CN100370053C - 可时效硬化铝合金的热处理 - Google Patents

可时效硬化铝合金的热处理 Download PDF

Info

Publication number
CN100370053C
CN100370053C CNB008190291A CN00819029A CN100370053C CN 100370053 C CN100370053 C CN 100370053C CN B008190291 A CNB008190291 A CN B008190291A CN 00819029 A CN00819029 A CN 00819029A CN 100370053 C CN100370053 C CN 100370053C
Authority
CN
China
Prior art keywords
temperature
alloy
technology
time
under
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
CNB008190291A
Other languages
English (en)
Other versions
CN1434877A (zh
Inventor
R·N·卢姆利
I·J·波尔梅尔
A·J·莫尔顿
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Commonwealth Scientific and Industrial Research Organization CSIRO
Original Assignee
Commonwealth Scientific and Industrial Research Organization CSIRO
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Commonwealth Scientific and Industrial Research Organization CSIRO filed Critical Commonwealth Scientific and Industrial Research Organization CSIRO
Publication of CN1434877A publication Critical patent/CN1434877A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN100370053C publication Critical patent/CN100370053C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/053—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/057—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with copper as the next major constituent

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatments In General, Especially Conveying And Cooling (AREA)
  • Cookers (AREA)
  • Pressure Welding/Diffusion-Bonding (AREA)
  • Control Of Heat Treatment Processes (AREA)
  • Chemical Treatment Of Metals (AREA)
  • Conductive Materials (AREA)
  • Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)

Abstract

可时效硬化铝合金的热处理包括以下的步骤：a)在适合于对合金进行常规T6热处理的温度TA下人工时效该合金，其中该人工时效进行足以使该合金强化到相当于在温度TA下对合金进行完全T6热处理所得到的最大强度的50%至95%的一段时间；b)在a)步骤的该段时间结束时所得到的时效不足的状态下冷却该合金，从温度TA冷却到在周围环境温度到-10℃的范围内的温度，以停止一次析出作用和提供在时效不足和冷却的状态下的合金；c)使该时效不足和冷却的状态下的合金保持在低于温度TA并在-10℃～120℃范围内的温度TB，以达到溶质元素二次成核或者连续析出；d)将合金从温度TB加热到在(TA-50℃)至(TA+50℃)范围内的温度TC，并将合金保持在该温度TC下，以进一步对该合金进行人工时效；其中，通过结合步骤c)和d)进一步将该合金强化到超过在温度TA下对合金进行完全T6热处理所得到的最大强度的强度水平。

