кусок, растягивали снова с отрезанным материалом, и эта процедура повторялась, давая участки с уровнем растяжения 0, 1,5, 4,7 и 9,5%. Реакция на искусственное старение определялась для каждого уровня растяжения, и участки каждого экструдированного прутка закаливали до ПТ=88 ksi (6186,4 кг/см2) при 20oC. Вязкость разрушения плоской деформации для подвергнутых предварительному усталостному растрескиванию прессованных образцов для испытаний на растяжение измеряли для каждого уровня растяжения при 20oC и -196oC. Установлено, что вязкость при 20oC возрастает с увеличением растяжения (см. фиг. 4). Нежелательная тенденция была получена при 1,5 и 4% растяжении (см. фиг. 4 и 5) при этом уровне прочности. Однако при более высоких уровнях растяжения 7 и 9,5% была получена желательная тенденция криогенной вязкости разрушения. Для каждого образца осуществляли фрактоскопическую и трансмиссионную (просвечивающую) микроскопию. Не связываясь ни с какой частной теорией, полагают, что растяжение измельчает упрочненную выделившуюся фазу во внутренних структурах зерна, хотя уменьшает выделение более крупных выделившихся фаз на зерне и границах субзерна. Такие крупные выделения известны для более низкой вязкости при комнатной температуре. Однако удивительный результат увеличения криогенной вязкости в сравнении с вязкостью при комнатной температуре при увеличении уровня растяжения непонятен. Для сплава P при уровне растяжения ПТ= 88 ksi (6186,4 кг/см2) тенденция криогенной вязкости переключается из нежелательной на желательную при растяжении около 4% (см. фиг. 5). Эта точка переключения может быть сдвинута в сторону более низких уровней растяжения путем старения до более низких уровней ПТ, уменьшения содержания Cu и/или Li, или в меньшей степени путем снижения температур старения.
Пример 14
Данные уроки по получению желательной тенденции криогенной вязкости, показанные в примерах 1-13 для сплавов Al-Cu-Li-Ag-Mg-Zr и Al-Cu-Li-Mg-Zr, также можно применить к подобным сплавам, содержащим цинк. Сплав S подобен высоковязкому Al-Cu-Li-Ag-Mg-Zr (сплаву J) в том, что он имеет относительно низкое содержание Cu и Li и подвергнут 6% растяжению, содержание Zr составляет около четверти процента (по весу). Установлено, что цинк обеспечивает полезное воздействие на сплав, как, например, увеличение реакции на старение. Когда сплав искусственно состарен при температуре 143oC в течение 20 часов, он достигает при 25oC ПТ=91,2 ksi (6411,36 кг/см2), ППР=94,2 ksi (6622,26 кг/см2) и относительного удлинения 12,4%. В случае, когда сплав не содержит цинка, прочность возрастает при криогенных температурах (ПТ=112,1 ksi (7880,63 кг/см2), ППР=118,9 ksi (8358,67 кг/см2) и отн.удл. 5,2% при -196oC). Важно, что высокая при 25oC вязкость, равная 38,9 ksi 
увеличится до 43,6 ksi 
при -196oC, прекрасный пример желательной тенденции криогенной вязкости. Вязкость может быть еще более увеличена путем снижения содержания меди и/или лития.
Пример 15
Сплав T сходен по составу со сплавом S за исключением того, что содержание цинка грубо удвоено до 0,40%. Сплав подвергали старению в течение 28 часов при 143oC, что немного дальше на кривой старения, чем в предыдущем примере для сплава S. Иначе говоря, сплав был обработан таким же образом. Были получены несколько более высокие при 25oC ПТ, равный 94,0 ksi (6608,2 кг/см2), ППР, равный 95,8 ksi (6692,56 кг/см2), и относительное удлинение 9,9%. При -196oC ПТ увеличился до 114 ksi (8014,2 кг/см2), ППР возрос до 119,8 ksi (8365,7 кг/см2) при отн.удл. 9,4%. Важно, что высокая вязкость при 25oC, равная 35,9 ksi 
фактически не изменилась при -196oC, составив 36,1 ksi 
показывая, что достигнут порог или преддверие желательной тенденции. Факт, что этот цинксодержащий Al-Cu-Li-Ag-Mg сплав состарен немного дольше, чем в предыдущем примере сплав, и, следовательно, идет от очень желательной тенденции к прямолинейной тенденции, также наблюдался в поведении сплавов Al-Cu-Li-Ag-Mg и Al-Cu-Li-Mg. Тем не менее, желательная или прямолинейная тенденция достигается для каждого цинкосодержащего сплава при очень высоких уровнях прочности.
