DE2423597A1 - Verbesserte aluminiumlegierungsprodukte und verfahren zu deren herstellung

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Description

Claims

DE2423597A1

Publication number: DE2423597A1
Application number: DE2423597A
Authority: DE
Inventors: Larry Roy Morris
Original assignee: Alcan Research and Development Ltd
Current assignee: Alcan Research and Development Ltd
Priority date: 1973-05-17
Filing date: 1974-05-15
Publication date: 1974-11-28
Also published as: CA1038204A; YU137074A; ES426360A1; DE2462118C2; NO143166C; ATA411474A; NO741817L; JPS5512178B2; FR2229779B1; CH618216A5; DE2423597B2; BR7404043D0; NL180525B; US3989548A; NO143166B; AT366419B; SE407426B; HK15778A; AR202026A1; AU6904874A

25 425 n/wa

ALCAN RESEARCH AND DEVELOPMENT LIMITED MONTREAL / KANADA

Verbesserte Aluminiumlegierungsprodukte und Verfahren zu deren Herstellung.

Die Erfindung bezieht sich auf dispersionsverstärkte Aluminiumlegierungen. Die mechanischen Eigenschaften eines dispersionsverstärkten Legierungsproduktes werden durch eine feine Dispersion mikroskopisch kleiner, unlöslicher Teilchen und/oder durch die Versetzungs- oder Kornstruktur, die von diesen Teilchen

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herrührt, bestimmt.

Dispersionsverstärkte Legierungsprodukte unter Einschluss von Aluminiumlegierungen sind durch Sinterung feiner Pulver erzeugt worden.· Auch Festzustandsreaktionsverfahren sind zur Erzeugung von dispersionsverstärkten Produkten, wie Hochgeschwindigkeitsstählen, angewandt worden. Bekannte dispersionsverstärkte Legierungen weisen nützliche Eigenschaften, wie beispielsweise eine hohe Festigkeit bei erhöhten Temperaturen, auf.

Durch die Erfindung wird ein Verfahren zur Herstellung von Aluminiumlegierungen geschaffen, worin ein relativ dukti—les Metall durch eine Dispersion von relativ harten Teilchen aus intermetallischen Verbindungen oder intermetallischen Phasen verstärkt wird. Das erfindungsgemässe Verfahren baut auf der Anwendung bekannter Guss- und Herstellungsmethodiken auf.

Das erfindungsgemässe Verfahren ist auf die Herstellung dispersionsverstärkter Aluminiumlegierungen durch Bearbeitung einer Gussmasse aus Aluminium, worin brüchige, stabartige, intermetallische Phasen vorliegen, um die stabartigen Phasen zur Bildung separater Teilchen zu segmentieren, die über die Masse verteilt sind, gerichtet. Es wurde festgestellt, dass, wenn intermetallische Teilchen einer Grosse innerhalb des Bereiches von etwa 0,1 bis 2.u (Mikron) Durchmesser etwa 5,0 bis 20 Vol.% einer Aluminiumlegierung bilden, die verarbeitete Legierung sehr interessante mechanische Eigenschaften aufweist. Die mechanischen Eigenschaften sind, wenn der Volumenanteil unterhalb 5,0 % abfällt, verschlechtert, während die Duktilität und Zähigkeit abnehmen, wenn der Volumenanteil

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.20 % übersteigt. Die Eigenschaften werden auch durch das Vorliegen grober intermetallischer Teilchen nachteilig beeinflusst, deren Grosse über 3 ,u Durchmesser liegt. Je gleichmassiger die Dispersion der intermetallischenfreilchen ist, desto besser sind die mechanischen Eigenschaften des Endproduktes, weshalb es aus diesem Grunde am meisten bevorzugt ist, die Aluminiumgussmasse unter solchen Bedingungen zu erzeugen, dass die von stabartigen Phasen freien Bereiche klein sind.

Nach einer sehr allgemeinen Ausführungsform der Erfindung wird ein Knetaluminiumlegierungsprodukt geschaffen, das etwa 5,0 bis 20 Vol.% an dispergierten intermetallischen Teilchen in einem Grossenbereich von etwa 0,1 bis etwa 2 .u enthält und im wesentlichen von groben, primären intermetallischen Teilchen frei ist.

Nach einer anderen Ausführungsform wird ein Knetaluminiumlegierungsprodukt durch Bearbeitung einer Gussaluminiumlegierungsmasse erzeugt, die 5,0 bis 20 Vol.% nicht ausgerichteter, intermetallischer Stäbchen eines durchschnittlichen Durchmessers im Bereich von 0,1 bis 1,5 Mikron enthält, wobei die Bearbeitung ausreicht, um den Querschnittsbereich der Gussaluminiumlegierungsmasse um zumindest 60 % zu verringern, um die Stäbchen in separate Teilchen aufzubrechen.

Nach einem weiteren Aspekt liegt die Erfindung in einer Gussaluminiumlegierungsmasse, die 5,0 bis20 Vol.% nicht ausgerichteter, intermetallischer Stäbchen enthält, die einen durchschnittlichen Durchmesser im Bereich von 0,1 bis 1,5,u aufweisen und im wesentlichen frei von groben intermetallischen Teilchen sind.

Die intermetallischen Stäbchen werden vorzugsweise aus einer

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intermetallischen Phase gebildet, die Aluminium und zumindest ein und gewöhnlich zwei Metalle der aus Fe, Ni und Mn bestehenden Gruppe enthält. Die intermetallische Phase kann auch Si enthalten. Der durchschnittliche Durchmesser der intermetallischen Stäbchen liegt vorzugsweise im Bereich von 0,1 bis 0,8yU.

Das bequemste Verfahren zur Herstellung stäbchenartiger intermetallischer Phasen in einer Aluminiummasse besteht darin, dass man eine eutektische Legierung unter Einfügung von Legierungselementen, die mit Aluminium bei Verfestigung intermetallische Phasen ausbilden, unter ausgewählten Giessbedingungen unter Erzeugung eines/sogenannten "gekoppelten Wachstums" giesst. Dieses Phänomen ist bekannt und wird durch einen Artikel von J. D. Livingston in "Material Science Engineering", Band 7 (1971), Seiten 61bis 70, erklärt.

Es ist bekannt, dass, wem eine geschmolzene Legierungsmasse einer eutektischen oder nahezu eutektischen Zusammensetzung durch derartigen Wärmeentzug verfestigt wird, dass ein Temperaturgradient in Richtung auf ein Ende der Masse ausgebildet wird , ausgerichtete Lamellen oder Stäbchen (Fasern) aus intermetallischen Stoffen in der Metallmatrix gezüchtet werden können, und dass derartige Fasern oder Lamellen einen Verstärkungs- bzw. Verfestigungseffekt und hierbei insbesondere eine Zunahme der Zugfestigkeit in Richtung der Lamellen oder Stäbchen ergeben.

Lamellen- und stäbchenartige eutektische Strukturen werden manchmal als"regelmässige" oder "normale" Eutektika zu deren Unterscheidung von anderen Strukturen bezeichnet, die sich

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aus eutektischen Massen mit einer unregelmässigen oder facettierten Struktur verfestigen. Es ist bekannt, dass "regelmässige" Eutektika, worin der Volumenanteil an intermetallischen Stoffen gering ist (weniger als etwa 30 %) eine Neigung zur Verfestigungen einer stäbchenartigen Weise aufweisen, während jene, die eine mehr gleichvolumige Zusammensetzung aufweisen, mit einer lamellenartigen Struktur wachsen. In einigen Eutektika wird eine lamellenartige Struktur bei niedrigen Wachstumsgeschwindigkeiten und eine stäbchenartige Struktur bei hohen Wachstumsgeschwindigkeiten gebildet. Verunreinigungen und die begleitenden "zellenartigen¹¹ oder "Kolonie"-Wachstumsformen begünstigen die Ausbildung einer stäbchenartigen Struktur. Gusslegierungen mit lamellenartiger Struktur sind für die Erzeugung von dispersionsverstärkten Produkten durch das erfindungsgemässe Verfahren nicht von Interesse. Die intermetallische Phase,die als stäbchenartig beschrieben wird, weist nicht notwendigerweise eine zylindrische Form auf und kann beispielsweise einen hexagonalen oder rechtwinkligen Schnitt mit einem Verhältnis von Hauptachse zu Nebenachse eines so hohen Wertes,· vie 5 : 1 aufweisen. Die individuellen Stäbchen können etwas verzweigt sein, wenngleich sie im wesentlichen einen gleichförmigen Querschnitt besitzen. Sie unterscheiden sich immer ziemlich deutlich von groben unregelmässigen Strukturen oder Strukturen des lamellenartigen Typus.

Bei den bekannten Verfahren zur Herstellung von Gussmassen mit stäbchenartigen intermetallischen Stoffen, ist die Kühlung am häufigsten sehr langsam unter Bedingungen durchgeführt worden, die zur Aufrechterhaltung einer im wesentlichen planaren Verfestigungsfront eingestellt wurden, um grobe Stäbchen (Fasern) aus intermetallischen Stoffen, die alle

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in der Gussrichtung ausgerichtet sind, herzustellen. Zahlreiche faserverstärkte Verbundstoffe sind durch langsame, einseitig gerichtete Verfestigung von Eutektika hoher Reinheit erzeugt worden.Diese Materialien sind sehr anisotrop und die Verstärfcungswirkung der intermetallischen Phasen wird hauptsächlich in der Richtung der Stäbchen festgestellt. Diese Materialien sind wegen der langsamen Abkühlungsgeschwindigkeit und der hohen Reinheit der zur Ausbildung der gewünschten ausgerichteten Stäbchen erforderlichen metallischen Bestandteile nicht nur sehr teuer in der Herstellung, sondern weisen auch den Nachteil einer Brüchigkeit auf, da sie aufgrund von Sprödbruch oder Delaminierung der groben intermetallischen Phasen versagen. Obgleich faserverstärkte Gussmetalle Gegenstand ausgedehnter Laboratoriumsuntersuchungen gewesen sind, haben die angewandten Produktionsverfahren eine derartige Vorsicht erfordert und sind diese derart langsam gewesen, dass die Produkte lediglich ein begrenztes wirtschaftliches Interesse gefunden haben.

Im Gegensatz zu den bereits vorgeschlagenen faserverstärkten Verbundstoffen besteht bei der vorliegenden Erfindung kein Erfordernis dahingehend, dass die stäbchenartigen Phasen mit der Achse der Gussmasse ausgerichtet sein sollten. Tatsächlich ist es bevorzugt, dass sie nicht ausgerichtet sind. Daher besteht bei der Erzeugung von Gussbarren für die Anwendung in dem erfindungsgemässen Verfahren keine Notwendigkeit, dass die Verfestigungsfront im wesentlichen planar sei. Somit wird die Erzeugung der Gussblöcke durch herkömmlichen kontinuierlichen direkten Hart- bzw. Kokillenguss unter Bedingungen möglich, die zur Sicherstellung des gekoppelten Wachstums der intermetallischen Phase in Stäbchen des erforderlichen Durchmessers

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in der Matrix, dxe aus dukti-tlerem Aluminium zusammengesetzt ist, gewählt sind. Es können sehr befriedigende dispersionsverstärkte Produkte unter der Voraussetzung erzielt werden, dass die Gussmasse derart erzeugt wird, dass die intermetallische Phase in Form von feinen, eng voneinander entfernten Stäbchen eines durchschnittlichen Durchmessers im Bereich von 0,1 bis 1,5,u wächst, so dass sie durch nachfolgende Bearbeitung unter Erzeugung einer gleichmässigen Dispersion feiner intermetallischer Teilchen aufgebrochen werden können.

