Verfahren zum Hers-hellen einer hochschadenstoleranten Aluminiumlegierung
Die vorliegende Erfindung offenbart ein Verfahren zum Herstellen einer hochschadenstoleranten gewalzten Aluminiumlegierung mit einer guten Zähigkeit und einer verbesserten Ermüdungsrisswachstumsbeständigkeit, während gute Festigkeitsniveaus aufrechterhalten werden, und ein AlumiiniumlegierungsBlech- oder Blechtafelprodukt mit einer solchen hohen Zähigkeit und einer verbesserten Ermüdungsrisswachstumsbeständigkei . Des Weiteren betrifft die Erfindung die Verwendung eines Legierungsprodukts, das durch das Verfahren dieser Erfindung erzielt wurde.
Es ist auf dem Gebiet bekannt, wär ebehandelbare Aluminiumlegierungen bei einer Reihe von Anwendungen, bei denen relativ hohe Festigkeit involviert ist, wie bei Luftfahrzeugrümpfen. Fahrzeugteilen und anderen Anwendungen, zu verwenden.
Die Aluminiumlegierungen AA2024, ÄA23 4 und AA2524 sind wohlbekannte wärmebehandelbare Aluminiumlegierungen, die nützliche Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften bei T3-, T39- und 351-Vergütungen aufweisen . Ausserdem sind die Aluminiumlegierungen AA6013 und AA6058 wohlbekannte wärmebehandelbare Aluminiumlegierungen, die nützliche Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften sowie eine gute Ermüdungsrisswachstumsbeständigkeit sowohl bei T4- als auch bei T6-Vergütungen aufweisen .
Es ist bekannt, dass der T -Vergütungszustand einen lösungsglühbehandelten und abgeschreckten Zustand, det natürlich zu einem im Wesentlichen stabilen Eigenschaftsniveau gealtert wurde, betrifft, während T6-Vergüturigen einen festeren Zustand, der durch künstliches Altem hergestellt wurde,
betreffen.
Mehrere andere Legierungen der Serien AA2000 und AA6000 sind im Allgemeinen ungeeignet für die Konstruktion von Verkehrsflugzeugen, die unterschiedliche Sätze von Eigenschaften für unterschiedliche Typen von Strukturen erfordern. Je nach den Konstruktionskriterien für ein bestimmtes Flugzeugbauteil können selbst kleine Verbesserungen bei Zähigkeit und Risswachstumsbeständigkeit, im Besonderen für hohe [Delta]K-Werte, zu Gewichtseinsparungen führen, die sich als Kraftstoffeinsparung über die Lebensdauer des Luf fahrzeugs und/oder ein grösseres Niveau an Sicherheit auswirken. Im Besonderen i3t es bei Rumpfaussenhaut oder ünterflügelaussenhaut erforderlich, Eigenschaften wie gute Beständigkeit gegenüber Rissausbreitung entweder in der Form von Risszähigkeit oder Ermüdungsrisswachstumsbeständigkeit zu besitzen.
Ein gewalztes Legierungsprodukt, das entweder als ein Blech oder als eine Blechtafel mit verbesserten Schadenstoleranzeigenschaften verwendet wird, verbessert die Sicherheit der Passagiere, verringert das Gewicht des Luftfahrzeugs und führt zu einem längeren Flugbereich, niedrigeren Kosten und weniger häufigen Wartungsintervallen . US 5.213.639 offenbare ein Verfahren 2üm Herstallen einer Aluminiumlegierung der Serie AA2000 mit einer Legierung auf Aluminiumbasis, die warmgewalzt, erwärmt und erneut warmgewalzt wird, wodurch gute Kombinationen von Festigkeit zusammen mit hoher Risszähigkeit und einer niedrigen Ermüdungsrisswachstumsgeschwindigkeit erzielt werden.
Es wird offenbart, eine Zwischenglühbehandlung nach dem Warmwalzen des gegossenen Blocks mit einer Temperatur zwischen 479<[beta]>C und 524 [masculine ordinal]c anzuwenden und die zwischengeglühte Legierung erneut warmzuwalzen. Von einer solchen Legierung wird berichtet, dass sie eine 5%ige Verbesserung gegenüber den herkömmlichen Legierungen der AA2024-Serie bei T-L-Risszähigkeit und eine verbesserte Ermüdungsrisswachstumsbeständigkeit bei bestimmten [Delta]K-Niveaus aufweist.
Es wurde berichtet, dass die bekannte AA6056-Legierung gegenüber Korngrenzenkorrosion in dem T6-Vergütungszustand empfindlich ist.
Zum Überwinden dieses Problems stellt US5.858.134 einen Prozess für die Herstellung von gewalzten oder extrudierten Produkten mit einer definierten chemischen Zusammensetzung bereit, wobei die Produkte in einen überalterten Vergütungszustand gebracht werden, was zeit- und geldaufwändige Ver rbeitungszeiten seitens des Herstellers von Luft- und Raumfahrtbauteilen erforderlich macht. Hier wird berichtet, dass es zum Erzielen der verbesserten Korngrenzenkorrosionsbeständigkeit von wesentlicher Bedeutung für den Prozess ist, dass das Mg/Si-Verhältnls in der Legierung geringer als 1 ist.
US-4.589.932 offenbart ein Aluminiuim-Knetlegierungsprodukt zum Beispiel für Automobil- und Luft- und Raumfahrt onstruktionen, wobei die Legierung nachfolgend unter der AA-Bezeichnung 6013 registriert wurde.
Eine solche Aluminiumlegierung wurde bei einer Temperatur in einem Bereich von 44S<[beta]>C bis 582 [deg.]C, die sich der Solidustemperatur der Legierung nähert, lösungsgiühbehandel .
EP-A-1143027 offenbart ein Verfahren zum Herstellen einer AlMg-Si-Legie ung der AA6000erie mit einer definierten chemischen Zusammensetzung, wobei die Produkte- einem Ablauf künstlicher Alterung unterzogen werden, um die Legierung zu verbessern und die Charakteristiken hoher Schadenstoleranz ("HDT<tt>) zu erfüllen, die denjenigen der AA2024-Serien ähnlich sind, die vorzugsweise für Luftfahrtanwendungen verwendet werden, aber nicht schweissbar sind.
Der Alterungsablauf wird unter Verwendung einer jeweiligen Funktion der Zusammensetzung optimiert.
EP-H70394-A2 offenbart ein Aluminiu legierungs-Blechprodukt mit verbesserter Ermüdungsrisswachstumsbeständigkeit mit einer anisotropen MikroStruktur, die durch Körner mit einem durchschnittlichen Länge-zu-Breite-Streckungsverhältnis von mehr als ungefähr 4 definiert wird.
Eine solche Legierung weist eine Verbesserung bei Druckfestigkeitseigenschaften auf, die durch jeweilige Blechprodukte im Vergleich zu herkömmlichen AA252 -Blechprodukten erreicht wird. Über die gesamte hoch anisotrope Kornstruktur konnte die Ermüdungsrisswachstumsbeständigkeit verbessert werden.
WO-97/22724 offenbart ein Verfahren und eine Vorrichtung zum Herstellen eines Aluminiumlegierungs-Blechprodukts typischerweise für Automobilanwendung, mit verbesserter Dehngrenze durch kontinuierliches und schnelles Erwärmen des warmgewalzten und kaltgewalzten Blechs, das
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lösungsgiühbehandelt und abgeschreckt wurde, auf eine Voralterungstemperatur vor dem Schritt kontinuierlicher. Wickeins.
