CN102822368A

CN102822368A - 用于高抗冲应用的金属合金

Info

Publication number: CN102822368A
Application number: CN2011800166618A
Authority: CN
Inventors: K.多尔曼
Original assignee: Weir Minerals Australia Ltd
Current assignee: Weir Minerals Australia Ltd
Priority date: 2010-02-01
Filing date: 2011-02-01
Publication date: 2012-12-12
Anticipated expiration: 2031-02-01
Also published as: CA2788700A1; EP2531631A4; CA2788700C; CL2016002969A1; PH12012501571A1; EA024859B1; KR20170141294A; US9273385B2; CN105063466A; BR112012019279B1; US20150267283A1; KR20120123686A; KR20170130622A; AU2011208952A1; EA201290745A1; BR112012019279A2; CN105063466B; MX344563B; PL2531631T3; ZA201206194B

Abstract

本发明公开了白口铁铸件以及生产所述铸件的方法。本发明还公开了白口铁合金。所述铸件具有溶液处理的微结构，其包含残留奥氏体的铁基质和分散于该基质中的铬碳化物，其中所述碳化物占所述合金体积分数的15-60%。所述基质组成包括：锰：8-20wt%；碳：0.8-1.5wt%；铬：5-15wt%；和铁：余量(包括附带的杂质)。

Description

用于高抗冲应用的金属合金

技术领域

本发明涉及用于高抗冲应用的金属合金，且具体而言，尽管决不是排他性地，涉及具有高韧性的铁合金以及这些合金的铸件。

背景技术

诸如公开于美国专利1,245,552中的高铬白口铁在采矿及矿物加工业被广泛用于制造经受严重磨损和侵蚀损耗的设备，例如，浆液泵和管道、磨机衬里、压碎机、传送溜槽和地面结合工具。该美国专利中公开的高铬白口铁包含25-30wt%Cr、1.5-3wt%C、多至3wt%Si和余量的Fe以及痕量Mn、S、P和Cu。

高铬白口铁的微结构在铁基质中含有极硬的(约1500HV–根据澳大利亚标准1817，部分1)铬碳化物(Fe,Cr)₇C₃，其硬度约700HV。这些碳化物对石英砂(约1150HV)的研磨或侵蚀作用提供有效的防护，石英砂是矿石中所遇到的供应至采矿及矿物加工厂中的最丰富的介质。

一般而言，高铬白口铁相比已经通过淬火-回火法（quench-and-temper methods）硬化的钢而言提供更大的耐磨性，而且相比不锈钢还提供适度的耐腐蚀性。然而，白口铁具有低断裂韧性(<30MPa.√m)，这使其不适于用在高抗冲情况中，诸如破碎机械（crushingmachinery）中。断裂韧性是下述的函数：(a)碳化物含量及其粒径、形状和遍及基质的分布，和(b)铁基质的性质，即其是否包含奥氏体、马氏体、铁素体、珠光体或这些相中的两种或更多种的组合。

此外，高铬白口铁具有低耐热震性而且不能处理非常突发的温度变化。

发明人先前尝试通过向高铬白口铁添加大量其他元素诸如锰以生产较坚韧的白口铁是不成功的。具体而言，白口铁中的各种成合金元素，即铬、碳、锰、硅、镍和铁，在固化过程中可不同地分配，导致在铁基质中大范围的潜在化学组成。例如，能够获得一种白口铁，其中铁基质含大于1.3wt%的碳，但是这可导致脆化先共析体碳化物存在于微结构中。还能获得一种白口铁，其中铁基质含小于0.8wt%的碳，但这可导致具有低加工硬化能力的不稳定的奥氏体铁基质。此外，能够获得一种白口铁，其中铁基质含低含量铬，其可导致耐腐蚀性差。

本公开内容具体而言（尽管决不是排他性地）关注于提供一种高铬白口铁，其具有改进的韧性和硬度组合。期望所述高铬白口铁适合高抗冲磨损应用，诸如用于破碎机械或浆液泵中。

发明内容

通过由申请人进行的试验工作，出乎意料地发现，在一系列高铬铸铁固化过程中形成的铁基质的铬浓度与碳浓度之间存在着相反关系。对铁基质中的铬与碳之间的这种相反关系的量化使得申请人能够提供含锰的已选高铬铸铁的体相化学组成，该组成导致微结构，其含有具有所述化学的相，从而产生具有适合用于高抗冲磨损应用的韧性、加工硬化能力、耐磨性以及耐腐蚀性的白口铁。

