KR20030076724A

KR20030076724A - ２차 석출을 이용한 시효-경화성 알루미늄 합금의 열처리

Info

Publication number: KR20030076724A
Application number: KR10-2003-7011671A
Authority: KR
Inventors: 럼레이로저네일; 폴미어이안제임스; 모턴알란제임스
Original assignee: 커먼웰쓰 사이언티픽 앤드 인더스트리얼 리서치 오가니제이션
Priority date: 2001-03-08
Filing date: 2002-03-04
Publication date: 2003-09-26
Also published as: MXPA03008075A; EP1366205A1; EP1366205A4; JP2004530043A; US7037391B2; AUPR360801A0; TWI223670B; RU2003129809A; CN1507501A; US20050076977A1; CN1266301C; CA2439919A1; BR0208054A; AU2002233063B2; WO2002070770A1; RU2300576C2

Abstract

본 방법은 고용체 내에 합금 성분을 함유하는 시효-경화성 알루미늄 합금의 시효 열 처리를 위한 것이다. 본 방법은 T6 템퍼에 비해 단시간동안 본 명세서에서 "1차 석출"이라 부르는 하나 이상의 용질 성분의 석출을 촉진하기 위해 합금을 시효하기에 적절한 시효 승온에서 합금을 유지하는 단계를 포함한다. 그리고 나서 생성된 덜 시효된 합금을 시효 온도에서 저온까지 및 실질적으로 1차 석출을 억제하기에 충분히 빠른 속도에서 냉각시킨다. 그리고 나서 냉각된 합금을 1차 석출을 위한 시효 승온보다 낮은 시효 온도에 노출시켜, 본 명세서에서 "2차 석출"이라고 부르는 추가적인 용질 석출에 의해 시간의 함수로 적절한 기계적 특성을 개발한다.

Description

２차 석출을 이용한 시효-경화성 알루미늄 합금의 열처리{HEAT TREATMENT OF AGE-HARDENABLE ALUMINIUM ALLOYS UTILISING SECONDARY PRECIPITATION}

시효 경화에 의한 강화를 위한 열처리는, 온도가 감소되면 하나 이상의 합금 성분의 고용도가 감소하는 합금에 적용될 수 있다. 이와 관련한 알루미늄 합금에는, 단조 합금(wrought alloys)의 일부 시리즈, 주로 국제 합금 명명 시스템(International Alloy Designation System:IADS)의 2000(Al-Cu, Al-Cu-Mg), 6000(Al-Mg-Si) 및 7000(Al-Zn-Mg) 시리즈가 포함된다. 또한, 다수의 주조용 합금은 시효경화가능하다. 본 발명은, 금속 매트릭스 조성물, 분말 야금 제품 및 급속 고형화와 같은 비통상적 방법에 의해 제조된 제품 뿐만 아니라 단조 합금 및 주조용 합금을 포함하는 이러한 모든 알루미늄 합금으로 확장된다.

시효경화성 물질의 열처리는, 하기의 세 단계:

1. 단일 상 고용체를 생성하는 비교적 높은 온도에서 용액 처리하여, 합금 성분을 용해시키는 단계;

2. 냉수 안에서 급냉하거나 퀀칭하여, 용질 성분을 과포화된 고용체에 함유시키는 단계; 및

3. 이 합금을 하나의, 때로는 제 2 중간 온도에서 일정 시간 동안 유지함으로써 시효시켜, 경화 또는 강화시키는 단계

를 포함한다.

과포화된 고용체에 함유된 용질이 평형 반응의 일부로서, 그레인 전반에 미세하게 분산되어 있으며 상기 물질이 슬립(slip) 과정에 의한 변형에 견디는 능력을 증가시키는 석출을 형성하기 때문에, 이러한 시효에 따른 강화가 일어난다. 시효 처리를 통해 이 미세한 석출 중 하나 이상이 임계 분산되면, 최대 경화 또는 강화가 일어난다.

서로 다른 합금에 대한 시효 조건은 상이하다. 장시간 동안 실온에서(T4 템퍼) 또는, 보다 일반적으로, 경화 과정에서 최장에 해당하는 승온에서 단시간(예를 들어, 150℃에서 8시간) 동안 (T6 템퍼), 한 단계만을 포함하는 두 가지의 공통적인 처리가 유지되어야 한다. 일부 합금은 승온에서 T6 템퍼를 적용하기 전에 소정 시간(예를 들어 24시간) 동안 실온에서 유지된다.

다른 합금 시스템에서, 용액 처리된 물질은 승온에서 시효하기 전에 특정 비율로 변형된다. 이는 T8 템퍼로 알려져 있으며, 이는 그레인 내의 석출물의 분산을 개선시킨다. 7000 시리즈를 기본으로 한 합금은 이의 시효 처리에서 두 개 이상의 단계를 가질 수 있다. 이 합금은 고온에서 시효되기 전에 저온에서 시효될 수 있다(예를 들어, T73 템퍼). 선택적으로, 이러한 두 단계는, 상기 물질을 저온에서 더 시효하는 추가 처리{때로 역행(retrogression) 및 재시효(reageing) 또는 RRA로알려져 있음}보다 먼저 수행될 수 있다.

합금 8090에 대한 최근의 제안에서는, 상기 물질은 승온에서 주어진 시간 동안 시효된 후, 점진적으로 감소하는 온도 단계에서 단시간 시효된다. 이는 사용 시 개선된 파괴 반응을 개발하는 수단을 제공한다.

본 출원인의 공계류중인 국제 특허 출원 PCT/AU00/01601에는, 신규한 세 단계 시효 경화 처리가 개시되어 있다. 이는, 표준 시효 승온에서 비교적 단시간 동안 먼저 시효한 후, 주변 온도 또는 그 이상에서 소정 시간 동안 인터럽트(interrupt)한 후, 최종적으로 첫번째 표준 시효 온도에서 또는 이 부근의 온도에서 더 시효하는 방법을 기재하고 있다. 따라서, 이러한 템퍼는 T6I6으로 명명되며, 이는 인터럽트 단계 (I) 전후의 승온 시효 처리를 의미한다. 이 방법은 모든 시효 경화성 알루미늄 함금에 적용가능하며, 인터럽트 단계 (I) 동안에 저온 경화를 유발하는 2차 석출 방법에 의존하며, 이러한 2차 석출을 이용하여 승온에서 시효 경화에 대한 최종 반응을 증진시킨다.

일부 형태의 2차 석출은 리튬-함유 알루미늄 합금 2090 및 마그네슘 합금 WE54에서 나타난 바와 같이, 특성에 해로운 영향을 미칠 수 있다. 이 경우, 이 합금이 T6 조건으로 시효되고 나서 저온에, 예를 들어, 약 90℃ 내지 130℃에 장시간 동안 노출될 때 형성되는 미세하게 분산된 2차 석출물은 연성 및 인성을 허용할 수 없을 만큼 감소시킬 수 있다.

본 발명은, 주지된 시효(또는 석출) 경화 현상으로 강화될 수 있는 알루미늄 합금의 열처리에 관한 것이다.

