NO155629B - PROCEDURE FOR THE MANUFACTURE OF HEAT EXTRADED PRODUCTS OF HIGH-STRENGTH ALLOYS OF THE AL-ZN-MG-CU TYPE WITH FABRICATED DIVERSITY. - Google Patents
PROCEDURE FOR THE MANUFACTURE OF HEAT EXTRADED PRODUCTS OF HIGH-STRENGTH ALLOYS OF THE AL-ZN-MG-CU TYPE WITH FABRICATED DIVERSITY. Download PDFInfo
- Publication number
- NO155629B NO155629B NO824043A NO824043A NO155629B NO 155629 B NO155629 B NO 155629B NO 824043 A NO824043 A NO 824043A NO 824043 A NO824043 A NO 824043A NO 155629 B NO155629 B NO 155629B
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- hours
- product
- type
- degrees
- alloy
- Prior art date
Links
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 22
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims abstract description 22
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 14
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 4
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 claims abstract description 11
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 8
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims abstract description 7
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims abstract description 6
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims abstract description 6
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 5
- 229910018569 Al—Zn—Mg—Cu Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 235000012438 extruded product Nutrition 0.000 claims abstract description 4
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims abstract description 3
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims abstract description 3
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims abstract description 3
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 claims description 7
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 5
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims 1
- 238000001192 hot extrusion Methods 0.000 claims 1
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract 2
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 23
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 4
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 4
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 4
- 239000002970 Calcium lactobionate Substances 0.000 description 3
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 description 2
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000967 As alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 238000010622 cold drawing Methods 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 239000005338 frosted glass Substances 0.000 description 1
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 238000013001 point bending Methods 0.000 description 1
- 230000000644 propagated effect Effects 0.000 description 1
- 238000005070 sampling Methods 0.000 description 1
- 239000002344 surface layer Substances 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
- Extrusion Of Metal (AREA)
- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
- Conductive Materials (AREA)
Abstract
Description
Foreliggende oppfinnelse angår en fremgangsmåte for fremstilling av varmekstruderte produkter av høystyrke aluminiums-legeringer av typen Al-Zn-Mg-Cu som, i behandlet tilstand (type T6 eller T7) har en høy grad av duktilitet og seighet, spesielt i tverretning, og god motstandsevne mot påkjenningskorrosjon. The present invention relates to a method for the production of heat-extruded products of high-strength aluminum alloys of the type Al-Zn-Mg-Cu which, in the treated state (type T6 or T7) have a high degree of ductility and toughness, especially in the transverse direction, and good resistance to stress corrosion cracking.
Varmekstruderte produkt med høy styrke er allerede kjent, også slike med høy grad av duktilitet og seighet i lengderet- Hot-extruded products with high strength are already known, also those with a high degree of ductility and toughness in the longitudinal direction.
ning (se f.eks. produktene som er beskrevet i FR-PS 2.457.908). ning (see e.g. the products described in FR-PS 2.457.908).
For enkelte tilfeller og spesielt når det gjelder områder For certain cases and especially when it comes to areas
der materialene underkastes meget høye påkjenninger og må where the materials are subjected to very high stresses and must
ha et høyt pålitelighets- og sikkerhetsnivå i bruk (f.eks. have a high level of reliability and safety in use (e.g.
i luftfartsindustrien), er imidlertid egenskapene i tverr-retning fremdeles utilfredsstillende, spesielt i de deler av komponentene som i relativt liten grad bearbeides. in the aviation industry), however, the properties in the transverse direction are still unsatisfactory, especially in the parts of the components that are processed to a relatively small extent.
