Hochfeste Legierung auf Aluminiumbasis und Verfahren zur Herstellung der Legierung
Die vorliegende Erfindung betrifft Legierungen auf Aluminiumbasis mit hoher Festigkeit, die durch Bearbeiten bei einer Temperatur unterhalb 2320C, Halten auf einer Temperatur von 121 bis 3430C und erneutes Bearbeiten bei einer Temperatur unterhalb 2320C hergestellt sind.
Die vorliegende Erfindung betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung solcher hochfester Legierungen auf Aluminiumbasis, die beträchtlich höhere Festigkeiten haben als üblich. selbst wenn sie in grossem Umfang kaltbearbeitet (kaltverformt) werden.
Unter Bearbeiten sollen hier alle mechanischen Behandlungen verstanden werden, denen ein Metall unterworfen werden kann, um seine Abmessungen zu verändern oder seine physikalischen oder seine mechanischen Eigenschaften zu ändern. Zu diesen Behandlungen werden gewöhnlich das Ziehen, Schmieden, Strangpressen, Pressen (oder Tiefziehen) und Drücken sowohl in der Wärme (mit Ausnahme des Drückens und Pressens) als auch in der Kälte gerechnet.
Es ist natürlich sehr erwünscht, bei Legierungen auf Aluminiumbasis bequem optimale Hochfestigkeit zu erzielen, und zwar insbesondere bei gewöhnlichen, billigen, im Handel erhältlichen Legierungen auf Aluminiumbasis. Verschiedene Verfahren zur Erhöhung der Festigkeit der Legierungen auf Aluminiumbasis sind allgemein bekannt. Häufig sind diese Verfahren teuer und umständlich oder weisen zahlreiche Verfahrensstufen auf, deren Anwendung unbequem und teuer ist. Ausserdem sind die bekannten Verfahren häufig durch ganz genau definierte Verfahrensbedingungen gekennzeichnet, so dass die Ausführung des Verfahrens in technischem Massstab unbequem ist.
Ausserdem sind Verfahren zur Erhöhung der Festigkeit von Legierungen auf Aluminiumbasis häufig selektiv auf das Vorhandensein von besonderen Legierungsbestandteilen in der Legierung gegründet und lassen sich oft nicht für eine grosse Gruppe verschiedener Legierungen auf Aluminiumbasis verwenden.
Ausser den vorstehenden Nachteilen lassen Verfahren zur Erhöhung der Festigkeit von Legierungen auf Aluminiumbasis häufig in bezug auf die erhältliche Zugfestigkeit noch viel zu wünschen übrig. Überdies wird durch die üblichen Verfahren oft die Festigkeit der Legierung auf Aluminiumbasis erhöht, was mit Verlusten hinsichtlich anderer erwünschter physikalischer Eigenschaften verbunden ist, wodurch oft eine Eigenschaft verbessert wird, während gleichzeitig eine andere verschlechtert wird.
Drei Standardverfahren zur Verbesserung der physikalischen Eigenschaften sind das Legieren, das Kaltbearbeiten bzw. Kaltverformen und die Ausfällung einer zweiten Phase. Jedes dieser Verfahren hat nachteilige Einflüsse auf irgendeine andere mechanische oder physikalische Eigenschaft. Beispielsweise ist das Legieren unausweichlich mit einer Abnahme der Leitfähigkeit verbunden; das Kaltbearbeiten bzw. Kaltverformen setzt die Kaltverformbarkeit oder den Dehnungswert herab; und die Ausscheidungshärtung vermindert die Zähigkeit, erhöht die Kerbempfindlichkeit und setzt die Korrosionsbeständigkeit herab. Jede dieser Operationen hat im allgemeinen auch andere schädliche Wirkungen.
Ziel der Erfindung ist daher die Schaffung eines Verfahrens zur Herstellung von Legierungen auf Aluminiumbasis mit verbesserten Festigkeitseigenschaften.
Ein weiteres Ziel der Erfindung ist die Schaffung einer verbesserten Legierung und eines Verfahrens der oben definierten Art, das billig und bequem und leicht in technischem Massstab ausführbar ist.
Ein anderes Ziel der Erfindung ist die Schaffung einer verbesserten Legierung und eines Verfahrens der oben erwähnten Art, bei welchem weitgehend verbesserte Festigkeitseigenschaften ohne übermässige Verschlechterung erwünschter physikalischer Eigenschaften, beispielsweise elektrischer Eigenschaften und Fertigbearbeitungs- oder Oberflächeneigenschaften, erzielt werden.
Weitere Ziele und Vorteile der Erfindung werden im folgenden ersichtlich werden.
Es wurde nun gefunden, dass die vorstehenden Ziele und Vorteile erfindungsgemäss leicht erhalten werden können. wobei eine verbesserte Legierung und ein verbessertes Verfahren zur Verfügung gestellt werden.
Das Verfahren gemäss der Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass man A) von einer Legierung auf Aluminiumbasis ausgeht, die 0.05 bis 1,0% Eisen, 0,05 bis 1.0% Silicium. mindestens einen der folgenden Bestandteile: weniger als 10,0% Magnesium, weniger als 3,0% Mangan. weniger als 1,0etc Kupfer, weniger als 0,5% Chrom, weniger als 0,5% Zink, weniger als 0,5% Zirkonium, weniger als 0,5% Titan, weniger als 0,1% Bor und im allgemeinen je weniger als 0,5% anderer Bestandteile enthält.
wobei die Gesamtmenge der anderen Bestandteile im allgemeinen geringer als 1,5% ist und wobei der Rest im wesentlichen aus Aluminium besteht, B) die Le Legierung, vorzugsweise durch Walzen oder Ziehen, bei einer Temperatur unterhalb 2329C mit einer Gesamtre Reduktion von über 20% verformt, C) die Legierung während eines Zeitraums, der die durch die Formel:
T X (8.95 + logt) = 5700 worin T die Temperatur in Grad Kelvin und t die maximale Zeit in Minuten bei der Temperatur T bedeuten;
definierte Zeit nicht übersteigt, auf einer Temperatur von 121 bis 3430C hält, so dass keine Umkristallisation durch die ganze Grundmasse hindurch eintritt und so dass die Streckgrenze und die Zugfestigkeit um weniger als 10% abnehmen. und D) die Stufe B) wiederholt, wobei man vorzugsweise die Stufen B) und C) wiederholt, und zwar vorzugsweise mehrere Male.
