DE10392806T5

DE10392806T5 - Verfahren zum Herstellen einer hochfesten ausgeglichenen AI-Mg-Si-Legierung und ein schweißbares Produkt

Info

Publication number: DE10392806T5
Application number: DE10392806T
Authority: DE
Inventors: Rinze Benedictus; Joachim Christian Keidel; Guido Weber; Alfred Johann Peter Haszler
Original assignee: Corus Aluminium Walzprodukte GmbH
Current assignee: Novelis Koblenz GmbH
Priority date: 2002-06-24
Filing date: 2003-05-23
Publication date: 2005-06-09
Anticipated expiration: 2023-05-24
Also published as: CA2485525C; WO2004001086A1; CN1662670A; DE10392806B4; GB0423401D0; FR2841263A1; GB2403730B; US6994760B2; FR2841263B1; AU2003240727A1; CA2485525A1; US20040062946A1; BR0312098A; GB2403730A; CN100347330C

Abstract

Verfahren zum Herstellen eines hochfesten ausgeglichenen Al-Mg-Si-Legierungsprodukts mit einer verbesserten Beständigkeit gegen Ermüdungsanrißwachstum und einer geringen Menge von intermetallischen Verbindungen, das folgende Schritte aufweist:
a) Gießen eines Barrens mit der folgenden Zusammensetzung (in Gew.-%):
Si: 0,75–1,3
Cu: 0,6–1,1
Mn: 0,2–0,8
Mg: 0,45–0,95
Fe: 0,01–0,3
Zr: < 0,25
Cr: < 0,25
Zn: < 0,35
Ti < 0, 25
V: < 0,25
Hf: < 0,25
Verunreinigungen jeweils weniger als 0,05 und weniger als 0,20 insgesamt, Rest Aluminium,
b) gegebenenfalls Homogenisierung des gegossenen Barrens,
c) Vorwärmen des Barrens nach dem Gießen für 4 bis 30 Stunden bei Temperaturen über 520°C,
d) Warmbearbeiten des Barrens und gegebenenfalls Kaltbearbeiten,
e) Lösungsglühen, und
f) Abschrecken des bearbeiteten Produkts.

