ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ОТЛИВОК ИЗ АЛЮМИНИЕВОГО СПЛАВА, ПОЛУЧЕННЫХ МЕТОДОМ ЛИТЬЯ ПОД ВЫСОКИМ ДАВЛЕНИЕМ
THERMAL TREATMENT OF CASTINGS OUT OF ALUMINIUM ALLOY PRODUCED BY HIGH PRESSURE DIE-CASTING PROCEDURE

Область техники
Настоящее изобретение относится к способу термической обработки отливок из дисперсионно-твердеющих алюминиевых сплавов, полученных методом литья под высоким давлением.
Уровень техники
Метод литья под высоким давлением (сокращенно ЛВД) широко используется для массового производства металлических конструктивных элементов, которые должны иметь жесткие размерные допуски и гладкую поверхность. Недостаток этого метода состоит в том, что детали, полученные обычным методом ЛВД, являются относительно пористыми. Причиной возникновения внутренних пор является усадочная пористость во время затвердевания, а также присутствие захваченных газов, таких как воздух, водород, и пары, которые образуются при разложении смазочных материалов на стенках пресс-формы.
Отливки из алюминиевых сплавов, полученные методом ЛВД, не считаются пригодными для термической обработки. Это обусловлено тем, что внутренние поры, содержащие газ или газообразующие соединения, расширяются во время обычной обработки на твердый раствор при высоких температурах (например, 500°С), что приводит к образованию поверхностных пузырей на отливках. Присутствие пузырей, обнаруживаемых визуально, неприемлемо. Кроме того, расширение внутренних пор во время высокотемпературной обработки на твердый раствор может отрицательно сказаться как на размерной стабильности, так и на механических свойствах обрабатываемых отливок, полученных методом литья под высоким давлением.
Как обсуждается в работе Альтенпула (Altenpohl) "Aluminium: Technology, Applications and Environment", Sixth Edition, опубликованной The Aluminium Association and the Minerals, Metals and Materials Society, см. страницы 96-98, существуют методы, которые позволяют относительно освободить от пор отливки, получаемые методом ЛВД, и тем самым сделать их пригодными для термической обработки без образования пузырей. Эти методы включают в себя литье под давлением в вакууме, беспористое литье под давлением, жидкую штамповку и тиксолитье, но все эти методы подразумевают недостатки литья.
Из этих методов в целях уменьшения пористости внутри отливки наиболее часто применяются вакуумные системы. Однако во многих случаях остаточный уровень пористости слишком высок, чтобы позволить термическую обработку. Тем не менее, существует ряд исключений.
Например, в патенте США №6773666 Лина с соавторами (Lin et al.) раскрыт улучшенный сплав Al-Si-Mg-Mn, пригодный для литья под большим давлением с использованием метода литья AVDC компании Alcoa с получением исключительно низкой пористости в полученных отливках. Этот сплав содержит менее 0,15 Fe, менее 0,3 Ti, менее 0,04 Sr и по существу не содержит меди, хрома и бериллия. Он подобен литейному сплаву АА357, а также литейным сплавам с Австралийскими обозначениями СА601 и СА603 (Aluminum Standards and Data - Ingots and Castings, 1997)). В методе AVDC используется очень высокое давление в вакууме для изготовления относительно беспористых конструктивных элементов, о которых сообщается, что они пригодны для сварки и термической обработки (см., например, http://www.alcoa.com/locations/germany_soest/en/abo ut/avdc.asp, 2005). В аналоге Лина с соавторами отливки были подвергнуты рентгеновскому анализу, который показал, что по содержанию пор они находятся в отличном состоянии. Авторы полагают, что этот метод литья под высоким давлением в вакууме, за которым следуют операции обработки на твердый раствор при 950-1020°F (510-549°C) в течение 10-45 минут, закалка в воде при 70-170°F (от температуры окружающей среды до 77°С) и искусственное старение в течение 1-5 часов при 320-360°F (160-182°С), обеспечивает свойства, пригодные для аэрокосмических применений. Сообщается, что при соблюдении режимов термической обработки согласно этому аналогу наблюдалось минимальное образование пузырей на поверхностях исследуемого сплава, которые, как полагают, были обусловлены захваченной смазкой. Сплав описывается как имеющий высокую структурную целостность и пригодный для аэрокосмических применений.
Другой пример способа уменьшения или исключения пористости и тем самым содействия термической обработке описан в патенте США 4104089 (Miki), в котором конструктивные элементы, изготовленные из сплава Al-Si-Mg-Mn, было можно подвергать термической обработке после процесса беспористого литья под давлением. В основу этого процесса положена более ранняя работа, по всей вероятности, из патента США 3382910 (Radtke et al.), в которой полость пресс-формы продувают реакционно-способным газом, который связывается с расплавленным металлом, уменьшая уровень пористости в получаемых отливках.
Обычная процедура термической обработки алюминиевых сплавов, как правило, включает в себя следующие три стадии:
(1) обработку на твердый раствор при относительно высокой температуре, ниже температуры плавления сплава, часто в течение 8 часов или больше, чтобы растворить присутствующие в нем легирующие (растворимые) элементы и гомогенизировать или модифицировать микроструктуру;
(2) быстрое охлаждение или закалку, например, в холодной или горячей воде, чтобы удержать растворенные элементы в перенасыщенном твердом растворе; и
(3) старение сплава посредством его выдержки в течение некоторого периода времени при одной, а иногда и при второй температуре, подходящей для достижения твердения или упрочнения за счет выделения.
Упрочнение в результате старения обусловлено тем, что растворенные вещества, находящиеся в перенасыщенном твердом растворе, образуют выделения, которые тонко диспергированы по всем зернам и которые повышают способность сплава сопротивляться деформации, вызываемой процессом сдвига. Максимальное твердение или упрочнение происходит в том случае, когда обработка старением приводит к образованию критической дисперсии по меньшей мере одного типа этих тонких выделений.
Альтернативой описанной выше процедуре термической обработки является процедура, известная как отпуск Т5. В этом случае сплав подвергают закалке сразу после литья, пока он сохраняет часть своей повышенной температуры, а затем подвергают искусственному старению, что обеспечивает более умеренное улучшение свойств.
th
Условия термической обработки на твердый раствор различны для разных систем сплавов. Обычно, для литейных сплавов на основе Al-Si-X обработка на твердый раствор проводится при температуре от 525°С до 540°С в течение нескольких часов, чтобы вызвать соответствующую сфероидизацию частиц Si в сплаве и достичь соответствующего насыщенного твердого раствора, пригодного для термической обработки. Например, в Metals Handbook, 9 ed. vol.15, p.758-759, указаны интервалы времени и температуры, типичные для обработки на твердый раствор литейных сплавов, чтобы обеспечить такие изменения. Обычно, время обработки на твердый раствор сплавов на основе Al-Si-X составляет от 4 до 12 часов, а для многих сплавов - 8 часов и больше, в зависимости от конкретного сплава и температуры обработки на твердый раствор. Считается, что время обработки на твердый раствор обычно начинается, когда сплав достиг требуемой температуры обработки на твердый раствор в пределах небольшого допуска (например, в пределах 10°С), и это время может варьироваться в зависимости от характеристик печи и величины загрузки. Однако этот процесс не пригоден для обычных отливок из алюминиевых сплавов, отлитых под высоким давлением, так как он приводит к значительному неприемлемому уровню образования пузырей на поверхности отливок.
Сущность изобретения
В настоящем изобретении предложен способ термической обработки отливок из дисперсионно-твердеющего алюминиевого сплава, полученных методом литья под высоким давлением (ЛВД), который устраняет необходимость использовать более дорогие альтернативные методы изготовления конструктивных элементов, описанные Альтенпулом и другими источниками. Изобретение можно применять ко всем полученным методом ЛВД отливкам из дисперсионно-твердеющих алюминиевых сплавов, но особенно оно применимо к тем, которые содержат внутренние поры, оставшиеся после процесса литья под давлением. Эти отливки можно получать обычным методом ЛВД, например, в машине для литья под давлением с холодной камерой сжатия, при этом не требуется определять уровень пористости в получаемых отливках для того, чтобы выбрать достаточно беспористые отливки, пригодные для обычной термической обработки. Это значит, что можно осуществлять литье сплавов под давлением для заполнения одной или более формующих полостей в пресс-форме без применения высокого вакуума для откачки воздуха из полости пресс-формы и без применения реакционно-способного газа для выдувания воздуха из полости пресс-формы. Таким образом, сплав можно разливать в пресс-форму, которая в начале разливки открыта для естественной окружающей атмосферы и находится под атмосферным давлением. Поэтому отливку, к которой применимо настоящее изобретение, можно охарактеризовать наличием пористости. Наличие пористости можно определить несколькими методами. Например, пористость можно обнаружить посредством оптической микроскопии поперечного сечения сплава в литом состоянии. Рентгеновская радиография также позволяет обнаружить поры, но только те, которые позволяет ее разрешение, или достаточно большие, чтобы их можно было легко заметить.
В настоящем изобретении предложен способ термической обработки отливки, полученной методом литья под высоким давлением из дисперсионно-твердеющего алюминиевого сплава, причем этот способ включает в себя этапы:
(a) обработку отливки на твердый раствор посредством нагрева отливки до и в пределах интервала температур, обеспечивающего возможность перехода растворимых элементов в твердый раствор;
(b) охлаждение отливки для завершения этапа (а) посредством закалки отливки до температуры ниже 100°С; и
(c) старение отливки после этапа (b) посредством выдержки отливки в интервале температур, обеспечивающем возможность естественного или искусственного старения,
причем этап (а) проводят для достижения уровня растворенных элементов в растворе, обеспечивающего возможность дисперсионного твердения без расширения пор в отливке, вызывающего неприемлемое образование пузырей в отливке.