In der Gussmasse beträgt der durchschnittliche Stabmitte-zu-Stabmitte-Abstand bevorzugt nicht mehr als 1 ,u im Hinblick darauf, dass in dem Endprodukt der durchschnittliche Zwischenteilchenabstand sehr gering ist, wobei die Teilchen selbst im Durchschnitt einen Durchmesser von nicht mehr als 2,u und vorzugsweise 0,2 bis 1 /U aufweisen. Eine Methodik zur Bestimmung des durchschnittlichen Teilchendurchmessers wird nachstehend erläutert.

In den Knetprodukten sollte der Teilchendurchmesser der dispergierten intermetallischen Phase ausreichend klein sein, dass der Abstand zwischen einem Teilchen und seinem nächsten Nachbarn 3 ,u oder weniger beträgt, so dass die Teilchen eine Versetzungszellenstruktur jener Grössenordnung während der KaItdeformierung erzeugen und stabilisieren oder einen Korndurchmesser jener Grössenordnung nach der Vergütung bzw. Anlassung behalten. Wenn dieser Zwischenteilchenabstand im Durchschnitt über 3 ,u hinausgeht, wird die Festigkeit zunehmend in Bereiche verringert, für die nur geringes wirtschaftliches Interesse besteht. Wenn die Teilchenzu klein sind (weniger als etwa 0,1^u) behalten sie nicht die hohen Winkelumorientierungsfehlergrenzen

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in der Aluminiummatrix, weshalb das Material ein zu dem von Standardlegierungen ähnliches Verhalten zeigt, in welchen die festen Teilchen aus der festen Lösung durch Wärmebehandlung ausgefällt werden.Im Gegensatz zu den durch die Desintegration der stäbchenartigen Phase gebildeten Teilchen beträgt der Teilchendurchmesser, der bei einer normalen Wärmebehandlung ausgefällten Teilchen, weniger als 0,1 .u. Wenn die intermetallischen Teilchen zu gross oder in den aus eutektischen Legierungen mit stäbchenartigen intermetallischen Phasen erzeugten Produkten zu ungleichmässig verteilt sind, wirken sie als Stellen für eine Spannungs- bzw. Beanspruchungskonzentration oder als Linien der Bruchausbreitung,und das Material verliert seine Zähigkeit oder Verformbarkeit. Auch wird die Streckgrenze und Rekristallisierungstemperatur verringert. Aus dem gleichen Grund sind grobe intermetallische primäre Teilchen unerwünscht.

Die Legierungen, von denen bisher angenommen wurde, dass für sie. das Hauptinteresse im Hinblick auf die wirtschaftliche Verwertung wegen der Festigkeit und Verformbarkeit des Endproduktes besteht, weisen 5,0 bis 12 Vol.% intermetallische Stoffe auf.

Wenngleich ein durchschnittlicher Teilchendurchmesser im Bereich von 0,1 und 2 ,u dem Endprodukt zufriedenstellende Eigenschaften verleihen kann, ist, wie bereits angeführt, ein durchschnittlicher Teilchendurchmesser im Bereich von 0,2 bis 1,0 ,u bevorzugt. Der durchschnittliche Teilchendurchmesser wird durch Zählung der Zahl der in dem Einheitsbereich in einem Schliffbild, bzw. einer Mikrografie eines Querschnitts vorliegenden Teilchen bestimmt, wobei die groben primären intermetallischen Teilchen und die feinen Teilchen, die aus der festen Lösung ausgefällt

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sind, ignoriert werden. Derartige Teilchen sind durch einen erfahrenen Metallurgen leicht erkennbar.

Der durchschnittliche Teilchendurchmesser ist sodann durch die folgende Formel gegeben:

d = 0.90 VV/ VNp

worin bedeutet: d - Teilchendurchmesser

Np = Zahl der Teilchen/Einheitsfläche V= Volumenanteil der intermetallischen Stoffe -(0,05 bis 0,20)

Die vorstehende Formel drückt die Grosse der Teilchen im Sinne des Durchmesserseiner Kugel gleichen Volumens aus. Der Durchmesser eines länglichen Teilchens, welches durch Segmentierung eines zylindrischen Stäbchens gebildet wird, ist, wenn es in dieser Weise ausgedrücktwird, normalerweise grosser als der Durchmesser des Stäbchens, aus dem es gebildet wird.

Da keine Notwendigkeit besteht, dass die gekoppelten Phasen in einer einzigen Richtung ausgerichtet ' werden, ist es unnötig, die Bildung eines eutektischen zellenartigen Wachstums (hervorgerufen durch die Trennung von Verunreinigungen) zu unterdrücken, weshalb Aluminiummetall handelsüblicher Reinheit für die Herstellung der Gusslegierung angewandt werden kann.Diese zellartige oder "Kolonien"-Art der Verfestigung ergibt nicht ausgerichtete intermetallische Stäbchen.

Bei der Herstellung der Gusslegierung sollte das Metall unter derartigen Bedingungen gegossen werden, dass im wesentlichen keine Kernbildung von intermetallischen Stoffen in dem geschmolzenen Metall vor der Front zwischen dem flüssigen Metall

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und dem festen Metall erfolgt. Bis zu etwa 2 Vol.% an groben primären intermetallischen Teilchen können toleriert werden, wenngleich die vollständige Abwesenheit derartiger Teilchen stark bevorzugt wird. Wenn jedoch das Volumen der groben primären intermetallischen Teilchen sich unter 2 % befindet/ wird die Gusslegierung als im wesentlichen frei von derartigen Teilchen für die Zwecke der Erfindung angesehen. Um das Erfordernis der Unterdrückung des Wachstums primärer Teilchen zu erfüllen, muss, wie festgestellt wurde, ein Temperaturgradient von zumindest 5 C/cm in dem geschmolzenen Metall in der unmittelbaren Nachbarschaft der Verfestigungsfront vorliegen. Wenn eine geeignete Kontrolle des Temperaturgradienten in dem Bereich der Verfestigungsfront ausgeübt wird, ist es möglich, das gewünschte Ergebnis der Erzeugung der Gussaluminiumlegierung mit nicht mehr als 2 Vol.% an primären intermetallischen Teilchen (im Gegensatz zu Stäbchen) aus geschmolzenem Metall zu erreichen, worin die legierenden Elemente das Eutektikum in einer Höhe von 10 % übertreffen.

Um den bevorzugtai intermetallischen Stäbchenabstand von 1 ,u oder weniger zu erzielen, muss, wie festgestellt wird, die Wachstumsgeschwindigkeit(Geschwindigkeit der Abscheidung von festem Metall in einer Richtung, die im wesentlichen senkrecht zu der Verfestigungsfront ist) zumindest 1 cm/min betragen. Es wird somit ersichtlich, dass die Erfordernisse des Giessverfahrens derart sind, wi^bereits festgestellt wurde, dass Gussbarren, die die gewünschten Eigenschaften haben, durch das herkömmliche direkte/Hartgussverrafiren erzeugt werden können, worin das Kühlmittel direkt auf die Oberfläche des Gussbarrens bei dessen Auftauchen aus einer offenendigen Form angewandt wird. Dies steht im vollkommenen Gegensatz zu den sehr langsamen

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und den einseitig gerichteten Wachstumserfordernissen der groben faserverstärkten Verbundstoffe, wie vorstehend angegeben wurde. Das kontinuierliche direkte Hartgussverfahren, insbesondere bei Anwendung einer Wärmehaubenform (hot-top mould) in Verbindung mit einem Glas-Tuch-Verteiler, erlaubt die Aufrechterhaltung relativ stabiler Bedingungen in der Nähe der Verfestigungsfront, während auf das verfestigte Metall eine starke Abkühlung durch die Anwendung eines Kühlmittels auf die Oberfläche des aus der Form austretenden Gussbarrens ausgeübt, und gleichzeitig frisches geschmolzenes Metall in die Form eingeführt wird. Dies ermöglicht die zu erreichende gewünschte hohe Wachstumsgeschwindigkeit in Verbindung mit dem erforderlichen steilen thermischen Gradienten, die für das gekoppelte Wachstum der Metallmatrix und der intermetallischen Phase ohne Bildung von groben primären intermetallischen Teilchen erforderlich ist.

Der Ausdruck "eutektische Zusammensetzung bzw. Masse" wird hier zur Bezeichnung von eutektischen Zusammensetzungen, die binär, ternär und höherer Ordnung sind, sowie für einen Bereich von Zusammensetzungen in der Nähe dieser Eutektika angewandt, in denen es möglich ist, die gleichzeitige Abscheidung der dukti-len metallischen Aluminiumphase und einer oder mehrerer stäbchenartiger intermetallischer Phasen zu erzielen. In "eutektische Zusammensetzungenjbzw. Massen" sind auch Zusammensetzungen eingeschlossen, die sich den Grenzen zwischen den Phasenfeldern, die dem Charakter nach eutektisch sind, annähern, beispielsweise eine monovariante Legierung, d.h. eine Legierung, die sich durch eine monovariante eutektische Reaktion verfestigt. Im allgemeinen kann angegeben werden, dass die gewünschte stäbchenartige intermetallische Phase ohne übermässiges Wachstum

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grober primärer intermetallischer Teilchen oder übermässiges Wachstum primärer Aluminiumdendriten in "eutektisehen Zusammensetzungen" erzeugt werden kann, worin der Gesamtgehalt der hauptsächlichen legierenden Elemente weniger als 10 % oberhalb oder 20 % unterhalb des Gesamtgehaltsdieser Elemente am Eutektikum oder dem eutektischen Tal (eutectic trough) beträgt.

