NO141171B - Fremgangsmaate ved varmebehandling av bearbeidede aluminiumlegeringsprodukter - Google Patents
Fremgangsmaate ved varmebehandling av bearbeidede aluminiumlegeringsprodukter Download PDFInfo
- Publication number
- NO141171B NO141171B NO750015A NO750015A NO141171B NO 141171 B NO141171 B NO 141171B NO 750015 A NO750015 A NO 750015A NO 750015 A NO750015 A NO 750015A NO 141171 B NO141171 B NO 141171B
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- temperature
- alloy
- treatment
- hours
- heat treatment
- Prior art date
Links
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 title claims description 13
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 12
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 title claims description 8
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 49
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 49
- 239000000243 solution Substances 0.000 claims description 24
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 claims description 13
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims description 13
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims description 13
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 12
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 claims description 12
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 claims description 11
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 claims description 11
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 claims description 8
- 239000007791 liquid phase Substances 0.000 claims description 4
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 claims description 4
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052744 lithium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052709 silver Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims 1
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 58
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 21
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 19
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 18
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 18
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 15
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 10
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 9
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 9
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 description 9
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 239000007790 solid phase Substances 0.000 description 7
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 238000004455 differential thermal analysis Methods 0.000 description 6
- 230000004927 fusion Effects 0.000 description 5
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 5
- 150000003839 salts Chemical class 0.000 description 5
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 4
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000015556 catabolic process Effects 0.000 description 4
- 238000006731 degradation reaction Methods 0.000 description 4
- 239000000463 material Substances 0.000 description 4
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 4
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000003483 aging Methods 0.000 description 3
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 3
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 3
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 3
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 3
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 3
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 3
- CSCPPACGZOOCGX-UHFFFAOYSA-N Acetone Chemical compound CC(C)=O CSCPPACGZOOCGX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 2
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 2
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 2
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 2
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 2
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 2
- 238000007654 immersion Methods 0.000 description 2
- 230000002427 irreversible effect Effects 0.000 description 2
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 2
- 238000010943 off-gassing Methods 0.000 description 2
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 2
- 239000000376 reactant Substances 0.000 description 2
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 229910018569 Al—Zn—Mg—Cu Inorganic materials 0.000 description 1
- UDHXJZHVNHGCEC-UHFFFAOYSA-N Chlorophacinone Chemical compound C1=CC(Cl)=CC=C1C(C=1C=CC=CC=1)C(=O)C1C(=O)C2=CC=CC=C2C1=O UDHXJZHVNHGCEC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910019064 Mg-Si Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910019406 Mg—Si Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 description 1
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 239000003153 chemical reaction reagent Substances 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 239000004035 construction material Substances 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000007872 degassing Methods 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 239000012153 distilled water Substances 0.000 description 1
- 239000001307 helium Substances 0.000 description 1
- 229910052734 helium Inorganic materials 0.000 description 1
- SWQJXJOGLNCZEY-UHFFFAOYSA-N helium atom Chemical compound [He] SWQJXJOGLNCZEY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 150000002431 hydrogen Chemical class 0.000 description 1
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 1
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 1
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000013021 overheating Methods 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 239000011148 porous material Substances 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 230000002035 prolonged effect Effects 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 239000011780 sodium chloride Substances 0.000 description 1
- FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M sodium chloride Inorganic materials [Na+].[Cl-] FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 1
- 239000007858 starting material Substances 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 238000003878 thermal aging Methods 0.000 description 1
- 238000002076 thermal analysis method Methods 0.000 description 1
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
- 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)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
- Heat Treatments In General, Especially Conveying And Cooling (AREA)
- Conductive Materials (AREA)
- Forging (AREA)
- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
- Furnace Charging Or Discharging (AREA)
- Control Of Heat Treatment Processes (AREA)
Description
Industriens behov for egnede konstruksjonsmaterialer, særlig for luftfartsindustrien, har ansporet den metallurgiske forskning til å utvikle familier av aluminiumslegeringer, varmebehandlet for å oppnå forbedrede egenskaper. Den første av disse legeringer hadde betegnelsen A- UhG (eller 2017 i henhold til ASTM-standard) , som ble utviklet under den første verdenskrig.
Etter som stadig nye legeringer ble utviklet, ble ofte også sammen-setningene av eldre legeringer forbedret og varmebehandlinger for forbedring av deres mekaniske egenskaper ble utviklet. Disse varmebehandlinger, som kan variere med de forskjellige familier eller enkeltlegeringer, omfatter alltid de følgende tre viktigste prosesstrinn: 1. Oppløsningsbehandling i fast fase av legeringens bestanddeler ved opphetning til en passende temperatur. 2. Rask avkjøling, f.eks. bråkjøling i vann, for å muliggjøre bibehold av den faste oppløsning ved omgivelsestemperatur. 3. Avsluttende herdningsbehandling ved omgivelsestemperatur
(naturlig eldning) eller ved en passende valgt høyere temperatur (kunstig eldning) for å fremme fin-utskillelse av en eller flere faser med overskudd av legeringsbestanddeler, hvilket medfører en vesentlig herdning av legeringen, og som normalt er kjent under betegnelsen strukturherdning eller eldningsherding.
