Verfahren zur Herstellung von glanzeloxierbarem Aluminium-Magnesium-Blech
Die vorliegende Erfindung betrifft die Erzielung verbesserter physikalischer Eigenschaften bei Aluminium Magnesium-Legierungen in Form von Blech und Band durch die gemeinsame Einwirkung einer gesteuerten Abkühlung und einer Walzbehandlung. Insbesondere betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Entwicklung erwünschter physikalischer Eigenschaften bei für Glanzeloxierbehandlungen geeigneten Legierungen auf Aluminiumbasis durch gesteuerte Abkühlung der Bleche oder Bänder, wobei die Erzeugung dieser Materialien in einer für die Eloxierverarbeitung geeigneten Form vereinfacht wird.
Ein grosser Prozentsatz der vielen aus gewalztem Metall gebildeten Metallblechprodukte hat ein Oberflächenaussehen, das stark glänzend unnd für das Auge allgemein angenehm ist, während er auch die funktionellen metallurgischen Eigenschaften der Härte und der Verformbarkeit oder andere erwünschte Kombinationen von physikalischen Eigenschaften hat. Die Erzeugung von Aluminiumblech mit diesen ästhetischen Eigenschaften in Kombination mit bestimmten physikalischen Eigenschaften ist eine hoch entwickelte Kunst und beansprucht einen sehr wesentlichen Anteil der vorhandenen Kapazität der Aluminiumindustrie.
Auf dem Gebiet der Herstellung von Blech- und Bandmaterial aus kleine Zusätze von Magnesium enthaltendem Aluminium, das für das Glanzeloxieren geeignet ist, ergeben sich ernste Schwierigkeiten aus der Art, in der die Faktoren der Warmwalztemperatur und des Warmwalzdruckes kombiniert werden. Beispielsweise werden bei aus den oben genannten Legierungen hergestellten Blech- und Bandmaterialien gleichzeitig geeignete und erwünschte Oberflächeneigenschaften und im ganzen Material vorhandene Eigenschaften normalerweise durch die gemeinsame Wirkung einer mässigen Warmwalztemperatur und eines ganz besonders hohen Schiebedruckes ( separating force ) auf den Walzen des Warmwalzwerks erreicht.
Der Temperaturfaktor ist von entscheidender Bedeutung, weil es erforderlich ist, die durch Änderung der Abmessungen unter dem Einfluss einer Beanspruchung eingeleitete Ausscheidung von intermetallischen Verbindungen, wie beispielsweise Mg2Si und ,B-Mg2AI3, bei verhältnismässig niedrigen Temperaturen auszuführen, so dass eine sehr fein dispergierte Ausscheidung erhalten wird, während bei höheren Temperaturen, wie beispielsweise 371 bis 4270C, eine unerwünschte grobe Dispersion dieser Verbindungen erhalten wird.
Was die Bildung dieser Dispersionen betrifft, so ist es wohlbekannt, dass es zwei Typen von Bestandteilen oder intermetallischen Verbindungen gibt, die die Glanzeloxierungseigenschaften von Aluminium-Magnesium Legierungen beeinflussen. Erstens sind dies diejenigen Verbindungen, die während des Eloxierens nahezu unlöslich sind und in den anodischen Oxydfilm eingeschlossen werden; diese vermindern offensichtlich die Durchlässigkeit des anodischen Oxydfilms für Licht. und dazu gehören Bestandteile wie FeAI3, MnAI6 und Ec-A1FeSi.
Wenn diese Bestandteile in Form grober Partikel vorliegen, werden optimale Glanzeloxierungseigenschaften erhaften.
Die zweite Gruppe von Bestandteilen, die die Glanz eloxierungseigenschaften beeinflussen, sind diejenigen Verbindungen, die während des Eloxierens löslich sind, wie beispielsweise Mg2Si und ,8-Mg2AI3. Ihre Verteilung beeinflusst die Rauheit der reflektierenden Grenzfläche zwischen anodischem Oxydfilm und Metall; weil sie sich aber während des Eloxierens auflösen, beeinträchtigen sie die Durchsichtigkeit des Oxydfilmes nicht in erheblichem Ausmass. Eine gegebene Menge dieser Bestandteile, die in Form feiner Partikel dispergiert ist, erzeugt eine glatte Grenzfläche zwischen anodischem Oxydfilm und Metall mit hohem Spiegelreflexionsvermögen.
Eine ähnliche Menge dieser Bestandteile, die in Form grosser Partikel dispergiert ist, erzeugt eine aufgerauhte Grenzfläche zwischen Oxydfilm und Metall mit niedrigem Spiegelreflexionsvermögen und schlechter Klarheit des Bildes.
Es ist auch wohlbekannt, dass die Verteilung von löslichen Bestandteilen, nämlich Mg2Si und M"AI3, durch den Warmwalzprozess gesteuert werden kann. Dies wird in einem mittleren Temperaturbereich von 232 bis 371 0C unter der gemeinsamen Wirkung von Temperatur und Walzdeformation erzielt. Je niedriger die Temperatur ist, desto feiner ist die Dispersion der Partikel der genannten Bestandteil und desto höher daher auch das Reflexionsvermögen nach dem Glanzeloxieren.
Es ist offensichtlich, dass zwischen der Warmwalz temperatur und dem Schiebedruck der Walzen insofern eine reziproke Beziehung besteht, als die Plastizität des Metalls um so geringer und demzufolge der zur Erzielung einer gegebenen prozentualen Dickenreduktion auf das Walzwerk ausgeübte Schiebedruck umso grösser ist, je geringer die Temperatur des Warinwalzens ist. Eine Lösung für dieses Problem, die vorgeschlagen wurde, besteht darin, nur eine Seite des Bleches oder Bandes schnell abzukühlen, um zwischen einer Oberflächenschicht des Bleches oder Bandes und dem verbleibenden Hauptteil des Materials einen thermischen Gradienten zu erzeugen.