Es wurde gefunden, dass das vorstehende Verfahren eine überraschende Verbesserung der Festigkeiten selbst bei den gewöhnlichen Aluminiumlegierungen und selbst bei Vornahme von thermischen Behandlungen nach der Kaltbearbeitung bzw. Kaltverformung in grossem Umfange ergibt. Beispielsweise wurden die folgenden Zugfestigkeiten in reproduzierbarer Weise erhalten: über 3725 kg/cm2 bei der Aluminiumlegierung 3003, über 3165 kglcm2 bei der Aluminiumlegierung 5005, über 2460 kgZcm2 bei der Aluminiumlegierung 1100 und über 2460 kg/cm2 bei Aluminium der für elektrische Leiter bestimmten Sorten. Im vorliegenden Patent stellen die Nummern der Aluminiumlegierungen Bezeichnungen der Aluminium Association dar.
Diese Ergebnisse sind besonders überraschend, da normalerweise thermische Behandlungen nach der Kaltbearbeitung (Kaltverformung) ZU einer beträchtlichen Abnahme der Streckgrenze und Zugfestigkeit führen. damit die Kaltverformbarkeit erhöht wird.
Die vorliegende Erfindung ist allgemein anwendbar auf die versclliedensten Legierungen auf Aluminiumbasis der oben definierten Art. einschliesslich hochreinem Aluminium. und bei allen diesen Materialien wird eine er hebliche Verbesserung erzielt. Es wird jedoch bevorzugt, dass die Legierung auf Aluminiumbasis weniger als 9t.575 Aluminium enthält, wobei natürlich gewisse zusätzliche Elemente in der Legierung vorhanden sind. Dies spiegelt sich in den folgenden Angaben wieder, die die zul9ssigen und bevorzugten Mengen von zusätzlichen Elementen in Gewichtsprozent darstellen: Silicium 0,05 bis 1.0 Gew.-%, vorzugsweise 0,3 bis 0,7 Gew.-%; Eisen 0,05 bis 1.0 Gew.-eXc, vorzugsweise 0,4 bis 0,8 Gew.-%.
Ausser Eisen und Silicium muss die Legierung mindestens eines der folgenden Materialien enthalten: Kupfer 0 bis 1,0 Gew.-eXc, vorzugsweise 0,1 bis 0,3 Gew.-%; Mangan 0 bis 3,0 Gew.-efO, vorzugsweise 0 bis 1,6 Gew.-%; Magnesium 0 bis 10,0 Gew.-%, vorzugsweise 0 bis 5,0 Gew.-%:
Chrom 0 bis 0.5 Gew.-%, vorzugsweise 0 bis 0,2 Gew.-%; Zink 0 bis 0,5 Gew.-%, vorzugsweise 0 bis 0,3 Gew.-%; Zirkonium 0 bis 0,5 Gew-5tGs vorzugsweise 0 bis 0,3 Gew.-%; Bor 0 bis 0,1 Gew.-%. vorzugsweise 0 bis 0,05 Gew. -%; Titan 0 bis 0,5 Gew.-%, vorzugsweise 0 bis 0,2 Gew.-%; andere Elemente im allgemeinen weniger als je 0,5 Gew.-%, insgesamt weniger als 1,5 Gew.-%, vorzugsweise je weniger als 0,05 Gew.-%, insgesamt weniger als 0,15 Gew.-%. Besonders bevorzugte Legierungen sind die Aluminiumlegierungen 5005, 3003, 1100, Aluminium der für elektrische Leiter bestimmten Sorten, superreines Aluminium usw. Im allgemeinen werden die Legierungen der 1000-Reihe, 3000-Reihe und 5000-Reihe bevorzugt.
Bei der Ausführung der Erfindung können die Legierungen auf Aluminiumbasis in jeder gewünschten Weise gegossen werden, Das spezielle angewandte Giessverfahren ist nicht von entscheidender Bedeutung, und es kann jedes technische Verfahren ausgeführt werden, wie beispielsweise der fallende Schalenhartguss oder der Kippfonnguss. Die Legierungen können auch in bekannter Weise zu Platten warmgewalzt werden.
Nach dem Giessen wird bei der Ausführung der Erfindung vorzugsweise eine Homogenisier- oder Lösungsglühbehandlung vorgenommen. Diese Lösungsglühbehandlung sollte bei einer Temperatur oberhalb 4540C, vorzugsweise oberhalb 5100C, ausgeführt werden, und der Rohblock sollte mindestens 4 Stunden auf der gewählten Temperatur gehalten werden. Nach der Lösungsglühbehandlung sollte der Rohblock schnell auf unter 232oC abgekühlt werden, und zwar vorzugsweise mit einer Geschwindigkeit von über 2220C pro Stunde auf unter 1210C.
Bei der Ausführung der vorliegenden Erfindung kann die Lösungsglühstufe gewünschtenfalls mit der Operation des Giessens kombiniert werden, d.h., das Material kann bei der Operation des Giessens während der erforderlichen Zeit auf der erforderlichen Temperatur gehalten und danach schnell abgekühlt werden.
