Verfahren zur Wärmebehandlung einer Legierung auf Aluminiumgrundlage
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Wärmebe handlung einer Legierung auf Aluminiumgrundlage, die
Kupfer, Magnesium und Zink enthält, bei dem man die
Legierung ohne wesentliche Verringerung ihrer Festig keit praktisch unanfällig für Spannungskorrosionsriss bildung macht. Solche Legierungen werden als Le gierungen der Kupfer-Magnesium-Zink-Serie bezeich net. Bei dem Verfahren gemäss der Erfindung werden die Eigenschaften der Legierungen auf dem höchstmöglichen Stand gehalten, während alle Gefügefehler der Legierungen, die durch Spannungskorrosionsrissbil dung verursacht sind, im wesentlichen beseitigt werden.
Das Verfahren gemäss der Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass man die Legierung während einer
Zeit, die ausreicht, damit die Bestandteile der Legierung in feste Lösung eintreten, auf eine Temperatur zwischen
460 "C und 477 "C erhitzt, die Legierung mit Wasser abschreckt und die Legierung danach altert, indem man sie zuerst während 6 bis 10 Stunden auf eine Temperatur zwischen 96 0C und 107 0C und anschliessend während 2 bis 48 Stunden auf eine Temperatur zwischen
149 OC und 193 OC erhitzt.
Die Erfindung betrifft ferner eine Legierung auf Aluminiumgrundlage, die Kupfer, Magnesium und Zink enthält und erfindungsgemäss behandelt wurde. Sie ist dadurch gekennzeichnet, dass sie praktisch unanfällig für Spannungsrisskorrosion ist und mindestens 800/0 einer entsprechenden Festigkeitseigenschaft einer äqui valenten unbehandelten Legierung hat.
Die Anfälligkeit für Spannungskorrosionsrissbildung ist keinesfalls Aluminiumlegierungen eigen, da sie in den Messingsorten, rostfreien Stählen und zahlreichen anderen Legierungen wohlbekannt ist. Dieses Phänomen war Gegenstand intensiver Forschung und wird im allgemeinen dem gleichzeitigen Vorliegen einer Spannung und der Gegenwart eines ausgeschiedenen Bestandteiles in der Legierung zugeschrieben, die entsprechend ihrer Bildung und chemischen Zusammensetzung kathodisch gegenüber den verarmten Bereichen der festen Lösung, hervorgerufen durch die Bildung der genannten Ausscheidung, ist. Im Ergebnis spielt sich ein chemischer Angriff auf diesen Bereich ab, wenn die Legierung einem korrodierenden Medium ausgesetzt ist oder in dieses eingetaucht wird.
Der chemische Angriff wird ausnehmend durch Spannung über dem Kontakt zwischen dem Ausgeschiedenen und dem anliegenden Material erhöht; und diese Spannung neigt zum raschen Auflockern der durch anfänglichen chemischen Angriff ausgebildeten Risse, Grübchen und Spalten; und der sich ergebende Verfall ist plötzlich und dramatisch. Das anodische Verhalten der Grundmasse führt man im allgemeinen auf örtliche Verarmung an den Elementen zurück, die das Ausgeschiedene erstellt, und ergibt sich aus der Ausdiffundierung dieser Elemente aus dem Netzwerk der festen Lösung beim Ausbilden der ausgeschiedenen Partikel.
Das Phänomen Spannungsrisskorrosion (Spannungskorrosionsrissbildung ) bezieht man bekanntlich auf interkristalline Korrosion , zu der durch ähnliche oder gleiche Bedingungen Anlass gegeben wird und die in ähnlicher Art und Weise fortschreitet, die aber nicht im allgemeinen gerade Objekt für Beschleunigen eines Angriffs und nicht abhängig von der Gegenwart von Spannung ist, obgleich sie durch Spannung beeinflusst werden kann. Auch läuft ein Ausfall an interkristalliner Korrosion nicht auf dramatisch plötzliches Versagen hinaus, das so allgemein charakteristisch für Spannungskorrosionsbildung ist.
In jedem Falle kann jedoch das Auftreten einer Spannungskorrosionsrissbildung und einer interkristallinen Korrosion oft ausgeschaltet oder zumindest weitgehend verringert werden durch Entspannung und Hervorrufen einer Diffusion in der festen Lösung in dem Hauptteil der Körner der Legierungen, wobei ihr anodisches Verhalten reduziert wird.
Bisher waren Versuche für Ausschalten einer Spannungskorrosionsrissbildung nicht erfolgreich, weil nämlich diese Bemühungen auf drastische Senkung der Festigkeitshöchstgrenzen hinausliefen und so die praktische Auswirkung der Behandlung für diese hochfesten Aluminiumlegierungen herabgemindert wurde.
Anscheinend waren frühere Versuche zum Ausschalten einer Spannungskorrosionsrissbildung in hochfesten Aluminiumlegierungen deswegen nicht erfolgreich, weil die angewendeten Temperaturen und eingehaltenen Erwärmungszeiten übermässig waren. Standard-Wärmebehandlungen erstellen das Lösungsglüherhitzen, Abschrecken und künstliche Altern der Legierungen. Früher erstrebte man in erster Linie eine Behebung der Restspannungen und nicht das Erstellen einer geregelten örtlichen (lokalen) Diffusion in dem Feste-Lösung-Bereich nahe und in der Umgebung der abscheidenden Bestandteile, und diese Bestrebungen führten zur Schmälerung der Festigkeitseigenschaften.
Erfindungsgemäss lässt man die Ausscheidung bei den Temperaturen vor sich gehen, die Eigenschaftsbestwerte ausbringen, und nach Erstellen dieser Eigenschaften wird das Material in einer vorgeschriebenen Zeit und Temperaturbereich nacherhitzt (angelassen). Diese Behandlung verursacht selektive Diffusion der Legierungsbestandteile in die die Ausscheidung umgebenden Bereiche; hierdurch reduziert man den anodischen Charakter dieser Bereiche, ohne übermässiges Partikelwachstum zu gestatten, und demzufolge wird eine Festigkeitsverminderung kontrolliert.
Es wurde angedeutet, dass man eine Beständigkeit gegenüber Spannungskorrosion durch langsames Abschrecken nach Lösungsglühbehandlung von Aluminiumlegierungen verbessern kann. Es wird aber angenommen, dass dies hauptsächlich für Vermeidung einer Verzerrung oder Verwerfung (Formveränderung) angewendet werden muss, zu der normalerweise Anlass durch relativ rasches Abschrecken von lösungsgeglühten Legierungen gegeben wird. Jedoch wird Spannungskorrosionsbeständigkeit nicht ausgeprägt in Bezug auf diejenige verbessert, die bei Legierungen zu finden ist, die man rasch aus dem Lösungsglühzustande abschreckte und entsprechend Standardbehandlungen aushärtete (alterungshärtete).
Ein Vorteil der Erfindung liegt im Bewahren eines Hochfestigkeitsniveaus in Aluminiumlegierungen der genannten Art, während gleichzeitig die Anfälligkeit für Spannungskorrosionsrissbildung praktisch behoben wird.
