Verfahren zum Warmverformen einer besonders leicht verformbaren Zink-Legierung
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Warmverformen einer besonders leicht verformbaren Zink-Legierung, die 78% Zink und 22% Aluminium enthält.
In der amerikanischen Patentschrift 3 340 101 wird ein Verfahren beschrieben, mit dem solche dehnungsgeschwindigkeitsempfindliche Werkstoffe ausserordentlich stark gestreckt werden können und zwar in einem Ausmass, das sonst nur bei Verarbeitung von Glas oder von Polymeren erreicht werden kann.
In der genannten Patentschrift wird die Dehnungsgeschwindigkeitsempfindlichkeit dlna m = d In ± definiert, wobei 6 die Spannung in kg/cm2 und E die Dehnungsgeschwindigkeit in min-l ist. Ein Material, das diese Dehnungsgeschwindigkeitsempfindlichkeit aufweist, ist die eutektoide Legierung aus 78% Zink und 22% Aluminium. Dieses Material wird durch Homogenisierung bei 31 50C vorbehandelt, um eine einheitliche Me tallstruktur sicherzustellen. Im Zustandsdiagramm liegt diese Temperatur oberhalb der eutektoiden Temperatur, aber unterhalb der Soliduslinie. Das Material wird anschliessend unter Umrühren in Wasser abgeschreckt.
Die Verformung erfolgt mittels einer Form bei etwa 273au, auf jeden Fall aber unterhalb des Haltepunktes der eutektoiden Temperatur. Unter diesen Randbedingungen weist das Material während der Verformung eine ausserordentlich geringe Festigkeit auf. Darüberhinaus kann das Material ausserordentlich weitgehend verformt werden, ohne dass die bei den bekannten Werkstoffen auftretenden Einschnürungen auftreten. Mit diesen als superplastische oder hyperverfonnbare bekannten Materialien wurden Oberflächenvergrösserungen bis zu 2000% erreicht.
Die Erfindung geht von der Aufgabenstellung aus, das in der oben genannten Patentschrift angegebene Verfahren zu verbessern, insbesondere die Zeit zur Durchführung der Verformungsvorgänge wesentlich herabzusetzen.
Die oben angegebene Dehnungsgeschwindigkeitsempfindlichkeit m ist die exponentielle Veränderliche im Ausdruck o=K = K ± wobei a die Spannung in kg/cm2, a die Dehnungsgeschwindigkeit in Längenänderung je Einheitslänge und Zeiteinheit, und K eine Proportionalitätskonstante angibt, die als Verformungsgeschwindigkeitskoeffizient bezeichnet werden kann. Der numerische Wert von K hängt von den gewählten Grössen der anderen Variablen ab.
Während das Vorliegen einer stark ausgeprägten Dehnungsgeschwindigkeitsempfindlichkeit m für das Vorliegen von superplastischen oder hyperdehnbaren Materialien charakteristisch ist, und ein Mass für die grösstmögliche Verformung darstellt, wurde festgestellt, dass der Verformungsgeschwindigkeitskoeffizient K einen Hinweis auf die Festigkeit bzw. Erreichung des Materials gibt und somit bestimmend ist für die zur Durchführung der Verformung erforderliche Zeit und der dazu benötigten Kräfte.
Aufgabe der Erfindung ist es, den Dehnungsgeschwindigkeitskoeffizienten K bei der beim Verformungsvorgang herrschenden Temperatur möglichst weitgehend herabzusetzen.
Um diese Aufgabe zu lösen, wird gemäss der Erfindung ein Verfahren zum Warmverformen einer besonders leicht verformbaren Zink-Legierung angegeben, die 78% Zink und 22% Aluminium enthält, das dadurch gekennzeichnet ist, dass die Legierung bei einer Temperatur oberhalb der eutektoiden Haltepunktes, aber unterhalb der Soliduslinie im Zn-Al-Zustandsdiagramm bis zum Erreichen einer einheitlichen Struktur einem Lösungsglühvorgang unterzogen wird, dass die Legierung anschliessend abgeschreckt wird, dass die Legierung bei einer Temperatur unterhalb 2040C mechanisch durch spanlose Verformung bearbeitet wird, und dass die Warmverformung der so vorbehandelten Legierung knapp unterhalb der eutektoiden Temperatur vorgenommen wird.
