CZ299841B6 - Zpusob tvárení a tepelného zpracování slitiny - Google Patents
Zpusob tvárení a tepelného zpracování slitiny Download PDFInfo
- Publication number
- CZ299841B6 CZ299841B6 CZ20012310A CZ20012310A CZ299841B6 CZ 299841 B6 CZ299841 B6 CZ 299841B6 CZ 20012310 A CZ20012310 A CZ 20012310A CZ 20012310 A CZ20012310 A CZ 20012310A CZ 299841 B6 CZ299841 B6 CZ 299841B6
- Authority
- CZ
- Czechia
- Prior art keywords
- alloy
- weight
- percent
- extruded
- alloys
- Prior art date
Links
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 89
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims abstract description 89
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 58
- 238000007669 thermal treatment Methods 0.000 title abstract 2
- 230000032683 aging Effects 0.000 claims abstract description 41
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 claims abstract description 34
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 33
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims abstract description 25
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims abstract description 25
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims abstract description 25
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 21
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 11
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 10
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 9
- 229910000967 As alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 229910052797 bismuth Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 claims description 6
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 claims 1
- 238000000465 moulding Methods 0.000 claims 1
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 abstract description 33
- 238000005266 casting Methods 0.000 abstract description 9
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 43
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 33
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 17
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 16
- 239000000463 material Substances 0.000 description 14
- 150000003839 salts Chemical class 0.000 description 14
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 12
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 description 11
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 description 10
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 9
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 8
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 8
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 8
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 8
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 8
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 8
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 7
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 7
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 7
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 7
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 229910001128 Sn alloy Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910052745 lead Inorganic materials 0.000 description 6
- JCXGWMGPZLAOME-UHFFFAOYSA-N bismuth atom Chemical compound [Bi] JCXGWMGPZLAOME-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 5
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 4
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 4
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 3
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 3
- 229910018182 Al—Cu Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910018464 Al—Mg—Si Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000997 High-speed steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910019021 Mg 2 Sn Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 238000010622 cold drawing Methods 0.000 description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 238000005265 energy consumption Methods 0.000 description 2
- 230000007613 environmental effect Effects 0.000 description 2
- 229910052738 indium Inorganic materials 0.000 description 2
- APFVFJFRJDLVQX-UHFFFAOYSA-N indium atom Chemical compound [In] APFVFJFRJDLVQX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 229910001152 Bi alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910017818 Cu—Mg Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910019074 Mg-Sn Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910019382 Mg—Sn Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000978 Pb alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M Sodium chloride Chemical compound [Na+].[Cl-] FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 230000003466 anti-cipated effect Effects 0.000 description 1
- 229910052793 cadmium Inorganic materials 0.000 description 1
- BDOSMKKIYDKNTQ-UHFFFAOYSA-N cadmium atom Chemical compound [Cd] BDOSMKKIYDKNTQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005352 clarification Methods 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000005553 drilling Methods 0.000 description 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 description 1
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 1
- 238000007680 hydraulic-burst test Methods 0.000 description 1
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- 150000002680 magnesium Chemical class 0.000 description 1
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 238000010587 phase diagram Methods 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 239000011265 semifinished product Substances 0.000 description 1
- 239000011780 sodium chloride Substances 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 239000001570 sorbitan monopalmitate Substances 0.000 description 1
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 1
- 238000007514 turning Methods 0.000 description 1
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/003—Alloys based on aluminium containing at least 2.6% of one or more of the elements: tin, lead, antimony, bismuth, cadmium, and titanium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
- C22C21/16—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with magnesium
-
- 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)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Extrusion Of Metal (AREA)
- Forging (AREA)
- Conductive Materials (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
- Physical Vapour Deposition (AREA)
Abstract
Vynález se týká zpusobu tvárení a tepelného zpracování slitiny, která obsahuje a) jako složky slitiny: 0,5 až 1,0 % hmotn. Mn, 0,4 až 1,8 % hmotn. Mg, 3,3 až 4,6 % hmotn. Cu, 0,4 až 1,9 % hmotn. Sn, 0 až 0,1 % hmotn. Cr, 0 až 0,2 % hmotn. Ti, b) jako necistoty: až 0,8 % hmotn. Si, až 0,7 % hmotn. Fe, až 0,8 % hmotn. Zn, až 0,1 % hmotn. Pb, až 0,1 % hmot. Bi, až 0,3 % hmotn. ostatní, c) jako zbytek do 100 % hmotn. hliník, pricemž zpusob se provádí polokontinuálním litím, homogenizacním žíháním, ochlazením z homogenizacní žíhací teploty, a ohrevem na tvárecí teplotu pro prutlacné lisování, zahrnující neprímé prutlacné lisování pri maximální teplote 380 .degree.C, tlakové kalení ve vode ne více než 30 sekund po tvárení, pricemž maximální prípustné ochlazení povrchu protlacovaných kusu pred kalením je 10 .degree.C, a prirozené nebo umelé stárnutí pri teplote 130 až 190 .degree.C po dobu 8 až 12 hodin.
Description
Předložený vynález se týká způsobu tváření a tepelného zpracování hliníkové slitiny vhodné k obrábění, která neobsahuje olovo jako složku slitiny, ledajako možnou nečistotu. Slitina vykazuje vynikající pevnostní vlastnosti, vynikající zpracovatelnost, vynikající obrobitelnost řezným obráběním, korozivzdornost, menší spotřebu energie, a je neškodná pro životní prostředí při výrobě i užití. Tato slitina je vhodná zejména pro nahrazení slitin, vhodných k obrábění, typu AlCuMgPb (AA2030).
Dosavadní stav techniky
Hliníkové slitiny vhodné k obrábění byly vyvinuty ze standardních tepelně zpracovatelných slitin, ke kterým byly přidány další prvky pro vytvoření měkčích fází v matrici. Tyto fáze zlepšují obrobitelnost materiálu při řezném obrábění a umožňují získání hladkého povrchu při menších řezných silách, menším opotřebení nástroje a zejména snazším oddělování třísek.
Tyto fáze jsou tvořeny složkami slitiny, které nejsou rozpustné v hliníku, netvoří intermetalické sloučeniny s hliníkem a mají nízké teploty tavení. Složky s těmito, vlastnostmi jsou olovo, bismut, cín, kadmium, indium a některé další, které nejsou použitelné z praktických důvodů. Uvedené složky přidané jednotlivě nebo v kombinaci se v průběhu tuhnutí srážejí ve formě globulárních inkluzí částic o velikosti od několika pm do několika desítek pm.
Nej důležitější hliníkové slitiny vhodné k obrábění jsou:
Al-Cu s 0,2 až 0,6 % hmotn. Pb a 0,2 až 0,6 % hmotn. Bi (AA2011)
Al-Cu-Mg s 0,8 až 1,5 % hmotn, Pb a až 0,2 % hmotn. Bi (AA2030)
ΑΙ-Mg-SÍ s 0,4 až 0,7 % hmotn. Pb a 0,4 až 0,7 % hmotn. Bi (AA62 62)
V těchto slitinách jsou inkluze pro snazší obrobitelnost tvořeny zejména olovem a bismutem.
V současné době je tendence nahrazovat olovo jinými prvky vzhledem kjeho nebezpečnosti pro lidský organismus a z ekologických důvodů. Jako náhrada se nejčastěji používá cín a částečně indium. Možnost použití cínu v hliníkových slitinách vhodných k obrábění je již dlouho známa. Cín byl jednou z prvních složek pro přidávání do hliníkových slitin, vhodných k řeznému obrábění, až do 2 % hmotn. V praxi se ve velkém měřítku nikdy nepoužíval kvůli předpokládanému zhoršování korozních vlastností, horší tažnosti slitiny a vysoké ceně. V současné době se cín přidává zejména ke slitinám ze skupiny Al-Mg-Si (typů AA6xxx) a Al-Cu (typů AÁ2XXX) obsahujícím ve standardní formě olovo a bismut nebo jen olovo.
