-
Verfahren zur Herstellung von spanlos verformten Werkstücken mit hoher
Beständigkeit gegen Spannungskorrosion aus A1ZnMg-Legierungen Nach der grundlegenden
Entdeckung von W i 1 m über die Selbstaushärtung der kupferhaltigen Aluminiumlegierungen
mit 411/o Kupfer und 0,5 bis 1% Magnesium haben diese Legierungen als Werkstoff
für durch Knetverarbeitung hergestellte Werkstücke, wie Bleche, Strangpreßprofile,
Gesenkpreßteile u. dgl., während mehr als 2 Jahrzehnten eine überragende Rolle gespielt.
Als ein nicht unbeachtlicher Nachteil dieser Legierungen wurde jedoch bald ihre
gegenüber anderen Alumiumlegierungen geringere Korrosionsbeständigkeit erkannt,
die auf den hohen Gehalt an Kupfer zurückzuführen ist; insbesondere bei Blechen
hat man diesem Nachteil dadurch zu begegnen versucht, daß man diese mit einer Plattierschicht
aus korrosionsbeständigen kupferfreien Aluminiumlegierungen, vorzugsweise sogar
Reinaluminium; versehen hat. Immerhin mußte dadurch eine der Dicke der Plattierschicht
entsprechende Verminderung in den Festigkeitseigenschaften des Verbundwerkstoffs
in Kauf genommen werden.
-
An die weitere Entwicklung der später näher erforschten kupferfreien
Aluminiumlegierungen mit etwa 2 bis 12 % Zink und etwa 1 bis 6 % Magnesium wurden
insofern große Erwartungen geknüpft, als diese Legierungen noch höhere Festigkeitseigenschaften
aufwiesen als die Aluminiumlegierungen der Gattung A1CuMg. Es stellte sich aber
bald heraus, daß diese Legierungen Neigung zu Rißbildungen bei gleichzeitiger mechanischer
und korrosiver Beanspruchung unterliegen, der sogenannten Spannungskorrosion. An
dieser Eigenschaft des Werkstoffs scheiterte eine sonst weitgehend mögliche Verwendung
der Legierungen im Leichtmetallbau für Zwecke, bei denen ihre Verwendung auf Grund
der hohen Festigkeitseigenschaften angezeigt war.
-
Eine nicht unwesentliche Verbesserung der Legierungen hinsichtlich
der Spannungskorrosionsbeständigkeit wurde durch Hinzulegieren von Elementen, wie
beispielsweise Chrom, Vanadin, Mangan und anderen Elementen, erzielt, die als sogenannte
»Stabilisatoren« die Spannungskorrosionsempfindlichkeit der spanlos verformten Werkstücke
unterbinden sollten.
-
Die Ergebnisse der üblichen Prüfungen auf Spannungskorrosionsempfindlichkeit
mittels der durchweg angewandten Kurzprüfmethode mit Gabelproben in kochsalzhaltigen
oder ähnlichen Lösungen schienen eine überlegenheit der »stabilisierten« Aluminiumlegierungen
der Gattung AlZnMg gegenüber den Wilmschen kupferhaltigen Aluminiumlegierungen zu
beweisen. Jetzt vorliegende langjährige praktische Erfahrungen mit den beiden Legierungsarten
zeigen aber, daß eine Gleichwertigkeit hinsichtlich der Spannungskorrosionsbeständigkeit
nicht besteht. Es liegt also der Schluß nahe, daß die Bedingungen der erwähnten
Kurzprüfmethode den Bedingungen, denen die Legierungen in der Praxis ausgesetzt
sind, nicht entsprechen.