Det første trinn av oppløsnings-vamebehandlingen i fast fase forberedes vanligvis ved en eller flere varm- og/eller kold-bearbeidelser av utgangsmaterialet som vanligvis er fremstilt ved en støpeprosess.
Ytterligere arbeidsoperasjoner, som f.eks. en koldbearbeidings-fase, kan også utføres etter bråkjølingen, og i tillegg til denne kan herdingen utføres i flere trinn ved forskjellige temperaturer.
I hvert tilfelle er imidlertid den grunnleggende prosess den samme og omfatter oppløsningsbehandling fulgt av bråkjøling, som i sin tur følges av herding.
Hvis alle øvrige faktorer er like, vil de mekaniske egenskaper for en således behandlet legering bli bedre jo større mengde av legeringselementer som utsettes for oppløsningsbehandling. Da løs-barheten av legeringselementene i fast fase øker med temperaturen, vil enhver økning av oppløsningsbehandlingens temperatur berike den faste oppløsning med legeringselementer, i det minste så lenge det er tilbake forbindelser som kan oppløses. Etter bråkjøling og elding medfører denne berikning en økning i mengden av utskilte herdningspartikler og således også forbedrede mekaniske egenskaper. Det er imidlertid en grense for hva som kan oppnås ved denne fremgangsmåte.
Det er således en vanlig oppfatning blant eksperter på området at temperaturen ved oppløsningsbehandlingen alltid bør være lavere enn den temperatur hvorved metallet begynner å smelte, fordi det er kjent at smeltingens begynnelse er ledsaget av irreversibel degradering av de mekaniske egenskaper. Dette fenomen er vanligvis kjent som "eutektisk smelting". I den annerkjente oppslagsbok "Metals Handbook", 8. Utgave, bind 2, utgitt av American Society for Metals, er det i fig. 2 på side 272 vist mikrostrukturen for en plate av 202^ aluminium-legering i tilstanden TY (i henhold til ASTM-standard), hvori en lett overoppvarming under oppløsnings-behandlingen har frembragt fenomenet eutektisk smelting, som i dette tilfellet er kjennetegnet ved nærvær av "rosetter" og sammen-balling av smeltede korn. Sådan eutektisk smelting opptrer ved en temperatur som i det følgende vil bli betegnet med TQ. Denne temperatur TQ er alltid lavere.enn eller høyst lik den temperatur T 1 hvorved den samme legering begynner å smelte ved termodynamisk likevekt. Fenomenet opptrer alltid i forbindelse med metastabile eutektiske områder som dannes under utskillelsen og som fremdeles er nærværende under oppløsningsbehandlingen.
Tabell I nedenfor, som er tatt fra den ovenfor angitte bok (side 271), viser eutektisk smeltetemperatur Tq for forskjellige legeringer i 2000-serien, samt de forskjellige temperaturer som skal anvendes ved oppløsningsbehandlingen.
TABELL I
De temperaturer som bør anvendes ved oppløsningsbehandling av de viktigste bearbeidede aluminiumlegeringer, er angitt i samme bok og i henhold til samme kriterier (side 272). Disse temperaturer er vist i tabell II nedenfor.
Foreliggende oppfinnelse angår en ny fremgangsmåte for forbedring av mekaniske egenskaper og evnen til å motstå spenningskorrosjon for en varmebehandlet knadd aluminiumlegering som inneholder en eller flere herdeelementer som Cu, Mg, Si, Zn, Ag og Li samt eventuelt en eller flere sekundærelementer som Mn, Fe, Ni, Zr og Ti, idet innholdet av herdeelementer er tilstrekkelig til å mette den faste løsning ved legeringens eutektiske smeltetemperatur T0.
Denne liste over sekundære elementer er på ingen måte fullstendig. I stabile kombinasjoner kan disse elementer stadig beholde noen av de elementer som tar del i strukturherdingen, og det bør tas hensyn til deres nærvær ved beregning av innholdet av vedkommende elementer.
Det er overraskende funnet mulig, under iakttagelse av visse forholdsregler som vil bli nærmere beskrevet nedenfor, å oppnå aluminiumlegeringer med forbedrede egenskaper ved hjelp av en behandling som hovedsakelig innebærer at legeringen før den bråkjøles utsettes for en oppløsnings-varmebehandling ved en temperatur T^. bestemt ved <T>Q ^T^. <1 , hvor T^ er lik temperaturen ved innledende smelting ved termodynamisk likevekt, og at varmebehandlingen er av en sådan varighet at de metastabile flytende faser som dannes innledningsvis, blir fullstendig eller hovedsaklig resorbert og legeringens innhold av hydrogen som kan avgis i gassform under oppløsnings-varmebehandlingen, blir mindre enn 0.5 ppm, fortrinnsvis mindre enn 0.1 ppm.