Slitiny s cínem by měly mít, ve srovnání se standardními slitinami, obdobné nebo lepší vlastnosti pokud jde o mikrostrukturu, zpracovatelnost, mechanické vlastnosti, korozivzdornost a obrobitelnost. Vytváření vhodných třísek slitiny s cínem závisí, podobně jako u slitin s olovem a bismu45 tem, na vlivu inkluzí usnadňujících obrábění při mechanismu oddělování materiálu během řezného obrábění.
Dřívější výzkumy a objasnění mechanismu oddělování třísek byly založeny zejména na slitinách s olovem a bismutem. Obě složky tvořící měkčí fáze v tvrdším základu si zachovávají své chemické a metalografické vlastnosti. V místech diskontinuit jsou síly soudržnosti slabší a je tak usnadněno oddělování třísek v průběhu obrábění. Distribuce globulámí fáze by měla být jemná a stejnosměrná. Současné přidávání menších množství dvou nebo více složek nerozpustných v hliníku má větší efekt, než přidávání jedné složky. Složky jsou přítomny v globulárních fázích v poměrech odpovídajících jejich analytickým průměrným hodnotám.
-1 CZ 299841 Bó
Na základě praktické zkušenosti je známo, že oddělování třísek je nejlepší při eutektickém obsahu složek nerozpustných v hliníku. Proto převládá názor, že vhodné oddělování třísek je výsledkem tavení těchto inkluzí při teplotách dosahovaných v průběhu zpracování materiálu při soustružení, vrtání atd.
Dokument DE-A21 55 322 popisuje hliníkovou slitinu obsahující: 3,5 až 5,0% Cu, 1,0 až 3,0 % Pb+Sn+Bi+Cd+Sb, 0,4 až 1,8 % Mg, 0,5 až 1,0 % Mn, a zbytek je hliník. Tento dokument nepopisuje žádný zvláštní příklad ani vlastnosti slitiny.
Dokument EP-A 0 964 070 nárokuje hliníkovou slitinu na bázi AlCuMg, obsahující 0,7 až 1,5 % Sn. Popisuje nicméně slitinu AlCuMg obsahující mezi jinými Sn+Bi jako podstatné složky. Jsou uvedeny dva příklady, a v obou je obsah Bi ,19 % hmotn. Z textu na str. 2, řádek 55 je zřejmé, že k vsázce ve výrobě Al slitiny se přidává kovový Bi (čistota 99,9 % hmotn.). Přítomnost Bi při výrobě slitiny není nikterak volitelná. Zřejmě je pokládána za tak důležitou, že se záměrně přidává. Je možno shrnout, že tento dokument se týká slitiny, kde je Pb částečně nahrazeno Bi.
V žádném z výše uvedených dokumentů není popsáno ani z nich není zřejmé omezení obsahu Pb, Bi a Sn pro získání hliníkové slitiny vykazující vynikající obrobitelnost spolu s vysokou mecha20 nickou pevností.
Podstata vynálezu
Předložený vynález se týká způsobu tváření a tepelného zpracování hliníkové slitiny vhodné k obrábění, která neobsahuje olovo jako složku slitiny, ledajako možnou nečistotu. Předložená slitina vykazuje vynikající pevnostní vlastnosti, vynikající zpracovatelnost, vynikající obrobitelnost, korozivzdornost, menší spotřebu energie, aje neškodná pro životní prostředí při výrobě i užití.
Těchto vlastností a snížení výrobních nákladů je dosaženo prostřednictvím volby složek slitiny, způsobu tváření a termomechanického zpracování.
Předmětem vynálezu je tedy způsob tváření a tepelného zpracování hliníkové slitiny vhodné k obrábění, kde slitina obsahuje
a) jako složky slitiny:
0,5 až 1,0 % hmotn. Mn,
0,4 až 1,8 % hmotn. Mg,
3,3 až 4,6 % hmotn. Cu,
0,4 až 1,9 % hmotn. Sn, až 0,1 % hmotn. Cr, až 0,2 % hmotn. Ti,
b) jako nečistoty:
až 0,8 % hmotn. Si, až 0,7 % hmotn. Fe, až 0,8 % hmotn. Zn, až 0,1 % hmotn. Pb, až 0,1 % hmotn. Bi, až 0,3 % hmotn. ostatní,
-2CZ 299841 Bó
c) jako zbytek do 100 % hmotn. hliník, přičemž způsob se provádí polokontinuálním litím, homogenizačním žíháním, ochlazením z homogenízační žíhact teploty, a ohřevem na tvářecí teplotu pro průtlačné lisování, zahrnující nepřímé průtlačné lisování při maximální teplotě 380 °C, tlakové kalení ve vodě ne více než 30 sekund po tváření, přičemž maximální přípustné ochlazení povrchu protlačovaných kusů před kalením je 10 °C, a přirozené nebo umělé stárnutí při teplotě 130 až 190 °C po dobu 8 až 12 hodin.
Výhodně slitina obsahuje 1,1 až 1,5 % hmotn. Sn.
Výhodně slitina obsahuje do 0,06 % hmotn. Pb.
Výhodně slitina obsahuje do 0,05 % hmotn. Bi.
V další variantě výše popsaného způsobu se provádí nepřímé průtlačné lisování při maximální teplotě 380 °C, tlakové kalení, tahové vyrovnávání a přirozené stárnutí.
V další variantě výše popsaného způsobu se provádí nepřímé průtlačné lisování při maximální teplotě 380 °C, tlakové kalení, tahové vyrovnávání a umělé stárnutí při teplotě 130 až 190 °C po dobu 8 až 12 hodin.
V další variantě výše popsaného způsobu se provádí nepřímé průtlačné lisování při maximální teplotě 380 °C, tlakové kalení, tváření za studená, tahové vyrovnávání a přirozené stárnutí.
V další variantě výše popsaného způsobu se provádí nepřímé průtlačné lisování při maximální teplotě 380 °C, tlakové kalení, tváření za studená, tahové vyrovnávání a umělé stárnutí při teplotě 130 až 190 °C po dobu 8 až 12 hodin.
Dalším předmětem vynálezu je výrobek získaný výše popsaným způsobem nebo některou jeho variantou, mající pevnost v tahu 293 až 487 N/mm2, namáhání na mezi kluzu 211 až 464 N/mm2, tvrdost HB 73 až 138, a protažení při přetržení 4,5 až 13 %.
Dalším předmětem vynálezu je výrobek získaný výše popsaným způsobem nebo některou jeho variantou, mající pevnost v tahu 291 az 532 N/mm2, namáhání na mezi kluzu 230 až 520 N/mm2, tvrdost HB 73 až 141, a protažení při přetržení 5,5 až í1,5 %.
Slitiny podle vynálezu se dělí do pěti skupin podle jejich obsahu cínu.
1, skupina: 0,40 až 0,70 % hmotn. Sn
2. skupina: 0,71 až 1,00 % hmotn. Sn
3. skupina: 1,01 až 1,30 % hmotn. Sn
4. skupina: 1,31 až 1,60 % hmotn, Sn
5. skupina: 1,61 až 1,90 % hmotn. Sn
Slitiny je třeba dělit do pěti skupin podle jejich obsahu cínu z následujících důvodů:
Zvýšení obsahu cínu při konstantním obsahu ostatních složek slitiny a nečistot zapříčiňuje snížení pevnosti po tepelném zpracování. Zvýšení obsahu cínu vede v průběhu řezání materiálu k přízni50 vějším třískám.
' Pří konstantním obsahu složek slitiny a nečistot á za stejných podmínek lití, homogenizačního žíhání, zpracování průtlačným lisováním a tepelného zpracování, závisí mechanické vlastnosti a
-3 CZ 299841 B6 obrobitelnost polotovarů ze slitiny na obsahu cínu. Zvyšující se obsah cínu zlepšuje obrobitelnost, pokud jde o oddělování třísek. Vyšší obsah cínu vede k menším třískám. Zvýšení obsahu cínu zapříčiňuje nižší pevnost v tahu a namáhání na mezi kluzu.