Die Erfindung wird anschliessend anhand der Figuren näher erläutert. Es zeigen:
Fig. 1 die schematische Darstellung der wichtigsten
Schritte des Verfahrens,
Fig. 2 ein Schaubild, in dem die Belastung 5 (kg/cm') über der Dehnungsgeschwindigkeit t(min-l) für verschieden vorbehandelte Materialien aufgetragen ist,
Fig. 3 ein Schaubild, in dem die Verformungstiefe (mm) über der Verformungszeit (min) für verschieden vorbehandelte Materialien aufgetragen ist, wenn diese einer standardisierten Teilverformung mit biaxialer Span nung unterworfen werden.
Die horizontale gestrichelte
Linie stellt die Koordinaten des Bodens der Form dar, Fig. 4 ein Schaubild, in dem die Verformungstiefe (mm) über der Verformungszeit (min) ähnlich der Dar stellung in Fig. 3 gezeichnet ist als Ergebnis von Versu chen an Materialien, die bei verschiedenen Temperaturen vorbehandelt wurden. Aus diesem Schaubild ist die optimale Temperatur sowie die Wirkung von Abwei chungen von dieser Temperatur zu entnehmen. Die waagrechte gestrichelte Linie stellt auch in diesem Schau bild die Koordinaten des Bodens der Form dar,
Fig. 5 ein Schaubild, in dem die Zeit zur Verformung bis zum Boden (min) über der Walztemperatur in OC aufgetragen ist. Diese Darstellung wertet die Endpunkte der Kurven nach Fig. 4 aus.
Die waagrechte gestrichelte
Linie entspricht der Verformungszeit für eine in vorbe handelte Kontroll-Probe,
Fig. 6 ist ein vergleichendes Diagramm der augen blicklichen Belastung für eine bestimmte Dehnungsge schwindigkeit bei Zugversuchs-Proben mit verschiede nem Zink-Aluminium-Gehalt. Die Koordinaten sind die
Kraft in kg über dem Aluminiumgehalt in Gewichtspro zenten. Die vertikale gestrichelte Linie markiert die
Werte für eine Probe mit eutektoider Zusammensetzung,
Fig. 7, 8 sind Schaubilder, in denen die Verformungs tiefe in mm über der Verformungszeit in min ähnlich der Darstellung in Fig. 3 aufgetragen ist. Es handelt sich um die Ergebnisse von Versuchen mit Legierungen, die von der eutektoiden Zusammensetzung abweichen.
Wie aus der Darstellung gemäss Fig. 1 hervorgeht, besteht das Verfahren im wesentlichen aus den folgenden
Schritten:
1. Ein homogener Körper 10, der aus einer eutektoi den Legierung aus 78 Gewichtsprozenten Zink und 22
Gewichtsprozenten Aluminium besteht, wird in einem
Ofen 11 lösungsgeglüht bzw. oberhalb der invarianten eutektoiden Temperatur von etwa 2770C während eines
Zeitraumes gehalten, der genügt, eine einheitliche flä chenzentrierte kubische Struktur zu gewährleisten, ent sprechend dem Zustand gemäss der höheren Temperatur zwischen dem eutektoiden Haltepunkt und der Solidusli nie. Bezüglich des Aluminium-Zink-Phasendiagrammes wird auf die Handbücher wie metalls handbooko Copy right 1948 durch die American Society of Metals, Seite
1167, hingewiesen.
2. Der Körper 10 wird auf eine wesentlich unter der eutektoiden Invariante liegende Temperatur mit einer
Geschwindigkeit abgekühlt, die genügt, dass das Material superplastisch wird, wenn es anschliessend auf die Ver formungstemperatur gebracht wird. Das kann beispiels weise durch Abschrecken des Körpers in einem umge rührten Wasserbad 12 erfolgen.
3. Der Körper wird einer mechanischen Bearbeitung, beispielsweise mit Hilfe der Rollen 13 einem Walzvor gang unterworfen, der unterhalb einer Temperatur von 2040, vorzugsweise bei einer Temperatur von 1480C durchgeführt wird. Trotz der nach dem Abschrecken bzw. Härten auftretenden exothermen Reaktion hat es sich herausgestellt, dass dann bei der wieder erhöhten Verformungstemperatur ein deutliches Weicherwerden des Materials eintritt, gleichgültig, ob dieser mechanische Bearbeitungsschritt bei niederer Temperatur vor oder nach dieser Reaktion durchgeführt wurde.
Nach diesem Verfahren ist es gelungen, einen Werkstoff herzustellen, der bei der superplastischen Verformungstemperatur im Vergleich zu Materialien, die ohne diesen Bearbeitungsschritt hergestellt wurden, eine sehr wünschenswerte aber unerwartet niedrige Festigkeit aufweist. Das so behandelte Material ist durch den sehr stark herabgesetzten Dehnungsgeschwindigkeitskoeffizienten K bei der Verformungstemperatur gekennzeichnet. Die herabgesetzte Festigkeit des Materials erlaubt Verbesserungen beim endgültigen Verformungsprozess, sei es durch Verringerung der erforderlichen Kräfte, durch Herabsetzung der erforderlichen Zeit oder durch eine Kombination dieser beiden in besonders hohem Masse kostenverursachenden Faktoren.
