ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА УПРОЧНЯЕМЫХ ПРИ СТАРЕНИИ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ ВТОРИЧНОГО ВЫДЕЛЕНИЯ Российский патент 2007 года по МПК C22F1/04 

Настоящее изобретение относится к термической обработке алюминиевых сплавов, которые способны к упрочнению под действием хорошо известного явления упрочнения при старении (или дисперсионного твердения).

Упрочняющая термическая обработка с помощью упрочнения при старении является применимой к сплавам, в которых растворимость в твердом состоянии по меньшей мере одного легирующего элемента уменьшается с понижением температуры. Соответствующие алюминиевые сплавы включают в себя некоторые серии деформируемых сплавов, в основном серий 2000 (Al-Cu, Al-Cu-Mg), 6000 (Al-Mg-Si) и 7000 (Al-Zn-Mg) согласно International Alloy Designation System (IADS). В дополнение к этому, многие литейные сплавы являются упрочняемыми при старении. Настоящее изобретение распространяется на все такие алюминиевые сплавы, включая деформируемые и литейные сплавы, а также композиты с металлической матрицей, продукты порошковой металлургии и продукты, производимые с помощью нестандартных способов, таких как быстрое отверждение.

Термическая обработка упрочняемых при старении материалов, как правило, включает в себя следующие три стадии:

1. Обработку на твердый раствор при относительно высокой температуре для получения однофазного твердого раствора, т.е. для растворения легирующих элементов.

2. Быстрое охлаждение или закалку, например в холодной воде, для удерживания растворенных элементов в перенасыщенном твердом растворе.

3. Старение сплава путем выдержки его в течение некоторого периода времени при одной, а иногда и при второй, промежуточной температуре для достижения твердения или упрочнения.

Упрочнение, которое возникает в результате такого старения, происходит из-за того, что растворенные компоненты, удерживаемые в перенасыщенном твердом растворе, в качестве части отклика по установлению равновесия образуют выделения (вторичные фазы), которые диспергированы в зернах в виде образований малого размера и повышают способность материала противостоять деформации сдвига. Максимальное твердение или упрочнение имеет место тогда, когда обработка старением приводит к образованию «критических» (т.е. приводящих к полному старению) дисперсий одного или нескольких из этих мелкодисперсных выделений (вторичных фаз).

Условия старения различаются для различных сплавов. Два распространенных способа обработки, которые включают в себя только одну стадию, заключаются в выдержке в течение продолжительного времени при комнатной температуре (обработка до состояния T4 с естественным старением) или, чаще, при повышенной температуре в течение более короткого времени (например, 8 часов при 150°C), что соответствует максимуму в процессе твердения (обработка до состояния T6 с искусственным старением). Некоторые сплавы выдерживаются в течение предписанного периода времени при комнатной температуре (например, 24 часов) перед применением обработки до состояния T6 при повышенной температуре.

В других системах сплавов обработанный на твердый раствор материал деформируется на холоде с заданным процентом деформации перед старением при повышенной температуре. Этот способ известен как обработка до состояния T8, и он приводит к улучшенному распределению выделений (вторичных фаз) внутри зерен. Сплавы на основе серии сплавов 7000 могут проходить две или более стадии при их обработке старением. Эти сплавы могут состариваться при более низкой температуре перед старением при более высокой температуре (например, обработка до состояния T73). Альтернативно, две такие стадии могут предшествовать дальнейшей обработке, в ходе которой материал дополнительно состаривается при более низкой температуре (иногда упоминается как регресс и повторное старение или RRA от английского Retrogression and reageing).

В последнем предложении для сплава 8090 материал состаривается в течение заданного периода при повышенной температуре, а затем в течение коротких периодов на нескольких стадиях со ступенчатым понижением температуры. Это обеспечивает средства для развития улучшенного поведения в отношении образования трещин в ходе использования.

В принадлежащей авторам данного изобретения и находящейся в настоящее время на рассмотрении Международной заявке на патент PCT/AU00/01601 описана новая третья стадия упрочняющей обработки старением. Она описывает способ старения, в котором сначала в течение относительно короткого периода времени осуществляют старение при обычной повышенной температуре (искусственное старение), с последующим перерывом на заданный период времени при температуре окружающей среды или немного выше, после чего, наконец, следует дополнительное старение при первой обычной температуре старения или вблизи нее. Такое состояние обозначается, таким образом, T6I6, что обозначает обработку старением при повышенной температуре до и после стадии (I) перерыва (от английского Interrupt step). Этот способ применим ко всем упрочняемым при старении алюминиевым сплавам и основывается на процессе вторичного выделения (т.е. вторичного образования выделений или вторичных фаз) для индуцирования низкотемпературного твердения во время стадии (I) перерыва, используя затем эти вторичные выделения для усиления конечной реакции или отклика на старение при повышенной температуре.

Некоторые формы вторичного выделения могут оказывать вредное воздействие на свойства, как показано для литийсодержащего алюминиевого сплава 2090 и магниевого сплава WE54. В этих случаях диспергированные в виде образований очень малого размера вторичные выделения, которые формируются, когда эти сплавы состариваются при условиях обработки до состояния T6, а затем выдерживаются в течение длительного времени при более низких температурах, например, в диапазоне от примерно 90°C до 130°C, могут приводить к неприемлемому понижению ковкости и ударной вязкости.

Настоящее изобретение направлено на создание таких видов обработки старением, которые делают возможным получение улучшенных сочетаний механических свойств, которые могут быть получены для многих упрочняемых при старении (называемых также дисперсионно-твердеющими) алюминиевых сплавов.

