DE10248594A1

DE10248594A1 - Verfahren zum Herstellen eines Scandium (Sc)- und/oder Zirkon (Zr)- legierten Aluminiumblechmaterials mit hoher Risszähigkeit

Info

Publication number: DE10248594A1
Application number: DE10248594A
Authority: DE
Inventors: Frank Palm
Original assignee: EADS Deutschland GmbH
Current assignee: Airbus Defence and Space GmbH
Priority date: 2001-12-14
Filing date: 2002-10-17
Publication date: 2003-07-10
Anticipated expiration: 2022-10-18
Also published as: DE10248594B4

Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Scandium (Sc)- und/oder Zirkon (Zr)-legierten Aluminiumblechmaterials mit hoher Risszähigkeit, wobei das Aluminiumblechmaterial zumindest aus 1-5 Gew.-% Magnesium (Mg), 0,1-1,0 Gew.-% Scandium (Sc) und/oder 0,05-1 Gew.-% Zirkon (Zr), 0-2 Gew.-% Mangan (Mn), 0-2 Gew.-% Zink (Zn), 0-1 Gew.-% Silber (Ag), 0-1 Gew.-% Kupfer (Cu), Rest Aluminium sowie Verunreinigungen mit jeweils maximal 0,1 Gew.-% besteht, und dadurch gekennzeichnet ist, dass ein Walzvormaterial in Form eines Blechstranges durch Dünnbandgießen oder Gießwalzen erzeugt wird, wobei die Legierungsschmelze zwischen zwei Walzen gegossen und der durch Schnellabkühlung erstarrte Blechstrang abgezogen wird; dass der Blechstrang durch nachfolgende thermo-mechanische Bearbeitungsschritte bei einer Temperatur (T¶1¶), die unterhalb der Ausscheidungssequenz für eine festigkeitssteigernde, kohärente Al¶3¶Sc/Zr-Phase liegt, auf gewünschte Dicke gewalzt wird; und dass der auf gewünschte Dicke gewalzte Blechstrang abschließend bei einer Temperatur (T¶2¶), die oberhalb der Ausscheidungssequenz für eine festigkeitssteigernde, kohärente Al¶3¶Sc/Zr-Phase liegt, wärmebehandelt wird.

