TW524865B - Process for heat treatment of age-hardenable aluminum alloys - Google Patents

Process for heat treatment of age-hardenable aluminum alloys Download PDF

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TW524865B
TW524865B TW089127703A TW89127703A TW524865B TW 524865 B TW524865 B TW 524865B TW 089127703 A TW089127703 A TW 089127703A TW 89127703 A TW89127703 A TW 89127703A TW 524865 B TW524865 B TW 524865B
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Ian James Polmear
Allan James Morton
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Description

524865 肆、聲明事項： □本案係符合專利法第二十條第一項口第一款但書或□第二款但書規定之期 間，其日期為：年月日。 0本案申請前已向下列國家（地區）申請專利： 1. 澳洲；1999 年 12 月 23 日；PQ4853 2. 3. 4. 5. 0主張國際優先權(專利法第二十四條）： 【格式請依理國家（地區）；申請曰；申請案號數順序註記】 1. 澳洲；1999 年 12 月 23 日；PQ4853 2. 3. 4. 5. □主張國内優先權(專利法第二十五條之一）： 【格式請依：申請日；申請案號數順序註記】 1. 2. □主張專利法第二十六條微生物： □國内微生物【格式請依：寄存機構；日期；號碼順序註記】 ]國外微生物【格式請依：寄存國名；機構；日期；號碼順序註記】 □熟習該項技術者易於獲得，不須寄存。 O:\68\68478-921014 DOC -2- 524865 玖、發明說明： 本發明揭示於以下内容： 本發明係針對提供一種供老化可硬化銘合金妖處理方 法，其含有合金元素於固態溶液，其中該方法包括階段為. ⑷保持該合金在適合於老化該合金之高溫Ta相當 間； τ J:)以足夠快速率令該合金自溫度卻到較低溫度，使 貫貝制止落質元素之初次沉殿； (C)保挣該合金於溫度ΤΒ下足夠達到適當程度之二产成丄 或持續溶質元素析出之時間；及 ’ (d)加熱該合金達到足夠接近或高於溫度、之溫度下，並 :持在此溫度丁c下另段足夠長的時間，以達到實^最大強 根據本發明之此—系列處理階段稱為T6I6，代表在階段 (c)插入（"I”）前第一老化處理，以及插入後之處理。 1¾段（c)與⑷可為連續階段。此種狀況下，階段（〇)可能有 ^置或以、包括加熱。然而應注意到，階段（e)與⑷可藉著 速率到達最終老化溫度L，其係足夠緩慢以在較最終老化 溫fTc為相當低平均溫度下提供二次成核或析出。 口人發現，採用本發明熱處理，可使實質上所有可老化
O:\68\68478-921014.DOC -5- 524865 硬化之鋁合金進行額外老化硬化，及強化到一般丁6退火可 達程度以上。最大硬度可增到如10到15%，而屈服強度（亦 即0.2%安全限應力）及張力強度可增加到如5到1〇%，而至少 部份合金甚至可更高，相對於傳統T6熱處理可達到程度。 此外，至少在許多狀況及相反不同於一般傳統處理後表 現，由本發明所得之增力口，能夠在不明料低以測試合金 到失效時產生延長所得延展性下達成。 如上所述，本發明方法使合金能進行額外老化硬化及強 化，達到-一般Τ6退火下同樣合金可達到之老化硬化及強度^ 下之相對較高程度。