Настоящее изобретение предусматривает способ термической обработки старением упрочняемого при старении алюминиевого сплава, в котором легирующие элементы находятся в твердом растворе, причем способ включает в себя стадии:

(a) выдержки сплава при повышенной температуре старения, которая является подходящей для старения сплава, с целью способствования выделению (т.е. образованию выделений или вторичных фаз) по меньшей мере одного растворенного элемента, определяемому здесь как "первичное выделение" в течение периода времени, который является коротким по сравнению с обработкой до состояния T6, с получением, таким образом, недостаренного (т.е. неполностью состаренного) сплава;

(b) охлаждения недостаренного сплава от температуры старения на стадии (a) до более низкой температуры и с достаточно большой скоростью с тем, чтобы по существу приостановить первичное выделение; и

(c) воздействия на охлажденный сплав, полученный на стадии (b), более низкой температуры старения, чем температура старения на стадии (a), таким образом, чтобы развить адекватные механические свойства как функцию времени путем дальнейшего выделения растворенного элемента (элементов), определяемого здесь как "вторичное выделение". По соглашению, предложенному в указанной выше заявке PCT/AU00/01601, состояние, обеспечиваемое способом согласно настоящему изобретению, обозначается T6I4. Это означает, что материал искусственно состаривается в течение короткого периода времени, быстро охлаждается, например, путем закалки в соответствующей среде, а затем выдерживается (с перерывом) при температуре и в течение времени, достаточных для того, чтобы дать возможность для осуществления соответствующего вторичного старения.

Авторы обнаружили, что большая часть упрочняемых при старении алюминиевых сплавов демонстрирует благоприятную реакцию или отклик на такую термическую обработку по настоящему изобретению. В сплавах, демонстрирующих благоприятную реакцию, является возможным получение свойств на растяжение (т.е. свойств, получаемых при испытании на растяжение) и значений твердости, примерно эквивалентных, а иногда и больших чем такие же свойства, получаемые после типичной обработки до состояния T6. Способ по настоящему изобретению также может сделать возможным одновременное улучшение других механических свойств, таких как сопротивление развитию трещин (вязкость разрушения) и износостойкость.

Улучшенные сочетания механических свойств, которые становятся возможными с помощью способа по настоящему изобретению, достигаются с помощью контролируемого вторичного выделения, т.е. вторичного образования вторичных фаз. Улучшенные свойства могут быть получены в пределах более короткого времени выдержки, при температуре искусственного старения по сравнению с эквивалентными видами обработки до состояния T6. Может быть возможным достижение свойств на растяжение с нормальным статистическим разбросом по отношению к тем же свойствам типичного материала сплава, в состоянии T6, или даже более высоких свойств на растяжение, но часто с заметно улучшенным сопротивлением развитию трещин. Выигрыш по времени для настоящего способа связан с более короткой продолжительностью цикла искусственного старения, в котором сплав должен нагреваться искусственно. Затем упрочнение может продолжаться более медленно при температуре окружающей среды или вблизи нее в течение неопределенно долгого периода времени. Упрочнение, которое имеет место во время начального нагрева для искусственного старения, как правило, дает материал, удовлетворяющий минимальным требованиям для технического применения, хотя сплав затем может продолжить свое упрочнение, когда он хранится, транспортируется или используется.

Виды обработки старением в соответствии с настоящим изобретением, как правило, применяются к сплавам, которые сначала были термически обработаны на твердый раствор (например, при 500°C) с тем, чтобы растворить растворяемые элементы (т.е. легирующие элементы, входящие в состав твердого раствора), а также удержать их в перенасыщенном твердом растворе путем осуществления закалки до температуры окружающей среды или близкой к ней. Обе эти операции могут предшествовать стадии (a) обработки старением или предварительно применяться к сплаву в том виде, как он получен. То есть сплав, получаемый для применения стадии (a), может уже содержать легирующие элементы в твердом растворе. Альтернативно, способ по настоящему изобретению может дополнительно включать в себя перед стадией (a) следующие стадии:

(i) нагрева сплава до температуры обработки на твердый раствор в течение периода времени, достаточного для перехода растворяемых легирующих элементов в твердый раствор, и

(ii) закалки сплава от температуры обработки на твердый раствор, чтобы, тем самым, удержать легирующие элементы в твердом растворе.

Закалка от температуры обработки на твердый раствор может осуществляться непосредственно до температуры старения на стадии (a), так что повторный нагрев от температуры окружающей среды исключается, или же закалка может осуществляться до более низкой температуры, такой как температура окружающей среды. Однако сплав с растворенными элементами, удерживаемыми в перенасыщенном твердом растворе, может быть получен после некоторых литейных операций, и способ по настоящему изобретению также может быть применен к такому сплаву в том виде, как он получен. Также настоящее изобретение применяется к сплаву, в котором растворенные элементы удерживаются в твердом растворе с помощью закалки под прессом от температуры твердого раствора или путем охлаждения сплава во время экструзии от температуры обработки на твердый раствор, осуществляется ли она в сплаве в том виде, как он получен, или осуществляется в способе по настоящему изобретению перед стадией (a).

Температура и время для стадии (a) обработки старением, как правило, выбирается так, чтобы достигнуть недостаривания, обеспечивающего не более 85%, предпочтительно от 40 до 75%, максимальной твердости и прочности, получаемых при обычной обработке до состояния T6. В зависимости от обрабатываемого сплава, такое старение может включать в себя выдержку при температуре стадии (а) в течение времени, находящегося в диапазоне от нескольких минут до нескольких часов. При таких условиях говорят, что материал недостаривается. Период времени при температуре старения на стадии (a) может составлять от нескольких минут примерно до 8 часов. Однако этот период времени может превосходить 8 часов при условии, что он является меньшим, чем время полного упрочения.

Охлаждение на стадии (b) после обработки на стадии (a) может происходить до температуры, находящейся в диапазоне от примерно 65°C до примерно -10°C. В двух практически выгодных альтернативных вариантах охлаждение может происходить по существу до температуры окружающей среды или по существу до температуры старения на стадии (c). Предпочтительно, охлаждение достигается путем закалки в соответствующей среде, которая может представлять собой воду или другую соответствующую текучую среду, такую как закалочная среда на основе газа или полимера, или может происходить в псевдоожиженном слое. Целью охлаждения на стадии (b) является, прежде всего, приостановка первичного выделения (вторичных фаз), которое происходит во время стадии (a).

