ПРОДУКТ ИЗ ВЫСОКОПРОЧНОГО, ВЫСОКОВЯЗКОГО Al-Zn СПЛАВА И СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ТАКОГО ПРОДУКТА
PRODUCT FROM HIGH-STRENGTH, HIGH-VISCOSITY Al-Zn ALLOY AND MANUFACTURING METHOD OF SUCH PRODUCT

Область техники
Настоящее изобретение относится к деформированному продукту из высокопрочного, высоковязкого Al-Zn сплава с повышенными содержаниями Zn для сохранения хорошей коррозионной стойкости и к способу изготовления такого продукта из высокопрочного, высоковязкого Al-Zn сплава и к продукту-плите из такого сплава. Более конкретно, настоящее изобретение относится к высокопрочному, высоковязкому Al-Zn сплаву, обозначенному как серия АА7000 международной номенклатуры Алюминиевой Ассоциации для применения в авиационных конструкциях. Еще более конкретно, настоящее изобретение относится к новому диапазону химического состава Al-Zn сплава, характеризующемуся улучшенными сочетаниями прочности и вязкости при сохранении хорошей коррозионной стойкости, который не нуждается в специальных обработках старением или отпуском.
Предпосылки создания изобретения
В данной области техники известно использование поддающихся термообработке алюминиевых сплавов в ряде областей применения, требующих относительно высокой прочности, высокой вязкости и коррозионной стойкости, таких как фюзеляжи воздушных летательных аппаратов, детали транспортных средств и другие области применения. Алюминиевые сплавы АА7050 и АА7150 проявляют высокую прочность в состояниях типа Т6. Продукты из подвергнутых дисперсионному твердению сплавов АА7х75, АА7х55 также проявляют высокие уровни прочности в состоянии Т6. Известно, что состояние Т6 улучшает прочность сплава, при этом продукты из вышеупомянутых сплавов АА7х50, АА7х75 и АА7х55, содержащих большие количества цинка, меди и магния, известны своей высокой удельной прочностью и поэтому находят применение, в частности, в авиационно-космической промышленности. Однако при таких применениях сплавы подвергаются воздействию самых разнообразных климатических условий, что требует тщательного контроля за условиями их деформационной обработки и старения для обеспечения соответствующих прочности и стойкости к коррозии, включая как коррозию под напряжением, так и расслаивание.
Известно, что для усиления стойкости против коррозии под напряжением и расслаивания, а также вязкости разрушения такие сплавы серии АА7000 подвергают искусственному перестариванию. При искусственном старении до состояний типа Т79, Т76, Т74 или Т73 их стойкость к коррозии под напряжением, коррозионному расслаиванию и вязкость разрушения улучшаются в указанном порядке (состояние типа Т73 является наилучшим, а состояние Т79 близко к Т6), но за счет прочности по сравнению с состоянием Т6. Более приемлемым состоянием является состояние типа Т74, представляющее собой состояние после ограниченного перестаривания между Т73 и Т76, для получения приемлемого уровня прочности на растяжение, стойкости к коррозии под напряжением, стойкости к коррозионному расслаиванию и вязкости разрушения. Такое состояние Т74 получают в результате перестаривания продукта из алюминиевого сплава при температуре 121°С в течение от 6 до 24 часов, а затем при температуре 171°С в течение примерно 14 часов.
В зависимости от критериев конструирования конкретного конструктивного элемента воздушного летательного аппарата, даже небольшие улучшения прочности, вязкости и коррозионной стойкости приводят к снижению массы, что сказывается, среди прочего, на экономии топлива на протяжении всего срока службы этого воздушного летательного аппарата. Для удовлетворения таких требований было разработано несколько других сплавов серии 7000.