由申请人进行的试验工作显示，铬对铁基质中的碳含量具有显著的影响，而先前并没有理解这种作用。先前认为铬大部分形成形式为M₇C₃碳化物(其中“M”包括Cr、Fe和Mn)的碳化物，即，具有高铬碳比的碳化物。然而，该试验工作证实，相当大量的铬以固溶体保留，而且在铁基质中的铬含量与保留在高铬白口铁的铁基质中的碳的量之间存在相反关系，藉此随着高铬白口铁的体相铬浓度增加，合金基质中的铬增加，而该基质中的碳减少。

由申请人进行的试验工作已经显示，在高铬铸铁固化期间，铬和碳优先分配至主要M₇C₃碳化物和低共熔M₇C₃碳化物，在铁基质中留下残留量的铬和碳。另外，申请人已经显示当12wt%锰添加至高铬铸铁时，近似情况下，锰在M₇C₃碳化物与铁基质之间相当均匀地分布，也就是说，碳化物和铁基质均含有标称的12wt%锰。

申请人因此认为，通过注意到申请人关于在固化过程中铬和碳在高铬铸铁的铁基质中分配的下述发现，在含有8-20wt%锰的高铬铸铁的铁基质中能够获得预定量的铬和碳。

发现1–当将约12wt%锰添加至高铬铸铁时，锰并不优先分配至任何特定相，而且在碳化物和铁基质之间大约均匀分布。

发现2–铁基质的残留碳含量与铁基质的残留铬含量成反比。例如，由申请人进行的试验工作发现，当体相化学组成为Fe-20Cr-3.0C的高铬铸铁固化时，铁基质中残留的化学组成约为Fe-12Cr-1.1C，与下述实例相比，其中，当化学组成Fe-10Cr-3.0C固化时，铁基质中残留的化学组成约为Fe-6Cr-1.6C，以及与下述实例相比，其中，当化学组成Fe-30Cr-3.0C固化时，铁基质中残留的化学组成约为Fe-18Cr-0.8C。

申请人还发现，体合金Fe-20Cr-12Mn-3.0C的铁基质的化学在固化之后为Fe-12Cr-12Mn-1.1C (即，12wt%Mn和1.1wt%C铁基质，含12wt%Cr固溶体)。

因此，在溶液处理条件下提供白口铁铸件，其具有下述铁基质化学：

锰：8-20wt%；

碳：0.8-1.5wt%；

铬：5-15wt%；和

铁：余量(包括附带杂质)；和

具有微结构，包括：

(a)作为基质的残留奥氏体；和

(b)分散于该基质中的碳化物，所述碳化物占该铸件体积分数的5至60%。

术语“溶液处理条件（solution treated condition）”在本文中被理解为指加热合金至某一温度，并在该温度下使合金保留足以溶解碳化物的时间，以及将该合金冷却至室温以保持该微结构。

根据基质中铬浓度与碳浓度之间的相反关系，可以选择白口铁合金体相化学中的铬浓度和/或碳浓度，以使铬和碳之一或二者的基质浓度控制在上述范围内，以便铸件具有所需的性质，诸如韧性和/或硬度和/或耐磨性和/或加工硬化能力和/或耐腐蚀性。

例如，在溶液处理条件下，根据基质中铬浓度与碳浓度之间的相反关系，可以选择白口铁合金体相化学中的铬浓度，以使碳的基质浓度控制在大于0.8wt%且小于1.5wt%，典型小于1.2wt%，典型大于1wt%。在该实例中，体相化学中的锰浓度可以是10-16wt%，典型是10-14wt%，更典型为12wt%。

可以选择白口铁合金体相化学中铬、碳和锰浓度，以使铸件在该铸件的溶液处理形式具有下述机械性能：

拉伸强度：至少650，通常至少750MPa。

屈服强度：至少500，通常至少600MPa。

断裂韧性：至少50，通常至少60MPa√m。

伸长：至少1.2%

硬度：至少350，通常至少400布里涅耳。

在压缩荷载下的塑性变形率：至少10%

高加工硬化能力：工作中，多达至少550布里涅耳。

碳化物可以是铸件体积分数的5-60%，通常是铸件体积分数的10-40%，更通常是铸件体积分数的15-30%。微结构可包含分散于残留奥氏体基质中的10-20vol%碳化物。