본 발명을 보다 빠르게 이해시키기 위해, 지금부터 첨부된 도면에 대해 하기와 같이 설명한다:

도 1은 본 발명의 방법의 적용을 설명하는 개략적인 시간-온도 그래프이고;

도 2는 서로 다른 개시 시간으로 시효될 경우의 실험 합금 Al-4Cu의 2차 석출을 예시하고 본 발명의 방법을 설명하는 개략적인 시간-온도 그래프이고;

도 3은 Al-4Cu에 대한 2차 석출 반응을 65℃에서의 유지 시간의 함수로 나타낸 일련의 핵자기공명(NMR) 스캔 A 내지 D이고;

도 4는 도 3에 대해 상술한 바와 같은 열 처리를 한 Al-4Cu 합금에 대한 GP1지대에서의 경도 및 Cu의 원자% 둘 다에 대한 시간의 그래프이고;

도 5는 T6 템퍼와 비교하여, 본 발명의 방법을 적용할 때 합금 7050의 2차 석출 반응을 설명하는 경도에 대한 시간의 그래프이며;

도 6은 T6 템퍼와 비교하여, 합금 2001에 대한 본 발명의 방법에서 반응을 나타내는 경도에 대한 시간의 그래프이고;

도 7은 T8 템퍼와 비교하여, T8I4 및 T9I4 템퍼 각각에 대한 방법의 반응을 나타내는, 합금 2001에 대한 경도에 대한 시간의 그래프를 나타내고;

도 8은 합금 6013에 대해 본 발명의 방법에서 반응을 나타내는 경도에 대한 시간의 그래프를 나타내고(각각의 합금 6111 및 6056과 실질적으로 유사한 반응을 나타냄);

도 9는 본 발명의 방법을 적용할 때 합금 7075 및 합금 7075 + Ag의 25℃에서의 2차 석출 반응을 설명하는, 경도에 대한 시간의 그래프이고;

도 10은 본 발명을 적용할 때 합금 7075 및 합금 7075 + Ag의 65℃에서의 2차 석출 반응을 설명하는, 경도에 대한 시간의 그래프이고;

도 11은 서로 다른 개시 시간으로부터 시효된 주조 합금 357에 대한 시효 곡선을 나타내고;

도 12는 합금 Al-4Cu에 대한 연이은 2차 석출 반응에 대한 단계 (b) 냉각 속도의 효과를 나타내고, -10℃로 냉각된 에틸렌 글리콜계 퀀칭제(quenchant)를 사용하거나 65℃의 온수 내에서 퀀칭하였을 때의 대조 효과를 나타내고;

도 13은 도 12에 상응하되, 합금 6013에 관한 것이고;

도 14은 도 12에 상응하되, 합금 7075에 관한 것이고;

도 15은 도 12에 상응하되, 합금 8090에 관한 것이다.

본 발명은 많은 시효 경화성 알루미늄 합금에 대하여 기계적 특성들의 증진된 조합이 얻어질 수 있는 시효 처리(ageing treatment)를 제공하고자 하는 것이다.

본 발명은 고용체 중에 합금 성분을 갖는 시효 경화성 알루미늄 합금의 시효 열처리 방법을 제공하며, 이 방법은

(a) 합금을 시효시키기 적합한 시효 승온에서 합금을 유지하여, T6 템퍼보다 단시간동안 본 명세서에서 "1차 석출"이라 부르는 하나 이상의 용질 성분의 석출을 촉진함으로써 덜 시효된 합금을 생성하는 단계;

(b) 상기 덜 시효된 합금을, 단계 (a)의 시효 온도로부터 저온으로 충분히 빠른 속도로 냉각시켜, 1차 석출을 실질적으로 억제하는 단계;

(c) 단계 (b)에 의해 생성된 상기 냉각된 합금을, 단계 (a)의 시효 온도보다 낮은 시효 온도에 노출시켜, 본 명세서에서 "2차 석출"이라 부르는 추가의 용질 성분의 석출을 통해, 적합한 기계적 특성을 시간의 함수로서 개발하는 단계를 포함한다.

상기 PCT/AU00/01601에서 제안된 규정 하에, 본 발명의 방법에 의해 제공된 템퍼를 T6I4라 명명한다. 이는, 이 물질이 단시간동안 인위적으로 시효되고, 예를 들어 적합한 매질로 퀀칭됨으로써 신속하게 냉각된 후, 적합한 2차 시효가 일어나기에 충분한 온도 및 시간에서 유지{인터럽트(interrupt)}되는 것을 의미한다.

본 발명자들은, 대부분의 시효-경화성 알루미늄 합금이 본 발명의 이러한 열처리에 대해 유리한 반응을 보인다는 것을 알아내었다. 유리한 반응을 보이는 합금에서는, 일반적인 T6 템퍼에 따른 특성들과 거의 동등하거나 때로는 이보다 우수한 인장 특성 및 경도값을 얻을 수 있다. 본 발명의 방법을 통해 파괴 인성 및 피로 내성과 같은 다른 기계적 특성을 동시에 개선할 수도 있다.

본 발명의 방법에 의해 가능한 기계적 특성의 증진된 조합은 조절된 2차 석출을 통해 얻어진다. 증진된 특성은 동등한 T6 처리와 비교하여 인위적 시효 온도에서 단시간 내에 얻을 수 있다. 인장 특성은 일반적인 T6 합금 물질의 인장 특성의 일반적인 통계적 변화성 내에서 얻어지거나 이보다 우수하게 얻어질 수 있으며, 예를 들어 현저하게 개선된 파괴 인성이 함께 얻어지는 경우가 많다. 시간을 고려한 본 방법의 장점은, 합금이 인위적으로 가열되어야 하는 인위적 시효 사이클이 단시간인 것과 관련이 있다. 그리고나서, 무한한 시간동안 주변온도 또는 주변온도 부근의 온도에서 강화가 보다 느리게 계속될 수 있다. 이후에 저장, 수송 또는 사용될 때 강화가 계속될 수 있다고 할지라도, 일반적으로 인위적인 시효를 위한 초기 가열동안의 강화에 의해, 엔지니어링 서비스를 위한 최소 사항을 만족하는 물질이 얻어진다.

본 발명에 따른 시효 처리는 일반적으로, 용질 성분을 용해시키고 주변 온도 부근의 온도로 퀀칭함으로써 이를 과포화된 고용체에 함유시키기 위하여 일차적으로 용액 열처리(예를 들어 500℃에서)된 합금에 적용된다. 이들 작업은 모두 시효 처리의 단계 (a) 전에 실시되거나, 입수된 합금에 이미 적용되었을 수 있다. 즉, 단계 (a)를 적용하기 위해 입수된 합금은 고용체 중에 합금 성분을 이미 가질 수 있다. 선택적으로, 본 발명의 방법은 단계 (a) 전에 하기 단계:

(i) 합금의 용질 성분을 고용체에 넣기에 충분한 시간동안, 합금을 용액 처리 온도로 가열하는 단계, 및

(ii) 합금을 용액 처리 온도로부터 퀀칭함으로써 고용체에 합금 성분을 함유시키는 단계를 더 포함할 수 있다.

용액 처리 온도로부터의 퀀칭은, 주변 온도로부터 재가열하는 것이 불필요하도록 단계 (a)를 위한 시료 온도로 바로 되거나, 주변 온도와 같은 저온으로 될 수 있다. 그러나, 용질 성분이 과포화된 고용체에 함유되어 있는 합금은 몇가지 주조 작업을 통해 얻어질 수 있으며, 본 발명의 방법은 입수된 이러한 합금에 적용될 수도 있다. 본 발명은 또한, 고용체 온도로부터 압축 퀀칭(press quenching)함으로써 또는 용액 처리 온도로부터 압출하는 동안 합금을 냉각시킴으로써, 이것이 입수된 합금에 달성되어 있든지 또는 단계 (a) 전의 본 발명의 방법에서 달성되든지 간에, 용질 성분이 고용체 중에 함유되어 있는 합금에 적용된다.