В течение стадии (c) соответствующие времена и температуры являются взаимосвязанными. Для целей настоящего изобретения стадия (c) предпочтительно предназначается для установления условий, с помощью которых состаренные алюминиевые сплавы могут достигать прочностей, сравнимых или превышающих прочности для соответствующих условий обработки до состояния T6. Температуры для стадии (c), как правило, лежат в диапазоне от 20 до 90°C в зависимости от сплава, но не являются ограниченными этим диапазоном. Для стадии (c) требуются соответствующие температуры и времена выдержки, обеспечивающие вторичное выделение (вторичных фаз), детально описанное выше. Как правило, чем ниже температура в течение стадии (c), тем больше время, требуемое для достижения желаемого сочетания механических свойств. Однако это не является всеобщим правилом, поскольку существуют исключения.

Стадия (c) может осуществляться в течение периода времени, который при температуре старения на стадии (c) приводит к получению требуемого уровня вторичного выделения. Стадия (c) может быть осуществлена в течение периода времени, который при ее температуре старения приводит к достижению требуемого уровня упрочнения сплава, превышающего уровень, полученный непосредственно после стадии (b). Этот период может быть достаточным для достижения желаемого уровня свойств на растяжение. Уровень свойств на растяжение может быть таким же, но предпочтительно является более высоким, чем тот, который получается с помощью полной обработки до состояния T6. Этот период может быть достаточным для достижения сочетания требуемого уровня свойств на растяжение и сопротивления развитию трещин. Сопротивление развитию трещин может быть по меньшей мере равным тому, которое получается с помощью полной обработки до состояния T6.

Способ по настоящему изобретению применим не только к стандартной одностадийной обработке до состояния T6, но является также применимым к другим видам обработок. Они включают в себя любые виды таких обработок, которые, как правило, включают в себя удерживание растворенного элемента в твердом растворе после нагрева до более высокой температуры с тем, чтобы облегчить упрочнение при старении. Некоторые примеры включают в себя (но не ограничиваются этим) обработку до состояния T5, обработку до состояния T8 и обработку до состояния T9. В этих случаях применение настоящего изобретения проявляется в закалке с достаточно высокой скоростью от применяемой в конкретном случае температуры старения для создания недостаренного материала (стадия (a), рассмотренная выше), но перед выдержкой при пониженной температуре (стадия (c), рассмотренная выше). Эти виды обработки или состояния, следуя рассмотренному ранее условию, должны определяться как T5I4, T8I4 и T9I4, означая, что нужная версия обработки до состояния T5, T8 или T9 с недостариванием сопровождается периодом выдержки при пониженной температуре.

По меньшей мере на одной из стадий способа по настоящему изобретению сплав может быть подвергнут механической деформации (деформированию). Деформация может происходить перед стадией (a). Таким образом, например, если сплав перед стадией (а) подвергается описанным выше стадиям (i) и (ii) обработки на твердый раствор и закалки, то в качестве части способа по настоящему изобретению сплав может быть подвергнут механической деформации между стадиями (i) и (a), например, во время стадии (ii), например, путем закалки под прессом или во время экструзии сплава. Однако сплав может быть подвергнут механической деформации между стадиями (b) и (c) или во время стадии (c). В каждом случае обработка сплава, возникающая в результате деформации, способна дополнительно улучшить свойства сплава, достигаемые посредством стадий (a)-(c) настоящего способа.

Как и на стадии (c), как определено выше, температура и период времени для стадии (a) являются взаимосвязанными. В каждом случае период времени возрастает с уменьшением температуры для заданного уровня первичного выделения на стадии (a) и вторичного выделения на стадии (c). Однако условия для каждой из стадий (a) и (c) являются взаимосвязанными в том, что уровень недостаривания, достигаемый на стадии (a), определяет рамки (объем) для вторичного выделения на стадии (c).

Диапазон соответствующего недостаривания на стадии (a) изменяется вместе с серией, к которой принадлежит данный сплав, и, по меньшей мере частично, зависит от химических составов сплавов. Кроме того, хотя является возможным обобщение сплавов каждой серии по подходящему уровню недостаривания, в каждой серии неизбежно существуют исключения. Однако для сплавов серии 2000 недостаривание для обеспечения от 50 до 85% максимальной прочности на разрыв и твердости, получаемых при полной обработке до состояния T6, как правило, является подходящим, по меньшей мере там, где сплав не подвергается механической деформации, например, с помощью холодной обработки. Когда сплав серии 2000 подвергается такой деформации, может быть подходящим недостаривание до более низкого уровня упрочнения в зависимости от уровня используемой механической обработки. В противоположность этому, сплавы серии 7000, как правило, делают возможными короткие периоды времени на стадии (a), например в несколько минут, для достижения подходящего недостаривания, обеспечивающего от 30 до 40% от максимальной прочности на разрыв и твердости, получаемых при полной обработке до состояния T6.

Способ по настоящему изобретению дает возможность многим сплавам, таким как литейный сплав 357, а также 6013, 6111, 6056, 6061, 2001, 2214, сплав Al-Cu-Mg-Ag, например 7050 и 7075, для достижения эквивалентного или более высокого уровня свойств на растяжение или твердости, чем свойства, получаемые при эквивалентных видах обработки до состояния T6. Это может происходить из-за заметного понижения времени искусственного старения и, в случае сплавов серии 6000, Al-Cu-Mg-Ag, некоторых сплавов серии 7000 и некоторых литейных сплавов, может обеспечить одновременное улучшение сопротивления сплава развитию трещин. По этой причине в таких случаях сплавы демонстрируют улучшенный уровень сопротивления развитию трещин при эквивалентном уровне свойств на растяжение, но при заметном уменьшении времени выдержки при температуре искусственного старения. Это говорит о том, что улучшения, достигаемые с помощью способа по настоящему изобретению, кроме обеспечения выигрыша в механических свойствах могут также включать в себя выигрыш в стоимости обработки. В этом контексте такой выигрыш в стоимости представляет собой уменьшение времени искусственного старения, которое делается возможным с помощью рассматриваемого изобретения, поскольку оно обеспечивает более высокую прочность при понижении стоимости и более коротких временах процесса. Например, для сплава 7050 типичные свойства при обработке до состояния T6 достигаются после времени искусственного старения 24-48 часов. С помощью использования способа по настоящему изобретению для сплава 7050 количество времени, требующегося для выдержки при повышенной температуре на стадии (a) перед закалкой на стадии (b), может быть сокращено до 5-10 минут, c последующим осуществлением стадии (c) при температуре, близкой к температуре окружающей среды. В дополнение к этому, время, требующееся для искусственного старения по настоящему изобретению, может быть понижено, например, до уровня сплавов серии 6000, так что оно может быть приведено в соответствие с циклом покраски-сушки для листов корпуса автомобиля, и это означает также, что стадии многократной обработки, необходимые в современной практике, могут быть исключены.