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten ausgeglichenen Al-Mg-Si-Legierungsprodukts mit einer verbesserten Beständigkeit gegen Ermüdungsanrißwachstum und einer geringen Menge von intermetallischen Verbindungen nach Anspruch 1, ein schweißbares Produkt aus einer hochfesten ausgeglichenen Al-Mg-Si-Legierung nach Anspruch 17 und ein aus der Legierung hergestelltes Flugzeughautmaterial. Genauer betrifft die vorliegende Erfindung eine hochfeste Al-Mg-Si-Legierung, die durch die Serie 6000 der internationalen Nomenklatur der Aluminium Association für strukturelle Luft- und Raumfahrtanwendungen bezeichnet ist.
Im Stand der Technik ist die Verwendung von aushärtbaren Aluminiumlegierungen bei einer Anzahl von Anwendungen bekannt, die relativ hohe Festigkeit beinhalten, wie Flugzeugrümpfe, Fahrzeugelemente und andere Elemente. Die Aluminiumlegierungen 6061 und 6063 sind wohlbekannte aushärtbare Aluminiumlegierungen. Diese Legierungen haben nützliche Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften bei der T4- sowie bei der T6-Wärmebehandlung. Bekanntlich betrifft ein T4-Wärmebehandlungszustand einen lösungsgeglühten und abgeschreckten Zustand, der natürlich auf ein im wesentlichen stabiles Eigenschaftsniveau gealtert ist, während eine T6-Wärmebehandlung einen stärkeren Zustand betrifft, der durch künstliches Altern hergestellt ist. Diesen bekannten Legierungen fehlt jedoch die ausreichende Festigkeit für die meisten strukturellen Luft- und Raumfahrtanwendungen.
Mehrere andere Legierungen der Serie AA6000 sind allgemein ungeeignet für den Entwurf von Verkehrsflugzeugen, die unterschiedliche Sätze von Eigenschaften für unterschiedliche Typen von Strukturen erfordern. Je nach den Entwurfskriterien für ein spezielles Flugzeugbauteil ergeben selbst geringe Verbesserungen bei der Festigkeit, Bruchzähigkeit und Anrißbeständigkeit Gewichtseinsparungen, die sich in sparsamen Kraftstoffverbrauch über die Lebensdauer des Flugzeugs und/oder ein höheres Sicherheitsniveau umsetzen. Um diese Anforderungen zu erfüllen, wurden mehrere andere Legierungen der Serie 6000 entwickelt.
Die europäische Patentanmeldung EP-A-0173632 betrifft stranggepreßte oder geschmiedete Produkte aus einer Legierung, die aus den folgenden Legierungselementen in Gew.-% besteht:
Si 0,9–1,3, bevorzugt 1,0–1,15
Mg 0,7–1,1, bevorzugt 0,8–1,0
Cu 0,3–1,1, bevorzugt 0,8–1,0
Mn 0,5–0,7
Zr 0,07–0,2, bevorzugt 0,08–0,12
Fe < 0,30
Zn 0,1–0,7, bevorzugt 0,3–0,6
Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen
(jeweils < 0,05, gesamt < 0,15).
Die Produkte haben eine nichtrekristallisierte Mikrostruktur. Diese Aluminiumlegierung wurde unter der AA-Bezeichnung 6056 registriert.
Es wurde berichtet, daß diese bekannte AA6056-Legierung im T6-Wärmebehandlungszustand gegenüber interkristalliner Korrosion empfindlich ist. Um dieses Problem zu überwinden, sieht die US-Patentschrift Nr. 5,858,134 ein Verfahren zur Herstellung von gewalzten oder stranggepreßten Produkten mit der folgenden Zusammensetzung in Gew.-% vor:
Si 0,7–1,3
Mg 0,6–1,1
Cu 0,5–1,1
Mn 0,3–0,8
Zr < 0,20
Fe < 0,30
Zn < 1
Ag < 1
Cr < 0,25
andere Elemente < 0,05, gesamt < 0,15
Rest Aluminium,
und wobei die Produkte in einen überalterten Wärmebehandlungszustand gebracht werden, der Zeit und Geld verbrauchende Verarbeitungszeiten am Ende der Herstellung von Luft- und Raumfahrtbauteilen erfordert. Um die verbesserte interkristalline Korrosionsbeständigkeit zu erhalten, ist für dieses Verfahren wesentlich, daß in der Aluminiumlegierung das Mg/Si-Verhältnis weniger als 1 ist.
Die US-Patentschrift Nr. 4,589,932 offenbart ein Aluminiumknetlegierungsprodukt, z.B. für Kraftfahrzeug- und Luft- und Raumfahrtkonstruktionen; wobei die Legierung dann unter der AA-Bezeichnung 6013 registriert wurde, mit der folgenden Zusammensetzung in Gew.-%:
Si 0,4–1,2, bevorzugt 0,6–1,0
Mg 0,5–1,3, bevorzugt 0,7–1,2
Cu 0,6–1,1
Mn 0,1–1,0, bevorzugt 0,2–0,8
Fe < 0,6
Cr < 0,10
Ti < 0,10
der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen. Die Aluminiumlegierung hat die obligatorische Maßgabe, daß [Si + 0,1]<Mg<[Si + 0,4], und wurde bei einer Temperatur in einem Bereich von 549 bis 582°C lösungsgeglüht, in Annäherung an die Solidustemperatur. Bei den die Erfindung veranschaulichenden Beispielen ist das Verhältnis Mg/Si immer mehr als 1.
Die US-Patentschrift Nr. 5,888,320 offenbart ein Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungsprodukts. Das Legierungsprodukt hat eine Zusammensetzung von in Gew.-%:
Si 0,6–1,4, bevorzugt 0,7–1,0
Fe < 0,5, bevorzugt < 0,3
Cu < 0,6, bevorzugt < 0,5
Mg 0,6–1,4, bevorzugt 0,8–1,1
Zn 0,4 bis 1,4, bevorzugt 0,5–0,8
wenigstens ein Element ausgewählt aus der Gruppe:
Mn 0,2–0,8, bevorzugt 0,3–0,5
Cr 0,05–0,3, bevorzugt 0,1–0,2
Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen.
Die offenbarte Aluminiumlegierung sieht eine Alternative für die bekannte stark kupferhaltige 6013-Legierung vor, und wobei ein niedriges Kupferniveau in der Legierung vorliegt und das Zinkniveau auf über 0,4 Gew.-% erhöht wurde und bevorzugt in einem Bereich von 0,5 bis 0,8 Gew.-% liegt. Man berichtet, daß der höhere Zinkgehalt erforderlich ist, um den Kupferverlust zu kompensieren.
Die europäische Patentanmeldung EP-1143027 offenbart ein Verfahren zum Herstellen einer Al-Mg-Si-Legierung der Serie 6000 mit einer Zusammensetzung von, in Gew.-%:
Si 0,7–1,3
Mg 0,6–1,1
Cu 0,5–1,1
Mn 0,3–0,8
Zn < 1 Fe < 0, 3
Fe < 0, 3
Zr < 0,2
Cr < 0, 25
andere Elemente < 0,05, gesamt < 0,15
Rest Aluminium,
wobei die Produkte einer künstlichen Alterungsprozedur unterzogen werden, um die Legierung zu verbessern und Charakteristika hoher Schadenstoleranz ("HDT") ähnlich denjenigen der Serie AA2024 zu erfüllen, die bevorzugt für Luftfahrtanwendungen verwendet werden, die aber nicht schweißbar sind. Die Alterungsprozedur wird durch Verwendung einer entsprechenden Funktion der Chemie optimiert.
Die europäische Patentanmeldung EP-1170118-A1 offenbart eine Aluminiumlegierung ähnlich der in der EP-1143027 beschriebenen, wobei ein Aluminiumlegierungsblech für Luftfahrtan wendungen an einer oder beiden Flächen plattiert wird, um die Korrosionsbeständigkeit zu verbessern. Das Kernblech in der Legierung der Serie AA6000 ist mit einem Plattierblech in einer Legierung des Typs Al-Zn plattiert. Diese plattierten Bleche, die zur Herstellung von Flugzeugstrukturteilen verwendet werden können, haben den Vorteil, daß sie gegenüber Korrosion beständig sind und verbesserte statische mechanische Eigenschaften haben. Ebenso ist beschrieben, das Kernmaterial vor dem Aufbringen der Plattierung innerhalb eines Temperaturbereichs zwischen 530°C und 575°C für einen Zeitraum zwischen 1 und 8 Stunden zu homogenisieren.
Die US-5,607,524 offenbart ein Verfahren zum Herstellen einer Aluminiumantriebswelle für Automobile oder Lastwagen aus einem Aluminiumlegierungsrohr. Die Aluminiumlegierung deckt einen sehr weiten Bereich von Legierungen der Serie 6000 ab. Das Rohr wird durch Strangpressen innerhalb eines Temperaturbereichs von etwa 260 bis 426°C hergestellt.
Die EP-1029937-A1 offenbart ein Al-Mg-Si-Legierungsblech mit verbesserter Preßformbarkeit gegenüber herkömmlichen Legierungsblechen auf der Basis von Al-Mg-Si, indem die Orientierungsdichte wenigstens der Kubusorientierung kontrolliert wird. Das Material ist geeignet für eine Motorhaube oder Kofferraumhaube eines Autos.
Obwohl die Legierungen der Serie AA den allgemeinen Vorteil haben, daß sie schweißbar sind, ist jedoch der hohe Kupfergehalt abträglich bezüglich der Korrosionsbeständigkeit, auch wenn Kupfer die Festigkeit der Aluminiumlegierung verbessert. Insbesondere zum Entwurf von Strukturteilen für Luftfahrtanwendungen ergeben Verbesserungen in der Anrißwachstumsbeständigkeit und eine geringe Menge von intermetallischen Verbindungen bessere Eigenschaften und Gewichtseinsparungen, die sich in sparsamen Kraftstoffverbrauch über die Lebensdauer des Flugzeugs oder ein höheres Sicherheitsniveau umsetzen.
Deshalb ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine verbesserte, stark schadenstolerante ("HDT") Aluminiumlegierung der Serie 6000 mit ausgeglichenen Eigenschaften bezüglich der Beständigkeit gegen Ermüdungsanrißwachstum, Korrosionsbeständigkeit und verbesserter Festigkeit und Zähigkeit vorzusehen. Die Legierung sollte schweißbar sein und gleichzeitig ähnliche Eigenschaften wie die Serie AA2024 haben. Die HDT-Eigenschaften sollten besser als die Legierung AA2024-T3 und bevorzugt besser als AA2524-T3 sein.
Genauer besteht die allgemeine Anforderung an gewalzte Aluminiumlegierungen der Serie AA6000 innerhalb des Bereichs von Legierungen der Serie 6013 und der Serie 6056, wenn sie für Luft- und Raumfahrtanwendungen verwendet werden, daß die Ermüdungsanrißwachstumsrate ("FCGR") nicht höher als ein definiertes Maximum sein sollte. Eine FCGR, welche die Anforderungen von Legierungsprodukten der Serie 2024 mit hoher Schadenstoleranz erfüllt, ist z.B. FCGR unter 0,001 mm/Zyklen bei ΔK=20 MPa√m und 0,01 mm/Zyklen bei ΔK=40 MPa√m.
Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung liegt darin, ein schweißbares Produkt aus einer hochfesten ausgeglichenen Al-Mg-Si-Legierung zur Verwendung bei der Konstruktion von Strukturteilen in der Flugzeugindustrie vorzusehen sowie ein Flugzeughautmaterial vorzusehen, das einer solchen Legierung hergestellt ist.
Die vorliegende Erfindung löst die oben erwähnten Aufgaben durch die Merkmale der unabhängigen Ansprüche 1 und 16. Bevorzugte Ausführungsformen sind innerhalb der Unteransprüche gekennzeichnet, wobei ein aus der Legierung nach der Erfindung hergestelltes Flugzeughautmaterial in den Ansprüchen 30 bis 32 angegeben ist.
Die vorliegende Erfindung sieht ein Verfahren zum Herstellen einer hochfesten ausgeglichenen Al-Mg-Si-Legierung mit einer verbesserten Beständigkeit gegen Ermüdungsanrißwachstum und einer geringen Menge von intermetallischen Verbindungen vor, das folgende Schritte aufweist:

a) Gießen eines Barrens mit der folgenden Zusammensetzung (in Gew.-%): Si: 0,75–1,3 Cu: 0, 6–1,1 Mn: 0,2–0,8 Mg: 0,45–0,95 Fe : 0,01–0,3 Zr: < 0,25 Cr: < 0,25 Zn: < 0,35 Ti < 0,25 V: < 0, 25 Hf: < 0,25 Verunreinigungen jeweils weniger als 0,05 und weniger als 0,20 insgesamt, Rest Aluminium,
b) gegebenenfalls Homogenisierung des Barrens nach dem Gießen,
c) Vorwärmen des gegossenen Barrens für 4 bis 30 Stunden bei Temperaturen über 520°C,
d) Warmbearbeiten des Barrens, bevorzugt mittels Walzen, und gegebenenfalls Kaltbearbeiten, bevorzugt mittels Walzen,
e) Lösungsglühen, und
f) Abschrecken des bearbeiteten Produkts.

Der Vorwärmschritt c) wird bevorzugt für 6 bis 18 Stunden bei Temperaturen in einem Bereich zwischen 530°C und 560°C, bevorzugt bei etwa 550°C, spezifisch für 6 bis 12 Stunden durchgeführt. Darüber hinaus ist es vorteilhaft, den Barren auch vor dem Vorwärmschritt c) und nach dem Gießschritt a) in einem Temperaturbereich unter 530°C, bevorzugt bei etwa 510°C zu homogenisieren.
Darüber hinaus kann die Chemie der Legierung weiter verbessert werden, indem der Rest (in Gew.-%) von Mn bezüglich der Mengen von Cu und Mg abgestimmt wird, wie [Cu]>1,8[Mn], bevorzugt [Cu]>2,25[Mn], und/oder [Mg]>2,0[Mn], bevorzugt [Mg]>2,2[Mn].
Durch den Schritt des Vorwärmens und eine verbesserte ausgeglichene Chemie hat das erhaltene Produkt eine spezifische mikrostrukturelle Zusammensetzung, die mittels der differentiellen Abtastkalometrie ("DSC") definiert wird, wo die Menge der niedrigschmelzenden Anfangsphasen (= intermetallische Verbindungen, bei niedrigeren Temperaturen schmelzend) gemessen werden kann, indem die spezifische Energie Delta gemessen wird, die einem solchen Verfahren zugeordnet ist. Eine solche differentielle Abtastkalometrie ist in der US-5,560,789 beschrieben, welche die Qualität der Legierung durch die Menge von löslichen oder unlöslichen intermetallischen Verbindungen innerhalb oder zwischen den Korngrenzen definiert, die bezüglich der Qualitäten der erhaltenen Legierung schädlich sind.
Die Homogenisierung ist eine Wärmebehandlung, um die Struktur im Gußzustand zu homogenisieren/verbessern. Mit einer Homogenisierungsbehandlung ist es möglich, wenigstens teilweise Defekte im Gußzustand wie niedrigschmelzende Phasen zu beseitigen oder zu reduzieren, wodurch eine homogenere Verteilung der Elemente erreicht wird (für AA6xxx ist dies Mg, Si und Cu). Bevorzugt umfaßt die Homogenisierungsbehandlung eine Erwärmungstrajektorie und ein Durchwärmen sowie eine Abkühltrajektorie auf Zimmertemperatur oder wenigstens unter 100°C. Die kontrollierte Erwärmungstrajektorie ist sehr wichtig, um auch die niedrigschmelzenden Phasen zu entfernen, und zwar durch Auflösen oder Umwandeln der Phasen bei einer niedrigeren Temperatur als der Schmelzphase. Die Zeit und Temperatur des Durchwärmens sind wichtig für die homogene Verteilung der Elemente, d.h. sie benötigen genügend Zeit, um durch die Matrix zu diffundieren.
Die Vorwärmung ist die Erwärmung des Barrens, so daß eine homogene Temperatur innerhalb des ganzen Walzblocks oder Barrens erreicht wird. Die Vorwärmung umfaßt eine Erwärmungstrajektorie und ein Durchwärmen. Das Durchwärmen ist notwendig, um eine homogene Temperatur in dem Barren zu bekommen. Überraschenderweise hat man nach der Erfindung herausgefunden, daß der Vorwärmschritt wichtig ist und da/dN verbessert, d.h. die Beständigkeit gegen Ermüdungsanrißwachstum ("FCGR").
Nach einer Ausführungsform der Erfindung sind die Homogenisierung und die Vorwärmung kombiniert. Während des Abkühlens des Homogenisierungszyklus wird der Barren auf die Vorwärm- oder Warmwalztemperatur abgekühlt und dann sofort warmgewalzt.
Nach der vorliegenden Erfindung hat die hochfeste ausgeglichene Al-Mg-Si-Legierung hat eine Menge von (niedrigschmelzenden) intermetallischen Verbindungen, die – nach der gemessenen spezifischen Energie Delta H, die dem DSC-Signal zugeordnet ist – unter 1,5 J/g, bevorzugt unter 1,0 J/g, sogar noch bevorzugter unter 0,65 J/g ist.
Das Gleichgewicht von hoher Formbarkeit, guter Bruchzähigkeit und Ermüdungsanrißwachstumseigenschaften, hoher Festigkeit und guten Korrosionsbeständigkeitseigenschaften der schweißbaren Aluminiumlegierung der vorliegenden Erfindung hängt von der chemischen Zusammensetzung ab, die streng innerhalb spezifischer Grenzen kontrolliert wird, wie dies unten im einzelnen dargelegt wird. Nach der Erfindung hat man herausgefunden, daß das beschriebene Gleichgewicht von Eigenschaften durch den beschriebenen Verarbeitungsweg weiter optimiert werden kann. Alle Zusammensetzungsbereiche sind Gew.-%.
Ein bevorzugter Bereich für den Siliciumgehalt ist von 0,8 bis 1,1%, um die Festigkeit des Legierungsprodukts in Kombination mit Magnesium zu optimieren. Ein zu hoher Si-Gehalt hat einen schädlichen Einfluß insbesondere auf die Dehnung in der T6-Wärmebehandlung und auf das Korrosionsverhalten des Legierungsprodukts. Ein zu niedriger Si-Gehalt liefert nicht genügend Festigkeit für die Legierung. Ein bevorzugterer Bereich für den Silicium-Gehalt ist von 0,79 bis 0,92%.
Magnesium in Verbindung mit dem Silicium liefert Festigkeit für das Legierungsprodukt. Der bevorzugte Bereich von Magnesium ist 0,60 bis 0,90%. Wenigstens 0,45% Magnesium wird benötigt, um genügend Festigkeit zu liefern, während Mengen über 0,95% es schwierig machen, genug Lösungsprodukt zu lösen, um genügend aushärtendes Präzipitat zu erhalten, um die hohe T6-Zugfestigkeit zu liefern. Ein bevorzugterer Bereich für den Magnesiumgehalt ist von 0,70 bis 0,80%.
Kupfer ist ein wichtiges Element, um der Legierung Festigkeit zu verleihen. Zu hohe Kupferniveaus haben jedoch einen schädlichen Einfluß auf das Korrosionsverhalten und die Schweißbarkeit des Legierungsprodukts. Der bevorzugte Kupfergehalt ist im Bereich von 0,7 bis 1,0% und bevorzugter 0,75 bis 0,90% als ein Kompromiß in Festigkeit, Zähigkeit, Formbarkeit und Korrosionsverhalten, während sich dennoch genügend Schadentoleranzeigenschaften ergeben.
Der bevorzugte Bereich von Mangan ist 0,20 bis 0,60% und bevorzugter im Bereich von 0,30 bis 0,40%. Mn trägt zur Korngrößenkontrolle während Operationen bei oder hilft, die bewirken können, daß die Mikrostruktur rekristallisiert. Diese bevorzugten Niveaus von Mn sind niedriger als diejenigen, die bei der bekannten AA6056-Legierung verwendet werden, während sich daraus dennoch genügend Festigkeit und verbesserte Schadentoleranzeigenschaften ergeben. Um das erforderliche Gleichgewicht von Eigenschaften zu optimieren, erfüllt die chemische Zusammensetzung des Legierungsprodukts bevorzugt auch die Maßgabe, daß [Cu]>1,8[Mn], bevorzugt [Cu]>2,25[Mn], und/oder [Mg]>2,0[Mn], bevorzugt [Mg]>2,2[Mn].
Der Zinkgehalt in der Legierung nach der Erfindung sollte weniger als 0,35% und bevorzugt weniger als 0,2% sein. Es ist berichtet worden, daß die Zugabe von Zink zur Festigkeit der Aluminiumlegierung beitragen kann, aber erfindungsgemäß hat man herausgefunden, daß zu hohe Zinkgehalte einen schädlichen Effekt auf das interkristalline Korrosionsverhalten des Legierungsprodukts haben. Darüber hinaus erzeugt die Zugabe von Zink tendenziell ein Legierungsprodukt mit unerwünschter höherer Dichte, was besonders nachteilig ist, wenn das Legierungsprodukt für Luft- und Raumfahrtanwendungen angewandt wird. Wenn das Legierungsprodukt jedoch plattiert ist, kann mehr Zink innerhalb der Kernschicht verwendet werden, um mehr Festigkeit zu erhalten.