단계 (a) 시효처리를 위한 온도 및 시간은 일반적으로, 통상적인 T6 템퍼로부터 얻을 수 있는 최대 경도 및 강도의 85% 이하, 바람직하게는 40 내지 75%를 제공하는 덜 시효된 상태가 되도록 선택한다. 관련되는 합금에 따라, 이는 단계 (a)의 온도에서 수분 내지 수시간동안 유지되는 것을 포함할 수 있다. 이러한 조건 하에서, 물질은 덜 시효된 상태라고 부른다. 단계 (a)를 위한 시효 온도에서의 시간은 수분 내지 약 8 시간이 될 수 있다. 그러나, 이것이 완전한 강화를 위한 시간보다 짧다면, 8시간이 초과될 수 있다.

단계 (a) 처리로부터 단계 (b)의 냉각은, 약 65℃ 내지 약 -10℃의 온도로 될 수 있다. 실제적인 두 대안으로, 실질적으로 주변 온도로 냉각되거나, 실질적으로 단계 (c)를 위한 시효 온도로 냉각될 수 있다. 바람직하게는, 물 또는 다른 적합한 유체(예를 들어 가스 또는 폴리머계 퀀칭제)가 될 수 있는 적합한 매질 속으로 또는 유체화된 층(bed) 안에 퀀칭하여 냉각한다. 단계 (b)의 냉각의 목적은 원칙적으로 단계 (a)동안 발생하는 1차 석출을 억제하려는 것이다.

단계 (c)에서, 적합한 시간 및 온도는 밀접한 관계가 있다. 본 발명의 목적을 위해, 단계 (c)는 바람직하게는 시효된 알루미늄 합금이 각각의 T6 조건에 대한 강도와 유사하거나 이보다 큰 강도를 얻을 수 있는 조건을 확립하고자 하는 것이다. 단계 (c)를 위한 온도는 합금에 따라 일반적으로 20 내지 90℃이지만 이 범위로 제한되지 않는다. 단계 (c)에서, 상술한 바와 같이 2차 석출이 일어나기 위해서는 적합한 온도 및 유지 시간이 필요하다. 대체로, 단계 (c)를 위한 온도가 낮을수록, 기계적 특성의 원하는 조합을 얻기 위하여 더 오랜 시간이 필요하다. 예외가 있으므로 이것이 보편적인 규칙은 아니다.

단계 (c)는, 단계 (c)를 위한 시효 온도에서, 필요한 수준의 2차 석출이 얻어지는 시간동안 실시할 수 있다. 단계 (c)는, 이의 시효 온도에서, 단계 (b)의 직후에 얻어진 수준을 넘어 원하는 수준의 합금 강화가 얻어지는 시간동안 실시할 수 있다. 이 시간은 원하는 인장 특성을 얻기에 충분할 수 있다. 인장 특성 수준은 완전한 T6 템퍼로 얻을 수 있는 수준과 동등할 수 있으며, 이보다 우수한 것이 바람직하다. 이 시간은 원하는 수준의 인장 특성 및 파괴 인성의 조합을 얻기에 충분할 수 있다. 파괴 인성은 완전한 T6 템퍼로 얻을 수 있는 수준과 적어도 동등할 수 있다.

본 발명의 방법은 표준의 단일 단계 T6 템퍼에 적용할 수 있을 뿐 아니라 다른 템퍼에도 적용할 수 있다. 이들에는, 시효-경화를 용이하게 하기 위하여, 일반적으로 고온으로부터 용질을 보유시키는 것을 포함하는 임의의 템퍼가 포함된다. 몇가지 예로는, T5 템퍼, T8 템퍼 및 T9 템퍼가 포함된다(이에 제한되지 않는다). 이러한 경우에, 본 발명을 적용하면, 구체적으로 덜 시효된 물질을 제공하기 위하여 적용된 시효 온도(상기 단계 (a))로부터 충분히 신속한 속도로; 감소된 온도(상기 단계 (c))에서 유지시키기 전에 퀀칭되는 것이 명백하다. 앞서 언급된 규정을 따라, 이들 템퍼를 T5I4, T8I4 및 T9I4라 하며, T5, T8 또는 T9 처리의 덜 시효된 처리 후 감소된 온도에서의 유지 시간(dwell period)이 있다는 것을 의미한다.

본 발명의 하나 이상의 처리 방법에서, 합금은 기계적으로 변형될 수 있다. 변형은 단계 (a) 전에 가능하다. 따라서, 예를 들어 합금이 본 발명의 방법의 일부로서 단계 (a) 전에 상술되어 있는 용액 처리와 퀀칭 단계 (i) 및 (ii)를 거치는 경우, 합금은 합금의 압출동안이나 예를 들어 압축 퀀칭에 의한 단계 (ii)동안과 같이 단계 (i) 및 (a) 사이에서 기계적으로 변형될 수 있다. 그러나, 합금이 단계 (b) 및 (c) 사이 또는 단계 (c) 동안에 기계적으로 변형될 수 있다. 각 경우, 변형에 따른 합금의 가공(working)은, 본 방법의 단계 (a) 내지 (c)에 의해 얻어질 수 있는 합금의 특성을 더 증진시킬 수 있다.

상기된 단계 (c)에서와 같이, 단계 (a)를 위한 온도 및 시간은 밀접한 관계가 있다. 각 경우, 주어진 수준의 단계 (a)에서의 1차 석출 및 단계 (c)에서의 2차 석출을 위한 온도가 낮아지면 시간은 길어진다. 그러나, 단계 (a)에서 얻어진덜 시효된 수준이 단계 (c)에서의 2차 석출 범위를 결정한다는 점에서, 단계 (a) 및 (c)의 각각에 대한 조건은 밀접한 관계가 있다.

단계 (a)에서의 적합한 덜 시효된 상태의 범위는, 주어진 합금이 속하는 시리즈에 따라 다르며, 적어도 부분적으로 화학 의존성이다. 또한, 각 시리즈의 합금에 대하여 적합한 수준의 덜 시효된 상태에 대해 일반화하는 것도 가능하지만, 각 시리즈 내에는 반드시 예외가 있다. 그러나, 대개의 2000 시리즈의 합금에서, 적어도 합금이 기계적으로 변형(예를 들어 냉간 가공)되지 않는 경우, 완전한 T6 템퍼로부터 얻을 수 있는 최대 인장 강도 및 경도의 50 내지 85%가 제공되는 덜 시효된 상태가 적합하다. 2000 시리즈의 합금이 이와 같이 변형되는 경우, 관련된 가공 수준에 따라, 보다 낮은 수준의 강화로 덜 시효하는 것이 적합할 수 있다. 대조적으로, 7000 시리즈의 합금은, 완전한 T6 템퍼로부터 얻을 수 있는 최대 인장 강도 및 경도의 30 내지 40%가 제공되는 적합한 덜 시효된 상태를 얻기 위하여, 일반적으로 단계 (a)를 위해, 수분과 같이 단시간이 가능하다.

