Verfahren zur Wärmebehandlung geschmiedeter oder stranggep.resster Aluminiumlegierungen
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Wärmebehandlung geschmiedeter oder stranggepresster Aluminiumlegierungen und bezweckt ein Verfahren zur wesentlichen Verbesserung der Korrosions- und Spannungskorrosionsbeständigkeit geschmiedeter oder stranggepresster Aluminiumlegierungen zu schaffen, die 4,0-8,0 Gew.-O/o Zink, 1,5-3,5 Gew.-O/o Magnesium, 0,05-0,7 Gew.- /e Kupfer, 0,05-1,0 Gew.-0/o Mangan und im übrigen ausser Aluminium normale Verunreinigungen und gewünschtenfalls zusätzliche Elemente enthalten, die in solchen Legierungen wahlweise enthalten sind, um das Korn zu verfeinern und anderen bekannten Zwecken zu dienen.
Die Legierung kann beispielsweise bis zu je 0,5 o/o Eisen und Silizium und bis zu 0,050/0 Chrom als Verunreinigungen und bis zu je 0,25 O/o Titan und Zirkon sowie bis zu 0,01 O/o Bor als Zusätze zur Kornverfeinerung enthalten. Sie kann auch höchstens 0,7 Gew.-O/o Silber enthalten.
Legierungen dieser Art sind als bearbeitete Konstruktionsmaterialien hoher Festigkeit zur Verwendung bei Temperaturen bis ungefähr 100 C bekannt und wurden allgemein in der Flugzeugindustrie verwendet.
(Eine Legierung auf Aluminiumbasis mit einer Zugfe stigkeit über 4600 kg/cm2 gilt als Aluminiumlegierung hoher Festigkeit.) Eine typische, allgemein übliche Wärmebehandlung für Legierungen dieser Art ist das Lösungsglühen während 4 Stunden bei 4600 C, Abschrecken in Wasser und Altern während 12 Stunden bei 135 C.
Obwohl befriedigende Gebrauchseigenschaften üblicherweise erzielt worden sind, haben Schmiedestücke aus Legierungen der genannten Art, die nach dem oben genannten, typischen, üblichen Verfahren wärmebehandelt wurden, gelegentlich Fehler. Die Ursache einiger dieser Fehler wurde Spannungskorrosionsrissen zugeschrieben, insbesondere wenn die Teile von der Temperatur des Lösungsglühens in Wasser mit einer Temperatur unter 1000 C abgeschreckt wurden.
Spannungskorrosionsrisse sind eine Art von Fehlern in einem Teil, die durch die kombinierte Wirkung einer Zugspannung und einer korrosiven Umgebung entstehen. Diese Erscheinung verursacht eine grössere Herabsetzung der Festigkeit als die Summe der einzeln wirkenden Spannung und korrosiven Umgebung. Die Umgebung kann schwach korrosiv sein, atmosphärische Bedingungen genügen unter bestimmten Umständen, und die gleichzeitig auftretende Spannung kann klein sein, trotzdem kann eine wesentliche Herabsetzung der Festigkeit auftreten. Versuche haben gezeigt, dass die short-transverse -Richtung in einem geschmiedeten oder stranggepressten Erzeugnis äusserst empfindlich auf Spannungskorrosionsrisse ist.
Der Begriff short-transverse wird zur Bezeichnung der Richtung gebraucht. in welcher die maximale Herabsetzung der Dicke stattgefunden hat, und welche rechtwinklig zur Hauptflussrichtung des Korns ist (d. i. die Richtung, in welcher das Werkstück am meisten durch Bearbeitung gestreckt wurde). Unter einem geschmiedeten Erzeugnis ist ein durch Hämmer, Gesenkschmieden oder Pressen hergestelltes Erzeugnis zu verstehen.