Dadurch vermeidet man Gewichtsverluste, die durch gewöhnliche Ausführungsnormen, bei denen die üblichen Anfälligkeiten berücksichtigt werden, erlitten werden.
Ein weiterer Vorteil der Erfindung besteht in der Abschwächung der anodischen Eigenart der Bereiche, die die ausgeschiedenen Bestandteile in der Aluminiumlegierung umgeben, in denen die Ausscheidung gemäss ihrer Bildungsart und chemischen Zusammensetzung kathodisch gegenüber der festen Lösung ist, aus -der sie gebildet ist. D. h. man ändert den Charakter des die Ausscheidung umgebenden Grundmaterials. Als Folge dieser vorgesehenen Behandlung wird der chemische Angriff auf das Grundmaterial nicht begünstigt, wenn die Legierung einem korrodierenden Medium ausgesetzt oder in diesem eingetaucht wird; auch ruft auferlegte Spannung keineswegs einen korrodierenden Angriff hervor, wie man dies üblicherweise an den Korngrenzen feststellt.
Ein Vorteil dieser Erfindung ist die Schaffung einer einfachen und durchführbaren Verfahrensstufe und/oder mehrerer solcher Stufen, die von Fachleuten auf diesem Gebiete übernommen und unter Erzielung genau feststellbarer Ergebnisse durchgeführt werden können. Eine Aluminiumlegierung, die gemäss der Erfindung behandelt wurde, weist physikalische Eigenschaften auf, die man bei nach anderen Verfahren wärmebehandelten Aluminiumlegierung nicht feststellen kann, und zwar zusätzlich zur Beibehaltung von etwa 80 O/o der Hochfestigkeitseigenschaften, die typisch für T6-getemperte Legierungen sind.
Aluminiumlegierungen der genannten Art sind als Aluminiumlegierungen mit hoher Festigkeit bekannt.
Die Zusammensetzung der beiden üblich benutzten Legierungen in der Legierungsreihe, die hier in Betracht gezogen werden, sind in Tabelle I aufgeführt; im allgemeinen wurde ermittelt, dass dann, wenn der Legierungsgehalt höher ist, die Festigkeiten um so höher sind, die man nach der Standard-Wärmebehandlung erzielt, die in der Industrie als T6-Anlassbehandlung (T6-Temperbehandlung) bekannt und ausführlicher im folgenden beschrieben ist. Tabelle II gibt die typischen (Zug) Festigkeitseigenschaften wieder, die man gewöhnlich durch Schmieden (Warmverformung) dieser beiden üblichen Legierungen nach der T6-Anlassbehandlung erzielt. Die Legierungen sind in diesen Tabellen durch Angabe der Nummer aufgeführt, die von der Aluminium Association aufgeführt ist und durch die die einzelne besondere Legierung der heutigen Aluminiumindustrie bekannt ist.
Tabelle I
Typische Zusammensetzung von hochfesten Alu miniumlegierungen (Kupfer-Magnesium-Zink-Reihe) Legierung Mg Zn Cu Cr
7001 2,6-3,4 6,8-8,0 1,6-2,6 0,18-0,40 7075 2,1-2,9 5,1-6,1 1,2-2,0 0,18-0,40
Tabelle 11
Typische (Zug)-Festigkeitseigenschaften von hochfesten Aluminium-Legierungs-Schmiedstücken (Kupfer Magnesium-Zink-Reihe) Legierung Bruchfestigkeit Streckgrenze Dehnung u. Anlass kg/cmg 0,2 O/o Dehn- bei Proben von grenze 50,8 mm 7001-T6 68,9 63,98 .9 O/o 7075-T6 58,36 51,33 11 /o .
Die obigen hochfesten Aluminiumlegierungen benutzt man weitverbreitet im Einsatz unter hohen Beanspruchungen; sie sehen ein Mittel für Herstellen leichtge- wichtiger Bauarten vor. Die Aluminiumlegiernngen in diesem Zusammensetzungssystem sind jedoch sehr anfällig für Spannungskorrosionsrissbildung, was Ibeson- ders augenfällig und wichtig wird in grossen Wandstärken, die in kurzer Querrichtung beansprucht (belastet) werden (in der Richtung parallel zur Dicke des Stückes und lotrecht zur Bearbeitungsrichtung). Diese Anfälligkeit nimmt mit dem Legierungsgehalt und mit den Eigenschaften hoher Festigkeit zu und durchkreuzte die Entwicklung der genannten hochfesten Aluminiumlegierungen in der Magnesium-Zink-Reihe.
D. h. die Summenwirkung von hohem Legierungsgehalt und hoher Festigkeit im Erhöhen der Anfälligkeit führte zum Einschränken des nutzbaren maximalen Festigkeitsniveaus bei technischen Einsätzen.
Sind Spannungen in der kurzen Querrichtung durch Gefüge oder Anordnung anzutreffen, dann muss man den Teilschnitt vergrössern, um zu einem niedrigen Spannungsniveau zu kommen, und dieses Erfordernis für Vergrösserung führt zu ausgeprägten Gewichtsverlusten. Konstruktionsteile, in denen Spannungskorrosion erheblich ist und die aus Schmiedestücken aus der 7075 T6-Legierung beispielsweise gefertigt sind, mit einer garantierten Längsstreckgrenze von 45,70 kg/mm2, werden für eine Maximalspannung (-belastung) von 35,16 kg/mm2 Längsrichtung, 21,09 kg/mm2 in Langquerrichtung und 4,92 kg/mm2 in der kurzen Querrichtung konstruiert. Diese 4,92 kg/mm2 stehen in starkem Kontrast zu der garantierten 45,70 kg/mm2 -Streckgrenze.
Die ungünstigen Gewichtseinflüsse (weight penalties), herbeigeführt durch die Notwendigkeit einer Vergrösserung des Querschnitts für sicheres Tragen der erforderlichen Belastungen, können sehr erheblich sein, und es ist klar, dass jedwede Verminderung, die man in der Anfälligkeit für Spannungskorrosionsrissbildung dieser Aluminiumlegierungen vornehmen kann, grosse Brauchbarkeit aufweist.
Eine Verbesserung dieser Aluminiumlegierungen versucht man üblicherweise durch Altern der Legierung bei höheren als normalen Temperaturen oder durch Wiedererhitzen normal gealterten Materials, um Restspannungen herabzumindern und dadurch ein Vorsichgehen der Diffusion zu gestatten, so dass auf diese Weise der anodische Charakter der festen Lösung geschmälert wird. Man muss genügend Zeit dafür bewilligen, dass die Diffusion stattfindet und bis zu dem Grade, der für das Erreichen eines Zustandes gleichmässiger Anreicherung (Konzentration) notwendig ist. Bei hochfesten Aluminiumlegierungen waren Temperatur und Zeit, die für Bewirkung dieser Ergebnisse erforderlich waren, zu gross und führten zu drastischen Verlusten an Festigkeit, gewöhnlich bis zu einem Grade, der den Zweck der Behandlung zunichte macht.