-
Die Erkenntnis über die Unzweckmäßigkeit der bisher angewendeten Kurzprüfmethode
und die Ergebnisse einer nachstehend geschilderten anderen Prüfmethode, welche zeigen,
daß selbst die stabilisierten Aluminium-Zink-Magnesium-Legierungen den Aluminium-Kupfer-Magnesium-Legierungen
hinsicht-]ich der Spannungskorrosionsbeständigkeit nicht gleichwertig, sondern deutlich
unterlegen sind, bildeten die Voraussetzung und gaben die Veranlassung zu weiteren
Versuchen des Erfinders im Hinblick auf ein Verfahren, das die Fertigung von gegen
Spannungskorrosion ausschlaggebend beständigen Halbzeugen gestattet aus Aluminiumlegierungen
mit 4 bis 1211/o Zink, 1 bis 611/o Magnesium, mindestens einem der Elemente Chrom,
Vanadin und Mangan, und zwar in Mengen von 0,05 bis 0,611/o, vorzugsweise 0,15 bis
0,25% Chrom, 0,05 bis 0,1511/o Vanadin, 0,1 bis 1,511/o, vorzugsweise etwa 0,8'%,
Mangan, und gegebenenfalls bis zu 2% Kupfer und/oder bis zu 1% Silber, den in handelsüblichem
Aluminium vorhandenen Verunreinigungen an Eisen und Silicium, Rest Aluminium.
-
Die aus hier nicht näher zu erläuternden Gründen den Bedingungen der
Praxis besser als die bisfierige Kurzprüfmethode entsprechende Prüfung auf Spannungskorrosionsbeständigkeit
wird in der Weise durchgeführt, daß Halbzeuge, beispielsweise durch Strangpressen
hergestellte T-Profile in der Ebene des T-Flansches um den Steg gebogen und dann
der Bewitterung
der Atmosphäre ausgesetzt werden. Im Gegensatz
zu den Ergebnissen mit den Gabelproben in kochsalzhaltigen Lösungen zeigen sich
hier nach mehr oder weniger langen Prüfzeiten dann in den zz_Zäzhst gestauchten
und während. der Bewitterung c_astisch auf Zug beanspruchten Zonen des T-Profil-Steges
bei den stabilisierten Aluminium-Zink-Magnesium-Legierungen typische Spannungskorrosionsrisse,
bei den Aluminium-Kupfer-Magnesium-Legierungen dagegen nicht.
-
Der Spannungskorrosionsangriff erfolgt bei Aluminiumlegierungen bekanntermaßen
ausschließlich entlang den Korngrenzen, die bei Aluminium-Zink-Magnesium-Legierungen
- im Gegensatz zu Aluminium-Kupfer-Magnesium-Legierungen - elektrochemisch unedler
sind als der Mischkristall. Es ist daher die Aufgabe des Fachmanns, spanlos verformte
Werkstücke aus Aluminium-Zink-Magnesium-Legierungen mit einem solchen Gefüge zu
erzeugen, bei denen der korrosive Angriff von den Korngrenzen abgelenkt wird, was
verständlicherweise nur durch Ausbildung unedlerer Gefügebestandteile, als sie die
Korngrenzen darstellen, in den Kristalliten selbst möglich ist.
-
Gemäß der Erfindung wird dies durch gleichzeitige Einhaltung der nachstehend
beschriebenen Merkmale in den Bedingungen der Wärmebehandlung und der spanlosen
Verformung erreicht. Wenn im nachstehenden und im Patentanspruch der Kürze halber
nur von Chrom die Rede ist, so sind damit auch die anderen bekannten sogenannten
Stabilisatoren wie Mangan, Vanadin u. a. gemeint.
-
Was die erfindungsgemäß einzuhaltenden Bedingungen bei der Erzeugung
von gegen Spannungskorrosion beständigen spanlos verformten Werkstücken aus Aluminium-Zink-Magnesium-Legierungen
betrifft, so muß zunächst die oberhalb der Löslichkeitslinie für MgZnz durchgeführte
Glühbehandlung der Gußblöcke vor der spanlosen Verformung bei solchen, von der Legierungszusammensetzung
abhängigen Temperaturen durchgeführt werden, daß zwar ein weitgehender Konzentrationsausgleich
der zur Aushärtung dienenden Legierungsbestandteile Magnesium und Zink innerhalb
der Kristallite erfolgt, daß aber eine Ausscheidung des auf Grund betriebsüblicher
Erstarrungsbedingungen in metastabiler Lösung befindlichen Chroms in Form einer
intermetallischen Verbindung soweit wie irgend möglich vermieden wird. Dieser im
Gußblock hinsichtlich des Chroms erzeugte Gefügezustand muß grundsätzlich im Gefüge
des spanlos verformten und lösungsgeglühten Werkstückes erhalten bleiben.
