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Verfahren zur Herstellung von warmausgehärteten Kneterzeugnissen aus
Aluminiumlegierungen der Gattung A1ZnMgCu Die vorliegende Erfindung betrifft ein
Verfahren zur Herstellung von warmausgehärteten Strangpreßerzeugnissen, Gesenkpreßteilen
und Schmiedestücken aus hochfesten Aluminiumlegierungen der Gattung A1ZnMgCu.
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Für die Herstellung dieser Halbzeuge sind Legierungen mit wechselnden
Mengen an Zink und Magnesium verwendet worden. Wenn die Legierungen mehr oder weniger
Kupfer enthalten, werden durch die Anwesenheit dieses Legierungsbestandteiles nicht
nur die Festigkeitswerte weiter erhöht, sondern es wird auch die Empfindlichkeit
der Halbzeuge gegen Spannungskorrosion erheblich vermindert. Die Legierungen weisen
daher im allgemeinen wesentliche Kupfergehalte auf.
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Bekannte Legierungen der Gattung A1ZnMgCu, die heute praktisch verwendet
werden, weisen z. B. die folgende Zusammensetzung auf: Die Legierung 3.4345 nach
DIN 1725, in den amerikanischen Normen als Legierung 7079 bezeichnet, enthält 3,8
bis 5,2% Zink, 2,4 bis 3,8% Magnesium, 0,4 bis 1,0% Kupfer, 0,1 bis 0,6% Mangan,
0,1 bis 0,3% Chrom, 0,1% Titan, bis 0,5% Eisen und bis 0,5% Silicium.
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Die Legierung 3.4365 nach DIN 1725, in den amerikanischen Normen als
Legierung 7075 bezeichnet, enthält 5,1 bis 6,1% Zink, 2,1 bis 2,9% Magnesium, 1,2
bis 2,0% Kupfer, 0,18 bis 0,4% Chrom, bis 0,1% Titan, bis 0,5% Silicium, bis 0,71/o
Eisen und bis 0,31/o Mangan.
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Man hat früher auch Legierungen mit wesentlich höheren Gehalten an
Zink und relativ niedrigen an Magnesium, z. B. Legierungen mit bis etwa 9,5 0/0
Zink und etwa 0,5 bis 2,0% Magnesium, verwendet, ist jedoch heute von der praktischen
Verwendung solcher Legierungen abgekommen, da sie auf Grund der hohen Anteile an
diesen Legierungsbestandteilen sehr spröde sind.
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Die Legierungen weisen die genannten Gehalte an Chrom auf, da schon
frühzeitig erkannt wurde, daß der die Spannungskorrosionsbeständigkeit der Legierungen
verbessernde Kupfergehalt nur bei einem gleichzeitigen Chromzusatz zur Auswirkung
gelangt.
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Für die Herstellung hochbeanspruchter Konstruktionsteile würde sich
daher die Verwendung der schon genannten Legierung 3.4365 nach DIN 1725 empfehlen.
Halbzeuge aus Legierungen dieser oder einer ähnlichen Zusammensetzung weisen auch
einen hohen Grad an Spannungskorrosionsbeständigkeit auf. Leider trifft dieser Umstand,
wie neuere Forschungsergebnisse klargestellt haben, aber nur für das Spannungskorrosionsverhalten
in der Längsrichtung der Verformung zu, nicht aber für die besonders kritische Vertikalrichtung,
die in der englischen Fachsprache als »short transverse direction« bezeichnet wird.
Bekannte Versuche, die durch eigene bestätigt wurden, haben ergeben, daß hinsichtlich
der Vertikalrichturig auch ein für die Längsrichtung wirksamer Chromzusatz keine
merkbare Verbesserung gegenüber chromfreien Legierungen mit sich bringt.
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Wenn der genannte Legierungstyp daher den Vorteil aufweist, daß aus
ihm vergütete Halbzeuge mit hohen Festigkeitseigenschaften hergestellt werden können,
so weist er doch noch den schwerwiegenden Nachteil eines ungenügenden Spännungskorrosionsverhaltens
in der Vertikalrichtung der Halbzeuge auf. Es ist daher das Ziel der Erfindung,
diesen Nachteil zu beheben.