Det har vist seg at denne behandlingstype gjør det mulig, under anvendelse av en høyere temperatur under oppløsningsbehandlingen,
å oppnå forbedrede mekaniske egenskaper ved økning av løsbarheten for en eller flere av de strukturelle bestanddeler av legeringen som inngår direkte i herdingsprosessen. Fordi behandlingen utføres ved en sådan temperatur T^. at Tq ^ T, ^ , vil denne behandling være ledsaget av delvis sammensmelting som kan oppnås ved tilstrekkelig langt opphold ved en temperatur T^. For ikke å påvirke de mekaniske egenskaper, utføres bråkjøling av produktet bare etter at den smeltede del er blitt fullstendig eller hovedsaklig eliminert.
Muligheten av å utføre behandlingen over Tq har ikke vært tatt i betraktning tidligere p.g.a. den irreversible degradering som frem-bringes av den delvise sammensmelting, som påvirket både strukturen og de mekaniske egenskaper, idet denne degradering har vært om-fattende behandlet i litteraturen, særlig i den bok som tidligere har vært anført.
Det er imidlertid nå funnet at denne degradering kan unngås, ikke bare ved å unnlate å utføre bråkjølingen inntil den smeltede del har blitt fullstendig eller hovedsaklig eliminert (slik som nevnt i det forutgående avsnitt), men også ved å nedsette innholdet av hydrogen som er i stand til å avgis i gassform under oppløsnings-behandlingen, til et nivå under 0.5 ppm, fortrinnsvis under 0.2 ppm og helst 0.1 ppm.
Det er flere fremgangsmåter kjent blant fagfolk på området for å nedsette hydrogeninnholdet til de nivåer som er angitt ovenfor,
som f.eks. utgassing i flytende fase eller også opphold, før opp-løsningsbehandlingen, ved en temperatur under Tq , enten i vakuum eller i inert gass eller tørr luftatmosfære som er fri for hydrogen eller substanser som kan avgi hydrogen, idet dette opphold utstrekkes under tilstrekkelig lang tid, under hensyntagen til størrelsen av de komponenter som skal behandles, til å nedsette innholdet av hydrogen som kan avgis i gassform, til det påkrevede nivå.
På lignende måte bør oppløsningsbehandlingen utføres i fravær av hydrogen eller substanser som inneholder hydrogen i sådan form at det kan trenge inn i metallet og således degradere dette. Behandlingen bør således utføres i en vakuum-ovn med atmosfære av argon, helium, nitrogen eller tørr luft, med et duggpunkt ved omtrent
15°C, eller også i et passende dehydrert smeltet saltbad.
Ved å treffe de forholdsregler som er angitt ovenfor, vil den væske-fase som dannes ved begynnelsen av oppløsningsbehandlingen etter hvert bli resorbert i kraft av diffusjon av tilsatselementene fra den flytende sone mot de faste, umettede soner i nærheten, således
at legeringen etter en relativ kort oppholdstid vil bli fullstendig eller hovedsakelig fast på nytt, uten vesentlige tegn til hull eller porer. Det er funnet at enhver aluminium-legering behandlet i henhold til oppfinnelsen, etter eldnings-herdingen oppviser klart forbedrede mekaniske egenskaper i forhold til de mekaniske egenskaper som oppnås for samme legering ved en konvensjonell oppløsningsbehandling, bråkjøling og eldningsbehandling, samtidig som det bibeholdes en høy grad av formbarhet.
Temperaturen Tq varierer innenfor vide grenser fra den ene
legering til den annen. For en gitt legering er den bestemt av den spesielle teknikk som er anvendt ved bearbeiding av legeringen, samt av den anvendte varmebehandling. Ved sterkt bearbeidede produkter vil det således være mulig å eliminere alle eller en del av de meta-stabile eutektiske områder som er ansvarlig for delvis sammensmelting i mindre sterktbearbeideteprodukter ved difusjon inn i fast fase. Disse sterkt bearbeide produkter kan da, uten fare for delvis sammensmelting, utsettes for oppløsnings-behandling ved temperaturer høyere enn den temperatur hvorved delvis sammensmelting ville fremkomme ved mindre sterkt bearbeidede produkter. Det vil således være mulig, som angitt i fotnote til tabell II, å innstille oppløsningsbehandlingens temperatur for legeringen 7075 til mellom k88 og <t>f99°C i de tilfeller material-tykkelsen er lik eller mindre enn 1,27 mm.
For å utføre oppfinnelsens fremgangsmåte er det derfor nødvendig
å bestemme temperaturen Tq for hver legering eller hvert produkt ved hjelp av metoder som vil være kjent blant fagfolk på'området, som f.eks. differensial termoanalyse (DTA), utført under forhold med økende temperatur, tilsvarende de forhold som foreligger under oppløsningsbehandlingen, samt også den temperatur T^ hvorved legeringen eller produktet begynner å smelte under forhold med termodynamisk likevekt. Den andre temperatur er lik den temperatur hvorved aluminiumsgrunnmassen som et hele begynner å smelte. Det vil således være mulig å fastlegge oppløsningsbehandlingens temperatur T^., som bør ligge mellom de to således fastlagte temperaturer.