-
Der einzelne Gußblock wird daher unmittelbar vor der spanlosen Verformung
auf eine Temperatur gebracht, die im Maximum so hoch ist, daß sie die vorangegangene
Glühung der Gußblöcke um etwa 20° C überschreitet. Zur Vermeidung der Ausscheidung
einer chromhaltigen Verbindung empfiehlt sich insbesondere eine kurzzeitige induktive
Erwärmung der Blöcke. Die der Aushärtung vorangehende Lösungsglühung der Werkstücke
im Salzbad muß ebenfalls dem Ziel, nämlich der Vermeidung einer Chromausscheidung,
Rechnung tragen und soll daher kurzzeitig sein. Die Temperatur der Lösungsglühung
im Salzbad ist daher im Maximum so hoch, daß sie die Glühtemperatur der Gußblöcke
um etwa 50° C überschreitet. Dieser Lösungsglühung folgt dann in an sich bekannter
Weise eine Abschreckung auf Temperaturen von etwa 15° C und schließlich eine vorzugsweise
in kochendem Wasser vorzunehmende Aushärtung bei etwa 100° C.
-
Wie an Hand der vorstehend beschriebenen neuen Prüfmethode (Biegeprobe
in Bewitterung) bei einer großen Anzahl von Versuchen festgestellt wurde, wird zwar
auch bei solchen Proben, bei denen im fertigen Werkstück prozentuale Anteile des
Chroms in Form einer intermetallischen Verbindung ausgeschieden sind, ein bisher
nicht erreichter Grad an Spannungskorrosionsbeständigkeit erzielt; ein Optimum ist
aber gewährleistet, wenn diese Ausscheidung auch im Gefüge des fertigen Werkstückes
nicht oder nur in äußerst geringem Maße in Erscheinung tritt.
-
Es ist einleuchtend, daß die im Sinne der Erfindung richtige, d. h.
eine optimale Spannungskorrosionsbeständigkeit in den fertigen Werkstücken gewährleistende,
in engen Grenzen liegende Temperatur für die Glühbehandlung der Gußblöcke und die
spanlose Verformung von der Legierungszusammensetzung abhängig ist und daher durch
jeweilige Glühversuche mit metallographischer Auswertung, die aber durchaus im Rahmen
des fachmännischen Könnens liegen, für die eine oder andere Legierungszusammensetzung
ermittelt werden muß.
-
Die nachstehend beschriebenen Beispiele sollen die Erfindung weiter
erläutern und Hinweise auf die praktischeDurchführung des erfindungsgemäßenVerfahrens
geben.
-
Beispiel 1 Blöcke aus einer Aluminiumlegierung mit 4,531/o Zink, 3,54%
Magnesium, 0,18% Kupfer, 0,41% Chrom, 0,231/9 Eisen, 0,19% Silicium, Rest Aluminium
wurden einmal ohne vorangehende Glühung, ein anderes Mal nach 6tägigem Glühen bei
460° C zu T-Profilen verpreßt, wobei die Blocktemperatur beim Pressen etwa 420°
C betrug. Nach einer Lösungsglühung im Salzbad bei 450° C während 15 Minuten wurden
die Profile 100 Stunden in kochendem Wasser ausgehärtet. Es wurden dann mit den
T-Profilen je fünf der beschriebenen Biegeproben in Bewitterung durchgeführt. Während
die fünf Biegeproben aus den unbehandelten Gußblöcken eine sehr unterschiedliche,
zwischen 4 und 53 Tagen schwankende Lebensdauer aufwiesen, waren die Biegeproben
aus nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten T-Profilen sämtlich auch
nach mehr als 90 Tagen noch unzerstört.