Jedoch wird gemäss der Erfindung ein Verfahren zur Behandlung dieser Legierungen vorgesehen, nach dem für alle praktischen Zwecke die angegebene Anfälligkeit für Spannungskorrosionsrissbildung praktisch ausgeschaltet und zur gleichen Zeit ein hohes Festigkeitsniveau in den angegebenen Legierungen von Aluminium bewahrt wird. Das hier noch erläuterte Verfahren ist wirksam für die Legierungen nach Tabelle I trotz der ihnen eigenen Neigung für grössere Anfälligkeit mit zunehmendem Legierungsgehalt.
Wiedergegeben sind in Tabelle III die Anfälligkeiten (Empfänglichkeiten) der genannten Legierungen für Spannungskorrosionsrissbildung, wenn sie nach standard-Arbeitsweisen auf Eigenschaften hin wärmebehandelt sind, die typisch für die Legierung im lösungsgeglühten und künstlich gealterten Zustande sind, was der Industrie als T6-Härtegrad (-Anlass) (T6-temper) bekannt ist. Es soll dort vermerkt werden, dass die Anfälligkeit um so grösser ist, je höher die zuerteilte Beanspruchung ist.
Tabelle 111
Anfälligkeit von Legierungen für Spannungskorrosionsrissbildung
Tage bis Versagen bei angegebenen Spannungsniveaus Legierung-Temper 55KSI 45KSI 25KSI 7 KSI 7001-T6 2 2 12 Keine i.90
Tagen 7075 5 6 1 R Keine i.90
Tagen
Die Probestücke in Tabelle II sind aus Schmiedestücken entnommen und in der kurzen Querrichtung gespannt.
Die Zeitintervalle, die angegeben sind, sind der Mittelpunkt des Zeitenbereiches bis Versagen; die Art der Prüfung ist eine solche, dass dann, wenn eine Reihe von Prüfkörpern bei einem gegebenen Stand untersucht werden, einige eher als andere versagen (zubruchegehen), und allgemein gesagt, je niedriger die Spannung ist, um so länger ist die durchschnittliche Zeit des Überstehens. Vom praktischen Standpunkte aus gesehen ist die zweckdienliche Belastung für das Material das Beanspruchungsniveau, bei dem es kein Versagen während der Prüfzeit aufweist. Wie aus Tabelle III hervorgeht, liegt dieses zwec'kdienliche Spannungsniveau in der Reihe von 4,92 kg/mm2 für dieses Material bei Belastung in der kurzen Querrichtung.
Wenn diese Aluminiumlegierungsmaterialien bei Beanspruchung (Spannung) in der Längs- oder der langen Querrichtung geprüft werden, ist das allgemeine Schema bei weitem dasselbe, aber die durchschnittliche Zeit des Überstehens für ein gegebenes Belastungsniveau wird erheblich vergrössert und wird auch die Belastung, bei der ein Versagen nicht eintritt, erheblich gesteigert. Die Längsrichtung zeigt die geringste Anfälligkeit für diesen Typ des Versagens, während die kurze Richtung. die grösste Anfälligkeit aufzeigt. Die- Anfälligkeit in der genannten kurzen Querrichtung benutzt man daher als Prüfkennzeichen (Prüfkriterien).
Bei der genannten Art von Aluminiumlegierungen wurde festgestellt, dass man Spannungskorrosionsrissbildungsanfälligkeit mittels eines spezifischen Wärmebehandlungsverfahrens ausmerzen kann. Auch wurde die Entdeckung gemacht, dass durch diese Behandlung mindestens 80 0/obiger Wirkungsgrad der Hochfestigkeitseigenschaften, die typisch für die T6-Bedingung dieser Legierung sind, zurückgehalten werden kann, während man so die Anfälligkeit für Spannungskorrosionsbildung ausschaltet. Aufgeführt sind in Tabelle IV die Temperaturen und Zeiten in Anwendung im bekannten Standard T6-Temper-Wärmebehandeln, wie dieses von der Aluminiumindustrie für diese hochfesten Aluminiumlegierungen angewendet wird.
Tabelle IV Legierung Lösung Alterung Alterung
Temperatur * Temperatur Zeit 7001 460-476,7 "C 110-126,7 OC 22 Std.
7075 460-467,7 "C 110-126,7 OC 22 Std. mit anschliessendem Abschrecken in Wasser
Gemäss der Erfindung wendet man das neue Verfahren auf eine Aluminiumlegierung im lösungsgelühten Zustande an;
d. h. man erhitzt die Legierung während einer Zeit, die ausreicht, damit die Bestandteile der Legierung in feste Lösung eintreten, auf eine Temperatur zwischen 460 0C und 477 0C, schreckt sie mit Wasser ab und altert sie danach, indem man sie zuerst während -6 bis 10 Stunden auf eine Temperatur zwischen 96 OC und 107 "C (anstelle der üblichen und genormten Alterung bei 110 bis 127 während annähernd 22 bis 24 Stunden) und anschliessend während 2 bis 48 Stunden auf eine Temperatur zwischen 149 0C und 193 0C erhitzt. Danach kann man - wie-- üblich abkühlen.
Die wesentliche Stufe für Behebung der Spannungskorrosionsrissbildung besteht im getrennten und zusätzlichen Erhitzen auf 149 bis 193 OC während-2 bis 48 Stunden. Das Erhitzen auf die niedrigeren Temperaturen bei diesem besonderen getrennten und zusätzlichen Erhitzungsvorgang erfordert eine längere Zeit, um nützliche Wirkungen zu erzielen, während das Erhitzen auf die höheren Temperaturen eine - kürzere Zeit erfordert.
In gleicher Weise wird eine Einwirkung der niedrigeren Temperaturen während einer zu kurzen Zeit nicht zum völligen Ausschalten der Anfälligkeit für Spannungskorrosionsrissbildung führen, während eine Einwirkung der höheren Temperaturen während einer zu langen Zeit eine übermässige Verringerung der Festigkeit herbeiführt. Bei der praktischen Arbeitsweise ergeben die bevorzugten Temperaturbereiche und Zeitbereiche den Höchstgrad an Festigkeit und beheben auch die Anfälligkeit für Spannungskorrosionsrissbildung beim Erhitzen auf Temperaturen im bevorzugten Bereich von 157 bis 179 0C während 4 bis 18 Stunden.
Es wurde festgestellt, dass die Anwendung der niedrigeren Temperaturen von 96 bis 107 "C - und die kürzere- Zeit von 6 bis 10 Stunden für das - künstliche Altern und dasanschliessende Erhitzen auf die Temperaturen von 149bis 193 0C oder vorzugsweise 157 bis 179 0C zum Beibehalten von mindestens 800/oder T6-Temper Eigenschaften beitragen.
Man - kann das erfindungsbemässe Verfahren variie ren5--ìndem man nachdem hünstlichen-Alte-rn ¯in dem
Temperaturbereich von 96 bis 107 OC während 6 bis 10
Stunden auf Raumtemperatur abkühlt und dann ge trennt und zusätzlich während 2 bis 48 Stunden auf 149 bis 193 "C erhitzt. Dies führt jedoch zu (Zug-) Festig keftseigenschaften, die um 2 bis 5 O/o gesenkt sind unter diejenigen, die mit der bevorzugten kontinuierlichen
Ausführungsform des Verfahrens, wie oben beschrieben, erzielbar sind.