Det har også overraskende vist seg at det er mulig, ved anvendelse av oppfinnelsens fremgangsmåte i vesentlig grad å øke motstanden mot spenningskorrosjon for legeringer på basis av strukturherdet aluminium. Den legering som er kjent under betegnelsen A-UM-SG
i henhold til fransk Standard AFWOR A 02.001, eller 201 *f i henhold
til U.S. Aluminium Association, er meget anvendt i flykonstruksjoner. En midlere sammensetning for denne legering omfatter f.eks.
h, 20% kobber, 0,75% silisium, 0,5% magnesium og 0,6% mangan med små mulige variasjoner rundt disse verdier, idet resten utgjøres av aluminium som vanligvis anvendes med en renhet av 99-7%
(såkalt A7-kvalitet i henhold til den ovenfor angitte franske AFNOR-Standard).
Skjønt disse legeringer oppviser ytterst gode mekaniske egenskaper, f.eks. en bruddstyrke på o ^-50 N/mm 2 , en flytegrense på o 390 N/mm 2, en bruddforlengelse på mer enn 5%5oppviser de bare måtelig motstand mot spenningskorrosjon.
Den franske standard AIR-9050C foreskriver vekselvis nedsenkning og opptagning under belastning i reagensen A3, som inneholder:
- NaCl : 30 gram pr liter
- Na2HP0lf : 0,19 gram pr liter
- H^BO^ : 1,25 gram pr liter
- avmineralisert
vann : 1 liter
- pH innstilt til verdien 8,1 ved tilsats av mettet
Na2C02 oppløsning
Under disse forhold vil den maksimale spenningspåkjenning over
en prøveperiode på 60 dager og tatt i dybderetningen, ikke over-skride 80 - 120 N/mm p, men i mange tilfeller betraktes som util-strekkelig og vil være en begrensning ved anvendelse av sådanne legeringer. Skjønt det er kjent at motstanden mot spenningskorrosjon for legeringene A-UM-SG til en viss grad kan forbedres ved å utsette materialene for forlenget eldning, vil en sådan forbedring være oppnådd på bekostning av mekaniske egenskaper som i mange tilfeller nedsettes til et nivå som ikke kan godtas.
I disse legeringer er det da mulig å.øke innholdet av tilsats-elementer (kobber, silisium, magnesium) i kraft av deres større løsbarhet over temperaturen TQ, fulgt av opphold ved temperaturen T. under en periode på 30 minutter til 12 timer, hvorunder natur-ligvis hydrogeninnholdet bør holdes under 0,5 ppm, fortrinnsvis under 0,2 ppm og helst under 0,1 ppm, samt til slutt av en forlenget termisk eldningsbehandling. Det produkt som oppnås på denne måte har en bemerkelsesverdig høy motstand mot spenningskorrosjon, sammenlignet med kjente produkter.
Oppfinnelsen vil nå bli nærmere forklart ved følgende utførelses-eksempler.
EKSEMPEL 1
En legering av typen 201<*>f (A-U^SG) ble støpt halv-kontinuerlig i form av en 200 mm tykk plate. Dens materialsammensetning var som følger; Cu ^,7%, Si 0,8>+%, Mg 0,^5%, Mn 0,68%, Fe 0,23%.
Etter homogenisering i 2k timer ved ^90°C og omformning ved varmvalsing til en 50 mm tykk plate, ble det funnet ved hjelp av differensial termoanalyse (DTA) at legeringen begynte å smelte ved TQ = 511°C. Temperaturøkningen under denne DTA-prøve var 120°C pr. time, hvilket vil si hovedsaklig samme oppvarmingstakt som ble anvendt ved den påfølgende oppløsningsbehandling. Smelte-punktet T-j ved likevekt ble bestemt til omkring 525°C.
I dette eksempel er innholdet av kobber som kan oppløsningsbe-handles, større enn dette materials oppløsningsgrense i fast fase ved temperaturen TQ, hvilket er omtrent M-,3%
Prøvestykker med dimensjoner 100 x 70 x 50 mm ble så tatt fra platen. Det første prøvestykket ble oppløsningsbehandlet ved hjelp av en konvensjonell metode i h timer ved 505°C (hvilket vil si 6°C under T ) fulgt av bråkjøling i vann ved 20°C. Etter h timer ved omgivelsestemperatur, ble prøvestykket eldet i 8 timer ved 175°C. Det andre prøvestykket ble oppløsningsbehandlet uten noen spesielle forholdsregler i h timer ved 520°C (hvilket vil si 9°C over T ), fulgt av bråkjøling og elding under samme forhold som tidligere.
I den hensikt å vise fordelen ved foreliggende oppfinnelse, ble et tredje prøvestykke behandlet i vakuum i 2h timer ved M-60°C, 'fulgt av oppløsningsbehandling i 12 timer ved 521°C, (hvilket vil si 10°C over T ) i en gjennomstrømningsovn under en atmos-føre av tørr luft. Bråkjøling og eldning ble så utført under samme forhold som angitt ovenfor.
Prøvestykkene for mekanisk utprøvning ble så tilvirket fra hver av de tre behandlede prøvestykker, både i lengderetningen og i dybderetningen. De oppnådde resultater er angitt i tabell III nedenfpr.
Det vil innses at behandling 35 som er en behandling i henhold til oppfinnelsen, øker flytegrensen og strekkfastheten med omkring 30 N/mm , hvilket representerer en økning på 7% i flytegrense i forhold til konvensjonell behandling (behandling 1). Når det gjelder den målte forlengelse, foreligger det en forbedring i isotropi med en lett nedsatt strekkfasthet i lengderetningen, men med en utpreget økning i strekkfastheten i tykkelsesretningen
(dybde).