Wenn das Band gewalzt wird, während der thermische Gradient vorhanden ist, findet man, dass die für das anschliessende Glanzeloxieren erwünschten me tallurgiscllen Eigenschaften in der Oberflächenschicht, die unter eine vorbestimmte Temperatur abgekühlt worden ist, vorhanden sind. Andererseits bleibt der Schiebedruck auf die Walzen mässig, da sich der Hauptteil des Materials im Augenblick des Walzens auf einer wesentlich hiiheren Temperatur befindet als die Oberflächenschicht.
Obgleich diese Lösung ein Produkt liefert, das für das anschliessende Glanzeloxieren äusserst gut geeignet ist. bietet die Herstellung viele Probleme, die sich nicht leicht lösen lassen. Erstens lässt sich ein derartiges einseitiges Kühlen nur bei geringen Dicken des Bleches oder Bandes anwenden, da es erforderlich ist, dass die Abkühlung unmittelbar vor der letzten Warmwalzreduktion stattfindet, um eine erneute Aufheizung der Oberflächenschicht und den daraus folgenden Verlust der zuvor erzielten physikalischen Eigenschaften zu verhindern. Ausserdem muss das Kühlmittel in nächster Nähe des Walzenspaltes angewendet werden, um zu verhindern, dass der thermische Gradient infolge der Wärmeleitung von der Hauptmasse des Materials zur Oberflächenschicht wieder vollständig verlorengeht.
Ferner ist die Erzeugung von Blech- und Bandmaterial mittels dieses Verfahrens wegen der engen Beziehung zwischen der Zuführung des Kühlmittels und dem Betrieb des Walzwerkes sehr schwierig; daher sind sehr genaue Steuerungen erforderlich. um die Geschwindigkeit der Kühlmittelzuführung an die Geschwindigkeit des Walzwerks anzupassen.
Demzufolge ist es vom Standpunkt der wirtschaftlichen Ausführbarkeit aus erwünscht, die gesamte Dicke des Bleches oder Bandes oder in manchen Fällen den Block selbst schnell auf eine vorbestimmte Arbeitstemperatur abzukühlen und danach den für die Dickenreduktion erforderlichen Walzdruck bei einer Temperatur innerhalb dieses Bereiches auszuüben, um die für die anschliessende Glanzeloxierungsbehandlung erwünschten Eigenschaften durch das ganze Material hindurch zu erzeugen. Durch das Abkühlen des ganzen Materials werden nicht nur die vorstehend erwähnten, beim einseitigen Abkühlen auftretenden Schwierigkeiten beseitigt, sondern die gewünschten physikalischen Eigenschaften werden auch durch die ganze Dicke des Bleches hindurch erhalten.
Diese Tatsache kann unter den verschiedensten Umständen günstig sein, ist aber besonders vorteilhaft, wenn die Oberfläche des fertigen Bandes oder Bleches einer mechanischen Oberflächenbehandlung, wie beispielsweise dem Polieren mit der Schwabbelscheibe od.
dem Stahl. unterworfen werden soll. Es wurde gefunden, dass die durch einseitiges Abkühlen erhaltene Oberflächenschicht mit den für das anschliessende Glanzeloxieren erforderlichen Eigenschaften so ausserordentlich dünn ist, dass diese mechanischen Oberflächenbehandlungen bei kräftigem Polieren die Oberflächenschicht vollständig entfernen können oder bei ungleichmässigem Polieren die Oberflächenschicht in gewissen Gebieten entfernen können. Ausserdem gestattet das schnelle Abkühlen des ganzen Materials im Unterschied zu dem einseitigen oberflächlichen Abkühlen eine viel grössere Flexibilität bei kontinuierlichen Warmwalzoperationen, da das Abkühlen des ganzen Materials, wie im folgenden deutlicher werden wird, nicht auf einen bestimmten Ort in der Walzstrasse beschränkt ist.
Ein weiteres unerwartetes Ergebnis der praktischen Ausführung der vorliegenden Erfindung ist es, dass bessere mechanische Eigenschaften durch die ganze Dicke des Blech- oder Bandmaterials hindurch erzielt werden.
Beispielsweise wurde gefunden, dass erfindungsgemäss hergestelltes Material um mindestens 140 bis 350 kg/cm2 höhere Streckgrenzen und Zugfestigkeiten hat als Material, das mittels Arbeitsweisen erzeugt wurde, die zu einer groben statt zu einer feinen Dispersion der intermetallischen Verbindungen führen. Es versteht sich, dass diese Werte sich auf Material beziehen, das erfindungsgemäss hergestellt und danach kaltgewalzt und bei ca. 204 bis 260"C beispielsweise bis zur Härtestufe H 25 teilweise getempert worden ist.
Es ist ein Hauptziel der Erfindung, unter Berücksichtigung der oben genannten Faktoren ein verbessertes Verfahren zur Herstellung von Blech- oder Bandmaterial aus Aluminium-Magnesium-Legierungen, das für das Glanzeloxieren geeignet ist und durch die ganze Dicke des Materials hindurch metallurgische Eigenschaften hat, die für das Glanzeloxieren geeignet sind, zu entwickeln, wobei die Arbeitsgänge des Herstellungsverfahrens in wirksamer Weise stark erleichtert werden und wobei doch ein Endprodukt erhalten wird, das für die mechanische Oberflächenbehandlung und für das anschliessende Glanzeloxieren geeignet ist.