Zweck der Lösungsglühstufe sind die folgenden Vorgänge: Wenn die Legierung auf Aluminiumbasis Legierungszusätze der oben angegebenen Art enthält, wird durch die Lösungsglühstufe und das anschliessende schnelle Abkühlen ein so grosser Teil dieser Materialien wie möglich in Lösung gebracht. Daher liegen die gelösten Elemente oder Legierungszusätze in fester Lösung in dem Aluminium oder der als Lösungsmittel dienenden Grundmasse vor, und zwar vorzugsweise in dem höchstmöglichen Ausmass. Dies stellt, wie oben angegeben. eine bevorzugte Arbeitsweise dar.
Die nächste Stufe bei der Ausführung der Erfindung ist die Bearbeitungsoperation, die von entscheidender Bedeutung ist. Die bevorzugte Art der Bearbeitung stellt natürlich das Walzen dar, und in dem vorliegenden Patent wird insbesondere diese Art der anfänglichen Bearbeitung beschrieben. Es versteht sich jedoch, dass insbe sonderte bei späteren Stufen auch andere Arten der Bearbeitung in Betracht kommen, wie beispielsweise das Ziehen, das Gesenkschmieden und so weiter.
Das Material wird bei einer Temperatur unterhalb 232"C mit einer Gesamtreduktion von über 20% bearbeitet oder gewalzt. Es wird bevorzugt. bei einer Temperatur unter 930C zu walzen. Das Material kann in einem oder mehreren Durchgängen gewalzt werden, wobei das Ausmass der Reduktion pro Durchgang nicht von entscheidender Bedeutung ist. Im allgemeinen wird es be bevorzugt. mehrere kleinere Reduktionen statt einer gros sen Reduktion vorzunehmen. Im allgemeinen sollte bei jedem Durchgang eine Reduktion von mindestens 15% vorgenommen werden. Gewünschtenfalls können grosse Reduktionen vorgenommen werden; beispielsweise können z.B. in der Drahtform Reduktionen von über 99% ausgeführt werden. In dem vorliegenden Patent bedeutet der Ausdruck Reduktion stets die Gesamtquerschnittsreduktion bzw. Gesamteinschnürung.
Nach der Walz- oder Bearbeitungsstufe wird das Material während einer Zeit, die die durch die Formel:
T X (8,95 + log t) = 5700 worin T eine beliebige gegebene Temperatur innerhalb des vorstehenden Temperaturbereiches in Grad Kelvin und t die maximale Zeit in Minuten bei der Temperatur T bedeuten; definierte Zeit nicht übersteigt, auf 121 bis 343OC gehalten. Die Mindestzeit bei der gewählten -Tem- peratur ist nicht von entscheidender Bedeutung, sollte aber mindestens eine Sekunde betragen. Je höher die Temperatur innerhalb des vorstehenden Temperaturbereiches ist, desto kürzer ist natürlich die maximale Zeit, während der auf dieser Temperatur gehalten wird, und je niedriger die Temperatur ist, desto länger ist die maximale Zeit, während der auf der genannten Temperatur gehalten wird.
Es wird bevorzugt, in dem Temperaturbereich von 121 bis 2320C zu arbeiten. Beispiele von längsten zulässigen Zeiten, die mittels der vorstehenden Formel bestimmt wurden, sind: annähernd 400 Stunden bei 149oC; annähernd 16 Stunden bei 2040C; und 2 Minuten bei 3430C.
Wie oben angegeben, wird das Material nach der Walz- oder Bearbeitungsstufe während einer Zeit, die die mittels der vorstehenden empirischen Gleichung bestimmte nicht übersteigt, auf 121 bis 3430C gehalten; die Konstanten für die genannte Gleichung wurden experimentell bestimmt. Es ist interessant, dass man durch Überführen dieser Gleichung in die Form:
I/t = e-Q/RT einen Wert von Q, der Aktivierungsenergie, erhält. der etwas geringer ist als für die Umkristallisation in Aluminium erforderlich. Dies weist darauf hin. dass der Beginn der Umkristallisation die obere Grenze für die thermische Behandlung darstellt.
Nach der thermischen Behandlung wird das Material in der oben angegebenen Weise wieder mit einer Gesamtreduktion von mindestens 20% bei einer Temperatur unter 2320C bearbeitet oder gewalzt. Diese zweite Walz- oder Bearbeitungsstufe kann die letzte Stufe sein; es kann ihr aber auch, was vorzugsweise der Fall ist, eine zusätzliche thermische Behandlung bei 121 bis 3430C in der oben beschriebenen Weise folgen.
Die Kaltbearbeitung bzw. Kaltverformung nach einer thermischen Behandlung bei niedriger Temperatur ist bei der Herstellung von mechanisch bearbeiteten (im Unterschied zu gegossenen) Aluminiumgebilden insofern ungewöhnlich, als normalerweise eine Behandlung bei niedriger Temperatur oder ein partielles Glühen ausgeführt werden, um das Gebilde zu stabilisieren oder die Festigkeit auf gewünschte Werte herabzusetzen, um ganz spezifische Eigenschaften zu erreichen. In der Tat schreiben die Normen -H2X und -H3X der Aluminium Association Kalthärtung (durch Kaltverformung) und partielles Glühen (partielles Tempern) oder Kalthärtung und anschliessendes Stabilisieren vor. Beim Verfahren gemäss der Erfindung ergibt jedoch ein Stabilisieren oder partielles Glühen als vorbereitende Stufe für die anschliessende Kaltbearbeitung bzw.
Kaltverformung die durch die Erfindung angestrebte bemerkenswerte Verbessemng der mechanischen Eigenschaften.
Es wird bevorzugt, die Walzbehandlungs- und thermischen Behandlungsstufen mehrere Male, vorzugsweise 3bis 5mal, zu wiederholen. Bei der Ausführung der Erfindung kann die letzte Stufe des Verfahrens je nach den besonderen Anforderungen entweder die Walz- oder Bearbeitungsstufe oder die thermische Behandlungsstufe sein.