Wenn ein Bauteil entworfen wird, ist es daher wichtig, örtliche Spannungskonzentrationen kleinzuhalten, insbesondere wenn die Spannung hauptsächlich eine Zugspannung ist und in der short-transverse Richtung wirkt. Zusätzlich zu der durch die Bauart bestimmten betriebsmässigen Spannung und möglichen Spannungen, die beim Zusammenbau auftreten, können weitere Spannungen durch unterschiedliche Kontraktionen beim Abschrecken von der Temperatur des Lösungsglühens vorhanden sein. Bei bearbeiteten Erzeugnissen mit konstantem Querschnitt, beispielsweise bei stranggepressten Erzeugnissen, können die auf das Abschrecken zurückzuführenden Spannungen durch Strecken herabgesetzt werden. Das ist aber offensichtlich nicht möglich, wenn es sich um unregelmässig geformte Erzeugnisse, z. B. Schmiedestücke, handelt.
Die durch das Abschrecken entstandenen Spannungen können bei bearbeiteten Teilen der letzteren Art durch langsameres Abkühlen herabgesetzt werden, beispiels weise durch Abschrecken in heissem öl oder geschmolzenem Salz, wodurch die Festigkeit aber möglicherweise auf einen für bestimmte Zwecke nicht mehr annehmbaren Betrag herabgesetzt wird. Eine vor der Wärmebehandlung durchgeführte Rohbearbeitung zur Erzielung einer gleichförmigeren Dicke kann auch nützlich sein, jedoch sind die Grösse und Form der meisten Bauteile so, dass ein gewisses Mass restlicher Spannungen unvermeidbar ist.
Die Erfindung geht von der Erkenntnis aus, dass die Spannungskorrosionsbeständigkeft und die Korrosionsbeständigkeit geschmiedeter oder stranggepresster Teile aus Legierungen der genannten Art durch eine Hochtemperatur-Alterungs-Behandlung bedeutend verbessert werden können, welche als die zweite Stufe einer zweistufigen Behandlung nach normalem Lösungsglühen und Abschrecken angewandt wird und nur zu einer kleinen Herabsetzung der Zugfestigkeit im Vergleich zur durch Alterung bei 1350 C erzielten Zugfestigkeit führt.
Nach dem erfindungsgemässen Verfahren zur Wärmebehandlung geschmiedeter oder stranggepresster Aluminiumlegierungen der genannten Art folgt auf ein Lösungsglühen und Abschrecken eine zweistufige Alterung, dessen erste Stufe bei einer niedrigeren Temperatur als die zweite erfolgt, und dass die zweite Stufe bei mindestens 145 C und höchstens 1850 C während höchstens 30 Stunden (vorzugsweise während mindestens 2 Stunden und höchstens 24 Stunden) durchgeführt wird.
Die Aluminiumlegierungen, auf welche die neue Wärmebehandlung anwendbar ist, enthält Zink, Magnesium, Kupfer und Mangan, in den bereits genannten Mengen. Der Erfindung zugrunde liegende Versuche haben gezeigt, dass das beste Verhältnis zwischen den Verarbeitungseigenschaften und den mechanischen Eigenschaften erhalten wird, wenn die chemische Zusammensetzung aus den hauptsächlichsten Elementen der Legierung in folgenden Bereich liegt:
:
Zink 5,0 bis 6,5 Gew.- /o
Magnesium 2,0 bis 3,2 Gew.- /o
Kupfer 0,1 bis 0,7 Gew.- /o
Mangan 0,1 bis 0,7 Gew.- /o
Legierungskomponenten, welche die Empfindlichkeit beim Abschrecken von Aluminium-Zink-Magnesium-Kupfer-Legierungen hoher Festigkeit erheblich steigern, sollen nicht in wesentlichen Mengen enthalten sein, wenn die Legierung verhältnismässig langsam von der Temperatur des Lösungsglühens abgekühlt werden soll, wie beim Abschrecken in Wasser über 850 C, heissem öl oder geschmolzenem Salz. Unter diesen Umständen soll beispielsweise der Chromgehalt 0,05 Gew.- io nicht überschreiten.
Eine abschreckempfindliche Aluminiumlegierung ist eine solche, die zur Erzielung einer grossen Festigkeit sehr rasch von der Temperatur des Lösungsglühens abgekühlt werden muss, wobei Abkühlungsgeschwindigkeiten, wie sie mit kaltem oder warmem Wasser erzielt werden, nötig sind.