Dabei können gewisse metallurgische Eigenschaften der Legierung durch gesteuerte Abschreckung in Kombination mit plastischer Deformation innerhalb eines spezifischen Temperaturbereiches in jeder beliebigen Stufe der Warmwalzoperation auf dem Wege vom Block zum warmgewalzten Band mit der Enddicke erzielt werden.
Die Erfindung betrifft daher ein verbessertes Verfahren zur Herstellung von Blech- oder Bandmaterial aus Aluminium-Magnesium-Legierungen, das für das anschliessende Glanzeloxieren geeignet ist, wobei das Magnesium in dem Blech in Form mindestens einer ausgeschiedenen intermetallischen Verbindung vorliegt, die mit feiner Partikelgrösse durch die ganze Masse des Bleches hindurch gleichmässig dispergiert ist;
das Verfahren ist dadurch gekennzeichnet, dass man a) eine Masse aus Aluminium-Magnesium-Legierung verwendet, in der das Magnesium in Form mindestens einer intermetallischen Magnesiumverbindung vorliegt, die ein löslicher Bestandteil der Legierung ist, b) diesen Bestandteil in eine feste Lösung in der Legierung überführt und c) diesen Bestandteil durch die gemeinsame Wirkung von Temperatur und mechanischer Deformation durch die ganze Dicke der Masse hindurch ausscheidet, um eine gleichmässige Dispersion dieses Bestandteils mit feiner Partikelgrösse in der Masse zu erzeugen.
Aluminiumlegierungen, die nach der Überführung in Blech- oder Bandmaterial für das anschliessende Glanzeloxieren geeignet sind, fallen im allgemeinen in zwei Kategorien, nämlich diejenigen, die etwa 0,2 bis 1,8% Magnesium enthalten, und diejenigen, die etwa 2 bis 3,2% Magnesium enthalten, wobei beide Eisen und Silicium als Verunreinigungen in Mengen von weniger als 0,4% enthalten. Zu der ersten Gruppe gehören die Legierungen 5257 (0,2 bis 0,6%), 5357 (0,8 bis 1,2%), 5457 (0,8 bis 1,2%), 5557 (0,4 bis 0,8%), 5657 (0,6 bis 1,80%), 5757 (0,6 bis 1,80%), 5857 (0,5 bis 0,8%), 5957 (0,4 bis 0,8%); zu der zweiten Gruppe gehören Legierungen wie 5252 (2,2 bis 2,8%), 5652 (2,2 bis 2,8%) und 5053 (3,2%).
Diese Aluminium-Magnesium-Legierungen enthalten Magnesium in genügender Menge, um intermetallische Magnesiumverbindunngen zu bilden, die in hohen Temperaturbereichen löslich sind. Im Falle der Gruppe mit 0,2 bis 1.8% Magnesium ist die wirksame intermetallische Verbindung Mg2Si; diese Verbindung ist im Temperaturbereich von 399 bis 4820C löslich und wird beim Abkühlen unter diesen Temperaturbereich ausgeschieden. Im Falle der Gruppe mit 2 bis 3,2% Magnesium werden zwei intermetallische Verbindungen des Magnesiums gebildet, nämlich Mg2Si, das im vorstehend angegebenen Temperaturbereich löslich ist, und Mg2AI3, das im Temperaturbereich von 454 bis 5100C löslich ist und beim anschliessenden Abkühlen unter diesen letzteren Temperaturbereich ausgeschieden wird.
In jedem Falle wird die Ausscheidung dieser Verbindungen bei niedrigerer Temperatur durch Deformation bei niedrigeren Temperaturen beschleunigt.
Nach dem Giessen und Schäden des Blocks in bekannter Weise wird die Legierung vor dem Warmvorwalzen wieder auf eine genügend hohe Temperatur aufgeheizt, um die intermetallische Magnesiumverbindung wieder in eine feste Lösung in dem Grundmetall überzuführen. Diese Temperatur liegt im Bereich von 399 bis 5100C, und sie hängt davon ab, welche der vorstehend genannten Gruppen von Aluminium-Magnesium-Legierungen verarbeitet wird. Gemäss einer bevorzugten Aus führungsform wird der Block auf annähernd 4820C erhitzt, um das Mg2Si in feste Lösung überzuführen, oder auf annähernd 5100C erhitzt, welche Temperatur erforderlich ist, um das Mg2Al2 in feste Lösung überzuführen, falls eine der Legierungen mit 2 bis 3,2% Magnesium verarbeitet wird.
Es sei festgehalten, dass die Legierungen innerhalb dieser Temperaturbereiche eine hohe Plastizität besitzen und daher mit beträglich höheren Dikkenreduktionen pro Durchgang bei geringeren Schiebedrücken auf die Warmwalzen. als sie bei einem entsprechenden Walzen bei niedrigeren Temperaturen erforderlich wären, gewalzt werden können. Jedoch kann vor dem Warmvorwalzen, das im folgenden mehr im einzelnen dargelegt werden wird, ein Abkühlen des ganzen Materials stattfinden, falls genügend starke Warmvorwalzwerke zur Verfügung stehen, um die zur Bewirkung der Dickenreduktion des Blockes bei niedrigeren Temperaturen erforderliche Kraft auszuüben. Vorzugsweise findet das anfängliche schnelle Abkühlen auf den niedrigeren Temperaturbereich anschliessend an das Warm vorwalzen vor der letzten Dickenreduktion im Tandemwalzwerk statt.
Es ist natürlich von entscheidender Bedeutung für die praktische Ausführung der Erfindung, dass das Abkühlen in einer mittleren Stufe vor der Reduktion auf die Enddicke stattfindet, um zu erreichen, dass die gewünschten metallurgischen Eigenschaften durch die gemeinsame Wirkung des Warmwalzens bei mittlerer Temperatur und der plastischen Deformation erhalten werden.