본 발명의 방법은, 예를 들어 주조 합금 357 및 6013, 6111, 6056, 6061, 2001, 2214, Al-Cu-Mg-Ag 합금, 7050 및 7075와 같은 많은 합금이, 동등한 T6 템퍼에서 달성되는 인장 특성 및 경도 수준과 동등하거나 이보다 우수한 인장 특성 및 경도 수준을 갖도록 할 수 있다. 이는 현저하게 단축된 인위적 시효 시간으로 가능하며, 6000 시리즈 합금, Al-Cu-Mg-Ag, 몇가지 7000 시리즈 합금 및 몇가지 주조 합금의 경우, 합금의 파괴 인성을 동시에 개선할 수 있다. 따라서, 이러한 경우, 합금은 동등한 수준의 인장 특성에 대해 개선된 수준의 파괴 인성을 보이며, 인위적 시효 온도에서 시간이 현저하게 단축된다. 이를 통해, 본 발명의 방법에 따른 개선점에는, 기계적 특성의 장점 외에, 처리 비용의 장점도 포함될 수 있다는 것이 제시된다. 이와 관련하여, 저렴한 비용으로 보다 우수한 강도와 보다 신속한 처리시간이 제공되므로, 본 발명에 의해 가능한 인위적 시효는 상응하여 시간이 단축된다. 예를 들어, 합금 7050에서, 일반적인 T6 특성은 인위적 시효 시간의 24-48 시간 후에 얻어진다. 합금 7050에 대한 본 발명의 처리에 의해, 단계 (b)의 퀀칭 후 주변 온도 부근의 온도에서 단계 (c)를 실시하기 전에, 단계 (a)의 승온에 필요한 시간은 5-10분과 같이 단축될 수 있다. 추가적으로, 본 발명과 함께 인위적 시효에 필요한 시간은, 예를 들어 자동차 본체 시트의 페인트-베이킹 사이클에 수용될 수 있도록, 6000 시리즈 합금의 수준으로 단축될 수 있으며, 이는 또한 현재 실제 필요한 다수의 처리 단계가 불필요할 수 있다는 것을 의미한다.

본 발명은, 시효 경화 가능한 알루미늄 합금이 먼저 단계 (a)에서 고온에서 단시간 동안 덜 시효되고 나서 퀀칭 등에 의해 단계 (b)에서 실온으로 냉각되는 경우, 시효 경화 가능한 알루미늄 합금이 단계 (c)에서 저온에서 이와 같이 추가적으로 경화 및/또는 강화될 수 있는 조건을 확립할 수 있다. 이러한 효과는, 본 발명의 T6I4 시효 처리의 일반 원리를 나타내고 시효 경화성 알루미늄 합금의 T6I4 가공을 위한 본 발명의 방법의 조건 하에서 2차 석출이 이용되는 방법에 대한 개략도인 도 1에서 입증된다.

도 1에 나타난 바와 같이, T6I4 시효 방법은 연속적인 단계 (a) 내지 (c)를 이용한다. 그러나, 도시된 바와 같이, 비교적 높은 개시 온도에서 및 합금 성분의 용액을 얻기에 충분한 시간 동안 합금을 유지시키는 예비 용액 처리(도 1에서 ST 처리로 명명됨)가 (a) 단계 전에 실시된다. 입수된 합금에 예비 처리가 실시될 수 있으며, 이 경우, 합금은 일반적으로 도시된 바와 같이 주변 온도 또는 주변 온도 이하로 퀀칭될 것이다. 그러나, 선택적으로, 예비 처리는 본 발명의 방법에 수반될 수 있다. 선택적으로, ST 처리 후의 퀀칭은 주변 온도 또는 그 이하로 가능하거나, 본 발명의 방법의 단계 (a)를 위한 온도로 가능하며, 그로 인해 후자의 온도까지 합금을 재가열할 필요가 없다.

단계 (a)에서, 해당 합금의 T6 템퍼에 적합한 온도 또는 이 부근의 온도에서상기 합금을 시효한다. 단계 (a)의 온도 및 지속 시간은 상기된 바와 같이, 원하는 수준의 덜 시효된 강화를 얻기에 충분하다. 상기 합금은 단계 (a)의 온도부터 단계 (b)에서 퀀칭되어, 단계 (a)의 1차 석출 시효가 억제되며; 단계 (b)에서는 주변 온도 또는 이 부근의 온도로 퀀칭된다. 퀀칭 단계 (b) 이후에, 상기 합금은 단계 (a)에서의 온도 이하, 일반적으로 실질적으로 단계 (a)에서의 온도 이하인 단계 (c)에서의 온도에서 유지되고, 단계 (c)에서의 온도 및 지속시간은 2차 핵생성을 달성하기에 충분하도록 한다.

시효 방법 및 이것이 모든 시효 경화성 알루미늄 합금에 적용되는 방법에 대한 도 1의 개략도과 관련하여, 단계 (a)에서의 온도에서의 시간은, 합금에 따라 수분 내지 수시간이 된다.

도 2는 단조 실험 합금 Al-4Cu의 경화에 적용될 때의 방법을 나타낸다. 도 2에 관해 보다 구체적으로는, 도 2의 그래프는 경도를 시간의 함수로 나타낸 것이며 서로 다른 개시 시간으로부터 덜-시효된 합금 Al-4Cu의 2차 석출을 나타낸다. 상기 합금을 540℃에서 용액 처리하고 나서 퀀칭하여 고용체에 용질 성분을 함유시켰다. 그리고 나서 150℃에서 단계 (a)의 1차 석출을 수행하였으며, 이 과정은 실선으로 나타낸다. 단계 (a)에 대한 서로 다른 시간에 따른, 65℃에서 유지하여 달성된 개별 단계 (c)의 2차 석출의 과정은 점선으로 나타내며, 개별 단계 (c)의 시효 시간은 1, 1.5, 2.5, 3, 4.5, 8 및 24시간으로 나타낸다. 150℃에서 시효된 합금 Al-4Cu에 대한 완전한 T6 경도는 132 VHN인 것으로 밝혀졌다. 그러나, 도 2에 나타난 바와 같이, 상기 합금은 단계 (c)의 저온에서 크게 2차 석출되어, 결국 이의 경도는 도면에 나타난 시간 범위 내에서 통상적으로 시효된 T6 합금에 대해 얻어지는 경도에 접근한다.