Eine abgeänderte Ausführungsform des vorliegenden Verfahrens umfasst die folgenden Massnahmen: Gewünschtenfalls kann die Walzstufe innerhalb des Bereiches der thermischen Behandlung ausgeführt werden.
Wenn man also bei einer Temperatur von 121 bis 232"C walzt und das Material auf der genannten Temperatur hält, kann man die Bearbeitungs- oder Walzstufe mit der Stufe der thermischen Behandlung in wirksamer Weise kombinieren und dadurch die getrennte thermische Behandlung vermeiden.
Eine weitere abgeänderte Ausführungsform umfasst die folgenden Massnahmen: die letzte Stufe kann gewünschtenfalls aus dem Halten auf der Temperatur von 121 bis 3430C, aber während einer längeren Zeit, als es die vorstehende Formel erlaubt, bestehen, so dass keine Umkristallisation durch die ganze Grundmasse hindurch eintritt, aber die Abnahme der Streckgrenze und Zugfestigkeit weniger als 25% beträgt. Dies ergibt Streckgrenzen und Zugfestigkeiten, die noch viel besser sind als die normalerweise erhaltenen, aber die Kaltverformbarkeit wird erhöht.
Die erste Walzoperation oder die erste Deformation des Verfahrens gemäss der Erfindung bildet ein zelliges Subkorngefüge, das heisst, das Mikrogefüge der Legierung ist durch Subkörner innerhalb von Körnern gekennzeichnet. Die thermische Behandlungsstufe hat die Neigung, die Subkorngrenzen zu stabilisieren, indem gelöste Atome in Richtung auf die Subkorngrenzen wandern. Bei der zweiten Deformation werden innerhalb des Subkorngefüges mehr Subkorngrenzen gebildet, wodurch die Subkorngrösse stufenweise feiner und feiner wird in dem Masse, wie die Stufen der Deformation und der thermischen Behandlung wiederholt werden.
Daher sind die verbesserten Legierungen gemäss der Erfindung durch stark verbesserte Festigkeitseigenschaften und ein ultrafeines Subkorngefüge gekennzeichnet, wobei die Grösse der Subkörner 0,001 mm oder weniger ist. Ferner ist das Subkorngefüge ziemlich beständig. Die Legierungen gemäss der Erfindung weisen auch die folgenden Merkmale auf: die Subkörner haben Grenzflächen. die aus festgelegten wirren Knäueln von Störstellen ( pinner dislocation tangles ) bestehen, d.h. die thermisch beständig oder fixiert sind. wobei die Festlegung durch Legierungselemente in Lösung oder durch Leerstellen, die mit Legierungselementen in Lösung zusammenhängen, erfolgt. Die Grundmasse zwischen den Gewirren von Störstellen besteht aus einzelnen Gebieten mit geringerem Gehalt an Legierungszusätzen und geringer Störstellendichte.
Die vorliegende Erfindung wird anhand der folgenden erläuternden Beispiele besser verständlich.
Beispiel I
In den folgenden Beispielen wurden die folgenden Legierungen verwendet: Aluminiumlegierung 1100; Alu miniumlegierung 3003; Aluminiumlegierung 5005; und hochreines Aluminium. Alle Legierungen wurden mittels des fallenden Schalenhartgusses gegossen und zu Blöcken von 44,45 X 101,60 X 152,40 mm geschält.
Beispiel 2
In diesem Beispiel wurde die Legierung 3003 im gegossenen Zustand stufenweise von 44,45 mm auf 38.10 mm auf 31,75 mm auf 25,40 mm auf 20,32 mm auf 16.50 mm auf 12,70 mm auf 8,89 mm auf 6,35 mm auf 4,44 mm auf 3,10 mm auf 2,11 mm auf 1,78 mm auf 1.27 mm auf 0.91 mm auf 0,63 mm auf 0,46 mm auf 0,36 mm kaltgewalzt. Nach jeder Reduktion mit Ausnahme der letzten wurde 10 Minuten auf 2040C gehalten. Das resultierende Material hatte eine durchschnittliche 0,2-Dehngrenze von 4092 kg/cm2 und eine Zugfestigkeit von 4457 kg/cm2 bei 2% Dehnung.
Zu Vergleichszwecken wurde die Legierung 3003 auf r3.36 mm Dicke kaltgewalzt und hatte darauf die folgenden Eigenschaften: Q2-Dehngrenze = 1898 kg/cm2; Zugfestigkeit 2180 kg/cm2 bei 2% Dehnung.
Fig. list eine Mikrophotographie der Aluminiumlegierung 3003. die gemäss vorstehendem Beispiel erhalten wurde. bei einer Dicke von 0,91 mm. Fig. 2 ist eine Mikrophotographie der Aluminiumlegierung 3003 bei der Dicke 0,91 mm, wobei die Legierung in der folgenden Weise erhalten wurde: die Legierung wurde bei 593 CC homogenisiert, bei 5100C beginnend warmgewalzt und auf die gewünschte Dicke kaltgewalzt. Beide Mikrophotographien weisen eine 30 000fache Vergrösserung auf.
Die Mikrophotographien wurden hergestellt, indem man durch elektrochemische Entfernung von Metall aus frisch kaltgewalztem Material hergestellte dünne Folien mit einer Dicke von annähernd 2000 Angström-Einheiten mit einem Elektronenmikroskop durchstrahlte und das erhaltene Bild photographierte.
Die Untersuchung der Mikrophotographien zeigt, dass in Fig. 2 grosse Flächen aus Gewirren von Störstellen vorhanden sind, die mit grossen Flächen von scheinbar durch die Bearbeitung unveränderten Materialien durchsetzt sind. Andererseits hat die Legierung gemäss der Erfin dung, die in Fig. 1 dargestellt ist, eine Reihe erkennbarer getrennter Körner mit einer Grösse von annähernd 0.0001 mm. Es sind keine Gebiete von scheinbar durch die Bearbeitung nicht verändertem Material sichtbar. Die einzelnen Unterkörner sind durch erkennbare Korngrenzflächen getrennt.