Пример 16
В этом примере исследуется влияние температуры старения на желательную тенденцию криогенной вязкости. Сплав K, имеющий состав Al-4,19 Cu-1,21 Li-0,37 Ag-0,38 Mg-0,14 Zr-0,04 Ti, был разлит, экструдирован, закален на твердый раствор, закален в воде и подвергнут 6% растяжению, как описано в примере 11. Образцы затем были искусственно состарены при различных температурах от 127 до 160oC до достижения ПТ около 90 ksi (6327 кг/см2) при комнатной температуре. Один образец был состарен при температуре 127oC в течение 100 часов для достижения при комнатной температуре ПТ=88,4 ksi (6214,52 кг/см2), ППР=94,7 ksi (6657,41 кг/см2), относительного удлинения 8,8% и KQ= 36,6 ksi 
При -196oC образец, состаренный при температуре 127oC, достигал ПТ= 103,4 ksi (7269,02 кг/см2), ППР=113,4 ksi (7972,02 кг/см2) относительного удлинения 10,9% и KQ=36,4 ksi 
Другой образец был состарен при температуре 143oC в течение 22 часов для достижения при температуре 25oC ПТ= 90,7 ksi (6376,21 кг/см2), ППР=94,9 ksi (6671,47 кг/см2), относительного удлинения 10,1% и KQ=31,9 ksi 
При -196oC этот образец достигал ПТ=108,7 ksi (7641,61 кг/см2), ППР=116,0 ksi (8154 кг/см2), относительного удлинения 9,4% и KQ=31,0 ksi 
Третий образец был состарен при 160oC в течение 4,5 часов до достижения при 25oC ПТ= 91,0 ksi (6397,3 кг/см2), ППР=94,4 ksi (6636,32 кг/см2), относительного удлинения 7,7% и KQ=28,4 ksi 
При -196oC этот образец достиг ПТ= 108,6 ksi (7634,58 кг/см2), ППР=115,5 ksi (8119,65 кг/см2), относительного удлинения 8,7% и KQ=28,8 ksi 
Как показано на фиг. 6, для каждой из вышеупомянутых температур тенденция криогенной вязкости является по существу линейной для каждой температуры старения при данном уровне прочности. Однако значения вязкости при разрушении и при комнатной температуре, и при криогенной температуре существенно возрастают при снижении температур старения сплава.
Пример 17
Сплав U, имеющий состав Al-4,0 Cu-1,0 Li-0,4 Ag-0,4 Mg-0,14 Zr фактически такой же, как у сплава, был разлит и прокатан в пластины 9,5 мм (0,375 дюйма), закален на твердый раствор при 510oC (950oF), закален в воде при 20oC и подвергнут растяжению на 3% или на 6%. Пластина на каждом уровне растяжения была состарена при 143oC до достижения при 20oC ПТ=85 ksi (5975,5 кг/см2). Пластины были подвергнуты механической обработке до 2,00 мм для моделирования упреждающих условий полета для наружного бака Space Shuttle. Для оценки вязкости при разрушении сплава при этой толщине применяли испытания на растяжение поверхностных трещин (ASTM E740). В этом испытании центральный надрез был подвергнут обработке электронным разрядом и усталостному растрескиванию до заданного полуэллиптического размера посредством усталостного нагружения. Разрыв или трещина регулировалась таким образом, чтобы отношение глубины трещины к толщине пластины составляло 0,66, т.е. трещина распространялась примерно на две трети толщины. Затем панель испытывали на разрушение при растяжении, при этом в качестве меры вязкости принималось сопротивление разрыву в этом обычно плоском напряженном состоянии образца. Испытания выполняли в направлении L-T для сравнения с более ранними данными в L-T направлении. Панели из известного сплава 2219-Т87 также испытывались для сравнения. Как показано на фиг. 7, оба уровня растяжения показали значительное преимущество вязкости в сравнении со сплавом 2219-Т87, который используется в настоящее время для наружного бака Space Shuttle. Например, вариант с 6% растяжением имел преимущество в 69% в сравнении со сплавом 2219 при температуре испытаний 4K, что может быть непосредственно отнесено к снижению веса конструкции мембран бака этого калибра. Следует отметить, что оба уровня растяжения показали желательную тенденцию для калибра 2,0 мм, а также увеличение вязкости с увеличением уровня растяжения, как было показано в предыдущих примерах для экструдированных изделий.