도 3은, 합금 Al-4Cu에 대한 2차 석출 반응을 나타내는 일련의 핵자기공명(NMR) 스캔 A 내지 D를 나타낸다. 스캔 A는 540℃에서 용액 처리되고, 퀀칭되고, 150℃에서 2.5시간 동안 시효되고, 퀀칭되고, 이어서 즉시 시험된 물질에 대한 NMR 스캔을 나타낸다. 상기 스캔 내에 두 개의 뚜렷한 피크가 나타나는데, 이 중 첫번째 피크(피크 P1)는 합금의 고용체 내에 남아 있는 구리 원자의 강도에 대응한다. 두 번째 피크, (피크 P2)는 합금에서 GP1 지대(제 1순위 기니어-프레스톤 지대; first order Guinier-Preston zone) 내에 존재하는 구리 원자의 강도에 대응한다. GP1 지대는 강화를 형성하고 이에 기여하는 제 1 핵생성 석출 상이다. 스캔 A-D의 피크는 GP1 지대 피크의 강도로 표준화되어, 고용체 중의 구리 농도 변화가 가장 용이하게 관찰된다. 따라서, 스캔 A는, 150℃에서의 제 1 시효 단계가 이 온도에서의 GP1 지대를 형성하고 합금에 존재하는 총 구리의 거의 반을 소비하는 물질을 나타낸다. 또한, NMR 스캔 B 내지 D는, 덜 시효된 단계 (a)에 이어 단계 (b)의 퀀칭을 수행한 후, 비교를 위한 65℃에서의 240시간 (B), 650시간 (C), 1000시간 (D)의 단계 (c)의 유지 시간 후에 존재하는 이러한 피크들의 차이를 나타낸다. 이러한 피크 아래의 개별 영역의 측정치는 고용체 내에 함유된 구리가 단계 (c)의 유지 시간의 함수로 감소함을 나타내며, GP1 지대 내에 존재하는 구리의 비율은 단계 (c)의 유지 시간과 함께 증가한다. GP1 지대 내에 존재하는 구리의 원자 비율(총 1.73 원자% Cu)을 유지 시간의 함수로 표현함으로써, 2차 경화 곡선의 일반형을 생성할 수 있다. 그리고 나서, 이를 도 4에 나타난 바와 같은 경도-시간 곡선과 비교할 경우, 두 가지 방법은 고도의 상관성을 나타낸다.

따라서, 도 4는 도 3에 대해 상술한 바와 같이 열 처리된 Al-4Cu 합금에 대한 경도 및 GP1 지대에 함유된 Cu의 원자% 둘 다에 대한 시간의 그래프를 나타낸다;

도 5는 단조 (Al-Zn-Mg-Cu) 합금 7050의 경화에 적용될 때의 방법을 나타낸다. 도 5에 관해 보다 구체적으로는, 도 5의 그래프는 130℃에서의 시효에 대한 T6 시효 곡선과 비교하여, 서로 다른 개시 시간으로부터 시효된 합금 7050의 2차 석출을 나타낸다. 상기 합금은 485℃에서 용액 처리되었다. 130℃에서 단계 (a)의 1차 석출을 수행하였으며 이 과정은 실선으로 나타낸다. 단계 (b)의 퀀칭 후의, 단계 (a)에 대한 서로 다른 시간으로부터의 개별 단계 (c)의 2차 석출의 과정은 점선(파선 또는 점선)으로 나타낸다. 130℃에서 시효된 합금 7050에 대한 완전한 T6 경도는 209 VHN인 것으로 밝혀졌다. 그러나, 도 5에 나타난 바와 같이, 상기 합금은 본 실시예에서, 65℃의 단계 (c)의 저온에서 크게 2차 석출되어, 결국 이의 경도는 T6 템퍼의 경도와 같아진다.

도 6은 본 발명의 방법을 단조 (Al-Cu-Mg) 합금 2001에 적용하고 177℃에서 생성된 T6 시효 곡선과 비교하여 나타낸다. 상기 합금을 177℃에서 가열하여 단계 (a)에서 덜 시효된 1차 석출을 얻었다. 단계 (c)의 2차 석출은 개시 시간이 서로 달랐으며 65℃에서 달성되었다(점선으로 나타냄). 합금 2001에 대한 최대 T6 경도는 약 140 VHN이다. 도 6에 나타난 T6I4 조건을 위해, 물질을 일반적으로 처음에 2시간 시효하고 나서 140 내지 143 VHN으로 경화하였으며, 즉, 일반적인 T6 합금의 경도와 같거나 그보다 약간 더 높다. 덜 시효되는 단계 (c)의 다른 개시 시간은 단계 (c)의 2차 경화에 대해 덜 반응하지만, 결국 도 6에 나타난 방법에 의해 동등해진다.

도 7은 단조 (Al-Cu-Mg) 합금 2001에 적용할 때의 본 발명의 방법의 선택적 형태를 나타낸다. 이 경우, 냉간 가공 단계를 포함하는 템퍼에서 적용이 지시된다. 실선 및 다이아몬드 표시는 용액 처리 후 및 177℃에서 시효되기 전에 10% 냉간 가공을 적용했을 때의 표준 T8 템퍼에 관한 것이다. 정사각형 표시가 있는 점선은 상기 합금을 용액 처리하고, 퀀칭하고, 10% 냉간 가공하고, 177℃에서 40분 동안 시효하고 퀀칭하고 나서, 65℃에서 서로 다른 시간 동안 유지한 T8I4 시효를 나타낸다. 막힌 삼각형 표시가 있는 파선은, 상기 합금을 용액 처리하고, 퀀칭하고, 177℃에서 25시간 동안 시효하고, 퀀칭하고, 10% 냉간 가공하고 나서, 65℃에서 서로 다른 시간 동안 유지한 T9I4 시효에 대한 것이다.

도 8은 단조 합금 6013에 적용한 본 발명의 방법을 나타낸다. 이 경우, 177℃에서 합금을 가열하여, 실선으로 나타낸 단계 (a)에서의 덜 시효된 1차 석출을 얻는다. 단계 (c)의 2차 석출은 개시 시간이 서로 달랐으며 65℃에서 달성되었다(점선으로 표시됨). 합금 6013에 대한 최대 T6 경도는 약 144 VHN이다. 단계 (a) 동안 30분 내지 60분 동안 시효된 합금 6013에 대해, T6I4 경도는 그래프에 나타낸 시간 범위에서 142 VHN 값에 도달한다.

합금 6013은 각각의 합금 6111 및 6056과 유사한 화학적 성질을 가진다. 도시되지는 않았으나, 각각의 합금 6111 및 6056은 합금 6013에 대해 도 8에 나타낸 시효 반응 및 합금 6013에 대해 도 13을 참조하여 본 명세서에서 하기에 나타낸 시효 반응과 실질적으로 동일한 시효 반응을 나타내며, 이에 따라 합금 6013과 동등한 특성이 야기됨이 밝혀진다.

도 9는 (Al-Zn-Mg-Cu) 합금 7075(다이아몬드로 표시됨) 및 실험 합금 7075 + Ag (정사각형으로 표시됨)에 대한 본 발명의 방법에 따른 T6I4 시효 곡선을 나타낸다. 각 경우, 상기 합금은 처음에 130℃에서 0.5 시간 동안 단계 (a)의 시효를 하고, 퀀칭하고 나서, 단계 (c)의 2차 석출을 위해 10,000 시간 이하 및 그 이상의 연장된 시간 동안 25℃에서 저장하였다. 합금 7075에 대한 대응하는 T6 최대 경도는 약 195 VHN이고, 합금 7075 + Ag에 대해서는 209 VHN이다. 그러나, 도 9는 본 발명의 T6I4 방법을 적용하여, 이러한 연장된 시간에 경도가 계속적으로 상승하는 것을 나타낸다. 도 8에 나타난 시간 간격에서, 합금 7075는 T6 온도에서의 경도를 초과하며, 합금 7075 + Ag는 이미 T6 템퍼에 대한 경도에 접근하고 있다. 도 9의 그래프는, 심지어 1년 이상의 시간 동안 지속되는 연속적 단계 (c)의 2차 석출 효과를 강조한다.

합금 7075 및 합금 7075 + Ag를 도 9에 나타난 바와 유사하게 추가 열처리하였으나, 25℃가 아닌 65℃에서 연장된 시간 동안 단계 (c)의 시효를 수행하였다. 이는 도 10에 나타나 있으며, 경화 곡선에서 연장된 시간에 관찰된 안정기는 T6 템퍼에 대한 경화를 상당히 초과하는, 합금에 대해 얻을 수 있는 최대 경화의 지표가 될 수 있다.