Was die Zuführung von Kühlmittel zur Bewirkung einer schnellen Abkühlung von der Block- oder Warmvorwalztemperatur auf die Zwischenwarmwalztemperatur betrifft, so ist festzuhalten, dass die für die Verwendung bei der anschliessenden Glanzeloxierung geeigneten Aluminium-Magnesium-Legierungen ausserordentlich hohe thermische Leitfähigkeiten in der Grössenordnung von 585 kclXm¯2Xh-1X 0C-1 haben; um daher das gewünschte Ausmass der Temperaturniedrigung, wie es weiter unten vollständig beschrieben wird, in einer möglichst kurzen Zeit zu erzielen, so dass die gewünschte Temperatur bei einer hohen Walzwerksgeschwindigkeit erreicht werden kann, ist es erforderlich, einen Abkühlungsprozess mit hoher Kapazität anzuwenden.
Z.B. wird ein flüssiges Medium aus einer Öffnung in Form eines Strahles mit hoher Geschwindigkeit ausgestossen, welcher Strahl gegen die zu kühlende Oberfläche in einer im wesentlichen senkrechten Richtung zu der Oberfläche gerichtet ist. Eine schnelle Kühlung wird erzielt, selbst wenn die Kühlflüssigkeit auf der heissen Metalloberfläche verdampft, wodurch sich eine dampfförmige thermische Barriere bildet, was auf die Tatsache zurückzuführen ist, dass sich das Kühlmedium mit einer so hohen Geschwindigkeit bewegt, dass es durch die Barriere hindurchdringt, so dass die Kühlflüssigkeit mit der eine hohe Temperatur aufweisenden Oberfläche in direkte Berührung kommt.
Es wurde gefunden, dass es bei Anwendung eines Abschreckprozesses der oben beschriebenen Art möglich ist, bei einem Blech- oder Bandmaterial aus aluminiumhaltigem Material in der Grössenordnung von 76,20 bis 6.35 mm einen Temperaturabfall von ca. 5100C auf ca.
2320C zu erzielen, wenn man ein Sprühsystem verwendet, das Wärme bei einem Wärmeleitfähigkeitskoeffizienten von 14.640 bs 48.800 kcal X m-2 X h-1 X 0C-1 ableitet. Um diese Geschwindigkeit der Wärmeabführung zu erreichen, muss der Sprühregen bei einem Druck von 16,9 bis 21,1 kg/cm2 mit einer Volumengeschwindigkeit von annähernd 11.360 Liter pro Minute durch Sprühdüsen in einem Abstand von ca. 305 mm von der Metalloberfläche abgegeben werden.
Die Wirkung dieser Abschreckung mit einem Sprühregen unter hohem Druck zwecks Erreichung einer mittleren Warmwalztemperatur vor der Deformation bei dieser Temperatur besteht darin, dass die löslichen Bestandteile in übersättigter, metastabiler fester Lösung gehalten werden, so dass anschliessend während des Walzens bei den mittleren Temperaturen eine schnelle Ausscheidung der intermetallischen Verbindung bzw. Verbindungen in Form einer gleichmässigen Dispersion mit feiner Partikelgrösse durch die ganze Dicke des Bleches oder Bandes hindurch begünstigt wird. Im Falle der Legierungen mit 0,2 bis 1,8% Magnesium sind Temperaturen von 31 60C oder weniger, vorzugsweise Temperaturen im Bereich von 232 bis 31 60C, erforderlich, um die gewünschte feine Dispersion von Mg2Si während des anschliessenden Warmwalzens zu begünstigen.
Im günstigsten Falle wird das Blech oder Band auf eine Temperatur im Bereich von 232 bis 2880C abgekühlt. Das anschliessende Walzen und die anschliessende Deformation unter diesen Bedingungen erzeugen in dem Blechendprodukt metallurgische Eigenschaften, die für die Erzielung eines guten Glanzes nach dem Glanztauchen ( bright dipping ) und Eloxieren mit oder ohne mechanisches Polieren ideal sind. Im Falle der Legierungen mit 2 bis 3,2% Magnesium schliesslich, die nicht nur Mg2Si, das innerhalb der oben angegebenen Temperaturbereiche ausgeschieden wird, sondern auch Mg2AI3 enthalten, sind Temperaturen von 371 0C oder weniger, vor zugsweise Temperaturen im Bereich von 288 bis 3710C, erforderlich. um die gewünschte feine Dispersion der letzteren Verbindung während des anschliessenden Walzens zu begünstigen.
Diese Gruppe von Legierungen wird ihrerseits im güngstigsten Falle im Bereich von 288 bis 343nu deformiert, um die gewünschten Ergebnisse zu erzielen.
Die Ausscheidung der intermetallischen Magnesiumverbindungen in Form einer gleichmässigen Dispersion mit feiner Partikelgrösse und kleinem Abstand zwischen den Partikeln wird durch die gemeinsame Wirkung einer mässigen Warmwalztemperatur innerhalb der angegebenen Grenzen und der mechanischen Deformation des Blockes oder Bleches bewirkt. Gewöhnlich, obgleich nicht notwendigerweise, wird diese Deformation herbeigeführt, indem man den Block oder das Blech so schnell nach der Abschreckung walzt, wie dies im Hinblick auf das zur Verfügung stehende Walzwerk und die zur Verfügung stehenden Abschreckeinrichtungen praktisch möglich ist.