Пример 18
Сплав V, содержащий Al-3,62, Cu-0,99, Li-0,35, Ag-0,36, Mg-0,15, Zr-0,04 Ti, попадает в наиболее предпочтительный состав настоящего изобретения. При 6% растяжении и искусственном старении при 143oC в течение 26 часов свойства сплава при комнатной температуре определяются следующими значениями: ПТ=90,0 ksi (6327 кг/см2), ППР=91,5 ksi (6432,45 кг/см2), относительное удлинение 8,7% и KIC=38,7 ksi 
При -196oC сплав приобретает свойства, соответственно, ПТ= 114,8 ksi (8070,44 кг/см2), ППР=120,0 ksi (8436 кг/см2), относительное удлинение 9,6% и KIC=40,7 ksi 
(см. таблицу 3, т.е. получена желательная тенденция криогенной вязкости).
Пример 19
Сплав W, содержащий Al-3,61, Cu-0,91, Li-0,33, Mg-0,39, Zn-0,15, Zr-0,04 Ti, подвергали растяжению и искусственному старению при 143oC в течение различных промежутков времени, как показано в таблице 3. Этот сплав достиг пика прочности около 90 ksi (6327 кг/см2) путем старения в течение 26 часов при температуре 143oC. При этой температуре старения прочность не изменялась существенно в течение более длительных периодов старения. Например, при увеличении времени старения примерно на 70% до 44 часов, для состаренного сплава ПТ при 25oC очень незначительно снизился до 89 ksi (6256,7 кг/см2) (см. таблицу 3). Однако такое увеличение времени старения имеет неблагоприятное влияние на тенденцию криогенной вязкости при разрушении. Как видно из таблицы 3, желательная тенденция криогенной вязкости при разрушении по существу достигнута за более короткое время старения, но не достигнута при более длительном времени старения.
Пример 20
Сплавы X и Y не содержат серебра и содержат цинк (см. таблицу 2). Как показано в таблице 3, при комнатной температуре прочность этих сплавов достаточно высока, особенно с учетом относительно низкого содержания легирующих элементов в этих сплавах. Более того, при комнатной температуре вязкость разрушения плоской деформации значительно выше 50 ksi 
Вязкость этих сплавов настолько высока, что в образцах экструдированных прутков 2х3/4 дюйма (5,1х1,9 см) не получены разумные значения L-TKIC вязкости. Каждый из сплавов X и Y способен приобрести желательную тенденцию криогенной вязкости.
Пример 21
Сплав Z содержит 2,16% Cu (см. таблицу 2). Как видно из таблицы 3, для этого варианта с низким содержанием меди получены значительно более низкие прочности. Хотя для этого сплава может быть получена желательная тенденция криогенной вязкости, значения прочностей менее желательны, чем значения прочностей для сплавов в вышеприведенных примерах.
Пример 22
Сплав АА попадает в наиболее предпочтительный диапазон составов настоящего изобретения (см. таблицу 2). Как видно из таблицы 3, при комнатной температуре получены высокие значения прочностей, особенно учитывая относительно низкое содержание легирующих элементов в сплаве. При комнатной температуре вязкость разрушения плоской деформации выше 50 ksi 
Однако, поскольку вязкость настолько высока, для экструдированных прутков 2х3/4 дюйма (5,1х1,9 см) не получены разумные значения L-TKIC вязкости. Сплав AA легко может приобрести желательную тенденцию криогенной вязкости.
Пример 23
Сплав BB и CC содержит соответственно 0,29% Li и 0,56% Li. Иначе говоря, сплавы имеют очень сходный состав (см. таблицу 2). Сплав BB, содержащий меньшее количество лития, имеет значительно меньшую в сравнении со сплавом CC прочность при комнатной температуре, как видно из таблицы 3. Хотя каждый сплав может достичь желательной тенденции криогенной вязкости, более низкое содержание Li в сплаве BB является причиной того, что сплав имеет гораздо более низкие значения прочностей, чем сплав CC и сплавы в вышеприведенных примерах.
Из предшествующих примеров следует, что желательная тенденция криогенной вязкости может быть достигнута согласно настоящему изобретению путем регулирования состава, растяжения и искусственного старения сплавов. Влияние этих параметров показано в таблице 3.
