DE2462117A1 - Verbessertes knetaluminiumlegierungsprodukt - Google Patents
Verbessertes knetaluminiumlegierungsproduktInfo
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Description
ALCAN RESEARCH AND DEVELOPMENT LIMITED, MONTREAL / KANADA
Verbessertes Knetaluminiumlegierungsprodukt
Die Erfindung betrifft dispersionsverstärkte Knetaluminiumlegierungsprodukte.
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 herrührt, bestimmt.
Dispersionsverstärkte Legierungsprodukte unter Einschluss von Aluminiumlegierungen sind durch Sinterung feiner Pulver
erzeugt worden. Auch Festzustandsreaktionsverfahren sind zur Erzeugung von dxspersionsverstarkten Produkten, wie
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Hochgeschwindigkeitsstählen, angewandt worden. Bekannte dispersionsverstärkte Legierungen weisen nützliche Eigenschaften,
wie beispielsweise eine hohe Festigkeit bei erhöhten Temperaturen auf.
Durch die Erfindung werden Knetaluminiumlegierungsprodukte
zur Verfügung gestellt, worin ein relativ duktiles Metall durch eine Dispersion von relativ harten Teilchen aus intermetallischen
Verbindungen oder intermetallischen Phasen verstärkt wird. Die erfindungsgemässen Knetaluminiumslegiex-ungsprodukte
basieren auf der Anwendung bekannter Guss- und Herstellungsmethodiken
.
Gegenstand der Erfindung ist ein Knetaluminiumlegierungsprodukt,
welches 5,ο bis 2o Mol.-% intermetallische Phasen enthält, welche aus zumindest zwei hauptsächlichen legierenden Elementen
gebildet werden, ausgewählt aus Fe in einer Menge von zumindest 1,2 %, Ni in einer Menge von zumindest 1,1 %, Mn
in einer Menge von zumindest o,3 % und Si in einer Menge von zumindest o,5 %, vorbehaltlich, dass, wenn sowohl Fe als auch
Ni gewählt werden, bis zu o,5 % des kombinierten Fe- und Ni-Gehaltes durch eine gleiche Menge an Co ersetzt werden kann,
dadurch gekennzeichnet, dass die intermetallischen Phasen in Form von verteilten Partikeln der Grosse von o,1 bis 2 ,u vorliegen
und das Gefüge im wesentlichen frei von groben intermetallischen Partikeln ist.
Ein weiterer Gegenstand der Erfindung sind Aluminiumlegierungsbarren,
die dadurch gekennzeichnet sind, dass die Gesamtmenge an Fe und Ni 9o bis 1oo % der eines Eutektikums beträgt oder,
dass die Gesamtmente an Fe und Mn 9o bis 1oo % der eines Eutektikums
beträgt.
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Die erfindungsgemässen dispersionsverstärkten Aluminiumlegierungsprodukte
werden durch Bearbeiten einer Gussmasse aus Aluminium,worin brüchige, stabartige, intermetallische Phasen
vorliegen, um die' stabartigen Phasen (Nadeln, Stengelkristalle) zur Bildung separater Teilchen zu segmentieren, die über die
Masse verteilt sind, hergestellt. Es wurde festgestellt, dass, wenn intermetallische Teilchen einer Grosse innerhalb des Bereiches
von etwa o,1 bis 2 ,u (Mikron) Durchmesser etwa 5,ο bis
2o. Vol.-% einer Aluminiumlegierung bilden, die verarbeitete Legierung sehr interessante mechanische Eigenschaften aufweist.
Die mechanischen Eigenschaften sind, wenn der Volumenanteil unterhalb
5,ο % abfällt, verschlechtert, während die Duktilität und Zähigkeit abnehmen, wenn der Volumenanteil 2o % übersteigt.
Die Eigenschaften werden auch durch das Vorliegen grober intermetallischer
Teilchen nachteilig beeinflusst, deren Grosse über 3 ,u Durchmesser liegt. Je gleichmässiger die Dispersion
der intermetallischen Teilchen 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
(Nadeln, Stengelkristallen) freien Bereiche klein sind.