Например, в каждом из патентов ЕР-0377779, US-5221377 и US-5496426 раскрыты продукты из сплава и усовершенствованный способ изготовления сплава 7055 для производства листов или тонких плит, предназначенных для применений в аэрокосмической области, таких как детали верхней части крыла, с высокой вязкостью и хорошими коррозионными свойствами, включающий стадии деформационной обработки заготовки с составом, состоящим из, примерно в мас.%, от 7,6 до 8,4 Zn, от 2,2 до 2,6 Cu, от 1,8 до 2,1 или 2,2 Mg и одного или более элементов, выбранных из Zr, Mn, V и Hf, при этом общее количество таких элементов не превышает 0,6 мас.%, а остальное - алюминий плюс неизбежные примеси, термообработки на твердый раствор и закалки продукта и искусственного старения продукта путем либо его нагревания три раза подряд до одной или более температур из диапазона от 79°С до 163°С, либо нагревания такого продукта вначале до одной или более температур из диапазона от 79°С до 141°С в течение двух часов или более, а затем нагревания его до одной или более температур из диапазона от 148°С до 174°С. Сообщается, что такие продукты обладают повышенной стойкостью к коррозионному расслаиванию класса “ЕВ” или еще лучше при примерно на 15% более высоком пределе текучести, чем у аналогичных продуктов сходных размеров из сплавов 7×50 в состоянии Т76. К тому же они обладают по меньшей мере на примерно 5% более высокой прочностью, чем у аналогичных продуктов сходных размеров из сплавов 7×50-Т77 (7150-Т77 будет использоваться в данном описании в качестве сравнительного сплава).
Сущность изобретения
Целью настоящего изобретения является разработка усовершенствованного Al-Zn сплава, предпочтительно предназначенного для изготовления продукции в виде плит с высокой прочностью (на сжатие) и высокой вязкостью. При этом не должна ухудшаться коррозионная стойкость.
Более конкретно, целью настоящего изобретения является разработка продукта из сплава, который может быть использован для применений в аэрокосмической области в верхней части крыла, с повышенным пределом текучести при сжатии и высокой удельной энергией распространения трещин со свойствами, превосходящими свойства традиционного сплава АА7055 в состоянии Т77.
Другой целью изобретения является получение алюминиевого сплава серии АА7000, проявляющего прочность в диапазоне, характерном для состояний типа Т6, и свойства вязкости и коррозионной стойкости - в диапазоне, характерном для состояний типа Т73.
Следующей целью изобретения является разработка способа изготовления продукта из алюминиевого сплава согласно данному изобретению.
В настоящем изобретении одна или более упомянутых целей достигаются благодаря отличительным признакам независимых пунктов формулы изобретения. Дальнейшие предпочтительные варианты реализации описаны и конкретизированы в зависимых пунктах формулы изобретения.
Подробное описание предпочтительных вариантов реализации
В дальнейшей части описания, при отсутствии иных указаний, все обозначения сплавов и обозначения состояний относятся к обозначениям, принятым Алюминиевой ассоциацией для обозначения алюминиевых стандартов и данных и регистрационных записей, опубликованных Алюминиевой ассоциацией США.
Одна или более из вышеупомянутых целей изобретения достигаются при использовании продукта из Al-Zn сплава с улучшенным сочетанием высокой вязкости и высокой прочности при сохранении хорошей коррозионной стойкости, содержащего, а предпочтительно состоящего из (в массовых процентах):
Zn
от 6,0 до 11,0
Cu
от 1,4 до 2,2
Mg
от 1,4 до 2,4
Zr
от 0,05 до 0,15
Ti
<0,05
Hf и/или V
<0,25,
необязательно Sc и/или Се от 0,05 до 0,25, и,
необязательно Mn от 0,05 до 0,12,
и неизбежные примеси, а остальное - алюминий, прочие элементы предпочтительно составляют менее 0,05 каждый и менее 0,50 в целом, и при этом продукт из сплава имеет по существу полностью неперекристаллизованную микроструктуру в положении Т/10 готового продукта.
Такой диапазон химического состава сплава серии АА7000 обеспечивает отличные свойства при получении из него продукции в виде относительно тонких плит, и его предпочтительно используют в авиационной промышленности для изготовления деталей верхней части крыла с толщиной в интервале от 20 мм до 60 мм.