Description

可时效硬化铝合金的热处理
本发明涉及铝合金的热处理，该铝合金能够采用已知的时效(或析出)硬化现象进行强化。
利用时效硬化处理进行强化的这种热处理适用于一些合金，在这些合金中至少一种合金元素的固溶性随温度的减少而减少。相关的铝合金包括某些系列的熟铝合金，主要是国际合金牌号系统(IADS)的2XXX，6XXX和7XXX(或2000，6000和7000)系列的合金。但是有一些相关的可时效硬化铝合金不在这些系列的范围内。另外，有些铸铝合金是可时效硬化的。本发明可以扩展到所有这些铝合金，包括熟铝合金和铸造合金，本发明还可以应用于用例如粉末冶金工艺生产的铝制品，以及用于快速固化制品，以及颗粒强化的合金制品和材料。
可时效硬化铝合金的热处理的工艺通常包括以下三个步骤：
(1)在低于合金熔点的相当高的温度下，进行固溶热处理，以使其合金(溶质)元素溶解；
(2)在例如冷水中进行快速冷却或冷淬，以使溶质元素保持在过饱和的固溶体中；
(3)对合金进行时效处理，方法是在一个温度下，有时在第二的中间温度下使合金保持一段时间，以达到硬化或强化。
因为由冷淬法保持在过饱和固溶体中的溶质在进行时效处理期间形成析出物，所以产生由于时效处理而引起的强化，这种析出物很均匀地分散在晶粒中，增加了在晶粒滑移过程中合金抗形变的能力。当时效处理引起这些细小析出物中的至少一种析出物达到临界分散时，便可以发生最大的硬化或强化。
对于不同的合金系统时效处理条件不同。两种只包含一个步骤的普通处理需要在室温下保持相当长的时间(T4热处理)或更常用的，需要在高温下保持较短时间(例如8小时(h))，这种处理对应于硬化处理中达到最大的硬度(T6热处理)。对于某些合金，在高温下进行T6热处理之前，通常需要在室温下保持规定的时间(例如24h)。在其它合金中，特别是那些(2000系列的)基于Al-Cu和Al-Cu-Mg系统的合金中，在冷淬后和高温时效处理之前进行形变(例如用拉伸或压延5％)可以增加强化响应。这种处理称作T8热处理，这种热处理导致析出物在整个晶粒上更细和更均匀地分散。
对于基于(7000系列的)Al-Zn-Mg-Cu系统的合金，已经提出若干具体的时效处理，该处理包括在两个不同的高温下保持一段时间。这些处理中各个处理的目的是减小此系列合金对应力开裂现象的敏感性。一个例子是T73热处理，该热处理包括首先在接近100℃温度下进行时效处理，然后在较高温度例如160℃温度下进行时效处理。这种处理与T6热处理相比，造成强度的一定降低，另一个例子是称作回复和反复时效处理(RRA)，这种处理包含三个步骤，例如先在120℃温度下保持24h，然后在较高温度(200～280℃)下保持更短的时间，并在120℃温度下再保持24h。一些这样的处理对于生产合金的公司来讲还具有保密性。
一般公认，一旦铝合金(或其它适当的材料)用高温时效处理增硬，则该铝合金长时间暴露在相当低温度下时，其机械特性可保持稳定。但是，最近的研究结果显示，情况不完全如此。通常在250℃时效处理达到其T6热处理结果的镁合金WE54已经显示出硬度逐渐增加，但如果基本上长期暴露在接近150℃的温度中时，则其可塑性减小到不能接受的程度。这种效果起因于在整个合金的晶粒上形成很细分散相的缓慢二次析出作用。最近研究的某些含锂铝合金例如2090(Al-2.7Cu-2.2Li)，首先在170℃的温度下进行T6热处理时效处理，之后，如果长时间暴露在60～135℃温度下，则显示出具有同样的特性。
本发明目的在于提供一种可时效硬化铝合金的热处理工艺，该铝合金在其固溶体中具有合金元素，其中，该工艺包括以下步骤：
a)在适合于对该合金进行常规T6热处理的温度TA下人工时效该合金，其中该人工时效进行足以使该合金强化到相当于在温度TA下对合金进行完全T6热处理所得到的最大强度的50％至95％的一段时间；
b)在a)步骤的该段时间结束时所得到的时效不足的状态下冷却该合金，从温度TA冷却到在周围环境温度到-10℃的范围内的温度，以停止一次析出作用和提供在时效不足和冷却的状态下的合金；
c)使该时效不足和冷却的状态下的合金保持在低于温度TA并在-10℃～120℃范围内的温度TB，以达到溶质元素二次成核或者连续析出；
d)将合金从温度TB加热到在(TA-50℃)至(TA+50℃)范围内的温度TC，并将合金保持在该温度TC下，以进一步对该合金进行人工时效；
其中，通过结合步骤c)和d)进一步将该合金强化到超过在温度TA下对合金进行完全T6热处理所得到的最大强度的强度水平。
本发明的这一系列处理步骤称作T6I6处理，该T6I6处理表示在步骤(c)的中断(“I”)之前的第一时效处理和在中断之后的处理。
步骤(c)和(d)可以是连续的步骤。在那种情况下，在步骤(c)中基本上不加热或完全不加热。但是应当注意到，步骤(c)和(d)实际上可利用适当的可控循环加热装置联合起来。即步骤(c)可以利用加热速度加热到最后的时效处理温度TC，该加热速度相当慢，以便在相对低于最后时效处理温度TC的平均温度下发生二次成核或析出。
我们已发现，采用本发明的热处理，基本上可使所有可时效硬化的铝合金获得额外的时效增硬和强化，比用通常的T6热处理可能达到的程度更强。最大硬度可以增加例如10％～15％，而屈服强度(即0.2％弹性极限应力)和抗拉强度可以增加例如5％～10％，或对于至少一些合金，与常规T6热处理可达到的水平相比可以达到更高的水平。另外，至少在很多情况下，与常规处理之后得到的通常特性相反，本发明可以获得更大的强化，而在可塑性方面没有显著降低，该可塑性用拉伸试验合金到断裂时测定的值度量。
如上所述，本发明的工艺能使合金获得比通常的T6热处理得到的结果更大的额外时效硬化和强化。这种强化可与步骤(a)之前、步骤(b)之后和步骤(c)之前和/或在步骤(c)期间合金的机械形变相结合。通过热机械形变可以进行这种形变；虽然这种形变可以在快速冷却的同时发生。合金可以在制造或铸造之后直接进入步骤(a)进行时效处理，而不用任何固溶热处理步骤。
本发明的工艺不仅适用于标准的T6热处理，而且也适用于其它热处理。这些处理包括例如T5热处理，在这种处理中，合金在制造后直接进行时效处理，不进行固溶热处理步骤，在这种处理中，合金元素只局部溶解，其它热处理例如T8热处理包括冷作步骤。在T8热处理中，该材料在人工时效之前进行冷作，这种冷作导致可改进很多铝合金机械特性，这种改进是由于在冷作步骤期间产生错位时成核的析出物更细密的分散所致。按照和T6I6处理相同的常规命名法则，等价的新的热处理因此命名为T8I6。另一种处理命名为T9I6，该处理包括冷作步骤，然后再继续本发明的处理工艺。在这种情况下，冷作步骤在温度为TA的第一时效期间之后和在温度为TB的中断处理之前进行。在完成中断处理之后，将材料加热到温度TC，再继续进行常规的T6I6处理。
对于命名为T7X的热处理也具有类似情况，如先前例示说明的，其中整数X的降低表示更大程度的过时效。这些处理包含两步骤工艺。这些步骤中，使用两个时效温度，第一温度相当低(例如100℃)，而第二温度是比较高的温度，例如为160～170℃。在将新的处理法应用于这种热处理时，最后的时效温度TC因此在常用的第二较高温度160～170℃的范围内，所有其它的处理部分相当于T6I6处理。这种热处理在应用新的命名法时命名为T8I7X。
还应当注意到，新的处理同样还可应用于各种各样现有的应用很不相同热机械处理步骤的热处理，并且完全不限于上述处理的方式。
本发明的目的还在于提供采用上述工艺生产的时效硬化铝合金。
本发明的工艺对于已知的可时效硬化的各类铝合金已证明是有效的。这些合金包括上述2000和7000系列的合金，6000合金系列(Al-Mg-Si)，可时效硬化的铸造合金以及颗粒强化的合金。合金还包括更新的含锂合金例如上述的2090合金，8090合金(Al-2.4Li-1.3cu-0.9Mg)含银的合金例如2094、7009和试验的Al-Cu-Mg-Ag合金。
本发明的工艺可应用于这样的合金，这些合金公认为可以承受适当的固溶热处理步骤，然后进行冷淬步骤，以使溶质元素保持在过饱和的固溶体中。另外，这些步骤可以构成在步骤(a)之前的本发明处理的预备步骤。在后一种情况下，预备冷淬步骤可以冷淬到任何合适的温度，范围从温度TA下降到环境温度或更低的温度。因此要冷淬到温度TA的预备冷淬步骤中，不需要重新加热便可执行步骤(a)。
合金固溶热处理，不管对合金是公认的处理还是作为本发明处理的预备步骤，其目的当然是使合金元素进入到固溶体，由此可以进行时效硬化。然而，合金元素可以用另外的处理进行溶解，可以用这种另外的处理来代替固溶热处理。
如认识到的，对于一定合金，温度TA、TB和TC是可以变化的，因为与这些温度相关的步骤随时间而变化的。因此，例如TA可以反比于步骤(a)的时间变化。同样，对于任何一种合金，温度TA、TB和TC可以在相应步骤的时间中在一个适当的范围内变化。实际上，步骤(c)中温度TB的变化根据上面介绍对于实际上联合的步骤(c)和(d)是不明显的。