도 9 및 10은 또한 이 경우에 Ag와 같은 소수 성분의 미량 추가가 2차 석출의 속도 및 효능에 크게 영향을 미칠 수 있음을 강조한다.

도 9 및 10은 또한 단계 (c)의 경화의 온도를 변화시켜 발생된 차이를 강조한다. 이 도면에서, 동일한 시간에, 25℃에서의 단계 (c)의 경화에 의해 제조된 물질은 65℃에서의 단계 (c)의 경화를 거친 물질에서와 동일한 수준의 경화가 달성되지 않음을 쉽게 알 수 있다.

도 10에 나타난 바와 같이, 감소된 온도에서 일어난 경화는 연장된 시간에 최대값에 도달할 수 있으며, 이는 T6 합금의 값보다 크다. 따라서, 본 실험의 주어진 조건 및 방법 계획에 대해, 결국 강화는 안정기에 도달하며 더 이상 상승하지 않으며, 고용체로부터의 용질의 완전한 고갈에 대응할 수 있을 것으로 예측될 수 있다.

도 11은 177℃에서 단계 (a)에서 서로 다른 개시 시간으로부터 T6I4 템퍼로 시효된 주조 합금 357(오스트레일리아 명명 합금 601)에 대한 시효 곡선을 나타낸다. 단계 (b)의 퀀칭 후, 상기 합금은 65℃에서 단계 (c)의 가열이 수행된다. 연장된 시간에, 상기 곡선은 도 5 및 도 6에 나타난 바와 유사한 경향을 나타낸다. 합금 357은 2차 석출 하에서 시효를 나타내며, 결국 124 VHN의 T6 경도 및 T6 인장 특성에 접근한다. 표 1은 몇 가지 서로 다른 시효 처리에 따른 합금 357의 인장 특성을 나타낸다.

몇 가지 서로 다른 시효 처리에 따른 357 주조 합금의 비교 인장 특성

처리	항복 응력	UTS	파손에 대한 연신율
T6	287 MPa	340 MPa	7%
T6I6	327 MPa	362 MPa	3%
UA40	229 MPa	296 MPa	9%
UA60	250 MPa	312 MPa	8%
UA90	261 MPa	316 MPa	8%
T6I4-40	260 MPa	339 MPa	8%
T6I4-60	280 MPa	347 MPa	8%
T6I4-90	281 MPa	342 MPa	6%

표 1에서, UA 처리는, 합금 357을 177℃에서 40, 60 또는 90분 동안 단순히 가열하고 나서 주변 온도로 퀀칭하는, 본 발명의 단계 (c)를 수행하지 않고 단계 (a) 및 (b)만을 수행한 것을 나타낸다. 합금을 177℃에서 40, 60 또는 90분 동안 가열하고, 주변 온도로 퀀칭하고 나서, 65℃에서 한 달 동안 유지하여 2차 석출에 의한 특성 증진을 달성하는 본 발명에 따른 세 가지 처리를 이 처리 후에 실시한다. T6I6 처리는 상기한 본 출원인의 명세서 PCT/AU00/01601의 4단계 방법에 따른 것이며, 이 처리는 합금 357을 177℃에서 20분 동안 시효하고, 물 속에서 퀀칭하고, 65℃에서 소정 시간 동안 인터럽트하고, 150℃에서 재시효하는 것을 포함한다.

표 2는 표 1의 각각의 첫번째 세 가지 열 처리 후의 주조합금 357의 인장성 및 파괴 인성값을 나타낸다.

T6, T6I6 및 T6I4 물질의 특성과 비교한, 3가지 서로 다른 열처리에 대한 인장 특성 및 파괴 인성(합금 357)

처리	항복 응력	UTS	파괴 인성
T6	287 MPa	340 MPa	25.5 MPa
T6I6	327 MPa	362 MPa	26 MPa
T6I4	280 MPa	347 MPa	35.9 MPa

도 12는 합금 Al-4Cu에 대한 연이은 2차 석출 반응에 대한 단계 (b)의 냉각속도의 효과를 나타낸다. 도 12는 ~ -10℃로 냉각된 에틸렌 글리콜계 퀀칭제 또는 65℃의 온수 중 하나에서 단계 (b)에서의 퀀칭의 효과를 나타낸다. 도 12에서, 상기 합금은 65℃에서 2차 시효되기 전에 먼저 150℃에서 2.5시간 동안 시효되었다. 냉각된 퀀칭제 내에서 150℃부터 퀀칭된 합금에 대한 2차 시효 반응은 점선 및 실선 삼각형으로 나타낸다. 65℃의 물 속에서 150℃부터 퀀칭된 합금에 대한 2차 시효 반응은 실선 및 개방된 정사각형으로 나타낸다. 이 때 일어나는 2차 석출의 속도는 가장 빠르게 냉각된 물질에 대해 훨씬 높다는 것은 쉽게 알 수 있다.

도 13은 도 12에 상응하되, 합금 6013에 관한 것이다. 이 경우, 상기 합금은 퀀칭되고 이어서 65℃에 노출되기 전에 먼저 177℃에서 20분간 시효된다. 냉각된 에틸렌 글리콜계 퀀칭제 내에서 177℃부터 퀀칭된 합금에 대한 2차 시효 반응은 점선 및 실선 삼각형으로 나타낸다. 65℃의 물 속에서 177℃부터 퀀칭된 합금에 대한 2차 시효 반응은 실선 및 개방된 정사각형으로 나타낸다. 이 합금에서는, 65℃에 최장 시간 노출된다는 것을 제외하고는, 검사된 두 가지 조건에 대한 2차 시효 반응과 거의 차이가 없다. 상기한 바와 같이, 각각의 합금 6111 및 합금 6056은 합금 6013에 대해 도 13에 나타난 바와 실질적으로 동일한 반응을 나타낸다.

도 14는 또한 도 12에 상응하되, 합금 7075에 관한 것이다. 이 경우, 상기 합금을 퀀칭하고 이어서 65℃에 노출시키기 전에 먼저 130℃에서 30분 동안 시효하였다. 냉각된 에틸렌 글리콜계 퀀칭제 내에서 130℃부터 퀀칭된 합금에 대한 2차 시효 반응은 점선 및 실선 삼각형으로 나타낸다. 65℃에서 물 속에서 130℃부터 퀀칭된 합금에 대한 2차 시효 반응은 실선 및 개방된 정사각형으로 나타낸다. 이 합금에서, 단지 중요한 차이는, 온수에서 냉각된 후의 개시 경도 값이 ~ -10℃로 냉각된 퀀칭제 내에서 퀀칭하여 냉각된 합금보다 약간 더 높다는 것이다. 이와 달리, 검사된 두 조건에 대한 2차 시효의 속도에는 거의 차이가 없다.