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Wie sich durch die Ergebnisse umfangreicher Versuche nun eindeutig
herausgestellt hat, wird der hinsichtlich des Spannungskorrosionsverhaltens auch
in der Vertikalrichtung an sich vorhandene Effekt eines Chromgehaltes in den Legierungen
durch die zeilenförmige Anordnung einer ungelösten Phase einer kupferhaltigen intermetallischen
Verbindung überdeckt. Eine erste wesentliche Maßnahme des erfindungsgemäßen Verfahrens,
das der Herstellung von Halbzeugen dienen soll, die auch in der Vertikalrichtung
zur Verformung spannungskorrosionsbeständig sind, besteht daher darin, die zeilenförmige
Ausbildung einer ungelösten kupferhaltigen Legierungsphase zu vermeiden.
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Erfindungsgemäß werden daher die Gußblöcke bei solchen Temperaturen,
vorzugsweise 460 bis 490° C, und so lange geglüht, daß die im Gußgefüge primär ausgeschiedene
kupferhaltige Phase vollständig gelöst ist. Die Homogenisierungstemperatur darf
aber nicht so hoch sein, daß grobe Ausscheidungen der intermetallischen Verbindung
Al 7Cr erfolgen. Die der
Warmaushärtung vorangehende Lösungsglühung
des fertigen Halbzeugs erfolgt bei entsprechenden Temperaturen, im allgemeinen 460
bis 480° C.
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Es ist bekannt, daß Magnesium im Gegensatz zum Zink die Löslichkeit
des Kupfers im Aluminium erheblich vermindert; und wie aus Forschungen englischer
Forscher weiter bekannt ist, sind in Legierungen mit Gehalten zwischen 4 und 8%
Zink und 2,5% Magnesium höchstens etwa 1,4 bis 1,5% Kupfer löslich.
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Wenn auch ein möglichst hoher Gehalt an gelöstem Kupfer in der Legierung
im Hinblick auf erwünschte hohe Festigkeitswerte und eine gute Spannungskorrosionsbeständigkeit
angestrebt wird, so darf er im Hinblick auf die genannten Löslichkeitsverhältnisse
erfindungsgemäß etwa 1,5 % nicht überschreiten, wenn die Legierungen vorzugsweise
etwa 1,8 bis 2,5 % Magnesium enthalten.
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Da auch Gehalte an Silicium, Eisen, Titan und Mangan in den Legierungen
die Löslichkeit des Kupfers in steigendem Maße herabdrücken, dürfen diese Elemente
erfindungsgemäß in den Legierungen nur in begrenzten Mengen vorhanden sein, und
zwar Silicium maximal 0,4%, Eisen maximal 0,4%, Titan maximal 0,2 % und Mangan maximal
0,4 0/0.
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Um hohe Festigkeitswerte der ausgehärteten Halbzeuge zu garantieren,
soll der Zinkgehalt der Legierungen mindestens 5,0 %, vorzugsweise mindestens 5,5
%, betragen. Im Hinblick auf die sonst vorhandene, eingangs erwähnte Sprödigkeit
der Legierungen ist die obere Grenze des Zinkgehaltes auf etwa 7,5 %, vorzugsweise
6,5 %, zu beschränken.
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Die obere Grenze des Magnesiumgehaltes beträgt aus den schon genannten
Gründen etwa 2,5%. Seine untere Grenze ist aus Festigkeitsgründen auf etwa 1,5 %
zu bemessen.
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Im Sinne der Erfindung vorteilhafte Gehalte an Zink und Magnesium
liegen innerhalb der Grenzen von 5,5 bis 6,5 % Zink und 1,8 bis 2,5 % Magnesium.
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Der Kupfergehalt der Legierungen beträgt 0,6 bis 1,5%, vorzugsweise
0,8 bis 1,4%, der Chromgehalt 0,05 bis 0,3 %, vorzugsweise 0,10 bis 0,25 0/0.
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Es ist bekannt, daß ein Zusatz von Silber in Mengen von etwa 0,2 bis
1,00/9 zu kupferhaltigen und kupferfreien Aluminium-Zink-Magnesium-Legierungen deren
Spannungskorrosionsbeständigkeit erheblich verbessert. Wie nun weiter gefunden wurde,
kann das Spannungskorrosionsverhalten in der Vertikalrichtung günstig dadurch beeinflußt
werden, daß ein Teil des Kupfers durch Silber ersetzt wird. Erfindungsgemäß können
die Legierungen daher auch einen Gehalt an Silber bis zu 0,8 %, vorzugsweise 0,3
bis 0,5%, aufweisen.