Вышеприведенный химический состав обеспечивает свойства, сравнимые или превосходящие свойства существующих сплавов серий АА7х50 или АА7х55 в состоянии Т77 без осуществления описанных выше громоздких и сложных трехстадийных циклов старения до Т77. Такой химический состав обеспечивает получение более экономически выгодного, а также более простого в изготовлении алюминиевого продукта, поскольку требуется меньше технологических стадий обработки. Кроме того, такой химический состав позволяет использовать новые технологии производства, такие как формование со старением или формование со старением в условиях ползучести, неприменимые при использовании сплава в состоянии Т77. Более того, вышеописанный химический состав также может быть состарен до состояния Т77, при котором коррозионная стойкость еще больше улучшается.
Согласно изобретению было установлено, что выбранный ряд элементов, включая большее количество Zn и конкретное сочетание определенных количеств Mg и Cu, обеспечивает по существу лучшие сочетания прочности и вязкости и сохранение хороших характеристик коррозионной стойкости, таких как стойкость к коррозионному расслаиванию и стойкость к коррозионному растрескиванию под напряжением.
В настоящем изобретении химический состав используется также в сочетании с обсуждаемым здесь ниже способом изготовления катаного продукта из сплава такого химического состава для получения по существу полностью неперекристаллизованной микроструктуры по меньшей мере в положении Т/10 готового продукта. Более предпочтительно, продукт является неперекристаллизованным по всей толщине. Под термином «неперекристаллизованный» авторы подразумевают, что более чем 80%, предпочтительно - более чем 90%, толщины готового катаного продукта являются по существу неперекристаллизованными. Следовательно, в настоящем изобретении раскрывается продукт из сплава, который особенно подходит для изготовления обшивки верхней части крыла воздушных летательных аппаратов и имеет толщину в интервале от 20 до 60 мм, предпочтительно, от 30 до 50 мм.
Было установлено, что отсутствует необходимость в медленной закалке катаного продукта или в увеличении толщины катаного продукта для получения превосходных предела текучести при сжатии и свойств вязкости.
Медь и магний являются важными элементами для повышения прочности сплава. Слишком низкие количества магния и меди приводят к снижению прочности, в то время как слишком высокие количества магния и меди приводят к более низким коррозионным характеристикам и проблемам со свариваемостью полученного продукта из сплава. В известных из уровня техники способах использовались специальные методы старения для улучшения прочности, в то время как небольшие количества магния и меди используются для достижения высоких коррозионных характеристик. Для того чтобы достичь компромисса по прочности, вязкости и коррозионным характеристиках, было установлено, что содержания меди и магния (в мас.%), составляющее между 1,7 и 2,2%, предпочтительно - между 1,7 и 2,1% для Mg, и между 1,8 и 2,1% для Cu, дают хороший баланс в продукции в виде тонких плит. Во всем заявленном диапазоне химического состава согласно настоящему изобретению теперь можно достигать уровней прочности в интервале, характерном для состояния Т6 сплава, сохраняя при этом характеристики коррозионной стойкости, близкие к этим характеристикам сплавов в состоянии Т74.
Помимо количеств магния и меди, в изобретении раскрыто сбалансированное отношение количеств магния и меди к цинку, особенно отношение магния к цинку, которое придает сплаву упомянутые эксплуатационных характеристики. Улучшенная коррозионная стойкость сплава согласно данному изобретению соответствует стойкости к расслаиванию (“ЕХСО”) класса ЕВ или лучше, предпочтительно - класса ЕА или лучше.
Содержание цинка (в мас.%) предпочтительно составляет в интервале от 7,4 до 9,6%, более предпочтительно - в интервале от 8,0 до 9,6%, наиболее предпочтительно - в интервале от 8,4 до 8,9%. Испытания показали, что оптимальный уровень содержания цинка составляет примерно 8,6%. Дальнейшие подробности приведены в примерах, описанных ниже с большими подробностями.
Было также показано, что согласно предпочтительному варианту реализации настоящего изобретения Sc-содержащий сплав также является прекрасным кандидатом на получение высокой прочности по отношению к высоким уровням статической вязкости. При добавлении Sc к сплаву, содержащему медь, магний, цинк, цирконий и титан, было установлено, что микроструктура остается неперекристаллизованной, тем самым демонстрируя превосходные свойства в отношении прочности и вязкости. Поэтому предпочтительные количества Sc (в мас.%) составляют в интервале [Zr]+1,5[Sc]<0,15%. Предпочтительные количества (в мас.%) Sc или Се составляют в интервале от 0,03 до 0,06%, когда количество Zn составляет примерно 8,70%, а Mg и Cu - примерно 2,10%. Уровни удельной энергии распространения трещин (UPE) являются весьма хорошими для сплава с дополнительными легирующими элементами Sc, Ce или Mn.