Gemäss einer weiteren Ausführungsform des erfin dungsgemässen Verfahrens wird das genannte separate und zusätzliche Erhitzen auf eine Temperatur im Be reich von 149 bis 193 "C während 2 bis 48 Stunden mit einem Material ausgeführt, das nach dem künstlichen
Altern bei der Standard-Temperatur von 110 bis 127 "C während der Standard- oder üblichen Zeit von 22
Stunden auf Raumtemperatur gekühlt worden ist. Diese
Abänderung des neuen Verfahrens behebt auch die
Anfälligkeit der Legierungen für Spannungskorrosions rissbildung; aber wiederum werden die Festigkeitseigen schaften der Legierungen um 2 bis 5 O/o unter diejenigen gesenkt, die man mit der oben beschriebenen bevorzug ten kontinuierlichen Ausführungsform des Verfahrens erzielen kann.
Bei einer anderen weiteren Ausführungsform des neuen Verfahrens wird die genannte separate und zusätzliche Erhitzung auf eine Temperatur im Bereich von 149 bis 193 "C bei einem Material angewendet, das vorher bei der Standard-Temperatur von 110 bis 127 OC während der üblichen oder Standardzeit von 22 Stunden künstlich gealtert, aber nicht auf Raumtemperatur abge kühlt wurde. Auch hier wird wiederum die Anfälligkeit für Spannungskorrosionsrissbildung ausgeschaltet; aber die Festigkeitseigenschaften können um 2 bis 5 0/0 niedriger liegen als beim Arbeiten nach der zuerst beschriebenen und bevorzugten Ausführungsform der
Erfindung.
Vergleiche von- den Eigenschaften, die nach der bevorzugten Ausführungsform der erfindungsgemässen
Wärmebehandlung erzielt wurden, mit denjenigen, die typisch für die gleichen, in üblicher Weise warmes behandelten Legierungen¯ im- T6-Zustande-sind, werden: in.den folgenlden zwei Beispielen wiedergegeben.¯
Beispiel 1
Eine Fertigungspartie von einem Schmiedestück der 7075-Legierung in der T6-Beschaffenheit, auch geprüft nach Unterwerfen der Wärmebehandlung gemäss der Erfindung.
Zugfestigkeitseigenschaften Zugfestigkeit Streckgrenze Dehnung kg/mma kg/mm2 bei Proben von 25,4 mm T6 < Beschaffenheit 62,58 59,06 9 /e Nach erfindungsgemässer Behandlung 50,62 45,00 10 Olo
Anfälligkeit für Spannungskorrosionsrissbildung
Höchstzahl an Tagen bis zum Versagen -5 Proben Belastungsniveau T6-Zustand Nach erfindungsgekg/mm2 mässer Behandlung 38,67 4 Keine i. 112 Tagen 35,16 Keine i. 112 Tagen 29,53 5 Keine i. 112 Tagen 26,02 28 22,50 90+ 18,98 100+
11,95 Keine i. 112 Tagen
7,03 Keine i. 112 Tagen
4,92 Keine i. 112 Tagen
Beispiel 2
Eine Fertigungspartie von Schmiedestücken der 7001-Aluminiumlegierung, geprüft in der T6-Beschaffenheit und auch nach Unterwerfen der Wärmebehandlung gemäss der Erfindung.
Zugjestigkeitseigensch aften T6-Beschaffenheit Streckgrenze Zugfestigkeit Dehnung kg/mm2 kg/mme bei Proben von 50,8 mm T6-Beschaffenheit 65;6 75,9 7 o/o Nach erfindungsgemässer Behandlung 54,14 59,20 11 O/o
Anfälligkeit für Spannungskorrosionsrissbildung Höchstzahl an Tagen bis Versagen -5 Proben Belastungsniveau T6-Beschaffenheit Nach erfindungs kg/mm2 gemäss er Be handlung
42,19 Keine nach 130 Tagen
38,47 Keine nach 130 Tagen
35,16 Keine nach 130 Tagen
29,53 4 Keine nach 130 Tagen
26,02 4 Keine nach 130 Tagen
22,50 - 4 Keine nach 130 Tagen 18,98 - 24 Keine nach 130 Tagen 15;
;47 24 Keine nach 130 Tagen
Für die Zwecke der vorliegenden Erfindung ist eine relativ rasche Abschreckung mit Wasser von der Lösungstemperatur (460 bis 477 0C) vorteilhaft, um das Erzielen der gewünschten mechanischen Eigenschaften zu gewährleisten. Eine derartige relativ rasche Abschreckung kann mit jeder Abschreckmethode erzielt werden, bei der man Eigenschaften unter Einschluss des Korrosionswiderstands erhält, die äquivalent oder vortrefflicher als diejenigen sind, die durch ein Normalabschrecken in Wasser bei Raumtemperatur erhalten werden und zur gleichen Zeit eine für Spannungskorrosionsrissbildung anfällige Legierung ergeben.
Natürlich wird zugegeben, dass Diese rasche Abschreckgeschwindigkeit dafür Anlass geben kann, dass die Legierung verzogen oder verworfen wird; jedoch soll sich die Erfindung mit dem Ausschalten von Spannungskorrosionsrissbildung befassen und nicht mit dem Eliminieren von Verziehen oder Verwerfen.
Das Abschrecken kann mit den verschiedensten Abschreckgeschwindigkeiten, unter Einschluss des Abschreckens in kaltem und warmem Wasser, erfolgen, z. B. mit von der Industrie und vom Staat vorgeschriebenen Geschwindigkeiten, die bei genauer Ausführung keine übermässige intergranulare Korrosion (Korngrenzkorrosion) in unbeanspruchtem Legierungsmaterial, das Standardkorrosionsmedien ausgesetzt wird, ergeben.
Die normalen Abschreckmethoden, die man in der Industrie für die oben genannten Aluminiumlegierungen anwendet, verwenden kaltes und warmes Wasser, und bei Vergleichsversuchen mit Proben der gleichen Legierungen, die gemäss der Erfindung und gemäss der oben beschriebenen T6-Anlasswärmebehandlung behandelt wurden, wurden Abschreckungen sowohl in kaltem Wasser als auch in Wasser von 66 OC mit im wesentlichen gleichen Ergebnissen angewandt (vergleiche Tabelle V). Es wird darauf hingewiesen, dass in jedem Falle, gleichgültig, ob kaltes oder warmes Wasser zum Abschrecken benutzt wurde, die nach der T6-Anlassmethode behandelten Proben anfällig für Spannungskorrosionsrissbildung waren, wie dies durch kurze Lebensdauer (Standzeit) in dem 30-tägigen Standard-Tauchkorrosionsversuch bewiesen wird.
Im Gegensatz dazu waren die gemäss der Erfindung behandelten Proben nicht anfällig für Spannungskorrosionsbildung, wie dies durch Probelebensdauer über 100 Tage unter denselben Bedingungen in dem 3 0-tägigen Standard-Dauertauchversuch aufgezeigt wird.