Пример 24
Сплав DD имеет состав, сходный с составом сплава S, за исключением того, что он не содержит цинк и имеет более низкое содержание меди, составляющее 3,41%, и более высокое содержание лития, составляющее 1,12%. Он был обработан таким же образом, как и другие исследуемые сплавы, но часть экструдированного прутка была растянута на 3%, а оставшаяся часть - на 6%. Материал с 3% растяжением был состарен в течение 24 часов при температуре 143oC с получением при 25oC ПТ=88,5 ksi (6221,55 кг/см2) и KQ=29,8 ksi 
(см. таблицу 3). При -196oC ПТ увеличился до 108,4 ksi (7620,52 кг/см2) и KQ увеличилась до 41,6 ksi 
Материал с 6% растяжением был состарен в течение 16 часов при температуре 143oC с получением фактически того же самого значения ПТ=88 ksi (6221,55 кг/см2) и значения KQ=28,7 ksi 
при температуре 25oC. При температуре -196oC ПТ увеличился до 107,2 ksi (7536,16 кг/см2) и вязкость возросла до 42,1 ksi 
и для материала с 3% растяжением, и для материала с 6% растяжением. Следовательно, желательная тенденция криогенной вязкости достигается в обоих случаях, Этот пример показывает, что при правильном выборе состава можно получить одинаковые результаты при различных уровнях растяжения. Более того, для сплавов настоящего изобретения желательная тенденция криогенной вязкости может быть получена при различных уровнях растяжения, когда термообработка тщательно контролируется. Заметим также, что для сплава, состав которого соответствует настоящему исследованию, желательная тенденция может быть получена и при более высоких уровнях растяжения (например, при 25oC ПТ=95,5 ksi (6713,65 кг/см2, как следует из таблицы 3).
Пример 25
Сплав EE по составу сходен со сплавом D и имеет состав Al-4,47, Cu-0,95, Li-0,43, Ag-0,43, Mg-0,14, Zr-0,02 Ti. Он был обработан так же, как сплавы предыдущих примеров и, что важно, он был экструдирован в прямоугольные прутки 2х0,75 дюйма (5,1х1,9 см). Показание отношения этого экструдированного прутка достаточно низкое, порядка 2,67 (т.е. 2-0,75), так что свойства по длинной оси должны быть, предпочтительно, довольно близки к свойствам по короткой оси.
Часть прутка растягивали на 3% и подвергали старению при температуре 160oC в течение 6 часов, обеспечивая получение при температуре 25oC продольного ПТ=86,5 ksi (6080,95 кг/см2) и L-TKIC=40,7 ksi 
При температуре -196oC они возросли соответственно до ПТ=106,2 ksi (7465,86 кг/см2) и KIC= 49,3 ksi 
В направлении длинной оси при 25oC ПТ был равен 70,5 ksi (4956,15 кг/см2) и T-L (т.е. вязкость по длинной оси) KIC была 30,8 ksi 
При -196oC вязкость по длинной оси KIC возросла до 36,4 ksi 
Следовательно, желательная тенденция криогенной вязкости получена и в продольном, и в поперечном направлениях.
Пример 26
Сплав состава FF (Al-4,99, Cu-1,23, Li-0,38, Ag-0,46, Mg-0,017, Zr-0,04 Ti) был сварен газовой дуговой сваркой с вольфрамовым электродом при использовании сварочной проволоки состава GG (Al-5,20, Cu-1,00, Li-0,40, Ag-0,15). Вязкость разрушения плоской деформации измеряли на прессованном образце для испытаний на растяжение, в котором направление распространения трещины было ориентировано параллельно и через зону плавления, или параллельно и через зону воздействия тепла (ЗВТ). Эти образцы были ориентированы в T-L направлении T-L. Кроме того, испытания на растяжение в направлении длинной оси проводились на образцах, имеющих и зону плавления, и ЗВТ. Испытания проводили при температурах 25oC и -196oC.
Прочность сварного изделия возросла от ПТ=32,7 ksi (2298,81 кг/см2), ППР=51,4 ksi 
с относительным удлинением 6,9% при температуре 25oC до ПТ= 42,0 ksi (2952,60 кг/см2), ППР=63,6 ksi 
и относительного удлинения 6,1% при -196oC. Кроме того, вязкость зоны плавления, равная 19,0 ksi 
при температуре 25oC, возросла до 22,9 ksi 
при температуре -196oC. Более того, вязкость ЗВТ возросла от 18,8 ksi 
при 25oC до 23,6 ksi 
при -196oC. Следовательно, на сварном изделии достигнута желательная тенденция криогенной вязкости.