Die vorteilhafte Wirkung des Verfahrens auf das Zink-Aluminium-Eutektoid geht aus den Diagrammen der Fig. 2 und 3 hervor. Fig. 2 ist ein Diagramm in doppelt logarithmischem Massstab der bei einem einachsigen Dehnungsversuch bei der Verformungstemperatur von etwa 2710C erhaltenen Daten für Proben, die bei verschiedenen niedrigen Temperaturen durch mechanische Bearbeitung vorbehandelt waren. Die Untersuchung erstreckte sich über einen grossen Bereich von Dehnungsgeschwindigkeiten t. Die Kurve 20 gibt das Verhalten bei der Dehnung eines Standardprobekörpers, der keiner mechanischen Bearbeitung bei niederer Temperatur nach dem Abschreckvorgang im Behälter 12 unterzogen wurde.
Die Kurven 21, 22, 23 stellen die Werte von Standardprobekörpern dar, die nach dem Abschrecken eine Herabsetzung ihrer Dicke von 25, 50 bzw. 75% durch mechanische Bearbeitung bei niedriger Temperatur gemäss dem beschriebenen Verfahren erfahren haben. Die Bedeutung der in Fig. 2 dargestellten Werte kann durch Vergleich mit einer Linie konstanter Zugspannung, beispielsweise durch die Linie 24 verdeutlicht werden. Es ist ersichtlich, dass für eine bestimmte Spannung a die Dehnungsgeschwindigkeit ± steigt und die Verformungszeit bei nachhaltig bearbeiteten Probekörpern (Kurve 23) um nahezu den Faktor 5 kleiner wird als bei nicht bearbeiteten Probekörpern (Kurve 20).
In gleicher Weise wird durch eine Linie konstanter Dehnungsgeschwindig keit 25 der Bereich der Zugspannungswerte verdeutlicht, der zur Erzeugung einer bestimmten Dehnungsgeschwindigkeit in verschieden vorbehandelten Materialien erforderlich ist. Für nicht bearbeitetes Material (Kurve 20) wird eine wesentlich höhere Spannung zur Erzeugung einer bestimmten Dehnungsgeschwindigkeit erforderlich sein als bei der Verformung eines nachhaltig bearbeiteten Materials (Kurve 23).
Der parallele Verlauf der Kurven 20 bis 23 ist ein Hinweis für die gute Vorhersehbarkeit der mittels des Verfahrens erzielbaren Ergebnisse. Aus diesem parallelen Verlauf der besagten Kurven geht auch hervor, dass durch das Verfahren der praktisch Konstante exponentielle Faktor der Dehnungsgeschwindigkeitsempfindlichkeit m, der durch die Neigung der Kurven dargestellt wird, nicht wesentlich beeinflusst wird.
In Fig. 3 wird der nachfolgende Verformungsvorgang für verschiedene vorbehandelte Probekörper veranschau licht. Es wurden vier Probekörper aus dem gleichen Teil einer gemeinsamen Schmelze in Form von Nachwalzma- terial aus einer Legierung genommen, die aus 78 Gewichtsprozenten Zink und aus 22 Gewichtsprozenten Aluminium von einer Reinheit von 99% bestand. Das Material für jedes Blech wurde bei 326,60C auf eine solche Dicke ausgerollt, dass eine spätere mehrfache Bearbeitung bei niedriger Temperatur bis auf eine Dicke von 1,27 mm möglich ist. Alle Bleche wurden bei 31 5,50C einem annähernd eine Stunde dauernden Lösungsglühvorgang unterzogen und dann im Wasser unter Umrühren abgeschreckt, um einen einheitlichen metallurgischen Zustand zu erzeugen.
Eines der Bleche wurde als Kontrollblech verwendet und daher nach dem Abschrekken keiner weiteren Verarbeitung unterzogen. Jedes der verbleibenden Bleche wurde bei Raumtemperatur so gewalzt, dass seine Dicke um 25,50 bzw. 75% verringert wurde. Die sich ergebenden Proben hatten eine Dicke von 1,27 mm. Jeder dieser Probekörper wurde in eine standardisierte Form gemäss der genannten amerikanischen Patentschrift und der unten zitierten Literaturstelle eingespannt und innerhalb eines einheitlichen Zeitraumes auf eine Temperatur von 271 0C erwärmt. Anschliessend wurde jeder der Probekörper mit Hilfe eines Unterdrukkes von 1,033 kg/cm2 belastet. Das Schaubild nach Fig. 3 ist eine Aufzeichnung der Verschiebung des Mittelpunktes des eingespannten Bleches beim pneumatischen Tiefziehen über der Zeit bei den einzelnen Versuchen.