Řezné podmínky ovlivňují obrobitelnost slitin obsahujících cín. Při vyšších řezných rychlostech s nástrojem vytvořeným z karbidové tvrdokovové slitiny se získají třísky klasifikované jako příznivé i při menším obsahu cínu (< 1,2 % hmotn. Sn).
Slitiny s nižšími obsahy cínu mají horší třísky při nižších řezných rychlostech a dobré třísky při io vyšších řezných rychlostech.
Slitiny s vyššími obsahy cínu mají příznivé třísky při všech řezných rychlostech. Slitiny s vyššími , obsahy cínu mají horší mechanické vlastnosti ve srovnání se slitinami s nižšími obsahy cínu.
Hranice obsahu cínu, která vede k příznivým nebo nepříznivým třískám a k lepším nebo horším mechanickým vlastnostem je 1,2 % hmotn. Sn.
Vynález zahrnuje nový způsob tváření a tepelného zpracování výše uvedených slitin s cínem. Polotovaiy vyrobené ze standardních slitin typu AlCuMgPb vhodných k řeznému obrábění, ve formě tyčí kruhového nebo šestiúhelníkového průřezu se zpravidla vyrábí následujícími způsoby: Způsob 1 (T3)
Polokontinuální lití, homogenizační žíhání, ochlazení z homogenizační žíhací teploty, ohřev na tvářecí teplotu pro průtlaěné lisováni, průtlačné lisování, homogenizace (obvykle v solné lázni pro slitiny typu AA2xxx), kalení, tváření za studená tažením, přirozené stárnutí.
Způsob 2 (T4)
Polokontinuální lití, homogenizační žíhání, ochlazení z homogenizační žíhací teploty, ohřev na tvářecí teplotu pro průtlaěné lisování, průtlačné lisování, homogenizace (obvykle v solné lázni přo slitiny typu AA2xxx), kalení, přirozené stárnutí.
Způsob 3 (T6)
Polokontinuální lití, homogenizační žíhání, ochlazení z homogenizační žíhací teploty, ohřev na tvářecí teplotu pro průtlačné lisování, průtlačné lisování, homogenizace (obvykle v solné lázni pro slitiny typů AA2xxx), kalení, umělé stárnutí.
Způsob 4 (T8)
Polokontinuální lití, homogenizační žíhání, ochlazení z homogenizační žíhací teploty, ohřev na tvářecí teplotu pro průtlačné lisování, průtlačné lisování, homogenizace (obvykle v solné lázni pro slitiny typu AA2xxx), kalení, tváření za studená tažením, umělé stárnutí.
Nový způsob výroby, tváření a termomechanického zpracování vynalezené slitiny typu AlCuMg s Sn se týká (1) změny tvářecích teplot, které jsou vyšší než v konvenčních způsobech, (2) zavedení nepřímého průtlačného lisování s vyššími rychlostmi protlačování, (3) tlakového kalení bezprostředně poté, co protlačované kusy opouštějí formu, (4) zvýšeného stupně tváření za studená v průběhu termomechanické úpravy, (5) optimálních teplot a časů umělého stárnutí, a (6) postupu pro dosažení stavu bez pnutí v protlačovaných a termomechanicky zpracovaných tyčí.
Zavedení nového způsobu tváření a termomechanického zpracování slitin má oproti konvenčním způsobům následující výhody.
-4CZ 299841 B6
Různými kombinacemi technologických postupů po průtlačném lisování slitiny je možné dosáhnout různých řízených mechanických vlastností polotovarů a technologických vlastností jako například obrobitelnosti a kvality povrchu.
Vynalezené technologické postupy tváření a termomechanického zpracování vykazují následující výhody oproti polotovarům vyrobeným konvenčními postupy ze standardních slitin typu AlCuMgPb.
Rychlejší protlačování materiálu při nepřímém průtlačném lisování.
Tlakovým kalením je umožněno využití tvářecího tepla pro homogenizaci. Podle tohoto způsobu je možno upustit od zvláštní homogenizace, zpravidla prováděné v solné lázni. Proto je třeba méně energie a pracovního času. Je třeba zdůraznit, že tímto způsobem jsou vyřešeny také ekolo15 gické problémy spojené s použitím soli pro homogenizaci (slitiny typu ÁA2xxx, knimž patří také konvenční slitina AlCuMgPb (AA2030) se vyrábějí postupem žíhání odděleného roztoku).
Vlivem použití tlakového kalení mají slitiny hladký a lesklý povrch. Při konvenčních postupech se zvláštní homogenizací vzniká, v důsledku oxidace hořčíku na povrchu tyče účinkem koroze solí a mechanických poškození povrchů protlačované tyče při manipulaci v některých technologických operacích, tmavší povrch.
Spojením tváření za studená a stupně tváření za studená před přirozeným nebo umělým stárnutím je zvýšena pevnost. Mechanické vlastnosti (namáhání na mezi kluzu, pevnost v tahu) slitin podle vynálezu s cínem jsou nižší než vlastnosti konvenční slitiny AlCuMgPb (AA2030).
Tvářením za studená před přirozeným nebo umělým stárnutím je minimalizováno vnitřn í pnutí.
Zavedením tváření před stárnutím protlačovaných tyčí je dosaženo polotovarů bez pnutí.
Vynález zahrnuje také následující technologické postupy při výrobě a tepelném zpracování nových slitin s cínem:
Způsob a
Polokontinuální lití ingotů. Homogenizační žíhání polokontinuálně odlitých ingotů po dobu 8 hodin při 490 °C. Ochlazení ingotů po homogenizaci na teplotu okolí při rychlosti chlazení
- 230 °C/h. Ohřev ingotů na tvářecí teplotu 380 °C. Nepřímé přůtlačrié lisování Sochorů na tyče o průměru 12 až 127 mm. Vynález také zahrnuje chlazení protlačovacího nástroje -formy- kapal40 ným dusíkem. Nástroj musí být chlazen kvůli vysokým tvářecím teplotám nezbytným pro úspěšnou homogenizaci v protlačovacím lisu. Kalení protlačovaných kusů po opuštění formy se provádí ve vodě. Maximální přípustná doba mezi tvářením a kalením materiálu je 30 sekund. Maximální přípustné ochlazení povrchu protlačovaných kusů před kalením je 10 °C. Přirozené stárnutí trvá 6 dní,
Způsob b
Polokontinuální lití ingotů. Homogenizační žíhání polokontinuálně odlitých ingotů po dobu 8 hodin při 490 °C. Ochlazení ingotů po homogenizaci na teplotu okolí při rychlosti chlazení
230 °C/h, Ohřev ingotů na tvářecí teplotu 380 °C. Nepřímé průtlačné lisování sochorů na tyče o průměru 12 až 127 mm. Vynález také zahrnuje chlazení protlačovacího nástroje -formy- kapalným dusíkem. Nástroj musí být chlazen kvůli vysokým tvářecím teplotám nezbytným pro úspěšnou homogenizaci v protlačovacím lisu. Kalení protlačovaných kusů po opuštění formy se provádí ve vodní vlně. Maximální přípustná doba mezi tvářením a kalením materiálu je 30 sekund.
-5CZ 299841 B6
Maximální přípustné ochlazení povrchu protlačovaných kusů před kalením je 10 °C. Umělé stárnutí po dobu 8 až 12 hodin při teplotě 130 až 190 °C.