Ein bevorzugter, vollständiger Wärmebehandlungszyklus nach der Erfindung ist der Folgende:
1. Die Teile werden durch Lösungsglühen während t/4-6 Stunden bei 420-5000 C können angewandt werden, führen aber zu einer unvollständigen Auflösung der härtenden Bestandteile, woraus eine niedrige Festigkeit resultiert. Höhere Temperaturen können zu einer geringen Erhöhung der Festigkeit führen, es tritt aber eine Uberhitzung mit nachfolgender Herabsetzung der Festigkeit auf, wenn eine Temperatur von ungefähr 5300 C überschritten wird. Die erforderlichen Zeiten nehmen direkt mit den Abmessungen des Querschnittes zu, und die Behandlung kann in Öfen mit erzwungener Luftzirkulation oder in Bädern aus geschmolzenem Salz erfolgen.
2. Die lösungsgeglühten Teile werden in heissem Wasser mit einer Temperatur von über 85" C und vorzugsweise in kochendem Wasser abgeschwenkt.
3. Die erste Stufe der Alterung wird bei einer Temperatur im Bereiche von 100-1400 C während 1-36 Stunden (normalerweise 6-24 Stunden) durchgeführt, wonach die geschmiedete oder stranggepresste Legierung in Luft auf Raumtemperatur zur Abkühlung gebracht werden kann, oder die Temperatur kann direkt entweder durch Erhöhung der Temperatur des Ofens oder dadurch, dass die Legierung in einen zweiten Ofen, der mit der gewünschten Alterungstemperatur der zweiten Stufe läuft, gebracht wird, erhöht werden.
4. Die zweite Stufe der Alterung wird im Temperaturbereich von 145-185 C während 2-24 Stunden durchgeführt. Die optimale Dauer ist eine umgekehrte Funktion der Temperatur.
Der Erfindung zugrunde liegende Versuche haben gezeigt, dass die Verbesserung der Spannungskorrosionsbeständigkeit durch Anwendung der zweiten Stufe der Alterung bei hoher Temperatur allein erzielt werden kann, dass die erste Stufe der Alterung jedoch für die Erzielung maximaler Zugfestigkeiten wesentlich ist.
Die folgenden Beispiele für geschmiedetes Material zeigen die erzielbare Verbesserung der Spannungskorrosionsfestigkeit. Die Prüfungen der Spannungskorrosion wurden an Proben ausgeführt, die einen (agressiven) Salzsprühnebel und/oder (weniger agressiven) korrosiven atmosphärischen Bedingungen unterworfen worden waren. Bei den Prüfungen unter atmosphärischen Bedingungen wurden die Proben durch Vierpunktbiegung beansprucht, so dass die Zugspannung an der oberen Fläche 90 /o derjenigen der shorttransverse -0,1 O/o-Prüfspannung für die betreffende Alterungsgruppe war. Dabei und im folgenden ist unter 0,1 O/o-Prüfspannung, die Spannung zu verstehen, welche für eine dauernde Dehnung um 0,1 O/o erforderlich ist.
Bei den Salzsprühnebeln-Prüfungen wurden die Proben durch direkten Zug mit verschiedenen Spannungen in einem Laboratorium beansprucht, in welchem die relative Luftfeuchtigkeit auf 80 0/0 und die Temperatur auf 21 C gehalten wurde. Dabei wurde jede Probe täglich zweimal mit einer wässrigen Lösung, die 3,0 Gew.-O/o Kochsalz enthielt, besprüht. Wiederholte Prüfungen wurden für jede Zusammensetzung und Bedingung der Wärmebehandlung durchgeführt, und für jede Gruppe wurde die durchschnittliche Zeit (Anzahl Tage), nach welcher Risse auftraten, in Tabellen eingetragen.
Beispiel 1
Ein Knüppel mit 40,6 cm Durchmesser, dessen chemische Zusammensetzung in Tabelle I für den Block 1 angegeben ist, wurde halbkontinuierlich gegos sen und geschält. Der bearbeitete Knüppel wurde zu einem Block von 122X61X108 cm in einer Art geschmiedet, welche zu einem starken Ausrichten der Körner in einer gegebenen Richtung führt, so dass ihm entnommene Proben sehr spannungskorrosionsempfindlich sind, wenn sie in der short-transverse -Richtung geprüft werden.