Es ist jedoch bevorzugt, dass der Gehalt der legierenden Elemente 90 bis 100 % desjenigen betragen sollte, der für das Eutektikum erforderlich ist. Wenn die Legierungselementzusätze geringer als die der eutekischen Zusammensetzung sind, so werden primäre Aluminiumdendriten gebildet (zusätzlich zu der gewünschten eutektischen Struktur).In diesem Fall besteht die Mikrostruktur aus Aluminiumdendritenzellen, die im wesentlichen von intermetallischen Phasen frei sind, und der stäbchenartigen eutektischen Struktur, die sich an den Grenzen der Dendritenzellen ausbildet. Das Vorliegen grosser Bereiche, die von intermetallischen Stäbchen frei sind, ruft offensichtlich eine Neigung zur Verringerung der Gleichmässigkeit der Teilchendispersion hervor, wenn die Gusslegierung zum Aufbrechen und der Dispergierung der brüchigen bzw. spröden intermetallischen Phase gewalzt oder in anderer Weise deformiert wird. Für eine vorgegebene Wachstumsgeschwindigkeit stellt die vollständig gekoppelte Wachstumsstruktur ein Optimum dar; jedoch ist das Vorliegen von Aluminiumdendriten unter der Voraussetzung annehmbar, dass durchschnittliche Teilchengrösse und Abstand der intermetallischen Teilchen nach der Bearbeitung wie vorstehend angegeben sind. Es ist natürlich offenbar, dass, je feiner die Dendritenzellen sind, d.h. je grosser die Wachstumsgeschwindigkeit ist, desto mehr Aluminiumdendritenvolumen

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toleriert werden kann, um in dem Endprodukt auf die erforderliche Struktur zu kommen, unter gewissen Umständen ist ein Volumen an Aluminiumdendriten Von einer Höhe von 5O bis 60 Vol.% in relativ dicken Gussbarren tolerierbar, die durch ein kontinuierliches direktes Hartgussverfahren gegossen wurden, wenngleich die Eigenschaften der gewalzten Produkte zunehmend mit dem Anwachsen des Volumens der Dendriten abnehmen bzw. sich verschlechtern. Beim Guss dünnen Materials, d.h. bis zu etwa 2,54 cm (1") Dicke, wo aussergewöhnlich hohe Kühl- bzw. Abschreckungsgeschwindigkeiten erreichbar sind, sind sogar noch höhere Prozentsätze an Aluminiumdendriten einer sehr kleinen Grosse (der Grössenordnung von 5 .u) annehmbar und, unter der Voraussetzung, dass die Dendriten ausreichend klein sind, werden die mechanischen Eigenschaften nicht nachteilig beeinflusst.

Wenn die Gußlegierung durch Walzen oder Strangpressen deformiert wird, werden die intermetallischen Stäbchen nicht zu-* fällig gebrochen;sie besitzen jedoch eine Neigung zur gleichmässigen Segmentierung entlang ihrer Längsachse, wodurch gleichmassige, jedoch etwas längliche Teilchen geschaffen werden, deren Durchmesser dem Durchmesser der ursprünglichen intermetallischen Stäbchen entspricht. Diese Teilchen neigen zur gleichmassigen Dispergierung über die duktile Metallmatrix während der nachfolgenden Deformation des Gussbarrens. Da die Teilchen eine geringe Grosse besitzen, einen kleinen Voluraenanteil beanspruchen und gleichmässig in der Matrix verteilt sind, beeinflussen sie die Zähigkeit oder Verformbarkeit des Materials nicht in nachteiliger Weise. Das Aspektverhältnis {Verhältnis von Länge zu Durchmesser) der Mehrheit der Teilchen, die durch die Desintegration der intermetallischen Stäbchen gebildet sind, fällt in den Bereich von 1:1 bis 5 : 1. Ii Gegensatz

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hierzu beträgt die durchschnittliche Länge der stäbchenartigen intermetallischen Stoffe in der Gusslegierung üblicherweise im wesentlichen mehr als das 100-fache des Durchmessers.

Die Eigenschaften der gewalzten Produkte, die durch das erfindungsgemässe Verfahren erzeugt sind, sind in einem gewissen Ausmass anisotrop. Es ist bevorzugt, die relativen Proportionen der Anisotropie durch Einführung geringer Mengen von Cu und/oder Mg zu verringern, die in fester Lösung in der Al-Phase verbleiben und bekannte festigkeitsverleihende Eigenschaften aufweisen.

Bei der Herstellung vonjgewalzten Produkten einer guten Verformbarkeit für Zwecke wie Autokarosseriepresslinge ist es zulässig ,etwas von der potentiellen Festigkeit des Produktes zur Sicherstellung der gewünschten Verformbarkeitseigenschaften und in gewissen Fällen, um die Produktion brauchbarer, bruch-(linien) freier Gussbarren in dem anfänglichen Guss-Stadium zu erleichtern, zu opfern.Aus diesem Grund und zur Minimierung der Bildung grober primärer intermetallischer Teilchen bei der Herstellung der gewalzten Produkte durch das erfindungsgemässe Verfahren ist es bevorzugt, dass der Gesamtgehalt der hauptsächlichen legierenden Elemente etwas weniger (zwischen 90 bis 100 %) sein sollte, als es für ein Eutektikum erforderlich ist.

Bei der Herstellung der dispersions-verstärkten Aluminiumlegierungen ist die Erfindung am allgemeinsten auf "eutektische Zusammensetzungen bzw. Massen" anwendbar, worin die legierenden Bestandteile zwei oder mehr darstellen,die aus der Gruppe ausgewählt sind, die Fe in einer Menge von zumindest 1,2 %, Ni in einer Menge von zumindest 1,1 %, Mn in einer

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Menge von zumindest 0>3 % und Si in einer Menge von zumindest O,5 % umfasst, wobei solche hauptsächlichen legierenden Bestandteile in einer Gesamtmenge vorliegen, um etwa 5_#0 bis 20 Vol.% an intermetallischen Phasen zu liefern, und die Legierung auch derartige:Mengen anderer Elemente enthält, die die Möglichkeit des Wachstums der feinen stäbchenartigen intermetallischen Phasen nicht zerstören. Eine ganz bestimmte Anwendung der Erfindung stellt die Produktion neuartiger Al-Fe-Mn- und Al-Fe-Ni-dispersionsverstärkter Knetprodukte dar, die durch Bearbeitung von Gussmassen aus "eutektischen Zusammensetzungen bzw. Massen" gebildet sind, welche unter den erforderlichen Bedingungen erzeugt worden sind, um die intermetallische Phase in Form von Stäbchen geeigneter Grosse (und somit eines geeigneten Abstandes) wachsen zu lassen. Beim Guss von Legierungen, die sowohl Fe und Ni als hauptsächliche legierende Elemente enthalten, können bis zu 0,5 % des gesamten Fe- und Ni-Gehaltes durch eine gleiche Menge an Co ersetzt werden.

Nach Erzeugung einer Gusslegierung der erforderlichen Struktur kann der Zusammenbruch der brüchigen bzw. spröden intermetallischen Phase in dispergierte Teilchen durch entweder Heiss- und/oder Kaltbearbeitung der Gusslegierung durch eine Vielzahl von Wegen erreicht werden. Eine Verringerung von zumindest 60 % ist für die notwendige Dispersion der Teilchen erforderlich, die durch den Zusammenbruch der intermetallischen Stäbchen gebildet sind. Wenngleich Vorsicht walten muss, dass die Zeit/Temperatur-Bedingungen, die für die vorläufige Erhitzung des Gussbarrens vor der Heissbearbeitung gewählt wurden, nicht zu der Koaleszenz der intermetallischen Stoffe

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führen, treten bei der Wahl geeigneter Bedingungen geringe Schwierigkeiten auf..Beispielsweise kann der Gussbarren bei Al-Fe-Mn- und Al-Fe-Ni-Eutektika auf eine Temperatur von 500 C während einer Stunde vor der Heissbearbeitung erhitzt werden.

Bei der Herstellung gewalzter Produkte ist es bevorzugt, den hauptsächlichen Teil der Reduzierung des ursprünglichen Gussbarren durch Heisswalzen durchzuführen, wenngleich es ebenfalls bevorzugt ist, einen nachfolgenden Kaltwalzvorgang anzuwenden, um zumindest eine weitere 10 %-ige Reduzierung und vorzugsweise zumindest 50 %-ige Reduzierung der heissgewalzten Bramme unter Schaffung der gewünschten Versetzungszellstruktur in der Aluminiummatrix zu erreichen. Durch die Bezeichnung "Kaltbearbeitung" soll ausgedrückt werden, dass die Legierung einer Bearbeitung bei einer Temperatur unter etwa 25O°C unterworfen worden ist.

Die Legierung, die durch Kaltwalzen deformiert worden List, kann bei 200°C (oder höher) gehalten werden, um eine Vergütung (recovery)oder Umkristallisierung zu bewirken. Selbst wenn ein nachfolgender Bearbeitungsvorgang, wie beispielsweise eine Porzellanemaillierung oder Lötung zu einer Umkristallisierung in dem kaltbearbeiteten Material führt, werden noch immer relativ günstige Eigenschaften beibehalten. Ein sehr feines Korn oder eine Unterkorngrösse, die durch eine derartige Behandlung erzielt werden, leisten einen wichtigen Beitrag zu den mechanischen Eigenschaften des Materials,

Die Erfindung kann insbesondere auf die Herstellung gewalzter Bleche im gesamten herkömmlichen Dickenbereich von 0,254 bis 0,0010 cm (0.1 bis 0.0004 inches) angewandt werden.

Ein besonderes Gebiet, auf welches die Erfindung insbesondere anwendbar ist, stellt die Herstellung von Aluminiumlegierungsblech mit relativ geringen Kosten im Hinblick auf die legie-

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renden Bestandteile dar, wobei diese eine gute Formbarkeit und eine höhere Festigkeit nach Behandlungen bei erhöhter Temperatur, wie beispielsweise einer Emaillierung und Lötung, ergeben, als jene Legierungen, die derzeit üblicherweise für jenen Zweck angewandt werden. Dieses verbesserte. Blech baut auf den vorstehend erwähnten Al-Fe-Mn- und Al-Fe-Nieutektischen Zusammensetzungen auf. Diese Legierungen mit möglichen Zusätzen an Mg und/oder Cu und/oder , im Fall der Al-Fe-Ni-Legierung,Mn^ ergeben, wenn sie einer letzten thermischen Behandlung bei einer Temperatur im Bereich von 230 bis 45O°C nach der Kaltbearbeitung ausgesetzt werden, ein gewalztes Produkt, das eine ausgezeichnete Formbarkeit in Beziehung zu seinen erzielten mechanischen Festigkeitseigenschaften aufweist.

Für Produkte, wie beispielsweise Autokarosseriepresstücke ist es sehr wünschenswert, dass Aluminiumblech die folgende minimale Kombination anEigenschaften aufweist:

0,2 % Streckgrenze 20 ksi

Dehnung . bei 5,08 cm

(2 inch) Strecklänge 20 %

Erichsen Tiefungsprobe 1,02 cm (0.40 ")

Die Erichsen Probe stellt eine Tiefungsprobe dar, worin ein Stück eines Metallbleches, das mit Ausnahme der Mitte gefasst ist, durch einen kegelförmigen Stempel mit rundem Ende bis zum Eintritt des Bruches deformiert wird. Die Höhe der Austiefung in mm (oder inches) beim Bruch stellt ein Mass der Duktilität dar. Die vorstehend angegebene Abkürzung "ksi", die auch in den nachfolgenden Beispielen verwendet wird, bedeutet

"1000 lbs/square inch" (45-4 kg/6,45 cm²). Daher .stellen 1,0 ksi

annähernd etwa 70 kg/cm dar.