Согласно одному варианту в настоящем изобретении предложен способ термической обработки отливки, полученной методом литья под высоким давлением из дисперсионно-твердеющего алюминиевого сплава, типично обладающей пористостью, причем этот способ включает в себя этапы:
(а) нагрев отливки до и в пределах интервала температур, который позволяет растворимым элементам переходить в твердый раствор (обработка на твердый раствор), причем нагрев совершают:
(i) до и в пределах интервала на 20-150°С ниже температуры солидуса для сплава данной отливки, и
(ii) в течение периода времени менее 30 минут;
(b) охлаждение отливки от интервала температур на этапе (а) путем закалки отливки в жидкой закалочной среде при температуре между 0 и 100°С;
(c) старение закаленной отливки с этапа (b) посредством выдержки отливки в интервале температур, обеспечивающем возможность старения с получением подвергнувшейся дисперсионному твердению отливки, которая проявляет твердение или упрочнение сплава,
за счет чего образование пузырей в подвергнувшейся дисперсионному твердению отливке по меньшей мере существенно минимизируется или предотвращается.
Закалку на этапе (b) можно проводить до температуры, подходящей для упрочнения на этапе (с). Старение на этапе (с) может быть естественным старением или искусственным старением. В первом случае сплав можно выдерживать при температуре окружающей среды, т.е. при преимущественной атмосферной температуре, которая может составлять в интервале от 0°С до 45°С, например, от 15°С до 25°С, так что нагревание не требуется. Альтернативно, отливку можно подвергнуть искусственному старению посредством ее нагрева выше температуры окружающей среды. Искусственное старение предпочтительно происходит посредством нагрева в интервале от 50°С до 250°С, наиболее предпочтительно - в интервале от 130°С до 220°С.
Продолжительность нагрева на этапе (а) может включать в себя время нагрева до нижнего предела интервала температур на 20-150°С ниже температуры солидуса. После достижения этого интервала отливку можно выдержать при одном или более уровнях температуры в течение периода времени менее 30 минут. Альтернативно, нагрев отливки на этапе (а) может быть не изотермическим в пределах указанного интервала температур.
Этап (а) может быть проведен, по меньшей мере частично, не изотермически или проведен по существу полностью не изотермически. Альтернативно, этап (а) может быть проведен по существу изотермически.
На этапе (с), когда отливка подвергается искусственному старению, ее можно выдерживать при одном или более уровнях температуры в пределах интервала температур искусственного старения, или же можно проводить старение не изотермически, так что температура отливки может линейно повышаться вплоть до: максимума в пределах этого интервала.
Этап (с) может быть проведен таким образом, что подвергнувшаяся. дисперсионному твердению отливка находится в недостаренном состоянии, максимально состаренном состоянии или перестаренном состоянии, в каждом случае по сравнению с полным отпуском Т6. В способе по изобретению отливка может подвергаться холодной деформационной обработке между этапом (b) и этапом (с). Охлаждение отливки от температуры старения на этапе (с), если на этапе (с) предусматривается искусственное старение, может происходить посредством закалки. Альтернативно, отливку можно медленно охлаждать от температуры искусственного старения на этапе (b), например, посредством медленного охлаждения на воздухе или в другой среде. Отливка после этапа (с) обычно не имеет размерных изменений по сравнению с ею в литом состоянии.
При обычной термической обработке время пребывания при температуре обработки на твердый раствор должно обеспечить гомогенизацию сплава и развитие твердого раствора с максимальным содержанием растворенных элементов. В противоположность этому, на этапе (а) по настоящему изобретению сплав не достигает полной гомогенизации или равновесия из-за используемого короткого интервала времени, и не ожидается, что образующийся твердый раствор будет находиться полностью в равновесии при этой температуре в течение данной продолжительности. Это значит, что обработка на твердый раствор фактически является частичной по сравнению с известной практикой термической обработки алюминиевых сплавов.
Термически обработанную отливку согласно настоящему изобретению можно получить традиционным или обычным методом литья под высоким давлением, при котором полость пресс-формы заполняют по существу полностью расплавленным сплавом. Так как в этом методе не применяется высокий вакуум для удаления воздуха из полости пресс-формы, турбулентность в сплаве может привести к захваченным газам и внутренней пористости. Отливки можно также производить посредством варианта этого метода, описанного в международной заявке WO 026062 (Соре et al.), принадлежащей правопреемнику настоящего изобретения. В методе Соре et al. полость пресс-формы заполняют посредством продвигающегося фронта полутвердого сплава, и результирующая пористость более мелко распределена внутри сплава. Однако термическая обработка отливки, полученной по этому варианту традиционного или обычного литья под высоким давлением (ЛВД), также может в некоторых случаях привести к образованию пузырей, поэтому отливка согласно этому варианту также выигрывает от применения настоящего изобретения.
Предложенный в изобретении способ можно применить к отливке, полученной методом литья под высоким давлением из любого дисперсионно-твердеющего алюминиевого сплава. Однако наиболее пригодными для настоящего изобретения являются сплавы Al-Si, содержащие от 4,5 до 20 мас.% Si, от 0,05 до 5,5 мас.% Cu, от 0,1 до 2,5 мас.% Fe и от 0,01 до 1,5 мас.% Mg. Эти сплавы могут необязательно содержать по меньшей мере один из следующих элементов: Ni вплоть до 1,5 мас.%, Mn вплоть до 1 мас.% и Zn вплоть до 3,5 мас.%. В любом случае, остальную часть, кроме случайных примесей, составляет алюминий. Случайные примеси могут включать в себя, без ограничения перечисленными, Ti, В, Be, Cr, Sn, Pb, Sr, Bi, In, Cd, Ag, Zr, Ca, другие переходные элементы-металлы, другие редкоземельные элементы и соединения редкоземельных элементов, карбиды, оксиды, нитриды, ангидриды и смеси этих соединений. Случайные примеси могут варьироваться от отливки к отливке, и их присутствие не принесет существенного ущерба данному изобретению.
В частности, в случае с отливками из таких сплавов Al-Si, отливки можно подогревать до температуры в интервале от 100°С до 350°С перед этапом (а), так что время, необходимое для нагрева до соответствующего интервала температуры для этапа (а), минимизируется.
В случае сплавов Al-Si кремний играет важную роль в способе по настоящему изобретению, как будет детально описано ниже.
Как отмечалось выше, отливку, подвергающуюся термической обработке способом по настоящему изобретению, подвергают обработке на твердый раствор в течение периода времени менее 30 минут в интервале температур, который на 20-150°С ниже температуры солидуса сплава отливки. Период обработки на твердый раствор в этом интервале температур может быть меньше 20 минут, а предпочтительно - не более 15 минут, например, от 2 до 15 минут.
При закалке отливки в воде при более высоких температурах в интервале между 0 и 100°С отливка может иметь значительное содержание тепловой энергии. В этом случае сплав можно при необходимости быстро охладить от этой более высокой температуры.
До начала этапа (а) способа по изобретению отливку называют находящейся «в литом состоянии», что означает, что она была отлита под высоким давлением в обычной машине для литья под высоким давлением, без необходимости применения высокого вакуума или реакционно-способного газа. Перед началом этапа (а) сплав может находиться при температуре окружающей среды или при более высокой промежуточной температуре, такой как 200°С-350°С, если он был предварительно нагрет или если он сохранил некоторую тепловую энергию после процесса литья. Во время этапа (а) сплав нагревают до соответствующего интервала температур в течение соответствующего времени согласно настоящему изобретению для этапа обработки на твердый раствор. После этапа (b) отливку можно называть «обработанной на твердый раствор» или «обработанной на твердый раствор и закаленной». После этапа (с) отливка называется «упрочненной при старении» или «подвергнувшейся дисперсионному твердению».
При применении термических обработок, описанных в настоящем изобретении, к отливкам, полученным методом ЛВД и имеющим нормальную пористость, имеет место неожиданная минимизация или полное отсутствие образования поверхностных пузырей. Конструктивные элементы сохраняют размерную стабильность и могут проявлять большие улучшения механических свойств.