Предпочтительный способ изготовления продукта из высокопрочного, высоковязкого Al-Zn сплава с хорошей коррозионной стойкостью согласно настоящему изобретению включает следующие стадии:
а. отливка слитка со следующим составом (в массовых процентах):
Zn
от 6,0 до 11,0
Cu
от 1,4 до 2,2
Mg
от 1,4 до 2,4
Zr
от 0,05 до 0,15
Ti
<0,05
Hf и/или V
<0,25,
необязательно Sc и/или Се от 0,05 до 0,25, и
необязательно Mn от 0,05 до 0,12,
и неизбежные примеси, а остальное - алюминий, прочие элементы предпочтительно составляют менее 0,05 каждый и менее 0,50 в целом;
b. гомогенизация и/или предварительный нагрев слитка после отливки;
с. горячая деформационная обработка слитка с получением предварительно обработанного продукта;
d. подогрев предварительно обработанного продукта и либо
d1. горячая прокатка подогретого продукта до конечной толщины, либо
d2. горячая прокатка и холодная прокатка подогретого продукта до конечной толщины;
е. термообработка на твердый раствор и закалка подвергнутого термообработке на твердый раствор продукта;
f. необязательное растяжение или сжатие закаленного продукта из сплава или какая-либо иная холодная деформационная обработка для снятия напряжений; и
g. необязательное старение закаленного и необязательно подвергнутого растяжению или сжатию продукта до достижения желаемого состояния, при этом продукт из сплава имеет по существу полностью неперекристаллизованную микроструктуру в положении Т/10 готового продукта.
Было установлено, что микроструктура в полученном сплаве остается по существу полностью неперекристаллизованной под его поверхностью при использовании стадий предложенного в изобретении способа предварительной деформационной обработки продукта и горячей и/или холодной прокатки предварительно обработанного продукта.
В соответствии с одним из вариантов реализации настоящего изобретения данный способ включает в себя первую горячую прокатку слитка, который был гомогенизирован, с получением предварительно обработанного продукта, горячую прокатку подогретого продукта до примерно 150-200 (в % от конечной толщины), а затем холодную прокатку горячекатаного продукта до конечной толщины, или же горячую прокатку подогретого продукта до примерно 105-140 (в % от конечной толщины), а затем холодную прокатку горячекатаного продукта до конечной толщины. Термин «в % от конечной толщины» означает процент толщины по сравнению с толщиной конечного продукта. Величина 200% от конечной толщины означает толщину, вдвое превышающую толщину обработанного до конца продукта. Это означает, что было установлена целесообразность вначале горячей прокатки предварительно нагретого продукта до толщины, приблизительно вдвое превышающей толщину конечного продукта, а затем холодной прокатки горячекатаного продукта до конечной толщины, либо горячей прокатки предварительно нагретого продукта до толщины, примерно на 20% превышающей толщину конечного продукта, а затем холодной прокатки этого продукта, получая в результате дополнительное примерно 20%-ное снижение толщины горячекатаного продукта.
Согласно другому варианту реализации настоящего изобретения является целесообразным подвергать подогретый продукт горячей прокатке при низких температурах в интервале от 300°С до 420°С с тем, чтобы сплав не перекристаллизовывался. Возможно необязательное искусственное старение обработанного и подвергнутого термообработке продукта путем двухступенчатого отпуска до состояния Т79 или Т76 либо использование трехступенчатого отпуска до состояния Т77 в том случае, если должны быть улучшены характеристики коррозионного растрескивания под напряжением (SCC).
Настоящее изобретение может быть использовано для горячей деформационной обработки слитка после литья и необязательной холодной деформационной обработки с получением обработанного продукта с толщиной в диапазоне от 20 до 60 мм.
