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Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Verbesserung der Eigenschaften von solchen Magnesiumlegierungen, die einer Veredelung auf Grund einer durch Wärmebehandlung herbeigeführtenAusscheidungs- härtung zugänglich sind, u. zw. insbesondere von Magnesiumlegierungen mit zwischen etwa 3 und 12% Aluminium.
Für die Veredelung derartiger Legierungen ist bereits vorgeschlagen worden, die Legierungen zunächst einer Wärmebehandlung in einem Temperaturbereich steigender Löslichkeit des zur Bildung von Mischkristallen befähigten Legierungsbestandteiles zu unterwerfen (Homogenisierungsstufe), und darauf die Legierung entweder abzuschrecken und anschliessend in einem tiefer gelegenen Temperaturbereich anzulassen, oder aber sie einer künstlieh verzögertenAbkühlung aus dem erstgenannten Temperaturbereich zu unterwerfen (Anlassstufe).
Theoretisch würde die obere Grenze für die in der Homogenisierungsstufe anzuwendenden Temperaturen durch den Soliduspunkt der Legierung gebildet werden, und da anderseits die Duffusions-
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Abkürzung der Behandlungsdauer die Glühbehandlung bei Temperaturen möglichst nahe unterhalb des Soliduspunktes durchzuführen.
Es hat sich jedoch in der Praxis gezeigt, dass die Anwendung so hoher Temperaturen zu einem teilweisen Schmelzen der Legierungen, und damit auch zu Formänderungen der der Wärmebehandlung zu unterwerfenden Werkstücke führt.
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aus dem Phasendiagramm ergebenden Gleichgewichte erstarren.
Die sich bei der Abkühlung bildenden magnesiumreichen Primärkristalle nehmen nämlich infolge der geringen Diffusionsgeschwindigkeit nicht die der Sättigungsgrenze im festen Zustande entsprechenden Menge an Legierungsmetallen, beispielsweise Aluminium, in fester Lösung auf, so dass mehr oder weniger grosse Anteile der letzteren in Form eines interkristallinen Netzwerkes ausgeschieden werden, dessen Schmelzpunkt anscheinend mit dem des bei höheren Fremdmetallgehalten auftretenden Eutektikum übereinstimmt. Man hat infolgedessen bei der Wärmebehandlung dieser Legierungen nur Temperaturen zur Anwendung bringen können,
die unterhalb dieser eutektisehen Temperatur liegen und die zur Erzielung der beabsichtigten Homogenisierung über entsprechend lange Zeiträume hinaus aufrechterhalten werden mussten. Da die hiebei in Frage kommenden Zeiträume sich nach mehreren Tagen bemessen, wird die lange Dauer dieser Gluhbehandlung im praktischen Betriebe als ausserordentlich störend empfunden.
Es wurde nun beobachtet, dass schon nach einer verhältnismässig kurzzeitigen Wärmebehandlung bei Temperaturen dicht unterhalb der eutektikalen die Hauptmenge des interkristallin eingelagerten, leicht schmelzbaren Netzwerkes verschwindet, indem nämlich beträchtliche Anteile des letzteren in Form einer festen Lösung in die anfangs noch ungesättigten primären Magnesiumkristalle eintreten. Ist dieser Zustand aber einmal erreicht, so erscheint eine nachträgliche Steigerung der Behandlungstemperatur bis und über die eutektische Temperatur ohne die Gefahr möglich, dass infolge der Gegenwart leicht schmelzbarer Gefügebestandteile ein teilweises Schmelzen der Werkstücke mit seinen unerwünschten Folgeerscheinungen eintritt.
Natürlich darf bei dieser Steigerung die der Legierungszusammensetzung auf Grund des Zustandsdiagramms entsprechende Solidustemperatur nicht überschritten werden.
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In der Zeichnung ist beispielsweise die magnesiumreiohe Seite des Zustandsdiagramms der Magnesium-Aluminium-Legierungen wiedergegeben. Die ausgezogenen Linien A, B, 0 entsprechen den theoretischen PhasengTenzen im Gleichgewichtszustand der Legierungen, während die gestrichelt gezeichneten Linien D, E, F, die bei einer normalen Abkühlung der Legierungen aus dem geschmolzenen Zustand sich einstellenden tatsächlich beobachteten Verhältnisse wiedergeben.
Gemäss Erfindung wird die Homogenisierungsstufe der Wärmebehandlung in zwei Unterstufen zerlegt, von denen die erste bei Temperaturen unterhalb der eutektikalen, aber noch innerhalb des Temperaturgebietes der erhöhten Löslichkeit des die Vergütung bedingenden Legierungsmetalls durchgeführt wird und von verhältnismässig nur kurzer Zeitdauer ist, während in der zweiten Unterstufe höhere Temperaturen, die zweckmässig oberhalb der eutektikalen liegen, zur Anwendung gelangen.