本項強化效果可在階段（a)之前；階段 (b)後但階段（c)丽，及/或階段（c)中配合到該合金之機械變 形。孩變形可藉熱機械變形為之；變形亦可配合快速冷卻 應用。該合金可在鍛造或鑄造後直接在階段（a)老化，毋須 溶液處理階段。 本發明方法不僅可應用於標準丁6退火，亦可應用在其它 退火。包括範例如T5退火，其係直接在鍛造後老化合金， 不經溶液處理步驟，形成合金元素之部份溶液。其它之退 化，例如T8退火，包含有冷作階段。T8退火中，材料係在 人工老化前先經冷作，透過冷作步驟時析出成核在差排之 較細分布，許多鋁合金之機械性質獲得改良。相當新退火 因此以Τ8Ι6代表，依循同樣如Τ6Ι6退化之命名傳統。另一 種涉及冷作步驟之處理，同樣依循本發明方法，以τ9ΐ6代 表。此狀況中，該冷作步驟係在第一老化階段Τα之後，而 在該溫度1^下插入之處理之前。該插入處理結束後，材料
O:\68\68478-9210I4DOC -6 - 524865 再度如T6I6處理之慣例加熱到溫度tc。 相似作法存在於以T 7 X代號表示之退火，如前範例者， 漸減之X整數代表較大程度之過量老化。這類處理包含一種 二階段方法，使用兩種老化溫度，第一個相當低（例如丨〇〇 C )，而第二個在較高溫度，如i6〇〇c _17〇。〇。在這類退火應 用新處理時，該最終老化溫度丁c因而在一般第二較高之丨6〇 C _170°C溫度範圍，而其它處理部份則同於該T6I6處理。 此種退火因此在應用新命名時稱為Τ8Ι7χ。 此處應-注意到，該項新處理可同樣應用於相當廣種類之 利用相當不同熱機械加工步驟之已存在退火，且絕無限制 於以上所述者。 本發明方法業經證實，可有效應用於已知對老化硬化有 反應< 各種等級鋁合金。其包括上述之2〇〇〇及7〇〇〇系列， 6000系列（鋁-鎂胃矽）老化可硬化鑄造合金，以及粒子強化合 金。合金中亦包括較新之含鋰合金，如上述之2〇9〇及 8090(鋁-2.4鋰-1.3銅-〇·9鎂），以及含銀合金，例如2〇94， 7009，及實驗之鋁-銅_鎂_銀合金。 本發明方法亦可應用於接到之合金已受過適當溶液處理 階段，再以淬火階段保存溶質元素於過飽和固體溶液者。 另外，其亦可作為本發明方法進行階段（a)之前之初步階 段。在後者狀況下，該初步淬火階段可在任何由^到環境 或更低溫度之適當溫度。因此，在以初步淬火階段達至= 階段TA，可避免為達到階段（a)而進行再加熱。 供淪合金為原接收狀態或為本發明方法初步階段，溶液
O:\68\68478-92lOl4.DOC 524865 處理目的均自然是為使合金元素進入固體溶液中，促成老 化硬化。然而該合金元素可以以它種方式進入溶液，可以 此類它種處理取代溶液處理。 以下可明確看出，TA，ΤΒ及Tc等特定合金用溫度能接受 改變，因為其相關階段亦依時間相關。因此，舉例而言， 可與階段（a)時間相反變化而改變。相對而言，溫度丁a， tb及丁c可在各自階段過程中，於適當範圍變化。階段（c)中 Tb足變化，係包含在如上所述之階段（c)及（d)有效結合中。 特定合金借段（a)所採用溫度Ta，亦可相同或類似於該合β 金傳統T6熱處理所用於老化階段者。然而該階段（a)所用相 對^時間’相當程度的少於傳統老化所用者。階段⑷時間 可此為70整傳統T6老化達到最大強化之約5〇%到約95%程 度所需者。較佳情況下，該階段⑷時間為達到約85%到約 95%最大強度者。 對多種鋁合金而言，最佳ΤΑ溫度為當任何一般T6退火時 老化所用者。該階段⑷之相對短時間可為如數分鐘到如8 小時或以上’如在⑻小時’視該合金及溫而定。此 情形下’經本發明階段⑷之合金’會被視為老化不足。 階段⑻之冷卻較佳為淬火1火媒體可為冷水或其它適 當媒體。淬化可在環境溫度或更低，如約]代。然如所述， 階段（b)冷卻是為制止直接自階段⑷所生之老化；亦即制止 引發該老化之溶質元素的初次析出。 溫度心及TC與各階段⑷及(d)各別時間長度係如互牵 連。