Eine Anzahl Rohlinge mit den Abmessungen 25,4X25,4X108mm wurden von der short-transverse -Richtung des Blockes an von dessen Kanten entfernten Stellen herausgeschnitten, um tatsächlich die short-transverse -Richtung, in der die Körner ausgerichtet sind, zu erhalten, und diese Rch- linge wurden während 4 Stunden bei 4600 C lösungsgeglüht und dann in kochendem Wasser abgeschreckt.
Wahllos nach dem Abschrecken ausgewählte Rohlinge wurden nach Tabelle II gealtert. Die Durchschnittswerte von drei bei Raumtemperatur ausgeführten Zerreissproben sind in Tabelle II zusammen mit den Ergebnissen der Spannungskorrosionsprüfung angegeben.
Beispiel 2
Ein zweiter Block, dessen chemische Zusammensetzung in Tabelle I angegeben ist, wurde ebenso wie der erste, jedoch mit den endgültigen Abmessungen 122 X 38 x 18 cm hergestellt. Probestücke von der shorttransverse -Richtung mit einer kleinsten Abmessung von 25,4 mm wurden wie oben wärmebehandelt, und die Ergebnisse der Zugversuche und der Prüfung der Spannungskorrosion sind in Tabelle II angegeben.
Beispiel 3-8
Eine Anzahl Blöcke von 18x8,9x71 cm wurden aus halbkontinuierlich gegossenen Knüppeln von 219 mm Durchmesser auf im wesentlichen dieselbe Art zu den breiten Blöcken geschmiedet, nachdem die Knüppel auf 188 mm geschält worden waren. Die verschiedenen chemischen Zusammensetzungen der Blöcke sind in Tabelle I angegeben, und die Ergebnisse der Zugversuche und der Prüfung auf Spannungskorrosion, die mit Proben von der short-transverse -Richtung in allen Blöcken erhalten wurden, sind zusammen mit den Einzelheiten der Wärmebehandlung in Tabelle III angegeben.
Aus den Tabellen II und III ist ersichtlich, dass die beschriebene doppelte Alterung bei höherer Temperatur die Spannungskorrosion (gemessen durch die zum Auftreten von Rissen erforderliche Anzahl Tage des spannungskorrosiven Einflusses) im Vergleich zur normalen Alterung bei 135 C während 12 Stunden praktisch mindestens um den Faktor 3 erhöht. Die entsprechenden Herabsetzungen der (oben definierten) 1,0 %-Prüfspannungen und der endgültigen Festigkeitswerte überschreiten selten 10 % und sind in der Regel wesentlich kleiner.
Tabelle I
Chemische Zusammensetzung geschmiedeter Blücke Block Nr. Abmessungen cm %Cu. %Mg. %Mn. %Zn. %Fe. %Si. %T1. %Zr. %Cr. %Ag.
1 61x10,8x122 0,45 2,71 0,56 5,57 0,21 0,12 0,05 - -
2 38x18x122 0,40 2,67 0,50 5,63 0,31 0,18 0,05 - -
3 18x8,9x71 0,47 2,79 0,53 5,48 0,20 0,05 0,07 - -
4 18x8,9x71 0,46 2,80 0,52 5,68 0,15 0,07 0,06 - - 0,09
5 18x8,9x71 0,46 2,83 0,52 5,52 0,16 0,06 0,07 - - 0,55
6 18x8,9x71 0,47 2,75 0,54 5,56 0,17 0,06 0,05 0,12 -
7 18x8,9x71 0,44 2,78 0,40 5,55 0,14 0,05 0,06 - 0,05
8 18x8,9x71 0,46 2,70 0,41 5,64 0,18 0,05 0,05 - 0,05 0,11 restliche %: Al und Verunreinigungen Tabelle II Ergebnisse der Zug- und Spannungskorrosions-Prüfung wärmebehandelter short Transverse - Proben mit 25,4 mum kleinster Querschnittsabmessung Block Wärmebehandlung *) nach + stündägem Festigkeits-Eigenschaften Mittlere Spannungskorrosionsbeständigkeit Nr.
