ТЕРМООБРАБОТКА СПЛАВОВ АЛЮМИНИЯ, ТВЕРДЕЮЩИХ ПРИ СТАРЕНИИ Российский патент 2005 года по МПК C22F1/04 

Изобретение относится к термообработке сплавов алюминия, которые обладают способностью упрочняться вследствие хорошо известного явления твердения при старении (или дисперсионного твердения).

Термообработка для упрочнения посредством твердения при старении применима к сплавам, в которых растворимость в твердом состоянии, по меньшей мере, одного легирующего элемента уменьшается с понижением температуры. Подходящие сплавы включают в себя некоторые группы деформируемых сплавов, в частности сплавы групп 2ХХХ, 6ХХХ и 7ХХХ (или 2000, 6000 и 7000) по Международной системе обозначений сплавов (МСОС). Вместе с тем, существуют некоторые подходящие сплавы алюминия, твердеющие при старении, которые не входят в эти группы. Кроме того, твердеющими при старении являются некоторые литейные сплавы алюминия. Настоящее изобретение распространяется на все такие сплавы алюминия, включая и деформируемые, и литейные сплавы, а также может быть использовано в отношении изделия из сплавов, полученных посредством таких процессов, как порошковая металлургия, и быстро твердеющих изделий, а также изделий и материалов из крупнозернистых упрочненных сплавов.

Способы термообработки сплавов алюминия, твердеющих при старении, обычно предусматривают следующие три стадии:

(1) термообработку на твердый раствор при относительно высокой температуре, которая ниже температуры плавления сплава, для растворения его легирующих (растворяемых) элементов;

(2) быстрое охлаждение, или закалку, например, погружением в холодную воду, для сохранения растворенных элементов в пересыщенном твердом растворе; и

(3) старение сплава путем выдерживания его в течение некоторого периода времени при одной, а иногда - при второй, промежуточной температуре для достижения затвердевания или упрочнения.

Упрочнение в результате старения происходит потому, что растворенные элементы, сохраняемые в пересыщенном твердом растворе в результате закалки, образуют выделения во время старения, которые являются мелкодисперсными и прекрасно распределяются в кристаллической решетке, увеличивая способность сплава сопротивляться деформации сдвига. Максимальное твердение или упрочнение происходит, когда обработка старением приводит к процессу критической дисперсии, по меньшей мере, одного из этих мелкодисперсных выделений.

Условия старения являются различными для различных систем сплавов. Два распространенных варианта термообработки, которые предусматривают лишь одну стадию, проводятся в течение длительного времени при комнатной температуре (отпуск Т4) или, в более распространенном случае, при повышенной температуре в течение более короткого времени (например, 8 часов), что соответствует максимуму в процессе твердения (отпуск Т6). Для некоторых сплавов, термообработка обычно включает выдерживание в течение предписанного периода времени (например, 24 часа) при комнатной температуре перед применением отпуска Т6 при повышенной температуре. В случае других сплавов, особенно сплавов на основе систем Al-Cu и Al-Cu-Mg (группы 2000), деформирование (например, 5% при растяжении или прокатке) после закалки и перед старением при повышенной температуре вызывает повышенный отклик на упрочнение. Такая обработка известна под названием «отпуск Т8», и она приводит к более мелкой и более однородной дисперсии выделений по всем зернам.

Для сплавов на основе системы Al-Zn-Mg-Cu (группы 7000) разработано несколько вариантов специальной обработки старением, которые предусматривают выдерживание в течение некоторых периодов времени при двух различных повышенных температурах. Назначение каждого из этих вариантов обработки заключается в уменьшении подверженности сплавов этой группы явлению коррозионного растрескивания под напряжением. Одним примером является отпуск Т73, который предусматривает старение сначала при температуре, близкой к 100°С, а затем - при более высокой температуре, например, 160°С. Эта обработка вызывает некоторое уменьшение прочности по сравнению с отпуском Т6. Другим примером является обработка, известная под названием «регрессия и повторное старение (РПС)», которая предусматривает три стадии, например, 24 часа при 120°С, значительно меньшее время при более высокой температуре (200-280°С), и дополнительные 24 часа при 120°С. Некоторые варианты такой обработки остаются засекреченными теми компаниями, которые являются поставщиками сплавов.

Обычно предполагают, что сразу же после того, как сплав алюминия (или другой подходящий материал) твердеет вследствие старения при повышенной температуре, его механические свойства остаются стабильными, когда этот сплав подвергается воздействию значительно более низкой температуры в течение бесконечно длительного времени. Вместе с тем, недавно полученные результаты показали, что это заключение не всегда справедливо. Сплав магния, WE54, который обычно старят при температуре 250°С для достижения его отпуска Т6, проявил постепенное увеличение твердости одновременно с неприемлемым уменьшением пластичности, если его затем подвергали воздействию температуры, близкой к 150°С, в течение длительных периодов времени. Этот эффект присущ медленному, вторичному образованию выделений мелкодисперсной фазы по всем зернам сплава. Полученные в последнее время литийсодержащие сплавы алюминия, такие, как 2090 (Al-2,7Cu-2,2Li) проявили аналогичное поведение, если их в течение длительных периодов времени подвергали воздействию температур в диапазоне 60-135°С после первого старения для отпуска Т6 при 170°С.

Настоящее изобретение посвящено разработке способа термообработки сплава алюминия, твердеющего при старении, который имеет легирующие элементы в твердом растворе, причем способ включает в себя стадии, на которых

(а) выдерживают сплав в течение относительно короткого времени при повышенной температуре Т_А, подходящей для старения сплава,

(б) охлаждают сплав от температуры Т_А с достаточно большой скоростью до более низкой температуры таким образом, что первичное образование выделений растворенных элементов, по существу, останавливается,

(в) выдерживают сплав при температуре Т_В в течение времени, достаточного для достижения подходящего уровня вторичного зарождения центров кристаллизации или продолжающегося образования выделений растворенных элементов, и

(г) нагревают сплав до температуры Т_С, которая равна температуре Т_А, существенно близка к ней или превышает ее, и выдерживают в течение дополнительного достаточного периода времени при температуре Т_С для достижения, по существу, максимальной прочности.

Этой последовательности стадий обработки в соответствии с настоящим изобретением присвоено название T6I6, указывающее, что сначала проводят первую обработку старением перед стадией (в) перерыва ("I"), а затем проводят обработку после перерыва.

Стадии (в) и (г) могут быть последовательными стадиями. В таком случае, на стадии (в) можно применять малый нагрев или вообще не применять его. Вместе с тем, следует отметить, что стадии (в) и (г) можно эффективно объединить посредством применения надлежащим образом регулируемых циклов нагрева. То есть, на стадии (в) можно использовать некоторую скорость нагрева до конечной температуры Т_С старения, причем эта скорость является достаточно малой для обеспечения вторичного образования центров кристаллизации или выделений при относительно более низкой средней температуре, чем конечная температура Т_С старения.