Для того чтобы настоящее изобретение могло быть лучше понято, теперь описание будет осуществляться со ссылкой на прилагаемые чертежи, на которых:

фигура 1 представляет собой схематический график время-температура, иллюстрирующий применение способа по настоящему изобретению;

фигура 2 представляет собой схематический график время-твердость, иллюстрирующий вторичное выделение в экспериментальном сплаве Al-4Cu, когда он состаривается до различных начальных времен, и иллюстрирующий способ по настоящему изобретению;

фигура 3 представляет собой ряд спектров A-D ядерного магнитного резонанса (ЯМР), демонстрирующих реакцию вторичного выделения для Al-4Cu как функцию времени выдержки при 65°C;

фигура 4 изображает график зависимости от времени как твердости, так и атомного % Cu, в зонах GP1 для сплава Al-4Cu, подвергшегося воздействию термических видов обработки, подробно описанных для фигуры 3;

фигура 5 представляет собой график зависимости твердости от времени, иллюстрирующий реакцию вторичного выделения сплава 7050 при применении способа по настоящему изобретению, по сравнению с обработкой до состояния T6;

фигура 6 изображает график зависимости твердости от времени, демонстрирующий реакцию в способе по настоящему изобретению для сплава 2001, по сравнению с обработкой до состояния T6;

ФИГУРА 7 изображает график зависимости твердости от времени для сплава 2001, демонстрирующий реакцию согласно способу для каждого из видов обработки до состояний T814 и T914, по сравнению с обработкой до состояния T8;

фигура 8 изображает график зависимости твердости от времени, демонстрирующий реакцию в способе по настоящему изобретению для сплава 6013 (который демонстрирует поведение, по существу подобное каждому из сплавов 6111 и 6056);

фигура 9 представляет собой график зависимости твердости от времени, иллюстрирующий реакцию вторичного выделения при 25°C сплава 7075 и сплава 7075 + Ag при применении способа по настоящему изобретению;

фигура 10 представляет собой график зависимости твердости от времени, иллюстрирующий вторичную реакцию при 65°C сплава 7075 и сплава 7075 + Ag при применении настоящего изобретения;

фигура 11 демонстрирует кривые старения для литейного сплава 357, состаренного от различных начальных времен;

фигура 12 представляет воздействие скорости охлаждения на стадии (b) на последующую реакцию вторичного выделения для сплава Al-4Cu и представляет контрастный эффект от использования либо закалочной среды на основе этиленгликоля, охлажденной до -10°C, либо закалки в горячей воде при 65°C;

фигура 13 является такой же, как фигура 12, но для сплава 6013;

фигура 14 является такой же, как фигура 12, но для сплава 7075; и

фигура 15 является такой же, как фигура 12, но для сплава 8090.

Настоящее изобретение делает возможным установление условий, с помощью которых алюминиевые сплавы, которые являются способными к упрочнению при старении, могут подвергаться такому дополнительному твердению и/или упрочнению при более низкой температуре на стадии (c), если они сначала частично состариваются при более высокой температуре на стадии (a) в течение короткого времени, а затем охлаждаются на стадии (b), например, путем закалки до комнатной температуры. Этот эффект демонстрируется на фигуре 1, которая демонстрирует общие принципы обработки старением до состояния T6I4 по настоящему изобретению и которая представляет собой схематическое представление того, как вторичное выделение используется в условиях способа настоящего изобретения для обработки до состояния T6I4 упрочняемых при старении алюминиевых сплавов.

Как показано на фигуре 1, способ старения до состояния T6I4 использует последовательные стадии (a)-(c). Однако, как показано, стадия (a) предваряется предварительной обработкой на твердый раствор, обозначенной на фигуре 1 как обработка ST (от английского Solution treatment), в ходе которой сплав выдерживается при относительно высокой начальной температуре и в течение времени, достаточного для образования раствора легирующих элементов. Эта предварительная обработка может быть осуществлена для сплаве в том виде, в котором он получен, и в этом случае сплав, как правило, должен закаляться до температуры окружающей среды, как показано, или ниже температуры окружающей среды. Однако, в качестве альтернативы, предварительная обработка может представлять собой дополнение к способу по настоящему изобретению. В этом альтернативном варианте закалка после обработки ST может осуществляться до температуры окружающей среды или ниже или может осуществляться до температуры на стадии (a) способа по настоящему изобретению, тем самым устраняя необходимость в повторном нагреве сплава до температуры, необходимой в будущем.

На стадии (a) сплав состаривается при температуре, равной или близкой к температуре, соответствующей старению до состояния T6 для рассматриваемого сплава. Температура и продолжительность стадии (a) являются достаточными для достижения требуемого уровня упрочнения с недостариванием, как описывается выше. От температуры стадии (a) сплав закаливается на стадии (b) для приостановления старения с первичным выделением на стадии (a); при этом закалка на стадии (b) осуществляется до температуры, равной или близкой к температуре окружающей среды. После стадии (b) закалки сплав выдерживается на стадии (c) при температуре, которая ниже, а как правило значительно ниже, температуры на стадии (a), при этом температура и длительность стадии (c) являются достаточными для достижения вторичного зародышеобразования.

В отношении схематического представления изображенного на фигуре 1 способа старения и того, как он применяется ко всем соответствующим упрочняемым при старении алюминиевым сплавам, время выдержки при температуре на стадии (a) составляет от нескольких минут до нескольких часов в зависимости от сплава.