对于一定合金，步骤(a)中所用的温度TA与处理该合金的常规T6热处理时效步骤中用的温度相同，或接近于该温度。然而，步骤(a)所用的相当短的时间明显短于常规时效中所用的时间。步骤(a)所用的时间可以定为其时效程度达到约为用完全常规T6时效处理得到最大强度的50％～95％。步骤(a)的时间最好可以达到该最大强度的约85％～95％。
对于很多铝合金，温度TA最好是用任何典型T6回火处理进行时效时所用的温度。步骤(a)的相当短的时间可以是例如几分钟～8小时，或更长，例如为1～2h，这取决于合金和温度TA。在这种条件下，经本发明步骤(a)处理的合金可以说成是时效不足。
步骤(b)的冷却最好用冷淬法冷却。冷淬介质可以是冷水或其它适合的介质。可以冷淬到环境温度，或更低温度例如约-10℃。但是如上所示，步骤(b)的冷却应使由步骤(a)直接造成的时效作用停止，即停止引起这种时效作用的溶质元素的一次析出。
温度TB和TC以及对于各个步骤(c)和(d)的相应时间是彼此相关的。对于温度TA和步骤(a)的时间长度也是相关的，即与在步骤(a)中得到的时效不足程度相关。这些参数对于不同的合金也是变化的。对于很多合金，温度TB在约-10℃～90℃范围内，例如在约20℃～90℃范围内。然而对于至少一些合金，温度TB最好超过90℃，例如超过120℃。
步骤(c)在温度TB的时间长度应定为合金溶质元素可以达到二次成核或继续析出。对于选定的TB温度，该时间应当长到足以获得附加的充分强化。这种附加的强度强化虽然仍使合金停留在明显的时效不足，但是通常却导致硬度和强度得到显著的改进。这种改进在有些情况下，使合金达到的硬度和/或强度与用常规T6热处理完全时效的同一种合金得到的硬度和/或强度相当。因此，如果例如由步骤(a)得到的时效不足合金的硬度和/或强度值为用常规T6热处理完全时效的合金得到值的80％，则在TB温度加热合金充分长的时间，可以将该80％的值增加到90％或更多。
步骤(c)的时间长度例如在低端小于8h，高端高到约500h或更多的范围。通过简单的实验便可以确定给定合金的恰当时间长度，但是通过在相当短的时间间隔例如24h和48h测定硬度和/或强度的增加量，然后画出这种特性随时间变化的最好拟合曲线，便可以使至少一些合金获得实用程度的指导。对于至少一些合金，该曲线的形状对决定步骤(c)的达到适当二次强化的时间长度可起有用的指导作用。
在步骤(d)中所用的温度TC基本上与TA相同。对于少数合金TC超过TA，例如最高达约20℃，或甚至最高达50℃(例如对于T6I7X处理)。然而，对于许多合金TC最好为TA或低于TA，例如比TA低20℃～50℃，最好低30℃～50℃。有些合金必须使TC低于TA，以避免在步骤(c)出现硬度和/或强度的退化。
在步骤(d)期间，在温度TC的时间的长度需要充分长，以便基本上达到最大强度。在步骤(d)期间，假如可以避免显著的回复，则强度以及硬度逐渐提高，直至达到最大值。步骤(c)期间析出物的增长是造成这种逐渐提高的主要因素。最后达到的强度和硬度值比用常规T6热处理工艺得到的值分别提高5％～10％或更高和提高10％～15％或更高。这种总体提高的一部分通常可归因于在步骤(c)期间发生的析出作用，虽然大部分提高是由于在步骤(d)所发生的额外析出作用。
为了更容易理解本发明，下面参考附图进行说明，这些附图是：
图1是应用本发明工艺的示意的时间温度曲线；
图2是将本发明处理工艺T6I6应用于Al-4Cu合金时时间对硬度的曲线，图中与常规T6处理进行了比较；
图3分别示出用图2的T6和T6I6处理Al-4Cu合金的显微照片；
图4是时间对硬度的曲线，示出用本发明的工艺处理Al-4Cu合金时从温度TA冷却的冷却速度的影响；
图5对应于图2，但涉及合金2014；
图6对应于图2，但涉及用T6处理和本发明的T6I6处理的Al-Cu-Mg-Ag合金；
图7示出用于图6所示Al-Cu-Mg-Ag合金的本发明的步骤(c)；
图8示出用本发明T6I6热处理Al-Cu-Mg-Ag合金时从TA冷却的冷却速度的影响；
图9示出在T6I6热处理中发生的Al-Cu-Mg-Ag合金的回复；
图10对应于图2，但涉及合金2090；
图11示出8090合金的T6I6硬度曲线；
图12示出采用包含冷作步骤的T9I6热处理时，合金8090的硬度曲线；
图13示出8090合金在固溶热处理之后进行冷作得到的T8和T8I6硬度曲线；
图14～17示出6061、6013、6061+银和6013+银各个合金用T6和T6I6处理得到的硬度曲线；
图18示出包含6061+20％SiC的合金材料用T6I6处理的硬度曲线；
图19～22示出用本发明T6I6热处理图14～17中各合金时作为中断保持温度函数变化的硬度曲线；
图23示出用T6I6热处理图19～22所示相应合金时在步骤(b)和(c)之间进行冷作步骤的影响；
图24示出用本发明T6I6和T6I76处理7050合金时得到的硬度曲线；
图25和26示出用T6I6热处理分别处理7075和7075+Ag合金的硬度曲线；
图27示出在处理图25和26相应合金时温度对中断处理步骤(c)的影响；
图28比较了Al-8Zn-3Mg合金的T6和T6I6时效曲线；
图29以线性时标示出Al-6Zn-2Mg-0.5Ag合金的T6I6硬度曲线；
图30和31分别示出用T6和T6I6热处理356和357铸铝时的时效曲线；
图32和33示出分别用T6和T6I6热处理6061和8090合金之后得到的断裂韧度/损伤耐受性特性的曲线；
图34比较了合金6061在T6和T6I6热处理后在进行疲劳试验时的断裂周期。
本发明能够确立各种条件，使可时效硬化的铝合金在较低的温度TB下可以获得额外的硬化，如果它们首先在较高温度TA下经受短时间的处理，然后在被冷却到室温，例如用冷淬法冷却到室温。这种总的效果示于图1。该图是示意图，示出如何以本发明基本方式采用本发明中断时效处理可时效硬化合金。如图1所示，时效处理应用了连续的步骤(a)～(d)。然而如图所示，步骤(a)之前是预备固溶热处理，在预备处理中，合金保持在相当高的初始温度下，保持的时间足以促进合金元素的溶解。该预备处理可以用公认的方式处理合金，在这种情况下，合金通常冷淬到如图所示的环境温度，或冷淬到低于环境温度。但是也可以按照另一种方式，使预备处理附属于本发明的处理，使其冷淬到本发明处理步骤(a)的温度TA，由此可以避免在将合金加热到TA。
在步骤(a)中，合金在温度TA下时效处理。温度TA和步骤(a)的时间应是充分的，以便达到如上所述的要求程度的时效不足强化。步骤(b)从TA冷淬合金，以停止在步骤(a)中一次析出时效作用；步骤(b)冷淬到环境温度或冷却到低于环境温度。在冷淬步骤(b)之后将合金加热到步骤(c)的温度TB，温度TB和步骤(c)的时间足以发生合金元素的二次成核作用，或连续析出作用。在步骤(c)之后，合金在被加热到步骤(d)的温度TC，温度TC和步骤(d)的时间应设定为足以达到合金的时效处理，获得要求的特性，该温度和时间可以是如本文中前面说明的范围。
图1的示意图示出中断时效处理，以及该中断时效处理如何应用于所有可时效硬化铝合金，参照此图，在温度TA的时间通常取决于合金，从几分钟到几个小时。在温度TB的时间也取决于合金，通常从几个小时到若干个星期。在温度TC的时间取决于合金和重新时效温度TC二者，通常是若干小时。在图中，用阴影区域示意表示该温度TC的范围。
图2示出将本发明工艺应用于Al-4Cu合金。在图2中，用实线表示Al-4Cu合金首先在540℃进行固溶热处理，然后在冷水中进行冷淬，最后在150℃进行时效处理时得到的硬度/时间(时效)曲线。在处理100h以后，可以达到T6处理的132VHN(维氏硬度值)的硬度峰值。虚线示出在引入低温中断步骤时，即引入本发明处理工艺(命名为T6I6处理)时相应的硬化响应曲线。在这种情况下，该合金经受以下处理：
(a)在150℃温度下只时效处理2.5h；
(b)在冷淬剂中进行冷淬；
(c)在65℃温度下保持500h；
(d)在150℃温度下再时效处理。
现在在较短的40h时间中，可以获得峰值硬度，并且峰值硬度增加到144VHN。
如图所示，在图2中实线(实心菱形)是按照T6热处理在150℃常规时效的Al-4Cu合金的时效响应曲线。在主图中的虚线表示在中断冷淬和中断温度TB保持在65℃后温度TC的时效响应曲线。该再时效处理的温度TC分别为130℃(三角形)和150℃(方块)，图中小图示出中断温度保持在65℃的时效响应曲线，在主图中，该曲线由垂直的虚线表示。
图3示出用T6和T6I6热处理处理图2所述Al-4Cu合金时得到的显微照片的例子。示于图3的用T6和T6I6处理造成的微结构变化被认为代表了以类似方式处理所有可时效硬化铝合金时出现的结构上的差别。如图3所示，T6I6处理导致出现一种微结构，该微结构与用T6处理得到的峰值时效材料相比，具有更高的析出物密度和更小的析出物尺寸。