Было обнаружено, что при проведении термообработки согласно настоящему изобретению, по существу, все сплавы алюминия, способные твердеть при старении, могут претерпевать при старении дополнительное твердение и упрочнение до более высоких уровней, чем возможные при обычном отпуске Т6. Максимальную твердость можно увеличить, например, на 10-15%, тогда как предел текучести (т.е. 0,2%-ный условный предел текучести) и предел прочности при растяжении можно увеличить, например, на 5-10% или, по меньшей мере - в некоторых сплавах, еще больше, по отношению к уровням, достигаемым с помощью обычных вариантов термообработки Т6. Кроме того, по меньшей мере, во многих случаях, в отличие от обычного поведения после обычных обработок, увеличения, получаемые с помощью настоящего изобретения, могут быть достигнуты без значительного уменьшения пластичности, измеряемой по удлинению, возникающему при испытаниях сплавов на деформацию.

Как указано выше, способ согласно настоящему изобретению, позволяет сплавам претерпевать при старении дополнительное твердение и упрочнение до более высоких уровней относительно твердения и упрочнения при старении, получаемых для того же сплава, подвергнутого обычному отпуску Т6. Это повышение может иметь место в связи с механическим деформированием сплава перед стадией (а), после стадии (б) но перед стадией (в), и/или вовремя стадии (в). Деформация может быть достигнута за счет применения термомеханического деформирования; вместе с тем, деформирование может быть применено в связи с быстрым охлаждением. Сплав можно старить на стадии (а) непосредственно после изготовления или литья, не проводя стадию термообработки на твердый раствор.

Способ согласно настоящему изобретению применим не столько к стандартному отпуску Т6, но также и к другим вариантам отпуска. Они включают в себя такие случаи, как отпуск Т5, при котором сплав старят непосредственно после изготовления, без проведения стадии термообработки на твердый раствор и частичного растворения легирующих элементов. Другие варианты отпуска, например, отпуск Т8, включают в себя стадию холодной обработки. При отпуске Т8, сплав подвергают холодной обработке перед искусственным старением, что приводит к улучшению механических свойств во многих сплавах алюминия за счет более точного распределения образований, зарождающихся на дислокациях, вносимых посредством стадии холодной обработки. Поэтому эквивалентный новый отпуск получил название T8I6, в котором соблюдается соответствие той же номенклатуре, что и в названии отпуска T6I6. Еще одна обработка, предусматривающая стадию холодной обработки и тоже вытекающая из способа согласно настоящему изобретению, получила название T9I6. В этом случае стадия холодной обработки вводится после периода первого старения, при Т_А, и перед обработкой при температуре Т_В во время перерыва (в старении). После завершения перерыва в обработке, материал снова нагревают до температуры Т_С, а затем снова проводят обычную обработку T6I6.

Аналогичные параллели можно провести с вариантами отпуска, обозначаемыми Т7Х, примеры которых приведены выше, в которых увеличивающаяся цифра Х относится к большей степени перестаривания. Эти обработки состоят из двухстадийного процесса, при котором используют две температуры старения, первая из которых является относительно низкой (например, 100°С), а вторая - более высокой и составляет, например 160-170°С. В случае применения новой обработки к этим вариантам отпуска таким образом получают конечную температуру Т_С старения в диапазоне обычных вторых, более высоких температур, 160-170°С, а другие части обработки остаются эквивалентными обработке T6I6. Поэтому такому отпуску дано обозначение T8I7X по новой номенклатуре.

Следует также отметить, что новая обработка также применима к широкому кругу существующих вариантов отпуска, в которых используются весьма отличающиеся стадии термомеханической обработки, и ни в коем случае не ограничивается вышеперечисленными вариантами.

Способ согласно изобретению доказал свою эффективность в каждом из классов сплавов алюминия, которые подвержены твердению при старении. Сюда входят вышеупомянутые группы 2000 и 7000, группа 6000 (Al-Mg-Si), литейные сплавы, твердеющие при старении, а также крупнозернистые упрочненные сплавы. Эти сплавы также включают в себя усовершенствованные литийсодержащие сплавы, такие, как вышеупомянутый сплав 2090 и сплав 8090 (Al-2,4Li-1,3Cu-0,9Mg), a также серебросодержащие сплавы, такие, как 2094, 7009, и экспериментальные сплавы Al-Cu-Mg-Ag.

Способ согласно изобретению можно применять к сплавам, которые после их получения прошли подходящую стадию термообработки на твердый раствор с последующей стадией закалки для сохранения растворенных элементов в перенасыщенном твердом растворе. В альтернативном варианте можно предусмотреть предварительные стадии способа согласно изобретению, которые предшествуют стадии (а). В последнем случае, предварительную стадию закалки можно проводить до любой подходящей температуры, находящейся в диапазоне от Т_А до комнатной или более низкой температуры. Таким образом, на предварительной стадии закалки для достижения температуры Т_А можно избежать потребности в повторном нагреве для проведения стадии (а).

Назначение термической обработки на твердый раствор, применяемой как для сплава после изготовления, так и в качестве предварительной стадии способа согласно изобретению, конечно, состоит в том, чтобы перевести растворенные элементы в твердый раствор и тем самым обеспечить твердение при старении. Однако легирующие элементы можно переводить в раствор посредством других обработок, и такие другие обработки можно использовать вместо термической обработки на твердый раствор.

Как должно быть понятно, температуры Т_А, Т_В и Т_С для заданного сплава могут меняться, поскольку стадии, с которыми они связаны, зависят от времени. Таким образом, Т_А, например, может меняться обратно пропорционально изменению времени для стадии (а). Соответственно, для любого заданного сплава, температуры Т_А, Т_В и Т_С могут меняться в подходящем диапазоне во время проведения соответствующей стадии. В самом деле, изменение Т_В во время стадии (в) подразумевается в вышеупомянутом примере для эффективно объединяемых стадий (в) и (г).

Температура Т_А, используемая на стадии (а) для некоторого заданного сплава, может быть такой же как, используемая на стадии обычного старения при Т6, или близкой к этой температуре для такого сплава. Вместе с тем, относительно короткое время, затрачиваемое на стадии (а), значительно меньше времени, затрачиваемого при обычном старении. Время для стадии (а) может быть таким, которое обеспечит уровень старения, необходимый для достижения от примерно 50% до примерно 95% максимального упрочнения, получаемого посредством вполне обычного старения при Т6. В предпочтительном варианте, время для стадии (а) является таким, которое обеспечит от примерно 85% до примерно 95% такой максимальной прочности.

Для многих сплавов алюминия, температура Т_А в наиболее предпочтительном варианте является такой, которая используется, когда проводят старение для осуществления любого типичного отпуска Т6. Относительно короткое время для стадии (а) может составлять, например, от нескольких минут, до, например, 8 часов или более, в частности может составлять 1-2 часа, в зависимости от сплава и температуры Т_С. При таких условиях, сплав, подвергнутый обработке, описанной выше для стадии (а) согласно настоящему изобретению, можно назвать недосостаренным.