Фигура 2 демонстрирует способ в применении к твердению деформируемого экспериментального сплава Al-4Cu. При более конкретном упоминании фигуры 2 график на ней является графиком твердости как функции времени и демонстрирует вторичное выделение в недостаренном сплаве Al-4Cu от различных начальных времен. Сплав представлял собой твердый раствор, обработанный при 540°C, а затем закаленный для удержания растворенных элементов в твердом растворе. Затем первичное выделение на стадии (a) осуществляли при 150°C, и его ход представлен сплошной линией. Течения соответствующих вторичных выделений на стадии (c), достигаемых путем выдержки при 65°C, следующей за стадией (a), осуществляемой в течение различных времен, представлены прерывистыми линиями, причем представлены следующие времена старения на стадии (c): 1, 1,5, 2,5, 3, 4,5, 8 и 24 часа. Твердость при полной обработке до состояния T6 для сплава Al-4Cu, состаренного при 150°C, как обнаружено, составляет 132 VHN (единиц твердости по Виккерсу). Однако, как показано с помощью фигуры 2, сплав подвергается значительному вторичному выделению при более низкой температуре на стадии (c), так что его твердость в конечном итоге достигает той, которую получают для сплава, состаренного до состояния T6 в пределах показанного времени.

Фигура 3 демонстрирует ряд спектров A-D ядерного магнитного резонанса (ЯМР), демонстрирующих реакцию вторичного выделения для сплава Al-4Cu. Спектр A демонстрирует спектр ЯМР для материала, который был обработан на твердый раствор при 540°C, закален, состарен 2,5 часа при 150°C, закален, а непосредственно затем исследован. В пределах спектра представлены два ясно выраженных пика, первый из которых (пик P1) соответствует интенсивности атомов меди, которые остаются в твердом растворе сплава. Второй пик (пик P2) соответствует интенсивности атомов меди, которые присутствуют в зонах GP1 (зоны Гинье-Престона первого порядка) в сплаве. Зоны GP1 представляют собой «фазу» первичных зародышей выделений (вторичных фаз), которая формируется и вносит вклад в упрочнение. Пики спектров A-D были нормированы по интенсивности пика зоны GP1, так что изменения концентрации меди в твердом растворе наблюдаются легче всего. По этой причине спектр A представляет материал, в котором первая стадия старения при 150°C приводит к образованию зон GP1 при этой температуре и потребляет приблизительно половину от общего количества меди, присутствующей в сплаве. Затем спектры B-D ЯМР демонстрируют в сравнении различия этих пиков, присутствующие после различных времен выдержки при 65°С на стадии (c), т.е. 240 час (В), 650 час (С) и 1000 час (D), после закалки на стадии (b), следующей после стадии недостаривания (а). Измерение соответствующих площадей под этими пиками показывает, что количество меди, удерживаемой в твердом растворе, уменьшается как функция выдержки на стадии (c), и при этом доля меди, присутствующей в зонах GP1, увеличивается вместе со временем выдержки на стадии (c). Выражая атомную долю (1,73 ат. % Cu в целом) меди, присутствующей в зонах GP1, как функцию времени выдержки, может быть сгенерирована общая форма кривой вторичного твердения. Когда она затем сравнивается с кривой твердость-время, как показано на фигуре 4, эти два способа демонстрируют высокую степень корреляции.

Следовательно, фигура 4 демонстрирует график зависимости как твердости, так и атомного % Cu, содержащейся в зонах GP1, как функции времени для сплава Al-4Cu, подвергнутого тепловым обработкам, подробно описанным для фигуры 3.

Фигура 5 демонстрирует способ в применении к твердению деформируемого (Al-Zn-Mg-Cu) сплава 7050. Упоминая фигуру 5 более конкретно, график на ней демонстрирует вторичное выделение в сплаве 7050, состаренном от различных начальных времен, по сравнению с кривой старения до состояния T6 для старения при 130°C. Сплав представлял собой твердый раствор, обработанный при 485°C. Первичное выделение на стадии (a) осуществляли при 130°C, и ее ход представлен сплошной линией. После закалки на стадии (b) ход соответствующего вторичного выделения на стадии (c) от различных времен для стадии (a) представлен с помощью прерывистых линий (линий из тире и точек). Твердость после полного старения до состояния T6 для сплава 7050, состаренного при 130°C, как обнаружено, составляет 209 VHN. Однако, как показано на фигуре 5, сплав подвергается значительному вторичному выделению при более низкой температуре на стадии (c), в этом случае 65°C, так что его твердость по существу равна твердости в состоянии T6.

Фигура 6 демонстрирует способ по настоящему изобретению в применении к деформируемому (Al-Cu-Mg) сплаву 2001, в сравнении с кривой старения до состояния T6, сгенерированной при 177°C. Первичное выделение с недостариванием на стадии (a) получали путем нагрева сплава при 177°C. Стадию (c) вторичного выделения осуществляли от различных начальных времен и проводили при 65°C (прерывистые линии). Максимальная твердость в состоянии T6 для сплава 2001 составляет приблизительно 140 VHN. Для состояний T6I4, изображенных на фигуре 6, материал, изначально состариваемый 2 часа, как правило, затем твердеет до 140-143 VHN, то есть до значения, равного или немного большего, чем для типичного сплава в состоянии T6. Другие начальные времена стадии (c) недостаривания демонстрируют меньшую реакцию на стадии (c) вторичного твердения, но в конечном итоге выравниваются в том виде, как это показано на фигуре 6.

Фигура 7 демонстрирует альтернативную форму способа по настоящему изобретению в применении к деформируемому (Al-Cu-Mg) сплаву 2001. В этом случае применение направлено на те виды обработки, которые включают в себя стадию холодной обработки. Сплошная линия и ромбики соответствуют стандартной обработке до состояния T8, в ходе которой 10% холодная обработка применяется после обработки на твердый раствор и перед старением при 177°C. Прерывистая линия с квадратиками представляет старение до состояния T814, т.е. сплав обрабатывали на твердый раствор, закаляли, подвергали 10% холодной обработке, состаривали при 177°C в течение 40 минут и закаляли, а затем выдерживали при 65°C в течение различных времен. Прерывистая линия с черными треугольниками соответствуют старению до состояния T914, т.е. сплав обрабатывали на твердый раствор, закаляли, состаривали при 177°C в течение 2 часов, закаляли, подвергали 10% холодной обработке, затем выдерживали при 65°C в течение различных времен.