도 15는 또한 도 12에 상응하되, 합금 8090에 관한 것이다. 이 경우, 상기 합금을 퀀칭하고 이어서 65℃에 노출시키기 전에 먼저 185℃에서 7.5시간 동안 시효하였다. 냉각된 에틸렌 글리콜계 퀀칭제 내에서 185℃부터 퀀칭된 합금에 대한 2차 시효 반응은 점선 및 실선 삼각형으로 나타낸다. 65℃의 물 속에서 185℃로부터 퀀칭된 합금에 대한 2차 시효 반응은 실선 및 개방된 정사각형으로 나타낸다. 냉각된 퀀칭제 중에서 ~-10℃에서 냉각된 시료는 65℃의 물 속에서 185℃부터 냉각된 합금보다 더 높은 개시 경도값을 나타낸다. 그러나, 연이은 2차 석출의 속도는 더 느리게 냉각된 시료에 비해 약간 더 느리다. 그러나, 65℃에서 더 지속한 후, 두 개의 선이 만나게 되며 더 빠르게 냉각된 물질은 65℃의 물 속에서 냉각된 시료에 대한 경도값을 초과하였으나, 이는 단지 더 오래 지속하였을 경우에만 해당된다.

표 3은 사용되는 서로 다른 합금에 어떠한 차이가 적용되는지에 대한 예로서, 각각 T6 및 T6I4 열처리한 후의 단조 합금 7050, 2214(var.2014), 2001, 6111, 6061 및 실험 Al-5.6 Cu-0.45 Mg-0.45 Ag 합금에 대한 인장 특성의 예를 나타낸다. 여기서, 합금 7050에 대해, T6I4 템퍼는 항복 응력이 약간 감소하지만, UTS 또는 변형(strain) 또는 파손에 있어서 거의 변화가 없음을 알 수 있다. 합금 2214는 항복 응력에 있어서 약간의 감소 및, UTS 및 파손 시의 변형에 있어서 약간의 증가를 나타낸다. 그러나, T6 조건으로 시효하기 위해 177℃에서 걸리는 시간은 7 내지 16시간(이 경우에는 16시간)인 반면, T6I4 조건으로 시효하기 위해 177℃에서 걸리는 시간은 40분이었으며, 이어서 감소된 온도에서의 유지시간을 거쳐 완전한 특성이 개발되었다. 합금 2001은 2214 합금과 유사한 반응을 나타내지만, 이 조건에 대한 UTS 및 파손 시의 변형이 둘 다 더 크게 증가한다. 실험 Al-5.6Cu-0.45Mg-0.45Ag 합금은 항복 응력에 있어서 거의 변화를 나타내지 않지만, UTS가 증가하고 파손 시의 변형은 감소한다. 합금 6111은 두 조건에 대한 인장 특성에 있어서 거의 차이를 나타내지 않으며 또한 합금 6013 및 6056을 대표한다. 그러나, 합금 2214에 대해, T6 시효 및 177℃에서 합금 6111에 있는 특성을 생성하기 위한 일반적 시간은 16시간이고, T6I4 시효의 단계 (a)를 위해 177℃에서 걸리는 일반적 시간은 40분 내지 1시간이다. 합금 6111에 대해 상기에 상술한 바와 유사한 방법 계획을 사용하면, 합금 6061은 항복 응력, UTS 및 파손까지의 변형에 있어서 개선을 나타낸다. 이는 상기 방법이 T6I4 템퍼로 처리된 다른 금속의 인장 특성에 어떠한 영향을 미칠 수 있는가에 관한 예이다.

T6I4 템퍼 또는 T6 템퍼로 처리한 합금에 대한 인장 특성

합금	처리	항복 응력	UTS	파손시 %변형
7050	T6	546 MPa	621 MPa	14 %
7050	T6I4	527 MPa	626 MPa	16 %
2214	T6	386 MPa	446 MPa	14 %
2214	T6I4	371 MPa	453 MPa	13 %
2001	T6	265 MPa	376 MPa	14 %
2001	T6I4	260 MPa	420 MPa	23 %
Al-Cu-Mg-Ag	T6	442 MPa	481 MPa	12 %
Al-Cu-Mg-Ag	T6I4	443 MPa	503 MPa	8 %
6111	T6	339 MPa	406 MPa	13 %
6111	T6I4	330 MPa	411 MPa	14 %
6061	T6	267 MPa	318 MPa	13 %
6061	T6I4	302 MPa	341 MPa	16 %

표 4는 표에 나열된 합금 각각에 대한 S-L 방위에서 확인된 파괴 인성의 예이다. 상기에 나열된 합금에 대해(8090을 제외하고), 이의 대응하는 인장 특성은 표 3에 나타나 있다. 합금 7050은 T6의 경우보다 파괴 인성에서 상당한 개선(38%)을 나타낸다. 나열된 2001, 2214, 및 8090 합금의 파괴 인성은, 파괴 인성에서 20% 증가를 나타내는 실험 Al-5.6Cu-0.45Mg-0.45Ag 합금에 대한 경우에서와 같은 Ag를 첨가한 경우를 제외하고는, T6I4 템퍼에 의해서는 거의 변화가 없다. 합금 6061에 대해, T6I4 템퍼를 사용하면 T6 템퍼보다 파괴 인성이 17% 증가한다.

T6I4 템퍼 또는 T6 템퍼로 처리한 합금에 대한 S-L 방위^*에서의 파괴 인성

합금	처리	파괴 인성(S-L)
7050	T6	37.6 MPa
7050	T6I4	52 MPa
2214	T6	26.9 MPa
2214	T6I4	27.1 MPa
2001	T6	56.8 MPa
2001	T6I4	56.9 MPa
Al-Cu-Mg-Ag	T6	23.4 MPa
Al-Cu-Mg-Ag	T6I4	28.08 MPa
8090	T6	24.2 MPa
8090	T6I4	25.7 MPa
6061	T6	36.8 MPa
6061	T6I4	43.2 MPa
^*모든 시험은 ASTM 표준 E1304-89, "금속 물질의 평면 변형(Cheveron Notch) 파괴 인성에 대한 표준 시험 방법"에 따라 시험된 시료에 대한 S-L 방위에서 수행하였음을 나타냄.

짐작할 수 있는 바와 같이, 다양한 도면에 나타난 경도 곡선은 확립된 방법에 따른 것이다. 즉, 이는 경도 시험을 위해 개별 시간 동안 처리되고 나서 퀀칭되는 선택된 합금의 시료를 기본으로 한다. 이는 T6 및 T8과 같은 통상적인 열 처리에 대한 경도 곡선에 적용된다. 이는 또한 본 발명에 따른 단계 (a) 및 단계 (c) 처리에 적용된다. 또한, 각 경우에 상세히 기재되지는 않았으나, 적합한 용액 처리는 모든 경우, 용액 처리 후 퀀칭과 같이 고용체에 용질 성분을 함유시키는 것을 포함한다. 여기서 대안을 상술하였으나, 모든 합금은 통상의 열 처리 또는 본 발명에 따른 열 처리되기 전에 적합한 용액 처리 및 퀀칭되었으며, 퀀칭은 일반적으로 편의상 주변 온도 또는 그 이하에서 수행하였다. 또한, 합금이 본 발명에 따른 단계 (a) 처리되고 나서 단계 (c) 처리되었을 경우, 별도의 지시가 없다면 중간 단계 (b)의 퀀칭이 포함되어 있으며, 단계 (b)의 퀀칭은 주변 온도 또는 그 이하에서 수행되었다.

마지막으로, 본 발명의 정신 및 범위에서 벗어나지 않고, 상기 기재된 부분의 구성 및 배치에 다양한 변경, 변형 및/또는 추가가 도입될 수 있는 것으로 이해되어야 한다.