Nach dam schnellen Erwärmen wird das Blech in Bandringform bei Umgebungstemperatur abgekühlt, wobei das schnelle Erwärmen und das Abkühlen bei Umgebungstemperatur die Paint Bake Response des Aluminiumlegierungs-Blechs verbessert. Es wird offenbar , dass bevorzugt wird, das gewickelte Blech schnell auf zwischen 65 [deg.]C und<'>121<[beta]>C zu erwärmen und eine Abkühlungsgeschwindig- ' keit bei Umgebungstemperatur zu wählen, bei der bevorzugt wird, dass sie zwischen 1,1<*>C/h und 3,3<[beta]>C/h liegt.
Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungsprodukts mit einer verbesserten Zähigkeit und einer verbesserten Erüdungsrisswachstumsbeständigkeit bereitzustellen, wobei die Festigkeitshiveaus von herkömmlichen Legierungen der Serien AA2000, AA5000, AA[delta]OOO oder AA7000 gewahrt bleiben.
Im Besonderen ist es die Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein verbessertes Verfahren zum Herstellen hochschadenstoleranter ("HDT<[Lambda]>) Aluminiumlegierungen mit ausgewogenen Eigenschaften in Bezug auf Ermüdungsrisswachstumsbeständigkeit, Zähigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Festigkeit bereitzustellen. Die HDT-Eigens[sigma]haften sollten vorzugsweise besser sein als diejenigen von herkömmlich hergestellten AA6013-T6-, 5056-T[beta]Legierungen und vorzugsweise besser als AA2024-T3- oder AA2524-T3-Legierungen.
Im Besonderen besteht ein allgemeines Erfordernis für gewalzte Aluminiumlegierungen der Serien AA6000, vorzugsweise in dem Bereich von Aluminiumlegierungen der Serien AA6013 und AA6056, bei Verwendung für Luft- und Raumfahrtanwendungen, dass die Ermüdungsrisswachstumsgeschwindigkeit ("FCGR") nicht grösser
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als ein definiertes Maximum sein soll.
Eine FCGR, die die Erfordernisse von hochschadenstoleranten Legierungsprodukten der Serie 2024 erfüllt, ist zum Beispiel eine FCGR unter 0,001 mm/Zyklen bei [Delta]K = 20 MPaVm und 0,01 mm/Zyklen bei [Delta]K = 40 MPaVm.
Es ist noch eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein gewalztes Aluminiumlegierungsprodukt zur Verwendung zum Konstruieren von Strukturteilen in der Luftfahrzeugindustrie bereitzustellen sowie ein Luftfahrzeugaussenhautmaterial, das aus solcher Legierung hergestellt ist,
bereitzustellen oder ein Fahrzeugbauteil bereitzustellen.
Die vorliegende Erfindung löst eine oder mehrere der vorgenannten Aufgaben durch die Merkmale von Nebenansprüchen.
Bei einem Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zum Herstellen einer hochschadenstoleranten Aluminiumlegierung mit einer hohen Zähigkeit und einer verbesserten Ermüdungsrisswachstumsbeständigkeit bereitgestellt,, das die folgenden Schritte umfasst:
a.) Giessen eines Blocks mit einer Zusammensetzung, die aus der Gruppe bestehend aus Legierungen der Serien AA2000, AA5000, AA6000 und AA7000 gewählt ist;
b.) Homogenisieren und/oder Vorwärmen des Blocks nach dem Giessen;
c.) Warmwalzen des Blocks zu einem warmgewalzten Produkt und wahlweise weiteres Kaltwalzen des warmgewalzten Produkts zu einem kaltgewalzten Produkt, dadurch
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gekennzeichnet, dass das warmgewalzte Produkt das Warmwalzwerk bei einer
Warmwalzwerkaustrittstemperatur (TE[chi]_c) veriässt, und Abkühlen des warmgewalzten Produkts von TE[chi]+-t auf 150 [deg.]C mit einem gesteuerten Abkühlungszyklus mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit, die in den Bereich fällt, der definiert wird durch:
T(t) = 50 - (50 - TBxi.r) e'<x>'<t>
und wobei T (t) die Temperatur (<P>C) als Funktion in Zeit (ausgedrückt in Stunden) ist, t die Zeit (ausgedrückt in Stunden) ist und et (ausgedrückt in hrs<-1>) ein Parameter ist, der die Abkühlungsgeschwindigkeit definiert und in dem Bereich von -0, 09 +- 0, 05 (hrs<-1>) liegt, wobei ein Bereich von -0, 09 + 0, 03 (hrs"<1>) stärker zu bevorzugen ist.
Es wurde festgestellt, dass unterhalb der Temperatur von 150 'C die Abkühlungsgeschwindigkeit nicht länger relevant ist, um eine oder mehrere der Vorteile, die nach dieser Erfindung festgestellt wurden, zu erreichen.
Während Techniken nach dem Stand der Technik den Fachmann lehren, einen Block zu giessen und warmzuwalzen, um ein Blechtafel- oder Blechprodukt zu erzielen, wobei der Block vor dem Warmwalzen wahlweise vorgewärmt oder homogenisiert wird,
verlor das warmgewalzte Produkt seine erhöhte Temperatur ziemlich schnell, wodurch die Leistung des Produkts gefährdet wurde . Es wurde festgestellt, dass durch Halten des warmgewalzten Produkts auf einer erhöhten Temperatur für einen vorgegebenen Zeitraum, um es einem gesteuerten Abkühlungszyklus zu unterziehen, die Schadenstoleranzeigen *
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Sch ften, wie Zähigkeit und Risswachstumsbeständigkeit eines solchen gewalzten Produkts nach der vorliegenden Erfindung verbessert werden können.
Typische Warmwalzwerkaustrittste peraturen liegen bei einer Praktik auf industrieller Ebene in einem Bereich von 350 bis 500<[beta]>C und hängen von der Legierung ab, wobei zum Beispiel die Austrittstemperatur für eine AA[beta]xxx am höheren Ende dieses Bereichs von ungefähr 420 bis 500<[alpha]>C liegt,
während dies bei Legierungen der Serien AA2xxx und AA7[chi][chi][chi] an dem niedrigeren Ende dieses Bereichs von ungefähr 350 bis 425 [deg.]C läge.
Ein weiteres Kaltwalzen des abgekühlten warmgewalzten Produkts in Bandringform ist optional. Das Kaltwalzen kann Rieht- oder Schrägwalzen sein. Heitere Schritte des Zwischenglühens vor, während oder nach dem Kaltwalzen sind ebenfalls optional.
Des Weiteren ist es möglich, das warmgewalzte Produkt einem wickeln zu unterziehen, um eine gewickelte Form zu erhalten und dadurch eine gesteuerte Abkühlungsgeschwindigkeit zu erreichen, bis das Produkt auf Raumtemperatur abgekühlt ist. Dann ist es möglich, den Bandring in Vorblöcke zu schneiden, die dann weiter kaltgewalzt werden.
Das Material, das durch diese erfinderische Verarbeitungsfolge hergestellt wird, zeigte eine bessere Eigenschaftsausgewogenheit als diejenigen warmgewalzten Produkte, die während oder nach dem Warmwalzen ohne Wickeln in Vorblöcke geschnitten wurden
(Standardblechtafelfolge), oder diejenigen Produkte, die nach dem Kaltwalzen gewickelt wurden (Standardblechfolge) .
Eine zweite Alternative, um das warmgewalzte Produkt einem gesteuerten Abkuhlungszyklus zu unterziehen, ist der Schritt
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kontinuierlichen Bewegens der Legierung durch einen Ofen nach dem Warmwalzen, wobei der Ofen so eingerichtet werden kann, dass Wärme und/oder Kälte auf die Legierung angewendet wird, während sie sich zu ihrer Kaltwalzstation oder Wickelstation weiterbewegt.