Состав
Согласно настоящему изобретению желательная тенденция криогенной вязкости может быть получена путем регулирования уровней Cu и Li. Для того чтобы наиболее легко получить желательную тенденцию при высоких уровнях прочности, наиболее предпочтительными уровнями содержания являются для меди от около 3,0 до около 4,5% и для лития от около 0,7 до около 1,1%. Однако желательная тенденция может быть получена при уровне содержания меди от около 2,0 до около 6,5% и уровне содержания лития от около 0,2 до около 2,7%. Для обеспечения желательной тенденции криогенной вязкости при разрушении с получением в то же время высоких значений прочности более предпочтительными являются содержание меди от 2,8 до 4,8% и содержание лития от 0,4 до 1,5%. В пределах этого диапазона состава сочетание криогенной вязкости при разрушении и прочности имеет максимальные значения, что делает этот сплав самым предпочтительным для криогенного применения. Один из особенно предпочтительных сплавов для криогенного применения содержит 4,0% меди и 1,0% лития, тогда как другой особо предпочтительный сплав содержит 4,5% меди и 0,8% лития. Количества используемых меди и лития являются взаимозависимыми. Например, при уровнях меди, соответствующих верхнему пределу диапазона, т.е. 6,5%, для достижения желательной тенденции криогенной вязкости при разрушении при высоких уровнях прочности уровень содержания лития должен приближаться к около 1%. При содержании меди, соответствующем нижнему пределу диапазона, т. е. 2%, содержание лития может быть больше, но наиболее высокие достижимые значения прочности обычно должны быть ниже, как показывает сплав Z (см. таблицу 3). И наоборот, когда уровень лития соответствует нижнему пределу широкого диапазона, т. е. 0,2%, уровень меди может быть относительно высоким, при атом желательная тенденция может быть достигнута, но прочность будет ниже, чем при более высоких уровнях содержания лития около 1%, как показывает сплав ВВ (см. таблицу 3). При содержании лития, соответствующем верхнему пределу широкого диапазона т.е. 2,7%, предпочтительными являются более низкие уровни содержания меди для достижения желательной тенденции.
Уровни содержания меди и лития имеют существенное влияние на уровень прочности, полученные в настоящих сплавах. Уровни содержания меди выше около 4% дают наибольшие значения прочности при значительном снижении прочности при содержании ниже чем около 3% (см. сплав Z в таблице 3). Кроме того, наиболее высокие значения прочности получены при содержании лития от около 1,05 до около 1,35 с пиком при содержании лития около 1,2%. При содержании лития от ниже чем около 0,5% до выше чем около 1,5% прочность значительно снижается (см. сплав BB в сравнении со сплавом CC в таблице 3). Следовательно, хотя желательная тенденция криогенной вязкости при разрушении достигается очень легко и уровни прочности очень высоки при уровнях содержания меди около 4% и уровнях содержания лития около 1%, снижение уровня содержания меди и лития значительно ниже этих количеств еще может привести к достижению желательной тенденции, но при более низких значениях прочности. Установлено, что сплавы настоящего изобретения, содержащие от около 2,8 до около 4,8% меди и от около 0,4 до около 1,5% лития имеют прекрасную комбинацию криогенных вязкости при разрушении и прочностных свойств и, следовательно, обеспечивают поразительно улучшенные рабочие характеристики при использовании при криогенных температурах. Высокие вязкости получены без расслаивания, характерного для таких сплавов как 2090, который имеет вздутые значения вязкости вследствие эффекта, известного как "расслаивание вязкости". Следовательно, сплавы, такие как 2090, фактически проявляют более низкое сопротивление излому, чем 2219 в баке реальных размеров.
Количества меди и лития также влияют на обработку, которая должна быть применена для достижения желательной тенденции. Например, при наиболее предпочтительных уровнях около 4,0% меди и 1,0% лития для достижения желательной тенденции при высоких уровнях прочности может потребоваться незначительное растяжение или вообще не потребоваться растяжение. Однако при достижении граничных значений диапазона содержания меди и лития для получения желательной тенденции криогенной вязкости при технологически удобных уровнях прочности могут потребоваться максимальный уровень растяжения и тщательно контролируемое искусственное старение.
Количество магния, используемого в настоящих сплавах, имеет только небольшое влияние на тенденцию криогенной вязкости при разрушении. Однако прочность сплавов очень сильно зависит от содержания магния, при этом пик значений прочности достигается при уровнях содержания магния от около 0,3 до около 0,6%. Более того, увеличение содержания магния до уровней от около 0,6 до около 1,0% увеличивает абсолютные значения вязкости при предпочтительных уровнях содержания меди и лития.
Присутствие или отсутствие серебра в сплавах настоящего изобретения существенно не влияет на тенденцию криогенной вязкости разрушения. Однако серебро улучшает прочность.
Хотя кажется, что количество используемого цинка в сплаве не имеет существенного влияния на тенденцию криогенной вязкости при разрушении, уровни прочности и кинетика старения (скорость, с которой сплавы продвигаются по кривой старения) могут быть улучшены при добавлении небольших количеств цинка (см. сплавы S, T, W, X и Y в таблице 3). Следовательно, добавки цинка и/или серебра не оказывают неблагоприятного или вредного влияния на способность достижения желательной тенденции вязкости, но их присутствие может быть полезным для улучшения других свойств, как, например, прочности.