-
Beispiel 2 Blöcke aus einer Aluminiumlegierung mit 4,20% Zink, 3,60%
Magnesium, 0,97% Kupfer, 0,20% Chrom, 0,28% Eisen, 0,14% Silicium, Rest Aluminium
wurden erstens ohne Glühbehandlung des Gusses, zweitens nach 3tägigem Glühen der
Gußblöcke bei 450° C, drittens nach 3tägigem Glühen der Gußblöcke bei 510° C zu
T-Profilen verpreßt. Die Blocktemperatur beim Pressen betrug bei allen Versuchen
420° C, die Lösungsglühung im Salzbad bei 450° C 15 Minuten und die Warmaushärtung
in kochendem Wasser 100 Stunden. Die fertigen Profile aus unbehandeltem Guß lassen,
insbesondere an ihrer Oberfläche, scharfe Korngrenzen erkennen, das gleiche gilt
für die Profile, bei denen die entsprechenden Blöcke vor dem Pressen 3 Tage bei
510° C geglüht worden waren. Im Gegensatz hierzu ließen sich bei den Profilen, deren
Gußblöcke 3 Tage bei 450° C
geglüht waren, unter gleichen Ätzbedingungen
keine Korngrenzen erkennen. Während die Biegeproben in Bewitterung aus den T-Profilen,
die ohne Glühbehandlung des Gusses und nach 3tägigem Glühen bei 510° C hergestellt
worden waren, eine sehr unterschiedliche zwischen 4 und 43 Tagen bzw. 57 und 82
Tagen betragende Lebensdauer aufwiesen, waren sämtliche erfindungsgemäß hergestellten
Profile auch nach mehr als 100 Tagen nicht gebrochen. Bei den Profilen aus unbehandelten
Gußblöcken findet eine vorzugsweise örtliche Rekristallisation statt, und zwar in
denjenigen Bereichen der Kristallite des ursprünglichen Gußgefüges, die durch Kristallseigerung
an Legierungsbestandteilen verarmt sind. Da die Rekristallisation in den angereicherten
Zonen unter gleicher Bedingung langsamer verläuft, kommt es zu örtlich rekristallisierten
Bereichen, die zu Spanungskorrosion neigen. Wird das Gußgefüge in bekannter Weise
durch eine sogenannte Homogenisierungsglühung zu einem weitgehenden Konzentrationsausgleich
gebracht, wobei das Chrom in Form einer intermetallischen Verbindung ganz oder teilweise
ausgeschieden wird, so führt diese Behandlung ebenfalls zu einer größeren Rekristallisationsfreudigkeit,
die in gleicher Weise Spannungskorrosion verursacht.
-
Beispiel 3 Ein weiterer, unter sonst gleichen Bedingungen wie im Beispie12
durchgeführter Versuch mit einer chromfreien Aluminiumlegierung mit 4,091/o Zink,
3,61% Magnesium, 0,10% Kupfer, 1,12% Mangan, 0,28'% Eisen, 0,07% Silicium, Rest
Aluminium, ergab eine Lebensdauer sämtlicher erfindungsgemäß hergestellter Profile
von mehr als 100 Tagen, während die Profile aus unbehandeltem Guß Lebensdauern von
5, 3, 5 und 5 Tagen, diejenigen aus bei 510° C geglühten Gußblöcken Lebensdauern
von 5, 6, 4 und 5 Tagen aufwiesen.
-
Beispiel 4 Das gleiche Bild wie im Beispiel 3 ergibt sich bei einer
chromfreien Aluminiumlegierung mit 4,19% Zink, 3,78 % Magnesium, 1,49 % Kupfer,
0,52 % Mangan, 0,24% Eisen, 0,121/o Silicium, Rest Aluminium.
-
Beispiel s Eine hochlegierte Aluminiumlegierung mit 9,381/o Zink,
2,07% Magnesium, 0,16% Kupfer, 0,321/o Chrom, 0,241% Eisen, 0,10% Silicium, Rest
Aluminium ergibt hohe Festigkeitswerte (aß = 65 bis 66 kg/mm2, a0,2 = 60
bis 62 kg/mm2, a5 = 5 %, HB = 185 kg/mm2). Die Gußblöcke wurden 48 Stunden bei 460°
C geglüht und bei einer Temperatur von 420° C zu T-Profilen verpreßt. Diese wurden
einer Lösungsglühung im Salzbad bei 460° C während 15 Minuten unterworfen und darauf
24 Stunden bei 120° C ausgehärtet. Bei dem Einsatz solcher Werkstoffe bestand bisher
immer eine erhebliche Unsicherheit, die auf -der großen Gefahr der Spannungskorrosion
beruht. Wie die Ergebnisse des vorliegenden Versuchs zeigen, kann die Spannungskorrosionsanfälligkeit
auch bei diesen Legierungen mit Sicherheit beseitigt werden. Bei erfindungsgemäß
hergestellten T-Profilen zeigen nämlich sämtliche Biegeproben in Bewitterung auch
hier eine Lebensdauer von mehr als 100 Tagen, während sonst die Lebensdauern der
Biegeproben sehr unterschiedlich waren und zum Teil nur 6 Tage betrugen.