Фигура 8 демонстрирует способ по настоящему изобретению в применении к деформируемому сплаву 6013. В этом случае, первичное выделение с недостариванием на стадии (a), показанное с помощью сплошной линии, получали путем нагрева сплава при 177°C. Вторичное выделение на стадии (c) происходило от различных начальных времен и достигалось при 65°C (прерывистые линии). Максимальная твердость для состояния T6 сплава 6013 составляет приблизительно 144 VHN. Для сплава 6013, состаренного на стадии (a) в течение 30-60 минут, твердость в состоянии T614 достигает 142 VHN в пределах показанного времени.

Сплав 6013 имеет химический состав, подобный каждому из сплавов 6111 и 6056. Хотя это и не показано, любой из сплавов 6111 и 6056, как обнаружено, демонстрирует при старении поведение, по существу идентичное тому, которое иллюстрируется на фигуре 8 для сплава 6013, и тому, которое демонстрируется здесь ниже со ссылкой на фигуру 13 для сплава 6013, что приводит к свойствам, эквивалентным свойствам сплава 6013.

Фигура 9 демонстрирует кривые старения до состояния T614 в соответствии со способом настоящего изобретения для (Al-Zn-Mg-Cu) сплава 7075 (ромбики) и экспериментального сплава 7075+Ag (квадратики). В каждом случае сплав сначала подвергали старению на стадии (a) в течение 0,5 часа при 130°C, закаляли, а затем выдерживали при 25°C для вторичного выделения на стадии (c) в течение продолжительного времени, вплоть до 10000 часов и выше. Соответствующая состоянию T6 максимальная твердость для сплава 7075 составляет приблизительно 195 VHN, а для сплава 7075+Ag она составляет 209 VHN. Однако фигура 9 демонстрирует, что при применении обработки до состояния T614 по настоящему изобретению твердость продолжает расти и при таких отдаленных временах. На временном интервале, представленном на фигуре 9, сплав 7075 превосходит твердость в состоянии T6, а сплав 7075+Ag уже приближается к твердости в состоянии T6. Графики на фигуре 9 наглядно показывают продолжающийся эффект вторичного выделения на стадии (c), которое продолжается даже при временах более одного года.

Сплав 7075 и сплав 7075 + Ag подвергали дополнительным тепловым обработкам, подобным тем, которые иллюстрируются на фигуре 9, но со стадией (c) старения при продолжительных временах при 65°C вместо 25°C. Это изображено на фигуре 10, и плато, наблюдаемое при продолжительных временах на кривой твердения, может быть показателем максимальной твердости, получаемой для данного сплава, которая значительно превосходит твердость в состоянии T6.

Фигуры 9 и 10 также показывают, что в этом случае малые количества примесных элементов, таких как Ag, могут значительно воздействовать на скорость и эффективность вторичного выделения.Фигуры 9 и 10 также показывают различия, вносимые из-за изменения температуры на стадии (с) твердения. Из этих фигур легко увидеть, что при эквивалентных временах материал, получаемый на стадии (с) твердения при 25°C, не достигает таких же уровней твердости, которые генерируются в материале, который подвергается твердению на стадии (c) при 65°C.

Как показано с помощью фигуры 10, твердение, которое осуществляется при пониженной температуре, может при продолжительных временах достигнуть максимума, который больше, чем у сплава в состоянии T6. По этой причине можно ожидать, что для данных условий экспериментов и временных графиков процессов упрочнение в конечном итоге выходит на плато и больше не растет, т.е. может соответствовать полному обеднению твердого раствора по растворенному элементу или элементам.

Фигура 11 демонстрирует кривые старения для литейного сплава 357 (Австралийское обозначение: сплав 601), состаренного до состояния T6I4 от различных начальных времен на стадии (a) при 177°C. После закалки на стадии (b) сплав подвергали нагреву на стадии (c) при 65°C. При продолжительных временах кривые демонстрируют ход, подобный кривым, представленным на фигурах 5 и 6. Сплав 357 демонстрирует старение при вторичном выделении до достижения в конечном итоге твердости состояния T6, т.е. 124 VHN, и свойств на растяжение, характерных для состояния T6. Таблица 1 представляет свойства на растяжение для сплава 357, возникающие в результате семи различных обработок старением.

Таблица 1Сравнительные свойства на растяжение литейного сплава 357, получаемые в результате нескольких различных обработок старениемОбработкаПредел текучестиППР*Удлинение до разрываT6287 МПа340 МПа7%T616327 МПа362 МПа3%UA40229 МПа296 МПа9%UA60250 МПа312 МПа8%UA90261 МПа316 МПа8%T614-40260 МПа339 МПа8%T614-60280 МПа347 МПа8%T614-90281 МПа342 МПа6%* ППР - предел прочности при растяжении

В таблице 1 обработки типа UA представляют собой применение стадии (a) и (b) по настоящему изобретению, но без стадии (c), при которых сплав 357 просто нагревали до 177°C в течение 40, 60 или 90 минут, а затем закаляли до температуры окружающей среды. За этими видами обработки следуют три вида обработки в соответствии с настоящим изобретением, в которых сплав нагревали до 177°C в течение 40, 60 или 90 минут, закаливали до температуры окружающей среды, а затем выдерживали в течение 1 месяца при 65°C для достижения улучшения свойств с помощью вторичного выделения. Обработка до состояния T6I6 представляет собой обработку в соответствии с четырехстадийным способом из принадлежащего авторам, рассмотренного выше описания PCT/AU00/01601, в котором обработка включает в себя старение сплава 357 при 177°C в течение 20 минут, закалку в воде, перерыв при 65°C в течение заданного периода времени и повторное старение при 150°C.

Таблица 2 демонстрирует значения прочности на разрыв и сопротивления развитию трещин для литейного сплава 357 после каждой из трех термических обработок из таблицы 1.