Beispiel 3
Die gemäss Beispiel 1 hergestellte Aluminiumlegie P'.ng 3003 wurde auf 593CC erhitzt und 16 Stunden auf dieser Temperatur gehalten. Sie wurde dann mit Wasser in 5 Sekunden auf Raumtemperatur abgeschreckt und danach stufenweise von 44,45 mm auf 38,10 mm auf 31.75 mm auf 20,32 mm auf 16,51 mm auf 12,70 mm auf 8.89 mm auf 6,35 mm auf 4,44 mm auf 3,10 mm auf 2.24 mm kaltgewalzt. Danach wurde das Material weiter stufenweise kaltgewalzt, wobei aber nach jeder Reduktion mit Ausnahme der letzten das Material auf 204CC erhitzt und 10 Minuten auf dieser Temperatur gehalten und mit Wasser auf Raumtemperatur abgeschreckt wurde. Die Reduktionen waren folgendermassen: von 2.24 mm auf 1,83 mm auf 1,27 mm auf 0,91 mm auf f).74 mm auf 0,61 mm auf 0,51 mm auf 0,43 mm auf 0.33 mm.
Das resultierende Material hatte eine durchschnittliche 02-Dehngrenze von 3375 kg/cm2 und eine Zugfestigkeit von 3895 kg/cm2 bei 2% Dehnung. Die Mikrostruktur war ähnlich der in Fig. 1 dargestellten.
Das gleiche Material, das in der gleichen Weise ohne die Zwischenglühbehandlungen verarbeitet worden war, hatte nur eine 2-Dehngrenze von 2672 kg/cm2 und eine Zugfestigkeit von 3044 kg/cm2 bei 4% Dehnung.
Beispiel 4
Die nach Beispiel 1 hergestellte Aluminiumlegierung 5005 wurde stufenweise von 44,45 mm auf 38,10 mm auf 31,75 mm auf 25,40 mm auf 20,32 mm auf 16,51 mm auf 12,70 mm auf 8,89 mm auf 6,35 mm auf 4,44 mm auf 3,10 mm auf 2,16 mm auf 1,52 mm auf 1,07 mm auf 0,76 mm auf 0,56 mm kaltgewalzt. Nach der letzten Kaltreduktion wurde das Material 10 Minuten auf 1490C gehalten und danach erneut auf 0,46 mm kaltgewalzt. Das resultierende Material hatte eine 0,02-Dehngrenze von 3438 kg/cm2 und eine Zugfestigkeit von 3501 kg/cm2 bei einer Dehnung von 1%. Zu Vergleichszwecken wurde die Aluminiumlegierung 5005 auf 0,46 mm Dicke kaltgewalzt und hatte danach die folgenden Eigenschaften: 0,2-Dehngrenze = 1969 kg/cm2; Zugfestigkeit 2039 kg/cm2 bei einer Dehnung von 1%.
Die Erfindung kann natürlich auf andere Weise ausgeführt werden. Die beschriebene Ausführungsform ist daher in jeder Hinsicht nur als erläuternd anzusehen.
PATENTANSPRUCH I
Hochfeste Legierung auf Aluminiumbasis, dadurch gekennzeichnet, dass sie 0,05 bis 1,0% Eisen, 0,05 bis 1,0% Silicium, mindestens eines der folgenden Materialien: weniger als 10,0% Magnesium, weniger als 3,0% Mangan, weniger als 1,0sec Kupfer, weniger als 0,5% Chrom, weniger als 0,5 ,tc Zink, weniger als 0,5% Zirkonium, weniger als 0.5 ,Sc Titan und weniger als 0,1% Bor; und als Rest im wesentlichen Aluminium enthält und dass sie ein ultrafeines Subkorngefüge hat, wobei die Grösse der Subkörner geringer als 0,0001 mm ist und die Grenzflächen der Subkörner aus Gewirren von Störungen des Atomgitters bestehen.
UNTERANSPRÜCHE
1. Legierung nach Patentanspruch I, dadurch gekennzeichnet. dass die Grundmasse zwischen den Gebieten mit Störungen des Atomgitters aus einzelnen Gebieten mit geringerem Gehalt an Legierungszusätzen und geringer Dichte der Störungen des Atomgitters besteht.
2. Legierung nach Unteranspruch 1, dadurch ge kennzeichnet, dass sie 0,3 bis 0,7o1c Silicium, 0,4 bis 0.8% Eisen und mindestens eines der folgenden Materialien: 0.1 bis 0.3 ,lC Kupfer, bis zu 1,6% Mangan, bis zu 5,0% Magnesium, bis zu 0,2 hc Chrom, bis zu 0,3 ,ZO Zink, bis zu 0,2% Titan. bis zu 0,3 ,gc Zirkonium. bis zu 0,05% Bor; enthält.
PATENTANSPRUCH II
Verfahren zur Herstellung der hochfesten Legierung auf Aluminiumbasis nach Patentanspruch I, dadurch gekennzeichnet, dass man A) von einer Legierung auf Aluminiumbasis ausgeht. die 0,05 bis 1,0 ,ZC Eisen, 0,05 bis 1!0 jfC Silicium, mindestens eines der folgenden Materialien: weniger als 10,0% Magnesium. weniger als 3,0qC Mangan. weniger als 1,0 ,gC Kupfer, weniger als 0,5% Chrom, weniger als 0,5 1C Zink, weniger als 0.5 ,Xc Zir
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High-strength aluminum-based alloy and process for making the alloy
The present invention relates to high strength aluminum-based alloys made by working at a temperature below 2320C, holding at a temperature of 121 to 3430C and reworking at a temperature below 2320C.
The present invention also relates to a method for producing such high strength aluminum-based alloys which have considerably higher strengths than usual. even if they are cold-worked (cold-worked) on a large scale.