Lösungsglühen bei 460 C und Abschrecken Spannung %Dehnung in Tagen bis zum Auftreten des ersten Risses in kochendem Wasser für 0,1% Zug- bei @=4 @F Salzsprübnebel bei atmospbärische Korrosion bleibende festigkent l = Länge 3300 kg/cmê 2950 kg/cmê bei 90% der Spannung für
Dehnung kg/cmê F = Querschnitt 0,1% bleibende Dehnung kg/cmê 1 12 Stdn. 135 C 454 523 43/4 5 8 22 2 12 Stdn. 135 C 443 510 22/4 - 14 49 1 12 Stdn. 135 C + 16 Stdn. 150 C 444 510 42/2 26 30 108 1 12 Stdn. 135 C + 16 Stdn. 150 C" 428 512 52/3 - 187 69 1 12 Stdn. 135 C + 24 Stdn. 150 C 435 513 51/2 - 43 216 1 12 Stdn. 135 C + 6 Stdn. 165 C 428 502 6 28 37 105 1 12 Stdn. 135 C + 21/2 Stdn. 175 C 427 499 52/4 43 56 108 1 12 Stdn. 135 C + 21/2 Stdn. 175 C 417 496 61/4 - 204 139 1 12 Stdn. 135 C + 4 Stdn. 175 C 406 488 62/3 - - 214 1 6 Stdn. 110 C + 16 Stdn. 150 C 446 515 41/4 26 26 1 6 Stdn. 110 C + 6 Stdn.
165 C 439 512 6 16 42 1 6 Stdn. 110 C + 21/2 Stdn. 175 C 428 502 51/4 25 39 1 24 Stdn. 110 C + 16 Stdn. 150 C 439 523 6 26 27 1 24 Stdn. 110 C + 6 Stdn. 165 C 425 509 61/4 26 14 1 24 Stdn. 110 C + 21/2 Stdn. 175 C 422 499 61/4 19 23 *) mit Ansnabme der mit *bezeichneten Behandlung wurden die Probestücke zwischen den beiden Stufen der zweistufigen Behandlung auf Raumtemperatur abgekühlt.
Tablle III
Ergebnisse der Zug und Spannungskorrosions-Prüfung wärmebehandelter short Transverse - Proben mit 25,4 mm kleinster Querschnittsabmessung Block Wärmebehandlung*) nach 4-stündigem Festigkeits-Eigenschaften Mittlere Spannungskorrosionsbeständigkeit No. Lösungsglühen bei 460 C und Abschrecken Spannung Zug- % Dehnung in Tagen bis zum Auftreten des ersten Risses in kochendem Wasser für 0,1 % festigkeit bei l = 4 VF Salzsprühnebel bei atmosphärische Korrosion bleibende kg/cmê l = Länge 2950 kg/cmê 2280 kg/cmê bei 90% Spannung für
Dehnung kg/cmê F= Querschnitt 0,1 % bleibende Dehnung
3 12 Stdn. 135 C 446 528 5 20 22 45
12 Stdn. 135 C + 16 Stdn. 150 C 430 512 5 80 - 200D
4 12 Stdn. 135 C 408 495 6 18 -
12 Stdn. 135 C + 16 Stdn. 150 C 406 493 6 100D -
5 12 Stdn. 135 C 387 487 6 21 28
12 Stdn. 135 C + 16 Stdn. 150 C 391 482 6 102D -
6 12 Stdn.
135 C 461 536 4 17 - 53
12 Stdn. 135 C + 16 Stdn. 150 C 433 496 4 162D - 200D
7 12 Stdn. 135 C 422 498 4 31 -
12 Stdn. 135 C + 16 Stdn. 150 C 411 501 5 100D -
8 12 Stdn. 135 C 392 479 5 34 -
12 Stdn. 135 C + 16 Stdn. 150 C 384 477 6 100D - *) Verg1. Fussnote zu Tabelle II
Process for the heat treatment of forged or extruded aluminum alloys
The invention relates to a method for the heat treatment of forged or extruded aluminum alloys and aims to provide a method for substantially improving the corrosion and stress corrosion resistance of forged or extruded aluminum alloys containing 4.0-8.0% by weight of zinc, 1.5- 3.5% by weight of magnesium, 0.05-0.7% by weight of copper, 0.05-1.0% by weight of manganese and, apart from aluminum, normal impurities and, if desired, additional elements which are optionally included in such alloys to refine the grain and serve other known purposes.