Tabelle V
Physikalische Eigenschaften und Anfälligkeit für
Spannungskorrosionsbildung nach Abschrecken in kaltem Wasser und Wasser von 65,5 "C Legierung Alterungsbe- Zugfestig- Streckgrenze O/o Standzeit handlung keit Dehnung b. Span kg/mm2 kg/mm2 nungskorro sionsver such
Abschrecken in kaltem Wasser 7001 T6-Anlass 74,35 69,8 10,0 1 4- Tage 7001 Erfindung 56,65 50,10 12,0 über 100
Tage
Abschrecken in Wasser von 65,6 OC 7075 T6-Anlass 62,62 58,1 11,0 1- 6 Tage 7075 Erfindung 51,47 45,28 12,5 über 100
Tage 7001 T6-Anlass 73,89 69,53 1-0,0 4 Tage 7001 Erfindung 54,14 48,2 10,5 über 100
Tage 7001 Erfindung 60,10 58,50 10,5 über 100
Tage
Aus dem vorhergehenden -ergibt sich, dass die zusätzliche und ergänzende Wärmebehandlungsstufe,
durchgeführt in dem angegebenen Temperaturbereich und Zeitintervallen sehr wirkungsvoll im Ausschalten von Spannungskorrosionsrissbildung bei hochfesten Aluminiumlegierungen der genannten Art ist und dass die innewohnenden Festigkeitsniveaus annähernd 80 /o vonden hierfür gegebenen üblichen oder normalen T6 Beschaffenheitsniveaus betragen. Die erläuterte zusätzli che oder ergänzende Stufe des Verfahrens ist einfach und wirksam und kann mit einer vorhandenen Vor richtung durchgeführt werden, die man beim üblichen Wärmebehandeln der genannten Legierung auf den angegebenen T6-Zustand (T6-Beschaffenheit) benutzt.
Obgieich die anfälligskeitsverhindernde Methode inner- halb der vorgenannten Wärme-- und Zeitintervall-Berei che durchgeführt wird, können Temperatur und Zeit innerhalb dieser Grenzen, wie es die Umstände erfordern, vergrössert oder verringert werden können. Ein geringeres Zeitintervall als 2 Stunden führt zu einem niedrigeren Wirkungsgrad des Verfahrens, und umgekehrt führt ein grösserer Zeitintervall als 48 Stunden zu Festigkeitseinbussen. Daher ist, wie durch tatsächliches Anwenden des Verfahrens auf die genannten Aluminiumlegierungen festgestellt ist, der bevorzugte und offenbar praktischste Bereich von Temperatur und Zeit für die speziell aufgeführten Legierungen hier 157,2 bis 179,4 "C und für Zeitperioden von 4 bis 18 Stunden.
Durch Beschränken der genannten zusätzlichen Wärmebehandlungsstufe, wie oben erläutert, auf die dargelegten Bereiche, wird die Festigkeit in den Legierungen zurückbehalten und die Anfälligkeit für das Versagen (Zerbrechen) ausgeschaltet.
Gemäss der Erfindung wärmebehandelte Aluminiumlegierungen besitzen gegen Spannungskorrosion beständige Eigenschaften, die eindeutig denjenigen überlegen sind, die man in Legierungen findet, die auf normale Art und Weise, d. h. nach dem T6 Anlassverfahren (T6-Temper), behandelt hat. Dies ergibt sich aus der Tatsache, dass Spannungskorrosionsrissbildung, für alle Zwecke, völlig in Legierungen ausgeschaltet wird, die erfindungsgemäss behandelt sind.
Darüber hinaus wurde festgestellt, dass die gemäss der Erfindung behandelten hochfesten Aluminiumlegierungen gewisse verbesserte Eigenschaften, zusätzlich zum Freisein von Spannungskorrosionsbildung, besitzen. Diese vorteilhaften Eigenschaften schliessen noch folgendes ein: ausgeprägt erhöhte elektrische Leitfähigkeit, eine bemerkenswert geringere Anfälligkeit für selektive Kornätzung und Korngradation, wie dies durch ein mehr verflochtenes Gefüge der Legierung sich zeigt.
Diese Eigenschaften findet man nicht in Legierungen, die nach dem T6-Anlassverfahren behandelt sind und beurteilt man als hervorragend, weil sie nämlich die Vielseitigkeit der Legierungen erweitern und ebenso auch gestatten, dass die Legierungen in ihren heutigen Einsätzen zufriedenstellender sich verhalten.
Des weiteren wird sich das hier beschriebene Arbeitsverfahren als vielmehr nützlicher erweisen, wenn man es für Legierungen in dieser Reihe (Serie) anwendet, die einen höheren Legierungsgehalt aufweisen D. h.
diese Legierungen weisen die höchsten Festigkeiten auf, die gleichzeitig die grösste Anfälligkeit für Spannungskorrosionsrissbildung aufzeigen. Dies ergibt sich im Vergleich der Beispiele 1 und 2. Im Beispiel 1 hat die 7075-Legierung, im Vergleich zu der 7001-Legierung von Beispiel 2, den niedrigeren Legierungsgehalt, die geringere Festigkeit und die geringere Anfälligkeit für Spannungskorrosionsrissbildung im T6-Zustand. Die Anfälligkeit für Spannungskorrosionsrissbildung wird jedoch in beiden Legierungen durch die erfindungsgemässe Behandlung behoben, und die 7001-Legierung mit dem höheren Legierungsgehalt behält das höhere Festigkeitsniveau ibei.
Es wurde festgestellt, dass Durchführung der Behandlung in einer kontinuierlichen Übergangsart und -weise der grössten Festigkeitsbeibehaltung Vorschub leistet, und die hier aufgeführten Angaben und Befunde sind typisch für die bevorzugte Ausführungsart des erfindungsgemässen Verfahrens.
PATENTANSPRUCH I
Verfahren zur Wärmebehandlung einer Legierung auf Aluminiumgrundlage, die Kupfer, Magnesium und Zink enthält, bei dem man die Legierung ohne wesentliche Verringerung ihrer Festigkeit praktisch unanfällig für Spannungskorrosionsrissbildung macht, dadurch gekennzeichnet, dass man die Legierung während einer Zeit, die ausreicht, damit die Bestandteile der Legierung in feste Lösung eintreten, auf eine Temperatur zwischen 460 OC und 477 OC erhitzt, die Legierung mit Wasser abschreckt und die Legierung danach altert, indem man sie zuerst während 6 bis 10 Stunden auf eine Temperatur zwischen 96 C und 107 0C und anschliessend während 2 bis 48 Stunden auf eine Temperatur zwischen 149 "C und 193 "C erhitzt.
UNTERANSPRÜCHE
1. Verfahren nach Patentanspruch I, dadurch gekennzeichnet, dass man die Legierung vor dem letzten Erhitzen auf Raumtemperatur abkühlt.
2. Verfahren nach Patentanspruch I oder Unteranspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die zweite Stufe der Alterung daraus besteht, dass man die Legierung während 4 bis 18 Stunden auf eine Temperatur zwischen 157 und 179 0C C,erhitzt.
PATENTANSPRUCH II
Legierung auf Aluminiumgrundlage, die Kupfer, Magnesium und Zink enthält, behandelt gemäss dem Verfahren nach Patentanspruch I.