其亦與溫度〜及階段⑷時間長度相互牽連；亦即，與 〇 \68\68478-921014 D0C • 8 - 524865 階段（a)達成之老化不足程度相關。彡些參數亦隨合金不同 而改變。對多種該類合金而言，溫度Tb可在由約_1〇。(：：到約 9〇°C範圍，例如由約2(rc到約9〇。〇。然而對至少部份合金 而言，較接受之溫度Tb超過9(rc，例如為約12〇它。 階段（c)在溫度1^時間長度，係用以達到合金溶質元素之 二次成核或持續析出。選定之！^程度下，該時間應足以達 成額外之充分強化。該額外強化，雖仍使該合金為相當老 化不足，通常產生在硬度及強度改良上值得之程度。在某 些例中，該改良可以使合金得到與經傳統T6熱處理完整老^ 化之同樣合金相當之硬度及/或強度。因此，舉例而言，若 孩階段（a)所生老化不足合金之硬度及/或強度值，為經過傳 統T6熱處理完整老化同樣合金所得值之8〇%，加熱該合金 於TB—充分時間長度，可增加該8〇%值到9〇0/❶，或可能更高。 階段（c)時間長度可例如在下限為少於8小時，上限上到約 500小時或更長範圍。簡單試作即可判定特定合金之適當時 間長度。然而’至少對邵份合金而言，可以在較短間隔如 24及48小時下所得到硬度及/或強度增加程度，獲得有用之 指導方向’建互最適合該性質與時間變化之曲線。對至少 部份合金而言，此曲線形狀可提供為階段（c)時間長度有用 之指導’其係應充份達到適當之二次強化程度。 階段（d)溫度Tc可實質與τΑ相同。少數合金中，tc可大於 TA ’如超出約20。(：或甚而到50°C (例如T6I7X處理）。然對許 多合金則較適合取Tc在TA或低於τΑ，如約20°C到5(TC，較 佳為30到50°C小於TA。某些合金必須以tc低於τΑ以避免階 O:\68\68478-921014.DOC -9- 524865 段（C)產生硬度及/或強度值之後退。 階段⑷溫度丁c時間長度需足以達到實質最大強度。階段 ⑷過程中，強度值以及硬度逐漸改良到可得到最大值， 假定未產生相當的退化下。此種逐漸改良的發生，實質係 由於階段⑷產生之析出物成長。可得到之最終強度及硬度 值，可各別為高出傳統T6熱處理方法可得各值高出5到1〇% 或更多，以及10到15%或更多。一部分此種全面改良之通 常係因階段⑷達成之析出產生，雖然該改良之主要部份保 因階段（d)達成之額外沉澱而產生。 ‘ 為可更加明確地認識本發明，以下敘述參考所附圖，其 中： ^ 圖1為大致之時間一溫度圖，說明本發明方法之一種應 用； ~ 圖2為時間對硬度作圖，說明本發明方法對鋁_4銅合金之 應用’以T6I6方法者相較傳統丁6退火； 圖3為圖2之鋁-4銅合金經丁6及丁616加工後之各別微顯相 圑， 圖4為時間對硬度作圖，顯示本發明方法對銘_4銅合金 自TA之冷卻速率效果； 圖5與圖2相同，惟合金是2014; 圖6與圖2相同，惟合金為經過冗退火以及本發明方法 T 616退火之銘-銅-鐵-銀合金； 圖7說明圖6鋁-銅_鎂-銀合金在本發明之階段（c); 圖8所示為根據本發明T6I6退火對該鋁_銅_鎂-銀合金自 O\68\68478-92l014D〇C -10- 524865 τΑ冷卻速率之效果； 圖9所示能在Τ6Ι6退火產生之鋁-銅-鎂-銀合金退化； 圖10相同於圖2，惟合金為2090 ; 圖11所示8090合金之Τ6Ι6硬度曲線； 圖12所示為經包含冷作階段之Τ9Ι6退火8090合金之硬度 曲線； 圖13所示為溶液處理後冷作過8090合金之Τ8及Τ8Ι6硬度 曲線； 二 圖14到17為各別6061，6013，6061+銀，及6013 +銀合金^ 之Τ6及Τ6Ι6硬度曲線； 圖18所示為含6061+20% SiC之合金材料Τ6Ι6硬度曲線； 圖19到22所示，為圖14到17各別合金以根據本發明T6I6 退火中插入保持溫度為函數之作圖； 圖23所示為圖19到22各別合金於T6I6退火的階段（b)及（c) 間冷作步驟之影響； 圖24所示為7050合金在根據本發明T6I6及T6I76退火之 