Eisen ist ein Element, das einen Einfluß auf die Formbarkeit und auf die Bruchzähigkeit des Legierungsprodukts hat. Der Eisengehalt sollte im Bereich von 0,01 bis 0,3% und bevorzugt 0,01 bis 0,25% und bevorzugter 0,01 bis 0,20% sein.
Titan ist ein wichtiges Element als ein Korn-Refiner während der Verfestigung der Barren und sollte bevorzugt weniger als 0,25% sein. Nach der Erfindung hat man herausgefunden, daß das Korrosionsverhalten insbesondere gegen interkristalline Korrosion bemerkenswert verbessert werden kann, wenn man einen Ti-Gehalt im Bereich von 0,06 bis 0,20% und bevorzugt 0,07 bis 0,16% hat.
Zirkonium und/oder Chrom und/oder Vanadium und/oder Hafnium kann der Legierung jeweils in einer Menge von weniger als 0,25% zugegeben werden, um das Rekristallisationsverhalten und/oder das Korrosionsverhalten ("ICG") der Legierung zu verbessern. Mit der Zugabe von Zr/Cr können länglichere Körner erhalten werden.
Der Rest ist Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen. Typischerweise ist jedes Verunreinigungselement maximal mit 0,05% anwesend, und die Gesamtheit von Verunreinigungen ist maximal 0,20%.
Die besten Ergebnisse werden erreicht, wenn die legierungsgewalzten Produkte eine rekristallisierte Mikrostruktur haben, was bedeutet, daß 70% oder mehr und bevorzugt 80% oder mehr der Körner in einer T4- oder T6-Wärmebehandlung rekristallisiert werden.
Das Legierungsprodukt nach der Erfindung ist bevorzugt dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung zu einer T6-Wärmebehandlung in einem Alterungszyklus gealtert wurde, der das Aussetzen an eine Temperatur von zwischen 150 und 210°C für einen Zeitraum zwischen 1 und 20 Stunden beinhaltet, wodurch ein Legierungsprodukt mit einer Fließfestigkeit von 335 MPa oder mehr und bevorzugt von 345 MPa oder mehr und einer Zugfestigkeit von 355 MPa oder mehr und bevorzugt von 365 MPa oder mehr hergestellt wird.
Die künstliche Alterungsprozedur wird bevorzugt nach dem Abschrecken des bearbeiteten Produkts verwendet, wobei Temperaturen von etwa 160°C bis 200°C für 1 bis 16 Stunden verwendet werden, bevorzugt einem T62-Wärmebehandlungszustand mit etwa 190°C für etwa 4 Stunden unterworfen.
Das schweißbare Produkt nach der vorliegenden Erfindung besteht aus einer hochfesten ausgeglichenen Al-Mg-Si-Legierung mit einer verbesserten Beständigkeit gegen Ermüdungsanrißwachstum und einer geringen Menge von intermetallischen Verbindungen mit der oben erwähnten Zusammensetzung und einer Ermüdungsanrißwachstumsrate bei ΔK=20 MPa√m unter 9.0E-04 und bei ΔK=40 MPa√m unter 9.0E-03, und wobei die Menge von intermetallischen Verbindungen oder niedrigschmelzenden Anfangsphasen innerhalb des schlußbearbeiteten Produkts nach der gemessenen spezifischen Energie Delta H unter 1,5 J/g ist, die dem DSC-Signal zugeordnet ist. Zum Erhalt der DSC-Parameter kann eine leistungskompensierende Abtastkalorimetervorrichtung Pyris 1 verwendet werden. Die Proben werden dann in einen Graphitprobenhalter gesetzt und in einer Stickstoffschutzatmosphäre gemessen. Die Erwärmungsgeschwindigkeit ist dann 20°C/min, die verwendete maximale Temperatur ist unter der Schmelztemperatur der Legierung, also bis zu etwa 550°C. Die Daten können mit dem Pyris Series Thermal Analysis Manger V3.81 erfaßt werden.
Das Legierungsprodukt nach der vorliegenden Erfindung hat ein Mg/Si-Verhältnis in einem Bereich zwischen 0,8 und 1,375, wobei die Inhaltsstoffe des Si/Mg-Verhältnisses und die Cu-Menge (in Gew.-%) ausgeglichen sind. Das Legierungsprodukt kann deshalb erfolgreich unter Verwendung von Techniken wie z.B. Laserstrahlschweißen, Reibungsrührschweißen und TIG-Schweißen geschweißt werden. Um das erforderliche Gleichgewicht von Eigenschaften weiter zu optimieren, erfüllt die chemische Zusammensetzung bevorzugt auch die Maßgabe, daß [Si]>[Cu]>[Mg] oder [Si]<[Cu]<[Mg], bevorzugt ein Gleichgewicht von ([Si]+[Mg])/2=[Cu]±0,1, bevorzugt [Cu]±0,05, am bevorzugtesten [Cu]±0,02.
Bei einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung kann das Legierungsprodukt dieser Erfindung mit wenigstens einer Plattierung versehen sein. Solche plattierten Produkte verwenden einen Kern des Legierungsprodukt auf Aluminiumbasis der Erfindung und eine Plattierung mit gewöhnlich höherer Reinheit, die den Kern insbesondere gegen Korrosion schützt. Die Plattierung umfaßt im wesentlichen unlegiertes Aluminium oder Aluminium, das nicht mehr als 0,1 oder 1,0% aller anderen Elemente enthält, ist aber nicht darauf beschränkt. Ebenso kann eine Opfer-Al-Legierung mit einem elektrochemischen Potential verwendet werden, das niedriger als dasjenige der Kernschicht ist, oder eine Schutz-Al-Legierung mit einem elektrochemischen Potential, das höher als dasjenige der Kernschicht ist.
Aluminiumlegierungen, die hier mit Serie Typ 1xxx bezeichnet sind, umfassen alle Legierungen der Aluminium Association ("AA"), einschließlich der Unterklassen des Typs 1000, Typs 1100, Typs 1200 und Typs 1300. Die Plattierung auf dem Kern kann also aus verschiedenen Legierungen der Aluminium Association ausgewählt sein, wie 1060, 1045, 1100, 1200, 1230, 1135, 1235, 1435, 1145, 1345, 1285, 1188 oder 1199. Außerdem können Legierungen der Serie AA7000 wie die Zink enthaltende 7072 (0,8 bis 1,3%) als Plattierung dienen, und Legierungen aus den Legierungen der Serie AA6000 wie 6003 oder 6253, die typischerweise mehr als 1% Legierungzugaben enthalten, können ebenfalls als Plattierung dienen. Andere Legierungen könnten ebenfalls als Plattierung nützlich sein, solange sie insbesondere einen ausreichenden Gesamtkorrosionsschutz für die Kernlegierung liefern.
Außerdem kann auch eine Plattierung aus den Legierungen der Serie AA4000 als Plattierung dienen. Die Legierungen der Serie AA4000 haben als Hauptlegierungselement Silicium, typischerweise in dem Bereich von 6 bis 14%. Bei dieser Ausführungs form sieht die Plattierschicht das Schweißfüllmaterial bei einer Schweißoperation, z.B. mittels Laserstrahlschweißen vor, womit die Notwendigkeit der Verwendung von zusätzlichen Schweißdrahtmaterialien bei einer Schweißoperation überwunden ist. Bei dieser Ausführungsform liegt der Siliciumgehalt bevorzugt in einem Bereich von 10 bis 12d%.
Die Plattierschichten sind gewöhnlich viel dünner als der Kern, wobei jede 2 bis 15 oder 20 oder möglicherweise 25% der Gesamtverbunddicke bildet. Eine Plattierschicht bildet typischerweise etwa 2 bis 12% der Gesamtverbunddicke.
Bei einer bevorzugten Ausführungsform wird das Legierungsprodukt nach der Erfindung mit einer Plattierung der Serie AA1000 an einer Seite und der Serie AA4000 an der anderen Seite versehen.
Der Hauptgrund für die Verwendung einer Plattierung liegt in der Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit des ganzen Produkts. Allgemein sind zwei unterschiedliche Ansätze mit einer Plattierung möglich:

a) die Plattierung ist edler als der Kern (und damit schützend), das elektrochemische Potential ist höher (weniger negativ) als dasjenige der Kernschicht; oder
b) die Plattierung ist weniger edel als der Kern (und damit opfernd), das elektrochemische Potential ist niedriger als dasjenige der Kernschicht.

Der Ansatz b) ist bevorzugt. Obwohl ein gutes Korrosionsverhalten der Plattierung selbst bevorzugt ist (es wird die Lebenszeit verbessern), ist es nicht nötig. Wenn die Plattierung von Korrosion oder einer anderen Beschädigung durchdrungen wird, wird die Plattierung opfernd zu dem Kern sein, und damit ist der Kern noch geschützt.
Für beide Ansätze muß eine Korrosionspotentialdifferenz zwischen der Plattierung und dem Kern vorliegen. Nach allgemeiner Kenntnis sollte diese etwa 60 mV bis 130 mV, bevorzugt 100 mV oder höher sein. Es ist auch bekannt, das Korrosionspotential einer Legierung zu ändern, indem bestimmte Elemente zugegeben werden (z.B. macht sie Cu edler, während Zn sie weniger nobel macht).
Für manche Legierungsprodukte der Erfindung ist es möglich, unterschiedliche Plattierungen an jeder Seite aufzubringen, oder daß das Produkt nur einseitig plattiert ist.
Die folgenden Plattierungen für Produkte der Erfindung sind machbar.

1) ein Blech mit einer Plattierung an beiden Seiten,
2) ein Blech mit einer Plattierung an wenigstens einer Seite, 3) ein Blech, wo eine unterschiedliche Plattierlegierung an beiden Seiten verwendet wird,
4) ein Blech, wo die Plattierung aus einer Aluminiumlegierung hergestellt ist,
5) ein Blech, wo mehr als eine oder mehr Plattierlegierungen für eine oder beide Seiten verwendet werden (Multiplattieransatz für Luft- und Raumfahrt),
6) ein Blech, wo die Differenz im Korrosionspotential zwischen der Plattierung und der Kernlegierung wenigstens 30 mV ist, bevorzugt 50 mV oder mehr,
7) ein Blech, wo die Differenz im Korrosionspotential zwischen der Plattierung und der Kernlegierung zwischen 30 und 180 mV ist, bevorzugt zwischen 50 mV und 120 mV,
8) ein Blech, wo die Plattierung(uen) aus einer AA1xxx, AA2xxx, AA3xxx, AA4xxx, AA5xxx, AA6xxx, AA7xxx oder AA8xxx hergestellt ist (sind),
9) ein Blech, wo die Plattierschicht eine AA-registrierte Legierung mit wenigstens einem Element außerhalb des AA-Fensters ist, oder Zugabe von zusätzlichen Elementen, um das Korrosionsverhalten weiter zu verbessern (z.B. Zn, Mn, Cu, Si), bevorzugt derart, daß die Korrosionspotentialdifferenz zwischen 30 und 180 mV ist, bevorzugt 50 bis 120 mV, oder 10) ein Blech, wo an der einen Seite eine Plattierung verwendet wird, um die Korrosionsbeständigkeit zu verbessern, und an der anderen Seite eine Plattierung verwendet wird, um die Schweißbarkeit oder das Verhalten nach dem Schweißen zu verbessern.