**WARNUNG** Ende DESC Feld konnte Anfang CLMS uberlappen**.
Process for the heat treatment of an aluminum-based alloy
The invention relates to a method for heat treatment of an aluminum-based alloy that
Contains copper, magnesium and zinc, which is what the
Alloy without any significant reduction in its strength makes it practically unsusceptible to stress corrosion cracking. Such alloys are referred to as alloys of the copper-magnesium-zinc series. In the method according to the invention, the properties of the alloys are kept at the highest possible level, while all structural defects in the alloys, which are caused by stress corrosion cracking, are essentially eliminated.
The method according to the invention is characterized in that the alloy during a
Time sufficient for the components of the alloy to enter solid solution, to a temperature between
460 "C and 477" C, quench the alloy with water and then age the alloy by first heating it to a temperature between 96 ° C. and 107 ° C. for 6 to 10 hours and then to a temperature between 2 to 48 hours
149 OC and 193 OC heated.
The invention also relates to an aluminum-based alloy which contains copper, magnesium and zinc and has been treated according to the invention. It is characterized in that it is practically insusceptible to stress corrosion cracking and has at least 800/0 of a corresponding strength property of an equivalent untreated alloy.
The susceptibility to stress corrosion cracking is by no means inherent in aluminum alloys, as it is well known in the types of brass, stainless steels and numerous other alloys. This phenomenon has been the subject of intensive research and is generally attributed to the simultaneous presence of a voltage and the presence of a precipitated component in the alloy, which, depending on its formation and chemical composition, is cathodic to the depleted areas of the solid solution, caused by the formation of the said precipitate, is. As a result, chemical attack takes place on this area when the alloy is exposed to or immersed in a corrosive medium.
The chemical attack is increased primarily by the tension across the contact between the precipitated and the adjacent material; and this tension tends to rapidly loosen the cracks, pits and crevices formed by initial chemical attack; and the resulting decline is sudden and dramatic. The anodic behavior of the basic mass is generally attributed to local depletion of the elements that create the precipitated, and results from the diffusion of these elements from the network of the solid solution when the precipitated particles are formed.
The phenomenon of stress corrosion cracking (stress corrosion cracking) is known to refer to intergranular corrosion which is given rise to by similar or identical conditions and which progresses in a similar manner, but which is not generally the object for accelerating an attack and not dependent on the presence of Tension is, although tension can affect it. Also, failure of intergranular corrosion does not amount to the dramatic sudden failure that is so generally characteristic of stress corrosion formation.
In either case, however, the occurrence of stress corrosion cracking and intergranular corrosion can often be eliminated, or at least largely reduced, by relaxing and causing diffusion in the solid solution in the majority of the grains of the alloys, thereby reducing their anodic behavior.
Heretofore, attempts to eliminate stress corrosion cracking have been unsuccessful because these efforts have resulted in drastically lowering the strength limits and thus reducing the practical impact of the treatment on these high strength aluminum alloys.
It appears that earlier attempts to eliminate stress corrosion cracking in high strength aluminum alloys were unsuccessful because the temperatures used and the heating times observed were excessive. Standard heat treatments create solution heat treatment, quenching, and artificial aging of the alloys. In the past, the aim was primarily to eliminate the residual stresses and not to create a regulated local (local) diffusion in the solid-solution area near and in the vicinity of the separating constituents, and these efforts led to a reduction in the strength properties.
According to the invention, the precipitation is allowed to proceed at the temperatures, the best property values are applied, and after these properties have been established, the material is post-heated (tempered) within a prescribed time and temperature range. This treatment causes selective diffusion of the alloy components into the areas surrounding the precipitate; this reduces the anodic character of these areas without allowing excessive particle growth, and consequently a reduction in strength is controlled.
It has been suggested that resistance to stress corrosion can be improved by slow quenching after solution heat treatment of aluminum alloys. However, it is believed that this must be used primarily to avoid distortion or warpage (change in shape) that is normally caused by the relatively rapid quenching of solution annealed alloys. However, stress corrosion resistance is not markedly improved in relation to that found in alloys which are quickly quenched from the solution annealing state and hardened (age hardened) according to standard treatments.
An advantage of the invention lies in maintaining a high level of strength in aluminum alloys of the type mentioned, while at the same time practically eliminating the susceptibility to stress corrosion cracking.
This avoids weight loss suffered by common design standards that take common vulnerabilities into account.
Another advantage of the invention consists in the weakening of the anodic nature of the areas surrounding the precipitated constituents in the aluminum alloy, in which the precipitate is cathodic to the solid solution from which it is formed, according to its type of formation and chemical composition. I.e. one changes the character of the basic material surrounding the excretion. As a result of this intended treatment, the chemical attack on the base material is not favored if the alloy is exposed to or immersed in a corrosive medium; nor does the stress applied cause a corrosive attack, as is usually observed at the grain boundaries.
An advantage of this invention is the provision of a simple and feasible process step and / or a plurality of such steps which can be adopted by those skilled in the art and which can be carried out to produce precisely ascertainable results. An aluminum alloy treated in accordance with the invention exhibits physical properties not found in other heat treated aluminum alloys, in addition to maintaining about 80% of the high strength properties typical of T6 tempered alloys.
Aluminum alloys of the type mentioned are known as high-strength aluminum alloys.
The composition of the two commonly used alloys in the series of alloys under consideration are given in Table I; In general, it has been found that the higher the alloy content, the higher the strengths obtained after the standard heat treatment known in the industry as the T6 tempering treatment (T6 tempering treatment) and described in more detail below . Table II shows the typical (tensile) strength properties usually obtained by forging (hot working) these two common alloys after the T6 tempering treatment. The alloys are listed in these tables by the number listed by the Aluminum Association by which each particular alloy is known to today's aluminum industry.
Table I.
Typical composition of high-strength aluminum alloys (copper-magnesium-zinc series) Alloy Mg Zn Cu Cr
7001 2.6-3.4 6.8-8.0 1.6-2.6 0.18-0.40 7075 2.1-2.9 5.1-6.1 1.2-2, 0 0.18-0.40
Table 11
Typical (tensile) strength properties of high-strength aluminum alloy forgings (copper magnesium-zinc series) alloy breaking strength yield point elongation u. Occasion kg / cmg 0.2 O / o stretching for samples of limit 50.8 mm 7001-T6 68.9 63.98 .9 O / o 7075-T6 58.36 51.33 11 / o.
The above high strength aluminum alloys are widely used in heavy duty use; they provide a means for producing lightweight constructions. However, the aluminum alloys in this composite system are very susceptible to stress corrosion cracking, which is particularly evident and important in large wall thicknesses that are stressed (loaded) in a short transverse direction (in the direction parallel to the thickness of the piece and perpendicular to the machining direction). This susceptibility increases with the alloy content and with the properties of high strength and thwarted the development of the aforementioned high-strength aluminum alloys in the magnesium-zinc series.
I.e. the combined effect of high alloy content and high strength in increasing susceptibility led to the limitation of the maximum usable strength level in technical applications.