Настоящее изобретение также касается продукта в виде плиты из высокопрочного, высоковязкого Al-Zn сплава вышеприведенного состава, который предпочтительно представляет собой тонкую деталь воздушного летательного аппарата, еще более предпочтительно - удлиненный конструктивный фасонный элемент, такой как деталь верхней части крыла, тонкую деталь обшивки верхней части крыла или стрингера воздушного летательного аппарата.
Свойства заявленного сплава могут быть дополнительно улучшены с помощью стадии искусственного старения, включающей первую термообработку при температуре в интервале от 105°С до 135°С, предпочтительно - около 120°С, в течение от 2 до 20 часов, предпочтительно - около 8 часов, и вторую термообработку при температуре более высокой, чем 135°С, но ниже 210°С, предпочтительно - около 155°С, в течение от 4 до 12 часов, предпочтительно - от 8 до 10 часов.
Упомянутые и другие признаки и преимущества сплавов согласно настоящему изобретению станут вполне очевидными из следующего подробного описания предпочтительных вариантов его реализации.
Пример 1
В лабораторном масштабе 14 различных алюминиевых сплавов были отлиты в слитки, гомогенизированы, предварительно нагреты в течение более чем 6 часов при температуре примерно 410°С и подвергнуты горячей прокатке до 4-миллиметровых плит. Термообработку на твердый раствор осуществляли при 475°С, а после этого - закалку водой. После этого закаленный продукт подвергали старению, используя двухстадийную процедуру старения до состояния Т76. Химические составы представлены в таблице 1.
Таблица 1
Химические составы сплавов в виде тонких плит, в мас.%, остальное - алюминий и неизбежные примеси, Fe 0,06, Si 0,05, Ti 0,04 и Zr 0,12
Сплав
Cu
Mg
Zn
Прочие
1
2,0
2,1
8,0
0,08 Mn
2
2,1
2,1
8,1
-
3
1,7
1,75
8,7
-
4
2,1
1,7
8,6
-
5
2,4
1,7
8,6
-
6
1,7
2,2
8,7
-
7
2,1
2,1
8,6
-
8
2,4
2,1
8,7
-
9
1,7
2,5
8,7
-
10
2,1
2,4
8,6
-
11
2,5
2,5
8,7
-
12
2,1
2,1
9,2
-
13
2,1
2,1
8,7
0,03 Ce
14
2,1
2,1
8,7
0,06 Sc
Сплавы из таблицы 1 обрабатывали, используя три варианта обработки (см. стадию 5):
1. Гомогенизацию осуществляли путем нагрева со скоростью повышения температуры 40°С/ч до температуры 460°С, затем выдержки в течение 12 часов при 460°С и еще одного повышения со скоростью 25°С/ч до температуры 475°С с еще одной выдержкой в течение 24 часов при 475°С и охлаждения на воздухе до комнатной температуры.
2. Предварительный нагрев осуществляли при 420°С в течение 6 часов со скоростью нагрева 40°С/ч.
3. Полученные в лабораторных условиях слитки подвергали горячей прокатке от 80 до 25 мм, при этом уменьшая толщину на примерно 6-8 мм за проход.
4. Полученные плиты толщиной 25 мм подогревали до 420°С в течение примерно 30 мин.
5. Вариант 1: подогретую плиту подвергали горячей прокатке до 4,0 мм.
Вариант 2: подогретую плиту подвергали горячей прокатке до 8,0 мм, а после этого холодной прокатке до 4,0 мм.
Вариант 3: подогретую плиту подвергали горячей прокатке до 4,0 мм, а затем холодной прокатке до 4,0 мм.
6. Термообработку на твердый раствор осуществляли в течение часа при 475°С, после чего закаливали водой.
7. Растяжение осуществляли на величину от 1,5 до 2,0% в течение примерно 1 часа после закалки.
8. После этого растянутые продукты подвергали старению в соответствии с методикой старения до состояния Т76, поднимая при этом температуру до 120°С со скоростью 30°С/ч и поддерживая эту температуру в 120°С в течение 5 часов, поднимая температуру со скоростью 15°С/ч до уровня 160°С, выдерживая в течение 6 часов и охлаждая состаренный продукт на воздухе до комнатной температуры.