Processing is to be understood here as meaning all mechanical treatments to which a metal can be subjected in order to change its dimensions or to change its physical or mechanical properties. These treatments usually include drawing, forging, extrusion, pressing (or deep drawing) and pressing both in the heat (with the exception of pressing and pressing) and in the cold.
It is of course very desirable to be able to conveniently achieve optimum high strength in aluminum-based alloys, particularly in common, inexpensive, commercially available aluminum-based alloys. Various methods of increasing the strength of aluminum-based alloys are well known. Often these processes are expensive and cumbersome or have numerous process steps that are inconvenient and expensive to use. In addition, the known processes are often characterized by very precisely defined process conditions, so that carrying out the process on an industrial scale is inconvenient.
In addition, methods of increasing the strength of aluminum-based alloys are often selectively based on the presence of particular alloy constituents in the alloy and often cannot be used with a large group of different aluminum-based alloys.
In addition to the foregoing disadvantages, methods of increasing the strength of aluminum-based alloys often leave much to be desired in terms of the tensile strength obtainable. Moreover, conventional methods often increase the strength of the aluminum-based alloy, with losses in other desirable physical properties, often improving one property while at the same time deteriorating another.
Three standard methods for improving physical properties are alloying, cold working or cold working and the precipitation of a second phase. Each of these methods has detrimental effects on some other mechanical or physical property. For example, alloying is inevitably associated with a decrease in conductivity; the cold working or cold forming reduces the cold formability or the elongation value; and precipitation hardening decreases toughness, increases notch sensitivity and decreases corrosion resistance. Each of these operations generally has other deleterious effects.
The aim of the invention is therefore to provide a process for the production of aluminum-based alloys with improved strength properties.
Another object of the invention is to provide an improved alloy and method of the type defined above which is inexpensive, convenient, and easily carried out on an industrial scale.
Another object of the invention is to provide an improved alloy and method of the above-mentioned type in which substantially improved strength properties are obtained without undue deterioration in desirable physical properties such as electrical properties and finishing or surface properties.
Other objects and advantages of the invention will appear hereinafter.
It has now been found that the above objects and advantages can be easily obtained according to the present invention. thereby providing an improved alloy and method.
The method according to the invention is characterized in that A) starting from an aluminum-based alloy containing 0.05 to 1.0% iron, 0.05 to 1.0% silicon. at least one of the following: less than 10.0% magnesium, less than 3.0% manganese. less than 1.0etc copper, less than 0.5% chromium, less than 0.5% zinc, less than 0.5% zirconium, less than 0.5% titanium, less than 0.1% boron and in general ever contains less than 0.5% other ingredients.
the total amount of the other constituents being generally less than 1.5% and the remainder consisting essentially of aluminum, B) the Le alloy, preferably by rolling or drawing, at a temperature below 2329C with a total reduction of over 20% deformed, C) the alloy for a period of time given by the formula:
T X (8.95 + logt) = 5700 where T is the temperature in degrees Kelvin and t is the maximum time in minutes at temperature T;
does not exceed a defined time, keeps it at a temperature of 121 to 3430C, so that no recrystallization occurs through the entire matrix and so that the yield point and tensile strength decrease by less than 10%. and D) repeating step B), preferably repeating steps B) and C), preferably several times.
It has been found that the above process results in a surprising improvement in the strengths even with the usual aluminum alloys and even when thermal treatments are carried out after cold working or cold working to a large extent. For example, the following tensile strengths were obtained in a reproducible manner: over 3725 kg / cm2 for the aluminum alloy 3003, over 3165 kg / cm2 for the aluminum alloy 5005, over 2460 kg / cm2 for the aluminum alloy 1100 and over 2460 kg / cm2 for aluminum of the types intended for electrical conductors. In this patent, the aluminum alloy numbers represent names of the Aluminum Association.
These results are particularly surprising since thermal treatments after cold working (cold working) usually result in a significant decrease in yield point and tensile strength. so that the cold deformability is increased.
The present invention is generally applicable to a wide variety of aluminum-based alloys of the type defined above, including high purity aluminum. and with all of these materials a substantial improvement is achieved. It is preferred, however, that the aluminum-based alloy contain less than 9.575 aluminum, with certain additional elements of course being present in the alloy. This is reflected in the following details, which represent the permissible and preferred amounts of additional elements in percent by weight: silicon 0.05 to 1.0% by weight, preferably 0.3 to 0.7% by weight; Iron 0.05 to 1.0 wt% eXc, preferably 0.4 to 0.8 wt%.
In addition to iron and silicon, the alloy must contain at least one of the following materials: copper 0 to 1.0% by weight eXc, preferably 0.1 to 0.3% by weight; Manganese 0 to 3.0% by weight efO, preferably 0 to 1.6% by weight; Magnesium 0 to 10.0% by weight, preferably 0 to 5.0% by weight:
Chromium 0 to 0.5% by weight, preferably 0 to 0.2% by weight; Zinc 0 to 0.5% by weight, preferably 0 to 0.3% by weight; Zirconium 0 to 0.5 wt%, preferably 0 to 0.3 wt%; Boron 0 to 0.1 wt%. preferably 0 to 0.05% by weight; Titanium 0 to 0.5% by weight, preferably 0 to 0.2% by weight; other elements generally less than 0.5% by weight each, less than 1.5% by weight in total, preferably less than 0.05% by weight each, less than 0.15% by weight in total. Particularly preferred alloys are aluminum alloys 5005, 3003, 1100, aluminum of the types intended for electrical conductors, super pure aluminum, etc. In general, the alloys of the 1000 series, 3000 series and 5000 series are preferred.
In practicing the invention, the aluminum-based alloys can be cast in any desired manner. The particular casting process used is not of critical importance, and any technical process can be carried out, such as chilled cast ironing or tilting cast ironing. The alloys can also be hot rolled into plates in a known manner.