I henhold til dette angår foreliggende oppfinnelse en fremgangsmåte for fremstilling av varmekstruderte produkter av typen Al-Zn-Mg-Cu som, i behandlet tilstand, har forbedrede tverretningsegenskaper, og denne fremgangsmåte karakteri-seres ved støping av en legering med følgende sammensetning i vekt-%: F ^ 0,10 According to this, the present invention relates to a method for the production of heat-extruded products of the type Al-Zn-Mg-Cu which, in the treated state, have improved transverse properties, and this method is characterized by casting an alloy with the following composition by weight %: F ^ 0.10
Si ^ 0,08 Say ^ 0.08
Cu 1,0 til 2,0 Cu 1.0 to 2.0
Mg 2,1 til 3,5 Mg 2.1 to 3.5
Zn 7,2 til 9,5 Zn 7.2 to 9.5
Cr 0,07 til 0,17 Cr 0.07 to 0.17
Mn 0,15 til 0,25 Mn 0.15 to 0.25
Zr 0,08 til 0,14 Zr 0.08 to 0.14
Ti ^ 0,10 Ten ^ 0.10
Andre hver -^ 0,05 Others each -^ 0.05
Andre tilsammen ^ 0,15 Others together ^ 0.15
Resten = Al The rest = Al
homogenisering av det støpte produkt innen temperaturområdet homogenization of the molded product within the temperature range
460°C til legeringens initialsmeltepunkt, varmekstrudering av produktet ved en temperatur i størrelsesorden 400°C, eventuelt varmtrekking av det varmeekstruderte produkt, og bringe produktet i oppløsning innen temperaturområdet 460-490°C, bråkjøling av produktet i koldt vann (6 4 0°C) , koldbearbeiding med et deformasjonsnivå, s~ <8>) 10% og utglødning: type T6: dvs. fra 6 til 50 timer ved 115 til 150°C, eller 460°C to the alloy's initial melting point, heat extruding the product at a temperature of the order of 400°C, possibly hot drawing the hot extruded product, and bringing the product into solution within the temperature range 460-490°C, quenching the product in cold water (6 4 0° C) , cold working with a deformation level, s~ <8>) 10% and annealing: type T6: i.e. from 6 to 50 hours at 115 to 150°C, or
type T7: dvs. fra 3 til 24 timer ved fra 100 til 120°C + 8 til 20 timer ved fra 150 til 170°C, type T7: i.e. from 3 to 24 hours at from 100 to 120°C + 8 to 20 hours at from 150 to 170°C,
idet de lengste tidsrom vanligvis forbindes med de laveste temperaturer. as the longest periods of time are usually associated with the lowest temperatures.
De optimale egenskaper oppnås når hver av de følgende betingelser fortrinnsvis kombineres: The optimal properties are achieved when each of the following conditions is preferably combined:
Analyse = Fe 0,10 Analysis = Fe 0.10
(vekt-%) Si 0, 08 (wt%) Si 0.08
Cu: 1,35 - 1,85 Cu: 1.35 - 1.85
Mg: 2,4 - 3,0 Mg: 2.4 - 3.0
Zn: 7,6 - 8,9 Zn: 7.6 - 8.9
Cr: 0,10 - 0,17 Cr: 0.10 - 0.17
Mn: 0,15 - 0,25 Mn: 0.15 - 0.25
Zr: 0,08 - 0,14 Zr: 0.08 - 0.14
Ti <: 0,10 Ten <: 0.10
Andre enkeltvis < 0,05 Others individually < 0.05
Andre totalt ^ 0,15 Second total ^ 0.15
Resten = Al The rest = Al
Homogenisering ved ca. 470°C 5°C Homogenization at approx. 470°C 5°C
Utglødningsbehandling ved 465 - 480°C Annealing treatment at 465 - 480°C
Kaldbearbeiding (~-) fra 1,5 til 5% Cold working (~-) from 1.5 to 5%
Tempring: type T6: 25-35 timer ved fra 115-130°C eller Tempering: type T6: 25-35 hours at from 115-130°C or
type T7: 5-10 timer ved fra 100-110°C type T7: 5-10 hours at from 100-110°C
pluss 8-12 timer ved fra 155-165°C plus 8-12 hours at from 155-165°C
Det er bemerket at egenskapene i de hovedsakelig legerings-elementer må være tilstrekkelig til å gi de ønskede mekaniske karakteristika, men må begrenses oppover for ikke å medføre for stor sprøhet. Tverretningsduktilitet er også sterkt påvirket av egenskapene for Fe og Si som fortrinnsvis bør foreligge i så liten grad som mulig, innen følgende grenser: It is noted that the properties of the mainly alloy elements must be sufficient to provide the desired mechanical characteristics, but must be limited upwards so as not to cause excessive brittleness. Transverse ductility is also strongly influenced by the properties of Fe and Si, which should preferably be present as little as possible, within the following limits:
De følgende eksempler illustrerer egenskapene som oppnås The following examples illustrate the properties that are achieved
når det gjelder en hul ekstrudert gjenstand og en ekstrudert stang; in the case of a hollow extruded article and an extruded rod;
Fig. 1 viser detaljer for prøvetakingen og Fig. 1 shows details of the sampling and
Fig. 2 viser konstruksjonen av prøven for bestemmelse av K-faktoren (se tillegget), der alle dimensjoner er Fig. 2 shows the construction of the sample for determining the K-factor (see the appendix), where all dimensions are
i mm. in etc.