Způsob c
Polokontinuální lití ingotů. Homogenizační žíhání polokontinuálně odlitých ingotů po dobu 8 hodin při 490 °C. Ochlazení ingotů po homogenizaci na teplotu okolí při rychlosti chlazení 230 °C/h. Ohřev ingotů na tvářecí teplotu 380 °Č. Nepřímé průtlačné lisování Sochorů na tyče o průměru 12 až 127 mm. Vynález také zahrnuje chlazení protlačovacího nástroje -formy- kapal10 ným dusíkem. Nástroj musí být chlazen kvůli vysokým tvářecím teplotám nezbytným pro úspěšnou homogenizaci v protlačovacím lisu. Kalení protlačovaných kusů po opuštění formy se provádí ve vodě. Maximální přípustná doba mezi tvářením a kalením materiálu je 30 sekund. Maximální přípustné ochlazení povrchu protlačovaných kusů před kalením je 10 °C. Protlačované zakalené tyče se protahují s mírou přetváření až 15%. Přirozené stárnutí trvá 6 dní.
Způsob d
Polokontinuální lití ingotů. Homogenizační žíhání polokontinuálně odlitých ingotů po dobu 8 hodin při 490 °C. Ochlazení ingotů po homogenizaci na teplotu okolí při rychlosti chlazení
2 3 0 °C/h. Ohřev ingotů na tvářecí teplotu 380 °C. Nepřímé průtlačné lisování sochorů na tyče o průměru 12 až 127 mm. Vynález také zahrnuje chlazení protlačovacího nástroje -formy- kapalným dusíkem. Nástroj musí být chlazen kvůli vysokým tvářecím teplotám nezbytným pro úspěšnou homogenizaci v protlačovacím lisu. Kaleni protlačovaných kusů po opuštění formy se provádí ve vodě. Maximální přípustná doba mezi tvářením a kalením materiálu je 30 sekund. Maxi25 mální přípustné ochlazení povrchu protlačovaných kusů před kalením je 10 °C. Umělé stárnutí po dobu 8 až 12 hodin při teplotě 130 až 190 °C. Poslední technologickou fází je postup pro získání ' polotovaru bez pnutí ve formě tyěí.
Nové slitiny podle vynálezu také mohou být tepelně a termomechanicky zpracovány postupy zvláštního homogenizačního žíhání, které odpovídají postupům T3, T4, T6 a T8 podle klasifikace Aluminium Association (tyto způsoby označené e, f, g a h v tabulce I nejsou předmětem vynálezu).
Způsob i
Polokontinuální lití ingotů. Homogenizační žíhání polokontinuálně odlitých ingotů po dobu 8 hodin při 490 °C. Ochlazení ingotů po homogenizaci na teplotu okolí při rychlosti chlazení 230 °C/h.Ohřev ingotů na tvářecí teplotu 380 °C. Nepřímé průtlačné lisování sochorů ná tyče o průměru 12 až 127 mm. Vynález také zahrnuje chlazení protlačovacího nástroje -formy- kapal40 ným dusíkem. Nástroj musí být chlazen kvůli vysokým tvářecím teplotám nezbytným pro úspěšnou homogenizaci v protlačovacím lisu. Kalení protlačovaných kusů po opuštění formy se provádí ve vodě. Maximální přípustná doba mezi tvářením a kalením materiálu je 30 sekund. Maximální přípustné ochlazení povrchu protlačovaných kusů před kalením je 10 °C. Provádí se tahové vyrovnávání protlačovaných kusů pro získání stavu bez pnutí. Přirozené stárnutí trvá 6 dní.
Způsob j
Polokontinuální lití ingotů. Homogenizační žíhání polokontinuálně odlitých ingotů po dobu 8 hodin při 490 °C. Ochlazení ingotů po homogenizaci na teplotu okolí. Ohřev ingotů na tvářecí teplotu 380 °C. Nepřímé průtlačné lisování sochorů na tyče o průměru 12 až 127 mm. Vynález také zahrnuje chlazení protlačovacího nástroje -formy- kapalným dusíkem. Nástroj musí být chlazen kvůli vysokým tvářecím teplotám nezbytným pro úspěšnou homogenizaci v protlačovacím lisu. Kalení protlačovaných kusů po opuštění formy se provádí ve vodě. Maximální přípustná doba mezi tvářením a kalením materiálu je 30 sekund. Maximální přípustné ochlazení povrchu
-6CZ 299841 B6 protlačovaných kusů před kalením je 10 °C. Provádí se tahové vyrovnávání protlačovaných kusů pro získání stavu bez pnutí. Umělé stárnutí po dobu 8 až 12 hodin při teplotě 130 až 190 °C.
Způsob k
Polokontinuální lití ingotů. Homogenizační žíhání polokontinuálně odlitých ingotů po dobu 8 hodin při 490 °C. Ochlazení ingotů po homogenizaci na teplotu okolí při rychlosti chlazení 230 °C/h. Ohřev ingotů na tvářecí teplotu 380 °C. Nepřímé průtlačné lisování sochorů na tyče o průměru 12 až 127 mm. Vynález také zahrnuje chlazení protlačovacího nástroje -formy- kapalio ným dusíkem. Nástroj musí být chlazen kvůli vysokým tvářecím teplotám nezbytným pro úspěšnou homogenizaci v protlačovacím lisu. Kalení protlačovaných kusů po opuštění formy se provádí ve vodě. Maximální přípustná doba mezi tvářením a kalením materiálu je 30 sekund. Maximální přípustné ochlazení povrchu protlačovaných kusů před kalením je 10 °C. Protlačované zakalené tyče se protahují s mírou přetváření až 15 %. Provádí se tahové vyrovnávání protlačo15 váných kusů pro získání stavu bez pnutí. Přirozené stárnutí trvá 6 dní.
Způsob 1
Polokontinuální lítí ingotů. Homogenizační žíhání polokontinuálně odlitých ingotů po dobu
8 hodin při 490 °C. Ochlazení ingotů po homogenizaci na teplotu okolí. Ohřev ingotů na tvářecí teplotu 380 °C. Nepřímé průtlačné lisování sochorů na tyče o průměru 12 až 127 mm. Vynález také zahrnuje chlazení protlačovacího nástroje -formy- kapalným dusíkem. Nástroj musí být chlazen kvůli vysokým tvářecím teplotám nezbytným pro úspěšnou homogenizaci v protlačovacím lisu. Kalení protlačovaných kusů po opuštění formy se provádí ve vodě. Maximální přípustná doba mezi tvářením a kalením materiálu je 30 sekund. Maximální přípustné ochlazení povrchu protlačovaných kusů před kalením je 10 °C. Protlačované zakalené tyče se protahují s mírou přetváření až 15 %. Provádí se tahové vyrovnávání protlačovaných kusů pro získání stavu bez pnutí. Umělé stárnutí po dobu 8 až 12 hodin při teplotě 130 až 190 °C.