The alloy can, for example, contain up to 0.5% iron and silicon and up to 0.050 / 0 chromium as impurities and up to 0.25% titanium and zirconium and up to 0.01% boron as additives included for grain refinement. It can also contain a maximum of 0.7% by weight of silver.
Alloys of this type are known as high strength machined construction materials for use at temperatures up to about 100 ° C and have been widely used in the aircraft industry.
(An aluminum-based alloy with a tensile strength above 4600 kg / cm2 is considered a high-strength aluminum alloy.) A typical, common heat treatment for alloys of this type is solution heat treatment for 4 hours at 4600 C, quenching in water and aging for 12 hours at 135 C.
Although satisfactory performance properties have usually been achieved, forgings made from alloys of the type mentioned, which have been heat-treated according to the above-mentioned typical, conventional process, occasionally have defects. Stress corrosion cracking has been attributed to the cause of some of these defects, especially when the parts are quenched from the temperature of solution heat treatment in water below 1000C.
Stress corrosion cracking is a type of failure in a part that results from the combined effects of tensile stress and a corrosive environment. This phenomenon causes a greater reduction in strength than the sum of the individual stress and corrosive environment. The environment can be slightly corrosive, atmospheric conditions are sufficient under certain circumstances, and the simultaneous stress can be small, nevertheless a substantial reduction in strength can occur. Tests have shown that the short-transverse direction in a forged or extruded product is extremely sensitive to stress corrosion cracking.
The term short-transverse is used to denote the direction. in which the maximum reduction in thickness has occurred and which is perpendicular to the main flow direction of the grain (i.e. the direction in which the workpiece has been most stretched by machining). A forged product is understood to be a product made by hammers, drop forging or pressing.
When designing a component, it is therefore important to keep local stress concentrations small, especially when the stress is mainly tensile and acts in the short-transverse direction. In addition to the operational stresses determined by the design and possible stresses that occur during assembly, further stresses may be present due to different contractions during quenching from the temperature of the solution heat treatment. In the case of machined products with a constant cross-section, for example extruded products, the stresses due to quenching can be reduced by stretching. Obviously, this is not possible when it comes to irregularly shaped products, e.g. B. forgings.
The stresses caused by quenching can be reduced in machined parts of the latter type by slower cooling, for example by quenching in hot oil or molten salt, which may reduce the strength to an amount that is no longer acceptable for certain purposes. Rough machining prior to heat treatment to achieve a more uniform thickness can also be useful, but the size and shape of most components are such that some residual stress is inevitable.
The invention is based on the knowledge that the stress corrosion resistance and the corrosion resistance of forged or extruded parts made of alloys of the type mentioned can be significantly improved by a high-temperature aging treatment, which is used as the second stage of a two-stage treatment after normal solution annealing and quenching and results in only a small decrease in tensile strength compared to the tensile strength obtained by aging at 1350 ° C.
According to the inventive method for the heat treatment of forged or extruded aluminum alloys of the type mentioned, solution heat treatment and quenching are followed by two-stage aging, the first stage of which takes place at a lower temperature than the second, and the second stage at at least 145 C and at most 1850 C for at most 30 hours (preferably for a minimum of 2 hours and a maximum of 24 hours).
The aluminum alloys to which the new heat treatment can be applied contain zinc, magnesium, copper and manganese in the quantities already mentioned. Tests on which the invention is based have shown that the best relationship between the processing properties and the mechanical properties is obtained when the chemical composition of the main elements of the alloy is in the following range:
:
Zinc 5.0 to 6.5 wt / o
Magnesium 2.0 to 3.2 wt / o
Copper 0.1 to 0.7 wt / o
Manganese 0.1 to 0.7 wt / o
Alloy components which considerably increase the sensitivity when quenching high-strength aluminum-zinc-magnesium-copper alloys should not be contained in substantial amounts if the alloy is to be cooled relatively slowly from the temperature of the solution heat treatment, as is the case with quenching in water 850 C, hot oil or molten salt. Under these circumstances, for example, the chromium content should not exceed 0.05% by weight.
A quench-sensitive aluminum alloy is one which, in order to achieve high strength, has to be cooled very quickly from the temperature of the solution heat treatment, cooling speeds such as those achieved with cold or warm water being necessary.