If there are stresses in the short transverse direction through the structure or arrangement, then one must enlarge the partial section in order to get to a low stress level, and this requirement for enlargement leads to pronounced weight losses. Construction parts in which stress corrosion is significant and which are made from forgings made of the 7075 T6 alloy, for example, with a guaranteed longitudinal yield strength of 45.70 kg / mm2, are used for a maximum stress (load) of 35.16 kg / mm2 in the longitudinal direction, 21.09 kg / mm2 in the long transverse direction and 4.92 kg / mm2 in the short transverse direction. This 4.92 kg / mm2 is in stark contrast to the guaranteed 45.70 kg / mm2 yield point.
The unfavorable weight penalties caused by the need to enlarge the cross-section to safely carry the required loads can be very significant, and it is clear that any reduction that can be made in the susceptibility to stress corrosion cracking of these aluminum alloys is great Has usefulness.
Improvement of these aluminum alloys is usually attempted by aging the alloy at higher than normal temperatures or by reheating normally aged material to reduce residual stresses and thereby allow diffusion to take place, so that the anodic character of the solid solution is reduced. Sufficient time must be allowed for diffusion to take place and to the extent necessary to achieve a state of uniform concentration (concentration). With high strength aluminum alloys, the temperature and time required to produce these results were too great and resulted in drastic losses in strength, usually to the extent that the purpose of the treatment was defeated.
According to the invention, however, a method for treating these alloys is provided according to which, for all practical purposes, the stated susceptibility to stress corrosion cracking is practically eliminated and at the same time a high level of strength is maintained in the stated alloys of aluminum. The method explained here is effective for the alloys according to Table I despite their inherent tendency to be more susceptible with increasing alloy content.
Table III shows the susceptibility (susceptibility) of the alloys mentioned to stress corrosion cracking when they are heat-treated according to standard working methods for properties that are typical for the alloy in the solution-annealed and artificially aged condition, which is known to the industry as T6 hardness (- Occasion) (T6-temper) is known. It should be noted there that the higher the assigned stress, the greater the susceptibility.
Table 111
Susceptibility of alloys to stress corrosion cracking
Days to failure at specified stress levels Alloy Temper 55KSI 45KSI 25KSI 7 KSI 7001-T6 2 2 12 None i.90
Days 7075 5 6 1 R None i.90
Days
The coupons in Table II are taken from forgings and stretched in the short transverse direction.
The time intervals given are the midpoint of the time range until failure; the nature of the test is such that when a number of specimens are tested at a given level, some are more likely to fail than others and, generally speaking, the lower the voltage, the longer the average time of the Survive. From a practical point of view, the useful stress on the material is the stress level at which it will not fail during the test period. As can be seen from Table III, this useful stress level is in the range of 4.92 kg / mm 2 for this material when loaded in the short transverse direction.
When these aluminum alloy materials are tested under stress (tension) in the longitudinal or long transverse direction, the general scheme is far the same, but the average survival time for a given stress level is greatly increased and also becomes the stress at which a failure occurs does not occur, considerably increased. The longitudinal direction shows the least susceptibility to this type of failure, while the short direction. shows the greatest susceptibility. The susceptibility in the short transverse direction mentioned is therefore used as a test indicator (test criteria).
In the case of the aforementioned type of aluminum alloys, it has been found that susceptibility to stress corrosion cracking can be eliminated by means of a specific heat treatment process. It has also been discovered that this treatment can retain at least 80% of the above efficiency of the high strength properties typical of the T6 condition of this alloy, while eliminating the susceptibility to stress corrosion. Listed in Table IV are the temperatures and times in use in the known standard T6 tempering heat treatment as used by the aluminum industry for these high-strength aluminum alloys.
Table IV Alloy Solution Aging Aging
Temperature * Temperature Time 7001 460-476.7 "C 110-126.7 OC 22 hrs.
7075 460-467.7 "C 110-126.7 OC 22 hours with subsequent quenching in water
According to the invention, the new method is applied to an aluminum alloy in the solution-annealed state;
d. H. the alloy is heated to a temperature between 460 ° C. and 477 ° C. for a time sufficient for the components of the alloy to enter solid solution, quenched with water and then aged by first treating it for -6 to 10 Hours to a temperature between 96 ° C. and 107 ° C. (instead of the usual and standardized aging at 110 to 127 for approximately 22 to 24 hours) and then heated to a temperature between 149 ° C. and 193 ° C. for 2 to 48 hours - Cool down as usual.
The essential step for eliminating the stress corrosion cracking consists in separate and additional heating to 149 to 193 OC for -2 to 48 hours. The heating to the lower temperatures in this particular separate and additional heating operation requires a longer time to produce beneficial effects, while the heating to the higher temperatures requires a shorter time.
In the same way, exposure to the lower temperatures for too short a time will not completely eliminate the susceptibility to stress corrosion cracking, while exposure to the higher temperatures for too long a time will cause an excessive reduction in strength. In practical operation, the preferred temperature ranges and time ranges give the highest degree of strength and also eliminate the susceptibility to stress corrosion cracking when heated to temperatures in the preferred range of 157 to 179 ° C. for 4 to 18 hours.
It has been found that using the lower temperatures of 96 to 107 "C - and the shorter - time of 6 to 10 hours for - artificial aging and then heating to temperatures of 149 to 193 ° C or preferably 157 to 179 ° C to maintain of at least 800 / or T6 temper properties.
One - can vary the method according to the invention5 - by following the uterine age in the
Temperature range from 96 to 107 OC during 6 to 10
Hours to room temperature and then separated and additionally heated to 149 to 193 ° C. for 2 to 48 hours. However, this leads to (tensile) strength properties which are reduced by 2 to 5% below those with the preferred continuous
Embodiment of the method as described above can be achieved.
According to a further embodiment of the method according to the invention, said separate and additional heating to a temperature in the range from 149 to 193 ° C. is carried out for 2 to 48 hours with a material which, after the artificial
Aging at the standard temperature of 110 to 127 "C for the standard or usual time of 22
Has been cooled to room temperature for hours. This
Modification of the new procedure also corrects the
Susceptibility of the alloys to stress corrosion cracking; but again, the strength properties of the alloys are reduced by 2 to 5% below those which can be achieved with the preferred continuous embodiment of the process described above.
In another further embodiment of the new method, said separate and additional heating to a temperature in the range of 149 to 193 "C is applied to a material that was previously at the standard temperature of 110 to 127 OC during the usual or standard time of 22 Hours artificially aged, but not cooled to room temperature. Here again the susceptibility to stress corrosion cracking is eliminated, but the strength properties can be 2 to 5% lower than when working according to the first described and preferred embodiment of FIG
Invention.
Comparisons of the properties according to the preferred embodiment of the invention
Heat treatment achieved with those which are typical of the same, normally hot treated alloys¯ in the T6 condition are given in the following two examples
example 1
A production batch of a forging of the 7075 alloy in the T6 quality, also tested after being subjected to the heat treatment according to the invention.