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Die Probe ist in den British Standards Institution B. S. 3855: 1965 : Titel "Method for Modified Erichsen Cupping Test for Sheet and Strip Metal" beschrieben.

Die bevorzugte eutektische Zusammensetzung für die Al-Fe-Mn-Legierung weist einen Fe- und Mn-Gehalt auf, der innerhalb der Koordinaten'1,9 % Fe,0,3 % Mn; 2,0 % Fe, 0,8 % Mn; 1,4 % Fe, 1,2 % Mn; 1 ,4 % Fe, 0,6 % Mn liegt, wobei die Legierung auch Zn, Li, Cu, Mg, Si bis zu 1,5 % insgesamt und bis zu jeweils maximal 1,0 % (Einzelkomponente); weitere bis zu maximal 1,0 % insgesamt und bis zu 0,3 % jeweils umfasst, wobei Al den Rest darstellt. Es ist jedoch am meisten bevorzugt, dass die Legierung Fe und Mn innerhalb der Koordinaten enthält 1,8 % Fe, 0,6 % Mn; 1,8 % Fe, 0,8 % Mn; 1,5 % Fe, 1,0 % Mn; 1,5 % Fe, 0,7 % Mn; wobei die Legierung auch 0,1 bis 0,3 % Cu und Si bis zu 0,3 % enthält und andere vorzugsweise unter 0,15 % insgesamt (maximal jedesO,1 %) liegen und Aluminium denRest darstellt. Alle Zusammensetzungen, die sowohl in den grösseren als auch engeren Bereich der vorstehend angeführten Fe- und Mn-Gehalte fallen, liegen innerhalb von mehr als 10" % ' oder 20 % unterhalb einer eutektischen Zusammensetzung.

Im Fall der Al-Fe-Ni-Grundlegierung liegen der bevorzugte Fe- und Ni-Gehalt innerhalb der Koordinaten 1,9 % Fe, 1,1 % Ni; 1,9 % Fe, 1,8 % Ni; 1,5 % Fe, 2,5 % Ni; 1,2 % Fe, 2,5 % Ni; 1,2 % Fe, 1,2 % Ni, wobei die Legierung auch Mn bis zu 1,5 %, Zn, Cu, Li, Mg, Si, biszu 1,5 % insgesamt, bis zu 1,0 % maximal jeweils, andere biszu 1,0 % maximal insgesamt und bis zu 0,3 % jeweils enthält und Al den Rest darstellt. Die am meisten

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bevorzugte Zusammensetzung weist einen Fe- und Ni-Gehalt innerhalb der Koordinaten 1,7 % Fe, 1,2 % Ni; 1,8 % Fe, 1,7 % Ni; 1,4 % Fe, 2,3 % Ni.;1,4 % Fe, 1,2 % Ni auf, wobei die Legierung auch 0,3 bis 0,6 % Mn, bis zu 0,5 % Cu, bis zu 0,5 % Mg, bis zu 0,3 % Si, weitere bis zu 0,15 % insgesamt und bis zu 0,1 % jeweils, enthaltend der Rest Al darstellt. Bis zu 0,5 % Co können einen äquivalenten Teil des Fe- und/oder Ni-Gehaltes ersetzen, wobei es jedoch die relativ hohen Kosten von Co unwahrscheinlich machen, dass dieses bei industrieller Anwendung verwendet werden würde.

Die Struktur des Barrens einer Al-Fe-Mn- eutektischen Zusammen- ' setzung besteht bei Verfestigung mit Wachstumsgeschwindigkeiten von mehr als etwa 1 cm/min mit-Temperaturgradienten in der Flüssigkeit von mehr als etwa 5°C/cm aus einer zellenartigen "eutektischen" Struktur, die feine Stäbchen der (Fe, Mn) Al. Phase

mit einem durchschnittlichen Durchmesser von weniger als 1 .u enthält. In grossen Gussblöcken bzw.-barren, die durch das kontinuierliche, direkte Hartgussverfahren gegossen sind, variieren die Wachstumsgeschwindigkeiten von der Mitte zum Rand und die Temperaturgradienten in der Flüssigkeit sind nicht gut definiert und werden durch eine Konvektionsvermischung im Sumpf des geschmolzenen Barrens .verringert. Trotzdem wurde gefunden, dass es möglich ist, einen Barren mit der erforderlichen Struktur durch das kontinuierliche direkte Hartgussverfahren zu giessen, wobei man die Legierung bei einer um 75 bis 100⁰C oberhalb ihres Schmelzpunktes liegenden Temperatur giesst und eine Form verwendet, die mit einer Wärmehaube (hot-top) und einem Glastuchnetzverteiler ausgestattet ist, der zur Verringerung erzwungener und natürlicher Konvektion in dem geschmolzenen

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Metallsumpf in dem Barren während des Gusses entworfen wurde.

Wenn ein Barren, der diegeeignete Struktur aufweist, heissgewalzt oder extrudiert wird, wird die stäbchenartige (Fe,Mn)Al ■

Phase in eine feine, gleichmässige Dispersion vcnTeilchen in der Aluminiummatrix aifgebrochen. Bei Kaltbearbeitung dieses Materials wird die Festigkeit des Materials erhöht und ein Teil der erhöhten Festigkeit wird selbst nach der nachfolgenden Vergütung oder Rekristallisierung infolge des sehr feinen Korns oder der Unterkorngrösse beibehalten, die durch die intermetallische Dispersion stabilisiert ist.

Viele andere eutektische Zusammensetzungen können ebenfalls für die Produktion der dispersionsverstärkten Produkte durch das erfindungsgemässe Verfahren angewandt werden.Ein weiteres Beispiel einer derartigen eutektischen Zusammensetzung, die durch die angegebene Prozedur vergossen und verarbeitet werden kann, stellt eine Al-Fe-Mn-Si-Legierung dar. Eine bevorzugte Zusammensetzung einer derartigen Legierung ist 1,4 bis 2,2 ^! Fe; 0,5 bis 2,0 % Si; 0,1 bis 1,0 % Mn; bis zu 1,5 % insgesamt (1,0 % maximal jeweils bzw. jedes) Zn, Cu, Li,Mg; bis zu 1,0 % insgesamt (0,3 maximal jeweils) weitere; Rest Al.

Ein besonders bevorzugter Bereich ist 1,7 bis 2,0 % Fe, 0,5 bis 1,0 % Si, 0,5 bis 0,9 % Mn, bis zu 0,3 % Cu, bis zu O,3 % Mg, bis zu insgesamt 0,15 % (0,1 % maximal jeweils) weitere, Rest Al.

Ein weiteres Beispiel einer geeigneten eutektischen Zusammensetzung stellt eine Al-Ni-Mn-eutektische Zusammensetzung dar,

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die 4,5 bis 6,5 % Ni und 0,3 bis 2,5 % Mn enthält. Zn, Cu, Li, Mg, Fe und Si sind in Mengen bis zu 1,5 % insgesamt und 1,0 % jeweils zulässig. Die hauptsächlichen legierenden Elemente Ni und Mn werden vorzugsweise innerhalb der Bereiche 5,5 bis 6,0 % Ni und 1,0 bis2,0 % Mn gehalten. Vorzugsweise v/erden Cu, Mg, Fe und Si unter 0,3 % jeweils gehalten.· Andere Elemente werden.unter 1,5 % (vorzugsweise 0,15 %) insgesamt und unter -0,3 % (vorzugsweise unter 0,1 %) jeweils gehalten.

Ein weiteres Beispiel für eine geeignete eutektische Zusammensetzung stellt eine Al-Fe-Si-eutektische Masse dar. Eine geeignete Zusammensetzung ist etwa 1,8 % Fe und etwa 3 % Si. Obgleich es zulässig ist, bis zu insgesamt 1,5% (1,0% maximal jedes) Zn, Cu, Li,Mg, Mn, bis zu 1,0 % insgesamt (0,3 % maximal jeweils) v/eitere einzuschliessen, ist es bevorzugt, die folgenden Maximalwerte für zusätzliche legierende Elemente aufrechtzuerhalten: bis zu 0,5 % Cu, bis zu 0,5 % Mg, bis zu 0,5 % Mn, bis zu 0,15 % insgesamt weitere (0,1 % maximal jeweils).

Ein weiteres Beispiel stellt eine Al-Mn-Si-eutektische Masse dar. Eine geeignete Zusammensetzung enthält etwa 2 % Mn und etwa 2 % Si. Wenngleich es zulässig ist bis zu insgesamt 1,5 % (1,0 % maximal jeweils) Zn, Cu, Li, Mg, Fe, bis zu insgesamt 1,0 % (0,3 % maximal jeweils) weitere einzuschliessen, ist es bevorzugt, die folgenden Maximalwerte für weitere legierende Elemente aufrechtzuerhalten: bis zu 0,5 % Cu, bis zu 0,5 % Mg, bis zu 0,5 % Fe, bis zu 1,0 % insgesamt (0,3 % maximal jeweils) weitere.

In den folgenden Beispielen beschreiben die Beispiele 1 bis 3 Versuche, die zur Herausstellung der Vorteile durchgeführt

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wurden, die sich aus dem erfindungsgemässen Verfahren im Hinblick auf die vorstehend/angegebene Aluminium-Eisen-Mangan-Eutektikums-Zusammensetzung ergeben.

Hierdurch sollen (1) die Wirkung der Struktur, (2) die Ergebnisse der Produktionsproben und (3) der Einfluss von Modifizierungen der Grundlegierung veranschaulicht werden.

Beispiel 1 Wirkung der Struktur auf die Zugfestigkeitseigenschaften

Zusammensetzung : 1,8%Fe-1,0% Mn - 0,1 % Si -

weitere < 0,01 % jeweils - Rest Al

Gussmethodik : Barren A - 3,18 cm (1.1/4 inch) Durch

messer, gewachsen aus Wasser-Kühlkokille. Die intermetallische (Fe, Mn)Al-Phase lag in Form von Stäbchen von etwa 1/2 .u Durchmesser vor.

Barren B - gegossen als 3,18 cm (1,1/4 ") dicke Barren in einer Eisenkühlkokille. Die intermetallische Phase liegt in Form grober Teilchen einer Grosse von bis zu 10 ,u und in unregelmässiger Verteilung vor.

Verarbeitung : Beide Barren wurden auf 500 C während

einer Stunde erhitzt; auf 0,3 8 cm (0,15 ") heissgewalzt; auf O,127 cm (0.05 ") Blech kaltgewalzt.

Zugfestigkeitsproben wurden aus dem Blech ausgeschnitten und während 100 Stunden bai den in Tabelle 1 angegebenen Temperaturen vergütet.

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ro

Tabelle 1

Wirkung der Struktur auf die Zugfestigkeitseigenschaften* einer Al-I,8 % Fe,1,0 % iMn-Legierung .