Darüber hinaus betrifft die Erfindung ein Flugzeughautmaterial, das aus einer solchen hochfesten ausgeglichenen Al-Mg-Si-Legierung produziert ist, die durch ein Verfahren wie dem oben beschriebenen hergestellt ist. Man hat überraschenderweise herausgefunden, daß der Vorwärmschritt c) eine verbesserte Beständigkeit des gewalzten Legierungsprodukts gegen Ermüdungsanrißwachstum ergibt, im Vergleich zu der herkömmlichen Homogenisierungsbehandlung in Kombination mit einer Vorwärmbehandlung vor der Warmwalzoperation. Darüber hinaus hat man herausgefunden, daß eine Homogenisierungsbehandlung mit Temperaturen von 530°C oder niedriger mit einer Durchwärmzeit von 6 Stunden oder weniger eine verbesserte interkristalline Korrosionsbeständigkeitsfließfestigkeit und Kerbzähigkeit ergibt. Demnach ist das Flugzeughautmaterial bevorzugt als ein Flugzeugrumpfhautmaterial geeignet und kann eine Dicke von bis zu 15 mm und bevorzugt zwischen bis zu 12–15 mm haben.
Die Homogenisierung hat einen unterschiedlichen Effekt auf die Eigenschaften als der Vorwärmschritt. Die Ergebnisse der Erfindung, die unten im einzelnen beschrieben sind, zeigen, daß die Hochtemperaturvorerwärmung für akzeptable Festigkeitsniveaus notwendig ist (größer als 350 MPa für Rp). Ein Optimum zum Vorwärmen wurde mit etwa 8–10 Stunden bei ca. 550°C gefunden. Darüber hinaus wurde herausgefunden, daß die Homogenisierung nicht zu lange in der Zeit oder Temperatur sein sollte, besonders unter 530°C. Wenn der Vorwärmschritt zu niedrig in der Temperatur ist oder die Homogenisierung zu lange in der Zeit oder zu hoch in der Temperatur ist, nehmen die Eigenschaften ab und werden inakzeptabel.
Beispiele
Die vorhergehenden und andere Merkmale und Vorteile der Legierungen nach der Erfindung werden leicht aus der folgenden detaillierten Beschreibung bevorzugter Ausführungsformen deutlich. Diese sind in 1 bis 4 veranschaulicht, die alle vergrößerte Bilder der Aluminiumlegierungen nach Tabelle 1 zeigen, nachdem sie einem interkristallinen Korrosionstest unterzogen wurden.
In einem industriellen Maßstab wurden vier verschiedene Aluminiumlegierungen zu Barren gegossen, welche die folgende, in Tabelle 1 dargelegte Zusammensetzung haben.
Tabelle 1. Chemische Zusammensetzung der DC-gegossenen Aluminiumlegierungen in Gew.-%, Zn = 0,01, Ti = 0,03, Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen
Blöcke von 10×10 cm wurden aus den Barrenscheiben gesägt, auf eine Dicke von 9,0 mm warmgewalzt und auf eine Endstärke von 2,0 mm kaltgewalzt. Die angewandte Lösungsglühbehandlung war 550°C für 15 min mit nachfolgendem Abschrecken und Altern auf einen T62 Wärmebehandlungszustand mit 190°C für 4 Stunden.
Alle in Tabelle 1 erwähnten Legierungen wurden verschiedenen Homogenisierungs- und Vorwärmprozeduren unterzogen. Beispiele für die Legierungen 1 und 2 sind innerhalb der folgenden Tabellen 2 und 3 identifiziert:
Tabelle 2. Übersicht der angewandten Homogenisierungs- und Vorwärmbehandlung in Durchwärmzeit (Stunde) bei der Durchwärmtemperatur (°C) für die Legierung 1.
Tabelle 3. Übersicht der angewandten Homogenisierungs- und Vorwärmbehandlung in Durchwärmzeit (Stunde) bei der Durchwärmtemperatur (°C) für die Legierung 2
Die nichtplattierten gewalzten Legierungsprodukte wurden in der T62-Wärmbehandlung auf ihre Zugeigenschaften in L-Richtung getestet, wobei Euronorm-Proben verwendet wurden, wobei Rp für die Fließfestigkeit steht, Rm für die spezifische Zugfestigkeit steht und Ag für Dehnung. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 4 und 5 für beide Legierungen zusammengefaßt: Tabelle 4. Zugeigenschaften und interkristallines Korrosionsverhalten der Legierung 1 in der T62-Wärmebehandlung als Funktion der Wärmebehandlung vor dem Warmwalzen