Краткое описание чертежей
Фиг.1 изображает микроснимок поперечного сечения обычного отлитого под высоким давлением сплава, показывающий содержащуюся в его микроструктуре пористость;
фиг.2 изображает графики с кривыми, иллюстрирующими примеры циклов нагрева для обработки на твердый раствор согласно настоящему изобретению с использованием дисперсионно-твердеющих сплавов с Австралийскими обозначениями СА313 и СА605;
фиг.3 изображает фотоснимки внешнего вида поверхности группы из девяти аналогично произведенных отливок 3(a)-3(i) из дисперсионно-твердеющего сплава СА605, где отливка 3(а) показана в литом состоянии, а отливки с 3(b) по 3(i) - после соответствующих термических обработок;
фиг.4 изображает ряд микроснимков 4(a)-4(i), полученных соответственно на поперечных сечениях отливок 3(a)-3(i) по фиг.3;
фиг.5 изображает график зависимости твердости от времени искусственного старения при 180°С для отливок 3(b)-3(i) по фиг.3, после соответствующих обработок на твердый раствор и старения;
фиг.6 изображает фотоснимок второй группы из четырех аналогично произведенных отливок 6(а)-6(d) из сплава, показанного на фиг.3, где отливка 6(а) показана в литом состоянии, а отливки 6(b)-6(d) - после соответствующего увеличения времени обработки на твердый раствор при обычной температуре;
фиг.7 изображает график зависимости твердости от времени дисперсионного твердения при 180°С для отливок 6(b) и 6(с) по фиг.6;
фиг.8 изображает фотоснимки группы из десяти аналогично произведенных отливок 8(a)-8(j) из дисперсионно-твердеющего алюминиевого сплава СА313, полученных методом ЛВД, где отливка 8(а) показана в литом состоянии, а отливки 8(b)-8(j) - после соответствующих обработок на твердый раствор;
фиг.9 изображает ряд микроснимков 9(a)-9(j), полученных соответственно на поперечных сечениях отливок 8(a)-8(j) по фиг.8;
фиг.10 изображает зависимость твердости от времени искусственного старения при 150°С для сплава отливок 8(b)-8(j) по фиг.8 после соответствующих обработок этих отливок на твердый раствор;
фиг.11 изображает график, показывающий те же самые данные, что и на фиг.10, для старения продолжительностью вплоть до 24 часов при 150°С, на котором соответствующие кривые для отливок 8(b)-8(j) по фиг.8 показывают приращения твердости в зависимости от времени выдержки при температуре старения;
фиг.12 изображает фотоснимки группы из восьми отливок 12(а)-12(h), произведенных аналогично отливкам по фиг.8а и из сплава СА313, где отливка 12(а) показана в литом состоянии, а отливки 12(b)-12(h) - после соответствующего времени обработки на твердый раствор при обычной температуре обработки на твердый раствор;
фиг.13 изображает разброс свойств на растяжение для отливок, соответствующих отливке 12(с), полученной методом литья под высоким давлением с низкой или высокой впускной скоростью;
фиг.14 изображает график зависимости предела прочности после термической обработки от температуры обработки на твердый раствор для следующей группы отливок из сплава СА313 в упрочненном при старении состоянии;
фиг.15 изображает график реакции на дисперсионное твердение для коммерческого сплава СА313, на котором сравнивается старение для образца, полученного методом ЛВД, и образца отливки из того же сплава при одинаковом времени обработки на твердый раствор;
фиг.16 изображает график реакции на дисперсионное твердение для сплава СА313, в отношении которого старение проводилось либо без отдельного этапа обработки на твердый раствор (отпуск Т5), либо с отдельным этапом обработки на твердый раствор перед отпуском Т4 или Т6 согласно настоящему изобретению;
фиг.17 изображает график реакции на дисперсионное твердение для коммерческого сплава СА313, в отношении которого старение после обработки на твердый раствор проводилось при соответствующих температурах;
фиг.18 изображает график реакции на дисперсионное твердение для еще одного дисперсионно-твердеющего алюминиевого сплава, полученного методом ЛВД;
фиг.19 изображает график сравнительных испытаний на усталость, проводившихся с 3-х точечным изгибом образцов из сплава СА313 в литом состоянии, в состояниях Т4 и Т6, где состояния Т4 и Т6 были получены согласно настоящему изобретению;
фиг.20 изображает график зависимости 0,2%-го условного предела текучести от предела прочности на растяжение для отливок из алюминиевых сплавов СА605 и СА313 в соответствующих пределах состава, полученных обычным методом ЛВД, и для отливок с теми же пределами состава, которые были обработаны термически до различных состояний, разработанных согласно настоящему изобретению;
фиг.21 изображает график зависимости 0,2%-го условного предела текучести от удлинения (% деформации при разрыве) для сплавов в литом состоянии и сплавов, термически обработанных до различных состояний, разработанных согласно настоящему изобретению;
фиг.22 изображает рентгеновский радиоснимок детали промышленного производства с толщиной стенки ~15 мм, демонстрирующий поры в образце вблизи отлитого отверстия под болт диаметром 8 мм, полученном из сплава СА605;
фиг.23 и 24 изображают оптические микроснимки, полученные на поперечных сечениях отливки из сплава СА313, полученной методом ЛВД, на краю и в центре отливки соответственно;
фиг.25 и 26 соответствуют фиг.23 и 24 соответственно, но иллюстрируют микроструктуру этой отливки после обработки на твердый раствор в соответствии со стадией (а) способа по изобретению;
2
фиг.27 изображает графики средней площади частиц кремния и количества частиц кремния для постоянной площади 122063 мкм, полученные из 5 отдельных полей для каждой точки данных, относительно времени пребывания при температуре обработки на твердый раствор на крайних участках, таких как показанные на фиг.25;
фиг.28 аналогична фиг.27, но для центра отливки, показанного на фиг.26;
фиг.29 и 30 изображают снимки сканирующим электронным микроскопом (СЭМ) отливки в условиях, соответствующих фиг.23-26;
фиг.31 изображает снимок просвечивающим электронным микроскопом (ПЭМ) отливки по фиг.23, 24 и фиг.29 в литом состоянии; и
фиг.32 аналогична фиг.31, но изображает сплав в состоянии обработки отпуском Т6 в соответствии с настоящим изобретением.
На фиг.1 показан микроснимок головной части цилиндрического образца для испытания на растяжение из сплава СА313, изготовленного методом ЛВД при скорости впуска 26 м/с, которая относится к скорости металла на входе. Использовалась обычная машина с холодной камерой сжатия без применения высокого вакуума или реакционно-способного газа. Микроснимок демонстрирует пористость, типичную для многих обычных ЛВД-отливок, и имеет поры размером в интервале от нескольких микрон до нескольких сотен микрон. Понятно, что степень пористости и размер пор в ЛВД-отливках могут широко варьироваться в каждой конкретной отливке.
Графики на фиг.2 изображают типичные циклы нагрева при обработке на твердый раствор для примеров настоящего. изобретения. График, обозначенный стрелкой "А", показывает цикл нагрева, полученный с помощью термопары, помещенной в печь без прикрепленного образца. График, обозначенный стрелкой "В", также показывает скорость нагрева меньшего ЛВД-образца весом примерно 25 г, полученную с помощью термопары, прочно заделанной внутри образца в средней точке, для цилиндрического сечения диаметром 12,2 мм. Для этого размера и типа образца общее время нагрева на этапе обработки на твердый раствор составило 15 минут (900 секунд). Образец был выполнен из ЛВД-сплава СА313, имеющего температуру солидуса, близкую к 540°С. Сплав помещали в горячую печь, установленную на 490°С. Образец достигал 390°С (примерно 150°С ниже солидуса) за 130 секунд, а затем его температура продолжала расти до конечной указанной температуры 490°С в течение следующих 290 секунд. Общее время, затраченное на достижение заданной температуры, составило 420 секунд, или 7 минут.
На фиг.2 также показан график, обозначенный стрелкой "С", который отображает цикл нагрева в случае термопар, прочно заделанных внутри ЛВД-образца большего размера в двух местах, - одна в части образца, находящейся непосредственно в принудительном воздушном потоке печи, а еще одна - в части образца, полностью закрытой от принудительного воздушного потока. Этот образец большего размера имел массу 550 г и максимальную толщину стенки 15,2 мм. Было экспериментально обнаружено, что образец имел некоторую размерную нестабильность, и отмечалось образование пузырей в периоды времени, равные или превышающие 30 минут полного погружения в печь при заданной температуре печи 475°С, однако этого не было замечено при полном погружении в печь на 20 минут. Сплав был сплавом СА605 с температурой солидуса, близкой к 555°С. Сплав достигал 395°С через 450 секунд (7,5 минут) погружения в горячую печь. Температура сплава продолжала расти до времени погружения в печь 1140 секунд (19 минут). Затем образец оставляли при 475°С на 60 секунд до закалки водой. В этом случае этап обработки на твердый раствор был фактически не изотермическим.
В образцах, прослеженных на фиг.2, каждый из сплавов СА313 и СА605 продемонстрировал сильную реакцию на дисперсионное твердение во время искусственного (Т6) старения после проиллюстрированных циклов обработки на твердый раствор и закалки от температуры обработки на твердый раствор и показанных интервалов времени.
Как видно на фиг.2, что неожиданно, время, проведенное образцами при изотермической обработке на твердый раствор, менее важно в настоящем изобретении, чем время, проведенное в пределах конкретного интервала температур, и окончательная температура, достигнутая перед закалкой, так как большая часть процесса обработки на твердый раствор проводилась не изотермически. В результате обработки согласно способу по настоящему изобретению ЛВД-образцы не содержали пузырей при последующем дисперсионном твердении известными методами термической обработки.
Отливки 3(a)-3(i), показанные на фиг.3, были произведены методом ЛВД с использованием обычной машины с холодной камерой сжатия без применения вакуума или использования реакционно-способного газа. Это значит, что в начале каждого цикла литья полость пресс-формы находилась под атмосферным давлением и содержала воздух, который мог частично вытесняться и частично захватываться расплавленным сплавом во время заполнения полости. Отливки были произведены из обычного сплава с Австралийским обозначением СА605, имеющего номинальную температуру солидуса примерно 555°С и содержащего (в мас.%) Al-9Si, 0,7Fe-0, 6Mg-0, 3Cu-0,1Mn-0,2Zn-(<0,2 других элементов в сумме), в условиях, которые вызвали образование внутренней пористости. Эти условия включают в себя низкую скорость впуска примерно 26 м/с на входе в литейную полость.
Отливки из сплава СА605 считаются непригодными для термической обработки дисперсионным твердением, когда они изготавливаются методом ЛВД, используемым для отливок на фиг.3. Это обусловлено образованием пузырей в результате расширения внутренних пор во время обработки на твердый раствор при высоких температурах (например, 525-540°С).