EKSEMPEL 1 EXAMPLE 1
Det ble støpt to legeringer og sammensetningen for legeringene er som angitt nedenfor, der legering A som ikke er i henhold til oppfinnelsen utgjør et sammenligningsgrunnlag: Two alloys were cast and the composition of the alloys is as stated below, where alloy A, which is not in accordance with the invention, forms a basis for comparison:
Legering A som blir støpt semi-kontinuerlig i form av barrer med en diameter på 170 mm ble underkastet en homogeniserings-behandling i 24 timer ved en temperatur av 460°C og varm-ekstrudert ved reversekstrudering ved en temperatur av 400°C Alloy A which is cast semi-continuously in the form of ingots with a diameter of 170 mm was subjected to a homogenization treatment for 24 hours at a temperature of 460°C and hot-extruded by reverse extrusion at a temperature of 400°C
± 10°C, i form av gjenstander som hadde en diameter på ± 10°C, in the form of objects that had a diameter of
107 mm med en lengde på 141 mm. Disse gjenstander ble trukket i varm tilstand ved en temperatur av 380 ± 20°C til følgende dimensjoner: diameter 105,5 mm, lengde 132 mm, maskinbearbeidet utvendig ved dreiing til en diameter på 127,2 mm, renset, bragt i oppløsning ved en temperatur 107 mm with a length of 141 mm. These objects were hot drawn at a temperature of 380 ± 20°C to the following dimensions: diameter 105.5 mm, length 132 mm, externally machined by turning to a diameter of 127.2 mm, cleaned, dissolved by a temperature
av 460°C, bråkjølt i vann, underkastet kaldtrekking ved of 460°C, quenched in water, subjected to cold drawing
S - s S - p
ny bråkjøling med en kaldbearbeidingsgrad (—-s —) på new quenching with a cold working degree (—-s —) of
4% og tempring i 30 timer ved en temperatur av 120 C. 4% and tempering for 30 hours at a temperature of 120 C.
Legering B ifølge oppfinnelsen ble delt i fire charger: Bl, B2, B3 og B4: - chargen Bl ble formgitt på samme måte som charge A, bortsett S-s Alloy B according to the invention was divided into four charges: Bl, B2, B3 and B4: - charge Bl was shaped in the same way as charge A, except S-s
fra at kaldbearbeidingsgraden ( ) var 10% i stedet from the fact that the cold working degree ( ) was 10% instead
s pp
for 4%; for 4%;
-charge 32 ble omdannet på samme måte som charge A; - charge B3. ^le omdannet på samme måte som charge B2 bortsett fra at homogeniseringsbehandlingen ble gjennomført ved en temperatur av 470°C i stedet for 460°C, og utglødnings-behandlingen ble gjennomført ved en temperatur av 470°C i stedet for 460°C;charge B3 tilsvarte derfor det foretrukne området for oppfinnelsen; og - charge 34 ble omdannet på identisk måte med charge B2.. bortsett fra hva angår sluttanløpninger som ble gjennomført som følger: 6 timer ved 105°C pluss 10 timer ved 150°C, 155°C, 160°C og 165°C (chamen B41, B42, B43 henholdsvis B44), eller ved en temperatur på 120°C i 30 timer (charge B40). -charge 32 was converted in the same way as charge A; - charge B3. ^le converted in the same way as charge B2 except that the homogenization treatment was carried out at a temperature of 470°C instead of 460°C, and the annealing treatment was carried out at a temperature of 470°C instead of 460°C;charge B3 therefore corresponded to the preferred range of the invention; and - charge 34 was converted in an identical manner to charge B2.. except for final tempers which were carried out as follows: 6 hours at 105°C plus 10 hours at 150°C, 155°C, 160°C and 165°C (chamen B41, B42, B43 and B44 respectively), or at a temperature of 120°C for 30 hours (charge B40).