图4示出按图2处理的方法处理Al-4Cu合金时从第一时效温度TA冷却的冷却速度对低温(TB)时效处理期间出现的时效响应曲线的影响。可以看出，利用冷水或者其它适合于特定合金的冷却介质可以获得一些好处。具体是，图4示出从150℃时效温度(TA)的冷却速度对Al-4Cu的低温中断响应的影响。图中实心菱形代表在约65℃的冷水中进行冷淬，空心方块代表在约15℃的冷水中进行冷淬，而实心三角形代表在约-10℃的乙二醇、乙醇、NaCl和水的混合冷淬剂中进行冷淬。图4示出的影响对于不同合金是不同的。
表1中示出一组合金响应本发明T6I6时效硬化处理和选出的变型标准时效硬化处理得到的硬度增加的例子。表2中示出响应本发明T6I6时效硬化处理得到的典型拉伸特性。在表1和表2中分别列出各个合金的T6的对应值。在大多数情况下，从表2可以看出，由断裂后拉伸百分数表示的可塑性基本上没有改变或增加，虽然这随合金变化。还应注意到，采用T6I6处理不管对断裂韧性或是对疲劳强度都没有任何有害的影响。
表1应用T6、T6I6以及选出的变型时效处理得到的最大硬度值比较
  合金(铝合金型号或组份)   T6处理的维氏硬度值，10Kg负载   T6I6处理的维氏硬度值，10Kg负载
  Al-4Cu   132   144
  2014   160   180
  2090   173   200
Al-5.6Cu-0.45Mg-0.45Ag-0.3Mn-0.18zr 177 198
  6061   125   144
  6013   145   163
  6061+20％SiC   (公认的完全硬化)129   156
  7050   213   238
  7050   (T76)203   (T6I6)226
  7075   189   210
  8090   160   175
  8090   (T8)179   (T8I6)196
  356，砂铸，不用冷淬剂或变性剂   124   137
  357，冷硬铸造永久铸模，Sr变性剂   126   140
表2用T6和T6I6时效处理得到的强度值比较
  合金   典型的T6拉伸特性   典型T6I6抗拉特性
  0.2％弹性极限应力，MPa   极限抗拉强度，MPa  至断裂的应变，％   0.2％弹性极限应力，MPa  极限抗拉强度，MPa   至断裂的应变，％
  Al-4Cu   236   325  5％   256  358   7％
  2011   239   377  18％   273  403   13％
  2014   414   488  10％   436  526   10％
  2090   x(T6)346＊＊(T81)517   (T6)403＊＊(T81)550  (T6)4％＊＊(T81)8％   414  523   4％
  Al-5.6Cu-0.45Mg-0.3Mn-0.18Zn   442   481  12％   502  518   7％
  8090   ＊＊373   ＊＊472  6％   391  512   5％
  2024   ##(T8)448   (T8)483  (T8)7％   (T9I6)585  (T9I6)659   10％
  6061   267   318  13％   299  340   13％
  6061+Ag   307   349  12％   324  373   15％
  6013   295##(330)   371  14％   431(大块试样通常为370)xx  510(大块试样通常为423)xx   13％(大块试样通常为18％)
  7050   546   621  14％   574  639   13％
  7050T76   558   611  13％   575  621   12％
  7050   505   570  10％   535  633   13％
  7050+Ag   504   586  11％   549  641   13％
  铸造合金356   191   206  1％   232  260   2％
  铸造合金357   287   340  7％   327  362   3％
xT6对于2090的值是异常的低；因此包括典型的T8I值；
＊＊该数据取自“Smithells Reference Book”，由E.A.Brandes andG.B.Book编辑的1998年第七版；
##该数据取自“ASM Metals Handbook”的第9版第二卷的Properties&Selection：Nonferrous Alloys and Pure Metals(ASM，1979)；
xx有各种各样的值，取决于样品的几何尺寸和具体的处理；
注意：所有上面列举的数据除非另有说明外都是由三个分开的拉伸实验结果的平均值
在表2的比较中对于铸造合金357的至断裂的应变似乎与现有的其它数据不一致。然而应当注意到，由这些样品构成的不同的批次通常显示的应变量在1％-8％应变之间，平均约为4.5％。因此应当认为用T6和T6I6处理合金357得到的值实际上是等价的。
图3示出由T6峰值时效处理得到的典型硬度值，以及用T6I6条件处理各种合金时在步骤(d)期间得到的最大硬度值。图3还示出在步骤(a)期间保持第一时效温度的时间以及在步骤(a)结束时典型的硬度。另外，表3示出对每种合金在完全保持TB的步骤(c)期间硬度的近似增加值以及在TB保持24h和48h后在不同TB温度下硬度的增加值。
表3T6和T6I6硬度峰值以及中断保持在TB时(步骤(c))的增加值
  合金   步骤(a)的第一时效时间和T<sub>A</sub>温度   步骤(a)结束时的典型硬度，VHN  典型的T6处理峰值硬度，VHN   典型的T6I6处理峰值硬度，VHN   在步骤(c)期间典型的硬度最大增加值，VHN   中断(步骤(c))24h和48h的最大硬度增加值，VHN
  温度，℃   24h，VHN   48h，VHN
  Al-4Cu   2.5h，150℃  104   ～132   ～144   ～20   65℃   4   7
  2014   05h，177℃  131   ～165   ～188   ～18   65℃   3   5
  Al-5.6Cu-0.45Mg-0.45Ag-0.3Mn-018Zr   2h，185℃  150   175   190-202   ～20   25℃35℃65℃   01422   32222
  2090   4h，185℃  133   ～175   ～190-200   ～25   25℃35℃65℃   007   0012
  8090   8h，185℃  117   ～160   ≥175   ～46   35℃65℃   1823   2126
  2024 T916   4h，185℃  191，冷作后   221   ～18   65℃   12   818
  7075   0.5h，130℃  155   202   210   ～≥20   25℃35℃45℃65℃   11101217   13111821
  7050+Ag   0.5h，130℃  171   212   232   ～≥20   25℃35℃45℃65℃   13161619   17171824
  Al-8Zn-3Mg   0.333h，150℃  179   203   220   ～21   35℃   13   20
  VSA   0.75h，150℃  158   ～170   193   ～20   35℃   15   17
  6061   1h，177℃   106   124   138   ～17   35℃45℃65℃80℃   6131417   8151917
  6061+Ag   1h，177℃   128   136   151   ～22   35℃45℃65℃80℃   20658   2111109
  6013   1h，177℃   129   145   156   ～22   35℃45℃65℃80℃   5733   71185
  6013+Ag   1h，177℃   136   152   166   ～20   35℃45℃65℃80℃   1210711   1413815
  铸造合金357   0333h，177℃   93   124   140   30   65℃   14   18
  铸造合金356   3h，177℃   100   123   137   ～25   65℃   20   20
图5对应于图2，但涉及2014合金，中断仍保持在65℃。合金2014用T6I6处理时效，之前在505℃进行温和固溶热处理1h。插图中曲线表示中断温度保持在65℃，在主图中用垂直虚线表示。