Отливки, показанные на фиг.3, имели форму прутков для испытания на растяжение общей длиной 100 мм. Они имели центральную измерительную секцию длиной 33 мм и диаметром 5,55 мм, которая соединялась через переходные секции с соответствующими головными секциями длиной 27 мм и диаметром 12,2 мм. Из отливок, показанных на фиг.3, отливка 3(а) находится в литом состоянии, а отливки 3(b)-3(i) показаны после соответствующей обработки на твердый раствор. Обработка на твердый раствор проводилась в соответствии с таблицей 1.
Таблица 1
Обработка на твердый раствор отливок по фиг.3
Отливка
Обработка на твердый раствор
Температура
Время
3(b)
545°С
16 ч
3(с)
545°С
0,25 ч
3(d)
535°С
0,25 ч
3(е)
525°С
0,25 ч
3(f)
515°С
0,25 ч
3(d)
505°С
0,25 ч
3(h)
495°С
0,25 ч
3(i)
485°С
0,25 ч
Отливка 3(а) имеет качество поверхности, характерное для отливок из алюминиевых сплавов, полученных методом ЛВД. Каждая из отливок 3(b)-3(i) в литом состоянии имела одинаково высокое качество поверхности и выбиралась произвольно из той же партии отливок, что на фиг.3(а). Отливка 3(b) после 16 часов обработки на твердый раствор при 545°С и примерно на 10°С ниже номинального солидуса имела значительное количество пузырей по всей поверхности. Это вызвано расширением захваченной внутренней газовой пористости, в данном случае, вероятно, близко к своему максимальному объему расширения при данной температуре обработки на твердый раствор. Кроме того, измерения размеров образца показали значительное увеличение длины и ширины, что характерно для процесса высокотемпературной ползучести, ведущего к размерной нестабильности. В отличие от отливки 3(b), отливка 3(с) после обработки на твердый раствор в течение всего лишь 15 минут при 545°С (включая нагрев до этой температуры) имела значительно меньшую степень образования пузырей, хотя эта степень все еще неприемлема, и все еще имела место некоторая высокотемпературная ползучесть. Дальнейшее улучшение видно на отливке 3(d), обработанной на твердый раствор при 535°С в течение 0,25 ч (включая нагрев до этой температуры), которая совершенно не содержит пузырей; отливки 3(e)-3(i) также не содержат пузырей и имеют качество поверхности, сопоставимое с качеством поверхности отливки 3(а). Отливки 3(b)-3(i) продемонстрировали, что по мере того, как температура и/или общее время обработки на твердый раствор уменьшается, соответственно уменьшается образование пузырей и тенденция к их образованию.
На фиг.4 показаны микроснимки 4(a)-4(i) внутренних сечений, приготовленных из отливок 3(a)-3(i) по фиг.3. На них видны различия уровней пористости при различных условиях обработки на твердый раствор. На фиг.4 дополнительно показан уровень образования пузырей, который может быть обусловлен термической обработкой, и как можно контролировать этот уровень с помощью настоящего изобретения. На фиг.4(а) показана пористость, присутствующая в сплаве 3(а) после литья, которая также типична для каждой отливки 3(b)-3(i) в литом состоянии до обработки на твердый раствор. На фиг.4(b)-4(f) видно расширение пор, возникшее вследствие термической обработки на твердый раствор. В случае фиг.4(b) расширение было чрезмерным и привело к возникновению обширных пузырей на поверхности и высокотемпературной ползучести, заметной в отливке 3(b), показанной на фиг.3. На фиг.4(с) также видно существенное расширение пор, однако оно привело к значительно меньшему уровню пузырей в отливке 3(с) по сравнению с отливкой 3(b). На фиг.4 (d)-4(f) показаны значительные, однако уменьшающиеся уровни расширения пор, которые были недостаточными, чтобы вызвать существенное образование пузырей, как видно на отливках 3(d)-3(f). На фиг.4(d)-4(f) видно едва заметное расширение пор или его полное отсутствие, соответствующее высокому качеству отливок без пузырей 3(g)-3(i).
На фиг.5 показаны соответствующие реакции сплава СА6-05 на дисперсионное твердение для каждой отливки 3(b)-3(i) по фиг.3 при старении при 180°С после обработки на твердый раствор. Точки, нанесенные на графике на фиг.5 для каждой отливки 3(b)-3(i), поясняются на надписи в правой части фиг.5 в нисходящем порядке, начиная от 3(b), показанной сплошными ромбиками и 16 ч при 545°С, до 3(i), показанной открытыми треугольниками и 0,25 ч при 485°С. Как видно на фиг.5, для отливок 3(b)-3(g) кинетика старения для достижения пиковой твердости не изменяется между верхней температурой обработки на твердый раствор в 545°С и нижним пределом в 505°С. Прерывистая линия на фиг.5 отражает общую линию тренда для данных, полученных на каждой из отливок 3(b)-3(g). Ниже 505°С скорости старения слегка уменьшились для отливок 3(h)-3(i). Однако значения твердости, полученные дисперсионным твердением сплава отливок 3(h) и 3(i), остались неожиданно высокими, особенно учитывая низкую температуру и короткий период соответствующих обработок на твердый раствор для отливок 3(h) и 3(i).
На фиг.6 показаны четыре отливки 6(a)-6(d), которые были изготовлены одинаковым путем с использованием одного и того же сплава СА605 и таких же размеров образцов, как у отливок на фиг.3. Отливка 6(а) находится в литом, или не подвергнутом термической обработке состоянии, в то время как отливки 6(b)-6(d) были обработаны на твердый раствор в течение 5, 15 и 20 минут соответственно при 515°С. На фиг.6 показаны поверхности отливок, из которых видно, что образование пузырей начинается не через 15 минут, а приблизительно через 20 минут, что показывает стрелка на отливке 6(d).
На фиг.7 показаны реакции сплава СА605 на дисперсионное твердение для каждой из отливок 6(b) и 6(с) при обработке на твердый раствор в течение 5 и 15 минут при 515°С. Можно заметить, что на фиг.7 отсутствуют различия в кинетике твердения или пиковой твердости между сплавами отливок 6(b) и 6(с).
В таблице II суммируются свойства на растяжение сплава СА605 в отливках, которые были изготовлены обычными методами ЛВД без применения вакуума или использования реакционно-способного газа и которые имели типичные уровни пористости, а затем были подвергнуты различным термическим обработкам. Для этих отливок использовалась низкая скорость впуска 26 м/с, высокая скорость впуска 82 м/с и очень высокая скорость впуска 123 м/с, причем эти скорости означают скорость металла на входе.
Таблица II
Свойства сплава СА605 в ЛВД-отливках
Образец
Метод литья
Закалка после литья (Да/Нет)
Обработка на твердый раствор
Старение
0,2%-ый условный предел текучести
Предел прочности на растяжение
Удлинение
А
Типа ЛВД
Нет
Нет данных
Нет данных
162 МПа
253 МПа
2%
В
ЛВД
Нет
515°С 15 мин, затем ЗХВ
Т6:180°С 2 ч
302 МПа
326 МПа
1%
С
ЛВД
Да
515°С 15 мин, затем ЗХВ
Т6:180°С 2 ч
296 МПа
311 МПа
1%
С
ЛВД
Да
525°С 15 мин, затем ЗХВ
Т6:180°С 2 ч
296 МПа
308 МПа
1%
Е
ЛВД с высокой скоростью
Да
Нет данных
Нет данных
178 МПа
310 МПа
3,5%
F
ЛВД с высокой скоростью
Да
525°С 15 мин, затем ЗХВ
Т6:180°С 2 ч
320 МПа
373 МПа
2,5%
G
ЛВД с высокой скоростью
Да
515°С 15 мин, затем ЗХВ
Т4:(2 недели при 25°С)
180 МПа
310 МПа
6%
H
ЛВД с высокой скоростью
Да
515°С 15 мин, затем ЗХВ
T6I4:(0,5 ч 180°С 4 недели 65°С)
313 МПа
387 МПа
3,4%
I
ЛВД с очень высокой скоростью
Нет
515°С 15 мин, затем ЗХВ
Т6: 180°С 2 ч
333 МПа
404 МПа
3%,
В таблице II использованы следующие сокращения.
(1) "ЛВД" для образцов A-D означает литье обычным методом, описанным выше в отношении отливок по каждой из фиг.3 и 4, с использованием низкой скорости впуска 26 м/с на входе.
(2) "ЛВД с высокой скоростью" для образцов Е-Н и "ЛВД с очень высокой скоростью" для образца I означает скорости впуска (на входе) 82 м/с и 123 м/с соответственно.
(3) "ЗХД" означает закалку в холодной воде.
(4) "T6I4" как обозначение старения для образца Н означает, что старение проводилось в соответствии с описанием в Международной заявке WO 02070770 (Lumley et al.)), согласно которому искусственное старение сплава при исходной температуре прекращается путем закалки после относительно короткого периода времени, после чего сплав выдерживают при температуре в течение времени, достаточного для обеспечения возможности протекания вторичного старения.
Как показано в таблице II, свойства на растяжение, достигаемые при использовании настоящего изобретения, свидетельствует об очень выгодном эффекте дисперсионного твердения. Уровни свойств не отражают никакого существенного компромисса в сравнении с обычными обработками старением, но их можно получить на отливках, изготовленных обычным методом ЛВД, без проявления термически обработанными отливками образования пузырей. Из таблицы II также видно, что закалка после процесса литья, перед обработкой на твердый раствор, закалкой и старением согласно настоящему изобретению не приносит никакой пользы для настоящего изобретения.