-
Das Gefüge der erfindungsgemäß hergestellten Legierungen zeigt nach
Lösungsglühung und anschließendem Abschrecken ein typisch zeiliges oder netzförmiges
Bild. Dieses Netzwerkgefüge ist charakteristisch für den verformten, aber nicht
rekristallisierten übersättigten Gefügezustand. Wahrscheinlich handelt es sich bei
den Grenzen dieses Netzwerks um Gitterebenen, die infolge der Verformung gestört
wurden und in denen sich bei Erwärmung auf entsprechende Temperaturen die übersättigt
vorhandenen Elemente Magnesium, Zink und Chrom ansammeln, bevor es bei höheren Temperaturen
zur Ausscheidung einer chromhaltigen Phase kommt. Die Grenzen dieses Netzwerks sind
elektrochemisch sehr unedel, da sie bei der Einwirkung eines sauren Angriffsmediums
aufgelöst werden und so eine Schutzwirkung für die spannungskorrosionsgefährdeten
Korngrenzen ausüben. Im Falle einer Rekristallisation verschwindet aber das Netzwerk
und damit die Schutzwirkung auf die Korngrenzen.
-
Zum Beweise der in der Einleitung erwähnten Verbesserung der Spannungskorrosionsbeständigkeit
von Aluminium-Zink-Magnesium-Legierungen durch einen Zusatz von Chrom an sich sind
Vergleichsversuche mit Blechen aus einer chromfreien und einer 0,3 % Chrom enthaltenden
Aluminiumlegierung mit 4,0% Zink, 6,0% Magnesium und 0,25% Mangan bekannt. Bei diesen
Vergleichsversuchen wurden die Bleche, d. h. also das fertige Halbzeug, bei 440°
C lösungsgeglüht. Diese Maßnahme gibt aber keinen Hinweis auf das erfindungsgemäße
Verfahren; denn bei der Beschreibung der Versuche wurde nichts darüber erwähnt,
daß die Gußblöcke, aus denen die Bleche hergestellt wurden, überhaupt lösungsgeglüht,
bejahendenfalls bei welcher Temperatur sie lösungsgeglüht wurden. Wenn aber die
Bleche aus der chromhaltigen Legierung hinsichtlich des Chroms nicht den Gefügezustand
gemäß der erfindungsgemäßen Lehre aufweisen, also Chrom in Form einer intermetallischen
Verbindung ausgeschieden ist, kann durch eine Glühung bei irgendwelchen Temperaturen,
z. B. auch bei 440° C, an diesem Zustand nichts geändert werden. Abgesehen davon,
daß die bei den Vergleichsversuchen angewendete Temperatur von 440° C für die Lösungsglühung
der fertigen Bleche nur für eine Aluminiumlegierung mit den bestimmten Gehalten
an 4,0% Zink und 6,0% Magnesium angegeben ist, kann mangels irgendeiner Offenbarung
oder eines Hinweises nicht angenommen werden, daß das bei 440° C lösungsgeglühte
Blech aus der chromhaltigen Legierung vor dieser Glühung hinsichtlich des Chroms
den der erfindungsgemäßen Lehre entsprechenden Gefügezustand aufwies.
-
Die erfindungsgemäße Lehre beinhaltet Maßnahmen über die Behandlung
der Gußblöcke und bis zum ausgehärteten fertigen Halbzeug. Im Gegensatz zu dem beschriebenen
Stand der Technik kann der erfindungsgemäß erzielbare technische Fortschritt aber
nur bei Einhaltung sämtlicher Maßnahmen der erfindungsgemäßen Lehre erreicht werden.