Nach einer anderen Ausführungsform wird ein Knetaluminiumlegierungsprodukt
durch Bearbeitung einer Gussaluminiumlegierungsmasse erzeugt, die 5,ο bis 2o Vol.-% nicht ausgerichteter, intermetallischer
Stengelkristalle (Nadeln) eines durchschnittlichen Durchmessers im Bereich von o,1 bis 1,5,u enthält, wobei die
Bearbeitung ausreicht, um den Querschnittsbereich der Gussaluminiumlegierungsmasse
um zumindest 6o % zu verringern, um die Stengelkristalle in separate Teilchen aufzubrechen.
Nach einem weiteren Aspekt liegt die Erfindung in einer Gussaluminiumlegierungsmasse,
die 5,ο bis 2o Vol.-% nicht ausgerichteter
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intermetallischer.Stengelkristalle enthält, die einen durchschnittlichen
Durchmesser im Bereich von o,1 bis 1,5,u aufweisen und im wesentlichen frei von groben intermetallischen Teilchen
(Partikeln) sind.
Die intermetallischen Stengelkriställchen werden vorzugsweise '"
aus einer 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 o,1 bis 0,8 ,u.
Das bequemste Verfahren zur Herstellung intermetallischer Phasen in Form von Stengelkriställchen in einer Aluminiummasse besteht
darin, dass man eine eutektische Legierung, unter Einfügung von.Legierungselementen,
die mit Aluminium beim Erstarren 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 61 bis 7o, erklärt.
Es ist bekannt, dass, wenn eine geschmolzene Legierungsmasse einer
eutektischen oder nahezu eutektischen Zusammensetzung durch derartigen Wärmeentzug erstarrt 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 erstarren. Es ist bekannt, dass
"regelmässige" Eutektika, worin der Volumenanteil an intermetallischen
Stoffen gering ist (weniger als etwa 30 %) eine Neigung- zur Verfestigung/in 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"zellenartigen" 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,-wLe 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 Struk-·
türen 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 durciigeführt
worden, die zur Aufrechterhaltung einer im wesentlichen planaren Erstärrungsfront eingestellt wurden, um grobe
Stäbchen (Fasern) aus intermetallischen Stoffen, die alle
— D "*"
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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 Verstärkungswirkung 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
— V
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in der Matrix, die aus dukti-rlerem Aluminium zusammengesetzt
IStx 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 (=Stengelkristalle)beträgt der
Teilchendurchmesser, der bei einer normalen Wärmebehandlung
ausgefällten Teilchen, weniger als 0,1 ,u. Wenn die intermetalli- ·
sehen 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 Spannungskonzentration (S.t€lleri erhöhter Spannung) oder als Linien
der Bruchausbreitung,und das Material verliert seine Zähigkeit oder Verformbarkeit. Auch wird die Streckgrenze und Rekristallisier
ungs temperatur 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 Teilchendurchinesser ist sodann durch die folgende Formel gegeben:
3 d = 0.90 V V
i/ VNp .
v/orin bedeutet: d = Teilchendurchinesser
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 handeMblicher Reinheit für die Herstellung der Gusslegierung angewandt werden kann.Dies
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 Λ Erstar^ungsfront 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 bevorzugten intermetallischen Stäbchenabstand von 1 ,u
oder weniger zu erzielen, muss, wie festgestellt wird, die Wachstumsgeschwindigkeit(Geschwindigkeit der Abscheidung von
festem1Metall in einer Richtung, die im wesentlichen senkrecht
zu der " -Erstarrungsfront ist) zumindest 1 cm/min betragen. Es wird somit ersichtlich, dass die Erfordernisse des Giessverfahrens
derart sind, wie/bereits festgestellt wurde, dass Gussbarren, die die gewünschten Eigenschaften haben, durch das
herkömmliche Stranggussverfahren 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 Stranggussverfahren, insbesondere bei Anwendung..einer..wärmeisolierten Kokillenoberjcante
in Verbindung mit einem Glas-Tuch-Verteiler, erlaubt
die Aufrechterhaltung relativ stabiler Bedingungen in der Nähe der Erstarorungsfront, während auf das erstarrte
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, sov/ie 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 Äluminiumdendritenzellen, 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 Endprodiikt auf die erforderliche
Struktur zu kommen. Unter gewissen Umständen ist ein Volumen an Aluminiumdendriten von einer Höhe von 50 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 zufällig
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 Volumenanteil 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. Im 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 AutokarosserJepresslinge .- ist es zulässig ,etwas von der potentielJen 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 Ie-•gierenden
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
0,5 % 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-MMengen 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' Gussinassen aus "eühektischen 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(d±e Bramme)
Al-Fe-Mn- und Al-Fe-Ni-Eutektika auf eine Temperatur von 5OO°C während einer Stunde vor der Heissbearbeitung erhitzt
werden.