碳化物可以是铬-铁-锰碳化物。

上述铸件的碳化物相在溶液处理之后可以是主要铬-铁-锰碳化物和和/或低共熔铬-铁-锰碳化物，而残留奥氏体基质可以是主要奥氏体树枝晶体和/或低共熔奥氏体。

碳化物还可以是碳化铌和/或碳化铌与碳化钛的化学混合物。含这些碳化物的金属合金在以本申请人的名义于2011年2月1日提出的标题为“硬金属材料”的国际申请的专利说明书中予以描述，且该申请的全部专利说明书通过交叉引用引入本文。

前述段落中提到的专利说明书描述了术语“碳化铌与碳化钛的化学混合物”和“碳化铌/钛”应被理解为同义词。另外，该专利说明书描述了术语“化学混合物”在该背景中应被理解为指碳化铌和碳化钛不是作为分离的颗粒存在于混合物中，而是作为碳化铌/钛的颗粒存在。

对于低于5%的碳化物体积分数，碳化物对合金的耐磨性没有显著的贡献。然而，对于大于60%的碳化物体积分数，存在的铁基质不足以使碳化物保持在一起。因此，该合金的断裂韧性可能不适于破碎己烯。

基质可以基本不含铁素体。

术语“基本不含铁素体”表示目的是提供一种基质，其包含残留奥氏体，而不含任何铁素体，但同时要认识到，在任何给定情况中，实际上可能存在少量的铁素体。

铸件的白口铁合金可具有包括下述的体相组成：

铬：10-40wt%；

碳：2-6wt%；

锰：8-20wt%；

硅：0-1.5wt%；和

余量的铁和附带杂质。

白口铁合金可包括0.5-1.0wt%硅。

白口铁合金可包括2-4wt%碳。

铸件的白口铁合金可具有包括下述的体相组成：

铬：7-36wt%；

碳：3-8.5wt%；

锰：5-18wt%；

硅：0-1.5wt%；

钛：2-13wt%；和

余量的铁和附带杂质。

铸件的白口铁合金可具有包括下述的体相组成：

铬：7-36wt%；

碳：3-8.5wt%；

锰：5-18wt%；

硅：0-1.5wt%；

铌：8-33wt%；和

余量的铁和附带杂质。

铸件的白口铁合金可具有包括下述的体相组成：

铬：7-36wt%；

碳：3-8.5wt%；

锰：5-18wt%；

硅：0-1.5wt%；

铌和钛：5-25wt%；和

余量的铁和附带杂质。

铸件的白口铁合金可具有包括下述的体相组成：铬，碳，锰，硅，过渡金属钛、锆、铪、钒、铌、钽、铬、钼和钨中任意一种或多种；和余量的铁和附带杂质，且选择所述过渡金属或多种金属的量，以使这些金属或多种金属的碳化物在铸件中的量占该铸件的多达20vol%。

所述铸件可以是经受严重磨损和侵蚀损耗的设备，诸如浆液泵和管道、磨机衬里、压碎机、传送溜槽和地面结合工具。

还提供经受严重磨损和侵蚀损耗的包含该铸件的设备，诸如浆液泵和管道、磨机衬里、压碎机、传送溜槽和地面结合工具。

所述设备可以是破碎机械或浆液泵。

还提供包括下述体相化学的白口铁合金：

铬：10-40wt%；

碳：2-6wt%；

锰：8-20wt%；

硅：0-1.5wt%；和

余量(balance)的铁和附带杂质。

白口铁合金可包括12-14wt%锰。

白口铁合金可包括0.5-1.0wt%硅。

白口铁合金可包括2-4wt%碳。

还提供包括下述体相化学的白口铁合金：

铬：7-36wt%；

碳：3-8.5wt%；

锰：5-18wt%；

硅：0-1.5wt%；

钛：2-13wt%；和

余量的铁和附带杂质。

还提供包括下述体相化学的白口铁合金：

铬：7-36wt%；

碳：3-8.5wt%；

锰：5-18wt%；

硅：0-1.5wt%；

铌：8-33wt%；和

余量的铁和附带杂质。

还提供包括下述体相化学的白口铁合金：

铬：7-36wt%；

碳：3-8.5wt%；

锰：5-18wt%；

硅：0-1.5wt%；

铌和钛：5-25wt%；和

余量的铁和附带杂质。

还提供包括包含下述的体相化学的白口铁合金：铬，碳，锰，硅，过渡金属钛、锆、铪、钒、铌、钽、铬、钼和钨中任意一种或多种；和余量的铁和附带杂质，且选择所述过渡金属或多种金属的量，以使这些金属或多种金属的碳化物在固体形式合金中的量占该固体形式的多达20vol%。