硬度曲線； 圖25及26所示為各別T6I6退火7075及7075 +銀合金之硬 度曲線； 圖27所示為圖25及26方法及各別合金以階段（c)插入時溫 度之影響； 圖28所示為鋁-8鋅-3鎂合金T6及T6I6老化曲線之比較； 圖29所示為以直線時間比例之鋁-6鋅-2鎂-0.5銀合金之 T6I6硬度曲線； O:\68\68478-92I014 DOC -11 - 524865 圖3 0及31所示為各別356及3 57鑄造合金T6及T6I6退火老 化曲線； 圖32及33所示為6061及8090合金經過各Τ6及Τ6Ι6退火 後’其破裂韌度/損傷容忍情形之作圖說明；及 圖34為比較606丨合金在丁6及Τ6Ι6退火後疲勞測試之失效 周期。 本發明旎建i 一種條件狀況，其可在老化可硬化銘合金 若先經過高溫ΤΑ下短暫時間，再經過如淬火到室溫之冷卻： 以致先已老化不足後，能以較低溫度Τβ進行額外硬化。其〆 奴性效果驗證於圖丨，其係示意代表如何將本發明插入老 化方法，以本發明基本型態應用於老化可硬化合金。如圖i 所示，此老化方法採用連續0)到（(1)階段。然而，如所示者， 階段（a)可另有初步溶液處理，合金在其中保持相當高初始 溫度，且時間長度足以有助合金元素溶入溶液。該初步處 理可在接到合金時已冗成，此情況下，該合金一般會經淬 火到環境溫度，如所示者，或低於環境溫度。但在另種選 項中，孩初步處理亦可連接到本發明方法，即淬火到本發 明方法階段（a)之溫度Ta，由此可見不須再加熱合金到U。 。金在1¾ & (a)於溫度Ta老化。溫度Ta及階段時間足以 達到如上所述要求之老化不足強化程度。合金再於階段㈦ 中—火’以制止階段⑷之初次析出老化；階段⑻浮火到環 境溫度或以下。合金在洋火階段⑻後，於階段⑷加熱到溫 度TB，該溫度τΒ及階段（c)時間，足以達成二次成核，或持 續析出溶質元素。合金於階段⑷後，再於階段⑷加熱到溫
O:\68\68478-921014.DOC •12- 524865 度Tc，該溫度Tc及階段（d)時間，足以達到該合金之老化， 並達到所需性質。該溫度及時間可為本文稍早所述者。 關於圖1所示插入老化方法示意表示以及其如何應用所 有老化可硬化鋁合金上，丁八溫度下時間通常由數分鐘到數 小時，視合金種類而定。丁3溫度下時間通常由數小時到數 周，視合金種類而定。Tc溫度下時間通常為數小時，視合 至種潁以及再老化溫度Tc兩者而定，其於此處以圖中陰影 區域代表。 圖2所示為本發明方法應用於鋁_4銅合金。圖2中，實線一， 所示為鋁-4銅合金先經溶液以54〇°C處理，淬火在冷水中， 150 C老化後所得硬度_時間（老化）曲線。最高點丁6硬度值在 1〇〇小時後達到，為132 VHN。虛線代表學以低溫插入階段 加入時之各別硬化回應，亦即在處理中（以丁616處理代表） 加入本發明方法。此情況下，該合金已經： (a) 150°C僅老化2·5小時； (b) 在淬火物中淬火； (c) 保持在65°C下500小時； (d) 於150°C再老化。 最高硬度現在可在較短之40小時時間内達到，並增到i 44 VHN。 如如所述’圖2實線（貫心鑽石）為銘-4銅合金根據傳统τ 6 熱處理在150°C下老化之老化回應。主圖中虛線所示為經過 插入淬火及TB插入保持在65°C下，對Tc溫度之老化回應。 該Tc再老化於130°C (三角形者）及150°C (正方形者）。插圖所 O:\68\68478-921014.DOC • 13 - 524865 不為插入保持在65°C之老化回應作圖，以主圖中垂直虛線 代表。 圖3所示為參考圖2所述對鋁_4銅合金行T6及T6I6退火所 成之微相圖範例。圖3所示丁6及丁 616方法上微結構之不同， 了視作以同樣方式處理後各種老化可硬化銘合金產生結構 之差異代表。如圖3所見，T6I6方法產生具有較高析出密度 微結構長成，且產生之細析出物尺寸小於丁6方法下所得最 大老化材料者。 