CO cn cn -j

O CD OO

O CO O

Barren	Kaltgewalzt (67 %)	4 % 11 %	300°C-100 h	Streck grenze ksi	Deh nung	400°O100	h	Deh nung	5OO°C-1OO	h	Deh nung
		Zugfe stigkeit, ksi	25 •11,5	23 % 30 %	Zugfe stigkeit .. ksi	Streck grenze ksi	32 % 40 %	Zugfe stigkeit ksi.	Streck grenze ksi	29 % 40 %
A ' B	Zugfe- Streck^Deh- stigkeit grenze nung (UIt.) ksi * ksi	26 18,5		22 17	18 7	24 16	17. 6,5
43 31 26,5 22,5

U»

* Die Zugfestigkeitseigenschaften in dieser und anderen Tabellen sind in Longitudinalrichtung, sofern es nicht anders bezeichnet ist.

** Die Streckgrenze bzw. Streckfestigkeit ist in dieser und den anderen Tabellen als 0,2 % Streckgrenze ausgedrückt.

Die Dehnung in dieser und den anderen Tabellen ist als die prozentuale Ausdehnung auf einer Strecklänge von 2,54 cm (1 inch) oder5,08 cm (2 inch) angegeben.

Die Zugfestigkeitseigenschaften eines aus Barren B gewalzten
Bleches sind jenen eines herkömmlichen AA-3003 Bleches ähnlich. Die sehr ausgeprägten vorteilhaften Eigenschaften des aus
Barren A erzeugten Bleches im Vergleich zu einem aus dem Barren B erzeugten Blech gehen aus den vorstehenden Zahlenangaben hervor.

Beispiel 2

Probe mit einem D. C. ("Direct Chill", direkte Abkühlung)-Barren

Zusammensetzung 1,65 % Fe - 0,95 % Mn - 0,09 % Si weitere <0,01 % jeweils - Rest Al

Gussmethodik Ver arbe itung 12,7 cm (5 in) χ 50,8 cm (20 in.) D.C.Barren, gegossen mit 7,6 cm (3 in.)/min; 2,54 cm (1 in) Formlänge (unter Verwendung einer Wärmehaube); Glastuchnetz um den Metallspiegel zur Kontrolle des Aufschwimmens am Ende des Eintauchrohrs, durch welches das Metall in die Form eintritt; Metalltemperatur 725 C.

Barren vorerhitzt auf 500°C und heissgewalzt auf 0,66 cm (0.26 in.) und:

Ablauf (1) heissgewalzte Bramme auf 0,38 cm (0.15 in.) kaltgewalzt; vergütet bei 400°C während einer Stunde; sodann auf 0,127 cm (0,05 in-.) Blech kaltgewalzt

Ablauf (2) teilweise vergütet bei 25O°C während einer Stunde "zwischen wiederholten 15 %igen Reduzierungen durch Kaltwalzen auf 0,127 cm (0.05 in.)

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COPY

Tabelle 2 Zugfestigkeitseigenschaften eines aus D. C.-Barren gewalzten Bleches

kaltgewalzt	. Streck grenze ksi	Deh nung	vergütet bei	Streck grenze ksi	200°C	vergütet bei	Streck grenze ksi	300°C	vergütet bei	Streck grenze ksi	40(
Zugf. ksi	27	8 %	Zugf. ksi	28	Deh nung	Zugf. ksi	24	Deh nung	Zugf. ksi	17	D. n*
1) 34	31	10 %	29	29 1	7.5 %	25	25	15 %	22		3(
2) 38		30	3. %	27	23 %	—	—

Die Untersuchung der Struktur des

gegossenen Barrens zeigte,

dass die intermetallische Phase (Fe ,Mn) Al₁, in Form von Stäbchen

eines Durchmessers von etwa 1/2 .u in der Metallmatrix vorlag.

Nachdem der Barren einer Bearbeitung durch Heisswalzen und Kaltwalzen unterworfen worden war, ergab die Untersuchung des Bleches, dass die intermetallische Phase in eine gleichförmige Dispersion feiner Teilchen mit einem durchschnittlichen Durchmesser in der Grössenordnung von 0,7 .u aufgebrochen worden war.

Beispiel 3 Wirkung anderer Elemente

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ORIGINAL INSPECTED

Zusammensetzung

Gussmethodik Verarbeitung

1,7 % Fe - 1,0 % Mn - 0,1 % Si weitere <0,01% jeweils - Rest Al plus Zusätze wie angegeben.

3,18 cm (1.1/4 in.) Durchmesser Barren, wie Barren A in Beispiel 1

wie in Beispiel 1.

Tabelle 3

Auswirkung der Zufügung von Elementen auf die Zugfestigkeitseigenschaften von Blech einer Dicke von 0,127 cm (0.05 in.)

Legierung	kaltgewalzt	(67 %)	Deh nung	vergütet bei 300	Streck grenze ksi	°C-100 h
	Zugfestig keit ksi	Streck grenze ksi	6 %	Zugfe stigkeit ksi	23	Deh nung.
Grundlegierung	37	31	6 %	25	24	23 %.
+0.2 % Cu	42	34	4 %	28	24	24 %
+0.3 % Mg	48	39	29	20 %

Die untersuchung der Strukturen der Barren und der gewalzten Produkte ergab eine im wesentlichen identische Struktur zu der, die im Fall des Barrens A von Beispiel 1 erhalten wurde. Die Zusätze vcn Cu und Mg störten das Wachstum der

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COPY
ORIGINAL INSPECTED

stäbchenartigen (Fe ,Mn) Al ,.-Phase nicht.

Die nachstehenden Beispiele geben die Eigenschaften wieder, wenn gewisse binäre Eutektika und solche höherer Ordnung beim erfindungsgemässen Verfahren angewandt werden.

Beispiel 4

Legierung : Aluminium 6,3 % Ni (plus etwa 0,2 %

Verunreinigungen)

Gussmethodik

22,8 cm χ 8,9 cm (9x3 1/2 in.) D.C.Barren, gegossen mit 15,24 cm (6 in.)/min.

Mechanische Eigenschaften*

(a) Auf 525 C vorerhitzter Barren und heissgewalzt zu einer Bramme von 0,64 cm (1/4 in.)

Probe Zugfe- Streck-* Den-* Kerbfestigkeitswirksamkeit (%) stigkeit grenze nung Zugfe- Streckksi ksi stigkeit grenze

Longitudinal . 38.3 33.3 7.8 % 87 100

Transversal 33.4 27.5 6.5 % 96 117

(b) 0,64 cm (1/4 in.) heissgewalzte Bramme, kaltgewalzt zu 0,127 cm (0.050 in.) Blech

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409 8 4 8/0904 CÖPY

Probe Zugfe- *" Streck-* Deh-* Kerbf estigkeitswirksamkeit^<o'^e(%) stigkeit grenze nung Zugfestigkeit Streckgrenze ksi ksi ksi ksi

Longitudinal 42.2 34.4 5.8 % 85 115

Transversal 38.0 28.3 4.5 % 72 88

•Durchschnitte vcndrei Werten aus Standardzugfestigkeits-Versuchsproben

**Kerbfestigkeitswirksamkeit aus dem Kahn-Zugtest.

Beispiel 5

Zusammensetzung :A 5,5 I Ni - 0,95 % Mn - Rest Al

(99,8 % Reinheit)

B 6,0 % Ni - 2,0 % Mn - Rest Al (99,8 % Reinheit)

Gussmethodik :12,7 cm χ 50,8 cm D.C.-Barren, gegossen

durch die Methodik des Beispiels 2

Verarbeitung :wie in Beispiel 2

Zugfestigkeitseigenschaften :O,127 cm (0,050 in.) Blech

kaltgewalzt vergütet bei 300°C-100 h

Ablauf (1)	A B	Zugf. ksi	Streck grenze ksi	Deh nung	Zugf. ksi	Streck grenze ksi	Deh nung
Leqierunq Legierung	46 53	36 39	8 %	37 47	37 46	6 % 3 %

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Beispiel 6

Zusammensetzung

Gus smethodik

Ver arbe i tung

Zugfestigkeitseigenschaften A 1.5 % Fe - 0.0 % Mn - 2.0 % Ni 0.1 % Si - andere < 0.01 jeweils Rest Al

B 1.5 % Fe - 0.5 % Mn - 2.0 % Ni - 0.1 % Si - andere <0.01 % jeweils - Rest Al

C 1.5% Fe -1.0% Mn -2.2% Ni -0.1% " Si - andere <0.01 % jeweils - Rest Al

Barren mit Durchmesser von 3,18 cm (1 1/4 in.) wie Barren A in Beispiel 1

wie in Beispel 1

0,127 cm (0.050 in.) Blech

kaltgewalzt vergütet bei 300 C-IOO h

	A	Zugfe stigkeit ksi	Streck grenze ksi	Deh nung	Zugfe stigkeit ksi	Streck grenze ksi	Deh nung
Legierung	B	39	31	10	29	28	25
Legierung	C	43	35	8	35	35	7
Legierung	45	37	7	35	33	8

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In diesem Beispiel betrug im Fall der Legierung B der durchschnittliche Teilchendurchmesser in dem gewalzten Blech 0,5,U (2 λι Maximum) .

Beispiel 7

Dieses Beispiel zeigt die Veränderung der mechanischen Eigenschaften, die durch Zugabe von Kupfer, Kupfer und Mangan, und Magnesium zu einer Al-Fe-Ni-Legierung des Typs des Beispiels 6 erhalten wird.

Zusammensetzung : A 1.6 % Fe - 1.8 % Ni - 0.6% Cu (andere

weniger als 0.1 % jeweils, weniger alß 0.2 % insgesamt)

B 1.5% Fe -1.9% Ni -O.6% Cu -O.6% Mn (andere weniger als 0.1 % jeweils, weniger als O.2 % insgesamt)

C 1.7 % Fe - 1.7 % Ni -0.3 %Mg (andere weniger als 0.1 % jeweils, weniger als 0.2 % insgesamt)

Gussmethodik : 9,54 cm (3.3/4 in.) χ 22,86 cm (9 in.)

D.C.-Barren, Verwendung einer Wärmehaube, 73O°C Metalltemperatur, Geschwindigkeit 10,16 cm (4 in.)/min

Verarbeitung : gehäuteter Barren, vorerhitzt auf 500°C,

heissgewalzt auf 0,32 cm (0.125 in.), kaltgewalzt auf 0,102 cm (O.O4O in.)/Endteilvergütung bei 35O°C während 2 Stunden

Mechanische Eigenschaften von Blech einer Dicke von

	0,102 cm (0.	040 in.)	Dehnung (%)	Erichsen (in.)
Legierung	Zugfestigk.' (U.T.S)ksi	Streckgrenze (Y.S.) ksi	18 19 19	0.36 0.34 0.33
A B C	31 32 29	24 20 27

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Beispiel 8 Aus Äl-Fe-Mn-Si-Legierungen erzeugtes Blech

Zusammensetzung

-Gu s sme t hod ik Verarbeitung

Struktur

A 1.8 % Fe - 0.8 % Mn - 0.5 % Si (weitere weniger als 0.01 % jeweils, weniger als 0.2 % insgesamt)

B 2.0 % Fe - 0.8. % Mn - 1 iO % Si (weitere weniger als 0.01 % jeweils, weniger als 0.2 % insgesamt)

C 2.1 % Fe - 0.5 % Mn - 1.7 % Si (weitere weniger als 0.01 % jeweils, weniger als 0.2 % insgesamt)

3,18 cm (1.1/4 in.) Durchmesser-Barren, Wachstumsgeschindigkeit 10,16 cm/min.