Охлаждение согласно стадии (б) предпочтительно реализуют в форме закалки. Закалочная среда может быть холодной водой или может представлять собой другие подходящие среды. Закалку можно проводить до температуры окружающей среды или меньшей температуры, такой, как примерно -10°С. Вместе с тем, как указано выше, охлаждение на стадии (б) предназначено для остановки старения, которое является непосредственным результатом стадии (а), то есть, для остановки образования первичных выделений растворенных элементов, которое и обуславливает такое старение.

Температуры Т_В и Т_С и соответствующий период времени для каждой из стадий (в) и (г) взаимосвязаны друг с другом. Они также взаимосвязаны с температурой Т_А и периодом времени, в течение которого проводят стадию (а). Эти параметры также изменяются от сплава к сплаву. Для многих сплавов, температура Т_В может находиться в диапазоне от примерно -10°С до примерно 90°С, например, может составлять от примерно 20°С до примерно 90°С. Однако, по меньшей мере - для некоторых сплавов, может оказаться подходящей температура Т_В, превышающая 90°С, например, составляющая примерно 120°С.

Период времени для стадии (в) при температуре Т_С предназначен для достижения вторичного образования центров кристаллизации или продолжающегося образования выделений растворенных элементов сплава. Для выбранного уровня Т_В это время должно быть достаточным для достижения дополнительного достаточного упрочнения. Дополнительное упрочнение, хотя и оставляет сплав значительно недосостаренным, обычно приводит к полезному уровню повышения твердости и прочности. В некоторых случаях это повышение может быть таким, которое выведет сплав на уровень твердости и/или прочности, совместимый с тем, который получают для того же сплава путем осуществления его полного старения посредством обычной термообработки Т6. Таким образом, если, например, недосостаренный сплав, получаемый со стадии (а), имеет значение твердости и/или прочности, составляющее 80% значения для того же сплава, полностью состаренного посредством обычной термообработки Т6, нагрев сплава при температуре Т_В в течение достаточного периода времени может увеличить это значение 80% до 90%, а возможно - и до еще большего значения.

Период времени для стадии (в) может, например, находиться в диапазоне от нижнего предела, составляющего менее 8 часов, до верхнего предела, составляющего примерно 500 часов или более. Определение подходящего периода времени для некоторого заданного сплава могут обеспечить простые опыты. Вместе с тем, полезную информацию в качестве руководства к действию, по меньшей мере - для некоторых сплавов, можно получить, определяя уровень увеличения твердости и/или прочности через относительно короткие интервалы, такие, как 24 и 48 часов, и установления кривой наилучшего соответствия для изменения такого свойства во времени. По меньшей мере, в случае некоторых сплавов, форма этой кривой может дать полезную информацию в качестве руководства к действию, касающуюся периода времени для стадии (в), который, вероятно, окажется достаточным для достижения подходящего уровня вторичного упрочнения.

Температура Т_С, используемая во время стадии (г), может быть, по существу, такой же, как Т_А. Для небольшого количества сплавов Т_С может превышать Т_А на величину до 20°С или даже до 50°С (например, при обработке T6I7X). Однако для многих сплавов желательно, чтобы Т_С была равна Т_А или была ниже, чем Т_А, например, была на величину от 20°С до 50°С, предпочтительно на 30-50°С, меньше Т_А. Для некоторых сплавов нужно иметь Т_С ниже Т_А, чтобы избежать уменьшения значений твердости и/или прочности, происходящего на стадии (в).

Период времени выдерживания при температуре Т_С во время стадии (г) должен быть достаточным для достижения, по существу, максимальной прочности. В течение стадии (г), значения прочности, а также твердости, постепенно увеличиваются до тех пор, пока - в предположении постепенного увеличения - не будут получены максимальные значения. Постепенное увеличение происходит, по существу, за счет роста выделений, полученных на стадии (в). Получаемые конечные значения прочности и твердости могут на 5-10% или более и на 10-15% или более, соответственно, превышать значения, получаемые с помощью способа, предусматривающего обычную термообработку Т6. Часть этого совокупного увеличения обычно является результатом образования выделений, достигаемого во время стадии (в), хотя основная часть увеличения является результатом образования дополнительных выделений, достигаемого на стадии (г).

Чтобы можно было легче понять изобретение, теперь будет приведено его описание со ссылками на чертежи, где

на фиг.1 представлен условный график зависимости температуры от времени, иллюстрирующий применение способа согласно настоящему изобретению;

на фиг.2 представлен график зависимости твердости от времени, иллюстрирующий применение способа согласно изобретению к сплаву Al-4Сu во время обработки T6I6 в сравнении с обычным отпуском Т6;

на фиг.3 представлены соответствующие микрофотографии для обработки Т6 и T6I6, представленной на фиг.2 для сплава Al-4Сu;

на фиг.4 изображен график зависимости твердости от времени, показывающий влияние скорости охлаждения от Т_А при осуществлении способа согласно изобретению для сплава Al-4Сu;

фиг.5 соответствует фиг.2, но относится к сплаву 2014;

фиг.6 соответствует фиг.2, но относится к сплаву Al-Cu-Mg-Ag, подвергнутому как отпуску Т6, так и, в соответствии с настоящим изобретением, отпуску T6I6;

на фиг.7 проиллюстрирована стадия (в) согласно изобретению для сплава Al-Cu-Mg-Ag, характеристики обработки которого приведены на фиг.6;

на фиг.8 показано влияние скорости охлаждения от Т_А для отпуска T6I6 сплава Al-Cu-Mg-Ag в соответствии с настоящим изобретением;

на фиг.9 проиллюстрирована регрессия слава Al-Cu-Mg-Ag, которая может возникнуть при отпуске T6I6 согласно изобретению;

фиг.10 соответствует фиг.2, но относится к сплаву 2090;

на фиг.11 изображена кривая твердости при отпуске T6I6 для сплава 8090;

на фиг.12 показана кривая твердости для сплава 8090 при T6I6 со включением стадии холодной обработки;

на фиг.13 показаны кривые твердости при Т6 и T8I6 сплава 6061, подвергнутого холодной обработке после термообработки на твердый раствор;

на фиг.14-17 проиллюстрированы кривые твердости при Т6 и T6I6 для соответствующих сплавов 6061, 6013, 6061+Ag и 6013+Ag;

на фиг.18 показана кривая твердости при T6I6 для материала сплава, содержащего 6061+20% SiC;

на фиг.19-22 показаны графики для соответствующих сплавов, характеристики термообработки которых показаны на фиг.14-17, в зависимости от температуры, выдерживаемой в перерыве (старения), в вариантах отпуска T6I6 в соответствии с настоящим изобретением;