Bei der Herstellung gewalzter Produkte ist es bevorzugt, den hauptsächlichen Teil der Reduzierung der ursprünglichen Gussbarren
'(Bramme) durch Heisswalzen durchzuführen, wenngleich es ebenfalls
bevorzugt ist, einen nachfolgenden Kaltwalzvorgang anzuwenden, um zumindest eine weitere 1O %-ige Reduzierung und
vorzugsweise zumindest 50 %-ige Reduzierung der (heissgewalzten).Warmwalzplatte, 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 250 C unterworfen worden ist.
Die Legierung, die durch Kaltwalzen deformiert worden i.ist,
kann bei 200 C (oder höher) gehalten werden, um eine Vergütung (recovery)oder ümkristallisierung zu bewirken. Selbst
wenn ein nachfolgender Bearbeitungsvorgang, wie beispielsweise
eine Porzellanemaillierung oder Lötung zu einer Umkristailisierung
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 Behandlungai 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 450 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) Streck]änge 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" (454 kg/6,45 cm2). Daher stellen 1,0 ksi
annähernd etwa 70 kg/cm dar.
- 18 -
6 09818/0633
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
Λ1 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
~ 19 —
609818/0633
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,enthält/und 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.
Das Gefüge eines Barrens einer eutektischen Al-Fe-Mn-Legierung
besteht beim Erstarren mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit von grosser als ungefähr 1 cm/min mit Temperaturgradienten in der
Schmelze von mehr als ungefähr 5 /cm, aus zellenförmigem eutektischen Gefüge, welches Stengelkristalle der " (Fe, Mn)Alg-Phase
mit durchschnittlichem Durchmesser von weniger als 1 /u enthält. In Barren von grossem Querschnitt, mittels dem halbkontinuierlichen
Wassergussverfahren (Strangguss) gegossen, variiert die
Erstarrungsgeschwindigkeit über die Barrendicke von Barrenmitte zum Barrenrand und die Temperaturgradienten in der Schmelze sind
nicht klar begrenzt und werden durch konvektives Mischen im Schmelzesumpf verkleinert. Immerhin ist es erwiesen, dass es
möglich ist, einen Barren mit dem erforderlichen Gussgefüge mittels halbkontinuierlichen Wassergussverfahrens zu giessen,
mit einer Giesstemperatür der Schmelze von 75 bis 1oo°C über
dem Schmelzpunkt der Legierung und unter Verwendung von Kokillen mit wärmeisolierten Oberkanten, sowie einem Glasfasernetz im
Sumpf, welches mithilft, erzwungenen und natürlichen Wärmefluss in der Schmelze zu verringern während dem Stranggiessen
des Barrens.
-2o-
609 818/0633
■ -- 20 -
Metallsumpf "in dem Barren wahrend «tes ©asses emtewor-fen war
de.
Wenn ein Barren, der die .geeignete Striakfc®r «afweist*
gewalkt oder extrudiert wird» wird die sfclfcelaem&rfclefe C^»Mte)^l„
Phase In eine feine, glelclainilsslge Dispersion vm'feaileiien in
der Äluralnluramatrix ausgebrochen» Bei XalfcfcearlteAfcu»!, dieses
Materials wird die Festigkeit des üaterlmls erhöht iaiad ein. fell
der erhöhten Festigkeit wird selbst nach u&e.