图6示出用常规T6处理(三角形)和用本发明T6I6处理(四方形)处理Al-Cu-Mg-Ag合金得到的相应硬度曲线。该合金具体是Al-5.6Cu-0.45Mg-0.45Ag-0.3Mn-0.18Zr，在525℃下进行固溶热处理8h。T6曲线(三角形)的处理是，在185℃进行时效，而T6I6曲线(空心四方形)的处理是，初始在185℃进行时效，然后中断保持在25℃，最后在185℃进行再时效。
图7示出该合金在温度分别保持在25℃的相应中断保持步骤(步骤(c))期间合金硬化，并具有如实线代表的相应时效不足量。图8示出Al-Cu-Mg-Ag合金从时效温度冷却的冷却速度对中断响应的影响，该中断温度仍保持在25℃。图8示出Al-5.6Cu-0.45Mg-0.45Ag-0.3Mn-0.18Zr合金从固溶热处理温度冷却的冷却速度对低温中断响应的影响。菱形代表在冷却的冷淬剂中进行从第一时效处理温度(TA)的冷淬时得到的响应值，而三角形代表样品在热油中从第一时效温度自然冷却时得到的中断响应值。
图9示出Al-Cu-Mg-Ag合金在再加热到最后时效温度TC时可能发生的回复作用。对于这种情况，在步骤(a)期间保持在第一时效温度的时间和步骤(a)结束时的典型硬度是完全一样的。具体是，图9示出合金从525℃固溶热处理温度冷却的较慢冷淬速度对5.6Cu-0.45Mg-0.45Ag-0.3Mn-0.18Zr合金的影响。该材料在室温的自来水中进行冷淬，再于185℃时效2h，并在65℃中断7天。当再加热到185℃(菱形)时硬度便很早出现退化，和图6所示的响应结果不同。在这种情况下，采用150℃的再时效温度(圆圈)可以获得更好的特性，此种特性不会因退化而变坏，表3还示出TC温度用150℃不用185℃可以达到最大的强化。
图10对应于图2，但涉及合金2090。图10比较了合金2090的T6和T6I6时效曲线。该合金在540℃的温度下固溶热处理2h。在185下进行T6时效处理。对于T6I6处理该合金在185℃下时效8h，然后中断，保持在65℃(插图)，最后在150℃下进行再时效。
图11示出合金8090的T6I6曲线。该合金在540℃温度下固溶热处理2h、冷淬，然后在185℃下时效7.5h，然后中断，保持在65℃(插图)，最后在150℃下进行再时效。
图12示出合金8090的T9I6曲线的例子，在这种处理中，在步骤(b)的紧后面和在步骤(c)的紧前面，在继续进行本发明的时效之前进行冷作。具体是，该合金在185℃下时效8h，冷淬，冷作15％，中断，保持在65℃(插图)，然后升到150℃再时效。注意，该中断响应不如图11中T6I6条件下响应那么大。
图13示出合金8090的T8和T8I6曲线的比较例，在这种处理中，在固溶热处理和冷淬的紧后面但在进行任何人工时效处理之前进行冷作。对于T8处理，合金在560℃下进行固溶热处理，然后被冷淬，并升到185℃进行时效处理。对于T8I6处理，经固溶热处理的合金在185℃下进行10分钟时效处理，接着中断处理，保持在65℃(插图)，然后升到150℃进行重新时效处理。
图14-17举例示出合金6061、6013、6061+Ag、6013+Ag各自的T6硬度曲线和T6I6硬度曲线之间的比较。在图14的情况下，合金6061在540℃温度下进行固溶热处理1h。T6时效处理(实心菱形)在177℃下进行，而T6I6时效处理(空心菱形)在177℃温度下时效处理1h，然后被冷淬，中断处理保持在65℃，然后升到150℃进行重新时效处理。对于图15，合金6013在540℃下固溶热处理1h。在177℃下进行T6时效处理(实心菱形)。T6I6时效处理(空心菱形)在177℃下进行1h，然后被冷淬，进行中断处理，保持在65℃，最后在150℃下再进行时效处理。图15还示出在相同的T6I6条件下对组分类似的合金6056和6082得到的结果。图16示出合金6061+Ag的在540℃下固溶热处理1h的结果。T6时效处理(实心菱形)在177℃温度下进行。T6I6时效处理(空心菱形)在177℃下进行1h，然后被冷淬，保持在65℃进行中断处理，然后在150℃下进行再时效处理。在图17中示出合金6013+Ag的结果，该合金在540℃温度下固溶热处理1h。T6时效处理(实心菱形)在177℃温度下进行。而T6I6时效处理(空心菱形)在177℃下进行1h，然后被冷淬，保持在65℃进行中断处理，最后升到150℃进行再时效处理。
图18示出6061+20％SiC的T6I6曲线。该合金在540℃温度下固溶热处理1h。T6I6时效处理是在177℃处理1h，然后被冷淬，保持在65℃进行中断处理，最后升到150℃进行再时效处理。
图19-22示出合金6061、6013、6061+Ag、6013+Ag中各个合金在步骤(c)的中断保持步骤的响应曲线，该曲线随中断保持温度TB而变化。在各种情况下，相应合金时效1h，然后在45℃(星号)、65℃(方块)和80℃(三角形)的温度下进行中断处理。
图23示出在步骤(b)的紧后而在中断步骤之前进行25％的冷作对中断步骤的影响。图23涉及的合金是6061(菱形)、6061+Ag(方块)、6013(三角形)和6013+Ag(圆圈)，对于实心菱形、实心方块、实心三角形、实心圆圈的中断保持温度TB是65℃，而对空心的这些符号其中断保持温度为45℃。
图24示出T6I6和T6I76处理合金7050的例子。在各种情况下，合金在485℃进行固溶热处理，然后被冷淬，在130℃进行时效，然后再被冷淬，在65℃进行中断处理(插图)，最后在130℃(菱形)或者在160℃(三角形)进行再时效处理。注意，T6条件的峰值硬度是213VHN。
图25和26举例示出分别对合金7075和7075+Ag(类似于合金AA-7009)进行的T6I6热处理。各个合金在485℃下固溶热处理1h，然后被冷淬，接着在130℃下时效0.5h，在35℃下进行中断步骤，最后在100℃进行再时效。
图27示出对于相应合金7075和7075+Ag本发明中断步骤中温度的影响。上面的图涉及合金7075，而下面的图涉及合金7075+Ag。在每种情况下，低温中断步骤的温度在25℃(菱形)、45℃(方块)或者65℃(三角形)。应注意到，对于每种合金，在25℃和稍高的中断温度45℃和65℃之间在特性上存在差别。
图28举例比较了T6和T6I6时效曲线，合金为Al-8Zn-3Mg，中断温度保持在35℃。T6处理在150℃进行，用实心菱形表示，而T6I6处理用空心菱形表示。T6I6处理合金是在480℃下固溶热处理1h、然后被冷淬，接着在150℃温度下时效20分钟，再被冷淬，在35℃下进行中断处理，然后在150℃下再时效处理。插图示出步骤(c)中断保持期间的时效响应曲线。
图29示出用T6I6处理Al-6Zn-2Mg-0.5Ag合金的时效曲线(中断温度保持在35℃)，在该图中，采用线性时标的时效曲线中包括中断步骤。在这种情况下，合金在480℃下固溶热处理1h，然后被冷淬，并在150℃下时45min，接着再被冷淬，在35℃下进行中断处理，最后再升到150℃进行再时效处理。空心方块代表中断处理步骤。
图30和图31举例比较了用T6和T6I6分别处理铸造合金356和357的时效曲线。图30涉及的合金356在520℃温度下固溶热处理24h，然后被冷淬。对于T6I6处理，合金是在177℃温度下时效3h，然后冷淬，在65℃下进行中断处理，然后升到150℃进行再时效处理。合金356是从再生铝锭、砂铸铝锭上取样的，其没有采用改性剂或者冷淬剂。合金357是在545℃温度下固溶热处理16h，然后在水中冷淬到65℃，然后快速冷却到室温。对于T6处理，合金357在177℃进行时效处理。对于T6I6处理，合金357是在177℃下时效处理20min，然后被冷淬，在65℃下进行中断处理，接着在150℃下进行再时效处理。合金357是高质量的永久铸锭，采用了冷淬剂和Sr改性剂。
表4例示出断裂韧性比较值，比较了各种合金的T6和T6I6的处理。
表4所选合金的断裂韧度的比较
  合金   T6断裂韧度   T6I6断裂韧度
  6061(注意：不是二向应变)   36.84MPa√m   58.43MPa√m
  8090   24.16MPa√m   30.97MPa√m
  Al-5.6Cu-0.4Mg-0.45Ag-0.3Mn-0.18Zr   23.4MPa√m   30.25MP√am
注：
所有实验均在实验样品的s-l晶向方向进行，实验方法是ASTM标准E1304-89，即“Standard Test Method for Plane Strain(ChevronNotch)Fracture Toughness of Metallic Materials”
图32和33举例比较了分别采用T6和T6I6条件处理合金6061和8090时在s-l晶体取向测定的断裂韧度/损伤耐受性特性。
图34举例比较了用T6处理或者T6I6处理进行时效的合金6061的疲劳寿命，从该图中可以看出，强度的增加没有使疲劳寿命变坏。
最后，应当明白，在不超出本发明的精神和范围的情况下；对于上述部分的结构和排列可以进行各种改变、变型和/或添加。