Die Wirkung der ersten Unterstufe besteht nach dem Vorgesagten darin, dass der Hauptteil der in den Eorngrenzen ausgesehiedenen fremdmetallreichen Bestandteile durch Diffusion in die primären Kristalle zum Versehwinden gebracht werden. Im Hinblick auf die Zeichnung bedeutet dies, dass die gestrichelten Linien D, E, F nach links verschoben werden, so dass sie sich den ausgezogenen Linien A, B, C allmählich nähern und schliesslich mit ihnen zusammenfallen.
Hieraus folgt aber, dass die Temperaturen, bei denen ein auch nur teilweises Schmelzen von Bestandteilen der Legierung stattfindet, infolge des Verschwindens dieser leichtschmelzenden Bestandteile steigen und zum Schluss mit der ausgezogenen Soliduslinie im Zustandsdiagramm zusammenfallen. Dies heisst aber nichts anderes, als dass im Anschluss eine Wärmebehandlung bei Temperaturen, die bei oder oberhalb der eutektischen liegen, vorgenommen und so die Homogenisierung in entsprechend kürzeren Zeit zum Abschluss gebracht werden kannn.
Nach der bisher üblichen Behandlungsweise wurde für die Homogenisierung von MagnesiumAluminium-Legierungen eine Wärmebehandlung bei 430 C während etwa 72 Stunden für erforderlich gehalten. Nach dem vorliegenden Verfahren dagegen, bei demnächst eine Vorbehandlung bei 4300 C während etwa 6-9 Stunden erfolgt, wird die gleiche Wirkung schon nach einer Nachbehandlung bei 440 C während etwa 15-8 Stunden erreicht, so dass die Gesamtdauer der Wärmebehandlung nur etwa 21-17 Stunden beträgt.
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Vorbehandlung den Werkstoff abschrecken und ihn später der Nachbehandlung bei der erhöhten Temperatur unterwerfen.
Weitere Versuche haben gezeigt, dass man die Temperatur der Vorbehandlung schon während der letzteren allmählich steigern kann in dem Sinne, dass man mit der fortschreitenden Annäherung der tatsächlichen Soliduslinie an ihren theoretischen Verlauf (entsprechend der allmählichen Annäherung der Linien D, E, F an die Linien A, B, C in dem Gleiehgewichtsdiagramm) nachfolgt. Auf diese Weise wird ein allmählicher Übergang der Vorbehandlungs-in die Naehbehandlungsstufe erzielt.
Beispiel :
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wurde in einen elektrischen Ofen und in einer Kohlensäure-Atmosphäre zunächst einer Vorbehandlung während 5 Stunden bei 4200 C unterworfen, worauf die Temperatur auf 435 C gesteigert und diese letztere Temperatur während 16 Stunden aufrechterhalten wurde. Nach Abschreckung der Legierung ergab
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der beschriebenen Wärmebehandlung kann die Legierung in an sich bekannter Weise zwecks weiterer Steigerung ihrer Festigkeitseigenschaften eine Anlassbehandlung während 16 Stunden bei 1500 erfahren.
Neben den die eigentliche Vergütung bedingenden Fremdmetallen, wie Aluminium, Zink u. dgl. können auch andere Metalle, wie Silizium, Mangan u. dgl., die eine Ausscheidungshärtung im Magnesium nicht zu erzeugen vermögen, in kleinen Mengen (bis zu etwa 2%) zugegen sein.
PATENT-ANSPRÜCHE :
1. Verfahren zur Veredelung von Magnesiumlegierungen, die einer Ausscheidungshärtung zugänglich sind, insbesondere von Magnesiumlegierungen mit zwischen etwa 3 und 12% Aluminium, dadurch gekennzeichnet, dass die Homogenisierungsglühung in zwei Stufen durchgeführt wird, von denen die erste bei Temperaturen unterhalb der eutektischen durchgeführt wird und von verhältnismässig kurzer Dauer ist, während die Behandlung in der zweiten Stufe bei der eutektischen oder einer noch höheren Temperatur erfolgt.
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The invention relates to a method for improving the properties of those magnesium alloys which can be refined on the basis of precipitation hardening brought about by heat treatment, and the like. between in particular magnesium alloys with between about 3 and 12% aluminum.
For the refinement of such alloys, it has already been proposed to first subject the alloys to a heat treatment in a temperature range of increasing solubility of the alloy component capable of forming mixed crystals (homogenization stage), and then either to quench the alloy and then to temper it in a lower temperature range, or else to subject them to an artificially delayed cooling from the first-mentioned temperature range (tempering stage).