In der Praxis kann die Abschreckoperation in jedem Stadium des Walzvorganges von einem Zeitpunkt vor dem anfänglichen Vorwalzen des Blockes bis zu einem Zeitpunkt unmittelbar vor der letzten Warmreduktion eines Bandes oder Bleches mit mittlerer Dicke stattfinden. So kann der gegossene Block zu Anfang von der zur Auflösung der intermetallischen Magnesiumverbindungen erforderlichen Temperatur auf die oben beschriebenen niedrigeren Temperaturen abgeschreckt werden, wobei der Block unmittelbar danach kontinuierlich über mittlere Dicken auf die Dicke für die letzte Warmreduktion gewalzt wird. Es ist leicht ersichtlich, dass ein ausgeprägter Nachteil dieses alternativen Verfahrens in den ausserordentlich hohen Kräften liegt, die auf den Block ausgeübt werden müssen, um die Dickenreduktion in dem niedrigeren Temperaturbereich zu bewirken.
Ein bevorzugteres Verfahren besteht darin, den Block einem anfänglichen Warmvorwalzen von den Abmessungen des Blockes auf ein Band mit mittlerer Dicke in der Grössenordnung von 6,35 bis 76,20 mm zu unterwerfen und dann das Blech bei dieser Dicke von der \Marmvorwalztemperatur auf eine Temperatur in dem mittleren Bereich abzuschrecken und anschliessend bei dieser mittleren Temperatur auf die Dicke für die letzte Warareduktion zu walzen, um die Magnesiumverbindungen in der gewünschten gleichmässigen Dispersion mit feiner Partikelgrösse auszuscheiden.
Bei diesem Vorgehen wird von den Vorwalzwerken weniger Kraft ver lang. und ausserdem kann die Abschreckvorrichtung wirksamer derart kontruiert werden, dass sie über eine grössere Oberfläche bei geringerer Gesamtdicke wirksam ist. so dass extreme Konstruktionsprobleme besei tigt werden, die auftreten würden, wenn man versuchen würde, bei einem Block mit weit geringerer Oberfläche lmd grösserer Gesamtdicke eine gleich wirksame Wärme .:ableitung zu erzielen.
Es ist auch möglich, einen Block einem anfänglichen Warmvorwalzen bei der normalen erhöhten Temperatur zu unterwerfen, auf den mittleren Temperaturbereich abzuschrecken und danach das Material mit mittlerer Dikke wieder durch das Warmvorwalzwerk zu führen, um eine weitere Reduktion auf eine andere mittlere Dicke zu bewirken. wonach dieses Blech durch das letzte Warmwalzwerk geführt wird.
Die Unterscheidung zwischen feinen und groben Partikelgrössen wird vorgenommen, indem man feine Partikelgrössen als Grössen definiert, die unter einem gewöhnlichen optischen Mikroskop bei einer 500fachen Vergrösserung nicht aufgelöst werden.
Die folgenden Beispiele sollen die praktische Durchführung der Erfindung erläutern.
Beispiel I
Ene Aluminium-Magnesium-Legierung 5457 wurde mittels des fallenden Kokillengusses zu einem 457,2 mm dicken Block gegossen. Der gegossene Block wurde dann durch Erhitzen auf ca. 5520C während ca. 24 Stunden homogenisiert, auf Raumtemperatur abgekühlt und geschält, um Unregelmässigkeiten der Oberfläche zu beseitigen. Er wurde dann wieder auf 4820C erhitzt und in einem Umkehrwalzwerk von einer Dicke von annähernd 432 mm auf eine Dicke von annähernd 19 mm gewalzt.
Die Bramme mit 19 mm Dicke wurde dann mit einer linearen Geschwindigkeit von ca. 58 m pro Minute durch eine Hochdrucksprühabschreckvorrichtung geführt. Die Bramme wurde einer Vielzahl von Strömen eines Kühlmediums mit einem Druck von 17,6 kg/cm2 und hoher Geschwindigkeit ausgesetzt, so dass die Bramme beim Austritt aus der Abschreckvorrichtung eine Temperatur von 288cm hatte. Die Kühlmitteldüsen waren in einem Abstand von ca. 0,30 m von der Oberfläche des Bandes angeordnet und im rechten Winkel auf das Band gerichtet. Die Bramme mit der Temperatur von 2880C trat dann in das letzte Warmwalzwerk ein und wurde weiter auf ca. 4 mm gewalzt, um die intermetallische Verbindung unter der gemeinsamen Wirkung der mittleren Temperatur und der mechanischen Deformation auszuscheiden.
Eine Untersuchung des frisch warmgewalzten Bleches ergab. dass durch die ganze Dicke des Bleches eine gleichmässige Dispersion der intermetallischen Verbindung Mg2Si mit feiner Partikelgrösse vorhanden war.
Beispiel 2
Eine Probe der Aluminiumlegierung 5252 wurde hergestellt und in der in Beispiel 1 beschriebenen Weise verarbeitet mit der Ausnahme, dass zum Homogenisieren des frisch gegossenen Blockes eine Temperatur von ca. 538 C angewandt wurde und das anfängliche Warmvorwalzen bei 5100C ausgeführt wurde. Die Temperatur der gesamten Masse des Bandes unmittelbar nach dem Hochdrucksprühabschrecken betrug 31 60C. Es wurden die gewünschten Ergebnisse erzielt.
Es ist aus der vorstehenden Beschreibung ersichtlich, dass ein Verfahren zur Herstellung von Aluminium-Magnesium-Blech für das Glanzeloxieren zur Verfügung gestellt wurde. von welchem man annehmen kann, dass es die vorstehend beschriebenen Probleme löst und die vorstehend genannten Ziele erreicht. Es versteht sich, dass die Erfindung nicht auf die beschriebenen Beispiele beschränkt ist, sondern dass diese Beispiele lediglich die besten Ausführungsformen der Erfindung erläutern sollen.