На фиг.8 показаны отливки 8(a)-8(j), которые были получены таким же путем и такой же формы и размеров, как и отливки, показанные на фиг.3. Однако отливки, показанные на фиг.8, были изготовлены из обычного сплава с Австралийским обозначением СА313, имеющего нормальную температуру солидуса 538°С, и содержали (в мас.%) Al-8,8,Si-3Cu-0,86Fe-0,59Zn-0,22Mg-0,2Mn-(<0,15 Pb, Ni, Ti, Sn, Cr в сумме).
Отливки из этого сплава СА313 не считаются пригодными для термической обработки при их изготовлении обычным методом ЛВД, использованным для отливок 8(a)-8(j), также из-за возможности возникновения пузырей на поверхности и потери размерной стабильности.
Отливки, показанные на фиг.8, различаются тем, что отливка 8(а) находилась в литом состоянии, а отливки 8(b)-8(j) были обработаны на твердый раствор в течение 15 минут общего времени погружения при различных условиях, показанных в таблице III.
Таблица III
Обработка на твердый раствор отливок, показанных на фиг.8
Отливка
Температура обработки на твердый раствор
8(b)
530°С
8(с)
520°С
8(d)
510°С
8(е)
500°С
8(f)
490°С
8(g)
480°С
8(h)
470°С
8(i)
460°С
8(j)
440°С
Отливка 8(b) демонстрирует размерную нестабильность из-за того, что температура обработки на твердый раствор слишком близка к солидусу, хотя такой нестабильности практически нет, если она вообще есть, в отливке 8(с) при следующей, более низкой температуре обработки на твердый раствор или в других отливках. Однако каждая из отливок 8(b) и 8(с) имеет неприемлемые пузыри. Отливки 8(d) и 8(е) демонстрируют один большой пузырь и несколько меньших, что свидетельствует о неприемлемом уровне брака, а отливки 8(f)-8(j) имеют хорошее качество поверхности после обработки на твердый раствор и не имеют следов пузырей.
Сравнение отливок 8(b)-8(j) с одной стороны и отливок 3(с)-3(i) по фиг.3 с другой стороны показывает различие между реакциями соответствующих сплавов СА313 и СА605. А именно, для сплава СА313 необходимо использовать более низкую температуру для данного времени обработки на твердый раствор или более короткое время обработки при данной температуре по сравнению с соотношениями времени и температуры обработки на твердый раствор для сплава СА605. Это различие свидетельствует о необходимости регулирования температуры обработки на твердый раствор, чтобы она была в интервале на 20°С-150°С ниже температуры солидуса, а также необходимости использования интервалов времени менее 30 минут в этом интервале температур при термической обработке алюминиевых сплавов, полученных методом ЛВД.
На фиг.9 показаны оптические микроструктуры соответственно на микроснимках 9(a)-9(j) сплава отливок 8(а)-8(i) по фиг.8. Изображение на фиг.9 аналогично фиг.4, но в отношении отливок из сплава СА313. На фиг.9(а) показана пористость, присутствующая в сплаве отливки 8(а) в литом состоянии. На фиг.9(b) и 9(с) видны пузыри, возникшие из-за расширения пор во время обработок на твердый раствор отливок 8(b) и 8(с) соответственно. На фиг.9(d)-9(е) видно практически полное отсутствие расширения пор, и поэтому ограниченное образование пузырей при обработке на твердый раствор отливок 8(d) и 8(е), а фиг.9(f)-9(j) демонстрируют по существу полное отсутствие расширения пор и пузырей при обработке на твердый раствор отливок 8(f)-8(j) соответственно.
На фиг.10 показано поведение при дисперсионном твердении сплава СА313 в каждой из отливок 8(b)-8(j) по фиг.8 после старения при 150°С, проведенного после обработки на твердый раствор в соответствующих условиях, описанных со ссылками на фиг.8. В отличие от кинетики старения, показанной на фиг.5 для сплава СА605, фиг.10 показывает, что для сплава СА313 скорость старения и пиковая твердость продолжает расти по мере снижения температуры обработки на твердый раствор до уровня в с примерно 490°С до 480°С, но затем снова уменьшается по мере того, как температура обработки на твердый раствор падает ниже этого уровня. Каждая кривая связана с соответствующей отливкой температурами обработки на твердый раствор, показанными в надписи в правой части фиг.10. Было неожиданно обнаружено, что даже сплав, обработанный на твердый раствор при температуре всего лишь 440°С, проявляет полезную реакцию на дисперсионное твердение.
На фиг.11 показаны те же самые данные дисперсионного твердения, как и на фиг.10 при старении вплоть до 24 часов. Графики демонстрируют увеличение твердости в зависимости от времени при 150°С для каждой из различных температур обработки на твердый раствор для отливок 8(b)-8(j). Символы на фиг.11 соответствуют символам на фиг.10.
На фиг.12 показано влияние времени обработки на твердый раствор при 490°С для группы из восьми отливок 12(а)-12(h) из сплава СА313. Все отливки этой группы были получены одинаковым методом ЛВД и имели такую же форму и размеры, как и отливки на фиг.3. Отливка 12(а) находится в литом состоянии, а время выдержки при 490°С для других отливок показано в таблице IV. На фиг.12 показано развитие пузырей в зависимости от времени выдержки при 490°С.
Таблица IV
Обработка на твердый раствор отливок по фиг.12
Отливка
Время обработки на твердый раствор
12(b)
10 мин
12(с)
15 мин
12(d)
20 мин
12(e)
30 мин
12(f)
40 мин
12(g)
60 мин
12(h)
120 мин
Стрелки, показанные для отливок 12(d)-12(h), указывают на пузыри, которые образовались на поверхностях этих отливок. При увеличении времени обработки на твердый раствор, начиная от примерно 20 минут, распространенность пузырей возрастает от всего нескольких пузырей на отливке 12(d) до большего количества при более продолжительном времени 120 минут.
На фиг.13 показан разброс свойств на растяжение для сплава СА313 в только что полученном и термически обработанном состоянии, где использовалась либо низкая (26 м/с), либо высокая скорость (82 м/с) впуска на входе. При этом обозначение "ЛВД" имеет то же самое значение, которое указано выше в таблице II, а "высокая скорость" имеет такое же значение, как "ЛВД с высокой скоростью" в таблице II.
В таблице V показаны свойства на растяжение полученного методом ЛВД сплава СА313, который был обработан до состояния Т6, Т4, T614 или T617. Каждый сплав был обработан на твердый раствор при максимальной температуре 490°С в течение 15 минут (включая время нагрева до этой температуры), закален холодной водой и затем подвергнут старению. Искусственное старение для состояния Т6 проводилось при 150°С. Для состояния Т4 сплав подвергали описанной выше обработке на твердый раствор, а затем оставляли при температуре ~22°С в течение периода времени 14 дней.
Таблица V
Свойства термически обработанного сплава СА313
Условие
Состояние
0,2%-ый условный предел текучести
Предел прочности на растяжение
Удлинение, %
Обычное ЛВД 26 м/с
В литом состоянии
167 МПа
281 МПа
2%
Т4
238 МПа
314 МПа
2%
Т6
363 МПа
366 МПа
1%
T6I4
287 МПа
339 МПа
1%
T6I7 №1
229 МПа
300 МПа
2%
T6I7 №2
267 МПа
324 МПа
1%
ЛВД с высокой скоростью (82 м/с)
В литом состоянии
164 МПа
326 МПа
3%
Т4
250 МПа
382 МПа
4%
Т6
394 МПа
428 МПа
1%
T6I4
297 МПа
409 МПа
3%
T6I7 №1
236 МПа
367 МПа
4%
T6I7 №2
273 МПа
362 МПа
2%
ЛВД с очень высокой скоростью (123 м/с)
В литом состоянии
172 МПа
341 МПа
4%
Т6
396 МПа
425 МПа
1%
Для состояний Т617 представлены образцы, которые были недостарены на 2 или 4 часа, а затем медленно охлаждены в масле со скоростью приблизительно 4°С/мин для подавления последующего вторичного выделения. Состояния T614 были предназначены для сохранения удлинения, а не для получения эквивалентных Т6 свойств на растяжение, как в примере, показанном в таблице I.
Отливки были искусственно состарены в течение 2 часов при 150°С, закалены, а затем оставлены на 4 недели при 65°С. Образцы сплава были взяты из отливок той же формы и размеров, что и отливки, показанные на фиг.3.
В таблице VI показаны свойства на растяжение обычного полученного методом ЛВД сплава СА313, зарегистрированные для других отливок, имеющих форму и размеры, как у отливок на фиг.3, которые были обработаны на твердый раствор в течение 15 минут или 120 минут перед закалкой или дисперсионным твердением. В таблице VI показан выигрыш в механических свойствах, полученный от использования короткого времени обработки на твердый раствор, по сравнению с обычным временем обработки на твердый раствор. Образцы, которые подвергались обработке на твердый раствор в течение более продолжительного времени 120 минут перед дисперсионным твердением, были выбраны из большей партии образцов, как не имеющие существенных пузырей на измерительной длине, хотя, как видно на фиг.12, в этом состоянии все же имеются заметные поверхностные пузыри. Из таблицы VI видно, что, кроме наличия поверхностных пузырей, механические свойства при времени обработки 120 минут также снижены по сравнению с образцами, обработанными согласно настоящему изобретению.
Таблица VI
Различия свойств на растяжение при различном времени обработки на твердый раствор при 490°С
Состояние
Время обработки на твердый раствор
0,2%-ый условный предел текучести
Предел прочности на растяжение
Удлинение %
Т6, обработка на твердый раствор при 490°С
15 минут
394 МПа
428 МПа
1,3%
T6, обработка на твердый раствор при 490°С
120 минут
362 МПа
389 МПа
1%
В таблице VII показаны данные по свойствам на растяжение сплава СА313, который был получен методом ЛВД без применения вакуума или использования реакционноспособного газа и имел типичные уровни пористости, для получения цилиндрических, а также маленьких плоских образцов с целью изучения возможного влияния размеров образцов в результате обработки дисперсионным твердением. Цилиндрические опытные образцы, включенные для сравнения, имеют такой же размер, как образцы, показанные на фиг.3.