на фиг.23 показано влияние стадии холодной обработки между стадиями (б) и (в) в вариантах отпуска T6I6 для соответствующих сплавов, характеристики термообработки которых показаны на фиг.19-22;

на фиг.24 показаны кривые твердости при отпусках T6I6 и T6I76 в соответствии с настоящим изобретением для сплава 7050;

на фиг.25 и 26 показаны кривые твердости при отпусках T6I6 для соответствующих сплавов 7075 и 7075+Ag;

на фиг.27 показано влияние температуры во время перерыва на стадии (в) для рассматриваемого способа и соответствующих сплавов, характеристики термообработки которых показаны на фиг.25 и 26;

на фиг.28 показано сравнение кривых старения при Т6 и T6I6 для сплава Al-8Zn-3Mg;

на фиг.29 показана кривая твердости при отпуске T6I6 для сплава Al-6Zn-2Mg-0,5Ag в линейном масштабе времени;

на фиг.30 и 31 показаны кривые старения при отпусках Т6 и T6I6 для литейных сплавов 356 и 357, соответственно;

на фиг.32 и 33 показаны графики, иллюстрирующие допустимое поведение при изломе во время испытаний на вязкость разрушения и разрыв для сплавов 6061 и 8090 после каждого из отпусков Т6 и T6I6;

на фиг.34 проведено сравнение циклов испытаний на усталость до разрыва, проведенных на сплаве 6061 после отпусков Т6 и T6I6.

Настоящее изобретение обеспечивает установление условий, при наличии которых сплавы алюминия, способные твердеть при старении, могут испытывать это дополнительное твердение при пониженной температуре Т_В, если они сначала были недосостарены при температуре Т_А в течение короткого времени, а затем охлаждены, например путем закалки, до комнатной температуры. Этот общий эффект продемонстрирован на фиг.1, где приведено условное представление того, как способ, предусматривающий старения с перерывом согласно изобретению, применяется к сплавам, твердеющим при старении, в основном варианте осуществления настоящего изобретения. Как показано на фиг.1, при таком способе, предусматривающем старение, используются последовательные стадии (а)-(г). Однако, как показано, стадии (а) предшествует предварительная термообработка на твердый раствор, при которой сплав выдерживают при относительно высокой начальной температуре в течение времени, достаточного для облегчения растворения легирующих элементов. Эта предварительная обработка может быть проведена в приготовленном сплаве, и в этом случае сплав, как правило, будет закален до температуры окружающей среды, как показано, или до температуры, которая ниже температуры окружающей среды. Однако в альтернативном варианте, предварительная обработка может быть введена в способ, согласно изобретению, и может предусматривать проведение закалки до температуры Т_А для стадии (а) способа согласно изобретению, вследствие чего исключается потребность в повторном нагреве сплава до Т_А.

На стадии (а), сплав старят при температуре Т_А. Температура Т_А и продолжительность стадии (а) являются достаточными для достижения требуемого уровня упрочнения при недосостаривании, как описано выше. От Т_А сплав закаляют на стадии (б) для остановки старения, сопровождаемого первичным образованием выделений, проходившим на стадии (а), при этом закалку на стадии (б) проводят до температуры, равной температуре окружающей среды, или более низкой температуры. После стадии (б) закалки сплав нагревают до температуры Т_В на стадии (в), причем температура Т_В и длительность стадии (в) являются достаточными для достижения вторичного зарождения центров кристаллизации или продолжения образования выделений растворенных элементов. После стадии (в) сплав дополнительно нагревают на стадии (г) до температуры Т_С, причем температура Т_С и длительность стадии (г) являются достаточными для достижения старения сплава с целью достижения желательных свойств. Температуры и длительности могут быть такими, как описанные выше.

В связи с показанным на фиг.1 условным представлением способа, предусматривающего старение с перерывом, и того, как этот способ применяется ко всем сплавам алюминия, твердеющим при старении, нужно отметить, что время выдерживания температуры Т_А обычно составляет от нескольких минут до нескольких часов, в зависимости от сплава. Время выдерживания при температуре Т_В, как правило, находится в диапазоне от нескольких часов до нескольких недель, в зависимости как от сплава, так и от температуры Т_С повторного старения, влияние которой представлено на графике в виде закрашенной области.

На фиг.2 показано применение способа, согласно настоящему изобретению, к сплаву Al-4Сu. Сплошная линия на фиг.2 показывает кривую зависимости твердости от времени (при старении), полученную, когда сплав Al-4Сu сначала подвергали термообработке на твердый раствор при 540°С, а потом закаляли путем погружения в холодную воду и старили при 150°С. Пиковое значение твердости при отпуске Т6, составляющее 132 единицы по шкале Виккерса (ЕШВ), достигается через 100 часов. Пунктирные кривые показывают соответствующие характеристики твердости для случая введения низкотемпературная стадия перерыва, т.е. случая внедрения способа согласно изобретению, для обработки (обозначенной как обработка T6I6). В этом случае, сплав был:

(а) состарен в течение лишь 2,5 часов при 150°С;

(б) закален путем погружения в закаливающую среду;

(в) выдержан при 65°С в течение 500 часов;

(г) повторно состарен при 150°С.

Теперь пиковая твердость была достигнута за более короткое время - 40 часов - и увеличилась до 144 ЕШВ.

Как показано, сплошная линия на фиг.2 (обозначенная закрашенными ромбиками) представляет собой характеристику старения для сплава Al-4Сu, подвергнутого обычному старению при 150°С в соответствии с термообработкой Т6. Пунктирные линии на основной диаграмме показывают характеристику старения для температуры Т_С после закалки во время перерыва и выдерживания температуры Т_В во время перерыва на уровне 65°С. Повторное старение при Т_С проводили на каждом из уровней 130°С (треугольнички) и 150°С (квадратики). Вставленная диаграмма показывает график характеристики старения для перерыва, выдерживаемого при 65°С, что отражено вертикальной пунктирной линией на основной диаграмме.

На фиг.3 показаны примеры микрофотографий, полученных при отпуске Т6 и T6I6 сплава Al-4Сu, описанного в связи с фиг.2. Изменение микроструктур после обработки Т6 и T6I6, показанное на фиг.3, рассматривается как отображение структурных различий, развивающихся во всех сплавах алюминия, твердеющих при старении, обработанных аналогичным образом. Как видно на фиг.3, обработка T6I6 приводит к развитию микроструктур, имеющих более высокую плотность выделений и меньший размер выделений, чем в материале, состаренном при пиковой температуре в результате обработки Т6.