Theoretically, the upper limit for the temperatures to be used in the homogenization stage would be formed by the solidus point of the alloy and, on the other hand, the duffusion
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Shortening the treatment time, the annealing treatment can be carried out at temperatures as close as possible below the solidus point.
However, it has been shown in practice that the use of such high temperatures leads to a partial melting of the alloys and thus also to changes in shape of the workpieces to be subjected to the heat treatment.
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The equilibria resulting from the phase diagram solidify.
The magnesium-rich primary crystals that form during cooling do not take up the amount of alloy metals corresponding to the saturation limit in the solid state, e.g. aluminum, in solid solution, so that more or less large proportions of the latter are precipitated in the form of an intergranular network whose melting point apparently corresponds to that of the eutectic that occurs with higher foreign metal contents. As a result, in the heat treatment of these alloys it has only been possible to apply temperatures
which are below this eutectic temperature and which had to be maintained over correspondingly long periods of time in order to achieve the intended homogenization. Since the periods of time in question are measured after several days, the long duration of this annealing treatment is felt to be extremely annoying in practical operation.
It has now been observed that even after a relatively brief heat treatment at temperatures just below the eutectical, the majority of the intercrystalline embedded, easily meltable network disappears, namely that considerable proportions of the latter enter the initially unsaturated primary magnesium crystals in the form of a solid solution. However, once this state has been reached, a subsequent increase in the treatment temperature up to and above the eutectic temperature appears possible without the risk of partial melting of the workpieces with its undesirable consequences due to the presence of easily meltable structural components.
Of course, with this increase, the solidus temperature corresponding to the alloy composition based on the phase diagram must not be exceeded.
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In the drawing, for example, the magnesium-rich side of the state diagram of the magnesium-aluminum alloys is shown. The solid lines A, B, 0 correspond to the theoretical phase frequencies in the equilibrium state of the alloys, while the dashed lines D, E, F represent the actually observed relationships that occur during normal cooling of the alloys from the molten state.
According to the invention, the homogenization stage of the heat treatment is divided into two sub-stages, of which the first is carried out at temperatures below the eutectical, but still within the temperature range of the increased solubility of the alloy metal required for the tempering, and is of relatively short duration, while in the second sub-stage higher temperatures, which are suitably above the eutectical, are used.
According to the above, the effect of the first sub-stage consists in the fact that the main part of the foreign-metal-rich components excreted in the Eorn boundaries are made to disappear by diffusion into the primary crystals. With regard to the drawing, this means that the dashed lines D, E, F are shifted to the left, so that they gradually approach the solid lines A, B, C and finally coincide with them.
It follows from this, however, that the temperatures at which even partial melting of components of the alloy takes place rise due to the disappearance of these easily melting components and finally coincide with the solidus line in the state diagram. However, this means nothing other than that a heat treatment can then be carried out at temperatures which are at or above the eutectic and thus the homogenization can be brought to a conclusion in a correspondingly shorter time.
According to the previously usual treatment method, a heat treatment at 430 C for about 72 hours was considered necessary for the homogenization of magnesium-aluminum alloys. In contrast, according to the present method, when a pretreatment at 4300 C for about 6-9 hours soon takes place, the same effect is achieved after a post-treatment at 440 C for about 15-8 hours, so that the total duration of the heat treatment is only about 21 17 hours.
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Pretreatment quench the material and later subject it to post-treatment at the elevated temperature.
Further experiments have shown that the temperature of the pretreatment can be gradually increased even during the latter, in the sense that as the actual solidus line approaches its theoretical course (corresponding to the gradual approach of the lines D, E, F to the lines A, B, C in the balance weight diagram) follows. In this way, a gradual transition from the pre-treatment to the post-treatment stage is achieved.
Example:
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was first subjected to a pretreatment for 5 hours at 4200 ° C. in an electric furnace and in a carbonic acid atmosphere, whereupon the temperature was increased to 435 ° C. and this latter temperature was maintained for 16 hours. After quenching the alloy revealed
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After the heat treatment described, the alloy can undergo a tempering treatment for 16 hours at 1500 in a manner known per se in order to further increase its strength properties.
In addition to the foreign metals such as aluminum, zinc, etc. Like. Other metals such as silicon, manganese and. The like. That are unable to produce precipitation hardening in the magnesium, be present in small amounts (up to about 2%).
PATENT CLAIMS:
1. A method for refining magnesium alloys that are amenable to precipitation hardening, in particular magnesium alloys with between about 3 and 12% aluminum, characterized in that the homogenization annealing is carried out in two stages, the first of which is carried out at temperatures below the eutectic and is of comparatively short duration, while the treatment in the second stage takes place at the eutectic or an even higher temperature.