Process for the production of anodized aluminum-magnesium sheet
The present invention relates to the achievement of improved physical properties in aluminum magnesium alloys in the form of sheet metal and strip by the joint action of a controlled cooling and a rolling treatment. In particular, the invention relates to a method for developing desired physical properties in aluminum-based alloys suitable for bright anodizing treatments by controlled cooling of the sheets or strips, the production of these materials in a form suitable for anodizing processing being simplified.
A large percentage of the many sheet metal products formed from rolled metal have a surface appearance that is highly lustrous and generally pleasing to the eye, while also having the functional metallurgical properties of hardness and ductility or other desirable combinations of physical properties. The production of aluminum sheet with these aesthetic properties combined with certain physical properties is a highly developed art and takes up a very substantial portion of the existing capacity of the aluminum industry.
In the field of manufacturing sheet and strip material from small additions of magnesium-containing aluminum suitable for bright anodizing, serious difficulties arise from the manner in which the factors of hot rolling temperature and hot rolling pressure are combined. For example, in the case of sheet and strip materials made from the above-mentioned alloys, suitable and desired surface properties and properties present throughout the material are usually achieved through the combined effect of a moderate hot rolling temperature and a particularly high separating force on the rolls of the hot rolling mill.
The temperature factor is of crucial importance because it is necessary to carry out the precipitation of intermetallic compounds, such as Mg2Si and B-Mg2AI3, initiated by changing the dimensions under the influence of stress, at relatively low temperatures, so that a very finely dispersed precipitation is obtained, while at higher temperatures, such as 371 to 4270C, an undesirable coarse dispersion of these compounds is obtained.
With regard to the formation of these dispersions, it is well known that there are two types of ingredients or intermetallic compounds that affect the bright anodizing properties of aluminum-magnesium alloys. First, these are those compounds which are almost insoluble during anodizing and which become trapped in the anodic oxide film; these apparently reduce the transmittance of the anodic oxide film to light. and these include components such as FeAI3, MnAI6 and Ec-A1FeSi.
When these ingredients are in the form of coarse particles, optimal gloss anodizing properties will be achieved.
The second group of ingredients that affect the gloss anodizing properties are those compounds that are soluble during anodizing, such as Mg2Si and, 8-Mg2Al3. Their distribution influences the roughness of the reflective interface between anodic oxide film and metal; but because they dissolve during anodizing, they do not impair the transparency of the oxide film to any significant extent. A given amount of these components, dispersed in the form of fine particles, creates a smooth interface between the anodic oxide film and metal with high specular reflectivity.
A similar amount of these components, dispersed in the form of large particles, creates a roughened oxide film-metal interface with low specular reflectivity and poor image clarity.
It is also well known that the distribution of soluble components, namely Mg2Si and M "Al3, can be controlled by the hot rolling process. This is achieved in a medium temperature range of 232 to 371 ° C. under the combined effect of temperature and rolling deformation. The lower the Temperature, the finer the dispersion of the particles of the constituent mentioned and therefore the higher the reflectivity after gloss anodizing.
It is obvious that there is a reciprocal relationship between the hot rolling temperature and the sliding pressure of the rolls in that the lower the temperature, the lower the plasticity of the metal and, consequently, the higher the sliding pressure exerted on the rolling mill to achieve a given percentage reduction in thickness of Warin rolling is. One solution to this problem that has been proposed is to rapidly cool only one side of the sheet or strip in order to create a thermal gradient between a surface layer of the sheet or strip and the remaining majority of the material.
If the strip is rolled while the thermal gradient is present, it is found that the metallic properties desired for the subsequent bright anodizing are present in the surface layer which has been cooled below a predetermined temperature. On the other hand, the sliding pressure on the rollers remains moderate, since the majority of the material is at a significantly higher temperature than the surface layer at the moment of rolling.
Although this solution provides a product that is extremely well suited for the subsequent gloss anodizing. manufacturing presents many problems that cannot be easily solved. Firstly, such one-sided cooling can only be used with thin sheet or strip, since it is necessary that the cooling takes place immediately before the last hot rolling reduction in order to prevent renewed heating of the surface layer and the consequent loss of the previously achieved physical properties . In addition, the coolant must be used in the immediate vicinity of the roller gap in order to prevent the thermal gradient from being completely lost again as a result of the heat conduction from the main mass of the material to the surface layer.
Furthermore, the production of sheet and strip material by means of this method is very difficult because of the close relationship between the supply of coolant and the operation of the rolling mill; therefore, very precise controls are required. to adapt the speed of the coolant supply to the speed of the rolling mill.
Accordingly, from the standpoint of economic feasibility, it is desirable to rapidly cool the entire thickness of the sheet or strip, or in some cases the ingot itself, to a predetermined working temperature and then to apply the rolling pressure required for the thickness reduction at a temperature within this range in order to achieve the required the subsequent gloss anodizing treatment to produce the desired properties throughout the material. By cooling all of the material, not only are the aforementioned difficulties associated with one-sided cooling eliminated, but the desired physical properties are also obtained through the entire thickness of the sheet.
This fact can be beneficial under the most varied of circumstances, but is particularly advantageous if the surface of the finished strip or sheet has undergone a mechanical surface treatment, such as polishing with a buff or
the steel. should be subjected. It has been found that the surface layer obtained by cooling on one side with the properties required for the subsequent gloss anodizing is so extraordinarily thin that these mechanical surface treatments can completely remove the surface layer with vigorous polishing or remove the surface layer in certain areas with uneven polishing. In addition, the rapid cooling of the entire material, in contrast to the one-sided superficial cooling, allows much greater flexibility in continuous hot rolling operations, since the cooling of the entire material, as will become clearer below, is not limited to a specific location in the rolling train.