圖4所示者參考圖2所述處理過之銘_4銅合金，其自第一/ 老化溫度ΤΑ冷卻速率對於在低溫度（Τβ)老化時間所生老化 回應之影響。此處可見，藉使用冷水或其它適於該特定合 金之冷卻媒體，確實可得到一些益處。更具體言之，圖4 所示為自15(TC(TA)老化溫度冷卻速率對鋁銅合金低溫插 入回應之影響。實心鑽形為入在〜65°c水中之淬火，空正方 形為入在〜15°C冷水之淬火，而實心三角形為入乙二醇，乙 醇，氣化鈉及水在〜-1(TC之淬火混合物之淬水。圖4所示效 果在不同合金為不同。 對根據本發明T 616處理應用於多種合金下老化硬化之回 應而増加之硬度範例，以及標準處理加以變化之選擇性範 例示如表^典型對根據本發明T6I6老化硬化回應所成之張 力性質示如表2。各表1及表2中，均列出各合金之各個以 值。大多數情況下，由表2可看出，雖然視各合金而定，然 測量失效後延長之百分比所得展延性改變甚小或増加。此 處亦注意到，以Τ6Ι6處理並不對破裂韌度或疲勞強度有不 O\68\68478-92I0l4.DOC -14- 524865 良影響。 表1 比較以T6及T6I6老化處理及選擇變數所得之最大硬度值 合金(鋁協會代號 或組成） T6 Peak Vickers Hardness 値 (10 kg荷重） T6I6 Peak Vickers Hardness 値 (10 kg荷重） A1-4CU 132 144 2014 160 180 2090 173 200 Al-5.6Cu-0.45Mg- 0.45Ag-0.3Mn-0.18Zr 177 198 6061 125 144 6013 145 163 6061+20%SiC (接收時全硬化)129 156 7050 213 238 7050 (丁76)203 (丁6176)226 7075 189 210 8090 160 175 8090 (丁 8) 179 (丁 816)196 356，砂鑄，無冷硬 面或調質劑 124 137 357，冷硬鑄永久模， 加入Sr調質劑 126 140 O:\68\68478-921014 DOC -15- 524865 表2 比較使用T6及T6I6老化處理所得強度值 合金 —« 般Τ6張力担 :質 一般Τ6Ι6張力· 生質 安全限 UTS %失效 0·2%安全限 UTS %失效 應力，MPa MPa 應變 應力，MPa MPa 應變 AMCu 一 23—6 325 5% 256 358 * 7% 2011 239 377 18% 273 403 13% 2014 414 488 10% 436 526 10% 2090 ί(Τ6)346 **(Τ81)5Π (T6)403 **( 丁 81) 550 (76)4% **(Τ81) 8% 414 523 4% A1- 5.6CU-0.45Mg-0.45Ag-0.3Mn-0.18Zr 442 481 12% 502 518 7% 8090 **373 **472 6% 391 512 5% 2024 ##(Τ8)448 (丁 8)483 (Τ8)7% (T9I6) 585 (T9I6) 659 10% 6061 267 318 13% 299 340 13% 6061+A马 307 349 12% 324 373 15% 6013 295##(330) 371 14% 431 (一般呈整體 370)xx 510 (一般呈整體 423)xx 13% (一般呈整體 18%) 7050 546 621 14% 574 639 13% 7050 T76 558 611 13% 575 621 12% 7075 505 570 10% 535 633 13% 7075+Ag 504 586 11% 549 641 13% 鑄造合金 356 191 206 1% 232 260 2% 鑄造合金 357 287 340 7% 327 362 3% ί 2090之Τ6値可能為不正常値；因此包括一般Τ81値。 ** 數字取自"Smithells Reference Book丨’ 7th 版，E. A. Brandes & G. B. Book，1988 ## 數字取自 ’’ASM Metals Handbook" 9th 版，Vol. 2, Properties & Selection: Nonferrous Alloys and Pure Metals, ASM, 1979 xx各値不同，視所取樣外形及特定加工法而定。 註：所有以上所列數値，均為以三次獨立張力測試之平均値，除非另有詳述。