На фиг.4 показано влияние скоростей охлаждения от температуры Т_А первого старения на характеристику старения, проявляющуюся в период низкотемпературного (Т_В) старения, для сплава Al-4Сu, обработанного так, как описано в связи с фиг.2. На этом чертеже видно, что можно получить некоторую выгоду за счет использования холодной воды или других охлаждающих сред, подходящих для конкретного сплава. Более конкретно, на фиг.4 показано влияние скорости охлаждения от температуры старения, составляющей 150°С (Т_А), на характеристику перерыва (в старении) при низкой температуре для сплава Al-Cu. Закрашенные ромбики обозначают закалку путем погружения в воду при ˜65°С, не закрашенные квадратики обозначают закалку путем погружения в воду при ˜15°С, а закрашенные треугольнички обозначают закалку путем погружения в закалочную смесь этиленгликоля, этилового спирта, NaCl и воды при ˜ -10°С. Влияние, показанное на фиг.4, изменяется от сплава к сплаву.

В таблице 1 приведены примеры увеличения твердости в результате твердения при старении, вызываемого обработкой T6I6 в соответствии с изобретением, для некоторого диапазона сплавов, а также выбранные примеры вариантов стандартной обработки. В таблице 2 приведены типичные свойства растяжения, проявляемые в результате твердения при старении в случае обработки T6I6 согласно изобретению. В каждой из таблиц 1 и 2 представлены соответствующие значения, полученные при обработке Т6 для каждого сплава. В большинстве случаев, из таблицы 2 можно увидеть, что пластичность, измеряемая процентным удлинением после деформации, либо изменилась незначительно, либо увеличилась, хотя этот показатель зависит от сплава. Также можно заметить, что термообработка T6I6 не оказывает существенного влияния ни на вязкость разрушения, ни на предел усталости.

ТАБЛИЦА 1
СРАВНЕНИЕ ЗНАЧЕНИЙ МАКСИМАЛЬНОЙ ТВЕРДОСТИ, ПОЛУЧЕННЫХ С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ ОБРАБОТОК Т6 И T6I6, ПРЕДУСМАТРИВАЮЩИХ СТАРЕНИЕ, И ВЫБРАННЫХ ВАРИАНТОВСплав (обозначение или композиция в соответствии с номенклатурой, утвержденной Ассоциацией поставщиков алюминия)Значения пиковой твердости по Виккерсу после обработки Т6, нагрузка 10 кгЗначения пиковой твердости по Виккерсу после обработки Т6, нагрузка 10 кгAl-4Сu13214420141601802090173200Al-5,6Cu-0,45Mg-0,45Ag-0,3Mn-0,18Zr177198606112514460131451636061+20% SiC(получен полностью затвердевшим) 12915670502132387050(Т76) 203(T6I76) 226707518921080901601758090(Т8) 179(T8I6) 196356, литье в песчаную форму, без резких охлаждении или модификаторов124137357, литье в форму многокр. пользования, с резким охлаждением, модификатор Sr126140

ТАБЛИЦА 2
СРАВНЕНИЕ ЗНАЧЕНИЙ МАКСИМАЛЬНОЙ ТВЕРДОСТИ, ПОЛУЧЕННЫХ С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ ОБРАБОТОК Т6 И T6I6, ПРЕДУСМАТРИВАЮЩИХ СТАРЕНИЕ, И ВЫБРАННЫХ ВАРИАНТОВСплавТипичные свойства растяжения после обработки Т6Типичные свойства растяжения после обработки Т6I6 0,2%-ный условный предел текучести, МПаПредел прочности при растяжении, МПаДеформация до разрыва, %0,2%-ный предел текучести, МпаПредел прочности при растяжении, МПаДеформация до разрыва, %Al-4Cu2363255%2563587%201123937718%27340313%201441448810%43652610%2090|(Т6) 346 **(Т81) 517(Т6)403 **(Т81) 550(Т6) 4% **(Т81) 8%4145234%Al-5,6Cu-0,45Mg-0,45Ag-0,3Mn-0,18Zr44248112%5025187%8090**373**4726%3915125%2024## (Т8) 448(Т8) 483(Т8) 7%(T9I6) 585(T9I6) 65910%606126731813%29934013%6061+Ag30734912%32437315%6013295 ## (330)37114%431 (типичное значение в объеме - 370)хх510 (типичное значение в объеме - 423)хх13% (типичное значение в объеме - 18%)705054662114%57463913%7050 Т7655861113%57562112%707550557010%53563313%7075+Ag50458611%54964113%Литейный сплав 3561912061%2322602%Литейный сплав 3572873407%3273623%| Значение после обработки Т6 для сплава 2090 может быть аномально низким, поэтому включены типичные значения после обработки Т81.
** Значения, взятые из «Справочника Смителлс», 7-е издание, авторы Е.Э.Брандес и Г.Б.Бук ("Smithells Reference Book", 7^th edition by E.A.Brandes and G.B.Book), 1998.
## Значения, взятые из «Руководства по металлам Американского общества материаловедения (АОМ)», 9-е изд., т.2, «Свойства и их выбор: Сплавы цветных металлов и чистые цветные металлы», АОМ ("ASM Metals Handbook", 9^th ed., Vol.2, Properties & Selection: Nonferrous Alloys and Pure Metals, ASM), 1979.
хх Различные значения, зависящие от геометрии и специальной обработки образца.

Примечание. Все вышеперечисленные данные получены после усреднения результатов трех испытаний на растяжение, за исключением случаев, специально оговоренных выше.

Деформация до разрыва в сравнении, приведенном в таблице 2, для литейного сплава 357 очевидно не совпадает с другими представленными данными. Вместе с тем, следует отметить, что контрольная партия, из которой были взяты эти образцы, обычно показывала уровни деформации 1-8%, со средним значением ˜ 4,5%. Поэтому следует считать, что значения, представленные для отпусков Т6 и T6I6, проведенных в сплаве 357, являются на самом деле эквивалентными.

В таблице 3 показаны типичные значения твердости, связанные с пиковыми значениями для обработки Т6, предусматривающей старение, а также максимальная твердость, развивающаяся во время стадии (г) при условиях обработки T6I6 для различных сплавов. В таблице 3 также показано время выдерживания температуры первого старения во время стадии (а) и типичная твердость в конце стадии (а). Кроме того, в таблице 3 для каждого сплава показано примерное увеличение твердости во время всего периода выдерживания температуры Т_В стадии (в), а также увеличение твердости во время выдерживания температуры Т_В, через 24 и 48 часов, и при разных температурах Т_В.

Фиг.5 соответствует фиг.2, но относится к сплаву 2014, и вновь отображает перерыв с выдерживанием сплава при 65°С. Сплав 2014 был состарен в соответствии с отпуском T6I6 после термообработки на твердый раствор при 505°С в течение 1 часа. На вставленном графике отображен перерыв с выдерживанием сплава при 65°С, что представлено вертикальной пунктирной линией на основной диаграмме.