-7 CZ 299841 B6
Tabulka 1: Druhy technologií pro výrobu a tepelné zpracování slitin vhodných pro řezné obrábění typu AlCuMgSn podle hlavních technologických fází
| Způsob | Protlačování /teplota (°C) | Druh kalení | Tváření | Stárnutí/ teplota(6C) / doba (h) |
| a | protlač./380 | tlakově kalení | přirozené stárnutí | |
| b | protlač./380 | tlakové kalení | umělé stárnutí/ 130-190 °C/ 8-12 h | |
| c | protlač./380 | tlakové kalení | za studená | přirozené stárnutí |
| d | protlač./380 | tlakové kalení | za studená | umělé stárnutí/ 130-190 °C/ 8-12 h |
| e* | protlač./350 | solná lázeň | přirozené stárnuti | |
| f* | protlač./350 | solná lázeň | Umělé stárnutí./ 130-190 *C/ 8-12 h | |
| g* | protlač./350 | solná,lázeň | za studená | přirozené, stárnutí |
| h* | protlač./350 | solná lázeň | za studená | umělé stárnutí/ 130-190 °C/ 8-12 h |
| i | protlač./380 | tlakové kalení | tahové vyrovnání | přirozené stárnutí |
| 3 | protlač. /380 - | tlakové. kalení | tahové 'Vyrovnání | umělé stárnutí/ 130-190 °C/ 8-12 h |
| k | protlač./380 | tlakové kalení | za studená a vyrovnání. | přirozené stárnutí |
| .1 | protlač./380 | tlakové kalení | za studená a vyrovnání | umělé stárnutí/ 130-190 °G/ 8-12 h |
* způsoby e, f, g, h nejsou předmětem vynálezu a: protlačovaná (Tmax=380 °C), tlakově kalená, přirozeně stárnutá b: protlačovaná (Tmax=380 °C), tlakově kalená, uměle stárnutá (T=130 až 190 °C, t=8 až 12 hodin) c: protlačovaná (Tmax=38O °C), tlakově kalená, tvářená za. studená, přirozeně stárnutá ío d: protlačovaná (Tm;P=380 °C), tlakově kalená, tvářená za studená, uměle stárnutá (T=l30 až 190 °C, 1=8 až 12 hodin)
-8CZ 299841 B6 i
I e; protlačovaná (Tmax=350 °C), kalená v solné lázni, přirozeně stárnutá f: protlačovaná (Tmax=350 °C)Í kalená v solné lázni, uměla stárnutá (T=130 až 190 °C, t=8 až 12 hodin) g: protlačovaná (Tmax=350 °C), kalená v solné lázni, přirozeně stárnutá h: protlačovaná (Tmax=350 °C), kalená v solné lázní, uměle stárnutá (T=l 30 až 190 °C, t=8 až 12 hodin) i: protlačovaná (Tmax=380 °C), tlakově kalená, tahově vyrovnaná, přirozeně stárnutá j: protlačovaná (Tm3X-380 °C), tlakově kalená, tahově vyrovnaná, uměle stárnutá (T=130 až 190 °C, t=8 až 12 hodin) io k: protlačovaná (Tmax=380 °C), tlakově kalená, tvářená za studená, tahově vyrovnaná, přirozeně stárnutá T 1: protlačovaná (Tmax=380 ^C), tlakově kalená, tvářená za studená, tahově vyrovnaná, uměle stárnutá (T=130 až 190 °C, t=8 až 12 hodin).
Příklady provedeni vynálezu
Vynález bude dále objasněn na konkrétních příkladech.
Zkušební slitiny se složeními uvedenými v tabulce 2 byly polokontinuálně odlity do ingotů o 20 průměru 0 288 mm, které byly homogenizačně žíhány po dobu 8 hodin při teplotě 490 ± 5 °C, ochlazeny na teplotu okolí rychlostí chlazení 230 °C/h, nařezány na Sochory soustružené na průměr 0 275 mm, zahřátý na pracovní teplotu 380 °C (způsoby a, b, c, d a i, j, k, 1) nebo 350 °C (způsoby e, f, g, h). lisovány protlačováním na tyče o průměru 26,1 mm a tepelně a termomechanicky zpracovány způsoby popsanými jako způsob a, b, c, d, e, f, g, h, i, j, k a L
Tabulka 2: Chemické složení zkušebních slitin (v % hmotn.)
| Označení | Si | Fe | Mn· | Mg | Cu |
| ;K1 | 0,131 | 0,299 | 0,613 | 0,775 | 4,12 |
| K2 | 0,156 | 0,209 | 0,532 | 0,764 | 4,30 |
| K3 | 0,124: | 0,150 | 0,600 | 0,695 | 4,02 |
| K4 | 0,132. | 0,185 | 0,645 | 0,790 « | 4,28, |
| K5 - | 0,099 ·,· · | 0,187 · | 0,578 | 0,721 | 4,05 |
| K6 | 0,108 | 0,189.;..... | 0,592 | 0,752 | 4,19 |
| K7 | 0,128 | 0,201 | 0,598 | 0,704 | 4,21 |
| K8 | 0,13 | 0,213 | 0., 595 | 0,688 | 4,24 |
| K9 | 0,13 | 0,213 | 0,600 | 0,676 | 4,23 |
Tabulky 2 - pokračování
| Označ. | Zn | Ti | Pb | Sn | Bi | Al |
| Kl* | 0,0670 | 0,0109 | 0,9260 | 0,00 | 0,0-214 | zbytek |
| K2* | 0,0150 | 0,0110. | 0,0600 | 0,49 | 0,0380 | .zbytek |
| K3* | 0,0140 | 0,0050 | 0,0280 | 0,91 | 0,0380 | zbytek |
| K4* | 0,0140 | 0,0050 | 0,0220 | 1,38 | 0,.0180 | zbytek |
| K5* | 0,08.91 | 0,0088 | 0,0913 | 0,90 | 0,0634 | zbytek |
| K6* | 0,0701 | 0,0099 | 0,0731 | 1,26 | 0,04.61 | zbytek |
| K7* | 0,0338 | 0,0122 | 0,05-34 . | .1,47. | 0,0343 | zbytek |
| K8* | 0,0619 | 0:,0137 | 0,054 | ‘1/63 | 0,0213 | zbytek |
| K9* | 0,0649 | 0,0124 | 0,0567 | 1,75 | 0,0232 | zbytek |
* 0,0020-0,0070% hmotn. Cr, 0,0003-0,0011 % hmotn. Zr, 0,0006-0,003 % hmotn. Ni,
0,0006-0,003 % hmotn. V
Mechanické vlastnosti zkušebních slitin typu AlCuMgSn a standardní slitiny AlCuMgPb pro různé způsoby tepelného a termomechemického zpracování jsou uvedeny v tabulkách 3 az 6.
Tabulka 3: Pevnost v tahu Rm (N/mm2) zkušebních slitin v závislosti na obsahu cínu a způsobu výroby
| Způsob | Kl** | K2 | K3 | K4 | K5 | K6 | K7 | K8 | K9 |
| % Sn | 0,49 | 0,91 | :1,38 | 0,90 | 1,13 | 1,47 | 1,63 | 1,75. | |
| a | 4.75, | 473 | 431 | 312 | 364 | 347 | 325 | 305 | 323 |
| b | 429 | 409 | 367 | 333 | 365 | 344 | 341 | 312 | 333 |
| c | 523 | 487 | 402; | 360- | 356 | 324 . | 325' | 293 | 313 |
| d | 467 | '447 | 429 | 388 | 398 | 379 | 362. | 332 | 349 |
| e | 495 | 428 | 395 | 370 | |||||
| f | 463 | 371 .. ; | 3,62 | 349 | |||||
| g | 512 | 419 | 382 | 350 | . .. . | ||||
| h | 466 | 369 | 371 | 352 | |||||
| i | 504 | 468 | 452 | 419 | 364 | 316 | 321 | 339 . | 314 |
| j„ | 440 | 420 | 381. | 345 | 349 | 326 | 327 | 310 | 291 |
| k | 419 | 532 | 444 | 364 | 334 | 351 | |||
| 1 | 470 | 449 | 434 | 398 | 377 | 354 | 363 |
- ifiCZ 299841 Bó
Tabulka 4: Namáhání na mezí kluzu Rpo.? (N/mm2) zkušebních slitin v závislosti na obsahu cínu a způsobu výroby*
| Způsob | Kl | K2 | K3 | K4 | K5 | K6 | K7 | K8 | K9 |
| % Sn | 0,49 | 0,91 | 1,38 | 0,90 | 1,13 | 1,47 | 1,63 | 1,75 | |
| a | 349 | 336. | ,313 | 164 | 330 | 311 | 300 | 281 | 298 |
| b | 361 | 323 | 307 | ,235 | 268 | 238 | 235 | 211 | 231 |
| c | 513 | 464 | 384 | 354 | 263 | 244 | 276 | 213 | Í233 |
| d | 443 | 412 | 400, | ; 357 | 338 | 320 | 306 | 294 | 286 |
| e | 394 | 346 | 297 | 275 | |||||
| f | 361 | :287 | 274 | 271 | |||||
| g | 440 | 329 | 274 | 241 | |||||
| h | 419 | 287 | .308 | 283 | |||||
| 417 | 377 | 368 ; | 336 | 27S | 230 | 231 | 256 | 243 | |
| 1 | 396 | 374. | 326 . | 289 | 264 | 234 | 24.2 | 249 | 226 |
| k | 336 | 520 | 419 | 329 | 314 | 323 | |||
| .1 | 455 | 438 | 401 | 374 | 361 | 332 | 344 |
Tabulka 5: Tvrdost HB zkušebních slitin v závislosti na obsahu cínu a způsobu výroby*
| Způsob | Kl | K2 | K3 | K4 | K5 | K6 | K7 | K8 | K9 |
| % Sn | 0,49 | 0,9.1 | 1,38 | 0,9Ó | 1,13 | 1,47 | 1,63 | i,75 ; | |
| a | 117 | 112 | 102 | 73 | 95 | 95 | 92 | 87 | 88 |
| b | 114 ' | 107 | 102 | 95 ...... | 88 | 80 | 80 | 78 | 80. |
| c | 114 | 138 | 120 | 102 | ,89 | 77 | 78 | 73 | 76 |
| d | 130 | 130 | 123 | 114 , | 106'. | 100 | 95 | 89 | 88 |
| e | 117 | :104; . | :102. | 9.9 | |||||
| f | 112 | 95 | '9.1 | :77 | |||||
| g. | 114 | 89 | 87 | 85 | |||||
| h | 104 | 85 | 90 | 99 | |||||
| i | 123 | 109 | 96 | 91 | 91 | 83 | 82 | 89 | 82 |
| j | 117 | 114 | 109 | 93· | 82 | 76 | 73 | 87 | 87 |
| k | 104 | 141 | 120 | ||||||
| 1 | 127 | 127 | 123 | ,109 |
.11.