Tabelle 5. Zugeigenschaften und interkristallines Korrosionsverhalten der Legierung 2 in der T62-Wärmebehandlung als Funktion der Wärmebehandlung vor dem Warmwalzen
Wie in den Tabellen 2 und 3 identifiziert, sind die Delta H-Ergebnisse besser als bei Legierungen aus dem Stand der Technik. Insbesondere die Menge von intermetallischen Verbindungen oder niedrigschmelzenden Anfangsphasen ist unter 1,0 J/g. Zum Erhalt der DSC-Paramter wurde eine Pyris 1, leistungskompensierende Abtastkalorimetervorrichtung verwendet. Die Proben wurden in einen Graphitprobenhalter gesetzt und in einer Stickstoffschutzatmosphäre gemessen. Die Erwärmungsgeschwindigkeit war 20°C/min. Die Daten wurden mit dem Pyris Series Thermal Analysis Manager, V 3.81 erfaßt.
Die interkristalline Korrosion (IGC) wurde nach MIL-H-6088 und weiteren Anforderungen gemessen, wie sie in AIMS 03-04-000 angegeben sind. Hier ist P als reines Pitting definiert, P(i) als Pitting mit leichter interkristalliner Korrosion am Boden des Grübchens, | als lokalisierte interkristalline Korrosion und (+) als schwere interkristalline Korrosion.
Um die Ermüdungsanrißwachstumsrate (FCGR) zu identifizieren, wurden die Legierungen 1C, 1D und 1G sowie 2A, 2C und 2G nach ASTM E-647 an 80 mm breiten Paneelen getestet (CCT oder M(T)-Proben, 80 mm breit, 2ai (Anfangsanriß)=4,00 mm, R=0,1, kein Antiknicken, relative Feuchtigkeit >40%, Messungen bei Zimmertemperatur, Frequenz 5 Hz, Anrißlänge gemessen mit gepulstem DCPD, optisch kalibriert). Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 gezeigt.
Tabelle 6. Ermüdungsanrißwachstumsrate mit Delta K-Niveau in MPa√m für Beispiele der Legierung 1 und Legierung 2 ("–" bedeutet "nicht gemessen")
Wie aus Tabelle 6 zu ersehen ist, sind die Werte für die Ermüdungsanrißwachstumsrate unter 9.0E-04 für FCGR 20 und unter 9.0E-03 für FCGR 40. Diese Legierungen haben auch eine gute Festigkeit und Zähigkeit sowie einen interkristallinen Korrosionswert Typ P(i) und eine Menge von (niedrigschmelzenden) intermetallischen Verbindungen von weniger als Delta H = 0, 65 J/g.
1 bis 4 zeigen die interkristalline Korrosion der vier in Tabelle 1 identifizierten Legierungen. 1 zeigt die interkristalline Korrosion von Legierung 1 mit einer Tiefe von etwa 90 μm, wie sie in Tabelle 4 identifiziert ist. Dies wurde durch eine Legierung nach dem Probencode 1C mit keiner Homogenisierung und einer Vorwärmzeit von 6 Stunden und einer Vorwärmtemperatur von 550°C erreicht.
2 zeigt die interkristalline Korrosion von Legierung 2, die (nach Tabelle 5) etwa 110 μm ist, die eine Legierung des Probencodes 2D mit keiner Homogenisierung und einer Vorwärmbehandlung von 550°C für 12 Stunden angibt.
3 zeigt die interkristalline Korrosion von Legierung von etwa 180 μm, während 4 die interkristalline Korrosion von Legierung 4 mit einer Tiefe von etwa 140 μm zeigt. Wie aus solchen Beispielen zu ersehen ist, sind die Legierungen 1 und 2 den Legierungen 3 und 4 überlegen, was die interkristallinen Korrosionseigenschaften angeht. Hier ist das Kupferniveau mehr als zweimal höher als das Niveau von Mangan, und das Niveau von Magnesium ist ebenfalls höher als das Zweifache des Niveaus von Mangan.
Aus den Ergebnissen von Tabelle 4 und 5 ist zu ersehen, daß die Legierungen 1 und 2 aufgrund einer optimierten chemischen Zusammensetzungen einen deutlich weniger tiefen chemischen Angriff von interkristalliner Korrosion haben (1 und 2). Darüber hinaus ist zu ersehen, daß die Proben, die einer Homogenisierungsbehandlung vor dem Warmwalzen, aber zu dem Vorwärmschritt unterzogen wurden, tendenziell einen weniger tiefen Angriff von interkristalliner Korrosion haben. Folglich haben die Legierungen nach der vorliegenden Erfindung eine verbesserte Beständigkeit gegen Ermüdungsanrißwachstum und eine geringe Menge von intermetallischen Verbindungen, wodurch sie einen guten Ausgleich von hohen Schadenstoleranzcharakteristika und guter Korrosionsbeständigkeit vorsehen.
Nach der vollständigen Beschreibung der Erfindung wird dem Fachmann klar sein, daß viele Änderungen und Modifizierungen vorgenommen werden können, ohne von dem Umfang der hier beschriebenen Erfindung abzuweichen.
Zusammenfassung
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten ausgeglichenen Al-Mg-Si-Legierungsprodukts mit einer verbesserten Beständigkeit gegen Ermüdungsanrißwachstum und einer geringen Menge von intermetallischen Verbindungen, das folgende Schritte aufweist: a) Gießen eines Barrens mit der folgenden Zusammensetzung (in Gew.-%): Si: 0,75–1,3, Cu: 0,6–1,1, Mn: 0,2–0,8, Mg: 0,45–0,95, Fe: 0,01–0,3, Zr: < 0,25, Cr: < 0,25, Zn: < 0,35, Ti < 0,25, V: < 0,25, Hf: < 0,25, Verunreinigungen jeweils weniger als 0,05 und weniger als 0,20 insgesamt, Rest Aluminium; b) gegebenenfalls Homogenisierung des gegossenen Barrens; c) Vorwärmen des Barrens nach dem Gießen für 4 bis 30 Stunden bei Temperaturen über 520°C; d) Warmbearbeiten des Barrens und gegebenenfalls Kaltbearbeiten; e) Lösungsglühen; und f) Abschrecken des bearbeiteten Produkts. Das Vorwärmen wird bevorzugt für 6 bis 18 Stunden mit Temperaturen zwischen 530°C und 560°C durchgeführt. Die Legierung hat eine Ermüdungsanrißwachstumsrate bei ΔK=20 MPa√m unter 9.0E-04 und bei ΔK=40 MPa√m unter 9.0E-03, wobei die Menge von intermetallischen Verbindungen oder niedrigschmelzenden Anfangsphasen innerhalb des schlußbearbeiteten Legierungsprodukts nach der gemessenen spezifischen Energie Delta H unter 1,5 J/g ist, die dem DSC-Signal zugeordnet ist.