I motsetning til dette vil det innses at løsningsbehandling utfø_rt-direkte uten noen forberedende behandling ved en temperatur over den metastabile smeltetemperatur TQ (behandling 2) resulterer i en sprøhet i det bråkjølte metall.
Hydrogeninnholdet ble målt i hvert tilfelle: For behandlingene
1 og 2 var herunder hydrogeninnholdet omtrent 0,3 ppm mens det for behandling 3 var mindre enn 0,1 ppm.
EKSEMPEL 2
En eksperimentell legering av typen Al-Cu-Mg-Si, med innhold av 2,15% kobber, 0778% Si, 0,80% Mg og 0,10% Cr ble bearbeidet til en 100 mm tykk plate. Etter homogenisering i 2h timer ved 500°C, ble den således fremstilte plate valset til en 2 mm tykk strimmel. Den innledende smeltetemperatur TQ målt ved DTA var 537°C og smeltetemperaturen T.. i likevekt var omtrent 550°C. En legering av denne art har Si- og Mg-innhold som overskrider løsbarhets-grensen i fast fase ved temperaturen TQ. Et første prøvestykke tatt fra strimmelen ble utsatt for normal behandling, som omfattet oppløsningsbehandling i 30 min, ved 530°C i et saltbad, fulgt av bråkjøling i vann ved 20°C og påfølgende eldning i h timer ved 170°C.
Et annet prøvestykke ble behandlet på følgende måte i henhold til oppfinnelsen. Utgassing i 8 timer ved <>>+50OC i vakuum fulgt av oppløsningsbehandling i 30 min, ved 5^5°C (8°C under T ) i et saltbad, hvorpå det fulgte bråkjøling og eldning under samme betingelser som tidligere. Prøvestykker for mekaniske prøver og med lengderetning tilsvarende valseretningen ble så fremstilt av prøvestykkene.
De oppnådde resultater ved de mekaniske prøver er angitt i tabell IV nedenfor:
Det vil innses at behandlingen i henhold til oppfinnelsen i dette tilfellet frembragte en forbedring på omtrent 7% i strekkfasthet og flytegrense i forhold til det oppnådde verdier ved normal behandling, samt i tillegg øket formbarhet.
EKSEMPEL 3
En Al-Zn-Mg-Cu-legering av X 7050-typen i henhold til A.A.Standard ble formet til en plate av 300 mm tykkelse og 750 mm bredde. Sammensetningen av legeringen var som følger: Zn 6,2%, Mg 2,25%, Cu 2,>+0%, Fe 0,08%, Si 0,06%. Etter homogenisering i 2h timer ved h60°C ble platen omformet til en 55 mm tykk strimmel. I denne form er temperaturen TQ h7S°C. Denne legering har kobber-og magnesium-innhold som overskrider løsbarhetsgrensene i fast fase ved temperaturen TQ.
Prøvestykker av parallellepiped-form og med dimensjonene 10 x 10 x 55 mm ble tatt i dybderetningen og behandlet på følgende måte: Gruppe 1: normal behandling, hvilket vil si k timer ved h76\°C i
smeltet saltbad, bråkjøling i vann ved 20°C, eldning i en gjennomstrømningsovn i h dager etter bråkjøling,nemlig først i k timer ved 120°C og derpå i 9 timer ved 162°C. Gruppe 2: behandling i henhold til oppfinnelsen, hvilket vil si
avgassing i vakuum i 8 timer ved ^30°C + h timer .ved If88°C i et saltbad (tilsvarende 10° over temperaturen T ) bråkjøling og eldning ble utført under samme betingelser som angitt under gruppe 1 .
De mekaniske egenskaper påvist ved strekk-prøver er angitt i tabell V nedenfor.
Atter viser det seg at behandlingen.i henhold til oppfinnelsen (gruppe 2) i vesentlig grad forbedrer de mekaniske strekkegen-skaper.
Følgende eksempel viser hvorides oppfinnelsen muliggjør motstanden mot spenningskorrosjon.
EKSEMPEL h
To legeringer av AU^-SG-familien ble fremstilt, nemlig en viss sammensetning var modifisert ved øket kobber-innhold, magnesium-innhold og silisium-innhold, mens den andre hadde normal sammensetning :
120mm tykke plater ble så støpt av disse to legeringer I og II samt utsatt for følgende behandlinger, den ene konvensjonell og den annen i henhold til foreliggende oppfinnelse.
1)
En konvensjonell behandling:
- konvensjonell homogenisering
(temperaturøkning til ^-90oC i en periode på 12 timer bibeholdt temperatur i 12 timer ved <*>+90°C, gradvis avkjøling i ovn).
10 mm grovavskilling på hver side.
varmvalsing; jevn oppvarming til M-<i>fO°C, nedsatt tykkelse fra 100 mm til 50 mm i fem valsestikk, temperatur ved fer-dig valsing: 380-390°C.
vanlig oppløsningsbehandling i luft-ventilert ovn (temperaturøkning til 505°C i løpet av 2 timer, bibeholdt temperatur ved 505°C i 6 timer, bråkjøling i vann),
koldbearbeiding i prøvestykkene i dybde- og bredderet-ningene.