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Die fertigen Halbzeuge werden im Anschluß an eine erneute Lösungsglühung,
die im allgemeinen 460 bis 480° C beträgt, abgeschreckt, vorzugsweise in Wasser
von etwa 40 bis 80°C, und dann warmausgehärtet.
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Aus Literaturangaben sind bei Aluminiumlegierungen der Gattung A1ZnMg(Cu),
insbesondere für die Herstellung von Blechen, Warmaushärtungstemperaturen zwischen
etwa 100 und 200° C bekannt. Wie nun aber weiter gefunden wurde, weisen die Halbzeuge
der erfindungsgemäßen Zusammensetzung auch bei Anwendung genügend hoher Homogenisierungstemperaturen
zwecks vollständiger Lösung des Kupfers in der Vertikalrichtung (short transverse
direction) noch keine völlig befriedigende Spannungskorrosionsbeständigkeit auf,
wenn man eine niedrige Anlaßtemperatur von etwa 120° C anwendet. Weiteres Merkmal
des erfindungsgemäßen Verfahrens sind daher Temperaturen von mindestens 140 bis
180° C, vorzugsweise 150 bis 160° C, für die Warmaushärtung des fertigen Halbzeugs.
Bei Anwendung solcher Temperaturen besitzen die warmausgehärteten Halbzeuge im übrigen
auch ein verbessertes Verformungsvermögen bei Raumtemperatur, das in einer um den
doppelten Betrag erhöhten Brucheinschnürung zum Ausdruck kommt.
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Gegenstand der Erfindung ist daher ein Verfahren zur Herstellung von
warmausgehärteten Strangpreßerzeugnissen, Gesenkpreßteilen und Schmiedestücken aus
hochfesten Aluminiumlegierungen der Gattung A1ZnMgCu, die auch in der Vertikalrichtung
zur Verformung spannungskorrosionsbeständig sind. Dieses Verfahren ist gekennzeichnet
durch die Kombination der vorstehend beschriebenen und im Patentanspruch zusammengefaßten
Maßnahmen.
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Der technische Fortschritt des erfindungsgemäßen Verfahrens ist aus
den folgenden Vergleichsversuchen ersichtlich: Aus fünf Aluminiumlegierungen A,
B, C, D, E der in der Tabelle 1 genannten Zusammensetzung wurden Wassergußblöcke
mit einem Durchmesser von 300 mm hergestellt.
Bei den Legierungen A und B liegen die Zink- und Magnesiumgehalte innerhalb, bei
den Legierungen C, D und E außerhalb der erfindungsgemäßen Grenzen.
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Die -Gehalte bzw. Verunreinigungen an Chrom, Mangan, Eisen, Silicium
und Titan wurden bei allen Legierungen etwa gleich gehalten.
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Die Wassergußblöcke wurden zum Teil 24 Stunden bei 4401 C, zum Teil
zunächst 12 Stunden bei 460° C und dann 12 Stunden bei 4800 C geglüht.
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Die auf die eine oder andere Art und Weise geglühten Blöcke wurden
dann bei Temperaturen von 420 bis 4401 C zu Flachstangen von 200 - 85 mm verpreßt.
Die Halbzeuge wurden 30 Minuten bei 465° C im Salzbad geglüht, anschließend in Wasser
von 60° C abgeschreckt und dann etwa 12 bzw. $ Stunden zum einen Teil bei 120° C
und zum anderen Teil bei 1601 C ausgehärtet, wobei die Zeitdauer so gewählt
wurde, daß die mechanischen Festigkeitswerte in beiden Fällen ungefähr gleich hoch
waren.
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Mit in der Vertikalrichtung dieser Halbzeuge entnommenen Gabelproben
nach DIN 50 908 wurden Spannungskorrosionsversuche in n/100-HCl-Lösung angestellt.