Claims (28)

1.一种可时效硬化铝合金的热处理工艺，该铝合金具有固溶的合金元素，其特征在于，上述工艺包括以下步骤：
(a)在适合于对合金进行常规T6热处理的温度TA下人工时效该合金，其中该人工时效进行足以使该合金强化到相当于在温度TA下对合金进行完全T6热处理所得到的最大强度的50％至95％的一段时间；
(b)在(a)步骤的该段时间结束时所得到的时效不足的状态下冷却该合金，从温度TA冷却到在环境温度到-10℃的范围内的温度，以停止一次析出作用和提供在时效不足和冷却的状态下的合金；
(c)使该时效不足和冷却的状态下的合金保持在低于温度TA并在-10℃～120℃范围内的温度TB，以达到溶质元素二次成核或者连续析出；
(d)将合金从温度TB加热到在(TA-50℃)至(TA+50℃)范围内的温度TC，并将合金保持在该温度TC下，以进一步对该合金进行人工时效；
其中，通过结合步骤(c)和(d)进一步将该合金强化到超过在温度TA下对合金进行完全T6热处理所得到的最大强度的强度水平。
2.如权利要求1所述的工艺，其特征在于，步骤(c)和(d)是接续的。
3.如权利要求2所述的工艺，其特征在于，在步骤(c)中完全不加热。
4.如权利要求1所述的工艺，其特征在于，利用可控循环加热装置使步骤(c)和(d)结合起来，使得步骤(c)利用一种在相对低于最后温度TC的温度下在步骤(c)中提供二次成核作用或者析出作用的加热速度加热到温度TC。
5.如权利要求1所述的工艺，其特征在于，该合金在固溶热处理之后但在步骤(a)之前进行机械形变处理。
6.如权利要求5所述的工艺，其特征在于，该合金在步骤(b)之后但在步骤(c)之前进行机械形变处理。
7.如权利要求5所述的工艺，其特征在于，该合金在步骤(c)期间进行机械形变处理。
8.如权利要求5所述的工艺，其特征在于，所述机械形变是热机械形变。
9.如权利要求5所述的工艺，其特征在于，快速冷却与所述机械形变结合应用。
10.如权利要求5所述的工艺，其特征在于，该合金在制造或者铸造之后紧接着在温度TA下进行时效，不用分开进行固溶热处理步骤。
11.如权利要求1-10中任一项所述的工艺，其特征在于，步骤(d)中的加热保持一段时间，足以使得与用常规T6热处理得到的硬度值相比，最后硬度增加10％-15％。
12.如权利要求1-10中任一项所述的工艺，其特征在于，步骤(d)中的加热保持一段时间，足以使得相对于用常规T6热处理得到的强度值，最后的屈服强度(0.2％弹性极限应力)增加5％～10％。
13.如权利要求1-10中任一项所述的工艺，其特征在于，步骤(d)中的加热保持一段时间，足以使得相对于用常规T6热处理得到的强度水平，抗拉强度增加5％～10％。
14.如权利要求1-10中任一项所述的工艺，其特征在于，保持在温度TA的时间是使得可以达到完全常规T6时效处理得到的最大强度的约85％～95％。
15.如权利要求1-10中任一项所述的工艺，其特征在于，保持在温度TA的时间至少8小时。
16.如权利要求1-10中任一项所述的工艺，其特征在于，保持在温度TA的时间从10分钟到8小时。
17.如权利要求16所述的工艺，其特征在于，保持在温度TA的时间从1～2h。
18.如权利要求1-10中任一项所述的工艺，其特征在于，冷却步骤(b)是在乙二醇、乙醇、NaCl和水的混合剂中进行冷淬。
19.如权利要求1-10中任一项所述的工艺，其特征在于，用水做冷淬介质。
20.如权利要求19所述的工艺，其特征在于，用冷水做冷淬介质。
21.如权利要求1-10中任一项所述的工艺，其特征在于，温度TB的范围是20℃～120℃。
22.如权利要求1-10中任一项所述的工艺，其特征在于，温度TB的范围是-10℃～90℃。
23.如权利要求1-10中任一项所述的工艺，其特征在于，步骤(c)的时间长度范围是从8小时～500小时。
24.如权利要求1-10中任一项所述的工艺，其特征在于，步骤(d)的温度TC与步骤(a)的温度TA相同。
25.如权利要求1-10中任一项所述的工艺，其特征在于，步骤(d)的温度TC超过步骤(a)的温度TA，TC最多比TA高50℃。
26.如权利要求25所述的工艺，其特征在于，温度TC最多比温度TA高20℃。
27.如权利要求1-10中任一项所述的工艺，其特征在于，用在步骤(d)的温度TC比步骤(a)的温度TA低20℃～50℃。
28.如权利要求27所述的工艺，其特征在于，温度TC比温度TA低30℃～50℃。
CNB008190291A 1999-12-23 2000-12-21 可时效硬化铝合金的热处理 Expired - Fee Related CN100370053C (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
AUPQ4853 1999-12-23
AUPQ4853A AUPQ485399A0 (en) 1999-12-23 1999-12-23 Heat treatment of age-hardenable aluminium alloys