Прочность измеряли с использованием небольшого образца по европейскому стандарту (Euronorm), а вязкость измеряли в соответствии с ASTM B-871 (1996). Результаты для трех вышеописанных вариантов представлены в таблицах 2а-2с.
Таблица 2а
Свойства прочности и вязкости представленных в таблице 1 сплавов в МПа и статистическая вязкость (TYR) в соответствии с вариантом 1
Сплав
R<sub>p</sub>
UPE
TYR
1
582
211
1,31
2
564
215
1,48
3
534
243
1,49
4
550
214
1,48
5
579
208
1,44
6
592
84
1,34
7
595
120
1,32
8
605
98
1,32
9
612
30
1,31
10
613
54
1,12
11
603
33
1,11
12
-
-
-
13
597
163
1,27
14
587
121
1,35
Таблица 2b
Свойства прочности и вязкости представленных в таблице 1 сплавов в МПа и статистическая вязкость (TYR) в соответствии с вариантом 2
Сплав
R<sub>p</sub>
UPE
TYR
1
599
125
1,30
2
567
268
1,45
3
533
143
1,53
4
587
205
1,38
5
563
178
1,45
6
569
134
1,35
7
-
-
-
8
616
72
1,10
9
-
-
-
10
601
22
1,00
11
612
5
1,05
12
-
-
-
13
595
88
1,16
14
626
71
1,26
Таблица 2с
Свойства прочности и вязкости представленных в таблице 1 сплавов в МПа и статистическая вязкость (TYR) в соответствии с вариантом 3
Сплав
R<sub>p</sub>
UPE
TYR
1
600
170
1,35
2
575
211
1,47
3
535
232
1,59
4
573
260
1,46
5
604
252
1,39
6
587
185
1,43
7
613
199
1,26
8
627
185
1,18
9
-
-
-
10
607
31
1,09
11
614
26
0,92
12
606
58
1,11
13
601
148
1,26
14
616
122
1,35
Из результатов, представленных в таблицах 2а-2 с, очевидно, что небольшая степень (от 10 до 20%) холодной прокатки является благоприятной для оптимального баланса вязкости и прочности. Подвергнутый только горячей прокатке материал в соответствии с вариантом 1 (таблица 2а) близок к оптимальному, но в целом сплавы по варианту 3 лучше.
Кроме того, можно видеть, что Sc-содержащий сплав 14 является преимущественным в том случае, когда требуется высокая прочность при высокой статистической вязкости. Небольшие количества марганца повышают прочность, но за счет некоторой вязкости.
Пример 2
Сплавы с дополнительными химическими составами обработали в соответствии с вышеописанными стадиями обработки 1-8, используя при этом вариант 3 стадии 5 из вышеприведенного примера 1 и старение до состояния Т76.
Таблица 3
Химические составы сплавов в виде тонких плит, в мас.%, причем для всех сплавов остаток составляют алюминий и неизбежные примеси, Fe 0,06, Si 0,05
Сплав
Cu
Mg
Zn
Zr
Ti
Прочие
1
2,0
2,1
8,0
0,11
0,03
0,08 Mn
2
2,1
2,1
8,1
0,12
0,03
-
3
1,7
2,2
8,7
0,12
0,03
-
4
2,1
2,1
8,6
0,12
0,03
-
5
2,4
2,1
8,7
0,12
0,03
-
6
2,1
2,1
9,2
0,12
0,03
-
7
2,1
2,1
8,7
0,12
0,04
0,04 Ce
8
2,1
2,1
8,7
0,10
0,04
0,06 Sc
9
1,7
2,1
9,3
0,12
0,03
-
10
1,6
2,5
9,2
0,12
0,04
-
11
2,1
2,4
9,2
0,12
0,04
-
Свойства сплавов, представленных в таблице 3, были испытаны в L-направлении при определении плотности и в направлении L-T при определении вязкости.