O:\68\68478-921014.DOC -16 - 524865 鑄造合金357在比較表2之失效應變顯然與其它所列數值 不一致。然此處應注意，取樣之各測試批料一般是有1與8% 間之應變程度’平均在〜4·5%。因此應視合金357在丁6及丁616 退火王現之值為有效相等。 表3所示為Τ6高點老化之一般硬化值，以及各種不同合金 之Τ6Ι6條件下階段（d)所生之最大硬度。表3亦列出階段（a) 之第一老化溫度時間，以及階段（a)最後之典型硬度。此外， 表3亦顯示各合金經過24及48小時，且在不同Τβ溫度下，在 階段（c)全邵保持於τΒ時，大約之硬度增加，以及在保持 下之硬度增加。 O:\68\68478-921014.DOC -17· 524865
ο Lrt 2024 T9I6 g 2090 Al-5.6Cu-丨 0.45Mg-0.45Ag-0.3Mn-0.18Zr 2014 AMCu 合金 130°C 下 '0.5 小 i 公— #o° 185°C 下 8小時 VS 寻〇。 Μ 185〇C 下 2小時 177〇C 下 0.5小峰 150°C 下 2.5小時 l«—» U\ U\ 冷作後191 <1 UJ UJ k-M* , 〇 ^ ^ to 丄 g 厶 Di 3 i Cs Lr\ l OJ to 典型T6 高點硬度 (VHN) l〇 N) J—^ >175 〜190-200 ί 190-202 l 00 00 l έ 典型T6I6 硬度 (vmj) l H-- 00 i G\ l 00 NJ 〇 階段(c) 典型最大 增加 (VHN) ON 公 UJ NJ o°n0o0o° 65〇C 1 1 C\ LO Ln Ln o°o° 25〇C 35〇C 65〇C 25〇C 35〇C 65〇C 65ec 65〇C 溫度 °C(TD) 24及48小時插入 (階段(C))最大增幅 H—* < to o 一 tsj 一 OJ 00 < o o to 一 〇 t〇 UJ 24小時 VHN (s〇 a 一 00 一 UJ 00 s NJ NJ ON 一 —o o N) l〇 to U) t〇 N) <1 i 48小時 VHN >3盆雄 TB^A^漆 3^(c))；sit^^T6^T6I6 珈浙涔泠舜
O\68\68478-9210l4.DOC -18-
鑄造合金、. 356 鑄造合金 357 6013+Ag 6013 606 HAg 6061 VSA Al-8Zn- 3Mg 7075+Ag 177〇C 下 3小時 177〇C 下 0.333小時 177〇C 下 1小時 眾O〇 — 签O〇 177〇C 下 1小時 150°C 下 0·75小時 o — ^ S 130〇C 下 0.5小時 〇 VO LO Cs to Ό to OO (―* 冢 OO N) LO JO N·) »—* U) ON >—a |〇 l UJ K> 1— U> <1 On 〇\ »—» v^n Ul 1—^ U) OO h—* v〇 to to U) to Ln 〇 l〇 厶 to l 〇 丨土 to 65〇C 65〇C 35〇C 45〇C 65〇C 80°C 〇〇 ON 〇 L/i O 0 O 0 oooo C>0 CA 〇-> 〇 vyi v-π oooo oooo 35〇C 45〇C 65〇C 80°C 35〇C 35〇C ON 办 LO NJ ^ oooo oooo 一 o to 1>J U) *^3 ^ OO Cn ^ ►—* » ►—* 〇\ -0 ^ LO so σ> 〇> uj μ ^ OO ^ * Lk) ^ N〇 一一 t〇 〇 一 — Q〇 *^i v〇 (s^) w— OO 524865