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1434877A CN1434877A (zh) 2003-08-06
CN100370053C true CN100370053C (zh) 2008-02-20

Family

ID=3818992

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNB008190291A Expired - Fee Related CN100370053C (zh) 1999-12-23 2000-12-21 可时效硬化铝合金的热处理

Country Status (17)

Country Link
US (1) US7025839B2 (zh)
EP (1) EP1268869B1 (zh)
JP (1) JP2003518557A (zh)
KR (1) KR20020065600A (zh)
CN (1) CN100370053C (zh)
AT (1) ATE308628T1 (zh)
AU (1) AUPQ485399A0 (zh)
BR (1) BR0016684B1 (zh)
CA (1) CA2395460C (zh)
DE (1) DE60023753T2 (zh)
MX (1) MXPA02006210A (zh)
MY (1) MY136865A (zh)
NO (1) NO20023004L (zh)
RU (1) RU2266348C2 (zh)
TW (1) TW524865B (zh)
WO (1) WO2001048259A1 (zh)
ZA (1) ZA200204982B (zh)

Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AUPR360801A0 (en) * 2001-03-08 2001-04-05 Commonwealth Scientific And Industrial Research Organisation Heat treatment of age-hardenable aluminium alloys utilising secondary precipitation
US6925352B2 (en) 2001-08-17 2005-08-02 National Research Council Of Canada Method and system for prediction of precipitation kinetics in precipitation-hardenable aluminum alloys
US8323425B2 (en) * 2008-03-05 2012-12-04 GM Global Technology Operations LLC Artificial aging process for aluminum alloys
US8728258B2 (en) * 2008-06-10 2014-05-20 GM Global Technology Operations LLC Sequential aging of aluminum silicon casting alloys
US8168015B2 (en) 2008-10-23 2012-05-01 GM Global Technology Operations LLC Direct quench heat treatment for aluminum alloy castings
JP5626956B2 (ja) * 2009-10-22 2014-11-19 日本碍子株式会社 析出硬化型合金薄帯の製造装置、冷却ロール及び析出硬化型合金薄帯の製造方法
CN102534324B (zh) * 2012-02-28 2014-07-16 北京工业大学 一种高锌高强Al-Zn-Mg-Cu铝合金热处理工艺
DE102012008245B4 (de) * 2012-04-25 2020-07-02 Audi Ag Verfahren zum Aushärten eines Bauteils
EP2712942B1 (en) * 2012-09-27 2017-11-01 Hydro Aluminium Rolled Products GmbH Method and apparatus for thermally treating an aluminium workpiece and aluminium workpiece
EP2770071B9 (de) 2013-02-21 2020-08-12 Hydro Aluminium Rolled Products GmbH Aluminiumlegierung zur Herstellung von Halbzeugen oder Bauteilen für Kraftfahrzeuge, Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumlegierungsbands aus dieser Aluminiumlegierung sowie Aluminiumlegierungsband und Verwendungen dafür
CA2967464C (en) * 2014-12-09 2019-11-05 Novelis Inc. Reduced aging time of 7xxx series alloys
DE102014018660A1 (de) 2014-12-13 2015-06-18 Daimler Ag Verfahren zum Herstellen eines Gussbauteils
CA2979612C (en) 2015-04-28 2020-01-07 Consolidated Engineering Company, Inc. System and method for heat treating aluminum alloy castings
KR101756016B1 (ko) * 2016-04-27 2017-07-20 현대자동차주식회사 다이캐스팅용 알루미늄 합금 및 이를 이용하여 제조한 알루미늄 합금의 열처리 방법
EP3294918B8 (en) 2016-08-04 2019-02-27 Indian Institute of Technology, Bombay Four-step thermal aging method for improving environmentally assisted cracking resistance of 7xxx series aluminium alloys
CN108655668B (zh) * 2018-04-28 2020-06-19 武汉理工大学 铝合金拼焊板成形加工工艺
RU2707114C1 (ru) * 2019-04-29 2019-11-22 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") Способ термомеханической обработки полуфабрикатов из термоупрочняемых Al-Cu-Mg-Ag сплавов
CN113699471A (zh) * 2021-09-07 2021-11-26 西北工业大学 一种aa2195铝锂合金的断续时效处理方法
CN115896654B (zh) * 2022-12-19 2024-07-09 湖南中创空天新材料股份有限公司 一种快速获得铝合金自然时效力学性能的热处理方法
CN116732374B (zh) * 2023-06-15 2023-12-01 湘潭大学 一种掺杂钪和锆制备6061铝合金的方法及6061铝合金