Bei einer weiteren Alternative wird daa gewalzte Produkt zuerst auf ein gewünschtes Mass warmgewalzt und dann unter Verwendung herkömmlicher Abkühlung auf Raumtemperatur abgekühlt.
Danach wird dae abgekühlte warmgewalzte Produkt wieder auf eine armalzwerkaustrittstemperatur erwärmt und kann dann auf unter 150<[beta]>C abkühlen, wobei der gesteuerte Abkühluhgszyklus nach der Erfindung verwendet wird und dann weitere Verarbeitung folgt.
Je nachdem, ob Bleche oder Blechtafeln hergestellt werden, wird das warmgewalzte Produkt entweder nach dem Warmwalzen in den Ofen hineingeleitet oder nach dem Warmwalzen gewickelt, wobei die weitere Verarbeitung an Bandringen erfolgt (Blechfolge) .
Wenn das Produkt bei oder nach dem, Warmwalzen in Blechtafeln geschnitten wird, erfolgt die weitere Verarbeitung an dadurch hergestellten Blechtafeln.
Der Ofen kann vorzugsweise so eingerichtet werden, dass er verschiedene Mengen an Wärme in der Nähe der Warmwalzstation und andere Mengen an Wärme in einem grösseren Abstand von der Warmwalzstation in Abhängigkeit von der Abkühlungsgeschwindigkeit, Dicke und anderen Abmessungen des warmgewalzten Produkts, das die Warmwalzstation veriässt, anwendet.
Wenn das Warmwalzprodukt dem gesteuerten Abkdhlungszyklus durch Wickeln unterzoger wird, ist es möglich, die Legierung
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nach dem Warmwalzen in einem jeweiligen Ofen zu wickeln, wobei der Ofen dann ebenfalls so eingerichtet werden kann, Wärme anzuwenden,
um den Abkühlungszyklus zu steuern.
Bei einer Ausführung besitzt das warmgewalzte Produkt ein Mass in einem Bereich von bis zu 12 mm, wenn es das Warmwalzwerk mit der Warmwalzwerkaustrittstemperatur veriässt, und vorzugsweise in einem Bereich von 1 bis 10 mm, wobei der Bereich von 4 bis 8 mm am stärksten zu bevorzugen ist.
Wenn das gewalzte Produkt des Weiteren einem KaltwalzVorgang unterzogen wird, wird bevorzugt, dass die Gesamtkaltwalzreduktion in einem Bereich von 40 bis 70 % liegt, um die mechanischen Eigenschaften weiter zu optimieren.
Das Endmass des gewalzten Legierungsprodukts liegt vorzugsweise in einem Bereich von ungefähr 2 bis 7 mm.
Das Verfahren nach der vorliegenden Erfindung kann des Weiteren einen oder mehrere der folgenden Schritte umfassen:
d) Lösungsglühbehandeln des warmgewalzten Produkts, nachdem es dem gesteuerten AbkühlungsZyklus unterzogen wurde, oder des kaltgewalzten Produkts bei einer Temperatur und Zeit, die ausreichen, um lösliche Bestandteile in der Legierung in feste Lösung zu platzieren;
e) Abschrecken des lösungsglühbehandelten Legierungsprodukts durch eines von Sprühabschrecken oder Immersionsabschrecken in Wasser oder anderen Abschreckmedien;
.../ll
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f) wahlweise Strecken oder Pressen des abgeschreckten Legierungsprodukts oder anderweitiges Kaltumformen zum Entspannen, wie zum Beispiel Richten von Blechprodukte ;
g) wahlweise Altern des abgeschreckten und wahlweise gestreckten oder gepressten Legierungsprodukts, um eine gewünschte Vergütung zu erreichen,<'>die von der Legierungschemie abhängt, jedoch die Vergütungen T3, T351,- T6, T4, T74, T76, T751, T7451, T7651, T77, T79 umfasst .
Des Weiteren ist es möglich, einen warmgewalzten Block nach einem ersten Warmwalz o ang zu glühen und/oder wiederzuerwärmen und dann das Produkt zu einem Warmwalzendmass erneut warmzuwalzen, wobei eine Abkühlung nach der Erfindung folgt. Es ist des Weiteren möglich, das warmgewalzte Produkt vor und/oder bei dem Kaltwalzen zwischenzuglühen.
Diese Techniken, die nach dem Stand der Technik bekannt sind, können auf vorteilhafte Weise bei einem Verfahren nach der vorliegenden Erfindung verwendet werden.
Die durchschnittliche Abkühlungsgeschwindigkeit bei Verwendung des gesteuerten Abkühlungszyklus nach der Erfindung liegt in einem Bereich von 12 bis 20<[beta]>C/Stunde.
Bei einer Ausführung der vorliegenden Erfindung umfasst der Gussblock für die Verarbeitungsfolge des Verfahrens, das hierin offenbart wird, die folgende Zusammensetzung (in Gew.%) ; Si 0,6 bis 1,3, Cu 0,04 bis 1,1, Mn 0,1 bis 0,9, Mg 0,4 bis 1,3, Fe 0,01 bis 0,3, Zr < 0,25, Cr < 0,25, Zn < 0,6, Ti < 0,15, V < 0,25, Hf < 0,25, andere Elemente, im Besonderen
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Verunreinigungen, jeweils weniger als 0,05 und insgesamt weniger als 0,20, Rest Aluminium.
Wobei Legierungen in dem Zusammensetzungsbereich von AA6013 oder AA6056 stärker zu bevorzugen sind.
Eine andere Ausführung der vorliegenden Erfindung verwendet einen Block, der die folgende Zusammensetzung (in Gew.-%) umfasst: Cu 3,8 bis 5,2, Mg 0,2 bis 1,6, Cr < 0,25, Zr < 0,25 und vorzugsweise 0,06 bis 0,18, Mn <= 0,50 und Mn: > 0 und vorzugsweise > 0,15, Fe <= 0,15, Si <= 0,15 und Mn-haltige Dispersoide und unwesentliche Elemente und Verunreinigungen jeweils weniger als 0,05 und insgesamt weniger als 0,15 und der Rest im Wesentlichen und wobei die Mn-haltigen Dispersoide vorzugsweise wenigstens teilweise durch Zr-haitige Dispersoide ersetzt werden.
Nach einer anderen Ausführung der vorliegenden Erfindung verwendet das Verfahren einen Block, der im Wesentlichen die folgende Zusammensetzung (in Gew.-%) umfasst:
Zn 5,0 bis 9,5, Cu 1,0 bis 3,0, Mg 1,0 bis 3,0, Mn < 0,35, Zr < 0,25 und vorzugsweise 0,0[delta] bis 0,16, Cr < 0,25, Fe < 0,25, Si < 0,25, Sc < 0,35, Ti < 0,10, Hf und/oder V < 0,25, andere Elemente, typischerweise Verunreinigungen, jeweils weniger als 0,05 und insgesamt weniger als 0,15, Rest Aluminium. Typische Beispiele sind Legierungen in dem Bereich von AA7040, AA7050 und AA7[chi]75.
Nach einem anderen Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Aluminiumlegierungs-Blech- oder Blechtafelprodukt offenbart, das hohe Zähigkeit und eine verbesserte Ermüdungsrisswachsturnsbeständigkeit aufweist und das aus einem Legierungsprodukt hergestellt ist, das nach einem Verfahren, das oben
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beschrieben wurde und das hierin im Folgenden ausführlicher beschrieben wird, hergestellt wurde.