(Vgl. auch IBM Journal of Research and Development, Band 9, Heft 2, März 1965, Seiten 134 bis 136.)
Das Verhalten der Kontrollprobe ist in der Fig. 3 durch die Kurve 30 veranschaulicht. Das Verhalten der bearbeiteten Probekörper, deren Dicke um 25, 50 bzw.
75% herabgesetzt wurde, wird durch die Kurven 31, 32 bzw. 33 dargestellt. Es sei darauf hingewiesen, dass der Mittelpunkt der Kontrollprobe eine Zeit von 3,4 min benötigte, um den Boden der Form zu erreichen, dessen Koordinaten durch die am oberen Rand der Figur liegende gestrichelte Linie dargestellt wird. Der Probekörper, dessen Dicke um 50% verringert wurde (Kurve 32), benötigte eine Zeit von 1,2 min, um die grösste Auslenkung zu erreichen.
Die Probe, deren Dicke um 75% verringert wurde (Kurve 33) benötigte nur 1,1 min, um die volle Auslenkung zu erreichen. Es wird darauf hingewiesen, dass zwischen den Aussagen der Fig. 2 und 3 eine gute Übereinstimmung besteht. Es wurde auch gezeigt, dass die günstige Wirkung des Bearbeitungsschrittes der mechanischen Vorverformung bezüglich der Herabsetzung der Festigkeit bei der Verformungstemperatur mit wachsendem Ausmass der vorherigen Bearbeitung nicht mehr so stark zunimmt.
Aus den Fig. 4 und 5 ist der Einfluss von Temperaturabweichungen auf die durch das Verfahren erreichte Erweichung der Legierung bei der Verformung zu ersehen.
Die in Fig. 4 dargestellten Kurven wurden mit Hilfe von sechs Probeblechen aus einem Zink-Aluminiumeutektoid aufgenommen, die mit einer Dicke von 2,54 mm aus Barren von der gleichen Stelle der gleichen Schmelze durch Heisswalzen bei einer Temperatur von über 3150C hergestellt wurden, und die anschliessend eine Stunde lang bei einer Temperatur von 3150C einen Lösungsglühvorgang unterzogen und anschliessend in Wasser unter Umrühren abgeschreckt wurden. Die Proben wurden einzeln auf die Temperaturen 37, 93, 150, 204, 260 und 3 150C erwärmt und zu einer Dicke von 1,27 mm, d.h., auf eine um 50% geringere Dicke gewalzt.
Nach dem Walzen wurde jede einzelne Probe abgeschreckt. Das Walzen erforderte mehrere Durchläufe und die einzelnen Proben wurden zwischendurch in den Heizofen zurückgebracht, um eine möglichst konstante Temperatur sicherzustellen. Die bei 3150C gewalzte Probe wird als Kontrollprobe betrachtet, da diese Temperatur oberhalb der eutektoiden Invarianten liegt. Der Probekörper wurde in der gleichen Weise wie die anderen Proben gewalzt, es zeigte sich jedoch, dass er die gleichen Eigenschaften wie ein ausschliesslich vor dem ersten Abschrecken gewalzter Körper aufwies. Die einzelnen Proben wurden in der in Zusammenhang mit Fig. 3 angegebenen Art und Weise untersucht, wobei sich Verformungskurven ergaben, die denen in Fig. 3 ähnlich sind. Die einzelnen Kurven sind im Schaubild gemäss Fig. 4 durch ihre Walztemperaturen gekennzeichnet.
Noch aufschlussreicher ist die Darstellung nach Fig. 5, in der die Endpunktverformungszeiten gemäss Fig. 4 über der vorherigen Bearbeitungstemperatur aufgetragen sind. Im Vergleich zu den Werten der Kontrollprobe, dargestellt durch die waagrecht gestrichelte Linie, kann festgestellt werden, dass eine vorteilhafte Wirkung über einen weiten Temperaturbereich erzielt wurde, und dass für die untersuchte Legierung ein maximales Ergebnis in der Nähe einer Temperatur von 1500C erzielt wurde. Abgesehen davon, dass die mechanische Bearbeitung, im vorliegenden Falle durch Walzen, ohne Schaden auch oberhalb der Raumtemperatur durchgeführt werden kann, ist es auch in solchen Fällen von Wichtigkeit, in denen der Walzvorgang nur schwer oder überhaupt nicht bei Zimmertemperatur durchführbar ist.