2)
Behandling i henhold til oppfinnelsen:
spesiell homogenisering i. tørr atmosfære med dugg-punkt - 10/-15°C under følgende betingelser: temperaturøkning til 515°C i løpet av 10 timer, bibeholdt temperatur av 515°C i 2 timer,
avkjøling til k60°C i løpet av 3 timer.
Denne behandling ble fulgt av:
10 mm grovavskilling på hver side,
bestemmelse av hydrogen-innholdet (0,15 ppm) -
varmvalsning som ovenfor
spesiell oppløsningsbehandling i henhold til oppfinnelsen ved en sådan temperatur at <T>Q<<>1 T t «CT^; idet T1 er funnet å være lik 516-518°C (ved mikrofotografisk undersøkelse og differensial termoanalyse), ble T. fastlagt til maksi-malt 513-51^°C. Denne behandling ble utført i tørr luft (strømmende) med et dugg-punkt mellom -15 og -20°C under følgende betingelser:
temperaturøkning til 511°C i løpet av 7 timer,
bibeholdt temperatur ved 511°C (+ 2°C/- 0°C) i 2 timer, bråkjøling i vann.
Denne behandling ble fulgt av:
2% kaldbearbeidning ved trekning,
tilvirkning av prøvestykker i dybde- og bredde-retning.
Etter naturlig eldning i h dager ved omgivelsestemperatur etter bråkjøling, ble prøvestykkene på den ene side utsatt for konvensjonell eldning, nemlig:
temperaturøkning til 15<*>+°C i løpet av k timer,
bibeholdt temperatur ved 15^°C (+ 2°C/- 0°C) i 22 timer,
samt på den andre side for en forlenget eldningsbehandling, over-, eldning, nemlig i h8 timer ved 175°C, idet denne periode på h8 timer tilsvarte en optimal verdi i området 2h-72 timer.
De forskjellige prøvestykker ble så undersøkt med hensyn på sin motstand mot spenningskorrosjon ved avvekslende nedsenkning og opptakning (10 min, 50 min.) i reaktanten A3 ved 20/22°C, slik som beskrevet ovenfor, idet prøvestykkene på forhånd var avfettet med aceton, etset med en fluonitrid-reaktant, skylt i destilert vann og tørket, hvorpå prøvestykkene ble målt med hensyn på sine mekaniske egenskaper (strekkfasthet UTS, flytegrense YSq 2 samt bruddforlengelse E
Resultatet av de forskjellige prøver er angitt i den etterfølgende tabell VI, som viser hvorledes motstanden mot spenningskorrosjon og de mekaniske egenskaper for kontroll-legeringen (legering II)
og legeringen med modifisert sammensetning varieres i avhengighet av de forskjellige parametre, nemlig konvensjonell homogenisering sammenlignet med spesial-homogenisering i henhold til oppfinnelsen, samt konvensjonell elding og elding i henhold til oppfinnelsen.
Det vil spesielt ses at kombinasjonen av spesiell homogenisering
og forlenget elding (kolonne 6), utført på kontroll-legeringen,
gjør det mulig å øke motstanden mot spenningskorrosjon til et tilfredsstillende nivå (ingen svikt etter 60 dager under en spen-ningspåo kjenning på o 160 N/mm 2 eller etter 30 dager under en spenningspåkjenning på 2^0 - 280 N/mm ), men på bekostning av nedsatte mekaniske egenskaper. I motsetning til dette er det mulig ved kombinasjon av modifisert legeringssammensetning med spesiell homogenisering og forlenget eldning, hovedsakelig å oppnå de samme mekaniske egenskaper som kontroll-legeringen behandlet på vanlig måte sammen med ingen stress-svikt etter 30 dager under 2^-0-280 N/mm 2 eller etter 60 dager under 80 N/mm ?. Forbedringen av disse egenskaper er særlig viktig i flykonstruksjoner i betraktning av de meget strenge krav som må stilles til de anvendte legeringer både av konstruksjonsingeniørene og under prøvene.
Den påfølgende tabell VII viser spenningskorrosjons-forholdene for grupper på 5 prøvestykker med konvensjonell sammensetning og modifisert sammensetning, behandlet henholdsvis på vanlig måte og i henhold til oppfinnelsen, i avhengighet av spenningsnivået. Verdiene i hver luke angir levetiden for vedkommende prøvestykker før svikt, samt antallet prøvestykker uten svikt etter 60 dager.
Claims (1)
- Fremgangsmåte for forbedring av mekaniske egenskaper og evnen til å motstå spenningskorrosjon for en varmebehandlet knadd aluminiumlegering som inneholder en eller flere herdeelementer som Cu, Mg, Si, Zn, Ag og Li samt eventuelt en eller flere sekundærelementer som Mn, Fe, Ni, Zr og Ti, idet innholdet av herdeelementer er tilstrekkelig til å mette den faste løsning ved legeringens eutektiske smeltetemperatur TQ> karakterisert ved at legeringen før den bråkjøles utsettes for en oppløsnings-varmebehandling ved en temperatur T^. bestemt ved T ^ T^ £ T^ , hvor T^ er lik temperaturen ved innledende smelting ved termodynamisk likevekt, og at varmebehandlingen er av en sådan varighet at de metastabile flytende faser som dannes innledningsvis, blir fullstendig eller hovedsaklig resorbert og legeringens innhold av hydrogen som kan avgis i gassform under oppløsnings-varmebehandlingen, blir mindre enn 0.5 ppm, fortrinnsvis mindre enn 0.1 ppm.