Растяжение
Величина растяжения, применяемого в соответствии с настоящим изобретением, оказывает существенное влияние на криогенную вязкость разрушения и способность получения желательной тенденции. Как правило, большая величина растяжения имеет своим результатом улучшение тенденции криогенной вязкости при разрушении. Для данного сплава Al-Cu-Li может быть получена точка пересечения, в которой желательная тенденция достигается выше определенного уровня прочности и не достигается ниже этого уровня. На фиг. 5 показана одна из таких точек пересечения. В сплаве, показанном на фиг. 5, точка пересечения находится между значениями уровней растяжения 4 и 5% при уровне прочности 90 ksi (6327 кг/см2). Однако эта точка может меняться, когда состав и технологические переменные обработки меняются. Для составов вблизи уровней содержания 4,0% для меди и 1,0% для лития величина растяжения может не быть критической. Однако вблизи верхних граничных значений диапазона содержания меди и лития, как показано в таблице 1, обеспечение достаточной величины растяжения может оказаться необходимым для достижения желательной тенденции криогенной вязкости при разрушении. Величина применяемого растяжения также зависит от степени применяемого искусственного старения, как более полно описано ниже.
Искусственное старение
Согласно настоящему изобретению искусственное старение оказывает существенное влияние на тенденцию криогенной вязкости при разрушении. Как правило, недостаривание имеет тенденцию к созданию желательной тенденции в сравнении с пиковым или чрезмерным старением. Путем старения до точки ниже пика прочности желательная тенденция достигается легче и быстрее. Например, хотя заданный сплав настоящего изобретения способен достичь пика предела текучести 100 ksi (7030 кг/см2), недостаривание до предела текучести 90 ksi (6327 кг/см2) более подходит для достижения желательной тенденции криогенной вязкости при разрушении. Это явление не полностью понятно, но возможное объяснение может включать переход от межсубкристаллического к микропустотному разрушению. Степень требуемого недостаривания зависит от состава сплава и технологической последовательности обработки. Например, при предпочтительных уровнях содержания меди в 4% и лития в 1%, или 4,4% меди и 0,8% лития в технологически широком диапазоне уровней растяжения недостаривание может не потребоваться, и желательная тенденция может быть достигнута при пике прочности. Однако вблизи верхних границ содержания меди и лития для создания желательной тенденции может потребоваться значительное недостаривание. Типичной недостарящей или не полностью состаривающей обработкой является искусственное старение сплава до предела текучести, который по крайней мере на примерно 5 ksi (351,5 кг/см2) ниже пикового значения предела текучести сплава. Установлено, что такое недостаривание или неполное состаривание значительно способствует или промотирует желательную тенденцию криогенной вязкости. Для достижения желательной тенденции с большей надежностью или с большим запасом прочности в обстановке производства может оказаться предпочтительным старение до предела прочности, который примерно на 10-20 ksi (703-1406 кг/см2) ниже пикового значения предела текучести. Существенным является то, что сплавы настоящего изобретения могут достичь таких высоких пиковых значений прочностей, поскольку технологически полезные и удобные прочности могут еще быть достигнуты при значительном недостаривании.
Рекристаллизации
Для деформируемых сплавов Al-Cu-Li в виде пластин, листов, экструдатов, поковок и других форм величина рекристаллизации может оказать в значительной степени вредное влияние на тенденцию криогенной вязкости при разрушении. Обычно некристаллизованные пластины имеют тенденцию к промотированию желательной тенденции криогенной вязкости, хотя рекристаллизованные пластины имеют тенденции к снижению легкости, с которой желательная тенденция может быть достигнута после закалки на твердый раствор, растяжения и старения. Более того, нерекристаллизованная микроструктура желательна для увеличения вязкости при разрушении при заданной температуре. Поэтому может оказаться желательной прокатка сплава при более высоких температурах, при которых рекристаллизация менее вероятна, чем при более низких температурах, которые могут вызвать рекристаллизацию. Для изделий или продуктов с более высокой степенью рекристаллизации обычно необходимы большая степень недостаривания и/или большая величина растяжения для достижения желательной тенденции криогенной вязкости. Более того, снижение количества меди и/или лития может дать возможность допустить большую степень или величину рекристаллизации, пока еще достигается желательная тенденция после закалки на твердый раствор, закалки, растяжения и искусственного старения.