In
der Tabelle 2 ist die Lebensdauer (Mittel von fünf Gabelproben) der wie vorstehend
beschrieben aus den fünf Aluminiumlegierungen gemäß der Tabelle 1 hergestellten
Halbzeuge angegeben.
| Tabelle 2 |
| Lebensdauer von Gabelproben der Halbzeuge |
| Aushärtungstemperatur 120° C Aushärtungstemperatur 160° C |
| Legierung Blockhomogenisierung Blockhomogenisierung |
| 12 Stunden bei 460° C/ 12 Stunden bei 460° C/ |
| 24 Stunden bei 440° C I 12 Stunden bei 480° C 24 Stunden bei
440°C 12 Stunden bei 480° C |
| A 110 185 > 1800 > 1800 |
| B 55 90 > 1800 > 1800 |
| C 21 51 75 103 |
| D 12 19 14 28 |
| E 49 105 405 683 |
Man erkennt ohne weiteres die Bedeutung der Begrenzung des Magnesiumgehaltes der
Legierungen auf höchstens 2,5% bei Kupfergehalten von 0,6% bis höchstens 1,5% und
der Wahl der Aushärtungstemperatur von 160° C. Bei den Legierungen C, D und E mit
Magnesiumgehalten von 3,46 0/0, 3,400/0 und 3,64% ist zwar eine Erhöhung der Lebensdauer
der bei 160° C ausgehärteten gegenüber den bei 120° C ausgehärteten Proben festzustellen.
Jedoch reicht die Wahl einer Aushärtungstemperatur von 160° C bei diesen Legierungen
mit den hohen Magnesiumgehalten allein nicht aus, um hohe Lebensdauer wie bei den
Legierungen A und B zu erzielen. Es zeigt sich der schädliche Einfluß ungelösten
Kupfers, der im übrigen auch aus einem Vergleich der Lebensdauer der Proben aus
den Legierungen C, D und E untereinander zu erkennen ist. Sowohl bei Aushärtungstemperaturen
von 160° C als auch 120° C weisen die Proben aus der Legierung D mit 1,43 % Kupfer
und 3,40% Magnesium die geringste Lebensdauer auf. Die Lebensdauer der Proben aus
der Legierung C mit 0,82% Kupfer und 3,46% Magnesium ist etwas höher. Noch höher
ist die Lebensdauer der Proben aus der Legierung E mit nur 0,61% Kupfer und 3,64%
Magnesium, wobei sich im übrigen der -vorhandene Silbergehalt der Legierung von
0,45% bemerkbar macht. Jedoch kann auch bei einer Aushärtungstemperatur von 160°C
die hohe Lebensdauer wie bei den Proben aus den Legierungen A und B nur bei einer
im Zuge der Blockhomogenisierung erfolgenden vollständigen Lösung des Kupfers erreicht
werden; diese ist mit Sicherheit aber nur bei einer Begrenzung des Magnesiumgehaltes
auf höchstens 2,5 % möglich.
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Wie aus einem Vergleich der bei 440° C bzw. der bei 460 bis 480° C
homogenisierten Proben hervorgeht, zeigen die bei der höheren Temperatur homogenisierten
Proben grundsätzlich die höhere Lebensdauer. Wenn daher auch die bei 440° C homogenisierten
und bei 160° C ausgehärteten Proben aus den Legierungen A und B eine Lebensdauer
von über 1800 Stunden aufweisen, so ist zur Erzielung einer vollständigen Lösung
des Kupfers doch vorzugsweise eine Temperatur von 460 bis 490° C zu verwenden, insbesondere
dann, wenn sowohl der Magnesiumgehalt als auch der Kupfergehalt der kritischen oberen
Grenze von 2,5 bzw. 1,5 % nahekommt. Im übrigen ist es bei einem gegebenen Magnesium-
und Kupfergehalt der Legierungen in jedem Falle zu empfehlen, durch Schliffproben
die Mindesttemperatur für die Homogenisierung festzustellen, bei der das Kupfer
vollständig gelöst wird.
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Wie im Anschluß an die Spannungskorrösionsprüfungen angestellte mikroskopische
Prüfungen ergaben, weisen die Proben mit einer Lebensdauer von über 500 Stunden
keine Anzeichen von eigentlicher Spannungsrißkorrosion auf, sondern deuten nur auf
einen im Laufe der Zeit erfolgenden interkristallinen Zerfall hin.