Таблица VII
Влияние размера образца и температуры обработки на твердый раствор
Состояние
Температура обработки на твердый раствор
Состояние поверхности
0,2%-ый условный предел текучести
Предел прочности на растяжение
Удлинение
Цилиндрические исп.прутки, медленное ЛВД - литое состояние ◇
Нет данных
Отличное
167 МПа
281 МПа
2%
Цилиндрические исп.прутки, быстрое ЛВД - литое состояние ◇
Нет данных
Отличное
164 МПа
326 МПа
3%
Цилиндрические исп.прутки, медленное ЛВД - Т6 ◇
490°С
Хорошее
363 МПа
366 МПа
1%
Цилиндрические исп. прутки, быстрое ЛВД - Т6 ◇
490°С
Отличное
394 МПа
428 МПа
1%
Плоские исп. прутки, медленноеЛВД, литое состояние
Нет данных
Отличное
182 МПа
277 МПа
2%
Плоские исп. прутки, медленноеЛВД, Т6
490°С
Несколько пузырей
368 МПа
385 МПа
1%
480°С
Хорошее
371 МПа
401 МПа
1%
470°С
Отличное
347 МПа
362 МПа
1%
460°С
Отличное
335 МПа
359 МПа
1%
440°С
Отличное
283 МПа
338 МПа
1,5%
Плоские исп. прутки, быстрое ЛВД, литое состояние
Нет данных
Отличное
187 МПа
320 МПа
2,5%
Плоские исп. прутки, быстрое ЛВД, Т6
490°С
Отличное
392 МПа
432 МПа
1,5%
480°С
Отличное
394 МПа
442 МПа
2%
470°С
Отличное
372 МПа
418 МПа
1,5%
460°С
Отличное
341 МПа
405 МПа
2%
440°С
Отличное
285 МПа
362 МПа
2%
Эти конкретные плоские отливки имели следующие размеры: длина 70 мм, толщина 3 мм, ширина головной части 14 мм, длина головной части 13 мм, длина параллельной измерительной части 30 мм и ширина измерительной части ~5,65 мм. Отливки были приготовлены обычным методом ЛВД с медленной скоростью 26 м/с и быстрой скоростью 82 м/с впуска на входе. Термины "медленная" и "быстрая" в таблице VII имеют то же самое значение, что "низкая скорость" и "высокая скорость" в таблице II. Исследовались температуры обработки на твердый раствор от 490°С и вплоть до 440°С для отливок, полученных как при медленном, так и при быстром литье под высоким давлением. Для каждого состояния было испытано пять или более образцов, и суммарное время погружения для обработки на твердый раствор составляло 15 минут. Также учитывалось качество поверхности, поскольку было обнаружено, что оно слегка отличалось от исследованных на растяжение цилиндрических прутков. Однако результаты растяжения показали хорошую корреляцию между образцами различных размеров. Результаты в таблице VII суммированы на фиг.14. На фиг.14 сплошные ромбики показывают 0,2%-ый условный предел текучести для ЛВД с низкой скоростью, открытые ромбики показывают предел прочности на растяжение для ЛВД с низкой скоростью, сплошные треугольники показывают 0,2%-ый условный предел текучести для ЛВД с высокой скоростью, открытые треугольники показывают предел прочности на растяжение для ЛВД с высокой скоростью. Фиг.14 предполагает, что оптимальная температура обработки на твердый раствор для измененных размеров сплава СА313 составляет 480°С, так как она дает несколько более высокий предел прочности на растяжение и удлинение, чем у сплава, обработанного на твердый раствор при 490°С.
На фиг.15 сравнивается способ по настоящему изобретению для ЛВД-отливки "А" с сечением отливки "В", полученной при свободной заливке формы, из одного и того же состава сплава СА313. Этот сплав имел следующий состав: Al-9Si-3,1Cu-0,86Fe-0,53Zn-0,16Mn-0,11Ni-0,1Mg-(<0/1 Pb, Ti, Sn, Cr).
Было неожиданно обнаружено, что при литье методом ЛВД сплав СА313 твердеет быстрее и до более высоких уровней, чем тот же сплав при свободной заливке формы. Обе отливки погружались в печь, предварительно нагретую до 490°С, на общее время 15 минут. На фиг.15 показано, что хотя способ по изобретению пригоден для термической обработки сплава, полученного другим методом литья, реакция на старение существенно лучше у ЛВД-отливки при одинаковом времени погружения в печь.
На фиг.16 представлены кривые старения при трех различных режимах для сплава СА313, использованного на фиг.15. "А" относится к отпуску Т5, который является обычной известной процедурой, применяемой для того, чтобы исключить образование пузырей в ЛВД-сплавах и увеличить прочность. При отпуске Т5 сплав в литом состоянии подвергают термической обработке сразу же после литья. При старении в этих условиях сплав достигает пиковой твердости в примерно 115 единиц по Виккерсу за 80-100 ч старения при 150°С.
"В" на фиг.16 представляет собой пример отпуска Т6, при котором используется способ по изобретению. Сплаву давали для обработки на твердый раствор всего 15 минут времени на погружение, включая нагрев до температуры обработки на твердый раствор в 490°С, перед закалкой холодной водой и искусственным старением при 150°С. Пиковая твердость в примерно 153 единицы по Виккерсу была достигнута за примерно 16-24 ч.
"С" на фиг.16 относится к отпуску Т4 согласно способу по настоящему изобретению. Сплав подвергали обработке на твердый раствор идентично образцу "В" перед закалкой холодной водой и естественным старением при 22°С. Сплав достигал почти пиковой твердости в примерно 120-124 единицы по Виккерсу через примерно 100 ч старения при 22°С, после чего твердость мало изменялась в течение более продолжительных периодов.
В альтернативном варианте, или в комбинации, процессов "В" и "С", показанных на фиг.16, образец из сплава, подвергнутый полному отпуску Т4, затем подвергли искусственному старению при 150°С в течение 24 ч. Окончательная твердость после этой процедуры составила 148 единиц по Виккерсу. В этом случае сплав был обработан на твердый раствор, подвергнут естественному старению при 22°С в течение 860 ч, а затем искусственному старению при 150°С. Это значит, что при необходимости сплав после отпуска Т4 может быть дополнительно упрочнен посредством последующего искусственного старения.
На фиг.17 показана реакция на дисперсионное твердение сплава СА313, обработанного на твердый раствор при суммарном времени погружения 15 минут в печь, установленную на 490°С, и последующем дисперсионном твердении при 150°С, 165°С и 177°С. Хотя реакция на термическую обработку различная в каждом случае, все сплавы показали характерную высокую способность к дисперсионному твердению.
На фиг.18 показана реакция на дисперсионное твердение сплава с составом Al-9,2Si-1,66Cu-0,83Fe-0,72Zn-0,14Mn-0,11Mg-(<0,1 Ni, Cr, Ca), имеющего температуру солидуса ~574°С, обработанного на твердый раствор при общем времени погружения 15 минут при 500°С, закаленного холодной водой и состаренного при 177°С. Для сплава такого состава, имеющего меньшее содержание меди, чем сплав СА313, использованный на фиг.15 и 16, процесс дисперсионного твердения все еще эффективен в рамках выбранного технологического интервала.
На фиг.19 показано представление результатов испытаний на усталость ЛВД-сплава СА313, имеющего такой же состав, как на фиг.15, который испытывался либо в литом состоянии, либо состоянии Т4 согласно способу по настоящему изобретению, либо состоянии Т6 согласно способу по настоящему изобретению. Образцы имели такие же размеры, как плоские испытательные бруски, описанные в пояснении к таблице VII, и были обработаны на твердый раствор при общем времени погружения 15 минут при 480°С до закалки и старения. Испытания на усталость проводились в испытательной установке с трехточечным изгибом при циклической нагрузке от 31 до 310 Н. Данные, показанные на фиг.19, представляют средние значения для по меньшей мере 5 отдельных испытаний. Усталостная долговечность при этом уровне нагрузки была выше, чем усталостная долговечность в литом состоянии для отпусков Т4 и Т6.
На фиг.20 показан график условного предела текучести в зависимости от предела прочности на растяжение для алюминиевых сплавов, соответствующих сплавам, находящихся в рамках спецификаций для составов сплава СА605 и сплава СА313 в литом состоянии, а также отливок с таким же составом из одних и тех партий отливок, термически обработанных до различных отпусков согласно настоящему изобретению. Каждая точка данных представляет среднее значение для испытания на растяжение 5-10 образцов. Свойства в литом состоянии обозначены как "А". Точки данных для термически обработанного состояния даны для различных отпусков, которые все согласуются с настоящим изобретением и обозначены как "В".
На фиг.21 показан график условного предела текучести в зависимости от % удлинения при разрыве для интервала отпусков согласно настоящему изобретению по сравнению со сплавом "А" в литом состоянии. Типично, что условный предел текучести возрастает, и в некоторых случаях также увеличилось удлинение.