Barren vorerhitzt auf 500⁰C und heissgewalzt auf 0,953 cm (0.375 in.), kaltgewalzt auf 0,127 cm (0.050 in.)

Barren-gekoppeltes Wachstum, feine Stäbchen von alpha-Al-Fe-Mn-Si

Blech - feine Teilchen mit einen durchschnittlichen Durchmesser von weniger

	als 1	/^U	Streck grenze ksi	Deh nung %	vergütet	bei 300°C-100 h	Deh nung %
		28	7	Zugfe stigkeit ksi	Streck grenze ksi	32
Legierung	Zugfestigkeitseigenschaften	29	5	21	16	23
	gewalzt	25	7	22	15	26
A	Zugfe stigkeit ksi		19	9
B	36
C	38
	36

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Die Untersuchung der B arren in dem gegossenen Zustand und die Untersuchung der Produkte, die durch Walzen jeweils in den Beispielen 4 bis 8 erzeugt wurden, zeigten, dass diese ähnliche Strukturen zu den für Barren A des Beispiels 1 angegebenen aufwiesen.

Angaben,wie thermische Endbehandlungen während 2 Stunden bei verschiedenen Temperaturen im Bereich von 250 bis 45O°C die Eigenschaften einer Al-1,65 % Fe, 0,91 % Mn, O,2O % Cu-Legierung (die Legierung des Beispiels 2 mit zugefügten 0,2 % Cu) und einer Al - 1,6 % Fe, 1,9 % Ni, O,5 % Mn - Legierung (ähnlich Zusammensetzung B des Beispiels 6) beeinflussen,sind den Fig. 1 und 2 zu entnehmen. Im allgemeinen ist das Material, bevor diesem die angegebene thermische Behandlung zuteil wird, als ein 12,7 cm χ 50,8 cm (5 in. χ 20 in.) D.C.-Barren gegossen, von der Oberflächenhaut befreit, auf 500 C wiedererhitzt und auf 0,64 cm (1/4 in.) heissgewalzt, auf 0,3 81 cm (0.150 in.) kaltgewalzt, während 2 Stunden bei 35O°C zwischenvergütet und zu einem Blech einer Dicke von 0,127 cm (O.O5O in.) kaltgewalzt worden. Aus diesem Figuren ist ersichtlich, dass die Endbehandlungstemperaturen von /etwa 35OC die erwünschte Kombination der Eigenschaften für die Al-Fe-Mn-Legierung ergeben, während Temperaturen von etwa 400 C für die Al-Fe-Ni-Mn-Legierung bevorzugt sind.

Alle hier unter Bezugnahme auf Legierungszusammensetzungen angegebenen Bestandteile stellen Gewichtsprozente dar.

Die Erfindung wird weiter unter Bezugnahme auf die Fotomikrograf ien erläutert, die die Fig. 3 bis 6 bilden.

Fig. 3 stellt eine Fotomikrografie in 500-facher Vergrösserung eines Barrens von 1,8 % Fe, 0,8 % Mn und Rest Al (han-

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delsübliche. Reinheit) dar, welcher unter den in Beispiel 2 agegebenen Bedingungen gegossen wurde.

Fig. 4 stellt eine Fotomikrografie in einer 500-fachen Vergrösserung eines Bleches einer Dicke von O₇127 qm (0.050in.) dar, welchesdurch Walzen des Barrens der Fig. 3 erzeugt wurde.

Fig. 5 stellt gegensätzlich hierzu bei gleicher Vergrösserung die Struktur eines aus der gleichen Legierung gebildeten Bleches dar, das jedoch aus einem Barren statimte, der unter derartigen Bedingungen gegossen wurde, dass eine erhebliche Bildung grober intermetallischer Teilchen auftrat.

Fig. 6 stellt eine Transmissionselektronenmikrografie in 13000-facVer Vergrösserung eines gewalzten und teilweise vergüteten Bleches dar, das aus einer aus Al, 6 % Ni bestehenden eutektischen Masse gebildet ist und langgestreckte NiAl^-Teilchen zeigt.

Zur weiteren Veranschaulichung der Erfindung wirdfauf die beigefügte Fig. 7 Bezug genommen, die in vereinfachter Form die Liquidusgrenzen zwischen Al, FeAl₃ und Al,MnAl_g zeigt. Der durch die äussere Linie 1 angegebene Bereich definiert

einen allgemeinen Bereich eutektischer Zusammensetzungen, die in bequemer Weise für die Produktion gegossener Legierungen angewandt werden können, die stäbchenartige intermetallische Phasen des erforderlichen Durchmessers für die Anwendung bei der Erzeugung dispersionsverstärkter Aluminiumknetlegierungsprodukte gemäss der Erfindung aufweisen. Der durch die innere

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durchgezogene Line 2 angegebene Bereich definiert einen bevorzugten Bereich von Zusammensetzungen, mit denen Gusslegierungen, die die gewünschten stäbchenartigen Phasen aufweisen ,leichter ohne Wachstum unerwünschter grober intermetallischer Teilchen erzeugt werden können. ·

In Fig. 8 sind die Grenzen der. allgemeinen und bevorzugten Bereiche von Zusammensetzungen für das System Al-Fe-Ni in ähnlicher Weise durch die äussere und innere durchgezogene Linie 3 und 4 in bezug auf die Grenzen zwischen den Phasen Al,FeAl_ und Al,(Fe,Ni)_OA1 angegeben.

Während es in dem erfxndungsgemässen Verfahren bevorzugt ist, von Gussmaterial auszugehen, worin die stäbchenartigen intermetallischen Stoffe durch gekoppeltes Wachstum der eutektisehen Struktur entwickelt worden sind, ist es ebenfalls möglich/ von Gussmaterial auszugehen, worin ein grosses Volumen an Aluminiumdendriten befindlich ist. Wie bereits angegeben wurde, kann das Gussmaterial diese grossen Volumina an Al-Dendriten einschliessen, wenn die Verfestigung sehr rasch ist und die Dendriten ausreichend klein sind. Die Fig. 9 stellt eine Fotomikrografie in 500-facher Vergrösserung dar, die eine annehmbare Struktur einer Gussbramme der Al-Fe-Mn-Cu-Legierung des Beispiels 3 zeigt, die durch aussergewöhnlich rasche Abkühlung erzeugt wurde. Die hellen Bereiche in dieser Fotomikrografie stellen einzelne Aluminiumdendriten einer Dimension von etwa 3 bis 5 .u dar, während die dunklen Bereiche aus Grüppchen sehr feiner stäbchenartiger intermetallischer Stoffe eines Durchmessers von etwa 0,2 ,u gebildet sind. Fig. 10 stellt eine Fotomikrografie des gleichen Materials nach erfolgter Kaltwalzung von einer Dicke von 0,711 cm (0.280 in.)

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bis herab zu einer Dicke von 0,102 cm (0.040 in.) dar. Die Legierung wurde zwischen einem Paar gekühlter Stahlwalzen in einer Vorrichtung gegossen, die durch die Hunter Engineering Company hergestellt wird. In dem folgenden Beispiel 9 sind typische Bedingungenjfür die Herstellung des Materials der Fig. 9 und 10 zusammen mit dessen mechanischen Eigenschaften angegeben .

Beispiel 9

Blech/erzeugt aus einer Bramme, die mittels einer Zwillingsstahlwalzengiessvorrichtung gegossen wurde.

Zusammensetzung

Gussmethodik Herstellung 1.65 % Fe, 0.90 % Mn, 0.24 % Cu, 0,12 % Si, weitere weniger als 0»01 % jeweils, Rest Al

als 83,8 cm breite χ 0,711 cm dicke (33 in. χ 0.280 in.) kontinuierliche Bramme vt« Gussgeschwindigkeit 83,8 cm/min. Metalltemperatur 710⁰C.

A Die derart gegossene Bramme wurde auf 0,102 cm (0.040 in.) und 0,031 cm (O.012 in.) Blech kaltgewalzt.

B Die derart gegossene Bramme wurde auf 0,381 cm (0.150 in.) kaltgewalzt; bei 350 C während 2 Stunden vergütet; auf 0,102 cm (0.040 in.) und 0,031 cm (0.012 in.) Blech kaltgewalzt.

C Die derart gegossene Bramme wurde auf 0,3 81 cm (0.150 in.) kaltgewalzt, bei 500°C während 2 Stunden vergütet; auf 0,102 cm (0.040 in.) und 0,031 cm (0.012 in.) Blech kaltgewalzt.

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Struktur : Der Barren bestand aus sehr feinen Alumi

niumdendriten, Zellengrösse "^5 ,u, umgeben durch sehr feine intermetallische Stäbchen, ^O,2yU durchschnittlicher Durchmesser. Die Stäbchen wurden segmentiert und die Teilchen in dem Blech während dem Kaltwalzen
auf 0,102 cm (0.040 in.) dispergiert. Die Teilchengrösse nahm mit der Vergütungstemperatur zu, blieb jedoch unter 1 ,u Durchmesser. '

Zugfestigkeitseigenschaften - % Dehnung in 5,08 cm (2 in.)Strecklänge

Herstellungs- derart gewalzt Endvergütung Endvergütung
ablauf und- bei 35O°C-2h bei 4OO°C-2h

Strecklänge Zugfe- Streck- Deh- Zugfe- Streck- Deh- Zugfe- Streck- Deh-

cm (in.) stigkeit grenze nung stig- grenze nung stig- grenze nung

ksi ksi keit ksi keit ksi

ksi ksi

A 0,102 (0.040	cm in)	47	43	5	35	13	6	3O	25	13
0,031 (0.012	cm in.)	52	45	4	35	32	7	29	26	12
B 0_f102 (0.040	cm in.)	42	35	6	34	30	1O	30	26	15
0,031 (0.012	cm in.)	44	36	5	34	31	7	31	27	14
C 0,102 (0.040	cm in.)	36	31	6	22	16	22	21	10	28
0,031 (0.012	cm in.)	37	31	5	24	20	25	22	16	23

Obwohl es ziemlich einfach ist, einen rechteckigen Aluminiumlegierung swa 1 zbar r en mit einer Dicke von bis zu etwa 15,24cm
(6 in.) durch kontinuierlichen direkten Hartguss unter Bedingungen

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COPY

zu giessen, die zu einem im wesentlichen vollständig gekoppelten Wachstum in den bevorzugten eutektischen Legierungen gemäss der Erfindung führen, ist es weniger einfach, das gleiche Ergebnis im Fall der viel dickeren Barren zu erreichen, die üblicherweisabei der Herstellung von Alumiriiumlegierungsblechproduktenangewandt werden. Da jedoch dicke Barren, z.B. einer Dicke von 45,7 cm (18 in.) erhebliche Verringerungen bei der Umwandlung zu Blech erfahren, sind in der Gusslegierung ziemlich große Dendriten zulässig.