Tabulka 6: Protažení při přetržení (%) zkušebních slitin v závislosti na obsahu cínu a způsobu výroby*
| Způsob | Kl“ | K2 | ŤC3 | K4 | K5 | K6 | K7 | K8 | K9 |
| % Sn | 0,49 | 0,91 , | 1,38 | 0,90 | 1,13 | 1,47 | 1,63 | 1,75 | |
| a | 12, 5 | 11,0 | 10,5 . | 11,0 | 7,0 , , | 6,5 | 6,0 | 7,5 | 8,0 |
| b | 9,0 | 8,5 | : 9,0 | 10.,0 | 12 „5 | 13,0 | 13,0 | 12,5 | 12, '0 |
| c | 5,5 | 6,0 | 4,5 | 5,0 | 10,5 | 9,5 | 10,5 | 12,0 | 10,0 |
| ;d. | 7,0 | 7,5 | 7,0 | 7,0 | 9,5 | 9,5 | 9,5 | 10,0 | 10,0 |
| e | 9,0 | 8,5 | 9,5 | 10,5 | |||||
| f | 10,5 | 10,5 | 10,5 | 10,5 | |||||
| g | 9,5 | 12,5 | 10,0 | 10.,· 0 | |||||
| h | 9,5 | 10,0 | 9,0 | 9,Q , | |||||
| i | 10,0 | 11,0 | 10 i 0 | 11,-5 | 9,0 | 9,0 | 9,0 | 9,5 | 9,5 |
| j | 9,0 | 10,0 | 9,Q | 10,0 | 10,5 | 10,5 | .10,5. | 9,5 | 9,5 |
| k | 11,5 | 6,0 | 8,0 | 5,5 | 5,5, | 7,5 | |||
| 1 | 8 | 8,0 | 8,0 | 7,5 | 6,0 | 8,0. | 7,5 |
Slitiny Kl, K2, K3, K4 byly ve způsobech b, d, f. h, j, 1 ponechány ke stárnutí po dobu 8 hodin při teplotě 190 °C. Slitiny K5, K6, K7, K8, K9 byly ve způsobech b, d, f h, j, 1 ponechány ke stárnutí po dobu 8 hodin při teplotě 160 °C. Ostatní podmínky tepelného zpracování jsou uvedeny v tabulce 1.
** Slitina označená Kl je referenční slitina s 0,926 % hmotn. Pb.
V tabulce 7 jsou popsány tvary a velikosti třísek pro referenční slitinu AlCuMgPb a pro novou slitinu AlCuMgSn, která je předmětem vynálezu, pro různé techniky tepelného a termomechanického zpracování při různých řezných rychlostech a materiálech použitých pro nástroje.
Tabulka 7: Klasifikace třísek* z nové slitiny typu AlCuMgSn, která je předmětem vynálezu, a z referenční slitiny AlCuMgPb při řezných rychlostech 160 m/min (nástroj z rychlořezné oceli) a 400 m/min (nástroj z karbidové tvrdokovové slitiny) v závislosti na druhu tepelného a termomechanického zpracování slitin*
| vc=160 m/min (rychlořezná ocel) | vc=400 m/min (karbidová tvrdokovová slitina) | |||||||
| Slitina | a | b | C | d | a | b | c | d |
| Kl·· | A | A | A | B | A | A | A | B |
| K2 | C | C | B | B | ||||
| K3 | C/B | c | C | C | B | B | B | B |
| K4 | A | A | A | ‘A | ||||
| »K5 | B | B | B | B | B | B | B | B |
| K6 | A. | A | A | A | A | A | A | :A |
Poznámka 1: Slitiny Kl, K2, K3, K4 byly ve způsobech b, d ponechány ke stárnutí po dobu 25 8 hodin při teptotě 190 °C. Slitiny K5, K6 byly ve způsobech b, d ponechány ke stárnutí po _ A _ 10 _ dobu 8 hodin při teplotě 160 °C. Ostatní podmínky tepelného zpracování jsou uvedeny v tabulce 1.
Poznámka 2: Slitina označená K1 je referenční slitina s 0,926 % hmotn. Pb.
Poznámka 3: Klasifikace třísek podle kvality zahrnuje velikost a tvar třísek. Třísky se klasi5 fíkuji na příznivé (A), uspokojivé (B) a nepříznivé (C).
Nepříznivé třísky: pásky, ohýbané třísky, ploché spirály Uspokojivé třísky: kosé spirály, dlouhé válcové spirály
Příznivé třísky: krátké válcové spirály, krátké spirály, spirálové svitky, spirálové plátky, jemné plátky.
io
Referenční slitina K1 má příznivé třísky (A). Slitiny s méně než 0,9 % hmotn. Sn mají neuspojivé (C) až uspokojivé (B) třísky ve všech fázích, v závislosti na řezné rychlosti. Slitiny svíce než 1,13% hmotn. Sn mají uspokojivé (B) až příznivé (A) třísky v závislosti na řezné rychlosti. Slitiny s více než 1,38 % hmotn. Sn mají příznivé třísky (A) při všech testovacích podmínkách.
Dalšími kritérii obrobitelnosti jsou drsnost soustruženého povrchu. Za stejných podmínek řezného obrábění a termomechemického zpracování nejsou podstatné rozdíly v drsnosti povrchu mezi předloženou slitinou AlCuMgSn (více než 1 % hmotn. Sn) a referenční standardní slitinou AlCuMgPb.
Slitiny s obsahem cínu v rozmezí 1,1 až 1,5 % hmotn. Sn jsou výhodné, neboť mají optimální kombinaci mechanických vlastností a obrobitelnosti.
Mikrostruktura slitin: v předložených litých slitinách AlCuMgSn je cín ve formě sférických nebo mnohoúhelníkových inkluzí distribuován v hranicích kiystalových zrn. Četnost inkluzí cínu narůstá s obsahem cínu. Velikost těchto inkluzí je od několika pm do 10 pm. S intermetalickými sloučeninami na bázi složek slitiny a nečistot tvoří inkluze cínu sítě kolem krystalových zrn. Po zpracování průtlačným lisováním se tyto sítě rozbíjejí a inkluze na bázi cínu se protahují ve směru deformace.