O:\68\68478-921014.DOC 19- 524865 圖5相同圖2，然針對2〇 14合金，同樣插入保持在65°c。 該2014合金經和緩的溶液於5〇5t下處理丨小時後，依Τ6Ι6 退火老化。該均分作圖所示為保持65t之插入，以主圖上 之垂直虛線代表。 圖6說明Al-Cu-Mg-Ag合金依傳統T6退火（三角形者）及依 據本發明T6I6退火（正方格者）各別硬度曲線。該 八1-5.6(：11’0.45]\^-0.45八§-0.3]^11-0.1821*合金在 525。(：下以溶 液處理8小時。T6曲線（三角形者）為185〇c老化該合金，而 T6I6曲線（空心正方形者）為開始在185艺老化，保持插入25 °C ’再於185°C老化該合金。 圖7所不為各別為25艺插入保持（階段（c))過程中該合金 之硬化，以實心曲線表示各別之老化不足程度。 Al-Cu-Mg-Ag合金之圖8中，所示為由老化溫度到插入回應 之冷卻速率影響，該插入保持同樣為25t：。圖8所示為Α1_5·6
Cu-0’45Mg-0.45Ag-0.3Mn-0.18Zr之由溶液處理溫度冷卻速 率對低溫插入回應之影響。方塊形代表由第一老化處理溫 度（TA)之淬火係在已冷卻之淬火劑中進行之回應，而三角 形代表樣品係在熱油浴中，由第一老化溫度自然冷卻時之 插入回應。
Al-Cn-Mg-Ag合金之圖9中，顯示當再加熱到最終老化溫 度Tc時，可迠產生之回縮影響。此種情況下，階段（&)第一 老化溫度下時間，以及階段（a)終了時典型硬度均不變。更 明確言之，圖9所示為對5.6Cu_0.45Mg_〇45Ag_〇3Mn_ 〇.18Zr合金而言，由溶液處理溫度525t開始緩慢淬火速率
O:\68\68478-92I014.DOC -20- 《影響。該材料在淬火至室溫後，以185t:老化2小時，65 C插入7天。當再熱於185〇c (鑽石形者），硬度提早回縮，與 圖6所不回應不同。此種情況下，藉採用15〇。〇⑽形）再老化 溫度可得到較高性質，其不受回縮影響。表3亦顯示以15〇 C而非185 C之Tc溫度較適合達到最大之強化效果。 圖10相同於圖2，惟針對合金2090。圖1〇所示為合金2〇9〇 <丁6及T6I6老化曲線比較。該合金在54(rc以溶液處理2小 時。在185°C進行T6老化。而T6I6處理中，該合金於185〇c 老化8小時’插入保持65 °C (插入圖），於150°C再老化。 圖11所示為合金8090之T6I6曲線。該合金經溶液在54〇°C 處理2小時，於185°C淬火並老化7·5小時，插入保持65〇c (插 入圖），於150°C再老化。 圖12所示為8 090之一 T9I6曲線範例，其中在階段（b)後， 以及直接在階段（c)前，立即施予冷作，之後再持續根據本 發明之老化。具體言之，該合金在185 °C老化8小時，經淬 火，冷作15%，保持65°C插入（平分作圖），於15 0。(：再老化。 此處注意該插入回應不如圖11所示T6I6條件下的大。 圖13所示為合金8090之T8之T8I6曲線比較範例，其中在 〉谷液處理及泮火前’以及任何人工老化前，立即施加冷作。 在T8處理中，該合金先於560°C溶液處理，淬火，於185°C 老化。在T8I6處理中，經溶液處理合金在185°C老化10分 鐘。保持在65°C供插入處理（插入圖），於150。(：再老化。 圖 14到 17為對 6061，6013，6061+Ag，6013+Ag合金之各 別T6硬度曲線與T6I6硬度曲線之比較範例。圖14中，6061 O:\68\68478-92 \ 014.DOC -21 -
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