Изготовление криогенного контейнера
Сплавы настоящего изобретения могут быть прокатаны, экструдированы и прокованы в формы продуктов, необходимых для изготовления контейнера для хранения криогенных материалов. Такие криогенные емкости или баки при использовании для хранения криогенных жидкостей, таких как жидкие водород, кислород или азот, обычно включают бочку или контейнер, выполненный в виде полого цилиндра, купола, которые имеют приблизительно полусферическую форму, и кольца, которые соединяют контейнер или бочку с носовым и кормовым куполами или колпаками. Бочка или контейнер могут быть изготовлены из пластин, обработанных в соответствии с настоящим изобретением, и подвергнута дополнительной машинной обработке таким образом, что она имеет продольные T-образные или L-образные элементы жесткости. Альтернативно бочка может быть изготовлена из выполненных за одно целое с элементами жесткости экструдатов, которые имеют T-образные или L-образные продольные элементы жесткости, введенные в процессе экструдирования. Более того, простые элементы жесткости могут быть прокатаны в пластины, т.е. линейные элементы жесткости. Кольца могут быть выполнены из экструдатов, которые согнуты поверх изогнутого гибочного элемента и сварены в кольцо, или прокатаны в ковочных вальцах, операция, при которой заготовка прошивается до тороидальной формы и толщина стенки обрабатывается до более тонкого размера с увеличением диаметра. Куполы или колпаки могут быть выполнены из клиновидных пластик или листов, которые натянуты поверх изогнутого гибочного элемента и сварены друг с другом. Альтернативно купол или колпак может быть образован посредством формования при низких, повышенных или высоких температурах обработки. Каждый из этих элементов или деталей криогенной емкости или бака в процессе гибочных операций после закалки на твердый раствор и закалки может быть подвергнут необходимому для достижения желательной тенденции криогенной вязкости разрушения растягиванию. Например, пластина и экструдат могут быть просто подвергнуты правке путем растягивания. Альтернативно, может быть проведена холодная обработка при натягивании клиновидных панелей поверх оправки, при этом панели контейнера или бочки выгибаются поверх гибочного элемента, кольцевые экструдаты сгибаются и натягиваются поверх гибочного элемента для придания кривизны, или колпак получают формованием. Условия искусственного старения выбираются, как описано ранее, для гарантирования достижения желательной тенденции.
Детали бака могут быть сварены друг с другом посредством фактически любой известной сварочной технологии, включая газовую дуговую сварку вольфрамовым электродом, дуговую сварку в среде инертного газа металлическим электродом, знакопеременную плазмодуговую сварку, знакопеременную газовую сварку вольфрамовым электродом, электронно-лучевую сварку и другие. В качестве сварочной проволоки подходят известные сплавы, как, например 2319, поскольку они являются исходными или материнскими сплавами сварочной проволоки настоящего изобретения. Кроме того, исходные или материнские сплавы, содержащие большие количества измельчителей зерна, т.е. Zr и Ti, и несколько большее содержание меди, часто являются более предпочтительными для увеличения прочности сварного изделия.
При изготовлении криогенного бака или контейнера панели бочки сваривают друг с другом, образуя правильный круговой цилиндр, который затем приваривают к кольцу. Каждый из двух куполов или колпаков приваривают к кольцу, в результате чего образуется криогенный бак. Следует отметить, что криогенный бак обычно имеет также дополнительные металлические детали и элементы, которые могут быть изготовлены путем проковки до асимметричных форм, т.е. которые не могут быть растянуты. Эти детали должны содержать более предпочтительные количества меди и лития, т.е. 2,8-4,8 Cu и 0,7-1,1 Li, для обеспечения возможности достижения желательной тенденции без всякой растяжки и в то же время сохранения высоких уровней прочности. Для таких поковок может быть практически осуществлена холодная обработка путем дробеструйной нагартовки.
Детали криогенного бака могут свариваться при различных параметрах, в зависимости от выбранной технологии сварки. Предпочтительным способом является сварка деталей с использованием газовой дуговой сварки вольфрамовым электродом с известным сплавом 2319 в качестве сварочной проволоки. Свариваемые поверхности предпочтительнее должны быть механически фрезерованы или химически фрезерованы в 100 г/л водном растворе NaOH так, чтобы было удалено около 0,5 мм поверхности. Может использоваться защитный покров инертного газа 75% Ar (25% Не при 14 л/мин). При диаметре сварочной проволоки 2319, равном 1 мм, скорости перемещения 25 см/мин при токе 170 А и напряжении 12,5 В создаются высокоинтегрированные сварные узлы. Если вес бака необходимо уменьшить, для уменьшения толщины бочки в зонах низкой рабочей нагрузки может быть использовано глубокое травление. Типичным раствором для такого травления является состав из 103 г/л NaOH, 22 г/л сульфида натрия и 2,2 г/л глюконата натрия для получения 1 л раствора.