Способ по настоящему изобретению не ограничен указанными интервалами состава алюминиевых сплавов для ЛВД. Интервалы состава для спецификаций сплавов для ЛВД варьируются в разных странах, однако большинство сплавов имеют эквивалентные или перекрывающиеся составы. Влияние химии сплава на свойства на растяжение изучалось на 9 различных сплавах, некоторые из которых подпадают под указанные спецификации сплава, а некоторые являются экспериментальными составами. Результаты, показанные в таблицах VIII-XVI, представлены для литого состояния, состояния после обработки на твердый раствор (согласно настоящему изобретению и испытанные сразу же после нее), отпуска Т4 (2 недели естественного старения при 25°С) и отпуска Т6 (24 часа старения при 150°С). Для всех таблиц VIII-XVI скорость впуска на входе поддерживалась постоянной на уровне 82 м/с.
Кроме того, в таблице VIII показано влияние состояния Т8, при котором сплав после обработки на твердый раствор был подвернут холодной деформационной обработке на 2% путем растяжения перед искусственным старением в течение такого же времени, как и сплав в Т6. Для таблицы VIII все закалки после обработки на твердый раствор проводились в холодной воде, за исключением того случая, когда сплав был подвергнут старению до состояния Т6 после закалки от обработки на твердый раствор в горячей воде при 65°С. Состояние Т8, показанное в таблице VIII, отражает возможность того, что может потребоваться формовочная операция, например правка, во время изготовления сплава. Пример, представленный для закалки в горячей воде и выдержки при 65°С, отражает общепринятую практику термической обработки литейных сплавов на основе Al-Si.
В каждом случае заметны изменения свойств на растяжение сплавов. Характерно и довольно неожиданно то, что сплав после обработки на твердый раствор в каждом состоянии продемонстрировал практически в два или более раза большее удлинение, чем сплав в литом состоянии. При отпуске Т4 удлинение обычно больше, чем в литом состоянии, а также улучшаются 0,2%-ый условный предел текучести и предел прочности сплавов на растяжение. При отпуске Т6 удлинение обычно лишь немного меньше, чем в литом состоянии, но существенно улучшаются 0,2%-ый условный предел текучести и предел прочности на растяжение.
Таблица VIII
Основной сплав 1: Al-9Si-3,1Cu-0,86Fe-0,53Zn-0,16Mn-0,11Ni-0,1Mg-(<0,1 Pb, Ti, Sn, Cr)
Состояние
0,2%-ый условный предел текучести
Предел прочности на растяжение
% удлинения при разрыве
После литья
172 МПа
354 МПа
4%
После обработки на твердый раствор при 490°С 15 мин и закалки в холодной воде
127 МПа
334 МПа
8%
Т4 старение 25°С
217 МПа
387 МПа
6%
Т6: старение 150°С
356 МПа
431 МПа
3%
Т8 (2% напряжение) старение 150°С
366 МПа
407 МПа
3%
Т6 (закалка в холодной воде) старение 150°С
351 МПа
438 МПа
3%
Т6 старение 177°С
320 МПа
404 МПа
3%
Т6 старение 165°С
337 МПа
417 МПа
3%
Т7 старение 177°С
309 МПа
401 МПа
3,5%
Таблица IX
D.Сплав 2: Al-9,1Si-3,2Cu-0,86Fe-0,6Zn-0,14Mn-0,11Ni-0,29Mg-(<0,1 Pb, Ti, Sn, Cr)
Состояние
0,2%-ый условный предел текучести
Предел прочности на растяжение
% удлинения при разрыве
После литья
189 МПа
358 МПа
3%
После обработки на твердый раствор при 490°С 15 мин и закалки в холодной воде
126 МПа
341 МПа
8%
Т4
246 МПа
411 МПа
5%
Т6
374 МПа
458 МПа
2%
Таблица X
А Сплав 3: Al-8,3Si-4,9Cu-0,98Fe-0,5Zn-0,21Mn-0,1Ni-0,09Mg-(<0,1 Pb, Ti, Sn, Cr)
Состояние
0,2%-ый условный предел текучести
Предел прочности на растяжение
% удлинения при разрыве
После литья
193 МПа
363 МПа
3%
После обработки на твердый раствор при 490°С 15 мин и закалки в холодной воде
142 МПа
349 МПа
7%
Т4
244 МПа
412 МПа
6%
Т6
381 МПа
446 МПа
2%
Таблица XI
В Сплав 4: Al-8,7Si-4,9Cu-1Fe-0,53Zn-0,2Mn-0,12Ni-0,29Mg-(<0,1 Pb, Ti, Sn, Cr)
Состояние
0,2%-ый условный предел текучести
Предел прочности на растяжение
% удлинения при разрыве
После литья
205 МПа
369 МПа
3%
После обработки на твердый раствор при 490°С 15 мин и закалки в холодной воде
147 МПа
333 МПа
6%
Т4
275 МПа
418 МПа
4%
Т6
440 МПа
490 МПа
2%
Таблица XII
С Сплав 5: Al-9,2Si-3,11Cu-0,9Fe-2,9Zn-0,16Mn-0,11Ni-0,09Mg-(<0,1 Pb, Ti, Sn, Cr)
Состояние
0,2%-ый условный предел текучести
Предел прочности на растяжение
% удлинения при разрыве
После литья
165 МПа
347 МПа
4%
После обработки на твердый раствор при 490°С 15 мин и закалки в холодной воде
123 МПа
339 МПа
8%
Т4
224 МПа
405 МПа
7%
Т6
370 МПа
442 МПа
3%
Таблица XIII
Е Сплав 6: Al-9, Si-4,2Cu-1,3Fe-1,2Zn-0,2Mn-0,12Ni-0,22Mg-(<0,1 Pb, Ti, Sn, Cr)
Состояние
0,2%-ый условный предел текучести
Предел прочности на растяжение
% удлинения при разрыве
После литья
198 МПа
351 МПа
2,5%
После обработки на твердый раствор при 490°С 15 мин и закалки в холодной воде
136 МПа
340 МПа
6%
Т4
267 МПа
405 МПа
3%
Т6
437 МПа
484 МПа
2%
Таблица XIV
Н Сплав 7: Al-8,6Si-3,6Cu-0,93Fe-0,53Zn-0,18Mn-0,11Ni-0,1Mg-(<0,1 Pb, Ti, Sn, Cr)
Состояние
0,2%-ый условный предел текучести
Предел прочности на растяжение
% удлинения при разрыве
После литья
176 МПа
358 МПа
4%
После обработки на твердый раствор при 490°С 15 мин и закалки в холодной воде
137 МПа
343 МПа
7%
Т4
234 МПа
397 МПа
5%
Т6
379 МПа
457 МПа
3%
Таблица XV
I Сплав 8: Al-8,6Si-3,6Cu-1Fe-0,53Zn-0,2Mn-0,11Ni-0,3Mg-(<0,1 Pb, Ti, Sn, Cr)
Состояние
0,2%-ый условный предел текучести
Предел прочности на растяжение
% удлинения при разрыве
После литья
200 МПа
362 МПа
3%
После обработки на твердый раствор при 490°С 15 мин и закалки в холодной воде
146 МПа
,349 МПа
7%
Т4
256 МПа
411 МПа
4%
Т6
419 МПа
481 МПа
2%
Таблица XVI
J Сплав 9: Al-9,2Si-4Cu-1Fe-0,56Zn-0,19Mn-0,12Ni-0,7Mg-(<0,1 Pb, Ti, Sn, Cr)
Состояние
0,2%-ый условный предел текучести
Предел прочности на растяжение
% удлинения при разрыве
После литья
237 МПа
377 МПа
2%
После обработки на твердый раствор при 490°С 15 мин и закалки в
148 МПа
394 МПа
6,5%
холодной воде
Т4
261 МПа
413 МПа
4%
Т6
413 МПа
474 МПа
2%
В таблице XVII представлена реализация изобретения на практике, поскольку оно было применено к статистическому количеству отливок, полученных промышленно методом литья под давлением. Отливки имели следующие характеристики.
Отливка А: Сплав СА313: сложная деталь, тонкие стенки, постоянная толщина и масса примерно 54 г.
Отливка В: Сплав СА313: простая деталь, максимальная толщина примерно 8 мм, а масса примерно 49 г.
Отливка С: Сплав СА313: сложная деталь, тонкая и толстая секции в одной и той же отливке, максимальная толщина примерно 7 мм, минимальная толщина примерно 2 мм, а масса примерно 430 г.
Отливка D: Сплав СА605: простая деталь, толстые стенки, секции одинаковой толщины, максимальная толщина примерно 15 мм, а масса примерно 550 г.
Отливка Е: Сплав СА605: как и D, но другая деталь, и масса примерно 515 г.
Отливка F: Сплав СА605: деталь высокой сложности, секции разной толщины в одной и той же отливке, минимальная толщина стенки 1,4 мм, максимальная толщина стенки примерно 15 мм.
Следует отметить, что сплав СА313 имеет следующую номинальную спецификацию: Al-(7,5-9,5)Si-(3-4)Cu-<3Zn-<1,3Fe-<0,5Mn-<0,5Ni-<0,35Pb-<0,3Mg-<0,25Sn-<0,2Ti-<0,1Cr<0,2 других элементов; а сплав СА605 имеет следующую номинальную спецификацию: Al-(9-10)Si-(0,7-1,1)Fe-<0,6Cu-(0,45-0,6)Mg-<0,5Ni-<0,5Zn-<0,15Sn-<0,25 других элементов.
Так как каждая из отливок A-F была получена в разное время, их составы могли колебаться в этих заданных пределах.