De følgende gjenstander ble maskinbearbeidet fra de resul-terende gjenstander (se figur 1): - glatte strekkbelastningsstykker 1 som ble tatt enten fra legemet av disse gjenstander, idet det ble atskilt mellom lengderetning L og tverretning, tangentiale retning T, eller fra bunnen av gjenstanden i tverretning T, tangen-tialretning. Ved strekkpåkjenningsprøven ble prøvestyk-kene benyttet for å bestemme konvensjonelle mekaniske The following objects were machined from the resulting objects (see figure 1): - smooth tensile load pieces 1 which were taken either from the body of these objects, being separated between longitudinal direction L and transverse direction, tangential direction T, or from the bottom of the object in transverse direction T, tangential direction. In the tensile stress test, the test pieces were used to determine conventional mechanical
egenskaper, nemlig: properties, namely:
elastisitetsgrense RO,2 elastic limit RO,2
strekkbelastning Rm tensile load Rm
forlengelse til brudd A% som målt over en opprinnelig brukbar lengde lik 5,65/So, So er tverrsnittet av prøve-stykket før påkjenningsbelastningen; elongation to break A% as measured over an original usable length equal to 5.65/So, So is the cross-section of the test piece before the stress load;
- skårstrekkbelastningsprøver 2 med en påkjenningskonsen-trasjonskoeffisient KT = 6,5 (radius ved skårbunnen 0,025 mm), som tas i lengderetningen av legemet av gjenstanden. Prøvestykkene ble brukket ved strekkbelastning, noe som tillot at bruddpåkjenningen Re kunne bestemmes. Forholdet Re/R0,2 for bruddbelastningen på et slikt prøvestykke til elastisitetsgrensen for et glatt prøvestykke ble tatt som - notch tensile load samples 2 with a stress concentration coefficient KT = 6.5 (radius at the notch base 0.025 mm), which are taken in the longitudinal direction of the body of the object. The specimens were fractured under tensile loading, which allowed the fracture stress Re to be determined. The ratio Re/R0.2 of the breaking load on such a specimen to the elastic limit of a smooth specimen was taken as
et evalueringskriterium; an evaluation criterion;
- Charpy V skårslagprøvestykker 3 (45° V-formet skår, 2 mm dypt, med en radius ved skårdypden på 0,25 mm). Prøve-stykkene ble tatt i lengderetningen fra legemet av gjenstanden slik at bruddsprekken forplantet seg i tykkelses-retningen for legemedelen av gjenstanden (standardisert retning L-R). Disse ble benyttet for bestemmelse av de følgende egenskaper: Ene (bruddenergi på ikke på forhånd sprukket prøvestykke) og Eco (bruddenergi på et prøve-stykke som var på forhånd oppsprukket ved utmatning på en - Charpy V chip impact test pieces 3 (45° V-shaped chip, 2 mm deep, with a radius at the chip depth of 0.25 mm). The test pieces were taken in the longitudinal direction from the body of the object so that the fracture crack propagated in the thickness direction of the body part of the object (standardized direction L-R). These were used to determine the following properties: Ene (break energy of a non-pre-cracked test piece) and Eco (break energy of a test piece that was pre-cracked when fed on a
Physmet-apparatur); - Prøvestykker 4 for måling av seighetsfaktoren K; bestem-melsesbetingelsene for faktoren K er angitt i vedlegget; - Prøvestykker for korrosjonsprøver i form av ringer C hen-tet fra legemdelen med bredde 40 mm. Prøvestykkene ble prøvet med henblikk på påkjenningskorrosjon i henhold til standard AFNORA 05-301. Physmet equipment); - Test pieces 4 for measuring the toughness factor K; the determination conditions for the factor K are stated in the appendix; - Test pieces for corrosion tests in the form of rings C taken from the body part with a width of 40 mm. The test pieces were tested for stress corrosion in accordance with standard AFNORA 05-301.
De midlere prøveresultater er angitt i tabell I i vedlegget. The average test results are shown in table I in the appendix.
Det fremgår med henblikk på gjenstandene Al, Bl, B2 og 33 som alle er behandlet i henhold til T6-metoden, at charqene Bl, B2 og B3 ifølge oppfinnelsen har verdier for forlengelse til brudd i tverretning av delen av bun^-n som er relativt lett bearbeidet, som er markert høyere enn de for referansesatsen Al. Videre har charqen 32 som ble underkastet en kald bearbeiding etter bråkjøling og før tempring, i det foretrukne området ifølge oppfinnelsen >1,5% og -$5%, et sett av strekkpåkjenningsegenskaper ved høyere nivåer for ytelse enn charqen B1, der graden av kald bearbeiding var 10%. It appears with regard to the items A1, B1, B2 and 33, which have all been treated according to the T6 method, that according to the invention, the charqs B1, B2 and B3 have values for elongation to fracture in the transverse direction of the part of the bun^ which is relatively easily processed, which are markedly higher than those for the reference rate Al. Furthermore, the charq 32 which was subjected to a cold working after quenching and before tempering, in the preferred range according to the invention >1.5% and -$5%, has a set of tensile stress properties at higher levels of performance than the charq B1, where the degree of cold working was 10%.
I tillegg syntes charqen B3 for hvilken homogeniseringsbe-tingelsene, utglødningsbehandlingen, kaldbearbeidingen mellom bråkjøling og anløpning lå innenfor oppfinnelsens foretrukne område, og tilveiebringe et spesielt høyt ytelsesnivå, spesielt hva angår forlengelse til brudd i tverretning for bunnen av gjenstanden, en verdi som var mer enn fire ganger verdien for referansesatsen A. In addition, the charq B3 for which the homogenization conditions, the annealing treatment, the cold working between quenching and tempering was found to be within the preferred range of the invention, and to provide a particularly high level of performance, especially in terms of elongation to break in the transverse direction of the bottom of the article, a value that was more than four times the value of the reference rate A.
Til slutt viste chargene B4x at, for en blanding av typen T7 Finally, the charges B4x showed that, for a mixture of type T7
i to trinn, det er mulig at legeringene ifølge oppfinnelsen å oppnå spesielt høye nivåer av motstandsevne mot påkjenningskorrosjon. in two stages, it is possible for the alloys according to the invention to achieve particularly high levels of resistance to stress corrosion.