Tensile strength properties Tensile strength Yield point Elongation kg / mma kg / mm2 for samples of 25.4 mm T6 <quality 62.58 59.06 9 / e After treatment according to the invention 50.62 45.00 10 Olo
Susceptibility to stress corrosion cracking
Maximum number of days until failure -5 samples Load level T6 condition After treatment according to the invention 38.67 4 None OK. 112 days 35.16 None OK 112 days 29.53 5 None OK 112 days 26.02 28 22.50 90+ 18.98 100+
11.95 None OK 112 days
7.03 None OK 112 days
4.92 None OK 112 days
Example 2
A production batch of forgings of the 7001 aluminum alloy, tested in the T6 quality and also after being subjected to the heat treatment according to the invention.
Tensile properties T6 quality Yield strength Tensile strength Elongation kg / mm2 kg / mm for samples of 50.8 mm T6 quality 65; 6 75.9 7 o / o After treatment according to the invention 54.14 59.20 11 O / o
Susceptibility to stress corrosion cracking Maximum number of days until failure -5 samples Load level T6 quality According to the invention kg / mm2 according to the treatment
42.19 None after 130 days
38.47 None after 130 days
35.16 None after 130 days
29.53 4 None after 130 days
26.02 4 None after 130 days
22.50 - 4 None after 130 days 18.98 - 24 None after 130 days 15;
; 47 24 None after 130 days
For the purposes of the present invention, a relatively quick quenching with water from the solution temperature (460 to 477 ° C.) is advantageous in order to ensure that the desired mechanical properties are achieved. Such relatively rapid quenching can be achieved by any method of quenching which provides properties, including corrosion resistance, which are equivalent to or more excellent than those obtained by normal quenching in water at room temperature and at the same time result in an alloy susceptible to stress corrosion cracking .
Of course, it will be appreciated that this rapid rate of quenching may give rise to the alloy being warped or warped; however, it is intended that the invention be concerned with eliminating stress corrosion cracking, and not with eliminating warping or warping.
The quenching can take place at a wide variety of quenching speeds, including quenching in cold and warm water, e.g. B. at speeds prescribed by industry and the state, which, if precisely executed, do not result in excessive intergranular corrosion (grain boundary corrosion) in unstressed alloy material that is exposed to standard corrosion media.
The normal quenching methods used in the industry for the above aluminum alloys use cold and warm water, and in comparative tests with samples of the same alloys treated according to the invention and according to the T6 tempering heat treatment described above, quenching was used in both cold water as well as in water at 66 ° C. with essentially the same results (see Table V). It should be noted that in any case, regardless of whether cold or warm water was used for quenching, the samples treated according to the T6 tempering method were prone to stress corrosion cracking, as indicated by the short service life (tool life) in the 30-day standard Immersion corrosion test is proven.
In contrast to this, the samples treated according to the invention were not susceptible to the formation of stress corrosion, as is shown by the life of the sample over 100 days under the same conditions in the 30-day standard endurance test.
Table V
Physical characteristics and susceptibility to
Stress corrosion formation after quenching in cold water and water of 65.5 "C alloy Aging resistance Tensile strength Yield point O / o Service life treatment Elongation b. Span kg / mm2 kg / mm2 stress corrosion test
Quenching in cold water 7001 T6 occasion 74.35 69.8 10.0 1-4 days 7001 Invention 56.65 50.10 12.0 over 100
Days
Quenching in water of 65.6 OC 7075 T6 occasion 62.62 58.1 11.0 1-6 days 7075 Invention 51.47 45.28 12.5 over 100
Days 7001 T6 occasion 73.89 69.53 1-0.0 4 days 7001 invention 54.14 48.2 10.5 over 100
Days 7001 invention 60.10 58.50 10.5 over 100
Days
From the foregoing it can be seen that the additional and supplementary heat treatment stage,
carried out in the specified temperature range and time intervals is very effective in eliminating stress corrosion cracking in high-strength aluminum alloys of the type mentioned and that the inherent strength levels are approximately 80 / o of the customary or normal T6 quality levels given for this. The explained additional or supplementary step of the process is simple and effective and can be carried out with an existing device that is used in the usual heat treatment of the said alloy to the specified T6 condition (T6 condition).
Although the susceptibility-preventing method is carried out within the aforementioned heat and time interval ranges, the temperature and time can be increased or decreased within these limits as the circumstances require. A time interval shorter than 2 hours leads to a lower degree of efficiency of the process, and conversely, a time interval longer than 48 hours leads to a loss of strength. Therefore, as determined by actually applying the method to the referenced aluminum alloys, the preferred and apparently most practical range of temperature and time for the specifically listed alloys here is 157.2 to 179.4 "C and for periods of 4 to 18 hours.
By limiting the mentioned additional heat treatment step, as explained above, to the stated ranges, the strength is retained in the alloys and the susceptibility to failure (breaking) is eliminated.
Aluminum alloys heat treated in accordance with the invention have stress corrosion resistance properties which are clearly superior to those found in alloys made in the normal manner, e.g. H. according to the T6 tempering process (T6 temper). This results from the fact that, for all purposes, stress corrosion cracking is completely eliminated in alloys treated according to the invention.
In addition, it has been found that the high strength aluminum alloys treated according to the invention have certain improved properties in addition to being free from stress corrosion formation. These advantageous properties also include the following: markedly increased electrical conductivity, a remarkably lower susceptibility to selective grain etching and grain gradation, as shown by the more interwoven structure of the alloy.
These properties are not found in alloys treated by the T6 tempering process and are judged to be excellent because they add to the versatility of the alloys and also allow the alloys to perform more satisfactorily in their current uses.
Furthermore, the working method described here will prove to be more useful when used for alloys in this series that have a higher alloy content.
these alloys have the highest strengths, which at the same time show the greatest susceptibility to stress corrosion cracking. This results from the comparison of Examples 1 and 2. In Example 1, the 7075 alloy, compared to the 7001 alloy of Example 2, has the lower alloy content, the lower strength and the lower susceptibility to stress corrosion cracking in the T6 state. The susceptibility to stress corrosion cracking is eliminated in both alloys by the treatment according to the invention, and the 7001 alloy with the higher alloy content retains the higher strength level.
It was found that carrying out the treatment in a continuous transitional manner and manner promotes the greatest retention of strength, and the information and findings listed here are typical of the preferred embodiment of the method according to the invention.
PATENT CLAIM I
A process for the heat treatment of an aluminum-based alloy containing copper, magnesium and zinc, in which the alloy is made practically insusceptible to stress corrosion cracking without any significant reduction in its strength, characterized in that the alloy is treated for a time sufficient for the constituents of the Enter the alloy into solid solution, heat it to a temperature between 460 ° C and 477 ° C, quench the alloy with water and then age the alloy by first heating it to a temperature between 96 ° C and 107 ° C for 6 to 10 hours and then for the second heated to a temperature between 149 "C and 193" C for up to 48 hours.
SUBCLAIMS
1. The method according to claim I, characterized in that the alloy is cooled to room temperature before the final heating.
2. The method according to claim I or dependent claim 1, characterized in that the second stage of aging consists in heating the alloy to a temperature between 157 and 179 ° C. for 4 to 18 hours.
PATENT CLAIM II
Alloy based on aluminum, which contains copper, magnesium and zinc, treated according to the method according to claim I.
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