In der Praxis kann eine Veränderung der Materialzusammensetzung erfolgen durch zufällige Verunreinigungen, durch ins Gewicht fallende Legierungszusätze oder durch eine nicht mehr eutektoide Zusammensetzung, ohne dass die mit dem beschriebenen Verfahren erreichbare Erreichung der Legierung beim Warmverformen verschwindet.
Diese Tatsache geht aus den folgenden Figuren hervor, bei denen die Messergebnisse an Probekörpern mit verschiedenen Zusammensetzungen festgehalten sind. Jede Legierung wurde jeweils mit und ohne einem die Dicke des Materials um 50% verringernden und vor dem eigentlichen Verformungsvorgang liegenden Walzvorgang behandelt.
Aus der Fig. 6 ergeben sich die vorteilhaften Wirkungen des Verfahrens auch bei relativ grossen Abweichungen vom eutektoiden Zink-Aluminiumgehalt von 78 bzw.
22 Gewichtsprozenten. Die Kurve 60 stellt die momentane Belastung einer Zugversuchs-Probe bei einer standardisierten Dehnungsgeschwindigkeit für verschiedene Zusammensetzungen der Legierung, jedoch ohne vorherige mechanische Bearbeitung bei niedrigen Temperaturen dar. Die Kurve 61 zeigt die Verformungsbelastung für gleichartige Proben, jedoch mit einer nach dem Abschrecken durchgeführten spanlosen Verformung bei niedriger Temperatur dar. Die senkrechte gestrichelte Linie zeigt die dem Eutektoid entsprechende Zusammensetzung. Aus dieser Abbildung geht hervor, dass die mit dem beschriebenen Verfahren erzielten Vorteile auch noch bei relativ starken Abweichungen von der als besonders vorteilhaft angegebenen eutektoiden Zusammensetzung vorhanden sind.
In den Fig. 7 und 8 wird die Wirkung von kleinen, aber nicht unerheblichen Zusätzen von Magnesium und Mangan veranschaulicht. In Fig. 7 werden die Verhältnis se bei einem Probekörper mit einem Mg-Zusatz von 0,02mg Gewicht wiedergegeben, wobei die Kurve 70 das Verhalten einer Probe wiedergibt, die durch mechanische Bearbeitung bei niedriger Temperatur auf eine um 50% geringere Dicke gebracht wurde, während die Kurve 71 das Verhalten einer vorher nicht bearbeiteten Probe wiedergibt. In Fig. 8 stellt die Kurve 80 das Verhalten eines einen Zusatz von 0,050% Gewicht Mn enthaltenden Probekörpers dar, dessen Durchmesser durch Bearbeitung bei niedriger Temperatur um 50% verringert wurde, während die Kurve 81 das Verhalten eines Probekörpers gleicher Zusammensetzung, jedoch ohne vorhergegangene Bearbeitung bei niedriger Temperatur darstellt.
Aus den genannten beiden Beispielen geht hervor, dass die günstigen Wirkungen des beschriebenen Verfahrens sich auch auf abweichende Zusammensetzungen erstrecken, insbesondere da in den letzten beiden Fällen Zusätze gewählt wurden, die in grossem Umfang die Kinetik der Phasenumwandlung in Zink-Aluminium-Legierungen beeinflussen.
Aus den oben angeführten Beispielen ergibt sich, dass mit Hilfe des beschriebenen Verfahrens die wirtschaftlich wichtigen Eigenschaften eines Zink-Aluminium-Eutektoides in seiner Eigenschaft als superplastisches Material wesentlich verbessert werden. Die Versuche haben weiterhin gezeigt, dass wesentliche Gesichtspunkte in der niedrigen mechanischen Bearbeitungstemperatur zur Erreichung eines maximalen Nutzens und in der weitgehenden Unabhängigkeit der günstigen Wirkung des Verfahrens von fast allen störenden Faktoren zu erblicken sind.
Die einzelnen Versuche haben weiterhin gezeigt, dass durch Veränderung jedes einzelnen Faktors eine vorherschbare Veränderung der Ergebnisse von verschiedenem Umfang erzielt werden kann. Bei Abweichungen von der für die spanlose Verformung als optimal erkannten Temperatur von 150 C ist z.B. zu erwarten, dass die Wirkung des beschriebenen Verfahrens im reinen Zink.
Aluminium-Eutektoid beeinträchtigt wird.