EKSEMPEL 2 EXAMPLE 2
Tre legeringer C, D og E med følgende sammensetning ble semi-kontinuerlig støpt i form av barrer med diameter 200 mm: Three alloys C, D and E with the following composition were semi-continuously cast in the form of ingots with a diameter of 200 mm:
idet legering C som ikke er ifølge oppfinnelsen utgjør sam-menligningsgrunnlaget . as alloy C, which is not according to the invention, forms the basis of comparison.
Hver av legeringene ble homogenisert i et tidsrom på 24 timer ved 475°C, et overflatesjikt ble fjernet for å gi en diameter på 170 mm hvoretter legeringene ble omdannet ved reversert varmekstrudering ved en temperatur på 350-400°C i form av en 50 mm stang. Stangen ble utvunnet i en time ved 478°C, bråkjølt i vann og utglødet i 24 timer ved 120°C. Each of the alloys was homogenized for a period of 24 hours at 475°C, a surface layer was removed to give a diameter of 170 mm after which the alloys were converted by reverse heat extrusion at a temperature of 350-400°C in the form of a 50 mm pole. The rod was extracted for one hour at 478°C, quenched in water and annealed for 24 hours at 120°C.
Følgende prøvestykke ble tatt fra stangen for prøveformål: The following sample was taken from the bar for testing purposes:
- glatte strekkpåkjenningsstykker i lengde- og tverretning for måling av egenskapene RO,2, Rm og A % (over 5,65/So); - skår-strekkpåkjenningsstykker med en påkjenningskonsentra-sjonskoeffisient lik 8, i tverretning, for måling av Re og - smooth tensile stress pieces in the longitudinal and transverse directions for measuring the properties RO,2, Rm and A % (over 5.65/So); - shear tensile stress pieces with a stress concentration coefficient equal to 8, in the transverse direction, for measuring Re and
bestemmelse av forholdet Re/R0,2; determination of the ratio Re/R0.2;
- seighetsprøvestykker (format: 30 x 31,25, tykkelse 12,5 mm) i retningene L-R og C-R (ASTM-bestemmelser). Prøvebe-tingelsene tilsvarende ASTM E399-spesifikasjonene tillot at man kunne bestemme påkjenningskonsentrasjonsfaktoren Ic - toughness test pieces (format: 30 x 31.25, thickness 12.5 mm) in the L-R and C-R directions (ASTM regulations). The test conditions corresponding to the ASTM E399 specifications allowed the determination of the stress concentration factor Ic
Middelverdien av resultatene er angitt i tabell 2 nedenfor. The mean value of the results is given in table 2 below.
Man skal spesielt merke seg egenskapenes forbedring i tverr-retningen, mere spesielt plastisiteten A%, og seigheten Re/R0,2 og KIc, når det gjelder legering D og E ifølge oppfinnelsen, legering E tilsvarer det foretrukne sammenset-ningsområdet for oppfinnelsen og har den beste ytelse i denne hensegnde. Det skal videre bemerkes at verdien for forholdet (^q—^ som er representativ for den kritiske sprekklengde som gir grunn til katastrofalt brudd i gjenstanden så å si er lik i tverr- og lengderetningen når det gjelder den sistnevnte legering. One should particularly note the improvement of the properties in the transverse direction, more particularly the plasticity A%, and the toughness Re/R0.2 and KIc, in the case of alloys D and E according to the invention, alloy E corresponds to the preferred composition range for the invention and has the best performance in this regard. It should also be noted that the value for the ratio (^q—^ which is representative of the critical crack length that gives rise to catastrophic fracture in the object is, so to speak, the same in the transverse and longitudinal direction in the case of the latter alloy.
VEDLEGG ATTACHMENTS
Måling av seighetsfaktoren K Measurement of the toughness factor K
Prøvestykket er vist i fig. 2. The test piece is shown in fig. 2.
Dimensjonene for prøvestykket er som følger: The dimensions of the test piece are as follows:
- tykkelse: B = 8 mm - thickness: W = 8 mm
- bredde: W = 8 mm - width: W = 8 mm
- lengde: 5 5 mm - length: 5 5 mm
- maskingjort skår: a = 2 mm - machined cut: a = 2 mm
radius ved skråbunnen < 0,08 mm. radius at the inclined base < 0.08 mm.
En tretthetssprekk initieres i det ovenfor angitte prøve-stykke som hentes fra gjenstanden i retningen L-R, under de betingelser som er gitt i standard ASTM E399 (0,45 < a/W A fatigue crack is initiated in the above-mentioned test piece taken from the object in the L-R direction, under the conditions given in standard ASTM E399 (0.45 < a/W
< 0,55, fremskriden med henblikk på tretthet på minst 1,3 mm, belastning mindre enn 60% for Pq). < 0.55, fatigue progress of at least 1.3 mm, strain less than 60% for Pq).