Another unexpected result of practicing the present invention is that better mechanical properties are obtained through the entire thickness of the sheet or strip material.
For example, it has been found that material produced according to the invention has at least 140 to 350 kg / cm2 higher yield strengths and tensile strengths than material produced by methods that lead to a coarse instead of a fine dispersion of the intermetallic compounds. It goes without saying that these values relate to material that has been produced according to the invention and then cold-rolled and partially tempered at about 204 to 260 ° C., for example up to hardness level H 25.
It is a primary object of the invention, taking into account the above factors, an improved method of making sheet or strip material from aluminum-magnesium alloys which is suitable for bright anodizing and which has metallurgical properties throughout the thickness of the material suitable for the bright anodizing are suitable to develop, the operations of the manufacturing process are effectively greatly facilitated and yet an end product is obtained which is suitable for the mechanical surface treatment and for the subsequent bright anodizing.
Certain metallurgical properties of the alloy can be achieved by controlled quenching in combination with plastic deformation within a specific temperature range in any stage of the hot rolling operation on the way from the ingot to the hot rolled strip with the final thickness.
The invention therefore relates to an improved method for the production of sheet or strip material from aluminum-magnesium alloys, which is suitable for the subsequent bright anodizing, wherein the magnesium is present in the sheet in the form of at least one precipitated intermetallic compound with a fine particle size by the the whole mass of the sheet is uniformly dispersed throughout;
The method is characterized in that a) a mass of aluminum-magnesium alloy is used in which the magnesium is present in the form of at least one intermetallic magnesium compound, which is a soluble component of the alloy, b) this component in a solid solution in the Alloy transferred and c) this component precipitates through the joint effect of temperature and mechanical deformation through the entire thickness of the mass, in order to produce a uniform dispersion of this component with fine particle size in the mass.
Aluminum alloys, which are suitable for subsequent bright anodizing after being converted into sheet or strip material, generally fall into two categories, namely those containing about 0.2 to 1.8% magnesium and those containing about 2 to 3, 2% magnesium, both containing iron and silicon as impurities in amounts less than 0.4%. The first group includes the alloys 5257 (0.2 to 0.6%), 5357 (0.8 to 1.2%), 5457 (0.8 to 1.2%), 5557 (0.4 to 0 , 8%), 5657 (0.6 to 1.80%), 5757 (0.6 to 1.80%), 5857 (0.5 to 0.8%), 5957 (0.4 to 0.8 %); the second group includes alloys such as 5252 (2.2 to 2.8%), 5652 (2.2 to 2.8%) and 5053 (3.2%).
These aluminum-magnesium alloys contain magnesium in sufficient quantities to form intermetallic magnesium compounds which are soluble in high temperature ranges. In the case of the group with 0.2 to 1.8% magnesium, the effective intermetallic compound is Mg2Si; this compound is soluble in the temperature range from 399 to 4820C and is excreted on cooling below this temperature range. In the case of the group with 2 to 3.2% magnesium, two intermetallic compounds of magnesium are formed, namely Mg2Si, which is soluble in the temperature range specified above, and Mg2AI3, which is soluble in the temperature range from 454 to 5100C and, on subsequent cooling, below the latter Temperature range is eliminated.
In any case, the excretion of these compounds at lower temperatures is accelerated by deformation at lower temperatures.
After casting and damage to the ingot in a known manner, the alloy is reheated to a sufficiently high temperature before hot rough rolling to convert the intermetallic magnesium compound back into a solid solution in the base metal. This temperature is in the range from 399 to 5100C, and it depends on which of the aforementioned groups of aluminum-magnesium alloys is processed. According to a preferred embodiment, the block is heated to approximately 4820C in order to convert the Mg2Si into solid solution, or heated to approximately 5100C, which is the temperature required to convert the Mg2Al2 into solid solution if one of the alloys with 2 to 3.2 % Magnesium is processed.
It should be noted that the alloys have a high plasticity within these temperature ranges and therefore with considerably higher thickness reductions per pass with lower sliding pressures on the hot rolls. than they would be required in a corresponding rolling at lower temperatures, can be rolled. However, before the hot rough rolling, which will be set out in more detail below, the entire material can be cooled if sufficiently powerful hot rolling mills are available to exert the force required to effect the thickness reduction of the ingot at lower temperatures. The initial rapid cooling to the lower temperature range preferably takes place after the hot rough rolling before the last thickness reduction in the tandem mill.
It is of course of crucial importance for the practice of the invention that the cooling takes place in a medium stage before the reduction to the final thickness, in order to achieve the desired metallurgical properties through the combined action of hot rolling at medium temperature and plastic deformation can be obtained.
Regarding the supply of coolant to bring about a rapid cooling from the ingot or hot roughing temperature to the intermediate hot rolling temperature, it should be noted that the aluminum-magnesium alloys suitable for use in the subsequent bright anodizing have extremely high thermal conductivities in the order of 585 kclXm ¯2Xh-1X 0C-1 have; therefore, in order to achieve the desired degree of temperature decrease, as will be fully described below, in as short a time as possible so that the desired temperature can be reached at a high rolling mill speed, it is necessary to use a cooling process with a high capacity.
E.g. a liquid medium is ejected from an opening in the form of a jet at high speed, which jet is directed against the surface to be cooled in a direction substantially perpendicular to the surface. Fast cooling is achieved even if the cooling liquid evaporates on the hot metal surface, creating a vaporous thermal barrier, which is due to the fact that the cooling medium moves at such a high speed that it penetrates through the barrier, so that the cooling liquid comes into direct contact with the high temperature surface.