Claims

Verfahren zum Herstellen eines hochfesten ausgeglichenen Al-Mg-Si-Legierungsprodukts mit einer verbesserten Beständigkeit gegen Ermüdungsanrißwachstum und einer geringen Menge von intermetallischen Verbindungen, das folgende Schritte aufweist: a) Gießen eines Barrens mit der folgenden Zusammensetzung (in Gew.-%): Si: 0,75–1,3 Cu: 0,6–1,1 Mn: 0,2–0,8 Mg: 0,45–0,95 Fe: 0,01–0,3 Zr: < 0,25 Cr: < 0,25 Zn: < 0,35 Ti < 0, 25 V: < 0,25 Hf: < 0,25 Verunreinigungen jeweils weniger als 0,05 und weniger als 0,20 insgesamt, Rest Aluminium, b) gegebenenfalls Homogenisierung des gegossenen Barrens, c) Vorwärmen des Barrens nach dem Gießen für 4 bis 30 Stunden bei Temperaturen über 520°C, d) Warmbearbeiten des Barrens und gegebenenfalls Kaltbearbeiten, e) Lösungsglühen, und f) Abschrecken des bearbeiteten Produkts.
Verfahren nach Anspruch 1, bei welchem das Vorwärmen für 6 bis 18 Stunden mit Temperaturen zwischen 530°C und 560°C durchgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, bei welchem der Barren vor dem Vorwärmen und nach dem Gießen mit Temperaturen unter 530°C homogenisiert wird.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei welchem die Menge von intermetallischen Verbindungen oder niedrigschmelzenden Anfangsphasen innerhalb des schlußbearbeiteten Legierungsprodukts nach der gemessenen spezifischen Energie Delta H, die dem DSC-Signal zugeordnet ist, unter 1,5 J/g ist.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei welchem die Menge von intermetallischen Verbindungen oder niedrigschmelzenden Anfangsphasen innerhalb des schlußbearbeiteten Legierungsprodukts nach der gemessenen spezifischen Energie Delta H, die dem DSC-Signal zugeordnet ist, unter 0,65 J/g ist.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei welchem das Mg/Si-Verhältnis in einem Bereich zwischen 0,8 und 1,375 ist.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei welchem die Menge (in Gew.-%) von Si in dem Bereich von 0,8 bis 1,1 und von Mg in dem Bereich von 0,8 bis 0,95 ist.
Verfahren nach Anspruch 7, bei welchem Si in dem Bereich von 0,79 bis 0,92 Gew.-% ist.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei welchem die Menge (in Gew.-%) von Cu in dem Bereich von 0,7 bis 1,0 ist.
Verfahren nach Anspruch 9, bei welchem die Menge (in Gew.-%) von Cu in dem Bereich von 0,75 bis 0,90 ist.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei welchem die Menge (in Gew.-%) von Mn in dem Bereich von 0,2 bis 0,6 ist.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei welchem die Menge (in Gew.-%) von Mn in dem Bereich von 0,30 bis 0,40 ist.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei welchem nach dem Abschrecken in Schritt f) das bearbeitete Produkt auf einen T4- und/oder T6-Wärmebehandlungszustand gealtert wird, bevorzugt auf einen Wärmebehandlungszustand mit Temperaturen von etwa 160°C bis 200°C für 1 bis 16 Stunden, bevorzugt einen T62-Wärmebehandlungszustand mit ca. 190°C für ca. 4 Stunden unterworfen.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei welchem während d) der Barren mittels Walzen warmbearbeitet wird.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei welchem während d) der Barren mittels Walzen kaltbearbeitet wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 15, bei welchem das Verfahren ein Verfahren zum Herstellen von Flugzeughautmaterial betrifft, und bevorzugt Flugzeugrumpfmaterial.
Schweißbares Produkt aus einer hochfesten ausgeglichenen Ak-Mg-Si-Legierung mit einer verbesserten Beständigkeit gegen Ermüdungsanrißwachstum und einer geringen Menge von intermetallischen Verbindungen mit der folgenden Zusammensetzung (in Gew.-%): Si: 0,75–1,3 Cu: 0,6–1,1 Mn: 0,2–0,8 Mg: 0,45–0,95 Fe: 0,01–0,3 Zr: < 0,25 Cr: < 0,25 Zn: < 0,35 Ti < 0, 25 V: < 0,25 Hf: < 0,25 Verunreinigungen jeweils weniger als 0,05 und weniger als 0,20 insgesamt, Rest Aluminium, wobei die Ermüdungsanrisswachstumsrate bei ΔK=20 MPa√m unter 9.0E-04 und bei ΔK=40 MPa√m unter 9E-03 ist, und wobei die Menge von intermetallischen Verbindungen oder niedrigschmelzenden Anfangsphasen innerhalb des schlußgealterten und bearbeiteten Legierungsprodukts nach der gemessenen spezifischen Energie Delta H unter 1,5 J/g ist, die dem DSC-Signal zugeordnet ist.
Produkt nach Anspruch 17, bei welchem die Menge von intermetallischen Verbindungen oder niedrigschmelzenden Anfangsphasen innerhalb des schlußbearbeiteten Legierungsprodukts nach der gemessenen spezifischen Energie Delta H unter 1,0 J/g ist, die dem DSC-Signal zugeordnet ist, und bevorzugt unter 0,65 J/g.
Produkt nach Anspruch 17 oder 18, bei welchem das Mg/Si-Verhältnis in einem Bereich zwischen 0,8 und 1,375 ist.
Produkt nach einem der Ansprüche 17 bis 19, bei welchem die Menge (in Gew.-%) von Si in dem Bereich von 0,8 bis 1,1 und von Mg in dem Bereich von 0,8 bis 0,95 ist.
Produkt nach Anspruch 20, bei welchem die Menge (in Gew.-%) von Si in dem Bereich von 0,79 bis 0,92% ist.
Produkt nach einem der Ansprüche 17 bis 21, bei welchem die Menge (in Gew.-%) von Cu in dem Bereich von 0,7 bis 1,0 und bevorzugt in dem Bereich von 0,75 bis 0,90 ist.
Produkt nach einem der Ansprüche 17 bis 24, bei welchem die Menge (in Gew.-%) von Mn in dem Bereich von 0,2 bis 0,6 und bevorzugt in dem Bereich von 0,30 bis 0,40 ist.
Produkt nach einem der Ansprüche 17 bis 25, bei welchem die Mengen (in Gew.-%) von [Mn] bezüglich der Mengen von [Cu] und [Mg] ausgeglichen sind, so wie [Cu]>1,8[Mn], bevorzugt [Cu]>2,25[Mn] und/oder [Mg]>2,0[Mn], bevorzugt [Mg]>2,2[Mn].
Produkt nach einem der Ansprüche 17 bis 24, bei welchem die Menge (in Gew.-%) von Fe in dem Bereich von 0,01 bis 0,25 und bevorzugt in dem Bereich von 0,01 bis 0,20 ist.
Produkt nach einem der Ansprüche 17 bis 25, bei welchem die Menge (in Gew.-%) von Ti in dem Bereich von 0,06 bis 0,20 und bevorzugt in dem Bereich von 0,07 bis 0,16 ist.
Produkt nach einem der Ansprüche 17 bis 26, bei welchem das schweißbare Produkt ein gewalztes Produkt ist.
Produkt nach einem der Ansprüche 17 bis 27, bei welchem das Produkt an wenigstens einer Seite eine Plattierung hat.
Produkt nach Anspruch 28, bei welchem das Produkt eine Plattierung aus folgendem hat: a) eine Opfer-Al-Legierung mit einem elektrochemischen Potential, das niedriger als dasjenige der Kernschicht ist, b) eine Schutz-Al-Legierung mit einem elektrochemischen Potential, das höher als dasjenige der Kernschicht ist; c) eine Legierung der Serie AA1000 der Aluminium Association, d) eine Legierung der Serie AA4000 der Aluminium Association, e) eine Legierung der Serie AA6000 der Aluminium Association, oder f) eine Legierung der Serie AA7000 der Aluminium Association, 30. Flugzeughautmaterial, produziert aus einer hochfesten ausgeglichenen Al-Mg-Si-Legierung, die durch ein Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 16 oder durch ein Produkt nach einem der Ansprüche 17 bis 29 hergestellt ist.
Flugzeughautmaterial nach Anspruch 30, bei welchem das Material ein Flugzeugrumpfhautmaterial ist.
Flugzeughautmaterial nach Anspruch 30 oder 31, bei welchem das Material eine Dicke von bis zu 15 mm hat.