На фиг.6 изображены соответствующие кривые твердости для сплава Al-Cu-Mg-Ag при обычном отпуске Т6 (треугольнички) и отпуске T6I6 в соответствии с изобретением (квадратики). Сплав, в частности Al-5,6Cu-0,45Mg-0,45Ag-0,3Mn-0,18Zr, был подвергнут термообработке на твердый раствор при 525°С в течение 8 часов. Кривая при Т6 (треугольнички) относится к сплаву, состаренному при 185°С, тогда как кривая при T6I6 (не закрашенные квадратики) относится к сплаву, который сначала старили при 185°С, в течение перерыва выдерживали при 25°С и повторно старили при 185°С.

На фиг.7 показано твердение того же сплава во время соответствующих перерывов с выдерживанием (на стадии (в)) при 25°С в каждом опыте, но с соответствующими уровнями недосостаривания, представленными сплошной кривой. На фиг.8 для этого сплава Al-Cu-Mg-Ag показано влияние скорости охлаждения от температуры старения на характеристику перерыва, с выдерживанием снова при 25°С во время перерыва. На фиг.8 показано влияние скорости охлаждения от температуры термообработки на твердый раствор на характеристику перерыва при низкой температуре для сплава Al-5,6Cu-0,45Mg-0,45Ag-0,3Mn-0,18Zr. Ромбики представляют характеристику, когда закалку от температуры (Т_А) обработки, предусматривающей первого старения, проводили путем погружения в закалочную среду, а треугольничнички представляют характеристику перерыва, когда образец подвергали естественному охлаждению в горячем масле от температуры первого старения.

На фиг.9 для сплава Al-Cu-Mg-Ag показано влияние регрессии, которая может возникнуть при повторном нагревании до конечной температуры Т_С старения. Для этого случая получаются те же самые время выдерживания температуры первого старения в течение стадии (а) и типичная твердость в конце стадии (а). Более конкретно, на фиг.9 показано влияние скорости более медленной закалки от температуры термообработки на твердый раствор, составляющей 525°С, на сплав Al-5,6Cu-0,45Mg-0,45Ag-0,3Mn-0,18Zr. Материал закаливали погружением в водопроводную воду при комнатной температуре, старили 2 часа при 185°С и делали перерыв в старении на 7 суток, выдерживая температуру 65°С. После повторного нагрева при 185°С (ромбики) регрессия твердости происходит рано, в отличие от характеристики, показанной на фиг.6. В этом случае получены улучшенные свойства посредством использования температуры 150°С повторного старения (кружочки), и впоследствии негативное влияние регрессии на твердость не ощущалось. В таблице 3 также показано, что температура Т_С, равная 150°С вместо 185°С, тоже является подходящей для достижения максимального упрочнения.

Фиг.10 соответствует фиг.2, но относится к сплаву 2090. На фиг.10 показано сравнение кривых старения при Т6 и T6I6 для сплава 2090. Сплав 2090 подвергали термообработке на твердый раствор при 540°С в течение 2 часов. Старение при Т6 проводили при 185°С. При обработке T6I6 сплав старили при 185°С в течение 8 часов, выдерживали при 65°С во время перерыва (см. вставленный график) и повторно старили при 150°С.

На фиг.11 показана кривая при T6I6 для сплава 8090. Этот сплав подвергали термообработке на твердый раствор при 540°С в течение 2 часов, закаливали и старили при 185°С в течение 7,5 часов, выдерживали при 65°С во время перерыва (см. вставленный график) и повторно старили при 150°С.

На фиг.12 показан пример кривой при T9I6 для сплава 8090, когда холодная обработка была применена сразу же после стадии (б) и непосредственно перед стадией (в), перед продолжением старения согласно настоящему изобретению. В частности, сплав старили в течение 8 часов при 185°С, закаливали, подвергали 15%-ной холодной обработке, выдерживали при 65°С во время перерыва (см. вставленный график) и повторно старили при 150°С. Отметим, что в данном случае характеристика перерыва не была столь значительной, как в условиях T6I6, показанных на фиг.11.

На фиг.13 показано возможное сравнение кривых при Т8 и T8I6 для сплава 8090, причем холодную обработку применяли сразу же после термообработки на твердый раствор, но пред любым искусственным старением. При обработке Т8 сплав подвергали термообработке на твердый раствор при 560°С в течение 2 часов, закаливали и старили при 185°С. При обработке T8I6 сплав, подвергнутый термообработке на твердый раствор, старили в течение 10 минут при 185°С, выдерживали при 65°С при обработке во время перерыва (см. вставленный график) и повторно старили при 150°С.

На фиг.14-17 показаны возможные сравнения между кривыми твердости при Т6 и кривыми твердости при T6I6 для сплавов 6061, 6013, 6061+Ag, 6013+Ag, соответственно. В случае, показанном на фиг.14, сплав 6061 подвергали термообработке на твердый раствор в течение 1 часа при 540°С. Старение при Т6 (закрашенные ромбики) проводили при 177°С, тогда как старение при T6I6 (не закрашенные ромбики) проводили при 177°С в течение 1 часа, закаливали сплав, делали перерыв в обработке, выдерживая сплав при 65°С, и повторно старили при 150°С. В случае, показанном на фиг.15, сплав 6013 подвергали термообработке на твердый раствор в течение 1 часа при 540°С. Старение при Т6 (закрашенные ромбики) проводили при 177°С. Старение при T6I6 (не закрашенные ромбики) проводили при 177°С в течение 1 часа, закаливали сплав, делали перерыв в обработке, выдерживая сплав при 65°С, и повторно старили при 150°С. На фиг.15 также представлены результаты, получаемые со сплавами 6056 и 6082 в аналогичных условиях T6I6, что оказалось возможным вследствие подобия композиций. На фиг.16 представлены результаты для сплава 6061+Ag, подвергнутого термообработке на твердый раствор в течение 1 часа при 540°С. Старение при Т6 (закрашенные ромбики) проводили при 177°С, тогда как старение при T6I6 (не закрашенные ромбики) проводили при 177°С в течение 1 часа, закаливали сплав, делали перерыв в обработке, выдерживая сплав при 65°С, и повторно старили при 150°С. Результаты на фиг.17 приведены для сплава 6013+Ag, подвергнутого термообработке на твердый раствор в течение 1 часа при 540°С. Старение при Т6 (закрашенные ромбики) проводили при 177°С. Старение при T6I6 (не закрашенные ромбики) проводили при 177°С в течение 1 часа, закаливали сплав, делали перерыв в обработке, выдерживая сплав при 65°С, и повторно старили при 150°С.

На фиг.18 показана кривая при T6I6 для сплава 6061+20% SiC. Этот сплав подвергали термообработке на твердый раствор в течение 1 часа при 540°С. Старение при Т616 проводили при 177°С в течение 1 часа, закаливали сплав, делали перерыв в обработке, выдерживая сплав при 65°С, и повторно старили при 150°С.