After casting, a homogenizing or solution heat treatment is preferably carried out in the embodiment of the invention. This solution heat treatment should be carried out at a temperature above 4540C, preferably above 5100C, and the ingot should be kept at the chosen temperature for at least 4 hours. After the solution heat treatment, the ingot should be cooled quickly to below 232oC, preferably at a rate of over 2220C per hour to below 1210C.
In practicing the present invention, the solution treatment step can be combined with the casting operation, if desired, i.e., the material can be kept at the required temperature for the required time in the casting operation and then rapidly cooled.
The purpose of the solution annealing stage is as follows: If the aluminum-based alloy contains alloy additives of the type specified above, the solution annealing stage and the subsequent rapid cooling dissolve as large a proportion of these materials as possible. The dissolved elements or alloy additives are therefore present in solid solution in the aluminum or in the base material used as the solvent, preferably to the greatest possible extent. This represents as stated above. is a preferred way of working.
The next stage in practicing the invention is the machining operation, which is of critical importance. The preferred type of machining is, of course, rolling, and this patent specifically describes this type of initial machining. It goes without saying, however, that other types of processing, such as drawing, drop forging, and so on, also come into consideration, particularly in later stages.
The material is machined or rolled at a temperature below 232 "C with an overall reduction of over 20%. It is preferred to roll at a temperature below 930C. The material can be rolled in one or more passes, the extent of the reduction being per In general, it is preferred to make several smaller reductions rather than one large reduction. In general, a reduction of at least 15% should be made in each pass. If desired, large reductions can be made; for example, in In the present patent, the term reduction always means the total cross-section reduction or total constriction.
After the rolling or machining stage, the material is processed for a time determined by the formula:
T X (8.95 + log t) = 5700 where T is any given temperature within the above temperature range in degrees Kelvin and t is the maximum time in minutes at temperature T; does not exceed a defined time, held at 121 to 343OC. The minimum time at the selected temperature is not of decisive importance, but should be at least one second. Of course, the higher the temperature within the above temperature range, the shorter the maximum time that is maintained at this temperature, and the lower the temperature, the longer the maximum time that is maintained at the said temperature.
It is preferred to work in the temperature range from 121 to 2320C. Examples of the longest allowable times determined using the formula above are: approximately 400 hours at 149oC; approximately 16 hours at 2040C; and 2 minutes at 3430C.
As indicated above, after the rolling or working step, the material is held at 121 to 3430C for a time not exceeding that determined by the above empirical equation; the constants for the above equation were determined experimentally. It is interesting that by converting this equation to the form:
I / t = e-Q / RT gets a value of Q, the activation energy. which is somewhat less than required for recrystallization in aluminum. This indicates that. that the beginning of the recrystallization represents the upper limit for the thermal treatment.
After the thermal treatment, the material is processed or rolled again in the manner indicated above with a total reduction of at least 20% at a temperature below 2320C. This second rolling or machining stage can be the final stage; but it can also, which is preferably the case, be followed by an additional thermal treatment at 121 to 3430C in the manner described above.
Cold working after a low temperature thermal treatment is unusual in the manufacture of machined (as distinct from cast) aluminum structures in that a low temperature treatment or partial annealing is normally carried out to stabilize the structure or the Reduce strength to the desired values in order to achieve very specific properties. Indeed, the Aluminum Association's -H2X and -H3X standards prescribe cold hardening (by cold working) and partial annealing (partial tempering) or cold hardening and subsequent stabilization. In the method according to the invention, however, stabilization or partial annealing results as a preparatory stage for the subsequent cold working or
Cold forming is the remarkable improvement in mechanical properties aimed at by the invention.
It is preferred to repeat the rolling treatment and thermal treatment steps several times, preferably 3 to 5 times. In practicing the invention, the final stage of the process can be either the rolling or machining stage or the thermal treatment stage, depending on the particular requirements.
A modified embodiment of the present method comprises the following measures: If desired, the rolling step can be carried out within the range of the thermal treatment.
So if you roll at a temperature of 121 to 232 "C and keep the material at the temperature mentioned, you can combine the processing or rolling step with the step of thermal treatment in an effective manner and thereby avoid the separate thermal treatment.
A further modified embodiment comprises the following measures: the last stage can, if desired, consist of holding at the temperature of 121 to 3430C, but for a longer time than the above formula allows, so that no recrystallization occurs through the entire matrix , but the decrease in yield strength and tensile strength is less than 25%. This gives yield strengths and tensile strengths which are still much better than those normally obtained, but the cold formability is increased.
The first rolling operation or the first deformation of the method according to the invention forms a cellular sub-grain structure, i.e. the microstructure of the alloy is characterized by sub-grains within grains. The thermal treatment stage has a tendency to stabilize the sub-grain boundaries in that dissolved atoms migrate towards the sub-grain boundaries. In the second deformation, more sub-grain boundaries are formed within the sub-grain structure, whereby the sub-grain size gradually becomes finer and finer as the steps of deformation and thermal treatment are repeated.
Therefore, the improved alloys according to the invention are characterized by greatly improved strength properties and an ultra-fine sub-grain structure, the size of the sub-grains being 0.001 mm or less. Furthermore, the sub-grain structure is fairly stable. The alloys according to the invention also have the following characteristics: the sub-grains have interfaces. which consist of fixed tangled tangles of pinner dislocation tangles, i.e. that are thermally stable or fixed. whereby the determination is made by alloying elements in solution or by voids associated with alloying elements in solution. The matrix between the tangles of impurities consists of individual areas with a lower content of alloy additives and a low density of impurities.
The present invention will be better understood from the following illustrative examples.
Example I.
The following alloys were used in the following examples: aluminum alloy 1100; Aluminum alloy 3003; Aluminum alloy 5005; and high purity aluminum. All alloys were cast using the falling chilled cast iron and peeled into blocks of 44.45 X 101.60 X 152.40 mm.