Inkluze na bázi cínu nejsou, pokud jde o jejich složení a distribuci, homogenní. Vedle cínu zahrnují také složky slitiny hliník, hořčík a med’, jakož i složky nečistot olovo a bismut. Jejich obsah v inkluzích je 1 až 20 % hmotn.
Distribuce hořčíku ve slitině je velmi důležitá. Hořčík se spojuje s cínem podle binárního fázového diagramu Mg-Sn do intermetalické sloučeniny Mg2Sn. Vytváření této sloučeniny je nežádoucí, neboť vázaný hořčík se neúčastní procesu vytvrzování stárnutím, což má.za následek nižší pevnost. V předložených složeních slitin je přítomen menší obsah hořčíku v inkluzích cínu ve slitinách s obsahem do 1,00% hmotn. Sn. Tento obsah hořčíku neodpovídá stechiometrickému poměru Mg:Sn intermetalické sloučeniny Mg2Sn.
Slitiny vyrobené způsobem s tlakovým kalením vykazují po ukončení tepelného a termomechanického zpracování vláknitá protažená krystalová zrna ve směru deformace.
Korozní vlastnosti: Předložené zkušební slitiny typu AlCuMgMn s Sn vykazují ve srovnání se standardní slitinou AlCuMgMn s Pb podobnou nebo lepší odolnost proti napěťové korozi.
-13CZ 299841 Bó
Claims (5)
- 5 1. Způsob tváření a tepelného zpracování slitiny, vyznačující se tím, že obsahujea) jako složky slitiny:0,5 až 1,0 % hmotn. Mn,0,4 až 1,8 % hmotn. Mg,10 3,3 až 4,6 % hmotn. Cu,0,4 až 1,9 % hmotn. Sn,0 až 0,1 % hmotn. Cr,0 až 0,2 % hmotn. Ti,15 b) jako nečistoty:až 0,8 % hmotn. Si, až 0,7 % hmotn. Fe, až 0,8 % hmotn. Zn, až 0,1 % hmotn. Pb,20 až 0,1 % hmotn. Bi, až 0,3 % hmotn. ostatní,c) jako zbytek do 100 % hmotn. hliník,25 přičemž způsob se provádí polokontinuálním litím, homogenizačním žíháním, ochlazením z homogenizační žíhací teploty, a ohřevem na tvářecí teplotu pro průtlačné lisování, zahrnující nepřímé průtlačné lisování při maximální teplotě 380 °C, tlakové kalení ve vodě ne více než 30 sekund po tváření, přičemž maximální přípustné ochlazení povrchu protlačovaných kusů před kalením je 10 °C, a přirozené nebo umělé stárnutí při teplotě 130 až 190 °C po dobu 8 až30 12 hodin.
- 2. Způsob podle nároku 1,vyznačuj íeí se tím, že protlačené kusy jsou před krokem stárnutí podrobeny tváření za studená.35
- 3. Způsob podle nároku 1, vyznačuj íeí se t í m, že protlačené kusy jsou před krokem stárnutí podrobeny tahovému vyrovnávání.
- 4. Způsob podle nároku 1,vyznačuj íeí se tím, že protlačené kusy jsou před krokem stárnutí podrobeny tváření za studená a tahovému vyrovnávání.
- 5. Způsob podle nároku l nebo 2, vy z n ač uj íc í se t í m , že získaný výrobek má pevnost v tahu 293 až 487 N/mm2, namáhání na mezi kluzu 211 až 464 N/mm2, tvrdost HB 73 až 138, a protažení při přetržení 4,5 až 13 %.45 6. Způsob podle nároku 3 nebo 4, vy znač u j í cí se tí m , že získaný výrobek má pevnost v tahu 291 až 532 N/mm2, namáhání na mezi kluzu 230 až 520 N/mm2, tvrdost HB 73 až 141, a protažení při přetržení 5,5 až 11,5 %.50 Konec dokumentu
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SI9800316A SI20122A (sl) | 1998-12-22 | 1998-12-22 | Aluminijeva avtomatna zlitina, postopki za njeno izdelavo in uporabo |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CZ20012310A3 CZ20012310A3 (cs) | 2002-07-17 |
| CZ299841B6 true CZ299841B6 (cs) | 2008-12-10 |
Family
ID=20432375
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CZ20012310A CZ299841B6 (cs) | 1998-12-22 | 1999-12-20 | Zpusob tvárení a tepelného zpracování slitiny |
Country Status (9)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US6248188B1 (cs) |
| EP (1) | EP1144703B1 (cs) |
| AT (1) | ATE250676T1 (cs) |
| AU (1) | AU1904400A (cs) |
| CZ (1) | CZ299841B6 (cs) |
| DE (1) | DE69911648T2 (cs) |
| HU (1) | HUP0600546A2 (cs) |
| SI (1) | SI20122A (cs) |
| WO (1) | WO2000037697A1 (cs) |
Families Citing this family (22)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SI20122A (sl) * | 1998-12-22 | 2000-06-30 | Impol, Industrija Metalnih Polizdelkov, D.D. | Aluminijeva avtomatna zlitina, postopki za njeno izdelavo in uporabo |
| DE19953212A1 (de) † | 1999-11-05 | 2001-05-31 | Fuchs Fa Otto | Aluminiumknetlegierung |
| SI20694A (sl) * | 2000-09-04 | 2002-04-30 | Impol, Industrija Metalnih Polizdelkov, D.D. | Aluminijeve avtomatne zlitine, reciklirni postopek za njihovo izdelavo in njihova uporaba |
| US6902699B2 (en) * | 2002-10-02 | 2005-06-07 | The Boeing Company | Method for preparing cryomilled aluminum alloys and components extruded and forged therefrom |
| US7435306B2 (en) * | 2003-01-22 | 2008-10-14 | The Boeing Company | Method for preparing rivets from cryomilled aluminum alloys and rivets produced thereby |
| US6959476B2 (en) * | 2003-10-27 | 2005-11-01 | Commonwealth Industries, Inc. | Aluminum automotive drive shaft |
| US7922841B2 (en) * | 2005-03-03 | 2011-04-12 | The Boeing Company | Method for preparing high-temperature nanophase aluminum-alloy sheets and aluminum-alloy sheets prepared thereby |
| US8083871B2 (en) | 2005-10-28 | 2011-12-27 | Automotive Casting Technology, Inc. | High crashworthiness Al-Si-Mg alloy and methods for producing automotive casting |
| US8313590B2 (en) * | 2009-12-03 | 2012-11-20 | Rio Tinto Alcan International Limited | High strength aluminium alloy extrusion |
| CN104851867B (zh) * | 2011-12-27 | 2017-10-10 | 万国半导体(开曼)股份有限公司 | 应用在功率半导体元器件中的铝合金引线框架 |
| TWI455217B (zh) * | 2011-12-27 | 2014-10-01 | Alpha & Omega Semiconductor Cayman Ltd | 應用在功率半導體元器件中的鋁合金引線框架 |
| US8703545B2 (en) * | 2012-02-29 | 2014-04-22 | Alpha & Omega Semiconductor, Inc. | Aluminum alloy lead-frame and its use in fabrication of power semiconductor package |
| CN102828073B (zh) * | 2012-08-27 | 2014-01-08 | 安徽家园铝业有限公司 | 粉末喷涂铝合金型材的生产方法 |
| JP6057855B2 (ja) * | 2013-07-31 | 2017-01-11 | 株式会社神戸製鋼所 | 切削用アルミニウム合金押出材 |
| CN103667828A (zh) * | 2013-11-14 | 2014-03-26 | 殷定江 | 一种以废铝为原料的铝合金 |
| JP6290042B2 (ja) * | 2014-08-27 | 2018-03-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 接着耐久性に優れたアルミニウム合金材および接合体、または自動車部材 |