На фиг.19-22 показаны соответствующие графики для стадии выдерживания (температуры) во время перерыва на стадии (в) для каждого из сплавов 6061, 6013, 6061+Ag, 6013+Ag, в зависимости от температуры Т_В, выдерживаемой во время перерыва. В каждом случае, соответствующий сплав старили в течение 1 часа перед тем, как сделать перерыв в обработке, при температурах 45°С (звездочки), 65°С (квадратики) и 80°С (треугольнички).

На фиг.23 показано влияние 25%-ной холодной обработки сразу же после стадии (б) перед перерывом, имеющим место на стадии перерыва. Сплавы, к которым относится фиг.23, это 6061 (ромбики), 6061+Ag (квадратики), 6013 (треугольнички) и 6013+Ag (кружочки), при этом случаи, в которых температура Т_В, выдерживаемая во время перерыва, составляла 65°С, обозначены закрашенными ромбиками, квадратиками, треугольничками и кружочками, а случаи, в которых упомянутая температура составляла 45°С, обозначены теми же символами в незакрашенной форме.

На фиг.24 показаны примеры обработок Т6 и T6I6 применительно к сплаву 7050. В каждом случае сплав подвергали термообработке на твердый раствор при 485°С, закаливали, старили при 130°С, закаливали, делая перерыв в обработке и поддерживая сплав при 65°С (см. вставленный график), а затем повторно старили при 130°С (ромбики) или при 160°С (треугольнички). Отметим, что пиковая твердость в условиях Т6 составляет 213 единиц по шкале Виккерса (ЕШВ).

На фиг.25 и 26 показаны примеры термообработок T6I6 для сплавов 7075 и 7075+Ag (аналогичного сплаву АА-7009), соответственно. Каждый сплав подвергали термообработке на твердый раствор при 485°С, закаливали, старили 0,5 часа при 130°С, делали перерыв, поддерживая сплав при 35°С, и повторно старили при 100°С.

На фиг.27 показано влияние температуры на стадии перерыва согласно изобретению соответственно для каждого из сплавов 7075 и 7075+Ag. Верхний график относится к сплаву 7075, а нижний график относится к сплаву 7075+Ag. В каждом случае стадию низкотемпературного перерыва проводили при 25°С (ромбики), 45°С (квадратики) или 65°С (треугольнички). Отметим, что каждый сплав проявляет различие в поведении между температурой 25°С и несколько более высокими температурами 45°С и 65°С, выдерживаемыми во время перерыва.

На фиг.28 показаны возможные сравнения между кривыми твердости при Т6 и T6I6 для сплава Al-8Zn-3Mg для случая выдерживания при 35°С во время перерыва. Отпуск Т6 проводили при 150°С, и это показано на чертеже закрашенными ромбиками, тогда как отпуск T6I6 показан незакрашенными ромбиками. При T6I6 сплав подвергали термообработке на твердый раствор в течение 1 часа при 480°С, старили при 150°С, закаливали, делали перерыв в обработке, выдерживая сплав при 35°С, и повторно старили при 150°С. На вставленном графике показана характеристика старения при выдерживании во время перерыва на стадии (в).

На фиг.29 показана кривая старения при T6I6 для сплава Al-6Zn-2Mg-0,5Ag (с выдерживанием при 35°С во время перерыва), при этом стадия перерыва включена в график в том контексте, который соответствует линейному масштабу времени. В этом случае, сплав подвергали термообработке на твердый раствор в течение 1 часа при 480°С, закаливали, потом старили в течение 45 минут при 150°С, закаливали, делали перерыв в обработке, выдерживая сплав при 35°С, и повторно старили при 150°С. Стадия перерыва представлена незакрашенными квадратиками.

На фиг.30 и 31 представлены возможные сравнения между кривыми твердости при Т6 и T6I6 для каждого из литейных сплавов 356 и 357. Сплав 356, к которому относится фиг.30, подвергали термообработке на твердый раствор при 520°С в течение 24 часов и закаливали. При обработке T6I6 сплав старили в течение 3 часов при 177°С, закаливали, делали перерыв в обработке, выдерживая сплав при 65°, и повторно старили при 150°С. Сплав 356 был взят из вторичной алюминиевой заготовки, отлитой в песчаную форму без использования модификаторов и резкого охлаждения. Сплав 357 подвергали термообработке на твердый раствор при 545°С в течение 16 часов, закаливали путем погружения в воду при 65°С и быстро охлаждали до комнатной температуры. При обработке Т6 сплав 357 старили при 177°С. При отпуске T6I6 сплав 357 старили в течение 20 минут при 177°С, закаливали, делали перерыв в обработке, выдерживая сплав при 65°С, и повторно старили при 150°С. Сплав 357 был получен литьем в высококачественную форму многократного пользования с применением резкого охлаждения и модификатора Sr.

В таблице 4 приведен пример сравниваемых значений вязкости разрушения, позволяющий сравнить отпуски Т6 и T6I6 для различных сплавов.

ТАБЛИЦА 4
ПРИМЕРНОЕ СРАВНЕНИЕ ВЯЗКОСТЕН РАЗРУШЕНИЯ ВЫБРАННЫХ СПЛАВОВСплавВязкость разрушения при обработке Т6Вязкость разрушения при обработке Т6I66061 (Примечание: деформация не является плоской)36,84 МПа√м58,43 МПа√м809024,16 МПа√м30,97 МПа√мAl-5,6Cu-0,45MgO-0,45Ag-0,3Mg-0,18Zn23,4 МПа√м30,25 МПа√м

Все испытания проведены с ориентацией s-1 на образцах, проверенных в соответствии со стандартом И1304-89 (Е1304-89) Американского общества по испытанию материалов (АОИМ), под названием «Стандартный способ испытаний на вязкость разрушения (с созданием шевронного надреза на образце) при плоской деформации металлических материалов» ("Standard Test Method for Plane Strain (Chevron Notch) Fracture Toughness of Metallic Materials").

На фиг.32 и 33 показаны графики, иллюстрирующие допустимое поведение при изломе во время испытаний на вязкость разрушения для сплавов 6061 и 8090, испытывавшихся при ориентации s-1 для каждого из условий Т6 и T6I6.

На фиг.34 представлено возможное сравнение усталостной долговечности сплава 6061, состаренного путем проведения одного из отпусков Т6 и T6I6, показывающее, что увеличения прочности не оказывают негативного влияния на усталостную долговечность.

И, наконец, следует понять, что в структуры и компоновки вышеописанных частей изобретения можно внести различные изменения, модификации и/или дополнения в рамках объема притязаний изобретения.