Example 2
In this example, alloy 3003 was gradually cast in the as-cast state from 44.45 mm to 38.10 mm to 31.75 mm to 25.40 mm to 20.32 mm to 16.50 mm to 12.70 mm to 8.89 mm to 6, 35 mm by 4.44 mm by 3.10 mm by 2.11 mm by 1.78 mm by 1.27 mm by 0.91 mm by 0.63 mm by 0.46 mm by 0.36 mm cold rolled. After each reduction, with the exception of the last, the temperature was kept at 2040C for 10 minutes. The resulting material had an average 0.2 yield strength of 4092 kg / cm2 and a tensile strength of 4457 kg / cm2 at 2% elongation.
For comparison purposes, alloy 3003 was cold-rolled to a thickness of 3.36 mm and then had the following properties: Q2 yield strength = 1898 kg / cm2; Tensile strength 2180 kg / cm2 at 2% elongation.
1 shows a photomicrograph of the aluminum alloy 3003. which was obtained according to the above example. with a thickness of 0.91 mm. Fig. 2 is a photomicrograph of aluminum alloy 3003 at the thickness 0.91 mm, the alloy being obtained in the following manner: the alloy was homogenized at 593 ° C., hot rolled starting at 5100 ° C. and cold rolled to the desired thickness. Both photomicrographs are 30,000 times magnified.
The photomicrographs were obtained by radiating thin films approximately 2,000 Angstrom units thick with an electron microscope by electrochemically removing metal from freshly cold-rolled material and photographing the resulting image.
The examination of the photomicrographs shows that in FIG. 2 there are large areas of tangles of imperfections, which are interspersed with large areas of materials that appear to have remained unchanged by the processing. On the other hand, the alloy according to the invention shown in Fig. 1 has a number of recognizable separate grains approximately 0.0001 mm in size. No areas of material that appear to have not been modified by processing are visible. The individual sub-grains are separated by recognizable grain boundaries.
Example 3
The aluminum alloy P'.ng 3003 produced according to Example 1 was heated to 593CC and kept at this temperature for 16 hours. It was then quenched with water to room temperature in 5 seconds and then gradually from 44.45 mm to 38.10 mm to 31.75 mm to 20.32 mm to 16.51 mm to 12.70 mm to 8.89 mm to 6.35 mm cold rolled to 4.44 mm by 3.10 mm by 2.24 mm. Thereafter, the material was further cold-rolled in stages, but after each reduction, with the exception of the last, the material was heated to 204CC and held at this temperature for 10 minutes and quenched with water to room temperature. The reductions were as follows: from 2.24 mm to 1.83 mm to 1.27 mm to 0.91 mm to f) .74 mm to 0.61 mm to 0.51 mm to 0.43 mm to 0.33 mm.
The resulting material had an average O2 yield strength of 3375 kg / cm2 and a tensile strength of 3895 kg / cm2 at 2% elongation. The microstructure was similar to that shown in FIG.
The same material, processed in the same way without the intermediate annealing treatments, only had a 2-yield strength of 2672 kg / cm2 and a tensile strength of 3044 kg / cm2 at 4% elongation.
Example 4
The aluminum alloy 5005 produced according to Example 1 increased in steps from 44.45 mm to 38.10 mm to 31.75 mm to 25.40 mm to 20.32 mm to 16.51 mm to 12.70 mm to 8.89 mm 6.35mm by 4.44mm by 3.10mm by 2.16mm by 1.52mm by 1.07mm by 0.76mm by 0.56mm cold rolled. After the last cold reduction, the material was kept at 1490C for 10 minutes and then cold-rolled again to 0.46 mm. The resulting material had a 0.02 yield strength of 3438 kg / cm2 and a tensile strength of 3501 kg / cm2 at an elongation of 1%. For comparison purposes, the aluminum alloy 5005 was cold-rolled to a thickness of 0.46 mm and then had the following properties: 0.2 proof stress = 1969 kg / cm2; Tensile strength 2039 kg / cm2 at an elongation of 1%.
The invention can of course be carried out in other ways. The embodiment described is therefore only to be regarded as illustrative in all respects.
PATENT CLAIM I
High-strength aluminum-based alloy, characterized in that it contains 0.05 to 1.0% iron, 0.05 to 1.0% silicon, at least one of the following materials: less than 10.0% magnesium, less than 3.0% Manganese, less than 1.0sec copper, less than 0.5% chromium, less than 0.5, tc zinc, less than 0.5% zirconium, less than 0.5, Sc titanium and less than 0.1% boron; and the remainder essentially contains aluminum and that it has an ultra-fine sub-grain structure, the size of the sub-grains being less than 0.0001 mm and the interfaces of the sub-grains consisting of tangles of disturbances of the atomic lattice.
SUBCLAIMS
1. Alloy according to claim I, characterized. that the basic mass between the areas with disturbances in the atomic lattice consists of individual areas with a lower content of alloy additives and a low density of disturbances in the atomic lattice.
2. Alloy according to dependent claim 1, characterized in that it contains 0.3 to 0.7o1c silicon, 0.4 to 0.8% iron and at least one of the following materials: 0.1 to 0.31C copper, up to 1.6% manganese , up to 5.0% magnesium, up to 0.2 hc chromium, up to 0.3, ZO zinc, up to 0.2% titanium. up to 0.3, gc zirconium. up to 0.05% boron; contains.
PATENT CLAIM II
Process for the production of the high-strength aluminum-based alloy according to patent claim I, characterized in that A) starting from an aluminum-based alloy. the 0.05 to 1.0, ZC iron, 0.05 to 1! 0 jfC silicon, at least one of the following materials: less than 10.0% magnesium. less than 3.0qC manganese. less than 1.0, gC copper, less than 0.5% chromium, less than 0.5% zinc, less than 0.5, Xc Zir
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