还提供了生产上述白口铁合金的方法，该方法包括下述步骤：

(a)形成上述白口铁合金的熔体；

(b)将所述熔体倾倒入模具中以形成铸件；和

(c)使所述铸件基本冷却至室温。

该方法的步骤(a)可包括以下述形式添加(a)铌或(b)铌和钛至含熔体中，所述形式在铸件的微结构中产生碳化铌颗粒和/或碳化铌和碳化钛的化学混合物的颗粒。该方法还可包括如在以本申请人的名义于2011年2月1日提出的标题为“硬金属材料”的国际申请的专利说明书中所述的其他步骤。如上所示，该申请的全部专利说明书通过交叉引用引入本文。

该方法还可包括在步骤(c)之后通过下述热处理所述铸件：

(d)将所述铸件加热至溶液处理温度；和

(e)淬火该铸件。

步骤(e)可包括在水中淬火该铸件。

步骤(e)可包括使该铸件基本淬火至室温。

所产生的微结构可以是残留奥氏体基质和分散于该基质中的碳化物，所述碳化物占该铸件的5-60%的体积分数。

所产生的铁基质可以是达到基本不含铁素体程度的奥氏体。由于迅速冷却的过程，所产生的铁基质可以全部是奥氏体。

溶液处理温度可以在900℃-1200℃、通常1000℃-1200℃的范围内。

铸件可以保留在溶液处理温度下至少一小时，但可以在该溶液处理温度下保留至少两小时，以确保所有次要碳化物溶解和达到化学均化。

附图简述

现在将仅经由实例并参考附图进一步描述白口铁合金及铸件，其中：

图1是按照本发明实施方式的铸态铁合金的微结构的显微照片。

图2图1中的铸态铁合金在热处理之后的微结构的显微照片。

具体实施方式

尽管广泛的白口铁合金组成在本发明的范围内，但下述描述涉及具体作为实例的一个铸铁合金。

应注意，关于本发明的白口铁合金，本申请人已经进行了广泛的试验工作，所述实验工作在本发明的下述所铸造微结构中已经建立了元素范围和碳化物体积分数的上限和下限，包括：

(a)包括残留奥氏体的铁基质，所述基质具有下述组成：

锰：8-20wt%

碳：0.8-1.5wt%；

铬：5-15wt%；和

铁：余量(包括附带杂质)；和

(b)铬碳化物，占5-60%体积分数。

实例白口铁合金具有下述体相组成：

铬：20wt%；

碳：3wt%；

锰：12wt%；

硅：0.5wt%；和

余量的铁和附带杂质。

制备该白口铁的熔体并使其铸造成用于冶金测试工作的样品，包括硬度测试、韧性测试和金相学。

测试工作在铸态样品上进行，使所述样品在模具中冷却至室温。同样在铸态样品上进行测试工作，然后使该样品经历溶液热处理，包括使铸态样品再加热至1200℃的温度，持续2小时期间，之后水淬火。

硬度和韧性测试结构列举在下面的表1中。

表1–测试结果概括

铸态形式的白口铁的微结构(图1)显示在低共熔奥氏体基质中的大奥氏体树枝晶体。对比而言，该铁合金的溶液热处理形式(图2)显示普遍均匀分散于残留奥氏体基质中的奥氏体树枝晶体。关于铸态及溶液热处理样品的铁素体计量器读数(即，磁性读数)显示所述样品是非磁性的。因此，这表明所述铸件在铁基质中不含铁素体或马氏体或珠光体。

对残留奥氏体基质的组成分析显示基质固溶体中的铬含量为约12wt%以及在该基质中的碳含量为约1.1wt%。因此，该残留奥氏体基质可被认为是具有相对高的固溶体铬含量的锰钢，以实现改进的硬度和改进的耐腐蚀性，这些并非常规奥氏体锰钢的特性。