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| FR7400399A FR2278785A1 (fr) | 1974-01-07 | 1974-01-07 | Procede de renforcement des caracteristiques mecaniques d'alliages d'aluminium a traitement thermique et produits ainsi obtenus |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| NO750015L NO750015L (no) | 1975-08-04 |
| NO141171B true NO141171B (no) | 1979-10-15 |
| NO141171C NO141171C (no) | 1980-01-23 |
Family
ID=9133149
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NO750015A NO141171C (no) | 1974-01-07 | 1975-01-03 | Fremgangsmaate ved varmebehandling av bearbeidede aluminiumlegeringsprodukter |
Country Status (17)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US3988180A (no) |
| JP (1) | JPS5948859B2 (no) |
| BE (1) | BE824151A (no) |
| CA (1) | CA1047375A (no) |
| CH (1) | CH594058A5 (no) |
| DD (1) | DD115703A5 (no) |
| DE (1) | DE2500084C3 (no) |
| ES (1) | ES433511A1 (no) |
| FR (1) | FR2278785A1 (no) |
| GB (1) | GB1484391A (no) |
| IL (1) | IL46384A (no) |
| IT (1) | IT1028181B (no) |
| NL (1) | NL7500183A (no) |
| NO (1) | NO141171C (no) |
| SE (1) | SE418092B (no) |
| SU (1) | SU649329A3 (no) |
| ZA (1) | ZA7570B (no) |
Families Citing this family (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4106956A (en) * | 1975-04-02 | 1978-08-15 | Societe De Vente De L'aluminium Pechiney | Method of treating metal alloys to work them in the state of a liquid phase-solid phase mixture which retains its solid form |
| FR2393070A1 (fr) * | 1977-06-02 | 1978-12-29 | Cegedur | Procede de traitement thermique de toles en alliages d'aluminium |
| JPS5461015A (en) * | 1977-10-25 | 1979-05-17 | Kobe Steel Ltd | Manufacture of aluminum-soldered fin heat exchanger |
| US4524820A (en) * | 1982-03-30 | 1985-06-25 | International Telephone And Telegraph Corporation | Apparatus for providing improved slurry cast structures by hot working |
| DE3365549D1 (en) * | 1982-03-31 | 1986-10-02 | Alcan Int Ltd | Heat treatment of aluminium alloys |
| US4583608A (en) * | 1983-06-06 | 1986-04-22 | United Technologies Corporation | Heat treatment of single crystals |
| US4662951A (en) * | 1983-12-27 | 1987-05-05 | United Technologies Corporation | Pre-HIP heat treatment of superalloy castings |
| US4555272A (en) * | 1984-04-11 | 1985-11-26 | Olin Corporation | Beta copper base alloy adapted to be formed as a semi-solid metal slurry and a process for making same |
| JPH0436285Y2 (no) * | 1985-11-06 | 1992-08-27 | ||
| US5076859A (en) * | 1989-12-26 | 1991-12-31 | Aluminum Company Of America | Heat treatment of aluminum-lithium alloys |
| JP2674456B2 (ja) * | 1993-02-22 | 1997-11-12 | 鹿島建設株式会社 | 四角形鋼管柱とｈ形鉄骨梁の仕口構造 |
| FR2710657B1 (fr) * | 1993-09-28 | 1995-11-10 | Pechiney Rhenalu | Procédé de désensibilisation à la corrosion intercristalline des alliages d'Al séries 2000 et 6000 et produits correspondants. |
| US5571346A (en) * | 1995-04-14 | 1996-11-05 | Northwest Aluminum Company | Casting, thermal transforming and semi-solid forming aluminum alloys |
| US5911843A (en) * | 1995-04-14 | 1999-06-15 | Northwest Aluminum Company | Casting, thermal transforming and semi-solid forming aluminum alloys |
| US5968292A (en) * | 1995-04-14 | 1999-10-19 | Northwest Aluminum | Casting thermal transforming and semi-solid forming aluminum alloys |
| US5967130A (en) * | 1996-07-09 | 1999-10-19 | Yamaha Corporation | Light and durable bow having bow handle produced from forged aluminum and process of producing the bow handle |
| US7981116B2 (en) * | 2007-05-25 | 2011-07-19 | Custom Spine, Inc. | Radiolucent screwdriver for orthopedic surgery |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3826688A (en) * | 1971-01-08 | 1974-07-30 | Reynolds Metals Co | Aluminum alloy system |
| US3791880A (en) * | 1972-06-30 | 1974-02-12 | Aluminum Co Of America | Tear resistant sheet and plate and method for producing |