A preferred, complete heat treatment cycle according to the invention is the following:
1. The parts can be applied by solution heat treatment for t / 4-6 hours at 420-5000 C, but lead to an incomplete dissolution of the hardening constituents, which results in low strength. Higher temperatures can lead to a slight increase in strength, but overheating with subsequent reduction in strength occurs if a temperature of approximately 5300 ° C. is exceeded. The times required increase directly with the dimensions of the cross-section, and the treatment can take place in ovens with forced air circulation or in baths of molten salt.
2. The solution annealed parts are swiveled in hot water at a temperature of over 85 "C and preferably in boiling water.
3. The first stage of aging is carried out at a temperature in the range of 100-1400 C for 1-36 hours (usually 6-24 hours), after which the forged or extruded alloy can be allowed to cool in air to room temperature, or the Temperature can be increased directly either by increasing the temperature of the furnace or by placing the alloy in a second furnace running at the desired second stage aging temperature.
4. The second stage of aging is carried out in the temperature range of 145-185 C for 2-24 hours. The optimal duration is an inverse function of temperature.
Tests on which the invention is based have shown that the improvement in stress corrosion resistance can be achieved by using the second stage of aging at high temperature alone, but that the first stage of aging is essential for achieving maximum tensile strengths.
The following examples of forged material show the improvement in stress corrosion resistance that can be achieved. The stress corrosion tests were carried out on samples which had been subjected to an (aggressive) salt spray mist and / or (less aggressive) corrosive atmospheric conditions. In the tests under atmospheric conditions, the samples were subjected to four-point bending so that the tensile stress on the upper surface was 90 / o that of the short-transverse -0.1 O / o test stress for the relevant aging group. Here and in the following, 0.1 o / o test stress is understood to mean the stress which is required for a permanent elongation of 0.1 o / o.
In the salt spray tests, the samples were subjected to direct tensile stress at various tensions in a laboratory in which the relative humidity was kept at 80 ° C. and the temperature at 21 ° C. Each sample was sprayed twice a day with an aqueous solution containing 3.0% by weight of common salt. Repeated tests were carried out for each composition and condition of heat treatment, and the average time (number of days) after which cracks occurred were tabulated for each group.
example 1
A billet with a diameter of 16 inches, the chemical composition of which is given in Table I for block 1, was cast and peeled semi-continuously. The machined billet was forged into a block measuring 122X61X108 cm in a manner which results in a strong alignment of the grains in a given direction, so that samples taken from it are very susceptible to stress corrosion when tested in the short-transverse direction.
A number of blanks measuring 25.4X25.4X108mm were cut out from the short-transverse direction of the block at points remote from its edges in order to actually obtain the short-transverse direction in which the grains are oriented, and these The rings were solution heat treated for 4 hours at 4600 C and then quenched in boiling water.
Blanks randomly selected after quenching were aged according to Table II. The average values of three room temperature tensile tests are given in Table II along with the results of the stress corrosion test.
Example 2
A second block, the chemical composition of which is given in Table I, was made in the same way as the first, but with final dimensions of 122 x 38 x 18 cm. Samples from the short transverse direction with a smallest dimension of 25.4 mm were heat treated as above and the results of the tensile tests and the stress corrosion test are given in Table II.
Example 3-8
A number of 18 x 8.9 x 71 cm billets were forged into wide billets from semi-continuously cast billets 219 mm in diameter in essentially the same manner after the billets had been peeled to 188 mm. The various chemical compositions of the blocks are given in Table I and the results of the tensile tests and stress corrosion tests obtained with samples from the short-transverse direction in all blocks are given in Table III along with the details of the heat treatment .
From Tables II and III it can be seen that the described double aging at higher temperatures practically at least a factor of stress corrosion (measured by the number of days of stress-corrosive influence required for cracks to occur) compared to normal aging at 135 C for 12 hours 3 increased. The corresponding reductions in the 1.0% test stresses (defined above) and the final strength values rarely exceed 10% and are usually much smaller.
Table I.
Chemical composition of forged blocks Block No. Dimensions cm% Cu. % Mg. % Mn. % Zn. % Fe. % Si. % T1. % Zr. % Cr. % Ag.