Изобретение относится к термообработке сплавов на основе алюминия, которые обладают способностью упрочняться вследствие твердения при старении. Предложенный способ включает стадию (а) искусственного старения сплава при температуре Т_А, которая соответствует температуре обычного старения Т6 для этого сплава, при этом искусственное старение сплава проводят в течение периода времени, достаточного для обеспечения упрочнения этого сплава, которое составляет от 50% до 95% максимального упрочнения, получаемого посредством обычного полного старения Т6 этого сплава при температуре Т_А, при этом способ дополнительно содержит следующие стадии (б) охлаждение сплава при условиях старения, достигнутых к концу периода на стадии (а) от температуры Т_А до температуры в интервале от температуры окружающей среды до -10°С с обеспечением остановки процесса первичного выделения растворенных элементов, (в) выдержку подвергнутого старению и охлаждению сплава при температуре Т_В, которая ниже температуры Т_А и находится в интервале от -10°С до 120°С с обеспечением вторичного зарождения центров кристаллизации или продолжения выделения растворенных элементов и (г) нагрев сплава от температуры Т_В до температуры Т_С в интервале от Т_А-50°С до Т_А+50°С и выдержку сплава при температуре Т_С далее для обеспечения искусственного старения сплава. Предложен также сплав, полученный заявленным способом. Техническим результатом изобретения является создание способа, позволяющего повысить твердость и прочность сплавов при старении. 2 н. и 29 з.п. ф-лы, 34 ил., 4 табл.

1. Способ термообработки дисперсионно-твердеющего при старении алюминиевого сплава, имеющего легирующие элементы в твердом растворе, включающий стадию (а) искусственного старения сплава при температуре Т_А, которая соответствует температуре обычного старения Т6 для этого сплава, отличающийся тем, что искусственное старение сплава проводят в течение периода времени, достаточного для обеспечения упрочнения этого сплава, которое составляет 50 - 95% максимального упрочнения, получаемого посредством обычного полного старения Т6 этого сплава при температуре Т_А, при этом способ дополнительно содержит следующие стадии: (б) охлаждение сплава при условиях старения, достигнутых к концу периода на стадии (а) от температуры Т_А до температуры в интервале от температуры окружающей среды до -10°С с обеспечением остановки процесса первичного выделения растворенных элементов, (в) выдержку подвергнутого старению и охлаждению сплава при температуре Т_В, которая ниже температуры Т_А и находится в интервале от -10°С до 120°С с обеспечением вторичного зарождения центров кристаллизации или продолжения выделения растворенных элементов и (г) нагрев сплава от температуры Т_В до температуры Т_С в интервале от Т_А-50°С до Т_А+50°С и выдержку сплава при температуре Т_С далее для обеспечения искусственного старения сплава, при этом в результате последовательных стадий (в) и (г) обеспечивают упрочнение алюминиевого сплава до уровня, превышающего максимальное упрочнение, достигаемое сплавом в процессе обычной полной термообработки Т6 при температуре Т_А.2. Способ по п.1, отличающийся тем, что стадии (в) и (г) являются последовательными.3. Способ по п.2, отличающийся тем, что на стадии (в) не осуществляют нагревания.4. Способ по п.1, отличающийся тем, что последовательные стадии (в) и (г) проводят, применяя управление нагревательным циклом по скорости нагрева до температуры Т_С, обеспечивая вторичное зарождение центров кристаллизации или выделение растворенных элементов на стадии (в) и следующее после достижения температуры Т_С искусственное старение на стадии (г).5. Способ по любому из пп.1-4, отличающийся тем, что перед стадией (а) сплав подвергают механическому деформированию.6. Способ по п.5, отличающийся тем, что сплав подвергают механическому деформированию после стадии (б), но до стадии (в).7. Способ по п.5 или 6, отличающийся тем, что сплав подвергают механическому деформированию во время стадии (в).8. Способ по п.5 или 6, отличающийся тем, что в качестве механического деформирования применяют термомеханическое деформирование.9. Способ по любому из пп.5, 6, 8, отличающийся тем, что механическое или термомеханическое деформирование применяют совместно с быстрым охлаждением.10. Способ по любому из пп.5-9, отличающийся тем, что осуществляют старение сплава при температуре Т_А непосредственно после изготовления или литья при отсутствии отдельной стадии термообработки на твердый раствор.11. Способ по любому из пп.1-10, отличающийся тем, что обеспечивают увеличение конечной твердости по меньшей мере на 10-15% относительно уровней твердости, получаемых с помощью обычной термообработки Т6.12. Способ по любому из пп.1-11, отличающийся тем, что обеспечивают увеличение конечного предела текучести по меньшей мере на 5-10% относительно уровней предела текучести, получаемых с помощью обычной термообработки Т6.13. Способ по любому из пп.1-12, отличающийся тем, что обеспечивают увеличение предела прочности при растяжении, по меньшей мере на 5-10% относительно уровней прочности, получаемых с помощью обычной термообработки Т6.14. Способ по любому из пп.1-13, отличающийся тем, что время выдержки при температуре Т_А является таким, которое способствует достижению от 85% до 95% максимальной прочности, получаемой посредством полного обычного старения при термообработке Т6.15. Способ по любому из пп.1-14, отличающийся тем, что время выдержки при температуре Т_А составляет, по меньшей мере, 8 ч.16. Способ по любому из пп.1-14, отличающийся тем, что время выдержки при температуре Т_А составляет от 10 мин до 8 ч.17. Способ по п.16, отличающийся тем, что время выдержки при температуре Т_А составляет от 1 до 2 ч.18. Способ по любому из пп.1-17, отличающийся тем, что охлаждение на стадии (б) проводят закалкой путем погружения в текучую среду.19. Способ по п.18, отличающийся тем, что текучую среду используют в качестве закалочной среды.20. Способ по п.19, отличающийся тем, что в качестве закалочной среды используют холодную воду.21. Способ по любому из пп.1-20, отличающийся тем, что температура Т_В находится в диапазоне от 20°С до 120°С.22. Способ по любому из пп.1-20, отличающийся тем, что температура Т_В находится в диапазоне от 10°С до 90°С.23. Способ по п.22, отличающийся тем, что период времени для стадии (в) находится в диапазоне от менее 8 ч до более 500 ч.24. Способ по п.23, отличающийся тем, что период времени для стадии (в) находится в диапазоне от 8 ч до 500 ч.25. Способ по любому из пп.1-24, отличающийся тем, что температура Т_С на стадии (г) является такой же, как температура Т_А на стадии (а).26. Способ по любому из пп.1-24, отличающийся тем, что температура Т_С на стадии (г) превышает температуру Т_А на величину до 50°С.27. Способ по п.26, отличающийся тем, что температура Т_С превышает температуру Т_А на величину до 20°С.28. Способ по любому из пп.1-24, отличающийся тем, что температура Т_С на стадии (г) ниже температуры Т_А на величину от 20°С до 50°С.29. Способ по п.28, отличающийся тем, что температура Т_С ниже температуры Т_А на величину от 30°С до 50°С.30. Способ по любому из пп.1-29, отличающийся тем, что время выдержки при температуре Т_С на стадии (г) выбирают с учетом достижения желаемого уровня дополнительного упрочнения.31. Сплав алюминия дисперсионно-твердеющий при старении, полученный способом по любому из пп.1-30.