| US3791876A (en) * | 1972-10-24 | 1974-02-12 | Aluminum Co Of America | Method of making high strength aluminum alloy forgings and product produced thereby |
-
1974
- 1974-01-07 FR FR7400399A patent/FR2278785A1/fr active Granted
- 1974-12-23 US US05/535,740 patent/US3988180A/en not_active Expired - Lifetime
-
1975
- 1975-01-02 SE SE7500037A patent/SE418092B/xx not_active IP Right Cessation
- 1975-01-02 IL IL46384A patent/IL46384A/en unknown
- 1975-01-03 ES ES75433511A patent/ES433511A1/es not_active Expired
- 1975-01-03 DE DE2500084A patent/DE2500084C3/de not_active Expired
- 1975-01-03 IT IT19021/75A patent/IT1028181B/it active
- 1975-01-03 NO NO750015A patent/NO141171C/no unknown
- 1975-01-03 ZA ZA00750070A patent/ZA7570B/xx unknown
- 1975-01-03 DD DD183494A patent/DD115703A5/xx unknown
- 1975-01-05 SU SU752096306A patent/SU649329A3/ru active
- 1975-01-06 CA CA217,346A patent/CA1047375A/fr not_active Expired
- 1975-01-06 CH CH6175A patent/CH594058A5/xx not_active IP Right Cessation
- 1975-01-06 GB GB427/75A patent/GB1484391A/en not_active Expired
- 1975-01-07 NL NL7500183A patent/NL7500183A/xx not_active Application Discontinuation
- 1975-01-07 JP JP50004624A patent/JPS5948859B2/ja not_active Expired
- 1975-01-07 BE BE152183A patent/BE824151A/xx not_active IP Right Cessation
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| FR2278785A1 (fr) | 1976-02-13 |
| FR2278785B1 (no) | 1976-11-26 |
| US3988180A (en) | 1976-10-26 |
| DE2500084A1 (de) | 1975-07-10 |
| ES433511A1 (es) | 1976-11-16 |
| NO750015L (no) | 1975-08-04 |
| CA1047375A (fr) | 1979-01-30 |
| CH594058A5 (no) | 1977-12-30 |
| DE2500084B2 (de) | 1979-10-25 |
| SE7500037L (no) | 1975-07-08 |
| DD115703A5 (no) | 1975-10-12 |
| NO141171C (no) | 1980-01-23 |
| BE824151A (fr) | 1975-07-07 |
| GB1484391A (en) | 1977-09-01 |
| AU7683974A (en) | 1976-06-24 |
| IL46384A0 (en) | 1976-03-31 |
| IT1028181B (it) | 1979-01-30 |
| SU649329A3 (ru) | 1979-02-25 |
| JPS5948859B2 (ja) | 1984-11-29 |
| SE418092B (sv) | 1981-05-04 |
| JPS50117615A (no) | 1975-09-13 |
| NL7500183A (nl) | 1975-07-09 |
| DE2500084C3 (de) | 1980-07-10 |
| ZA7570B (en) | 1976-01-28 |
| IL46384A (en) | 1977-04-29 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| NO141171B (no) | Fremgangsmaate ved varmebehandling av bearbeidede aluminiumlegeringsprodukter | |
| US4526630A (en) | Heat treatment of aluminium alloys | |
| US2915391A (en) | Aluminum base alloy | |
| Tan | Influence of Heat Treatment on the Mechanical Properties of AA6066 Alloy. | |
| CA1208042A (en) | Rhenium-bearing copper-nickel-tin alloys | |
| US4323399A (en) | Process for the thermal treatment of aluminium - copper - magnesium - silicon alloys | |
| ES2948640T3 (es) | Aleaciones de titanio resistentes a la fluencia | |
| US4610733A (en) | High strength weldable aluminum base alloy product and method of making same | |
| JPH041057B2 (no) | ||
| NO125054B (no) | ||
| JPS60121249A (ja) | 耐応力腐食用アルミニウム基合金 | |
| US3743549A (en) | Thermomechanical process for improving the toughness of the high strength aluminum alloys | |
| US3334998A (en) | Magnesium base alloys | |
| CN112813319A (zh) | 一种超高强铆钉制造用铝合金线材的制备方法 | |
| US11180839B2 (en) | Heat treatments for high temperature cast aluminum alloys | |
| JPS6057497B2 (ja) | 耐熱性高力アルミニウム合金 | |
| US4886557A (en) | Magnesium alloy | |
| US4148671A (en) | High ductility, high strength aluminum conductor | |
| Bergsma et al. | Effects of thermal processing and copper additions on the mechanical properties of aluminum alloy ingot AA 2618 | |
| NO791834L (no) | Aluminiumlegeringer med forbedret elektrisk ledningsevne og fremgangsmaate for fremstilling av saadan legering | |
| USRE33092E (en) | High strength weldable aluminum base alloy product and method of making same | |
| US3370945A (en) | Magnesium-base alloy | |
| KR950018566A (ko) | 고성형성 고강도 알루미늄-마그네슘계 합금 및 그 제조방법 | |
| CN115717209B (zh) | 一种Al-Cu合金及其制备方法和热处理方法 | |
| IL28522A (en) | Welding of light-weight alloys |