另外，铬碳化物的体积百分比有助于硬度和总体耐磨性。尽管表1中的硬度结果低于耐磨白口铁合金的典型硬度测量，但是发现，该铁合金的硬度在加工硬化处理之后增加至可比得上已知的耐磨铸铁合金的硬度水平。

铸造相同白口铁合金的其他实例，然后使其在1200℃经历2小时期间的热处理。

所述样品具有包含主要奥氏体树枝晶体加低共熔碳化物和低共熔奥氏体的微结构。

对该样品的微量分析显示下述：

·元素铬和碳均大量分配至碳化物相，碳化物相通过电子背散射衍射（Electron Back Scattered Diffraction）被鉴定为(Fe,Cr,Mn)₇C₃。

·近似地，元素锰在碳化物与奥氏体相之间均匀分配。

·11.3vol%的微结构由主要奥氏体树枝晶体组成。

·22.3vol%的微结构由低共熔碳化物组成。

·66.4vol%的微结构由低共熔奥氏体组成。

·奥氏体相的碳含量是0.98wt%。

·奥氏体相的锰含量是11.8wt%和11.6wt%。

·该合金的铁基质由11.3vol%主要奥氏体树枝晶体和66.4vol%低共熔奥氏体组成。

·该铁基质的化学是Fe–12Cr–12Mn-1.0C–0.4Si，其基本是含12%固溶体铬的基础锰钢（basic manganese steel）。

按照在“Double Torsion Technique as a Universal Fracture ToughnessMethod”,Outwater,J.O.et al.,Fracture Toughness and Slow-StableCracking,ASTM STP 559,American Society for Testing and Materials,1974,pp 127-138中所述的方法，在两个样品上进行断裂韧性测试。

申请人发现，合金中锰的存在使得铁基质在工作过程中由于压缩荷载的作用而变成表面加工硬化的，从而提供了一种具有适度耐磨性和优良韧性的材料，这归因于通过将铸件从约1200℃水淬火至室温而形成的亚稳奥氏体结构。由于高锰含量以及特定碳含量，在冷却至室温的过程中，整个奥氏体结构被保持。

由于锰存在的协同结合，由本发明的白口铁合金制造的铸件相比常规高铬白口铁提供了显著改进的断裂韧性，并结合了白口铁的下述优势：(a)高耐磨损性和耐侵蚀损耗性，(b)相对高的屈服强度，和(c)在酸性环境中适度的耐腐蚀性。

上述实例的白口铁具有56.3MPa√m的平均断裂韧性。对于高铬白口铁而言，该结果与25-30MPa√m的韧性值相比是有利的。预期该断裂韧性使所述合金适合用于高抗冲应用中，诸如泵，包括砂砾泵和浆液泵。所述合金也适合破碎岩石、矿物或矿石的机械，诸如粗碎机。

本发明白口铁合金的一个优势在于对所形成的合金的热加工将碳化物粉碎成分离的碳化物，从而改进所述合金的可锻性。

在本说明书中对现有技术的提及不被、也不应被认为是承认或以任何形式暗示该现有技术在澳大利亚或任何其他国家构成公知常识的一部分。

可以对如上所述的本发明的优选实施方式进行很多修改而不会背离本发明的精神和范围。

应理解，如在本说明书和权利要求书中使用的术语“包含”或其语法变体等同于术语“包括”而且不应被理解为排除其他特征或要素的存在。

Claims

1.一种具有溶液处理的微结构的白口铁合金铸件，所述微结构包括：

(a)包含残留奥氏体的铁基质，所述基质具有下述组成：

锰：8-20wt%

碳：0.8-1.5wt%；

铬：5-15wt%；和

铁：余量(包括附带杂质)；和

(b)分散于所述基质中的铬碳化物，所述碳化物占所述合金体积分数的15-60%。

2.如权利要求1所述的铸件，其中，根据在所述基质中铬浓度与碳浓度之间的相反关系选择所述白口铁合金的体相化学中的铬浓度和/或碳浓度，以使铬和碳之一或二者的基质浓度控制在如权利要求1定义的所述基质中的范围内，以便所述铸件具有所需的性质，诸如韧性和/或硬度和/或耐磨性和/或加工硬化能力和/或耐腐蚀性。