Таблица 2Свойства на растяжение и сопротивление развитию трещин для 3 различных термических обработок (сплав 357): сравнение свойств материала в состояниях Т6, Т616 и Т614ОбработкаПредел текучестиППРСопротивление развитию трещин T6287 МПа340 МПа25,5 МПаT616327 МПа362 МПа26 МПаT614280 МПа347 МПа35,9 МПа

Фигура 12 демонстрирует воздействие скорости охлаждения на стадии (b) на последующую реакцию вторичного выделения для сплава Al-4Cu. Фигура 12 демонстрирует воздействие закалки на стадии (b), либо в закалочной среде на основе этиленгликоля, охлажденной до ˜-10°C, либо в горячей воде при 65°C. На фигуре 12 сплав сначала состаривали 2,5 часа при 150°C перед вторичным старением, осуществляемым при 65°C. Реакция вторичного старения для сплава, закаленного от 150°C в охлаждаемой закалочной среде, изображена с помощью прерывистой линии и черных треугольников. Реакция вторичного старения для сплава, закаленного от 150°C в воде при 65°C, изображена с помощью сплошной линии и белых квадратиков. Легко заметить, что скорость, с которой затем осуществляется вторичное выделение, является гораздо более высокой для материала, охлажденного наиболее быстрым образом.

Фигура 13 такая же, как и фигура 12, но для сплава 6013. В этом случае сплав сначала состаривали 20 минут при 177°C перед закалкой и последующей выдержкой при 65°C. Реакция вторичного старения для сплава, закаленного от 177°C в охлажденной закалочной среде на основе этиленгликоля, изображена с помощью прерывистой линии и черных треугольников. Реакция вторичного старения для сплава, закаленного от 177°C в воде при 65°C, изображена с помощью сплошной линии и белых квадратиков. В этом сплаве существует небольшое отличие в реакции вторичного старения для двух исследуемых условий, исключая самые большие времена выдержки при 65°C. Как указано выше, любой из сплавов 6111 и 6056 демонстрирует поведение, по существу идентичное тому, которое представлено на фигуре 13 для сплава 6013.

Фигура 14 является такой же, как и фигура 12, но для сплава 7075. В этом случае сплав сначала состаривали 30 минут при 130°C перед закалкой и последующей выдержкой при 65°C. Реакция вторичного старения для сплава, закаленного от 130°C в охлажденной закалочной среде на основе этиленгликоля, представлена с помощью прерывистой линии и черных треугольников. Реакция вторичного старения для сплава, закаленного от 130°C в воде при 65°C, изображена с помощью сплошной линии и белых квадратиков. В этом сплаве единственное значительное отличие заключается в том, что начальное значение твердости после охлаждения в горячей воде является немного более высоким, чем значение для сплава, охлажденного путем закалки в закалочной среде, охлажденной до ˜-10°C. Что касается остального, то для двух исследуемых условий существует лишь небольшое отличие в скорости вторичного старения.

Фигура 15 также является такой же, как и фигура 12, но для сплава 8090. В этом случае сплав сначала состаривали 7,5 часов при 185°C перед закалкой и последующей выдержкой при 65°C. Реакция вторичного старения для сплава, закаленного от 185°C в охлажденной закалочной среде на основе этиленгликоля, изображена с помощью прерывистой линии и черных треугольников. Реакция вторичного старения для сплава, закаленного от 185°C в воде при 65°C, изображена с помощью сплошной линии и белых квадратиков. Образец, охлажденный в охлажденной закалочной среде при ˜-10°C, демонстрирует более высокое начальное значение твердости, чем у сплава, охлажденного от 185°C в воде при 65°C. Однако последующая скорость вторичного выделения в нем является чуть более медленной, чем для образца, охлажденного медленнее. Однако после продолжительной выдержки при 65°C обе линии сходятся, и материал, охлажденный быстрее, превосходит значение твердости для образца, охлажденного в воде при 65°C, но только на более отдаленных временах.

Таблица 3 демонстрирует примеры свойств на растяжение для деформируемых сплавов 7050, 2214 (изм.2014), 2001, 6111, 6061 и экспериментального сплава Al-5,6Cu-0,45Mg-0,45Ag после каждой из термических обработок до состояния T6 и T614 в качестве примера того, какие различия привносятся в различные сплавы при применении. Здесь можно заметить, что для сплава 7050 состояние T614 дает едва заметное уменьшение предела текучести, но небольшое изменение ППР или деформации разрыва. Сплав 2214 демонстрирует едва заметное уменьшение предела текучести при небольшом увеличении ППР и деформации разрыва. Однако время, проведенное при 177°C для старения до состояния T6, находится в пределах от 7 до 16 часов (в этом случае, 16 часов), но при этом время, проведенное при 177°C для старения до состояния T614, составляет 40 минут, с последующим периодом выдержки при пониженной температуре для полного развития свойств. Сплав 2001 демонстрирует поведение, подобное сплаву 2214, но присутствует большее увеличение как для ППР, так и деформации при разрыве для этих условий. Экспериментальный сплав Al-5,6Cu-0,45Mg-0,45Ag демонстрирует небольшое изменение предела текучести, но увеличение ППР и уменьшение деформации при разрыве. Сплав 6111 демонстрирует небольшое различие в свойствах на растяжение для двух условий и является также репрезентативным для сплавов 6013 и 6056. Однако, как и для сплава 2214, типичное время старения при 177°С до состояния T6 и генерации свойств для сплава 6111 составляет 16 час, при этом типичное время, проведенное при 177°C в течение стадии (a) способа до состояния T614, составляет от 40 минут до 1 часа. Сплав 6061 проявляет улучшение предела текучести, ППР и деформации при разрыве, с временным графиком процессов, подобным тому, который подробно рассмотрен выше для сплава 6111. Это примеры того, как способ может влиять на свойства на растяжение для различных сплавов, обрабатываемых до состояния T614.