Таблица 4
Свойства прочности и вязкость представленных в таблице 3 сплавов в МПа и статистическая вязкость (TS/R<sub>p</sub>) в соответствии с вариантом 3
Сплав
R<sub>p </sub>(МПа)
R<sub>m </sub>(МПа)
UPE (кДж/м<sup>2</sup>)
TS/R<sub>p</sub>
1
601
637
177
1,35
2
575
603
221
1,48
3
591
610
194
1,45
4
613
647
199
1,34
5
624
645
178
1,18
6
608
638
63
1,13
7
601
639
163
1,27
8
618
652
132
1,35
9
613
632
75
1,25
10
618
650
5
1,29
11
619
654
26
1,18
p
Вязкость по отношению к пределу прочности на растяжение (R), представленные в таблице 4, ясно показывают, что наилучшее значение вязкости по отношению к пределу прочности на растяжение получено для сплавов, содержащих около 8,6-8,7 мас.% цинка. Сплавы с более низкими уровнями содержания цинка будут демонстрировать сходные значения вязкости, однако прочность при растяжении, вообще говоря, ниже, в то время как высокие уровни содержания цинка приводят к более высоким уровням прочности, но более низким уровням вязкости. Небольшие количества марганца действительно повышают прочность за счет вязкости.
Пример 3
Дальнейшие испытания проводили с уровнями содержания цинка 8,6 и 8,7, варьируя при этом уровни содержания меди и магния. Можно видеть, что уровни вязкости могут быть повышены при одинаковых уровнях прочности. Некоторые дополнительные сплавы обрабатывали таким же образом, как и сплавы в примере 2, используя при этом вышеописанные стадии обработки 1-8 и вариант 3 стадии 5 из примера 1.
Таблица 5
Химические составы сплавов в виде тонких плит, в мас.%, причем для всех сплавов остаток составляют алюминий и неизбежные примеси, Fe 0,06, Si 0,05
Сплав
Cu
Mg
Zn
Zr
Ti
Прочие
3
1,7
2,2
8,7
0,12
0,03
-
4
2,1
2,1
8,6
0,12
0,03
-
5
2,4
2,1
8,7
0,12
0,03
-
12
2,5
2,5
8,7
0,11
0,03
0,08 Mn
13
2,1
2,4
8,6
0,12
0,03
-
14
1,7
2,5
8,7
0,12
0,03
-
15
1,7
1,7
8,7
0,12
0,03
-
16
2,4
1,7
8,6
0,12
0,03
-
17
2,1
1,7
8,6
0,12
0,04
-
Таблица 6
Свойства прочности и вязкости представленных в таблице 5 сплавов в МПа и статистическая вязкость (TS/R<sub>p</sub>) в соответствии с вариантом 3
Сплав
R<sub>p</sub> (МПа)
UPE (кДж/м<sup>2</sup>)
TS/R<sub>p</sub>
3
591
194
1,45
4
613
199
1,34
5
624
178
1,18
12
614
26
0,92
13
607
31
1,09
14
621
55
1,01
15
535
232
1,59
16
604
252
1,39
17
573
260
1,46
Как показано в таблице 6, преимущественно иметь уровни содержания магния менее 2,4% при оптимальном содержании примерно 1,7%. Когда уровни содержания магния составляют примерно 1,7%, получаются прекрасные свойства вязкости, но уровни прочности снижаются. При уровнях содержания магния примерно 2,1% получены самые высокие уровни прочности. Поэтому лучше всего иметь содержание магния между 1,7 и 2,1%.
Все вышеупомянутые сплавы были испытаны на коррозионное расслаивание согласно ASTM G-34. Все они продемонстрировали характеристику классу ЕВ или лучше.
Более того, было показано, что добавление Се или Sc улучшает микроструктуру сплава, тем самым снижая уровень процессов регенерации. Поскольку регенерация в материале сплава является низкой, перекристаллизация почти не происходит даже несмотря на использование термообработки на твердый раствор в соответствии со стандартным технологическим маршрутом. Sc подавляет перекристаллизацию, так что обычно более чем 90% толщины тонких плит остаются неперекристаллизованными.
После изучения вышеприведенного описания рядовому специалисту в данной области техники будет очевидно, что могут быть сделаны многочисленные изменения и модификации без отклонения от объема или сущности описанного здесь изобретения.