Es sei noch darauf hingewiesen, dass anstelle des Walzens auch Ziehen, Schmieden oder jede andere Art von nichtspanabhebender Formänderung verwendet werden kann.
Process for the hot forming of a zinc alloy that is particularly easy to form
The invention relates to a method for hot forming a particularly easily deformable zinc alloy which contains 78% zinc and 22% aluminum.
The American patent 3 340 101 describes a process with which such materials which are sensitive to the rate of strain can be stretched extremely strongly and to an extent that can otherwise only be achieved when processing glass or polymers.
In the patent specification mentioned, the strain rate sensitivity is defined as dlna m = d In ±, where 6 is the stress in kg / cm2 and E is the strain rate in min-1. One material that exhibits this strain rate sensitivity is the eutectoid alloy of 78% zinc and 22% aluminum. This material is pretreated by homogenization at 3150C in order to ensure a uniform metal structure. In the state diagram, this temperature is above the eutectoid temperature, but below the solidus line. The material is then quenched in water while stirring.
The deformation takes place by means of a mold at about 273au, but in any case below the breakpoint of the eutectoid temperature. Under these boundary conditions, the material exhibits extremely low strength during deformation. In addition, the material can be deformed to an extremely large extent without the constrictions occurring with the known materials. With these materials known as superplastic or hyperformable, surface enlargements of up to 2000% were achieved.
The invention is based on the task of improving the method specified in the above-mentioned patent specification, in particular of significantly reducing the time for performing the deformation processes.
The strain rate sensitivity m given above is the exponential variable in the expression o = K = K ± where a is the stress in kg / cm2, a is the strain rate in length change per unit length and time unit, and K is a constant of proportionality, which can be referred to as the deformation rate coefficient. The numerical value of K depends on the selected quantities of the other variables.
While the presence of a strongly pronounced strain rate sensitivity m is characteristic of the presence of superplastic or hyper-expandable materials and represents a measure of the greatest possible deformation, it was found that the deformation rate coefficient K gives an indication of the strength or achievement of the material and is therefore decisive for the time and forces required to perform the deformation.
The object of the invention is to reduce the expansion rate coefficient K as far as possible at the temperature prevailing during the deformation process.
In order to achieve this object, according to the invention, a method for hot forming a particularly easily deformable zinc alloy is specified which contains 78% zinc and 22% aluminum, which is characterized in that the alloy is at a temperature above the eutectoid breakpoint, but below the solidus line in the Zn-Al phase diagram, a solution annealing process is carried out until a uniform structure is achieved, that the alloy is then quenched, that the alloy is mechanically processed by non-cutting deformation at a temperature below 2040C, and that the pre-treated alloy is hot worked is made just below the eutectoid temperature.
The invention will then be explained in more detail with reference to the figures. Show it:
Fig. 1 the schematic representation of the most important
Steps of the procedure,
2 shows a diagram in which the load 5 (kg / cm ') is plotted against the rate of expansion t (min-l) for differently pretreated materials,
3 shows a diagram in which the deformation depth (mm) is plotted against the deformation time (min) for differently pretreated materials when these are subjected to a standardized partial deformation with biaxial tension.
The horizontal dashed
Line represents the coordinates of the bottom of the mold, Fig. 4 is a graph in which the deformation depth (mm) over the deformation time (min) similar to the representation in Fig. 3 is drawn as a result of Versu chen on materials that are at different Temperatures have been pretreated. This diagram shows the optimal temperature and the effect of deviations from this temperature. The horizontal dashed line also represents the coordinates of the bottom of the form in this display picture,
FIG. 5 is a graph in which the time to deformation to the bottom (min) is plotted against the rolling temperature in OC. This representation evaluates the end points of the curves according to FIG.
The horizontal dashed one
Line corresponds to the deformation time for a control sample treated in pre-treated,
Fig. 6 is a comparative diagram of the instantaneous load for a certain Dehnungsge speed in tensile test samples with different zinc-aluminum content. The coordinates are the
Force in kg over the aluminum content in percent by weight. The vertical dashed line marks the
Values for a sample with eutectoid composition,
7, 8 are graphs in which the deformation depth in mm is plotted against the deformation time in minutes, similar to the illustration in FIG. These are the results of tests with alloys that deviate from the eutectoid composition.