Все отливки A-F были получены в промышленных условиях. Все отливки подвергались рентгеновскому анализу перед термической обработкой. Согласно рентгеновскому анализу 75 отливок А были относительно свободны от больших пор, хотя после тщательного изучения при больших увеличениях можно было все-таки заметить мелкие поры. Однако все 500 отливок B-F продемонстрировали значительное количество мелких и крупных пор размерами вплоть до 10 мм. Пример такой пористости показан на фиг.22 для отливки, взятой из набора отливок Е, подвергнутых рентгеновскому анализу перед термической обработкой. На фиг.22 показано сечение с отлитым отверстием под болт, показанным для сравнения в виде круглого элемента изображения диаметром 8 мм. Темные контрастные элементы изображения на этом радиоснимке представляют собой поры, возникшие в процессе литья под давлением.
Отливки D и Е были получены в состоянии, когда их поверхность была подвергнута дробеструйной обработке для удаления тонкого слоя материала и создания шероховатой поверхности.
Для каждой детали был определен режим термической обработки в рамках обычного технологического интервала согласно настоящему изобретению, и все детали были подвергнуты термической обработке до состояния Т6 на воздухе, а затем охлаждены на воздухе.
Каждой детали была дана визуальная оценка на основании контроля качества. Оценки были основаны на следующих критериях: оценка "отлично" присваивалась деталям, которые имели такое же качество поверхности, как в литом состоянии, или лучше, не имели пузырей и размерной нестабильности.
Оценка "приемлемо" присваивалась деталям, имевшим один маленький пузырь на поверхности размером порядка 1 мм или менее, обнаружить который обычно можно только при тщательном осмотре.
Оценка "брак" присваивалась деталям, имевшим один большой пузырь, много маленьких пузырей или скопление пузырей.
Таблица XVII
Статистический анализ и оценки термически обработанных деталей
Отливка
Количество
Отлично
Приемлемо
Брак
Процент брака
А
75
72
2
1
1%
В
100
94
5
1
1%
С
100
86
12
2
2%
D
100
93
7
0
0%
Е
100
82
17
1
1%
F
100
82
15
3
3%
Итого:
575
509
58
8
1,4%
Таким образом, примерно 89% всех термически обработанных деталей продемонстрировали отличное качество поверхности без пузырей или размерной нестабильности, 10% имели один небольшой пузырь, который можно было обнаружить только при тщательном осмотре, и 1,4% имели большой пузырь или скопление пузырей, из-за чего они были отбракованы.
Предложенное изобретение обеспечивает следующие основные преимущества по сравнению с обычными известными способами. Известно, что обычные сплавы для ЛВД нельзя подвергать термической обработке из-за образования пузырей. Изобретение позволяет без применения высокого вакуума или реакционно-способного газа подвергать отливки из дисперсионно-твердеющего алюминиевого сплава, полученные обычным методом ЛВД, термической обработке на твердый раствор без образования пузырей при условии, что время выдержки при температуре будет в пределах соответствующих технологических параметров, описанных выше. Эти отливки можно визуально признать годными для применения в производстве автомобилей и товаров народного потребления. Сплав отливок можно подвергать дисперсионному твердению или упрочнению для получения значительно более высоких свойств, чем у материала в литом состоянии. Во многих случаях отпуск Т4 дает улучшения в ковкости. Эти выигрыши в механических свойствах также суммированы на фиг.20-21, где представлены данные по 0,2%-му условному пределу текучести, пределу прочности на растяжение и удлинению для отливок, полученных методом ЛВД и подвергнутых термической обработке согласно настоящему изобретению, по сравнению со свойствами полученных методом ЛВД отливок в литом состоянии. Данные на фиг.20 и 21 показывают различия свойств на растяжение в литом состоянии и после применения вариантов отпуска согласно настоящему изобретению. Для отпуска с термической обработкой процесс обработки на твердый раствор пористых отливок, полученных методом ЛВД и не содержащих пузырей, и последующей термической обработки проводится с применением описанных процедур термической обработки.
Изобретение можно также применить к тем дисперсионно-твердеющим алюминиевым сплавам, которые ранее не обозначались и не признавались литейными сплавами, в качестве средства придания улучшенных механических, и/или химических, и/или физических и/или технологических свойств.
Изобретение также касается сплавов, содержащих добавки следовых элементов, добавление которых изменяют технологические маршруты или процессы выделения, в качестве средства придания улучшенных механических, и/или химических, и/или физических свойств.
Каждая из фиг.23-32 относится к отливкам из сплава СА313, полученным методом ЛВД. Эти отливки были произведены на машине компании Toshiba с горизонтальной холодной камерой сжатия с замыкающим усилием 250 тонн, внутренним диаметром короткой втулки 50 мм и длиной 400 мм и с использованием скорости на входе 26 м/с. Отливки имели форму цилиндрических образцов для испытаний на растяжение, и они были получены без применения вакуума или реакционно-способного газа и имели обычные уровни пористости.
На фиг.23-25 показаны соответствующие оптические микроснимки, все с одинаковым увеличением, показанным на фиг.23 масштабной линейкой 10 мкм. На фиг.23 и 24 изображены типичные микроснимки отливок в литом состоянии, снятые соответственно в краевой и в центральной областях. На фиг.23 и 24 показано обычное изменение фаз α-алюминия и эвтектики между этими областями. На фиг.25 и 26 показаны микроснимки таких же отливок, как и на фиг.23 и 24, после того, как они были подвергнуты обработке на твердый раствор при 490°С в течение периода времени в 15 минут (включая время нагревания до 490°С). На снимках фиг.25 и 26, полученных соответственно в краевой и в центральной областях, показан неожиданный уровень сфероидизации эвтектического кремния, достигнутый за такое короткое время обработки на твердый раствор.
2
На фиг.27 и 28 показан соответствующий график изменения средней площади частиц кремния (сплошные ромбы) и изменения количества частиц кремния (звездочки) за время обработки на твердый раствор при 490°С для отливок в форме круглых образцов для испытания на растяжение из сплава СА313, показанных на фиг.8. Данные для фиг.27 были получены в краевых областях отливок, а данные для фиг.28 - в центральных областях. Графики на фиг.27 и 28 отличаются вследствие различия в микроструктуре между этими областями, показанными на фиг.23-26. Каждая точка данных на графиках была получена на постоянной площади из множества полей зрения, а именно на стандартной площади 122063 мкм. Как и на фиг.25 и 26, графики на фиг.27 и 28 также изображают существенное изменение площади и количества частиц кремния, достигнутое за короткое время обработки на раствор согласно изобретению, в отличие от более продолжительного времени обработки на раствор. Для графиков на фиг.27 и 28 опытные образцы в различном состоянии были перед полировкой разрезаны алмазной пилой точно в одном и том же месте на одинаковые образцы.
Судя по данным на фиг.23-28, частицы кремния сначала, по-видимому, фрагментируются во время обработки на твердый раствор, давая меньшую среднюю площадь частиц при большем их количестве. Затем частицы растут, и этот рост замедляется через примерно 20 минут обработки на твердый раствор (включая нагрев до этой температуры) при выбранной температуре обработки на твердый раствор 490°С. В отливках из СА313 при проведении термической обработки в соответствии с настоящим изобретением образование пузырей становится заметным через 20 минут обработки на твердый раствор (включая нагрев до температуры) и становится все более неприемлемым при более продолжительном времени обработки на твердый раствор.
Результаты, проиллюстрированные на фиг.25 и 26 и поясненные на фиг.27 и 28, являются очень неожиданными, так как невозможно было ожидать, что сфероидизация Si будет происходить столь быстро. При этом не предполагается, что отсутствие пузырей при использовании способа термической обработки по настоящему изобретению является прямым результатом быстрой сфероидизации кремния. Однако данные на фиг.25-28 демонстрируют скорость, с которой может изменяться микроструктура при этой температуре обработки на твердый раствор до полного растворения растворимых элементов, и при этом очевидно, что отсутствие образования пузырей обусловлено каким-то аспектом общих происходящих изменений.
На фиг.29 и 30 показаны микроснимки сканирующим электронным микроскопом (СЭМ) отливок в состоянии после литья и термической обработки, причем либо в состоянии после литья, либо в состоянии Т6. На изображениях на фиг.29 и 30 яркие фазы показывают контраст, создаваемый медь - (пример обозначен как "А") и железосодержащими частицами (примеры обозначены как "В" и "С"). Кремний не виден из-за того, что его атомное число близко к атомному числу алюминия. Железосодержащие частицы присутствуют в форме игл (пример, обозначенный как "В") или угловых элементов изображения (пример, обозначенный как "С"), менее ярких, чем медьсодержащие частицы. Сравнение фиг.29 и 30 показывает, что после процедуры по данному изобретению значительное количество богатой медью фазы растворилось во время этапа обработки на твердый раствор по изобретению. Пример остаточных богатых медью частиц после такой процедуры обработки на твердый раствор обозначен как "D", где они выглядят как маленькие пятнистые частицы, в которых при анализе состава было обнаружено наличие нерастворенной меди.
α
α
На фиг.31 показано изображение в просвечивающем электронном микроскопе (ПЭМ) отливки из сплава СА313, в литом состоянии, полученное близко к [101]. Видно, что зерна α-алюминия имеют очень мало упрочняющих θ'-выделений (их направление показано стрелкой). При дальнейшем анализе было обнаружено, что некоторые зерна α-алюминия в литом состоянии были полностью лишены упрочняющих выделений. На фиг.32 показано ПЭМ изображение, полученное также вблизи [101], эквивалентной отливки после термической обработки согласно настоящему изобретению, при которой она была обработана на твердый раствор при 490°С в течение 15 минут, закалена в холодной воде, а затем искусственно состарена до максимальной прочности при 150°С, и видно существенное изменение размера и распределения упрочняющих θ'-выделений.
В заключение, следует понимать, что в конструкции и компоновки описанных выше частей можно внести различные изменения, модификации и/или дополнения без отклонения от сути или объема притязаний изобретения.