Сварные узлы, выполненные как описано выше, также обладают повышенной вязкостью и прочностью сварного шва при понижении температуры. Бак, изготовленный таким образом, можно эффективно и недорого испытать при комнатной температуре. Поскольку вязкость и прочность по существу такие же или больше при криогенной рабочей температуре, чем при окружающей температуре испытаний, бак может быть безопасно и надежно использован с минимальным риском отказов, вызванных ограничением вязкости и перегрузками по прочности.
Специалистам в данной области понятно, что вышеприведенное описание настоящего изобретения может допускать различные модификации, изменения и приспособления, при этом подобные модификации, изменения, приспособления не должны выходить из области применения и отходить от сущности изобретения, которая изложена далее в заявленной формуле изобретения.
| название | год | авторы | номер документа |
|---|---|---|---|
| СПЛАВ С НИЗКОЙ ПЛОТНОСТЬЮ НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИЯ И СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ПРОДУКТА ИЗ ЭТОГО СПЛАВА | 1992 |
|
RU2109835C1 |
| СПЛАВЫ СЕРИИ 2000 С ПОВЫШЕННЫМИ ХАРАКТЕРИСТИКАМИ СТОЙКОСТИ К ПОВРЕЖДЕНИЯМ ДЛЯ АЭРОКОСМИЧЕСКОГО ПРИМЕНЕНИЯ | 2006 |
|
RU2418877C2 |
| СПЛАВЫ СЕРИИ 2000 С УЛУЧШЕННЫМИ ХАРАКТЕРИСТИКАМИ СТОЙКОСТИ К ПОВРЕЖДЕНИЯМ ДЛЯ АВИАЦИОННО-КОСМИЧЕСКОГО ПРИМЕНЕНИЯ | 2005 |
|
RU2379366C2 |
| АЛЮМИНИЕВО-ЛИТИЕВЫЕ СПЛАВЫ С ВЫСОКОЙ ПРОЧНОСТЬЮ, ВЫСОКОЙ ДЕФОРМИРУЕМОСТЬЮ И НИЗКОЙ СТОИМОСТЬЮ | 2015 |
|
RU2716722C2 |
| УЛУЧШЕННЫЕ АЛЮМИНИЕВО-МЕДНО-ЛИТИЕВЫЕ СПЛАВЫ | 2008 |
|
RU2497967C2 |
| УЛУЧШЕННЫЕ АЛЮМИНИЕВО-МЕДНО-ЛИТИЕВЫЕ СПЛАВЫ | 2013 |
|
RU2639177C2 |
| ХОРОШО ОБРАБАТЫВАЕМАЯ ДИСПЕРСИОННО-ТВЕРДЕЮЩАЯ НЕРЖАВЕЮЩАЯ СТАЛЬ СПЕЦИАЛЬНОГО НАЗНАЧЕНИЯ | 2000 |
|
RU2244038C2 |
| АЛЮМИНИЙ-ЛИТИЕВЫЕ СПЛАВЫ СЕРИИ 2ХХХ, ИМЕЮЩИЕ НИЗКУЮ РАЗНОСТЬ ПРОЧНОСТЕЙ | 2011 |
|
RU2598423C2 |
| ГИБКИЙ МАТЕРИАЛ ДЛЯ СТЕНКИ ЕМКОСТИ, НАХОДЯЩЕЙСЯ ПОД ДАВЛЕНИЕМ | 1995 |
|
RU2126468C1 |
| АЛЮМИНИЙ-ЛИТИЕВЫЕ СПЛАВЫ СЕРИИ 2ХХХ | 2013 |
|
RU2659529C2 |
Способ получения улучшенного сплава на основе алюминия предусматривает получение сплава, содержащего от 2,0 до 6,5 вес.% Сu, от 0,2 до 2,7 вес.% Li, остальное - алюминий и несущественные примеси, проведение обработки нагревом на твердый раствор и закалку в воде и по крайней мере одного деформирования и искусственного старения в степени, достаточной для обеспечения прочности и вязкости при разрушении сплава при криогенной температуре, равной или превышающей прочность и вязкость при разрушении при комнатной температуре. Кроме того, изобретение характеризуется составом деформируемого сплава и контейнером для хранения криогенного материала. Техническим результатом является улучшение прочности и вязкости разрушения при криогенных температурах. 3 с. и 32 з.п.ф-лы, 7 ил., 3 табл.
.
.
.
| УСТРОЙСТВО для ГИДРАВЛИЧЕСКОГО ПОДЖАТИЯ ЭЛЕМЕНТОВ УПЛОТНЕНИЯ ВАЛА | 0 |
|
SU273600A1 |
| WO 9002211 A, 08.03.90 | |||
| SU 1417487 A1, 23.07.93 | |||
| US 5116572 A1, 26.05.92. | |||