As can be seen from the illustration according to FIG. 1, the method essentially consists of the following
Steps:
1. A homogeneous body 10, which is made of a eutectic alloy of 78 percent by weight zinc and 22
Weight percent aluminum is made in one
Furnace 11 solution annealed or above the invariant eutectoid temperature of about 2770C during a
Period of time which is sufficient to ensure a uniform, surface-centered cubic structure, corresponding to the state according to the higher temperature between the eutectoid breakpoint and the solidusli never. Regarding the aluminum-zinc phase diagram, see manuals such as metalls handbooko Copy right 1948 by the American Society of Metals, p
1167, pointed out.
2. The body 10 is heated to a temperature that is substantially below the eutectoid invariant with a
Cooled at a speed that is sufficient for the material to become superplastic when it is then brought to the deformation temperature. This can be done, for example, by quenching the body in an agitated water bath 12.
3. The body is subjected to mechanical processing, for example with the aid of the rollers 13, a rolling process which is carried out below a temperature of 2040, preferably at a temperature of 1480C. Despite the exothermic reaction occurring after quenching or hardening, it has been found that the material becomes significantly softer at the increased deformation temperature, regardless of whether this mechanical processing step was carried out at a low temperature before or after this reaction.
According to this process, it was possible to produce a material which, at the superplastic deformation temperature, has a very desirable but unexpectedly low strength compared to materials which were produced without this processing step. The material treated in this way is characterized by the very greatly reduced expansion rate coefficient K at the deformation temperature. The reduced strength of the material allows improvements in the final deformation process, be it by reducing the forces required, by reducing the time required or by a combination of these two particularly costly factors.
The advantageous effect of the method on the zinc-aluminum eutectoid can be seen from the diagrams in FIGS. 2 and 3. Fig. 2 is a graph on a logarithmic scale of the data obtained from a uniaxial elongation test at the deformation temperature of about 2710C for specimens that were machined at various low temperatures. The investigation extended over a wide range of strain rates t. The curve 20 shows the behavior in the case of elongation of a standard specimen which was not subjected to any mechanical processing at low temperature after the quenching process in the container 12.
The curves 21, 22, 23 represent the values of standard test specimens which, after quenching, have experienced a reduction in their thickness of 25, 50 and 75% by mechanical processing at low temperature according to the method described. The significance of the values shown in FIG. 2 can be made clear by comparison with a line of constant tensile stress, for example by line 24. It can be seen that for a certain stress a the strain rate increases and the deformation time for sustainably machined test specimens (curve 23) is almost a factor of 5 less than for non-machined test specimens (curve 20).
In the same way, the range of tensile stress values is illustrated by a line of constant strain rate 25, which is necessary to generate a certain strain rate in differently pretreated materials. For non-machined material (curve 20), a significantly higher tension will be required to generate a certain strain rate than for the deformation of a sustainably machined material (curve 23).
The parallel course of curves 20 to 23 is an indication of the good predictability of the results that can be achieved by means of the method. This parallel course of the said curves also shows that the method does not significantly affect the practically constant exponential factor of the strain rate sensitivity m, which is represented by the inclination of the curves.
In Fig. 3, the subsequent deformation process for various pretreated specimens is illustrated. Four test specimens were taken from the same part of a common melt in the form of rerolling material made of an alloy consisting of 78 percent by weight zinc and 22 percent by weight aluminum with a purity of 99%. The material for each sheet was rolled out at 326.60C to such a thickness that later multiple processing at low temperature is possible down to a thickness of 1.27 mm. All panels were subjected to a solution heat treatment process lasting approximately one hour at 31.5.5 ° C. and then quenched in water with stirring to produce a uniform metallurgical state.
One of the panels was used as a control panel and was therefore not subjected to any further processing after quenching. Each of the remaining sheets was rolled at room temperature so that its thickness was reduced by 25.50 and 75%, respectively. The resulting samples were 1.27 mm thick. Each of these test specimens was clamped in a standardized form in accordance with the aforementioned American patent specification and the literature reference cited below and heated to a temperature of 271 ° C. within a uniform period of time. Each of the test specimens was then subjected to a negative pressure of 1.033 kg / cm2. The diagram according to FIG. 3 is a recording of the shift of the center point of the clamped sheet metal during pneumatic deep drawing over time in the individual tests.
(See also IBM Journal of Research and Development, Volume 9, Issue 2, March 1965, pages 134 to 136.)
The behavior of the control sample is illustrated in FIG. 3 by curve 30. The behavior of the machined test specimens, whose thickness is around 25, 50 or
75% is shown by curves 31, 32 and 33, respectively. It should be noted that the center point of the control sample took a time of 3.4 minutes to reach the bottom of the mold, the coordinates of which are represented by the dashed line at the top of the figure. The test specimen, the thickness of which was reduced by 50% (curve 32), required a time of 1.2 minutes to achieve the greatest deflection.