Таблица 3Свойства на растяжение для сплавов в состояниях Т614 или Т6СплавОбработкаПредел текучестиППР% Деформации при разрыве 7050T6546 МПа621 МПа14%7050T614527 МПа626 МПа16%2214T6386 МПа446 МПа14%2214T614371 МПа453 МПа13%2001T6265 МПа376 МПа14%2001T614260 МПа420 МПа23%Al-Cu-Mg-AgT6442 МПа481 МПа12%Al-Cu-Mg-AgT614443 МПа503 МПа8%6111T6339 МПа406 МПа13%6111T614330 МПа411 МПа14%6061T6267 МПа318 МПа13%6061T614302 МПа341 МПа16%

Таблица 4 демонстрирует примеры сопротивления развитию трещин, определяемого при S-L ориентации, для каждого из перечисленных в ней сплавов. Для перечисленных сплавов (за исключением 8090) их соответствующие свойства на растяжение представлены в таблице 3. Сплав 7050 демонстрирует значительное улучшение (38%) сопротивления развитию трещин по сравнению с результатами в состоянии T6. Сопротивление развитию трещин перечисленных сплавов 2001, 2214 и 8090 мало изменяется с помощью обработки до состояния T614, за исключением случаев, где добавляется Ag, как в случае экспериментального сплава Al-5,6Cu-0,45Mg-0,45Ag, который демонстрирует 20% улучшение сопротивления развитию трещин. Для сплава 6061 сопротивление развитию трещин увеличивается на 17% в состоянии T614 по сравнению с состоянием T6.

Таблица 4Сопротивление развитию трещин в S-L ориентации * для сплавов, полученных с помощью способов старения Т614 или Т6СплавОбработкаСопротивление развитию трещин (S-L)7050T637,6 МПа7050T61452 МПа2214T626,9 МПа2214T61427,1 МПа2001T656,8 МПа2001T61456,9 МПаAl-Cu-Mg-AgT623,4 МПаAl-Cu-Mg-AgT61428,08 МПа8090T624,2 МПа8090T61425,7 МПа6061T636,8 МПа6061T61443,2 МПа* Заметим, что все исследования проводятся при S-L ориентации на образцах, исследуемых в соответствии со стандартом ASTM E1304-89, "Standard Test Method for Plane Strain (Chevron Notch) Fracture Toughness of Metallic Materials".

Как очевидно, кривые твердости, изображенные на различных фигурах, находятся в соответствии с установленными процедурами. То есть они основываются на образцах выбранных сплавов, которые обрабатываются в течение соответствующих времен, а затем закаливаются для исследования твердости. Это относится к кривым твердости для обычных термических способов обработки, таких как T6 и T8. Это также относится к обработкам на стадии (a) и стадии (c) в соответствии с настоящим изобретением. Также, хотя это и не детализируется в каждом случае, соответствующая обработка на твердый раствор подразумевается во всех случаях, как и закалка после обработки на твердый раствор с целью удерживания растворенных элементов в твердом растворе. Хотя альтернативы подробно описаны здесь, все сплавы подвергаются соответствующей обработке на твердый раствор и закаливанию перед тем, как подвергнутся обычной термической обработке или термической обработке в соответствии с настоящим изобретением, при этом закалка, как правило, осуществляется до температуры окружающей среды или ниже, для удобства. Кроме того, там, где сплавы подвергаются обработке на стадии (a), а затем на стадии (c) в соответствии с настоящим изобретением, промежуточная закалка на стадии (b) подразумевается и, если не указано иного, закалка на стадии (b) осуществляется до температуры окружающей среды или ниже.

Наконец, необходимо понять, что различные изменения, модификации и/или дополнения могут быть введены в конфигурации и последовательности частей, описанные ранее, без отклонения от духа или рамок настоящего изобретения.

Изобретение относится к термической обработке алюминиевых сплавов, которые способны к упрочнению при старении. Способ включает три стадии обработки сплава. На первой стадии (а) осуществляют выдержку сплава при повышенной температуре старения, которая способствует выделению по меньшей мере одного растворенного элемента. Выдержку проводят в течение периода времени, позволяющего получить недостаренный сплав, имеющий не менее 40% и не более 85% максимальных значений твердости и прочности, получаемых при полной обработке до состояния Т6. На второй стадии проводят охлаждение недостаренного сплава от температуры старения на стадии (а) до более низкой температуры от -10°С до 65°С. Охлаждение проводят с достаточно большой скоростью для того, чтобы по существу приостановить первичное выделение. На третьей стадии на охлажденный сплав воздействуют более низкой температурой старения, чем температура старения на стадии (а), для получения дальнейшего выделения растворенного элемента, определяемого как «вторичное выделение». Техническим результатом изобретения является разработка способа, позволяющего получить улучшенные сочетания механических свойств. 22 з.п. ф-лы, 4 табл., 15 ил.

1. Способ термической обработки старением упрочняемого при старении алюминиевого сплава, причем этот способ включает в себя предварительный этап выбора упрочняемого при старении алюминиевого сплава, который был термообработан на твердый раствор и закален с удерживанием легирующих элементов в твердом растворе, дополнительно включающий в себя стадии

(а) искусственного старения сплава путем его выдержки при повышенной температуре старения, которая является подходящей для состояния Т6 этого сплава, в течение периода времени, который является более коротким, чем время полной обработки до состояния Т6 при упомянутой температуре, для старения тем самым сплава со способствованием выделению по меньшей мере одного растворенного элемента, причем упомянутый период времени дает недостаренный сплав, имеющий не менее 40% и не более 85% максимальных твердости и прочности, получаемых при полной обработке до состояния Т6;

(b) закалки недостаренного сплава в соответствующей текучей среде от температуры старения на стадии (а) для охлаждения недостаренного сплава с достаточно большой скоростью и до достаточно низкой температуры от -10 до 65°С для того, чтобы тем самым по существу приостановить выделение; и

(c) воздействия на закаленный сплав, полученный на стадии (b), температуры старения более низкой, чем температура старения на стадии (а), и не превышающей 90°С, чтобы таким образом развить адекватные механические свойства как функцию от времени путем вторичного выделения, включающего в себя дальнейшее выделение растворенных элементов.

(i) нагрева сплава до температуры обработки на твердый раствор в течение периода времени, достаточного для перехода растворяемых элементов в этом сплаве в твердый раствор, и

(ii) закалки сплава от температуры обработки на твердый раствор, чтобы тем самым удержать легирующие элементы в твердом растворе.