1 61x10.8x122 0.45 2.71 0.56 5.57 0.21 0.12 0.05 - -
2 38x18x122 0.40 2.67 0.50 5.63 0.31 0.18 0.05 - -
3 18x8.9x71 0.47 2.79 0.53 5.48 0.20 0.05 0.07 - -
4 18x8.9x71 0.46 2.80 0.52 5.68 0.15 0.07 0.06 - - 0.09
5 18x8.9x71 0.46 2.83 0.52 5.52 0.16 0.06 0.07 - - 0.55
6 18x8.9x71 0.47 2.75 0.54 5.56 0.17 0.06 0.05 0.12 -
7 18x8.9x71 0.44 2.78 0.40 5.55 0.14 0.05 0.06 - 0.05
8 18x8.9x71 0.46 2.70 0.41 5.64 0.18 0.05 0.05 - 0.05 0.11 remaining%: Al and impurities Table II Results of tensile and stress corrosion tests on heat-treated short Transverse - specimens with 25.4 mum smallest cross-sectional dimension Block heat treatment *) after + hours Strength properties Average stress corrosion resistance No.
Solution annealing at 460 C and quenching Stress% elongation in days until the first crack occurs in boiling water for 0.1% tensile strength at @ = 4 @F salt spray mist with atmospheric corrosion l = length 3300 kg / cmê 2950 kg / cmê at 90% of the voltage for
Elongation kg / cmê F = cross-section 0.1% permanent elongation kg / cmê 1 12 hours. 135 C 454 523 43/4 5 8 22 2 12 hours. 135 C 443 510 22/4 - 14 49 1 12 hours. 135 C + 16 hours 150 C 444 510 42/2 26 30 108 1 12 hours 135 C + 16 hours 150 C "428 512 52/3 - 187 69 1 12 hours 135 C + 24 hours 150 C 435 513 51 / 2 - 43 216 1 12 hrs. 135 C + 6 hrs. 165 C 428 502 6 28 37 105 1 12 hrs. 135 C + 21/2 hrs. 175 C 427 499 52/4 43 56 108 1 12 hrs. 135 C + 21/2 hrs. 175 C 417 496 61/4 - 204 139 1 12 hrs. 135 C + 4 hrs. 175 C 406 488 62/3 - - 214 1 6 hrs. 110 C + 16 hrs. 150 C 446 515 41/4 26 26 1 6 hrs. 110 C + 6 hrs.
165 C 439 512 6 16 42 1 6 hours 110 C + 21/2 hours 175 C 428 502 51/4 25 39 1 24 hours 110 C + 16 hours 150 C 439 523 6 26 27 1 24 hours 110 C + 6 hrs. 165 C 425 509 61/4 26 14 1 24 hrs. 110 C + 21/2 hrs. 175 C 422 499 61/4 19 23 *) with the completion of the treatment marked with *, the test pieces between the two Cooled stages of two-stage treatment to room temperature.
Table III
Results of the tensile and stress corrosion test of heat-treated short transverse - samples with 25.4 mm smallest cross-sectional dimension Block heat treatment *) after 4 hours Strength properties Average stress corrosion resistance No. Solution annealing at 460 C and quenching Stress Tensile% elongation in days until the first crack occurs in boiling water for 0.1% strength at l = 4 VF salt spray mist, with atmospheric corrosion remaining kg / cmê l = length 2950 kg / cmê 2280 kg / cmê at 90% tension for
Elongation kg / cmê F = cross section 0.1% permanent elongation
3 12 hrs. 135 C 446 528 5 20 22 45
12 hours 135 C + 16 hours 150 C 430 512 5 80 - 200D
4 12 hrs. 135 C 408 495 6 18 -
12 hours 135 C + 16 hours 150 C 406 493 6 100D -
5 12 hrs. 135 C 387 487 6 21 28
12 hours 135 C + 16 hours 150 C 391 482 6 102D -
6 12 hours
135 C 461 536 4 17 - 53
12 hours 135 C + 16 hours 150 C 433 496 4 162D - 200D
7 12 hrs. 135 C 422 498 4 31 -
12 hours 135 C + 16 hours 150 C 411 501 5 100D -
8 12 hrs. 135 C 392 479 5 34 -
12 hours 135 C + 16 hours 150 C 384 477 6 100D - *) Verg1. Footnote to Table II