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Scandium (Sc)- und/oder Zirkon (Zr)-legierten Aluminiumblechmaterials mit hoher Risszähigkeit gemäß Patentanspruch 1.
Das erfindungsgemäß hergestellte Aluminiumblech findet beispielsweise in der Luft- und Raumfahrttechnik Anwendung, insbesondere als Behäutungswerkstoff für Flugzeugdruckrümpfe.
Sowohl in der Luftfahrt als auch in der Fahrzeugtechnik werden spezielle Legierungen benötigt, um Halbzeuge und Bauteile mit hoher Festigkeit sowie hoher Duktilität herzustellen. Daneben spielt das Gewicht und die Korrosionsbeständigkeit eine wichtige Rolle. Aus Kostengründen ist des weiteren auf die Verfügbarkeit sowie auf die Herstellbarkeit zu achten.
Zu diesem Zweck sind zahlreiche z. B. auf Aluminium und/oder Magnesium basierende Legierungen entwickelt worden, wobei in letzter Zeit insbesondere Scandium (Sc)-legierte Aluminiumlegierungen mit dem Ziel untersucht worden sind, die Festigkeit weiter zu steigern. Es ist ferner bekannt, dass derartige Sc- legierte Werkstoffe ihre Festigkeitseigenschaften, insbesondere im Hinblick auf statische und dynamische Festigkeit, Risszähigkeit sowie Rissfortschritt, im wesentlichen über 4 Verfestigungsmechanismen erzielen. Diese Verfestigungsmechanismen sind die Mischkristall-, Feinkorn-, Verfestigungs- sowie Ausscheidungshärtung. Gestützt werden diese Mechanismen oft durch Zulegieren von Zirkon oder anderen seltenen Erden und Metallen wie Hafnium, Yttrium, Tantal etc.
Derartige Sc-legierte Aluminium-Magnesium-Legierungen sind z. B. in DE 198 38 017, DE 198 38 018 sowie DE 198 38 015 beschrieben, wobei aus diesen Legierungen vorzugsweise gewalzte, stranggepreßte, geschweißte oder geschmiedete Bauteile hergestellt werden. Auf die Besonderheiten der AlSc- Metallurgie und die daraus resultierenden Möglichkeiten wird jedoch in diesen Druckschriften nicht eingegangen.
Daneben ist aus EP 0 918 095 z. B. ein Strukturbauteil aus einer Aluminium- Druckgußlegierung bekannt. Ferner ist aus US 5,624,632 die auf einer Dispersoidbildung beruhende festigkeitssteigernde Wirkung, hervorgerufen durch die Zugabe von Scandium, beschrieben. Aber auch hier wird für die Darstellung der Materialien einzig das besondere Verhalten und die Fähigkeit von AlSc- Dispersoiden (oder Dispersoiden bei denen Sc durch Zr oder andere, gleich wirkende Phasen wie z. B. Hf ersetzt wurde) genutzt, mit dem Ziel Verformumgs- (Walz-)Verfestigungen im Blechmaterial aufrechterhalten zu können, da die AlSc- Phasen die Rekristallisation und Entfestigung des Blechmaterials beim Glühen des Bleches im Temperaturintervall von 300-500°C verhindern.
Sc-legierte Werkstoffe werden heute generell, wie andere kommerzielle Al- Luftfahrtlegierungen auch, im Stranggussverfahren abgegossen. Ein so hergestellter ca. 200-400 mm dicker Gussbarren wird dann zur gleichmäßigen Einstellung der Legierungselemente bei 350-500°C homogenisierungsgeglüht und in mehreren Stichen, unterbrochen jeweils von erneuten Glühoperationen (300-450°C) zur Wiederherstellung der Umformeigenschaften warm oder kalt abgewalzt. Eine wünschenswerte Festigkeitssteigerung des endgültigen Halbzeuges ist über die Ausscheidungshärtung mittels kohärenter Al₃Sc-Phasen jedoch nicht mehr möglich, da durch die vielen Glühoperationen und langen Haltezeiten über 300°C kein Scandium mehr im Mischkristall zwangsgelöst ist. Damit macht dieses etablierte Herstellungsverfahren aufgrund seiner thermischen Prozesse die Nutzung der Ausscheidungshärtung als festigkeitssteigernden Prozess unmöglich, da durch die Thermalhistorie weitgehend das gesamte Scandium in Form von inkohärentem, kaum festigkeitssteigerndem Al₃Sc bereits ausgeschieden wird.
Von Nachteil ist hierbei insbesondere, dass das Herstellungsverfahren somit viele Arbeitsschritte umfasst, sehr aufwendig und teuer ist. Zudem ist das Ergebnis dann ein sehr teures Halbzeug mit verfahrensbedingt nur begrenzten Risszähigkeitseigenschaften.
Daneben ist in der Druckschrift US 4,689,090, die eine superplastische AlSc- Legierung beschreibt, dass Bandgießen (engl. "belt" oder "drum casting") als ein mögliches Herstellungsverfahren genannt, das als solches bereits aus dem 19. Jahrhundert (z. B. GB 199) bekannt ist. Jedoch werden auch in der US 4, 689,090 nur die speziellen Eigenschaften von inkohärenten AlSc-Phasen (Dispersoiden) genutzt, um insbesondere ein superplastisch umformbares Halbzeug zu bekommen. Die dort genannten Prozessschritte für das Walzen des Vormaterials, speziell im Bezug auf eine AlMgSc-Legierung, bevorzugen ein Temperaturfenster zwischen 288-427°C, um einen Blechwerkstoff zu bekommen, der dann bei Temperaturen zwischen 427-538°C sehr gut superplastisch umgeformt werden kann. Das Endprodukt ist dann durch eine große Anzahl an fein verteilten, aber inkohärenten AlSc-Phasen gekennzeichnet.
Der vorliegenden Erfindung liegt somit die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zum Herstellen eines Scandium (Sc)- und/oder Zirkon (Zr)- legiertes Aluminiumblechmaterial zu schaffen, das erheblich kostengünstiger ist und in der Lage ist, ein extrem risszähes Aluminiumblechmaterial für Flugzeuganwendungen herzustellen.
Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren zum Herstellen eines Scandium (Sc)- und/oder Zirkon (Zr)- legierten Aluminiumblechmaterials mit hoher Risszähigkeit gelöst, wobei die Aluminiumlegierung zumindest aus 1-5 Gew.-% Magnesium (Mg), 0,1-1,0 Gew.-% Scandium (Sc) und/oder 0,05 -1 Gew.-% Zirkon (Zr), 0-2 Gew.-% Mangan (Mn), 0-2 Gew.-% Zink (Zn), 0-1 Gew.-% Silber (Ag), 0-1 Gew.-% Kupfer (Cu), Rest Aluminium sowie Verunreinigungen mit jeweils maximal 0,1 Gew.-% besteht, und dadurch gekennzeichnet ist, dass ein Walzvormaterial in Form eines Blechstranges durch Dünnbandgießen oder Gießwalzen erzeugt wird, wobei die Legierungsschmelze zwischen zwei Walzen gegossen und der durch Schnellabkühlung erstarrte Blechstrang abgezogen wird; dass der Blechstrang durch nachfolgende thermo-mechanische Bearbeitungsschritte bei einer Temperatur (T₁), die unterhalb der Ausscheidungssequenz für eine festigkeitssteigernde, kohärente Al₃Sc/Zr- Phase liegt, auf gewünschte Dicke gewalzt wird; und dass abschließend der auf gewünschte Dicke gewalzte Blechstrang bei einer Temperatur (T₂), die innerhalb der Ausscheidungssequenz für eine festigkeitssteigernde, kohärente Al₃Sc/Zr- Phase liegt, wärmebehandelt wird.
Ein zentraler Gedanke der Erfindung besteht darin, dass das Sc- und/oder Zr- legierte Aluminiumblechmaterial nicht mit einem üblichen Verfahren (z. B. Strangguss oder einem anderen vielstufigen thermomechanische Prozess) hergestellt wird, sondern mittels endkonturnahem Bandgießen, unter Berücksichtigung entsprechender Temperaturfenster während der thermo-mechanischen Bearbeitung. Durch die Temperaturwahl während der thermo-mechanischen Bearbeitung erfolgt eine gezielte Ausnutzung der Ausscheidungshärtung über die kohärente AlSc/Zr- Phase.
Dies hat den Vorteil, dass die bei den üblichen Verfahren durchzuführende große Anzahl von thermischen Prozessen nicht erforderlich bzw. minimiert sind, so dass die aufgrund des Scandium-/Zirkonzusatzes basierende Ausscheidungshärtung und die damit im Zusammenhang stehende technologisch hochwertige Festigkeitssteigerung in vollem Maße ausgeschöpft werden kann.
Ein weiterer Vorteil besteht darin, dass aufgrund des Bandgießen das Aluminiumblechmaterial schneller und wesentlich günstiger als bisher herstellbar ist, da Gießen und Walzen in einem Schritt durchgeführt werden. Gleichzeitig weisen derartig hergestellte Aluminiumblechmaterialien nicht nur verbesserte Risszähigkeitseigenschaften auf, sondern auch verbesserte Korrosions- und Verarbeitungseigenschaften.
Ferner ist es zweckmäßig, dass die Abkühlung des Blechstranges beim Dünnbandwalzen durch Konvektion erfolgt. Dies stellt eine besonders einfache Art der Abkühlung dar. Selbstverständlich kann vorteilhafterweise zur Beschleunigung des Abkühlvorganges Luft oder Wassersprühnebel zugeführt werden. Daneben können auch andere geeignete Mittel zur Beschleunigung des Abkühlvorganges verwendet werden.
Besonders vorteilhaft ist es, dass durch die Schnellabkühlung während der Herstellung des Blechstranges mittels Dünnbandwalzen der gesamte Sc- und/oder Zr-Anteil im Mischkristall zwangsgelöst wird, so dass ein übersättigter Mischkristall entsteht.
Besonders zweckmäßig ist es, die thermo-mechanischen Bearbeitungsschritte zum Walzen des Blechstranges auf gewünschte Dicke bei einer Temperatur kleiner oder gleich 270°C durchzuführen, vorzugsweise kleiner oder gleich 265° C. Besonders bevorzugt ist eine Temperatur kleiner oder gleich 260 00. Dabei liegt die Temperatur typischerweise zwischen Raumtemperatur und 260°C. Besonders bevorzugt ist der Temperaturbereich von 200 bis 260°C. Die Wahl dieser Temperaturbereiche hat den Vorteil, dass Glühoperationen im Vorlauf von Walzprozessen über 300°C, welche zur vorzeitigen, unerwünschten Ausscheidung des Scandiums bzw. Zirkons als Al₃Sc/Zr-Phase führen, unterbleiben - im Gegensatz zu den etablierten Verfahren.
Ferner ist es zweckmäßig, die abschließende Wärmebehandlungen bei einer Temperatur oberhalb von 275°C bis nominal 400°C, vorzugsweise 325-375°C, durchzuführen. Die Dauer der Wärmebehandlung richtet sich nach der Kohärenz der AlSc/Zr-Phasen und liegt typischerweise zwischen 10 Minuten und 100 Stunden. Dies hat den Vorteil, dass in der letzten Glühoperation zielgerichtet das Scandium und/oder Zirkon als kohärente Al-Sc/Zr-Phase ausgeschieden und ein optimales Verhältnis zwischen Festigkeit und Zähigkeit eingestellt wird.
Dabei ist es besonders zweckmäßig, dass der abschließende Wärmebehandlungsprozess während einem formgebenden Umformprozesse (z. B. Kriechumformung) oder beispielsweise bei der Nachbehandlung von Schmelzschweißnähten (Spannungsarmglühen, Warmauslagern) erfolgt.
Das erfindungsgemäß hergestellte Aluminiumblechmaterial bzw. daraus erzeugte Halbzeuge werden zweckmäßigerweise für Flugzeug-Druckrumpfhäute, blechförmige Befestigungselemente, Blechspante, Beschläge, Beplankungen für Flügel und andere zähfeste Systeme verwendet. Darüber hinaus ist auch eine Anwendung für Transportbehälter oder Rohkarosserieelemente, Türen, Bodengruppen, geschweißte Fahrwerkskomponenten sowie Karosseriesäulen möglich.
Im Folgenden wird die Erfindung in ihren einzelnen Elementen anhand der beigefügten Abbildungen erläutert. In denen zeigt:
Fig. 1 in schematischer Darstellung unterschiedliche Bandgießprozesse:
a) Roll-Caster; b) Belt-Caster; c) Block-Caster;
Fig. 2 in schematischer Darstellung die Herstellung eines Bandes bzw. Blechstranges an Hand eines Roll-Casters;
Fig. 3 eine Schnittansicht durch Walzen und das entstehende Band;
Fig. 4 ein typisches AlSc-Phasendiagramm;
Fig. 5 typische Härtekurven nach Auslagerung von AlSc0.3 bei unterschiedlichen Temperaturen, nach Homogenisieren bei 640°C und Wasserabschreckung; und
Fig. 6 die Größe der Al₃Sc- Ausscheidungen (Übergang Kohärenz - Inkohärenz) bei unterschiedlichen Temperaturen, nach Homogenisieren bei 640°C und Wasserabschreckung.
Wie einleitend bereits erwähnt, sind die Grundlagen des kontinuierlichen Bandgießen bereits seit dem 19. Jahrhundert bekannt (z. B. GB 199). Trotz seiner eindeutigen Kostenreduktion gegenüber den herkömmlichen Prozesstechniken wird diese Technologie in der Industrie auch für Aluminium-Werkstoffe nur begrenzt eingesetzt.
Bis heute haben sich vor allem drei Bandgießprozesse entwickelt, nämlich das Roll-Casting, das Belt-Casting sowie das Block-Casting. Diese drei Verfahren sind schematisch in Fig. 1a, 1b bzw. 1c dargestellt. Daneben zeigt Fig. 2 in weiteren Einzelheiten exemplarisch die Bandproduktion mittels Roll-Caster, d. h. den Prozess vom flüssigen Metall über den Roll-Caster zum Walzwerk und damit zum fertigen Band bzw. Blechstrang. Im Folgenden werden die Begriffe "Band" und "Blechstrang" synonym verwendet.
Wesentlich bei jedem der in Fig. 1 schematisch dargestellten Bandgießprozesse ist, dass drei Verfahrensschritte, die in den herkömmlichen Verfahren separat durchgeführt werden, vereinigt sind. Dies ist das Gießen, Homogenisierungsglühen sowie das Warmwalzen.
Bei dem gesamten Prozessablauf ist es insbesondere kritisch, dass im Walzspalt, d. h. in dem Bereich, in dem die Erstarrung zum Band erfolgt, möglichst konstante Verhältnisse herrschen. Dabei sind vor allem die Parameter Metalltemperatur und Metalldruck wichtig. Daneben spielt auch die Walzmanteloberfläche, Walzenbeschichtung sowie das Walzmantelmaterial eine Rolle. Dies bedeutet auch, dass die Metallzufuhr und -verteilung im Walzspalt für die Qualität des gegossenen Bandes von entscheidender Bedeutung ist. Je dünner das Band ist, um so größer sind die Anforderungen an die Metallverteilung im Spalt in Bezug auf Druck und Temperatur. Somit bedarf die Metallschmelze sowie die Metallzufuhr besonderer Beachtung bei der Optimierung des Prozesses. Das kann beispielsweise mit Hilfe eines Schmelzofens (nicht dargestellt) sowie eines separaten Halteofens (nicht dargestellt) realisiert werden, um einen konstanten Materialfluss in Bezug auf Schmelzkonstanz und Temperatur zu sichern. Ferner wirken sich die oben aufgeführten Einflussgrößen auf die erforderliche Walzkraft sowie auf die Bandqualität direkt aus. Belastungsschwankungen (Walzkraft) haben zudem einen direkten Einfluss auf die Banddickentoleranzen und das Bandprofil.
Zur Verdeutlichung zeigt Fig. 3 in vergrößerter Darstellung den Walzspalt in einer Schnittansicht durch Walzen und Band. Dabei sind die Walzen mit Bezugsziffer 1 und das entstehende Band ist mit Bezugsziffer 2 bezeichnet. In Fig. 3 ist exemplarisch eine mittels Kühlwasser 5 gekühlte Walze dargestellt. Selbstverständlich können auch andere geeignete Mittel und Vorkehrungen zur Kühlung der Walzen 1 gewählt werden. Der Bereich, in dem die Erstarrung der Schmelze zum festen Band erfolgt, wird als Walzspalt 3 bezeichnet. Der geschmolzene Werkstoff 4, der sich in der Ausführungsform gemäß Fig. 3 stromabwärts (d. h. links) vom Walzspalt 3 befindet, wird also in den Walzspalt 3 eingeführt, dort gegossen und gewalzt, so dass stromaufwärts vom Walzspalt 3 (Pfeilrichtung A) sich der Werkstoff in Form eines Bandes verfestigt. Dabei weist der Werkstoff im Übergangsbereich 6 zwischen Schmelze und festem Band, der in Fig. 3 schraffiert dargestellt ist, eine zähflüssige Konsistenz auf.
Im Hinblick auf die Herstellung von Sc- und/oder Zr-legierten Aluminiumblechmaterialien mittels Bandgießen, werden nachstehend zum besseren Verständnis der vorliegenden Erfindung zunächst die metallurgischen Eigenarten derartiger Legierungen unter Bezugnahme auf Fig. 4 bis 6 erläutert.
Wie bereits eingangs erwähnt, ist bekannt, dass das Zulegieren von Scandium zu Aluminium-Werkstoffen erhebliche Festigkeitssteigerungen ermöglicht. In der Hauptsache wird dies durch eine sogenannte Ausscheidungshärtung erzielt, bei der das Scandium aus einem übersättigten Al-Sc-Mischkristall definiert ausgeschieden wird und dann als kohärente Phase (Al₃Sc) das Metallgitter des Aluminiums verspannt und so die Festigkeit des Aluminium-Werkstoffs erhöht. Die Menge an lösbarem Scandium im Aluminium-Grundwerkstoff ist Fig. 4 zu entnehmen. Da diese mit abfallender Temperatur abnimmt, spricht man hier von einer nur begrenzten Löslichkeit im festen Zustand. Dieser Zusammenhang ist die grundsätzliche Voraussetzung für eine Ausscheidungshärtung, bei der die Legierung für eine definierte Zeit in einem bestimmten Temperaturintervall gehalten werden muss, um so über Diffusionsvorgänge die Ausbildung der ausscheidungshärtenden Phasen steuern zu können. Fig. 4 zeigt zusätzlich die maximal mögliche Menge an gelöstem Scandium in Aluminium für den thermophysikalischen Gleichgewichtszustand (d. h. bei sehr langsamer Abkühlung aus der Schmelze und langer Haltezeit im Temperaturfenster knapp unter 933 K). Grundsätzlich strebt man an, möglichst durch hohe Glühtemperaturen viel Legierungsanteile in Zwangslösung zu bringen, da dann auch der Umfang und das Volumen der ausscheidbaren und somit festigkeitssteigernden Phasen maximal wird. Bestimmte Prozesse, die eine viel schnellere Abkühlung erlauben, wie zum Beispiel das Bandgießen, können den zwangsweise in Aluminium-Kristall gelösten Scandium-Anteil über das Gleichgewichtsmaß hinaus erheblich erhöhen. Es ist jedoch zu beachten, dass durch Zugabe von weiteren Legierungselemente die Löslichkeit von Scandium in Aluminium in der Regel dagegen abnimmt. Dies ist auch beim Zulegieren von Magnesium der Fall. Ebenso ist Zirkon als Legierungselement für Aluminium-Werkstoffe weit verbreitet. Man hat schon vor Jahren beobachtet, dass in AlSc-Werkstoffen sich Scandium und Zirkon additiv verhalten; d. h., beide können im Aluminium-Material zwangsgelöst werden und erlauben eine Festigkeitssteigerung durch Ausscheidungshärtung. Dabei wird die Al₃Sc Phase durch Al₃Sc_1-xZr_x modifiziert, ohne dass sie an festigkeitssteigernder Wirkung verliert. Durch den Zirkon-Zusatz sinkt sogar die kritische minimale Abkühlungsgeschwindigkeit, die man einhalten muss, damit ein mit Scandium und Zirkon übersättigter Mischkristall entstehen kann. Aus diesem Grund ist die Zugabe von Zirkon in AlSc- und besonders in AlMgSc-Legierungen sehr verbreitet. Gleichzeitig erlaubt es eine gewisse Verringerung der Scandium-Legierungsmenge bzw. substituiert das Scandium. Da Scandium ein recht seltenes und damit auch relativ teueres Legierungselement ist, können durch eine derartige Substitution Kosten eingespart werden. Der Effekt kann auch mit anderen Legierungsbeimengungen wie z. B. Erbium, Yttrium, Hafnium, Gadolinium, Holmium, Tantal, Niob, Titan, Terbium oder anderen seltenen Erden-Metallen erreicht werden. Ihnen gemein ist die Al₃X-Phasenbildung über Ausscheidungsvorgänge.
Um über die AlSc bzw. AlScZr-Phase eine Ausscheidungshärtung erzielen zu können, muss der Werkstoff nach der Schnellabkühlung wärmebehandelt werden. Fig. 5 zeigt eine Zusammenstellung von solchen Wärmebehandlungsversuchen. Es ist zu erkennen, dass bei einer Auslagerungstemperatur von größer/gleich 300°C die Festigkeit des Werkstoffs innerhalb einiger Minuten bzw. Stunden erheblich an steigt und relativ lange konstant bleibt. Bei Temperaturen größer/gleich 350°C folgt dem Festigkeitsmaximum schon nach kurzer Zeit ziemlich schnell ein Festigkeitsabfall. Die Ursache für dieses Verhalten ist eine Veränderung der AlSc- Phase. Aufgrund der erhöhten Temperaturen und der längeren Haltezeiten vergrößert sich der Durchmesser der AlSc-Phasen, was Fig. 6 zu entnehmen ist. Andererseits verwandelt sich die Gitterstruktur der AlSc-Phasen, so dass diese nicht mehr kohärent, sondern zunehmend inkohärent zum Aluminium-Matrix-Gitter werden. Damit verlieren sie ihre festigkeitssteigernde Wirkung. In den Aushärtekurven fällt die Festigkeit nach Durchlaufen eines Maximums wieder ab. Nichtsdestotrotz bleiben die inkohärenten AlSc-Phasen über lange Zeit und auch bei erhöhten Temperaturen relativ stabil und klein, so dass sie als fein verteilte, sogenannte Dispersoide die Entfestigungs- und Rekristallisationseigenschaften von Aluminium-Werkstoffen steuern. Dieser Effekt bzw. diese Fähigkeit wird in vielen bekannten AlSc-Legierungen genutzt.
Im Folgenden wird nun auf das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren genauer eingegangen. Zur Herstellung des Blechmaterials wird von einer Legierung ausgegangen, die in der Hauptsache aus Aluminium sowie Zulegierungen von 1 bis 5 Gew.-% Magnesium, 0,1 bis 1,0 Gew.-% Scandium und/oder 0,05 bis 1,0 Gew.-% Zirkon besteht. Daneben kann die Legierung auch bis zu 2 Gew.-% Mangan, bis zu 2 Gew.-% Zink, bis zu 1 Gew.-% Silber und bis zu 1 Gew.-% Kupfer, sowie Verunreinigungen jeweils bis maximal 0,1 Gew.-% enthalten.
Da dieser Werkstoffe mit dieser nominellen Zusammensetzung aufgrurnd seiner besonderen Metallurgie erfahrungsgemäß nur sehr schwierig walztechnisch und damit teuer verarbeitet werden kann, wird zunächst ein Vormaterial zum Walzen auf Blechdicke mittels dem an sich bekannten, aber für hochlegierte Al- Luftfahrtwerkstoffen ungewöhnlichen Dünnbandgießverfahren statt mit dem sonst, für Al-Luftfahrtwerkstoffen, verbreitetem Stranggussverfahren hergestellt. Dadurch wird vorteilhafterweise die Anzahl der notwendigen Walzstiche und Zwischen- Wärmebehandlungsschritte zur Herstellung des Blechs erheblich reduziert, was gleichzeitig die Herstellungskosten reduziert. Durch das Dünnbandgießen werden dabei neben der besonderen metallurgischen Möglichkeiten (Schnellerstarrung, Erhöhung der Löslichkeit bestimmter Legierungselemente, Erzielung eines "übersättigten Mischkristalls") speziell wichtige Wirtschaftlichkeitsaspekte durch die erheblich reduzierte Anzahl der Prozessschritte geltend gemacht. Zur Erzeugung des Walzvormaterials in Form eines Blechstranges wird die Schmelze der oben aufgeführten Legierungszusammensetzung zwischen zwei Walzen, wie im Zusammenhang mit Fig. 3 beschrieben, gegossen, und der durch Abkühlung erstarrte Blechstrang wird abgezogen.
Anschließend wird der Blechstrang durch nachfolgende thermo-mechanische Bearbeitungsschritte auf gewünschte Dicke gewalzt. Dabei sind die thermomechanischen Prozessschritte, insbesondere Walzen und Glühen, zur Blechdarstellung derart optimiert, dass das Gefüge der AlMgSc/Zr-Blechlegierung und die daraus abzuleitenden Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften bzw. für Flugzeugdruckrumpfanwendungen extrem wichtigen Risszähigkeitseigenschaften signifikant über denen etablierter AlMgSc-Legierungen liegen. Dies wird dadurch erreicht, dass die verfahrenstechnisch notwendigen Walzschritte und Zwischenglühmaßnahmen in einem Temperaturbereich ausgeführt werden, welcher in seiner Höhe und Verweilzeit unterhalb der Ausscheidungssequenzen für die, die Festigkeit steigernde, kohärente Al₃Sc-Phase liegt. Die Temperatur für die Ausscheidungssequenz liegt typischerweise in einem Bereich von ca. 275-400°C, so dass die thermo-mechanischen Bearbeitungsschritte typischerweise bei Temperaturen T₁ kleiner oder gleich 270°C durchgeführt werden, vorzugsweise bei Temperaturen kleiner oder gleich 265°C, 260°C, 255°C usw. bis Raumtemperatur (bei Raumtemperatur spricht man daher von Kaltwalzen).
Genauer gesagt wird bewusst vermieden, während der thermo-mechanischen Prozesse ein Temperatur/Verweilzeit-Fenster zu erreichen, in dem die festigkeitswirksame, weil kohärente Al₃Sc-Phase ihre Festigkeit steigernde Wirkung durch Inkohärenz (Veränderung der Gitterstruktur gegenüber dem Al-Matrix-Gitter) verliert. Diese dann, wie zuvor beschrieben, als Al₃Sc-Disperoide bezeichneten Phasen bewirken keine direkte oder nur unwesentliche Festigkeitsteigerung. Insbesondere würde sich dann im erzeugten Blechmaterial das Verhältnis aus Festigkeit, Dehnung und der, für Flugzeuganwendungen wichtigen, Risszähigkeit, verschlechtern.
In einer abschließenden Wärmebehandlung oder einem anderen thermischen Bearbeitungsschritt (z. B. Kriechumformung) des auf Enddicke gewalzten Blechmaterials wird dann die gewünschte Ausscheidungshärtung mittels kohärenter Al₃Sc/Zr-Phasen entsprechend der Zeit-Temperatur-Umwandlungsdiagramme (Fig. 5, 6) optimiert ausgeführt, so dass die gewünscht guten Festigkeitseigenschaften für das Blech als Endprodukt des gesamten Herstellungsprozesses zu Verfügung stehen. Mit anderen Worten, bei der abschließenden Wärmebehandlung wird das auf Enddicke gewalzte Blechmaterial auf eine Temperatur T₂ eine gewisse Zeit erwärmt, die innerhalb der Ausscheidungssequenz für eine festigkeitssteigernde, kohärente Al₃Sc/Zr Phase liegt, so dass lediglich in diesem letzten Wärmebehandlungsschritt eine zielgerichtete Ausscheidungshärtung erfolgt. Das Zeitfenster für den diffusionsgesteuerten Prozess der Ausscheidungshärtung beträgt in etwa 10-60 Minuten, kann jedoch abhängend von der Kohärenz der AlSc/Zr-Phasen bis zu 100 Stunden betragen.
Dies bedeutet aber auch, dass zumindest kurzzeitig die Walztemperaturen über 270°C (max. 325°C) liegen dürfen (s. z. B. nachstehendes Beispiel 2). Die Zeit- Temperatur-Umwandlungs-(Aushärte-) Diagramme definieren diese "kürzeste" Zeit in Abhängigkeit von der Legierungszusammensetzung.
Durch die folgenden Beispiele werden die Vorteile der Erfindung durch eine Gegenüberstellung von "klassisch" hergestelltem AlMgSc-Blechmaterial mit AlSc- Phase als inkohärente Dispersoide (Beispiel 1) und erfindungsgemäß hergestelltem Blechmaterial (Beispiel 2) deutlich erkennbar.

Beispiel 1

Eine AlMg3.0Sc0.15Zr0.1-Legierung (alle Angaben in Gewichtsprozenten) wird nach etablierter Technik direkt stranggegossen (Strangdicke 120 mm). Zum Warmwalzen erfolgt eine Barrenvorwärmung auf 430°C, Dauer 60 min. Nach dem ersten Warmwalzen (insgesamt 17 Stiche) wird der Barren erneut auf 400°C130 min erhitzt, um das schlechter werdende Umformverhalten durch eine thermisch stimulierte Erholung des Materials wieder herzustellen. Nach 10 weiteren Walzstichen erfolgt eine 2. Zwischenglühung (400C°/30 min), gefolgt von einigen Warmwalzschritten sowie dem abschließenden Kaltwalzen (bei Raumtemperatur) auf Endmaterialblechdicke von ca. 1,6 mm. Die finale Wärmebehandlung nach dem Kaltwalzen (400°C/120 min) stellt die angestrebte Eigenschaftsmischung aus guter Festigkeit und Zähigkeit ein, in dem das Gefüge einen Teil der Verformungsverfestigung aufgrund der Glühung wieder verliert und dafür erheblich an Zähigkeit gewinnt. Da die Verweilzeit der Legierung jenseits der 400°C-Grenze mehr als 240 min beträgt, ist ein großer Teil der Al₃Sc/Zr-Ausscheidung bereits überaltert (Phasenvergröberung und Wechsel von kohärenten zu inkohärenten Grenzflächen der Phase in Bezug zur Al-Matrix) und hat gemäß der Darstellung von Fig. 5 an festigkeitssteigernder Wirkung verloren. Die aber weiterhin sehr fein verteilten AlSc/Zr-Dispersoide verhindern durch ihre rekristallisationshemmende Wirkung eine komplette Gefügeneubildung. In einer Sc-freien Legierung dieser Legierungszusammensetzung wäre das stark verformte Walzgefüge bei einer 400°C-Glühung vollständig rekristallisiert. Die Festigkeitswerte wären dann bei ca. 250 MPa Zugfestigkeit, 150 MPa Streckgrenze und mehr als 20% Dehnung gelegen. Durch den Sc-Legierungseffekt werden jedoch folgende, gemittelte Kennwerte erzeugt:
Zugfestigkeit (Rm): 346 MPa
Streckgrenze (Rp0.2): 258 MPa
Dehnung (A5): 13%
Aufreißwiderstand (UPE): 160 N/mm

Beispiel 2

Nachfolgend wird die erfindungsgemäße Herstellung einer AlMgSc-Blechprobe sowie deren Eigenschaften beschrieben. Die Legierung hat die chemische Zusammensetzung AlMg3.05Sc0.38Zr0.14 (in Gewichtsprozenten). Der Gehalt an weiteren Elementen beträgt Si = 0,08, Fe = 0,05, alle anderen Elemente sind als Verunreinigungen anzusehen und liegen in ihren Gehalten ≤ 0,10%. Die Herstellung des Walzvormaterials erfolgt durch das Dünnbandwalzen. Hierbei wird die leicht überhitzte Legierungsschmelze (680-700°C) zwischen 2 gekühlte Edelstahlwalzen gegossen und als sofort erstarrter Blechstrang mit einer Dicke von ca. 7 mm abgezogen. Dabei beträgt seine Temperatur ca. 350°C. Diese sinkt jedoch schnell weiter, da über die große Fläche des Vormaterials die Restwärme sehr gut durch Konvektion abgeführt wird. Alternativ kann die im Vormaterial gespeicherte Restwärme auch für einen sofort anschließenden Walzvorgang genutzt werden. Denkbar ist auch, eine schnellere Abkühlung des Gussbleches durch forcierte Luft- oder Wassersprühnebelzufuhr, falls dies aus metallkundlicher Sicht erforderlich ist. Im vorliegenden Fall wird das Material nicht besonders gekühlt. Legierungstechnisch gesehen wird so erreicht, dass praktisch der gesamte Anteil der Legierung an Sc und Zr, im Mischkristall zwangsgelöst, vorliegt. Für die nachfolgenden Walzschritte wird das Material erneut in einem Ofen auf Temperaturen von 250-275°C vorgewärmt und dann bei dieser Temperatur in nur 4 Walzstichen auf die Enddicke von 1,60 mm gebracht. Aus der Wahl des Temperaturfensters zum Walzen ist ersichtlich, dass bewusst das Ausscheidungsfenster für die festigkeitssteigernde, kohärente Al₃Sc/Zr-Phase nicht erreicht wird. Erst in der abschließenden Wärmebehandlung, dessen Temperaturfenster z. B. zwischen 275°C-400°C liegt, wird das Endgefüge des Blechprodukts eingestellt. In diesem Temperaturintervall wird nun das Sc und Zr als Al₃Sc/Zr-Phase ausgeschieden, wobei Temperatur und Zeit so gewählt werden, dass eine maximale Verfestigung bei gleichzeitig sehr guter Zähigkeit erzielt wird. Verfahrenstechnisch ist auch vorstellbar, dass schon während des Abwalzens des dünnbandgegossenem Vormaterials bewusst Temperaturen und Zeiten gewählt werde, bei denen die Al₃Sc/Zr-Phase sich bereits ausscheidet, so dass auf eine Endwärmebehandlung verzichtet werden kann. Dies erfordert jedoch eine sehr genaue Prozesskontrolle und ist ablauftechnisch, insbesondere beim Auftauchen von Prozessproblemen, egal welcher Art, nur eingeschränkt beherrschbar. Im vorliegenden Fall wird das Material einer Endwärmebehandlung von 300°C für eine Dauer von 240 min mit anschließender Abkühlung an ruhiger Luft unterzogen. Die Überprüfung der, gemittelten Festigkeitseigenschaften ergab:
Zugfestigkeit (Rm): 386 MPa
Streckgrenze (Rp0.2): 343 MPa
Dehnung (A5): 17.9%
Aufreißwiderstand (UPE): 276 N/mm
Diese Kennwerte liegen deutlich über denen mit etablierter Prozedur hergestellten Eigenschaften. Besonders der Gewinn an Risszähigkeit prädestiniert dieses, so hergestellte, Material für Flugzeugdruckrumpfanwendungen in genieteter, geklebter oder auch geschweißter Bauweise. Bemerkenswert ist, dass das relativ niedrig legierte Material sogar bessere Risszähigkeitseigenschaften aufweist als die neuesten klassischen Al-Luftfahrtlegierungen AA2524 (160-200 Nlmm) und AA6013 (170-220 N/mm), und dies bei nominell gleiche Festigkeitseigenschaften. Dies alles wird erreicht und nutzbar, ohne dass der potentielle Anwender Kompromisse hinsichtlich der bekannt guten Korrosions-, Schweiß- und Verarbeitungs-Eigenschaften von AlMgSc-Legierungen, auch für zukünftige geschweißte Flugzeugrumpfstrukturen, eingehen muss.
Prinzipiell kann das Blechmaterial der neuen Legierung statt aus einem dünnen Gussband auch aus einem klassischen gegossenem (kontinuierlichem Strangguß), dickeren Vormaterial (z. B. 50-500 mm) hergestellt werden. Logischerweise steigt dann aber die Anzahl der notwendigen Walzschritte erheblich an.
Die Erfindung findet hauptsächlich in der Flugzeug- sowie Fahrzeugtechnik Anwendung. Insbesondere werden z. B. Tragflächen und Druckrumpfbeplankungsbleche aus einem derartigen mittels Bandgießen hergestellten Sc-legiertem Werkstoff hergestellt. Daneben werden auch folgende Kraftfahrzeugteile damit hergestellt: aufprallrelevante, tiefgezogene Bodenbleche, Federbeinaufnahmen und Trennwände hochbelasteter, geschweißter Fahrwerkskomponenten.

Claims

1. Verfahren zum Herstellen eines Scandium (Sc)- und/oder Zirkon (Zr)- legierten Aluminiumblechmaterials mit hoher Risszähigkeit, das zumindest aus 1-5 Gew.-% Magnesium (Mg), 0,1-1,0 Gew.-% Scandium (Sc) und/oder 0,05 - 1 Gew.-% Zirkon (Zr), 0-2 Gew.-% Mangan (Mn), 0-2 Gew.-% Zink (Zn), 0-1 Gew.-% Silber (Ag), 0-1 Gew.-% Kupfer (Cu), Rest Aluminium sowie Verunreinigungen mit jeweils maximal 0,1 Gew.-% besteht, dadurch gekennzeichnet, dass
ein Walzvormaterial in Form eines Blechstranges durch Dünnbandgießen oder Gießwalzen erzeugt wird, wobei die Legierungsschmelze zwischen zwei Walzen gegossen und der durch Schnellabkühlung erstarrte Blechstrang abgezogen wird;
der Blechstrang durch nachfolgende thermo-mechanische Bearbeitungsschritte bei einer Temperatur (T₁), die unterhalb der Ausscheidungssequenz für eine festigkeitssteigernde, kohärente Al₃Sc/Zr- Phase liegt, auf gewünschte Dicke gewalzt wird; und
der auf gewünschte Dicke gewalzte Blechstrang abschließend bei einer Temperatur (T₂), die innerhalb der Ausscheidungssequenz für eine festigkeitssteigernde, kohärente Al₃Sc/Zr- Phase liegt, wärmebehandelt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlung des Blechstranges beim Dünnbandgießen oder Gießwalzen durch Konvektion erfolgt.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlung des Blechstranges beim Dünnbandgießen oder Gießwalzen durch Zufuhr von Luft, Wassersprühnebel oder durch andere geeigneten Mittel beschleunigt wird.

4. Verfahren nach Anspruch 1, 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, dass während dem Abkühlen des mittels Dünnbandgießen oder Gießwalzen hergestellten Blechstranges der Sc- und/oder Zr- Anteil im Mischkristall zwangsgelöst wird, so dass ein übersättigter Mischkristall entsteht.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Temperatur (T₁) während der thermo-mechanischen Bearbeitungsschritte kleiner oder gleich 270°C ist.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Temperatur (T₁) während der thermo-mechanischen Bearbeitungsschritte kleiner oder gleich 265°C ist.

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Temperatur (T₁) während der thermo-mechanischen Bearbeitungsschritte kleiner 260°C ist.

8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Temperatur (T₁) während der thermo-mechanischen Bearbeitungsschritte zwischen Raumtemperatur und 260°C liegt.

9. Verfahren nach einem der vorangegangenen Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Temperatur (T₂) zur abschließenden Wärmebehandlung zwischen 275 und 400°C liegt.

10. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass die abschließende Wärmebehandlung für eine Dauer von 10 Minuten bis 100 Stunden erfolgt.

11. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, dass der Wärmebehandlungsprozess als formgebender Umformprozess ausgeführt wird.

12. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, dass der Wärmebehandlungsprozess während einer Kriechumformung erfolgt.

13. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, dass der Wärmebehandlungsprozess bei einer Nachbehandlung von Schmelzschweißnähten mittels Spannungsarmglühen oder Warmauslagen erfolgt.

14. Halbzeug aus einem Aluminiumblechmaterial, wobei das Aluminiumblechmaterial nach einem der Ansprüche 1 bis 13 hergestellt ist.

15. Verwendung des Halbzeuges nach Anspruch 14 für eine Flugzeug- Druckrumpfhaut, blechförmige Befestigungselemente, Blechspante, Beschläge, Beplankungen für Flügel und andere zähfeste Systeme.

16. Verwendung des Halbzeuges nach Anspruch 14 für Transportbehälter.

17. Verwendung des Halbzeuges nach Anspruch 14 für Strukturen, die eine hohe Dauerfestigkeit und Aufprall-Sicherheit aufweisen, insbesondere Rohkarosserieelemente, Türen, Bodengruppen, geschweißte Fahrwerkskomponenten sowie Karosseriesäulen.