Det tretthetssprukne prøvestykket underkastes deretter en prøve som involverer en langsom bøying på tre punkter. The fatigue-cracked specimen is then subjected to a test involving slow three-point bending.
Under prøven foretas det en opptegning med henblikk på kurven for kraften avhengig av bevegelseshastigheten for papiret på skriveren (konstant hastighet). During the test, a drawing is made with a view to the curve of the force depending on the speed of movement of the paper on the printer (constant speed).
Faktoren K ble beregnet i henhold til den formel er gitt i standard ASTM E399 (bøyeprøve) som er som følger: The factor K was calculated according to the formula given in standard ASTM E399 (bending test) which is as follows:
(i MPa m) (in MPa m)
hvori: in which:
P: maksimal belastning målt på diagrammet i newton P: maximum load measured on the diagram in newtons
S: avstand mellom understøttelsen i m S: distance between the supports in m
W: bredde av prøvestykket i m W: width of the test piece in m
B: tykkelse av prøvestykket i m B: thickness of the test piece in m
a: lengde av sprekken i m a: length of the crack in m
Bemerkning: Måling av lengden a av sprekken. Note: Measurement of the length a of the crack.
Prøvestykket projiserer etter brudd på en matt glasskive ved hjelp av et profiloskop (g = 20). After breaking, the specimen projects onto a frosted glass disc using a profiloscope (g = 20).
Den delen av bruddet som tilsvarer den opprinnelige sprekk fremkalt ved tretthetsbelastning overføres deretter på transparent papir. Målinger foretas deretter med henblikk på lengden av sprekken ved en kvart, halvparten og trekvart av tykkelsen av prøvestykket. The part of the fracture corresponding to the original crack caused by fatigue loading is then transferred onto transparent paper. Measurements are then made for the length of the crack at a quarter, half and three quarters of the thickness of the test piece.
Verdien for a som benyttes i formelen er den midlere verdi for tre målinger. The value for a used in the formula is the mean value for three measurements.
Claims (8)
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| FR8122969A FR2517702B1 (en) | 1981-12-03 | 1981-12-03 |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| NO824043L NO824043L (en) | 1983-06-06 |
| NO155629B true NO155629B (en) | 1987-01-19 |
| NO155629C NO155629C (en) | 1987-04-29 |
Family
ID=9264805
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NO824043A NO155629C (en) | 1981-12-03 | 1982-12-02 | PROCEDURE FOR THE MANUFACTURE OF HEAT EXTRADED PRODUCTS OF HIGH-STRENGTH ALLOYS OF THE AL-ZN-MG-CU TYPE WITH IMPROVED DIVERSITY. |
Country Status (10)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0081441B1 (en) |
| JP (1) | JPS58113358A (en) |
| AT (1) | ATE16292T1 (en) |
| CA (1) | CA1206354A (en) |
| DE (1) | DE3267187D1 (en) |
| DK (1) | DK158317C (en) |
| FR (1) | FR2517702B1 (en) |
| IE (1) | IE54132B1 (en) |
| NO (1) | NO155629C (en) |
| ZA (1) | ZA828873B (en) |
Families Citing this family (26)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4863528A (en) * | 1973-10-26 | 1989-09-05 | Aluminum Company Of America | Aluminum alloy product having improved combinations of strength and corrosion resistance properties and method for producing the same |
| JPS6263641A (en) * | 1985-09-14 | 1987-03-20 | Showa Alum Corp | High-strength aluminum-alloy extruded material excellent in low-cycle fatigue characteristics |
| FR2601967B1 (en) * | 1986-07-24 | 1992-04-03 | Cerzat Ste Metallurg | AL-BASED ALLOY FOR HOLLOW BODIES UNDER PRESSURE. |
| US5221377A (en) * | 1987-09-21 | 1993-06-22 | Aluminum Company Of America | Aluminum alloy product having improved combinations of properties |
| US4861391A (en) * | 1987-12-14 | 1989-08-29 | Aluminum Company Of America | Aluminum alloy two-step aging method and article |
| FR2645546B1 (en) * | 1989-04-05 | 1994-03-25 | Pechiney Recherche | HIGH MODULATED AL MECHANICAL ALLOY WITH HIGH MECHANICAL RESISTANCE AND METHOD FOR OBTAINING SAME |