Claims

(a) 합금을 시효시키기 적합한 시효 승온에서 합금을 유지하여, T6 템퍼보다 단시간동안 본 명세서에서 "1차 석출"이라 부르는 하나 이상의 용질 성분의 석출을 촉진함으로써 덜 시효된 합금을 생성하는 단계;

(b) 상기 덜 시효된 합금을, 단계 (a)의 시효 온도로부터 저온으로 충분히 빠른 속도로 냉각시켜, 1차 석출을 실질적으로 억제하는 단계;

(c) 단계 (b)에 의해 생성된 상기 냉각된 합금을, 단계 (a)의 시효 온도보다 낮은 시효 온도에 노출시켜, 본 명세서에서 "2차 석출"이라 부르는 추가의 용질 성분의 석출을 통해, 적합한 기계적 특성을 시간의 함수로서 개발하는 단계

를 포함하여 이루어지는 것을 특징으로 하는, 고용체 내에 합금 성분을 함유하는 시효-경화성 알루미늄의 시효 열 처리를 위한 방법.
제 1항에 있어서,

단계 (a)를 위한 온도 및 시간이 완전한 T6 템퍼로부터 얻을 수 있는 최대 경도 및 강도의 85% 이하를 제공하는 덜 시효된 상태를 달성하도록 하는 것을 특징으로 하는 방법.
제 1항에 있어서,

단계 (a)를 위한 온도 및 시간이 완전한 T6 템퍼로부터 얻을 수 있는 최대인장 강도의 40% 내지 75% 이하를 제공하는 덜 시효된 상태를 달성하도록 하는 것을 특징으로 하는 방법.
제 1항 내지 제 3항 중 어느 한 항에 있어서,

단계 (b)에서 덜 시효된 합금이 냉각되는 저온이 실질적으로 주변 온도인 것을 특징으로 하는 방법.
제 1항 내지 제 3항 중 어느 한 항에 있어서,

단계 (b)에서 덜 시효된 합금이 냉각되는 저온이 약 65℃ 내지 약 -10℃인 것을 특징으로 하는 방법.
제 1항 내지 제 4항 중 어느 한 항에 있어서,

단계 (b)에서 덜 시효된 합금이 냉각되는 저온이 실질적으로 단계 (c)에 필요한 시효 온도인 것을 특징으로 하는 방법.
제 1항 내지 제 6항 중 어느 한 항에 있어서,

단계 (b)에서 덜 시효된 합금이 냉각되는 저온이 적절한 퀀칭 매질 내에서 퀀칭함으로써 달성되는 것을 특징으로 하는 방법.
제 7항에 있어서,

상기 퀀칭 매질이 유체 또는 유체화된 층인 것인 특징으로 하는 방법.
제 7항에 있어서,

상기 퀀칭 매질이 물 또는 폴리머계 퀀칭제인 것인 특징으로 하는 방법.
제 1항 내지 제 9항 중 어느 한 항에 있어서,

단계 (c)를 위한 시효 온도가 약 20℃ 내지 약 90℃인 것을 특징으로 하는 방법.
제 1항 내지 제 10항 중 어느 한 항에 있어서,

단계 (c)를 위한 시효 온도가 주변 온도인 것을 특징으로 하는 방법.
제 1항 내지 제 11항 중 어느 한 항에 있어서,

단계 (a)를 적용하기 위해 입수된 상기 합금이 고용체 중에 합금 성분을 함유하는 것을 특징으로 하는 방법.
제 1항 내지 제 11항 중 어느 한 항에 있어서,

단계 (a) 전에, 하기 단계:

(i) 합금의 용질 성분을 고용체에 넣기에 충분한 시간동안, 합금을 용액 처리 온도로 가열하는 단계, 및

(ii) 합금을 용액 처리 온도로부터 퀀칭함으로써 고용체에 합금 성분을 함유시키는 단계

를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 방법.
제 13항에 있어서,

상기 퀀칭 단계 (ⅱ)는 상기 합금을 용액 처리 온도부터 단계 (a)를 위한 시효 온도 이하의 온도까지 냉각시키는 것을 특징으로 하는 방법.
제 13항에 있어서,

상기 퀀칭 단계 (ⅱ)는 상기 합금을 용액 처리 온도부터 실질적으로 단계 (a)를 위한 시효 온도까지 냉각시키는 것을 특징으로 하는 방법.
제 12항에 있어서,

단계 (a) 전에 상기 합금을 기계적으로 변형시키는 것을 특징으로 하는 방법.
제 13항 내지 제 15항 중 어느 한 항에 있어서,

단계 (i) 및 단계 (a) 사이에서 상기 합금을 기계적으로 변형시키는 것을 특징으로 하는 방법.
제 17항에 있어서,

압축 퀀칭하여 냉각시킴으로써 단계 (ⅱ) 동안 또는 합금을 압출하는 동안 기계적 변형이 발생하는 것을 특징으로 하는 방법.
제 17항에 있어서,

단계 (ⅱ) 및 단계 (a) 사이에서 상기 합금을 기계적으로 변형시키는 것을 특징으로 하는 방법.
제 1항 내지 제 15항 중 어느 한 항에 있어서,

단계 (b) 및 단계 (c) 사이에서 상기 합금을 기계적으로 변형시키는 것을 특징으로 하는 방법.
제 1항 내지 제 15항 중 어느 한 항에 있어서,

단계 (c) 동안 상기 합금을 기계적으로 변형시키는 것을 특징으로 하는 방법.
제 1항 내지 제 21항 중 어느 한 항에 있어서,

단계 (a)를 위한 시효 온도에서의 시간이 수분에서 8시간인 것을 특징으로 하는 방법.
제 1항 내지 제 21항 중 어느 한 항에 있어서,

단계 (a)를 위한 시효 온도에서의 시간이 8시간을 초과하지만, 완전한 강화에 도달하는 데 필요한 시간 이하인 것을 특징으로 하는 방법.
제 1항 내지 제 23항 중 어느 한 항에 있어서,

단계 (c)를 위한 시효 온도에서, 필요한 수준의 2차 석출을 달성하는 시간 동안 단계 (c)를 수행하는 것을 특징으로 하는 방법.
제 1항 내지 제 23항 중 어느 한 항에 있어서,

단계 (c)를 위한 시효 온도에서, 단계 (b) 후에 바로 도달되는 수준을 넘어 필요한 수준의 합금의 강화를 달성하는 시간 동안 단계 (c)를 수행하는 것을 특징으로 하는 방법.
제 24항 또는 제 25항에서,

단계 (c)를 위한 시간이 필요한 수준의 인장 특성을 달성하기에 충분한 것을 특징으로 하는 방법.
제 24항 또는 제 25항에서,

단계 (c)를 위한 시간이 필요한 수준의 인장 특성 및 파괴 인성을 달성하기에 충분한 것을 특징으로 하는 방법.
제 27항에 있어서,

파괴 인성의 수준이 완전한 T6 템퍼로 얻을 수 있는 수준 이상인 것을 특징으로 하는 방법.
제 26항 내지 제 28항 중 어느 한 항에 있어서,

인장 특성의 수준이 완전한 T6 템퍼로 얻을 수 있는 수준 이상인 것을 특징으로 하는 방법.
제 1항 내지 제 29항 중 어느 한 항에 따른 방법으로 제조된 시효 경화된 알루미늄 합금.