3.如权利要求1或2所述的铸件，其中碳的所述基质浓度大于0.8wt%且小于1.5wt%。

4.如前述权利要求中任一项所述的铸件，其中碳的所述基质浓度小于1.2wt%。

5.如前述权利要求中任一项所述的铸件，其中碳的所述基质浓度大于1wt%。

6.如前述权利要求中任一项所述的铸件，其中所述碳化物占所述铸件体积分数的5-60%。

7.如前述权利要求中任一项所述的铸件，其中所述碳化物占所述铸件体积分数的10-40%。

8.如前述权利要求中任一项所述的铸件，其中所述微结构包含15-30vol%的分散于所述残留奥氏体基质中的碳化物。

9.如前述权利要求中任一项所述的铸件，其中所述碳化物包括铬-铁-锰碳化物。

10.如前述权利要求中任一项所述的铸件，其中在溶液处理之后，所述铁基质包含主要奥氏体树枝晶体和/或低共熔奥氏体，而所述碳化物相包含主要铬-铁-锰碳化物和/或低共熔铬-铁-锰碳化物。

11.如前述权利要求中任一项所述的铸件，其中所述碳化物包括碳化铌和/或碳化铌和碳化钛的化学混合物。

12.如前述权利要求中任一项所述的铸件，其中所述基质基本不含铁素体。

13.如前述权利要求中任一项所述的铸件，包括下述体相组成：

铬：10-40wt%；

碳：2-6wt%；

锰：8-20wt%；

硅：0-1.5wt%；和

余量的铁和附带杂质。

14.如权利要求13所述的铸件，其中所述体相组成包括0.5-1.0wt%硅。

15.如权利要求13或14所述的铸件，其中所述体相组成包括2-4wt%碳。

16.如权利要求1-12中任一项所述的铸件，包括下述体相组成：

铬：7-36wt%；

碳：3-8.5wt%；

锰：5-18wt%；

硅：0-1.5wt%；

钛：2-13wt%；和

余量的铁和附带杂质。

17.如权利要求1-12中任一项所述的铸件，包括下述体相组成：

铬：7-36wt%；

碳：3-8.5wt%；

锰：5-18wt%；

硅：0-1.5wt%；

铌：8-33wt%；和

余量的铁和附带杂质。

18.如权利要求1-12中任一项所述的铸件，包括下述体相组成：

铬：7-36wt%；

碳：3-8.5wt%；

锰：5-18wt%；

硅：0-1.5wt%；

铌和钛：5-25wt%；和

余量的铁和附带杂质。

19.经受严重磨损和侵蚀损耗的设备，例如，浆液泵和管道、磨机衬里、压碎机、传送溜槽和地面结合工具，且所述设备包括前述权利要求中任一项所述的铸件。

20.一种白口铁合金，其包括下述体相：

铬：10-40wt%；

碳：2-6wt%；

锰：8-20wt%；

硅：0-1.5wt%；和

余量的铁和附带杂质。

21.一种白口铁合金，其包括下述体相：

铬：7-36wt%；

碳：3-8.5wt%；

锰：5-18wt%；

硅：0-1.5wt%；

钛：2-13wt%；和

余量的铁和附带杂质。

22.一种白口铁合金，其包括下述体相：

铬：7-36wt%；

碳：3-8.5wt%；

锰：5-18wt%；

硅：0-1.5wt%；

铌：8-33wt%；和

余量的铁和附带杂质。

23.一种白口铁合金，其包括下述体相：

铬：7-36wt%；

碳：3-8.5wt%；

锰：5-18wt%；

硅：0-1.5wt%；

铌和钛：5-25wt%；和

余量的铁和附带杂质。

24.一种制造如在权利要求1-18任一项中所述铸件的方法，包括下述步骤：

(a)形成如在权利要求19-21任一项中所述的白口铁合金的熔体；

(b)将所述熔体倾倒入模具中以形成所述铸件；和

(c)使所述铸件基本冷却至室温。

25.如权利要求24所述的方法，还包括在步骤(c)之后通过下述热处理所述铸件：

(d)将所述铸件加热至溶液处理温度；和

(e)淬火所述铸件。

26.如权利要求25所述的方法，其中所述溶液处理温度在900℃至1200℃的范围内。

27.如权利要求25或26所述的方法，其中所述铸件在所述溶液处理温度下被保持至少1小时。