| JP2982172B2 (en) * | 1989-04-14 | 1999-11-22 | 日本鋼管株式会社 | Heat treatment method for high strength aluminum alloy material |
| FR2676462B1 (en) * | 1991-05-14 | 1995-01-13 | Pechiney Rhenalu | PROCESS FOR IMPROVING ISOTROPY THROUGH THICK PRODUCTS OF AL ALLOYS. |
| US5284327A (en) * | 1992-04-29 | 1994-02-08 | Aluminum Company Of America | Extrusion quenching apparatus and related method |
| FR2695942B1 (en) * | 1992-09-22 | 1994-11-18 | Gerzat Metallurg | Aluminum alloy for pressurized hollow bodies. |
| EP0694084B1 (en) * | 1993-04-15 | 2001-09-19 | Luxfer Group Limited | Method of making hollow bodies |
| FR2716896B1 (en) * | 1994-03-02 | 1996-04-26 | Pechiney Recherche | Alloy 7000 with high mechanical resistance and process for obtaining it. |
| JPH09151714A (en) * | 1995-12-04 | 1997-06-10 | Fuji Oozx Inc | Aluminum alloy made spring retainer for internal combustion engine |
| US6322647B1 (en) * | 1998-10-09 | 2001-11-27 | Reynolds Metals Company | Methods of improving hot working productivity and corrosion resistance in AA7000 series aluminum alloys and products therefrom |
| CN1489637A (en) | 2000-12-21 | 2004-04-14 | �Ƹ��� | Aluminum alloy products and artificial aging method |
| FR2838135B1 (en) | 2002-04-05 | 2005-01-28 | Pechiney Rhenalu | CORROSIVE ALLOY PRODUCTS A1-Zn-Mg-Cu WITH VERY HIGH MECHANICAL CHARACTERISTICS, AND AIRCRAFT STRUCTURE ELEMENTS |
| FR2838136B1 (en) * | 2002-04-05 | 2005-01-28 | Pechiney Rhenalu | ALLOY PRODUCTS A1-Zn-Mg-Cu HAS COMPROMISED STATISTICAL CHARACTERISTICS / DAMAGE TOLERANCE IMPROVED |
| US20050006010A1 (en) * | 2002-06-24 | 2005-01-13 | Rinze Benedictus | Method for producing a high strength Al-Zn-Mg-Cu alloy |
| GB2426979B (en) | 2003-04-10 | 2007-05-23 | Corus Aluminium Walzprod Gmbh | An Al-Zn-Mg-Cu alloy with improved damage tolerance-strength combination properties |
| US7883591B2 (en) | 2004-10-05 | 2011-02-08 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | High-strength, high toughness Al-Zn alloy product and method for producing such product |
| DE502005001724D1 (en) | 2005-01-19 | 2007-11-29 | Fuchs Kg Otto | Quench-resistant aluminum alloy and method for producing a semifinished product from this alloy |
| FR2907796B1 (en) | 2006-07-07 | 2011-06-10 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | ALUMINUM ALLOY PRODUCTS OF THE AA7000 SERIES AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME |
| EP2038447B1 (en) | 2006-07-07 | 2017-07-19 | Aleris Aluminum Koblenz GmbH | Method of manufacturing aa2000-series aluminium alloy products |
| JP5083816B2 (en) * | 2007-11-08 | 2012-11-28 | 住友軽金属工業株式会社 | Al-Zn-Mg-Cu alloy extruded material excellent in warm workability, production method thereof, and warm worked material using the extruded material |
| SI3265595T1 (en) | 2015-10-30 | 2019-05-31 | Novelis, Inc. | High strength 7xxx aluminum alloys and methods of making the same |
| CN109402539B (en) * | 2018-11-29 | 2020-02-11 | 四川航天长征装备制造有限公司 | Method for improving radial elongation of aluminum alloy bar |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3881966A (en) * | 1971-03-04 | 1975-05-06 | Aluminum Co Of America | Method for making aluminum alloy product |
| FR2222450A1 (en) * | 1973-03-21 | 1974-10-18 | Aluminum Co Of America | Aluminium alloy forgings - from material cast heat treated and worked under particular conditions to obtain improved mechanical properties |
| CA1047901A (en) * | 1973-10-26 | 1979-02-06 | Melvin H. Brown | Rapid high temperature aging of al-zn-mg-cu alloys |
| SE414193B (en) * | 1973-10-26 | 1980-07-14 | Aluminum Co Of America | SETTING THERMALLY TREAT AN ARTICLE OF AN ALUMINUM ALLOY TO GIVE THIS HIGH TEMPORARILY AND GOOD RESISTANCE TO TENSION CORROSION |
| US3945861A (en) * | 1975-04-21 | 1976-03-23 | Aluminum Company Of America | High strength automobile bumper alloy |
| FR2457908A1 (en) * | 1979-06-01 | 1980-12-26 | Gerzat Metallurg | PROCESS FOR PRODUCING HOLLOW BODIES OF ALUMINUM ALLOY AND PRODUCTS THUS OBTAINED |