| CN104233008B (zh) * | 2014-09-24 | 2016-05-25 | 中色（天津）特种材料有限公司 | 一种齿轮泵体侧板的制备方法 |
| CN109778033B (zh) * | 2019-01-31 | 2021-04-20 | 苏州铭德铝业有限公司 | 一种7系铝合金型材及其制造方法 |
| CN111020252B (zh) * | 2019-12-30 | 2021-02-02 | 绵阳市天铭机械有限公司 | 一种铝合金板材的加工工艺 |
| CN116391054A (zh) * | 2020-10-30 | 2023-07-04 | 奥科宁克技术有限责任公司 | 改进的6xxx铝合金 |
| CN113774259B (zh) * | 2021-08-20 | 2022-03-04 | 烟台南山学院 | 一种Al-Cu-Mg合金及消除有害含铁相的方法 |
| CN117488141B (zh) * | 2023-09-25 | 2024-07-26 | 安徽广银铝业有限公司 | 一种铝锰合金动力电池壳体及其加工方法 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE2155322A1 (de) * | 1971-11-08 | 1973-05-17 | Schreiber Gmbh Carl | Verwendung von bleilegierten automatenlegierungen aus leichtmetall |
| WO1996029440A1 (en) * | 1995-03-21 | 1996-09-26 | Kaiser Aluminum & Chemical Corporation | A method of manufacturing aluminum aircraft sheet |
| EP0761834A1 (en) * | 1995-08-24 | 1997-03-12 | KAISER ALUMINUM & CHEMICAL CORPORATION | Lead-free 6000 series aluminium alloy |
| EP0828228A2 (en) * | 1996-09-05 | 1998-03-11 | Canon Aptex Kabushiki Kaisha | Image forming apparatus and method |
| US5803994A (en) * | 1993-11-15 | 1998-09-08 | Kaiser Aluminum & Chemical Corporation | Aluminum-copper alloy |
| EP0964070A1 (de) * | 1998-06-12 | 1999-12-15 | Alusuisse Technology & Management AG | Bleifreie Aluminiumlegierung auf Basis von AlCuMg mit guter Spannbarkeit |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6274044A (ja) * | 1985-09-25 | 1987-04-04 | Furukawa Alum Co Ltd | 冷間加工性に優れたアルミニウム合金 |
| JPH0797653A (ja) * | 1993-09-29 | 1995-04-11 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 快削性アルミニウム合金鋳造棒 |
| CZ286150B6 (cs) * | 1996-09-09 | 2000-01-12 | Alusuisse Technology & Management Ag | Hliníková slitina s dobrou obrobitelností |
| SI20122A (sl) * | 1998-12-22 | 2000-06-30 | Impol, Industrija Metalnih Polizdelkov, D.D. | Aluminijeva avtomatna zlitina, postopki za njeno izdelavo in uporabo |
-
1998
- 1998-12-22 SI SI9800316A patent/SI20122A/sl not_active IP Right Cessation
-
1999
- 1999-06-01 US US09/323,522 patent/US6248188B1/en not_active Expired - Fee Related
- 1999-12-20 DE DE69911648T patent/DE69911648T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1999-12-20 AT AT99962640T patent/ATE250676T1/de not_active IP Right Cessation
- 1999-12-20 EP EP99962640A patent/EP1144703B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1999-12-20 HU HU0600546A patent/HUP0600546A2/hu unknown
- 1999-12-20 CZ CZ20012310A patent/CZ299841B6/cs not_active IP Right Cessation
- 1999-12-20 AU AU19044/00A patent/AU1904400A/en not_active Abandoned
- 1999-12-20 WO PCT/SI1999/000027 patent/WO2000037697A1/en active IP Right Grant
-
2001
- 2001-05-01 US US09/847,561 patent/US6423163B2/en not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE2155322A1 (de) * | 1971-11-08 | 1973-05-17 | Schreiber Gmbh Carl | Verwendung von bleilegierten automatenlegierungen aus leichtmetall |
| US5803994A (en) * | 1993-11-15 | 1998-09-08 | Kaiser Aluminum & Chemical Corporation | Aluminum-copper alloy |
| WO1996029440A1 (en) * | 1995-03-21 | 1996-09-26 | Kaiser Aluminum & Chemical Corporation | A method of manufacturing aluminum aircraft sheet |
| EP0761834A1 (en) * | 1995-08-24 | 1997-03-12 | KAISER ALUMINUM & CHEMICAL CORPORATION | Lead-free 6000 series aluminium alloy |
| EP0828228A2 (en) * | 1996-09-05 | 1998-03-11 | Canon Aptex Kabushiki Kaisha | Image forming apparatus and method |
| EP0964070A1 (de) * | 1998-06-12 | 1999-12-15 | Alusuisse Technology & Management AG | Bleifreie Aluminiumlegierung auf Basis von AlCuMg mit guter Spannbarkeit |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE69911648D1 (de) | 2003-10-30 |
| SI20122A (sl) | 2000-06-30 |
| WO2000037697A1 (en) | 2000-06-29 |
| US20010020500A1 (en) | 2001-09-13 |
| CZ20012310A3 (cs) | 2002-07-17 |
| DE69911648T2 (de) | 2004-07-08 |
| US6423163B2 (en) | 2002-07-23 |
| HUP0600546A2 (en) | 2006-11-28 |
| AU1904400A (en) | 2000-07-12 |
| EP1144703A1 (en) | 2001-10-17 |
| ATE250676T1 (de) | 2003-10-15 |
| EP1144703B1 (en) | 2003-09-24 |
| US6248188B1 (en) | 2001-06-19 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CZ299841B6 (cs) | Zpusob tvárení a tepelného zpracování slitiny | |
| EP0247181B1 (en) | Aluminum-lithium alloys and method of making the same | |
| KR100245632B1 (ko) | 저밀도 고강도 알루미늄-리튬 합금 | |
| US10435774B2 (en) | 2XXX series aluminum lithium alloys having low strength differential | |
| RU2406773C2 (ru) | Деформированный алюминиевый сплав системы алюминий-цинк-магний-скандий и способ его получения | |
| US4844750A (en) | Aluminum-lithium alloys | |
| US5133931A (en) | Lithium aluminum alloy system | |
| US5151136A (en) | Low aspect ratio lithium-containing aluminum extrusions | |
| EP0981653B1 (en) | Method of improving fracture toughness in aluminum-lithium alloys | |
| JPH09507532A (ja) | 無鉛６ｘｘｘアルミニウム合金 | |
| EP0302623B1 (en) | Improvements in and relating to the preparation of alloys for extrusion | |
| US3990922A (en) | Processing aluminum alloys | |
| JPH0372147B2 (cs) | ||
| JPH07109536A (ja) | 鍛造用アルミニウム合金及びその熱処理 | |
| US5916385A (en) | Aluminum-cooper alloy | |
| EP0281076B1 (en) | Aluminum lithium flat rolled product | |
| JP2023549190A (ja) | ２ｘｘｘ系アルミニウム合金製品の製造方法 | |
| JP3540316B2 (ja) | アルミニウム−リチウム合金の機械的特性の改良 | |
| CZ262896A3 (cs) | Hliníková slitina s dobrou obrobitelností | |
| EP0266741A1 (en) | Aluminium-lithium alloys and method of producing these | |
| KR100512154B1 (ko) | AlMgSi계 단조용 알루미늄 합금 및 그 합금으로 이루어진 압출 성형 제품 제조 방법 | |
| RU2826059C1 (ru) | Способ изготовления изделий из алюминиевого сплава серии 2xxx | |
| JPH0814018B2 (ja) | アルミニウム合金の熱処理方法 | |
| JPH0339454A (ja) | Ｖｔｒシリンダー用アルミニウム合金鋳造棒の製造方法 | |
| HK1145857B (en) | Aluminum alloy with good cuttability, method for producing a forged article, and forged article |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | Patent lapsed due to non-payment of fee |
Effective date: 20121220 |