Im Besonderen eignet sich die vorliegende Erfindung am besten zum Herstellen eines gewalzten Legierungsblechprodukts, das ein Strukturelement eines Luftfahrzeugs oder eines Kraftfahrzeugs ist. Ein solches gewalztes Legiarungsblechprodukt könnte zum Beispiel als eine Rumpfaussenhaut eines Luftfahrzeugs oder ein Fahrzeugbauteil verwendet werden.
Das Vorgenannte und andere Merkmale und Vorteile des Verfahrens und der Legierungsprodukte nach der vorliegenden Erfindung werden gut ersichtlich aus der folgenden ausführlichen Beschreibung bevorzugter Ausführungen und den folgenden Figuren, bei denen
Fig.l eine typische Ab ühlungskurve einer Aluminiumlegierung ist,
die nach dem Warmwalzen unter Verwendung des Verfahrens nach dieser Erfindung abgekühlt wurde-
BEISPIELE
Beispiel 1
Bei einer ersten Ausführung der vorliegenden Erfindung wurden zwei herkömmliche Legierungen (AA6013 und AA6056) gegossen und zu einem Blechprodukt verarbeitet. Hier wurden zwei Verarbeitungsvarianten verwendet :
Arbeitsfol e 1. Es wurde eine normale Verarbeitungsfolge durch Giessen von Blöcken herkömmlicher AA6013- und AA60156Legierungszusammensetzungen auf Laborebene verwendet. Blöcke von 80 x 80 x 100 mm wurden spanend getrennt, homogenisiert,
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. * I
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vorgewärmt und zu 4, 5-mm-Blech warmgewalzt.
Nacn dem Warmwalzen wurden die warmgewalzten Produkte auf herkömmliche Weise auf Umgebungstemperatur abgekühlt, indem dem Blech ermöglicht wurde, bei Umgebungsluft auf Raumtemperatur abzukühlen, der Kaltwalzstation zugeführt, auf 2 mm kaltgewalzt und 20 min bei 550 [deg.]C wärmebehandelt, danach abgeschreckt und 4 Stunden bei 190 [deg.]C auf eine T6-Vergütung gealtert.
Arbeitsfolge 2. Blöcke herkömmlicher AA6013- und AA6056Legierungszusarnmensetzungen wurden auf Laborebene gegossen und spanend zu einer Grösse von 80 x 80 x 100 mm getrennt. Diese Blöcke wurden homogenisiert, vorgewärmt und zu 4,5-mm-Blech warmgewalzt. Eine Simulation des Warmwickeins auf einer industriellen Ebene wurde einbezogen, indem dem warmgewalzten Produkt eine ähnliche Temperaturgeschichte verliehen wurde wie diejenige, die ein Bandring bei Grossproduktion aufgewiesen hätte.
Die anderen Verarbeitungsschritte wurden ähnlich wie bei Arbeitsfolge 1 gehalten. Nach dem Kaltwalzen wurde das kaltgewalzte Produkt wurde 20 min bei 550<C>C wärmebehandelt, abgeschreckt und nachfolgend 4 Stunden bei 190 [deg.]C auf eine T6Vergütung gealtert. Die Ergebnisse werden in Tabelle 1 angegeben.
Tabelle 1. Übersicht der Festigkeit (p, R unter Verwendung kleiner Euronorm, Kerbzähigkeit (TS/RP) , Korngrenzenkorrosion (IGC) in Tiefen und Typ der 6013- und 6056LegierungsZusammensetzungen, die nach Arbeitsfolge 1 und Arbeitsfolge 2rwie oben beschrieben, bei zwei unterschiedlichen Warmwalzaust ittstemperatureinstellungen verarbeitet wurden.
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Nr.
LeAr- WarmRp Bau TS/Rp IGC IGC gierung beifcs walz- (MPa) (MPa) Tiefe Typ folge aus- ([mu]m) fcrifcfcstemperatur
(<[beta]>C)
1 6013 2 490 354 390 1,75 [iota]or P(i)
2 1 490 344 381 1,72 118 I
3 2 450 345 385 1,73 97 I
4 1 450 337 377 1,63 108 I
5 6056 2 490 347 386 1,85 112 I
6 1 490 349 388 1,79 177 1+
7 2 450 328 372 1,75 103 P<i)
1 450 331 375 1,70 143
<EMI ID=15.1>
<8><1>
Aus Tabelle 1 ist ersichtlich, dass die gewalzten Produkte bessere Kerbzähigkeit bei höheren Warmwalz temper aturen unter Beibehaltung guter Niveaus bei Dehngrenze und spezifischer Zugfestigkeit zeigten .
Des Weiteren gibt es eine Verbesserung bei der Korngrenzenkorrosion, so dass weitere Prüfungen in Bezug auf die Ermüdungsrisswachstu[pi]tsbeständigkeit erfolgten (Tabelle 2) .
Tabelle 2. Übersicht der Ermüdungsrisswachstumsbeständigkeit (FCGR) für die Beispiele Nr. 1, 2 und 5, 5 aus Tabelle 1 (höhere Warmwalztemperaturen) bei zwei unterschiedlichen [Delta]K-Niveaus .
/16 .
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LegieArWax[pi]t- FCGR FCGR rung beit walz- [Delta]K = 30 MPaVm [Delta]K = 40 MPaVm folge austrittstemperatur ([deg.]C)
6013 2<>490 l,83E-03 5,26E-03
1 490 l,84E-03 8,88E-03
6056 2 490 1, 62E-03 3,32E-03
1 490 l,66E-03 4,89E-03
<EMI ID=16.2>
Während die Er üdungsrisswachstumsbeständigkeit der erfinderischen Produkte mit der
Ermüdungsrisswachstumsbeständigkeit eines Produkts, das nach der Standardverarbeitungsfolge bei niedrigeren [Delta]K-Werten hergestellt wurde, nahezu identisch ist,
wird die Ermüdungsris3wachstumsbeständigkeit bei höheren [Delta]K-Werten verbessert .
Nach einer anderen bevorzugten Ausführung der vorliegenden Erfindung wurde eine kupferarme hochschadenstolerante LegierungsZusammensetzung der Serie AA6000 in einem Grossproduktionsversuch hergestellt. Die Zusammensetzung wird in Tabelle 3 angegeben.
Tabelle 3. Zusammensetzung von hochschadenstolerantem Blechprodukt der Serie AA6000 in Gew.-%, Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen.
<EMI ID=16.1>
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Die Legierung wurde zu einem Blechprodukt mit einem Warmwalzmass von 4,5 m verarbeitet. Die folgenden drei Verarbeitungsvarianten wurden dann angewendet:
Arbeitsfolge 1 Eine Standardverarbeitungsfolge. (Kein
Wickelschritt nach dem Warmwalzen) .
Arbeitsfolge 2.
Die erfinderische Verarbeitungsfolge mit
Wickeln nach dem Warmwalzen und Warmwalzen und Kaltwalzen in derselben Richtung-
Arbeitsfolge 3. Die erfinderische Verarbeitungsfolge mit
Wickeln nach dem Warmwalzen und Warmwalzen und Kaltwalzen in unterschiedlichen Richtungen (Schrägwalzen) .
Alle drei vorgenannten Verarbeitungsvarianten wurden nach der folgenden allgemeinen Verarbeitungsfolge angewendet:
a. Direct-Chill-Casting von Blöcken einer Legierungszusa[pi][alpha]nensetzung nach Tabelle 3.
b. Homogenisieren der gegossenen Blöcke.
c. Vorwärmen der homogenisierten Blöcke für 6 Stunden bei 510 [deg.]C und nachfolgendes Warmwalzen der vorgewärmten Blöcke, dazu führend, dass die Austrittstemperatur ungefähr 450 [deg.]C bei einem Mass -vo 4,5 mm beträgt.
dl. Kein Wickeln (= Arbeitsfolge 1).
d2. Wickeln, Abkühlen und Schneiden zu Blechtafeln (== Arbeitsfolge 2) .
. l[theta] d3.
Wickeln, Abkühlen und Schneiden zu Blechtafeln (Arbeitsfoige 3).
el. Kaltwalzen auf ein Endmass von 2 mm (Arbeitsfoige 1) .
e2. Kaltwalzen in dieselbe Richtung wie bei dem Warmwalzen auf ein Endmass von 2 mm (Arbeitsfolge 2) .
e3. Kaltwalzen in eine andere Richtung wie bei dem Warmwalzen (Schrägwalzen) auf ein Endmass von 2 mm (Arbeitsfoige 3) .
f. Wärmebehandeln für 2 Stunden bei 550 [deg.]C.
g.
Strecken des kaltgewalzten Produkts um 1,5 bis 2,5 %.
h- Altern für 4 Stunden bei 190 'C zu einem T6Vergü ungszustand.
Tabelle 4. Übersicht der Festigkeit (Rp, R, unter Verwendung kleiner Euronorm, Kerbzähigkeit {TS/Rp) und Korngrenzenkorrosion (IGC) eines fertigen Produkts mit einer Legierung nach Tabelle 3 und unter Verwendung von drei Verarbeitungsfolgen 1, 2 und 3, wie oben beschrieben.
Arbei Rp Rm Rp Rm TS/Rp IGC ts- (MPa) (MPa) (MPa) (MPa) - Tiefe folg-e (pm)
L-Richtung LT-Richtung T-LRichfcung-
1 334 345 322 344 1,51 62
2 329 344 321 341 1,60 43
3 333 344 326 347 1,58 49
<EMI ID=18.1>
Während die Festigkeitsniveaus gewahrt werden konnten, zeigten die gewalzten Produkte, die nach den Verarbeitungs folgen 2 und 3 hergestellt wurden, eine bessere Kerbzähigkeit und ein besseres Korngrenzenkorrosionsverhalten.
Folglich wurde ausserdem die Ermüdungsrisswachstumsbeständigkeit gemessen und in den Tabellen 5 und 6 angegeben.
Tabelle 5. Ermüdungsrisswachstumsbeständigkeit in mm/Zyklus für 5 unterschiedliche [Delta]K-Werte für die Produkte, die nach den Verarbeitungs folgen 1, 2 und 3, wie oben beschrieben, hergestellt wurden.
[Delta]K Arbei sfolge Arbeitsfoige Arbeitsfolge
(MPaVm) 1 2 3
10 lr52E-04 l,71E-04 l,78E-04
20 l,43E-03 8,58E-04 l,26E-03
30 6,14E-03 3,38E-03 5,l7E-03
40 l,70E-02 9,54E-03 -
50 3,73E-02 l,85E-02
<EMI ID=19.1>
Tabelle 6.
Werte von Tabelle 5 in Bezug auf den Standard (Arbeitsfolge 1) .
[Delta]K Arbeitefolge Arbeitsfolge Arbeitsfolge
(MPaVm) 1 2 3
10 100 % 113 % 117 %
20 100 % 60 % 88 %
30 100 % 55 % 84 %
40 100 % 56 % -
50 100 % 50 %
<EMI ID=19.2>
Die oben ausgewiesenen Beispiele zeigen, dass die Schadenstoleranzeigenschaften von Blech- oder Blechtafelprodukten unter Verwendung des erfinderischen Verfahrens
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verbessert werden können und dass die Er üdungsrisswachstumsbeständigkeit im Besonderen für höhere [Delta]K-Werte verbessert werden kann.
Beispiel 2.
Fig- 1 zeigt eine typische kontinuierliche Abkühlungskurve für eine Aluminium-AA7050-Legierung bei Abkühlung von einer Warrawalzwerkaustrittstemperatur von 440 "C auf eine Temperatur unter 150<Ö>C, wobei das Metallblech ein Mass von 4,
5 mm aufweist und sofort bei Verlassen des Warmwalzwerks nach einer Ausführung des Verfahrens dieser Erfindung gewickelt wird- Die Breite des Bandrings betrug 1,4 Meter. Die Temperaturen des Bandrings als Funktion von Zeit werden ausserdem in Tabelle 7 für den wärmsten Punkt eines Bandrings (der die Mitte ist und als KotSpt in Fig. 1 angezeigt wird) und den kältesten Punkt (der die Kante eines Bandrings ist und als ColdSpt in Fig. 1 angezeigt wird) angegeben.
Tabelle 7 stellt ausserdem die Temperaturen bei einem Bandring mit einer Breite von 2,8 Metern bereit.
Bei der gezeigten Abkühlungs urve in Fig. 1 beträgt das [alpha] ungefähr -0,084 hrs<"1>.
Wenn einem Blech mit einem Mass von ungefähr 4,0 bis 4,5 mm ermöglicht wurde, unter Verwendung herkömmlicher Abkühlungspraktik von der Warmwalzwerkaustrittstemperatur auf unter 150 [deg.]C abzukühlen, indem nämlich die Blechtafel nach Verlassen des Warmwalzwerks ohne Wickelvorgang oder Ahnliches zum Abkühlen in normaler stehender Luft belassen wurde, lag das [alpha] typischerweise in dem Bereich von -0,5 bis -2 hrs<"1>und führte dazu,
dass sich eine solche Blechtafel in einem Zeitraum von
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weniger als 3 Stunden von der War walzwerkaustrittstemperatur auf eine Temperatur von 150<[beta]>C oder weniger abkühlte.
Der gesteuerte Abkühlungszyklus folgt der oben und in den Ansprüchen dargelegten Gleichung und die durchschnittliche Abkühlungsgeschwindigkeit der gewickelten Produktform von 440 auf 150 [deg.]C liegt in dem Bereich von 12 bis 20<[beta]>C/Stunde.
Tabelle 7. Bandringtemperaturen als Funktion der Zeit bei Abkühlung nach der Erfindung für eine AA7050-Legierung mit einem Mass beim Wickeln von 4,5 mm.
Zeit Bandringb eite 1,4 Bandringbreite 2,8 (StunMeter Meter den.)
Kältester Wärmster Kältester Wärmster
Punkt Punkt Punkt Punkt .
CC) CC) CC) CC)
0 431 440 431 440
2 344 372 349 385
6 249 266 262 287
10 187 199 204 222
12 165 175 182 197
14 146 150 163 176
16 130 137 148 159
18 117 123 134 144
<EMI ID=21.1>
Nachdem die Erfindung nun vollständig beschrieben wurde, ist für den Durchschnitt3 achmann offensichtlich, dass viele Änderungen und Modifizierungen vorgenommen werden können, ohne von dem Umfang oder Geist der Erfindung, wie hierin beschrieben, abzuweichen.
,/22
Procedure to Hers bright a high damage tolerant aluminum alloy
The present invention discloses a method of producing a high damage tolerant rolled aluminum alloy having good toughness and fatigue crack growth resistance while maintaining good levels of strength, and an aluminum alloy sheet or plate product having such high toughness and fatigue crack growth resistance. Furthermore, the invention relates to the use of an alloy product obtained by the method of this invention.
It is known in the art to be treatable aluminum alloys in a number of applications where relatively high strength is involved, such as aircraft fuselages. Vehicle parts and other applications to use.
The aluminum alloys AA2024, ÄA23 4 and AA2524 are well known heat treatable aluminum alloys which have useful strength and toughness properties at T3, T39 and 351 temper. In addition, the aluminum alloys AA6013 and AA6058 are well known heat treatable aluminum alloys which have useful strength and toughness properties as well as good fatigue crack growth resistance in both T4 and T6 coatings.
It is known that the T-tempering state relates to a solution-annealed and quenched state that has naturally aged to a substantially stable property level, while T6 tempering involves a firmer state made by artificially aged,
affect.
Several other AA2000 and AA6000 series alloys are generally unsuitable for the construction of commercial aircraft requiring different sets of characteristics for different types of structures. Depending on the design criteria for a particular aircraft component, even small improvements in toughness and crack growth resistance, particularly for high [Delta] K values, can lead to weight savings resulting in fuel savings over the life of the aircraft and / or a greater level of safety impact. In particular, in fuselage outer skin or uterine pelvic skin it is necessary to have properties such as good resistance to crack propagation, either in the form of fracture toughness or fatigue crack growth resistance.
A rolled alloy product, used either as a sheet or as a panel with improved damage tolerance characteristics, improves passenger safety, reduces the weight of the aircraft, and results in a longer flying range, lower costs, and less frequent maintenance intervals. US 5,213,639 discloses a method of producing an AA2000 series aluminum alloy with an aluminum-base alloy which is hot rolled, heated and hot rolled again to provide good combinations of strength along with high fracture toughness and a low fatigue crack growth rate.
It is disclosed to apply an intermediate annealing treatment after hot rolling the cast ingot at a temperature between 479 <[beta]> C and 524 [masculine ordinal] c and hot rolling the interannealed alloy again. Such an alloy is reported to have a 5% improvement over the conventional AA2024 series alloys with T-L fracture toughness and improved fatigue crack growth resistance at certain [Delta] K levels.
It has been reported that the known AA6056 alloy is susceptible to grain boundary corrosion in the T6 temper condition.
To overcome this problem, US5,858,134 provides a process for the production of rolled or extruded products having a defined chemical composition, which brings the products into an over-aged temper, resulting in time and money consuming processing time on the part of the aerospace component manufacturer required. Here, it is reported that in order to achieve the improved grain boundary corrosion resistance, it is reported that it is essential for the process that the Mg / Si ratio in the alloy is less than one.
US 4,589,932 discloses an aluminum wrought alloy product, for example, for automotive and aerospace applications, the alloy subsequently being registered under the AA designation 6013.
Such an aluminum alloy was solution-treated at a temperature in a range of 44S <[beta]> C to 582 ° C, which approaches the solidus temperature of the alloy.
EP-A-1143027 discloses a method for producing an AA 6000 series AlMg-Si alloy having a defined chemical composition wherein the products are subjected to artificial aging to improve the alloy and exhibit the high damage tolerance characteristics ("HDT") tt>) which are similar to those of the AA2024 series, which are preferably used for aviation applications but are not weldable.
The aging process is optimized using a respective function of the composition.
EP-H70394-A2 discloses an aluminum alloy sheet product having improved fatigue crack growth resistance with an anisotropic microstructure defined by grains having an average aspect ratio of greater than about 4.
Such an alloy has an improvement in compressive strength properties achieved by respective sheet products as compared to conventional AA252 sheet products. Throughout the highly anisotropic grain structure, fatigue crack growth resistance could be improved.
WO-97/22724 discloses a method and apparatus for producing an aluminum alloy sheet product typically for automotive use with improved yield strength by continuously and rapidly heating the hot rolled and cold rolled sheet
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was solution treated and quenched to a pre-aging temperature prior to the step of continuous. Wick one.
After rapid heating, the sheet is cooled in band ring form at ambient temperature, with rapid heating and ambient temperature cooling improving the paint bake response of the aluminum alloy sheet. It will be appreciated that it is preferred to rapidly heat the wound sheet to between 65 ° C. and 121 ° C. and to select a cooling rate at ambient temperature which is preferred it is between 1.1 <*> C / h and 3.3 <[beta]> C / h.
It is an object of the present invention to provide a method of making an aluminum alloy product having improved toughness and fatigue crack growth resistance while maintaining the strength levels of conventional AA2000, AA5000, AA [delta] OOO or AA7000 series alloys.
In particular, it is the object of the present invention to provide an improved method for producing high damage tolerant ("HDT") aluminum alloys with balanced fatigue crack growth, toughness, corrosion resistance and strength properties which should adhere to HDT self-sigma preferably better than those of conventionally made AA6013-T6, 5056-T [beta] alloys, and preferably better than AA2024-T3 or AA2524-T3 alloys.
In particular, a general requirement for rolled AA6000 series aluminum alloys, preferably in the range of AA6013 and AA6056 series aluminum alloys, when used for aerospace applications, is that the fatigue crack growth rate ("FCGR") is not increased
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should be as a defined maximum.
For example, an FCGR meeting the requirements of Series 2024 high damage tolerant alloy products is an FCGR less than 0.001 mm / cycle at [Delta] K = 20 MPaVm and 0.01 mm / cycle at [Delta] K = 40 MPaVm.
It is yet a further object of the present invention to provide a rolled aluminum alloy product for use in engineering structural parts in the aircraft industry, and aircraft exterior skin material made from such alloy.
to provide or to provide a vehicle component.
The present invention solves one or more of the aforementioned objects by the features of subsidiary claims.
In one aspect of the present invention, there is provided a method of producing a high damage tolerant aluminum alloy having high toughness and improved fatigue crack growth resistance, comprising the steps of:
a.) casting a block having a composition selected from the group consisting of alloys of the series AA2000, AA5000, AA6000 and AA7000;
b.) homogenizing and / or preheating the block after casting;
c.) hot rolling the block into a hot rolled product and optionally further cold rolling the hot rolled product into a cold rolled product thereby
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- Page 7 <->
characterized in that the hot rolled product is the hot rolling mill at a
Hot rolling mill exit temperature (TE [chi] _c) and cooling the hot rolled product from TE [chi] + - t to 150 ° C. with a controlled cooling cycle at a cooling rate falling within the range defined by:
T (t) = 50 - (50 - TBxi.r) e '<x>' <t>
and where T (t) is the temperature (<P> C) as a function of time (expressed in hours), t is the time (expressed in hours) and et (expressed in hrs <-1>) is a parameter the cooling rate is defined and in the range of -0, 09 + - 0, 05 (hrs <-1>), with a range of -0, 09 + 0, 03 (hrs "<1>) being more preferable.
It has been found that below the temperature of 150 ° C., the cooling rate is no longer relevant to achieving one or more of the advantages found in this invention.
While prior art techniques teach one skilled in the art to cast a block and hot roll to obtain a sheet or sheet product, wherein the block is optionally preheated or homogenized prior to hot rolling,
The hot rolled product lost its elevated temperature fairly quickly, jeopardizing the product's performance. It has been found that by maintaining the hot rolled product at an elevated temperature for a given period of time to undergo a controlled cooling cycle, the damage tolerance displays *
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Shown how the toughness and crack growth resistance of such a rolled product can be improved according to the present invention.
Typical hot rolling mill effluent temperatures in an industrial-scale practice are in the range of 350 to 500 ≦ C and depend on the alloy, for example, the exit temperature for an AA [beta] xxx at the higher end of this range of about 420 to 500 <[alpha]> C,
whereas for AA2xxx and AA7 series alloys [chi] [chi] [chi], this would be at the lower end of this range of approximately 350 to 425 ° C.
Further cold rolling of the cooled hot rolled product in band ring form is optional. The cold rolling may be straight or oblique rolls. Higher steps of intermediate annealing before, during or after cold rolling are also optional.
Furthermore, it is possible to wind the hot rolled product to obtain a wound shape and thereby achieve a controlled cooling rate until the product has cooled to room temperature. Then it is possible to cut the band ring in blooms, which are then further cold rolled.
The material produced by this inventive processing sequence showed a better property balance than those hot rolled products cut into billets during or after hot rolling without winding
(Standard sheet chart sequence), or those products that were wound after cold rolling (standard sheet sequence).
A second alternative for subjecting the hot rolled product to a controlled cooling cycle is the step
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.... ..
- page 9 <->
continuously moving the alloy through an oven after hot rolling, wherein the oven may be arranged to apply heat and / or cold to the alloy as it advances to its cold rolling station or winding station.
In another alternative, the rolled product is first hot rolled to a desired level and then cooled to room temperature using conventional cooling.
Thereafter, the cooled hot rolled product is reheated to a relief outlet temperature and then allowed to cool to below 150 ° C using the controlled cooling cycle of the invention followed by further processing.
Depending on whether sheets or plates are produced, the hot rolled product is either fed into the furnace after hot rolling or wound after hot rolling, with the further processing takes place on tape rings (sheet sequence).
When the product is cut into sheet plates during or after hot rolling, further processing is done on sheet metal plates produced thereby.
The furnace may preferably be arranged to supply various amounts of heat near the hot rolling station and other amounts of heat at a greater distance from the hot rolling station, depending on the cooling rate, thickness and other dimensions of the hot rolled product leaving the hot rolling station. applies.
When the hot rolled product is subjected to the controlled cooling cycle by winding, it is possible to remove the alloy
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after hot rolling in a respective oven, the oven then also being adapted to apply heat,
to control the cooling cycle.
In one embodiment, the hot rolled product has a dimension in a range of up to 12 mm when leaving the hot rolling mill at the hot rolling mill exit temperature, and preferably in a range of 1 to 10 mm, with the 4 to 8 mm range being the most preferred is.
Further, when the rolled product is subjected to a cold rolling process, it is preferable that the total cold rolling reduction be in a range of 40 to 70% in order to further optimize the mechanical properties.
The final size of the rolled alloy product is preferably in a range of about 2 to 7 mm.
The method of the present invention may further comprise one or more of the following steps:
d) solution annealing the hot rolled product after it has been subjected to the controlled cooling cycle or the cold rolled product at a temperature and time sufficient to place solubles in the alloy in solid solution;
e) quenching the solution heat treated alloy product by one of spray quenching or immersion quenching in water or other quenching media;
... / ll
9 »9
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f) optionally stretching or pressing the quenched alloy product or otherwise cold-working to relax, such as straightening sheet metal products;
g) optionally aging the quenched and optionally stretched or pressed alloy product to achieve a desired temper, <-> depending on the alloy chemistry, but the T3, T351, -T6, T4, T74, T76, T751, T7451, T7651 temper , T77, T79.
Further, it is possible to anneal and / or reheat a hot rolled billet after a first hot rolling, and then hot roll the product to a final hot rolling mass, followed by cooling according to the invention. It is further possible to anneal the hot rolled product before and / or during cold rolling.
These techniques, which are known in the art, can be advantageously used in a method according to the present invention.
The average cooling rate using the controlled cooling cycle of the invention is in the range of 12 to 20 <[beta]> C / hour.
In one embodiment of the present invention, the casting block for the processing sequence of the process disclosed herein comprises the following composition (in weight%); Si 0.6 to 1.3, Cu 0.04 to 1.1, Mn 0.1 to 0.9, Mg 0.4 to 1.3, Fe 0.01 to 0.3, Zr <0.25 , Cr <0.25, Zn <0.6, Ti <0.15, V <0.25, Hf <0.25, other elements, in particular
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Impurities, each less than 0.05 and less than 0.20 total, balance aluminum.
Where alloys in the composition range of AA6013 or AA6056 are more preferable.
Another embodiment of the present invention uses a block comprising the following composition (in weight percent): Cu 3.8 to 5.2, Mg 0.2 to 1.6, Cr <0.25, Zr <0 , 25 and preferably 0.06 to 0.18, Mn <= 0.50 and Mn:> 0 and preferably> 0.15, Fe <= 0.15, Si <= 0.15 and Mn-containing dispersoids and non-essential Elements and impurities each less than 0.05 and less than 0.15 in total and the remainder substantially and wherein the Mn-containing dispersoids are preferably at least partially replaced by Zr-haitige dispersoids.
According to another embodiment of the present invention, the process utilizes a block comprising essentially the following composition (in% by weight):
Zn 5.0 to 9.5, Cu 1.0 to 3.0, Mg 1.0 to 3.0, Mn <0.35, Zr <0.25, and preferably 0.0 [delta] to 0.16 , Cr <0.25, Fe <0.25, Si <0.25, Sc <0.35, Ti <0.10, Hf and / or V <0.25, other elements, typically impurities, each less than 0.05 and a total of less than 0.15, balance aluminum. Typical examples are alloys in the range of AA7040, AA7050 and AA7 [chi] 75.
According to another aspect of the present invention, there is disclosed an aluminum alloy sheet or sheet product which has high toughness and improved fatigue crack growth resistance, and which is made of an alloy product prepared by a method as described above
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# 9 *
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and which is described in more detail hereinafter.
In particular, the present invention is best suited for producing a rolled alloy sheet product which is a structural element of an aircraft or a motor vehicle. Such a rolled alloy sheet product could be used, for example, as a fuselage skin of an aircraft or a vehicle component.
The foregoing and other features and advantages of the method and alloy products of the present invention will become more apparent from the following detailed description of preferred embodiments and the following figures, wherein: FIG
FIG. 1 is a typical cooling curve of an aluminum alloy. FIG.
which has been cooled after hot rolling using the method of this invention.
EXAMPLES
example 1
In a first embodiment of the present invention, two conventional alloys (AA6013 and AA6056) were cast and processed into a sheet product. Here two processing variants were used:
Working Sequence 1. A normal processing sequence was used by pouring blocks of conventional AA6013 and AA60156 laboratory-level alloy compositions. Blocks of 80 x 80 x 100 mm were cut, homogenized,
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, * I
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preheated and hot rolled to 4, 5 mm sheet.
After hot rolling, the hot rolled products were conventionally cooled to ambient temperature by allowing the sheet to cool to room temperature in ambient air, fed to the cold rolling station, cold rolled to 2 mm and heat treated at 550 ° C. for 20 minutes, then quenched and 4 Hours at 190 [deg.] C on a T6 temper aged.
Working sequence 2. Blocks of conventional AA6013 and AA6056 alloy compositions were cast at the laboratory level and cut to a size of 80 x 80 x 100 mm. These blocks were homogenized, preheated and hot rolled to 4.5 mm sheet. An industrial scale simulation of hot rolling was incorporated by giving the hot rolled product a temperature history similar to that exhibited by a strip ring in large scale production.
The other processing steps were kept similar to work sequence 1. After cold rolling, the cold rolled product was heat treated at 550 ° C for 20 minutes, quenched, and then aged for 4 hours at 190 ° C on a T6 finish. The results are given in Table 1.
Table 1. Summary of Tenacity (p, R Using Small Euro Form, Notched Toughness (TS / RP), Grain Boundary Corrosion (IGC) in Depth, and Type of 6013 and 6056 Alloy Compositions According to Work Sequence 1 and Sequence 2r as described above for two different hot rolling coats ittstemperaturinstellungen were processed.
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No.
LeAr-WarmRp Construction TS / Rp IGC IGC ing rolling (MPa) (MPa) depth type sequence exclude ([mu] m) fcrifcfctemperatur
(<[Beta]> C)
1 6013 2 490 354 390 1.75 [iota] or P (i)
2 1 490 344 381 1.72 118 I
3 2 450 345 385 1.73 97 I
4 1 450 337 377 1.63 108 I
5 6056 2 490 347 386 1.85 112 I
6 1 490 349 388 1.79 177 1+
7 2 450 328 372 1.75 103 P <i)
1 450 331 375 1.70 143
<EMI ID = 15.1>
<8> <1>
From Table 1 it can be seen that the rolled products showed better notch toughness in higher hot rolling temperatures while maintaining good levels of yield strength and specific tensile strength.
Furthermore, there is an improvement in grain boundary corrosion so that further fatigue crack growth resistance tests were performed (Table 2).
Table 2. Overview of fatigue crack growth resistance (FCGR) for Examples Nos. 1, 2 and 5, 5 of Table 1 (higher hot rolling temperatures) at two different [Delta] K levels.
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LegieArWax [pi] t FCGR FCgr tion walt- [delta] K = 30 MPaVm [delta] K = 40 MPaVm sequence exit temperature ([deg.] C)
6013 2 <> 490 l, 83E-03 5,26E-03
1 490 l, 84E-03 8,88E-03
6056 2 490 1, 62E-03 3,32E-03
1 490 l, 66E-03 4,89E-03
<EMI ID = 16.2>
While the fatigue crack growth resistance of inventive products with the
Fatigue crack growth resistance of a product made at lower [Delta] K values according to the standard processing sequence is nearly identical,
Fatigue resistance is improved at higher [Delta] K values.
In another preferred embodiment of the present invention, a low-copper, high damage AA6000 series alloy composition has been produced in a large-scale production experiment. The composition is given in Table 3.
Table 3. Composition of Grade AA6000 high damage tolerant sheet product in wt%, balance aluminum and unavoidable impurities.
<EMI ID = 16.1>
/ 17 - page 17 <->
The alloy was made into a sheet metal product with a hot rolling mass of 4.5 m. The following three processing variants were then applied:
Work sequence 1 A standard processing sequence. (No
Winding step after hot rolling).
Work sequence 2.
The inventive processing sequence with
Winding after hot rolling and hot rolling and cold rolling in the same direction
Sequence 3. The inventive processing sequence with
Winding after hot rolling and hot rolling and cold rolling in different directions (cross rolling).
All three aforementioned processing variants were applied according to the following general processing sequence:
a. Direct chill casting of blocks of an alloying composition according to Table 3.
b. Homogenizing the cast blocks.
c. Preheat the homogenized blocks for 6 hours at 510 ° C. and then hot-roll the preheated blocks, causing the exit temperature to be approximately 450 ° C. at a -4 mm mass.
dl. No winding (= work sequence 1).
d2. Winding, cooling and cutting to metal sheets (= = sequence 2).
, l [theta] d3.
Winding, cooling and cutting to metal sheets (Arbeitsfoige 3).
el. Cold rolling to a final dimension of 2 mm (Arbeitsfoige 1).
e2. Cold rolling in the same direction as during hot rolling to a final dimension of 2 mm (sequence 2).
e3. Cold rolling in another direction as in the hot rolling (oblique rolling) to a final dimension of 2 mm (Arbeitsfoige 3).
f. Heat treated for 2 hours at 550 ° C.
G.
Stretching the cold-rolled product by 1.5 to 2.5%.
h aging for 4 hours at 190 ° C to a T6 condition.
Table 4. Summary of strength (Rp, R, using small Euronorm, notched toughness {TS / Rp) and grain boundary corrosion (IGC) of a finished product with an alloy according to Table 3 and using three processing sequences 1, 2 and 3 as above described.
Work Rp Rm Rp Rm TS / Rp IGC ts- (MPa) (MPa) (MPa) (MPa) - depth follow-e (pm)
L-direction LT-direction T-LRichfcung-
1 334 345 322 344 1.51 62
2 329 344 321 341 1.60 43
3 333 344 326 347 1.58 49
<EMI ID = 18.1>
While the levels of strength could be maintained, the rolled products made following processing steps 2 and 3 showed better notch toughness and better grain boundary corrosion performance.
Consequently, the fatigue crack growth resistance was also measured and reported in Tables 5 and 6.
Table 5. Fatigue crack growth resistance in mm / cycle for 5 different [Delta] K values for the products made following processing steps 1, 2 and 3 as described above.
[Delta] K Work Order Job Sequence
(MPaVm) 1 2 3
10 lr52E-04 l, 71E-04 l, 78E-04
20 l, 43E-03 8,58E-04 l, 26E-03
30 6,14E-03 3,38E-03 5, 17E-03
40 l, 70E-02 9.54E-03 -
50 3,73E-02 l, 85E-02
<EMI ID = 19.1>
Table 6.
Values of Table 5 with respect to the standard (work sequence 1).
[Delta] K Work sequence Work sequence Work sequence
(MPaVm) 1 2 3
10 100% 113% 117%
20 100% 60% 88%
30 100% 55% 84%
40 100% 56% -
50 100% 50%
<EMI ID = 19.2>
The examples presented above show that the damage tolerance properties of sheet metal or sheet metal products using the inventive method
- page 20 -
can be improved and that the fatigue crack growth resistance can be improved in particular for higher [Delta] K values.
Example 2.
Figure 1 shows a typical continuous cooling curve for an aluminum AA7050 alloy as it is cooled from a warp mill exit temperature of 440 ° C to a temperature below 150 ° C, with the metal sheet measuring 4,
5 mm and immediately upon leaving the hot rolling mill according to an embodiment of the method of this invention is wound- The width of the band ring was 1.4 meters. The temperatures of the band ring as a function of time are also shown in Table 7 for the warmest point of a band ring (which is the center and is indicated as KotSpt in Figure 1) and the coldest point (which is the edge of a band ring and as ColdSpt in Figure 1) 1 is displayed).
Table 7 also provides the temperatures for a ribbon ring 2.8 meters wide.
In the cooling curve shown in Fig. 1, the [alpha] is about -0.084 hrs <"1>.
When a sheet of about 4.0 to 4.5 mm in diameter has been allowed to cool down to below 150 ° C. using conventional cooling practice from the hot rolling mill exit temperature, namely by cooling the sheet after leaving the hot rolling mill without winding or the like was left in normal stagnant air, the [alpha] was typically in the range of -0.5 to -2 hrs <"1> and resulted in
that such a metal sheet in a period of
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cooled less than 3 hours from the warmer exit temperature to a temperature of 150 <[beta]> C or less.
The controlled cooling cycle follows the equation set forth above and in the claims, and the average cooldown of the wound product form from 440 to 150 ° C. is in the range of 12 to 20 <[beta]> C / hour.
Table 7. Ribbon temperatures as a function of time when cooled according to the invention for an AA7050 alloy with a wrap of 4.5 mm.
Time Bandringb eite 1,4 Bandringbreite 2,8 (StunMeter Meter den.)
Coldest Warmest Coldest Warmest
Point point point point.
CC) CC) CC) CC)
0 431 440 431 440
2 344 372 349 385
6 249 266 262 287
10 187 199 204 222
12 165 175 182 197
14 146 150 163 176
16 130 137 148 159
18 117 123 134 144
<EMI ID = 21.1>
Having now fully described the invention, it will be apparent to those of ordinary skill in the art that many changes and modifications can be made without departing from the scope or spirit of the invention as described herein.
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