-
1981
- 1981-12-03 FR FR8122969A patent/FR2517702B1/fr not_active Expired
-
1982
- 1982-12-01 EP EP82420168A patent/EP0081441B1/en not_active Expired
- 1982-12-01 DE DE8282420168T patent/DE3267187D1/en not_active Expired
- 1982-12-01 AT AT82420168T patent/ATE16292T1/en active
- 1982-12-01 JP JP57211190A patent/JPS58113358A/en active Granted
- 1982-12-02 NO NO824043A patent/NO155629C/en unknown
- 1982-12-02 DK DK534982A patent/DK158317C/en not_active IP Right Cessation
- 1982-12-02 CA CA000416870A patent/CA1206354A/en not_active Expired
- 1982-12-02 ZA ZA828873A patent/ZA828873B/en unknown
- 1982-12-02 IE IE2870/82A patent/IE54132B1/en not_active IP Right Cessation
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE3267187D1 (en) | 1985-12-05 |
| DK158317C (en) | 1990-10-01 |
| FR2517702A1 (en) | 1983-06-10 |
| ATE16292T1 (en) | 1985-11-15 |
| EP0081441A1 (en) | 1983-06-15 |
| NO155629C (en) | 1987-04-29 |
| EP0081441B1 (en) | 1985-10-30 |
| DK534982A (en) | 1983-06-04 |
| IE822870L (en) | 1983-06-03 |
| CA1206354A (en) | 1986-06-24 |
| JPS58113358A (en) | 1983-07-06 |
| FR2517702B1 (en) | 1985-11-15 |
| DK158317B (en) | 1990-04-30 |
| ZA828873B (en) | 1983-09-28 |
| IE54132B1 (en) | 1989-06-21 |
| JPS6127458B2 (en) | 1986-06-25 |
| NO824043L (en) | 1983-06-06 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| NO155629B (en) | PROCEDURE FOR THE MANUFACTURE OF HEAT EXTRADED PRODUCTS OF HIGH-STRENGTH ALLOYS OF THE AL-ZN-MG-CU TYPE WITH FABRICATED DIVERSITY. | |
| US6692589B2 (en) | Aircraft structure element made of an Al-Cu-Mg- alloy | |
| RU2353700C2 (en) | Product made of aluminium alloy with high resistance against damages, particularly, for application in aerospace industry | |
| US20080289728A1 (en) | High fracture toughness aluminum-copper-lithium sheet or light-gauge plate suitable for use in a fuselage panel | |
| KR102260797B1 (en) | Extrados structural element made from an aluminium copper lithium alloy | |
| Lee et al. | Effects of microstructural morphology on quasi-static and dynamic deformation behavior of Ti-6Al-4V alloy | |
| KR20170067810A (en) | Wrought product made of an aluminum-magnesium-lithium alloy | |
| US20240035138A1 (en) | Thick plates made of al-cu-li alloy with improved fatigue properties | |
| CN113523164B (en) | Forging and heat treatment process for high-strength forging of marine rudder system | |
| US2174740A (en) | Sensitivity controlled steel and the manufacture thereof | |
| Jabłońska et al. | Heat treatment of high manganese type X57MnAl27-5 austenitic steel | |
| Jones et al. | Fatigue failure mechanisms in a nitrided En 41B steel | |
| US5108516A (en) | Al-li-cu-mg alloy with good cold deformability and good damage resistance | |
| Mohamed et al. | Hybrid forming processes for production of lightweight high strength automotive panel parts | |
| RU2489217C1 (en) | Method of sheets production from heat-hardened aluminium alloys alloyed with scandium and zirconium | |
| JP2713346B2 (en) | Stainless steel wire excellent in high strength properties and its manufacturing method | |
| Vogt et al. | Sensitivity of a high nitrogen austenitic stainless steel to fatigue crack initiation | |
| Rout et al. | Improvement of stress corrosion cracking (SCC) resistance of a 7150 Al-Zn-Mg-Cu alloy by retrogression and reageing (RRA) treatment | |
| Nakayama et al. | Effect of preheating temperature on ECAP formability of AC4CH aluminum casting alloy | |
| RU2396367C2 (en) | Procedure for production of item out of high-strength aluminium alloy | |
| Cornford et al. | Properties of As-Rolled Dual Phase Steels | |
| Burgess et al. | Manufacture and properties of steel plates containing zirconium and other elements | |
| Kandil | AGE HARDENING CHARACTERISTICS AND MECHANICAL PROPERTIES OF ALUMINUM ALLOY 2024 | |
| Bastian et al. | Fracture Resistance of Some Powder-Forged Steels | |
| Al Salmi et al. | Mechanical properties evaluation for heat treated aluminium alloy 6061 |