It has been found that when using a quenching process of the type described above it is possible to achieve a temperature drop from approx. 5100C to approx.
2320C using a spray system that dissipates heat with a coefficient of thermal conductivity of 14,640 to 48,800 kcal X m-2 X h-1 X 0C-1. In order to achieve this speed of heat dissipation, the spray must be delivered at a pressure of 16.9 to 21.1 kg / cm2 at a volume rate of approximately 11,360 liters per minute through spray nozzles at a distance of approx. 305 mm from the metal surface.
The effect of this quenching with a spray under high pressure in order to achieve an average hot rolling temperature before the deformation at this temperature is that the soluble components are kept in a supersaturated, metastable solid solution, so that rapid precipitation during rolling at the medium temperatures the intermetallic compound or compounds in the form of a uniform dispersion with fine particle size through the entire thickness of the sheet or strip is favored. In the case of the alloys with 0.2 to 1.8% magnesium, temperatures of 31 60C or less, preferably temperatures in the range from 232 to 31 60C, are required in order to promote the desired fine dispersion of Mg2Si during the subsequent hot rolling.
In the most favorable case, the sheet or strip is cooled to a temperature in the range from 232 to 2880C. The subsequent rolling and the subsequent deformation under these conditions produce metallurgical properties in the sheet metal end product which are ideal for achieving a good gloss after bright dipping and anodizing with or without mechanical polishing. Finally, in the case of the alloys with 2 to 3.2% magnesium, which contain not only Mg2Si, which is precipitated within the temperature ranges given above, but also Mg2Al3, temperatures of 371 ° C. or less, preferably temperatures in the range from 288 to 3710 ° C. , required. in order to promote the desired fine dispersion of the latter compound during the subsequent rolling.
This group of alloys is in turn deformed in the most favorable case in the range of 288 to 343 nm in order to achieve the desired results.
The precipitation of the intermetallic magnesium compounds in the form of a uniform dispersion with a fine particle size and a small distance between the particles is brought about by the combined effect of a moderate hot rolling temperature within the specified limits and the mechanical deformation of the block or sheet. Usually, although not necessarily, this deformation is brought about by rolling the ingot or sheet as quickly after quenching as is practical in view of the mill and quenching equipment available.
In practice, the quenching operation can take place at any stage of the rolling process, from a time before the initial rough rolling of the ingot to a time immediately before the last hot reduction of a strip or sheet of medium thickness. Thus, the cast block can initially be quenched from the temperature required to dissolve the intermetallic magnesium compounds to the lower temperatures described above, the block being immediately thereafter continuously rolled over medium thicknesses to the thickness for the last hot reduction. It can easily be seen that a pronounced disadvantage of this alternative method lies in the extremely high forces which have to be exerted on the block in order to effect the reduction in thickness in the lower temperature range.
A more preferred method is to subject the billet to initial hot rough rolling from the dimensions of the billet onto a strip of average thickness on the order of 6.35 to 76.20 mm and then the sheet at that thickness from the roughing temperature to a temperature Quenching in the middle area and then rolling at this middle temperature to the thickness for the last product reduction in order to separate out the magnesium compounds in the desired uniform dispersion with fine particle size.
With this procedure, less power is required from the roughing mills. and moreover, the quenching device can be more efficiently designed to operate over a larger surface area with a smaller overall thickness. so that extreme construction problems are eliminated, which would arise if one were to try to achieve an equally effective heat dissipation from a block with a much smaller surface and greater overall thickness.
It is also possible to subject an ingot to an initial hot rough rolling at the normal elevated temperature, quenching to the medium temperature range, and then passing the medium thickness material back through the hot rolling mill to effect a further reduction to another medium thickness. after which this sheet is passed through the last hot rolling mill.
The distinction between fine and coarse particle sizes is made by defining fine particle sizes as sizes that are not resolved under an ordinary optical microscope at a magnification of 500 times.
The following examples are provided to illustrate the practice of the invention.
Example I.
An aluminum-magnesium alloy 5457 was cast into a block 457.2 mm thick by means of the falling chill casting. The cast block was then homogenized by heating to approx. 5520C for approx. 24 hours, cooled to room temperature and peeled in order to remove irregularities on the surface. It was then reheated to 4820C and rolled in a reverse mill from a thickness of approximately 432 mm to a thickness of approximately 19 mm.
The 19 mm thick slab was then passed through a high pressure spray quench at a linear speed of approximately 58 meters per minute. The slab was exposed to multiple streams of cooling medium at a pressure of 17.6 kg / cm 2 and at high speed so that the slab had a temperature of 288 cm when exiting the quenching device. The coolant nozzles were arranged approximately 0.30 m from the surface of the belt and directed at right angles to the belt. The slab with the temperature of 2880C then entered the last hot rolling mill and was further rolled to about 4 mm in order to precipitate the intermetallic compound under the joint effect of the mean temperature and the mechanical deformation.
An examination of the freshly hot-rolled sheet showed. that through the entire thickness of the sheet a uniform dispersion of the intermetallic compound Mg2Si with a fine particle size was present.
Example 2
A sample of aluminum alloy 5252 was prepared and processed in the manner described in Example 1, except that a temperature of about 538 ° C. was used to homogenize the freshly cast ingot and the initial hot rough rolling was carried out at 5100 ° C. The temperature of the entire mass of the strip immediately after high pressure spray quenching was 3160C. The desired results have been achieved.
It can be seen from the above description that a method for producing aluminum-magnesium sheet for bright anodizing has been provided. which is believed to solve the problems described above and achieve the above objects. It will be understood that the invention is not limited to the examples described, but that these examples are only intended to illustrate the best embodiments of the invention.