The sample, whose thickness was reduced by 75% (curve 33), took only 1.1 minutes to reach full deflection. It should be noted that there is good agreement between the statements in FIGS. It has also been shown that the beneficial effect of the machining step of mechanical pre-deformation with regard to the reduction in strength at the deformation temperature no longer increases so much with increasing extent of the previous machining.
The influence of temperature deviations on the softening of the alloy achieved by the method during deformation can be seen from FIGS. 4 and 5.
The curves shown in FIG. 4 were recorded with the aid of six test sheets made of a zinc-aluminum eutectoid, which were produced with a thickness of 2.54 mm from bars from the same point of the same melt by hot rolling at a temperature of over 315 ° C., and which were then subjected to a solution heat treatment process for one hour at a temperature of 3150C and then quenched in water while stirring. The samples were individually heated to temperatures 37, 93, 150, 204, 260 and 3150C and rolled to a thickness of 1.27 mm, i.e. to a thickness 50% less.
After rolling, each individual sample was quenched. The rolling required several passes and the individual samples were brought back into the heating furnace in between to ensure that the temperature was as constant as possible. The sample rolled at 3150C is regarded as a control sample, since this temperature is above the eutectoid invariants. The specimen was rolled in the same way as the other specimens, but it was found that it had the same properties as a body rolled only before the first quenching. The individual samples were examined in the manner indicated in connection with FIG. 3, resulting in deformation curves which are similar to those in FIG. The individual curves are identified in the diagram according to FIG. 4 by their rolling temperatures.
The illustration according to FIG. 5, in which the end point deformation times according to FIG. 4 are plotted against the previous processing temperature, is even more informative. In comparison to the values of the control sample, represented by the horizontal dashed line, it can be determined that an advantageous effect was achieved over a wide temperature range, and that a maximum result in the vicinity of a temperature of 1500C was achieved for the examined alloy. Apart from the fact that the mechanical processing, in the present case by rolling, can also be carried out above room temperature without damage, it is also important in those cases in which the rolling process can only be carried out with difficulty or not at all at room temperature.
In practice, a change in the material composition can occur due to accidental impurities, significant alloy additions or a no longer eutectoid composition, without the achievement of the alloy that can be achieved with the described method disappearing during hot working.
This fact emerges from the following figures, in which the measurement results are recorded on test specimens with different compositions. Each alloy was treated with and without a rolling process which reduced the thickness of the material by 50% and which preceded the actual deformation process.
6 shows the advantageous effects of the method even with relatively large deviations from the eutectoid zinc-aluminum content of 78 or
22 percent by weight. Curve 60 shows the instantaneous load on a tensile test specimen at a standardized strain rate for different compositions of the alloy, but without prior mechanical processing at low temperatures. Curve 61 shows the deformation load for similar specimens, but with non-cutting deformation carried out after quenching at low temperature. The vertical dashed line shows the composition corresponding to the eutectoid. It can be seen from this figure that the advantages achieved with the method described are also present in the case of relatively large deviations from the eutectoid composition indicated as being particularly advantageous.
In FIGS. 7 and 8, the effect of small but not inconsiderable additions of magnesium and manganese is illustrated. 7 shows the ratios se for a test specimen with an Mg addition of 0.02 mg weight, curve 70 showing the behavior of a specimen which has been reduced in thickness by 50% by mechanical processing at low temperature, while curve 71 shows the behavior of a previously unprocessed sample. In Fig. 8, curve 80 shows the behavior of a test specimen containing an additive of 0.050% by weight of Mn, the diameter of which has been reduced by 50% by machining at low temperature, while curve 81 shows the behavior of a test specimen of the same composition but without previous machining represents at low temperature.
It can be seen from the two examples mentioned that the beneficial effects of the process described also extend to differing compositions, in particular since in the last two cases additives were chosen which to a large extent influence the kinetics of the phase transformation in zinc-aluminum alloys.
The examples given above show that with the aid of the method described, the economically important properties of a zinc-aluminum eutectoid in its property as a superplastic material are significantly improved. The tests have also shown that essential aspects are to be seen in the low mechanical processing temperature in order to achieve maximum benefit and in the extensive independence of the beneficial effect of the process from almost all disruptive factors.
The individual tests have also shown that by changing each individual factor, a predictable change in the results of varying degrees can be achieved. In the event of deviations from the temperature of 150 C, which is recognized as optimal for non-cutting deformation, to be expected that the effect of the method described in pure zinc.
Aluminum eutectoid is affected.
It should also be pointed out that instead of rolling, drawing, forging or any other type of non-cutting shape change can also be used.