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1162341A (zh) * 1994-09-06 1997-10-15 艾尔坎国际有限公司 铝合金板材的热处理方法
JPH1081573A (ja) * 1996-09-04 1998-03-31 Ngk Spark Plug Co Ltd 時効硬化型アルミニウム合金部材とセラミックス部材との接合体の製造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5108520A (en) 1980-02-27 1992-04-28 Aluminum Company Of America Heat treatment of precipitation hardening alloys
SU933789A1 (ru) * 1980-11-11 1982-06-07 Филиал Научно-исследовательского института приборов Способ обработки сплавов на основе алюмини
JPS59226197A (ja) * 1983-06-07 1984-12-19 Yoshida Kogyo Kk <Ykk> アルミニウム合金の模様付け表面処理方法
DE3665884D1 (en) 1985-07-08 1989-11-02 Allied Signal Inc High strength, ductile, low density aluminum alloys and process for making same
US5076859A (en) 1989-12-26 1991-12-31 Aluminum Company Of America Heat treatment of aluminum-lithium alloys
GB9107875D0 (en) 1991-04-12 1991-06-05 Alcan Int Ltd Improvements in or relating to aluminium alloys
JPH07197219A (ja) 1993-12-28 1995-08-01 Furukawa Electric Co Ltd:The 成形用アルミニウム合金板材の製造方法
WO1995024514A1 (en) 1994-03-10 1995-09-14 Reynolds Metals Company Heat treatment for thick aluminum plate
FR2726007B1 (fr) * 1994-10-25 1996-12-13 Pechiney Rhenalu Procede de fabrication de produits en alliage alsimgcu a resistance amelioree a la corrosion intercristalline
GB9424970D0 (en) 1994-12-10 1995-02-08 British Aerospace Thermal stabilisation of Al-Li alloy
TW297839B (en) 1995-05-02 1997-02-11 Shenq-Long Lii Heat treatment of Al-Si-Mg cast alloys

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1162341A (zh) * 1994-09-06 1997-10-15 艾尔坎国际有限公司 铝合金板材的热处理方法
JPH1081573A (ja) * 1996-09-04 1998-03-31 Ngk Spark Plug Co Ltd 時効硬化型アルミニウム合金部材とセラミックス部材との接合体の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20030041934A1 (en) 2003-03-06
ATE308628T1 (de) 2005-11-15
NO20023004D0 (no) 2002-06-21
DE60023753D1 (de) 2005-12-08
US7025839B2 (en) 2006-04-11
TW524865B (en) 2003-03-21
CA2395460C (en) 2008-07-29
NO20023004L (no) 2002-08-21
MY136865A (en) 2008-11-28
RU2002119573A (ru) 2004-02-10
BR0016684B1 (pt) 2008-11-18
KR20020065600A (ko) 2002-08-13
EP1268869B1 (en) 2005-11-02
ZA200204982B (en) 2004-01-26
AUPQ485399A0 (en) 2000-02-03
CA2395460A1 (en) 2001-07-05
MXPA02006210A (es) 2003-01-28
DE60023753T2 (de) 2006-08-03
CN1434877A (zh) 2003-08-06
RU2266348C2 (ru) 2005-12-20
WO2001048259A1 (en) 2001-07-05
EP1268869A1 (en) 2003-01-02
BR0016684A (pt) 2002-09-03
EP1268869A4 (en) 2003-07-02
JP2003518557A (ja) 2003-06-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN100370053C (zh) 可时效硬化铝合金的热处理
US11697866B2 (en) Manufacturing process for obtaining high strength extruded products made from 6xxx aluminium alloys
CN110983131B (zh) 一种7系铝合金型材及其制造方法
JP3705320B2 (ja) 耐食性に優れる高強度熱処理型７０００系アルミニウム合金
JP5031971B2 (ja) アルミニウムベース合金とその加工物の生成方法
EP3009525A1 (en) Aluminium alloy forging and method for producing the same
US5759302A (en) Heat treatable Al alloys excellent in fracture touchness, fatigue characteristic and formability
CN105568082B (zh) 一种Al‑Si‑Cu‑Mg 铸造合金的热处理方法
WO2011134486A1 (en) Damage tolerant aluminium material having a layered microstructure
JPH0686638B2 (ja) 加工性の優れた高強度Ｔｉ合金材及びその製造方法
US20020150498A1 (en) Aluminum alloy having superior strength-toughness combinations in thick gauges
CN104245981A (zh) 具有改进性质的Ai-Mg-Si 铝合金
US10604828B2 (en) Al—Zn alloy comprising precipitates with improved strength and elongation and method of manufacturing the same
CN110952005A (zh) 一种快速挤压高性能变形铝合金及其制备方法
US5194102A (en) Method for increasing the strength of aluminum alloy products through warm working
CN111074121A (zh) 铝合金及其制备方法
CN112501482B (zh) 一种Si微合金化AlZnMgCu合金及其制备方法
EP1366206A2 (en) Aluminum alloys and methods of making the same
Hirsch Annealing of Aluminum and Its Alloys
JPH1112675A (ja) 熱間鍛造用アルミニウム合金及び熱間鍛造品の製造方法
US20210332462A1 (en) Aluminum alloy and manufacturing method thereof
US6322647B1 (en) Methods of improving hot working productivity and corrosion resistance in AA7000 series aluminum alloys and products therefrom
US20050098245A1 (en) Method of manufacturing near-net shape alloy product
RU2299264C1 (ru) Способ изготовления изделий из деформируемых алюминиевых сплавов
JPH03183750A (ja) 高強度を有する超塑性アルミニウム合金の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
C19 Lapse of patent right due to non-payment of the annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee