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Die
vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines
Scandium (Sc)- und ggf. mit Zirkon (Zr)- legierten Aluminiumblechmaterials
mit hoher Risszähigkeit
gemäß Patentanspruch
1.
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Das
erfindungsgemäß hergestellte
Aluminiumblech findet beispielsweise in der Luft- und Raumfahrttechnik
Anwendung, insbesondere als Behäutungswerkstoff
für Flugzeugdruckrümpfe.
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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.
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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 Vertestigungsmechanismen 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.
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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.
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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.
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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.
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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.
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Daneben
ist in der Druckschrift
US 4,689,090 ,
die eine superplastische AlSc-Legierung
beschreibt, das 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.
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Ferner
ist aus
DE 33 46 882
C2 die Verwendung einer Aluminiumlegierung für Konstruktionen
mit hohem spezifischem elektrischen Widerstand bekannt.
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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.
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Diese
Aufgabe wird durch ein Verfahren zum Herstellen eines Scandium (Sc)-
und ggf. mi 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), gegebenenfalls 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.
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Ein
zentraler Gedanke der Erfindung besteht darin, dass das Sc- und
ggf. mit 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.
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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.
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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.
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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.
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Besonders
vorteilhaft ist es, dass durch die Schnellabkühlung während der Herstellung des Blechstranges
mittels Dünnbandwalzen
der gesamte Sc- und ggf. Zr- Anteil im Mischkristall zwangsgelöst wird,
so dass ein übersättigter
Mischkristall entsteht.
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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 °C. 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.
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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 ggf. das Zirkon als kohärente Al-Sc/Zr-Phase
ausgeschieden und ein optimales Verhältnis zwischen Festigkeit und
Zähigkeit eingestellt
wird.
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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.
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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.
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Im
Folgenden wird die Erfindung in ihren einzelnen Elementen anhand
der beigefügten
Abbildungen erläutert.
In denen zeigt:
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1 in schematischer Darstellung unterschiedliche
Bandgießprozesse:
a)
Roll-Caster; b) Belt-Caster; c) Block-Caster;
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2 in
schematischer Darstellung die Herstellung eines Bandes bzw. Blechstranges
an Hand eines Roll-Casters;
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3 eine
Schnittansicht durch Walzen und das entstehende Band;
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4 ein
typisches AlSc-Phasendiagramm;
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5 typische
Härtekurven
nach Auslagerung von AlSc0.3 bei unterschiedlichen Temperaturen,
nach Homogenisieren bei 640 °C
und Wasserabschreckung; und
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6 die
Größe der Al3Sc- Ausscheidungen (Übergang Kohärenz – Inkohärenz) bei unterschiedlichen Temperaturen,
nach Homogenisieren bei 640 °C
und Wasserabschreckung.
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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.
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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 1a, 1b bzw. 1c dargestellt.
Daneben zeigt 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.
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Wesentlich
bei jedem der in 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.
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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.
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Zur
Verdeutlichung zeigt 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 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 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 3 schraffiert
dargestellt ist, eine zähflüssige Konsistenz
auf.
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Im
Hinblick auf die Herstellung von Sc- und ggf. mit Zr-legierten Aluminiumblechmaterialien
mittels Bandgießen,
werden nachstehend zum besseren Verständnis der vorliegenden Erfindung
zunächst
die metallurgischen Eigenarten derartiger Legierungen unter Bezugnahme
auf 4 bis 6 erläutert.
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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 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. 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 Legierungselementen
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 Al3Sc1-xZrx 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 seltene Erden-Metallen erreicht werden. Ihnen gemein ist
die Al3X-Phasenbildung über Ausscheidungsvorgänge.
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Um über die
AlSc bzw. AlScZr-Phase eine Ausscheidungshärtung erzielen zu können, muss
der Werkstoff nach der Schnellabkühlung wärmebehandelt werden. 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
ansteigt 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 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.
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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, ggf.
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.
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Da
dieser Werkstoffe mit dieser nominellen Zusammensetzung aufgrund
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 3 beschrieben,
gegossen, und der durch Abkühlung
erstarrte Blechstrang wird abgezogen.
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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).
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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.
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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
(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.
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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.
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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.
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Beispiel 1:
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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 °C/30
min erhitzt, um das schlechter werdende Umformverhalten durch eine
thermisch stimulierte Erholung des Materials wieder herzustellen.
Nach 10 weiteren Walzstichen erfolgt eine 2. Zwischenglühung (400 °C/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 Al
3Sc/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
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 |
Streckgerenze
(Rp0.2): | 258
MPa |
Dehnung
(A5): | 13
% |
Aufreißwiderstand
(UPE): | 160
N/mm |
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Beispiel 2
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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
Al
3Sc/Zr-Phase nicht erreicht wird. Erst
in der abschließenden
Wärmebehandlung,
denen 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 Al
3Sc/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 dünnbandgegossenen
Vormaterials bewusst Temperaturen und Zeiten gewählt werde, bei denen die Al
3Sc/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 |
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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
N/mm) und AA6013 (170 – 220
N/mm), und dies bei nominell gleichen 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.
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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.
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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.