Beispiel 10 Aus dicken Direkt-Hartguss-Barren erzeugtes Blech

Zusammensetzung

Gussmethodik

Herstellung

1.6 % Fe, 0.4 % Mn, 1-4 % Ni, 0.1 % Si, 0-02 % Ga (Verunreinigung)F weitere weniger als 0,01 % jeweils. Rest Al

Barrenguss durch direktes Hartgussverfahren unter Verwendung grosser Glastuchverteiler in der Form zur Verringerung der Turbulenz in einem Versuch zur Erhöhung des Temperatürgradienten in dem Metallbecken.

Metalltemperatur 735°C, Gussgeschwindigkeit- 7,62 cm (3 in.)/min. Barrendimensionen - 45,7 cm Dicke χ 137,2 cm Breite χ 2,54 m Länge (18x54x100 in.)

Barren vorerhitzt auf 475°C und heissgewalzt von 45,7 cm (18 in.) auf 0,32 cm (0,125 in.), kaltgewalzt von 0,32 cm (0,125 in.) auf 0,102 cm (O.O4O in.), sodann Endpartialvergütung bei 315°C während 2 Stunden.

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409848/0904 GOPY

Struktur

Der Barren enthielt grosse Bereiche an stäbchenartigen (Fe,Ni)„Al Eutektikum plus etwa 40 Vol.% an primären Aluminiumdendriten. Die'Dendritenzellgrösse betrug etwa 20 ,u. Der durchschnittliche Stäbchendurchmesser war etwa 0,4.U. Während der Deformierung wurden die intermetallischen Stabchensegmentiert und die Teilchen dispergiert. In dem 0,102 cm (0.040 in.) Blech waren keine teilchenfreien Zonen von den ursprünglichen Aluminiumdendriten feststellbar.

Mechanische Eigenschaften

Material

Zugfestigkeit Streckgrenze Dehnung. Erichsen ksi ksi % cm (in.)

0,102 cm (0,040 in) Blech nach Teilvergütung bei 315°C

26.4

25.3

22

0,965 (0.38)

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Ablauf (2)

Legierung A

Legierung B

Patentansprüche

1. Verfahren zur Herstellung dispersionsverstärkter Aluminiumlegierung sprodukte, dadurch gekennzeichnet, dass man eine Masse aus Gussaluminiumlegierung, die 5,0 - 20 Vol.% nicht ausgerichteter intermetallischer Stäbchen eines durchschnittlichen Durchmessers im Bereich von O,1 bis 1,5,u einschliesst und im wesentlichen frei von groben primären intermetallischen Teilchen ist, einer Bearbeitung zur Bewirkung ..einer zumindest 60 %igen Reduzierung bzw.Verringerung unterwirft.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Gussaluminiumlegierungsmasse intermetallische Stäbchen eines durchschnittlichen Durchmessers

im Bereich von 0,1 bis 0.8,u enthält.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet , dass die Gussaluminiumlegierungsmasse zwischen 5,0 und 12 Vol.% der intermetallischen Stäbchen enthält.

4. Verfahren nach Anspruch 1,2 oder 3, dadurch gekennzeichnet , dass die Gussaluminiumlegierungsmasse einer anfänglichen Verringerung durch Heissbearbeitung und hierauf folgend einer Kaltbearbeitung zur weiteren Verringe-

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rung der heissbearbextenden Masse um zumindest weitere 10 % unterworfen wird.

5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass die heissbearbeitete Masse um zumindest weitere 50 % durch Kaltbearbeitung verringert wird.

6. Verfahren nach Anspruch 4 oder 5, dadurch gekennzeichnet, dass die kaltbearbeitete Legierung einer letzten Wärmebehandlung bei einer Temperatur im Bereich von 230 bis 45O°C unterworfen wird.

7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet , dass die Aluminiumlegierung eine eutektische Zusammensetzung darstellt, die als hauptsächliche legierende Elemente zumindest zwei legierende Elemente enthält, die aus der Gruppe ausgewählt sind, die Fe in einer Menge vcn zumindest 1,2 %, Mn in einer Menge von zumindest 0,3 %, Ni in einer Menge von zumindest 1,1 %, Si in einer Menge von zumindest 0,5 % umfasst, wobei die genannten legierendarElernente in einer derartigen Menge vorliegen, dass sie nicht weniger als 5,0 Vol.% und nicht mehr als 20 Vol.% an intermetallischen Teilchen ergeben, und die Legierung auch bis zu 1,5 % insgesamt (1 ,0 % maximal jedes) Zn, Li, Cu und Mg und eine Gesamtmenge von bis zu 0,15 % (0,1 % maximal jedes) weitere und Rest Al enthält.

8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Gussaluminiummasse durch eine Aluminium-

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legierung, die einen Gehalt an legierenden Bestandteilen aufweist, der zwischen 20 % weniger und 1O % mehr als dem Wert einer eutektischen Zusammensetzung liegt . unter derartigen Bedingungen gebildet wird, dass sich 5,0 bis 20 Vol.% nicht ausgerichtete intermetallischer Stäbchen eines durchschnittlichen Durchmessers von O,1 bis 1,5 .u entwickeln und sieim wesentlichen frei von groben primären intermetallischen Teilchen ist.

9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet , dass d ie Aluminiumlegierung mit einer Wachstumsgeschwindigkeit von zumindest 1 cm/min an der Verfestigungsfront gegossen wird, während ein Temperaturgradient von zumindest 5°C/cm in dem flüssigen Metali: in unmittelbarer Nachbarschaft der Verfestigungsfront aufrechterhalten wird.

10. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung als hauptsächliche legierende Elemente Fe und Mn innerhalb der Koordinaten 1,9 % Fe, 0,3 % Mn? 2,0 % Fe, 0,8 % Mn; 1,4 % Fe, 1,2 % Mn; 1,4 % Fe, 0,6 %Mn einschliesst und die Legierung auch bis zu 1,5 % insgesamt (bis zu 1,0 % maximal jedes) Zn, Li, Cu, Mg und Si, bis zu 1,0 % insgesamt (bis zu O,3 % maximal jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.

11. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung

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als hauptsächliche legierende Elemente Fe und Mn innerhalb der Koordinaten 1_f8 % Fe, 0,6 % Mn; 1,8 % Fe, 0,8 % Mn; 1,5 % Fe, 1,0 % Mn; 1,5 % Fe, 0,7 % Mn einschliesst und die Legierung auch 0,1 bis 0,3 % Cu, bis zu 0,3 % Si, bis zu 0,15 % insgesamt (0,1 % maximal jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.

12. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung als hauptsächliche legierende Elemente Fe und Ni innerhalb der Koordinateni,9 % Fe, 1,1 % Ni; 1,9 % Fe, 1,8 % Ni; 1,5 % Fe, 2,5 % Ni; 1,2 % Fe, 2,5 % Ni; 1,2 % Fe, 1,2 % Ni einschliesst und die Legierung auch bis zu 1,5 % Mn, bis zu 1,5 % insgesamt (bis zu 1,0 % maximal jedes) Zn, Li, Cu, Mg und Si, bis zu 1,0 % insgesamt (bis zu 0,3 % maximal jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.

13. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung als hauptsächliche legierende Elemente Fe und Ni innerhalb der Koordinaten 1,7 % Fe, 1,2 % Ni; 1,8 % Fe, 1,7 % Ni; 1,4 % Fe, 2,3 % Ni; 1,4 % Fe, 1,2 % Ni einschliesst . und die Legierung auch 0,3 bis 0,6 % Mn, bis zu 0,5 % Cu, bis zu 0,5 % Mg, bis zu 0,3 % Si, bis zu 0,15 % insgesamt (bis zu 0,1 % maximal jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.

14. Knetaluminiumlegierungsprodukt, in dem 5,0 - 20 Vol.% intermetallische Phasen inkorporiert sind, die von zumindest

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zwei hauptsächlichen legierenden Elementen abgeleitet sind, die aus der aus Fe in einer Menge von zumindest 1,2 %, Ni in einer Menge von zumindest 1,1 %, Mn in einer Menge von zumindestO,3 % und Si in einer Menge von zumindest 0,5 % bestehenden Gruppe mit der Massgabe ausgewählt sind, dass, wenn sowohl Fe als auch Ni gewählt werden, bis zu 0,5 % des kombinierten Fe- und Ni-Gehaltes durch eine gleiche Menge an Co ersetzt werden kann, dadurch gekennzeichnet , dass die intermetallischen Phasen in Form vonfdispergierten Teilchen im Bereich von 0,1 bis 2 .u vorliegen und das Produkt im wesentlichen frei von groben intermetallischen Teilchen ist.

5. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung einen ■ Gehalt an Fe und Ni aufweist, der 90 bis 100 % dessen eines Eutektikums beträgt.

16. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet , dass" die Legierung einen Gehalt an Fe und Mn aufweist, der 90 bisiOO % dessen eines Eutektikums beträgt.

7. Kneteluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung als hauptsächliche legierende Elemente Fe und Mn innerhalb der Koordinaten 1,9 % Fe, 0,13 % Mn; 2,0 % Fe, .0,8 % Mn; 1,4 % Fe, 1,2 % Mn; 1,4 % Fe, 0,6 % Mn einschliesst und die Legierung auch bis zu 1,5 % insgesamt (bis zu maximal 1,0% jedes) Zn, Li, Cu, Mg und Si, bis zu 1,0 % insgesamt (bis zu 0,3 % maximal jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.

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18. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 17, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung als hauptsächliche legierende Elemente Fe und Mn innerhalb der Koordinaten 1,8 % Fe, O,6 % Mn; 1,8 % Fe, 0,8 % Mn; 1,5 % Fe, 1,0 % Mn; 1,5 % Fe, O,7 % Mn einschliesst und die Legierung auch 0,1 bis 0.3 % Cu, bis zu 0,3 % Si, bis zu 0,15 % insgesamt (O,1 % maximal jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.

19.- Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 1 4, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung als hauptsächlich legierende Elemente Fe und Ni innerhalb der Koordinaten 1,9% Fe, 1,1 %Ni; 1,9% Fe, 1,8 % Ni; 1,5 % Fe, 2,5 % Ni; 1,2 % Fe, 2,5 % Ni; 1,2 % Fe, 1,2 % Ni einschliesst und die Legierung auch bis zu 1,5 % Mn, bis zu 1,5 % insgesamt (bis zu 1,O % maximal jedes) Zn, Li, Cu, Mg, Si, bis zu 1,0 % insgesamt (bis zu 0,3 % maximal jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.

20. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung als hauptsächliche legierende Elemente Fe und Ni innerhalb der Koordinaten 1,7 % Fe, 1,2 % Ni; 1,8 % Fe, 1,7 % Ni; 1,4 % Fe, 2,3 % Ni; 1,4 % Fe, 1,2 % Ni einschliesst und die Legierung auch 0,3 bis 0,6 % Mn, bis zu 0,5 % Cu, bis zu 0,5 % Mg, bis zu O,3 % Si, bis zu 0,15% insgesamt (bis zu 0,1 % maximal jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.

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21. Knetaluminiümlegierungsprodukt nach einem der Ansprüche 14 bis 20, dadurch gekennzeichnet, dass das Produkt in Form einesBleches in dem Dickenbereich von 0,25-0,0010 cm (0.-1 - 0.0004 inch) vorliegt.

22. Aluminiumlegierungsbarren, der als hauptsächliche legierende Bestandteile zumindest zwei legierende Elemente enthält, die aus der aus Fe in einer Menge von zumindest 1,2 %, Ni in einer. Menge von zumindest 1,1 %, Mn in einer Menge von zumindest 0,3 % und Si in einer Menge von zumindest 0,5 % bestehenden Gruppe mit der Massgabe ausgewählt sind, dass wenn sowohl Fe und Ni gewählt werden bis zu 0,5 % des kombinierten Fe-und Ni-Gehaltes durch eine gleiche Menge an Co substituiert sein kann, dadurch gekennzeichnet , dass die hauptsächlich legierenden Elemente in einer Gesamtmenge vorliegen um nicht weniger als 5,0 Vol.% und nicht mehr als 20 Vol.% intermetallische Phasen in Form intermetallischer Stäbchen zu liefern, die einen durchschnittlichen Durchmesser im Bereich von 0,1 bis 1,5 ,u, vorzugsweise

0,1 bis 0,8 ,U

23. Aluminiumlegierungsbarren nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet , dass die Gesamtmenge an Fe und Ni 90 bis 100 % der einesEutektikums beträgt.

24. Aluminiumlegierungsbarren nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet , dass die Gesamtmenge an Fe und Mn 90 bis 100 % der eines Eutektikums beträgt.

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25. Aluminiumlegierungsbarren nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung

als hauptsächliche legierende Elemente Fe und Mn innerhalb der Koordinaten 1,9 % Fe, 0,3 % Mn; 2,0 % Fe, 0,8 % Mn; 1,4 % Fe,1,2 % Mn; 1,4 % Fe, 0,6 % Mn einschliesst und die Legierung auch bis zu 1,5 % insgesamt (bis zu 1,0 % maximal jedes) Zn, Li, Cu, Mg und Si, bis zu 1,0 % insgesamt (bis zu 0,3 % maximal jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.

26. Aluminiumlegierungsbarren nach Anspruch 25, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung als hauptsächliche legierende Elemente Fe und Mn innerhalb der Koordinaten 1,8 % Fe, 0,6 % Mn; 1,8 % Fe, 0,8 % Mn; 1,5 % Fe, 1,0 % Mn; 1,5 % Fe, 0,7 % Mn einschliesst, und die Legierung auch 0,1 bis 0,3 % Cu, bis zu O,3 % Si, bis zu 0,15 % insgesamt (0,1 % maximal jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.

27. Aluminiumlegierungsbarren nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung al hauptsächliche legierende Elemente Fe und Ni innerhalb der Koordinaten 1,9 % Fe, 1,1 % Ni; 1,9 % Fe, 1,8 % Ni; 1,5 % Fe, 2,5 % Ni; 1,2 % Fe, 2,5 % Ni; 1,2 % Fe, 1,2 % Ni einschliesst und die Legierung auch _>is zu 1,5 % Mn, bis zu 1,5 % insgesamt (bis zu 1,0 % maximal jedes) Zn, Li, Cu, Mg, Si, bis zu 1 ,0 % insgesamt (bis zu 0,3 % maximal jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.

28. Aluminiumlegierungsbarren nach Anspruch 27, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung als

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hauptsächliche legierende Elemente Fe und Ni innerhalb der Koordinaten 1,7 % Fe, 1,2 % Ni; 1,8 % Fe, 1,7 % Ni; 1,4 % Fe₁ 2,3 % Ni; 1,4 % Fe, 1,2 % Ni einschliesst und die Legierung auch 0,3 bis 0,6 % Mn, bis zu 0,5 % Cu, bis zu O,5 % Mg, bis zu O,3 % Si, bis zu 0,15 % insgesamt (bis zu 0,1 % maximal·jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.

29. Verfahren nach Anspruch 1, 2, 3, 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet , dass die Gussaluminiumlegierungsmasse einer Verringerung um zumindest 60 % durch Kaltwalzen unterworfen wird.

30. Verfahren nach Anspruch 29_? dadurch gekennzeichnet, dass die kaltgewalzte Aluminiumlegierung einer Endwärmebehandlung beieiner Temperatur im Bereich von 230 bis 45O°C unterworfen wird.

31. Verfahren nach Anspruch 7, worin die Aluminiumlegierung Fe und Ni als hauptsächliche legierende Elemente enthält, dadurch gekennzeichnet , dass bis zu 0,5 % des kombinierten Gehaltes an Fe und Ni durch eine gleiche Menge an Co ersetzt wird.

32. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9 und 29, 30, dadurch gekennzeichnet , dass die Aluminiumlegierung Fe, Mn und Si als hauptsächliche legierende Elemente innerhalb der Bereiche von 1,4 bis 2,2 % Fe, 0,5 bis 2,0 % Si, 0,1 bis 1,0 % Mn einschliesst und die Legierung auch bis zu 1/5 % insgesamt (bis zu 1,0 % maximal jedes) Zn, Cu, Li und Mg und biszu 1,0 % insgesamt (bis zu 0,3 % maximal jedes)weitere Elemente und Rest Aluminium enthält.

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33. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9 und 29, 30, dadurch gekennzeichnet , dass die Aluminiumlegierung Fe, Mn und Si als hauptsächliche legierende Elemente innderhalb der Bereiche von 1,7 bis 2,0 % Fe, 0,5 bis 1,0 % Si, 0,5 bis 0,9 % Mn einschliesst und die Legierung auch bis zu 0.3 % Cu, bis zu 0.3 %Mg, bis zu Qfl5 % insgesamt (0,1 % maximal jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.

34. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9 und 29, 30, dadurch gekennzeichnet , dass die Aluminium-

- legierung Ni und Mn als hauptsächliche legierende Elemente innerhalb der Bereiche 4,5 bis 6,5 % Ni und Qß bis 2,5 % Mn einschliesst, und die Legierung auch biszu 1,5 % insgesamt (1,0 % maximal jedes) Zn, Cu, Li, Mg, Fe und Si und bis zu 1,5 % insgesamt (0,3 % maximal jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.

35. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9 und 29, 30, dadurch gekennzeichnet , dass die Aluminiumlegierung Ni und Mn als hauptsächliche legierende Elemente innerhalb der Bereiche von 5,5 bis 6,0 % Ni und 1,0 bis 2,0% Mn, bis zu 0,3 % jeweils Cu, Mg, Fe und Si und bis zu 0,15 % insgesamt (0,1 %maximal jedes) weitere Elemente und Rest

Al enthält.

36. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung Fe, Mn und Si als hauptsächliche legierende Elemente innerhalb der Bereiche von 1,4 bis 2,2 % Fe,0,5 bis 2,0 % Si, 0,1 bis 1,O % Mn einschliesst und die Legierung auch biszu 1,5 % insgesamt (bis zu 1,0 % maximal jedes) Zn, Cu, Li und Mg und

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bis zu 1,0. % insgesamt (0,3 % maximal jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.

37. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung Fe, Mn und Si als hauptsächliche legierende Elemente innerhalb der Bereiche von 1,7 bis 2,0 % Fe, 0,5 bis 1 ₁ 0 % Si, 0,5 bis 0,9 % Mn einschliesst und die Legierung auch bis zu 0,3 % Cu, bis zu 0,3 % Mg, bis zu 0,15 % insgesamt (0,1 % maximal jedes) wei-. tere Elemente und Rest Al enthält.

38. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 14,dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung Ni und Mn als hauptsächliche legierende Elemente innerhalb der Bereiche 4,5 bis 6,5% Ni und 0,3 bis2,5 % Mn einschliesst und die Legierung auch bis zu 1,5 % insgesamt (1,0 % maximal jedes) Zn, Cu, Li, Mg, Fe und Si, und biszu 1,5 % insgesamt (0,3 % maximal jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.

39. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung Ni und Mn als hauptsächliche legierende Elemente innerhalb der Bereiche von 5,5 bis 6,0 % Ni und 1,0 bis 2,0 % Mn, bis zu 0,3 % jeweils Cu, Mg, Fe und Si und bis zu 0,15 % insgesamt (0,1 % maximal jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.

40. Aluminiumlegierungsbarren nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung Fe, Mn und Si als hauptsächliche legierende Elemente innerhalb der Bereiche von 1,4 bis 2,2 % Fe, 0,5 bis 2,0 % Si, O,1 bis 1,0 % Mn einschliesst und die Legierung auch bis zu

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1,5 % insgesamt (bis zu 1,0 % maximal jedes) Zn,Cu, Li und Mg und bis zu 1,0 % insgesamt (0,3 % maximal jedes) weitere Elemente unäRest Al enthält.

41. Aluminiumlegierungsbarren nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung Fe, Mn und Si als hauptsächliche legierende Elemente innerhalb der Bereiche von 1_f7 bis 2,0 % Fe, 0,5 bis 1,0 % Si, 0,5 bis 0,9 % Mn einschliesst und die Legierung auch bis zu 0,3 % Cu, bis zu 0,3 % Mg, bis zu 0,15 % insgesamt (0,1 % maximal jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.

42. Alumiriiumlegierungsbarren nach Anspruch 22,dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung Ni und Mn als hauptsächliche legierende Elemente innerhalb der Bereiche 4,5 bis 6,5 % Ni und 0,3 bis 2,5 % Mn umfasst und die Legierung auch bis zu 1,5 % insgesamt (1,0 % maximal jedes) Zn, Cu, Li, Mg, Fe und Si undJbis/zu1 ,5 % insgesamt, (0,3 % maximal jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.

43. Aluminiumlegierungsbarren nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung Ni und Mn als hauptsächliche legierende Elemente innerhalb der Bereiche von 5,5 bis 6,0 % Ni und 1,0 bis 2,0 % Mn, bis zu 0,3 % jeweils Cu, Mg, Fe und Si und bis/zu 0,15 % insgesamt (0,1 % maximal jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.

44. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch g e k e η η zeichnet , dass die Aluminiumlegierung durch

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das kontinuierliche direkte Hartgussverfahren (direct chill contiiuous casting process) gegossen "wird.

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