Vergütung oder Rekrlstalllslerung infolge des setüt
Korns oder der ünterkorngrßsse beibehalten, die durch die intermetallische
Dispersion stabilisiert JLst%
Viele andere eutektische fesamienseteangeM kdnnen ebenfalls
für die Produktion der disperslonsverstSrkten Produkte durch.
das erflndungsgemässe Verfahren a»gewa.iadt werden.Ein weiteres
Beispiel einer derartigen eutektische» Zusanaaensetzung „ die
durch die angegebene Prozedur vergossen und 'verarbeitet wer~
den kann, stellt eine Al-Fe-Mn-S!-Legierung· dar» Eine bevorzugte
Busanmensetzung einer derartigen Legierung ist 1,4 bis 2,2
Fe; O,5 bis 2,0 % Sl; 0,1 bis 1,0 % Mn; bis zu 1,5 % Insgesamt
(1,O % 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 0,3 % 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,
- 21 -
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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.nnter 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) weitere 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.
- 22 -
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Die folgenden Beispiele 1 bis 3 beschreiben Versuche, die
durchgeführt wurden, um die Vorteile zu zeigen, welche die Anwendung der vorliegenden Erfindung, bezogen auf eine Aluminiumlegierung
mit 1,6 big 2,ο % Fe-und o,8 bis 1,o % Mn-Gehalt
bietet, und die entworfen waren, um (1) den Einfluss des Gefüges, (2) die Ergebnisse von Fabrikationsversuchen, (3) den Einfluss von
Veränderungen in der Grundlegierungszusammensetzung zu veranschaulichen.
Einfluss des Gefüges auf mechanische Eigenschaften
Legierungszusammen- 1,8% Fe; 1,o% Mn; o,1 % Si; sonstige se zung. Beimengungen<o,o1% jede; Rest Aluminium
Giessverfahren: Barren A 3,18 cm Durchmesser im Tütenguss hergestellt.
Die intermetallische... (Fe, Mn) Al,-Phase lag in der Form von Stengelkristallen mit einem Durchmesser von
etwa 1/2 ,u vor.
Barren B mittels Kokillenguss hergestellte
1 1/4 " dicke Barren. Die intermetallische Phase lag in der Form von groben
Kristallen mit zu 1o ,u Grosse unregel-,
massig verteilt vor.
Verarbeitung: Beide Barren wurden während einer Stunde auf
5oo°C angewärmt; auf 3,8 mm warmgewalzt; auf 1,27 mm zu Blech kaltgewalzt
Zugfestigkeitsproben wurden aus dem Blech ausgeschnitten und während
too Stunden bei den in Tabelle 1 angegebenen Temperaturen vergütet.
-23-
6098 18/063 3
Wirkung.der, Struktur auf die ..^ f 8 % Fe,1,0 %
Barren | Kaltgewalzt (67 %) |
Streck~**Deh- grenze nung ksi , ■<»* |
4 % 11 % |
300°C-1 | 00 h | Deh nung |
4000C-IOO | h | Deh nung |
50O0C-IOO | h | Deh nung |
Zugfe stigkeit (UIt.) ksi |
31 22,5 |
Zugfe stigkeit ksi |
Streck grenze ksi |
23 % 30 % |
Zugfe stigkeit ksi |
Streck grenze ksi |
32 % 40 % |
Zugfe stigkeit ksi |
Streck grenze ksi |
29 %' 40 % |
||
A B |
43 20,5 |
26 18,5 |
25 11,5 |
22 17 |
18 .7 |
24 16 |
17 .6,5 |
|||||
** 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 Streck"
länge von 2,54 cm (1 inch) oder5,Ö8 cm (2 inch) angegeben.
7462117
Die Zugfestigkeitseigenschaften eines aus Barren B gewalzten
Bleches sind jenen eines herkömmlichen ΑΆ-3οο3 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.
Legierungszusammensetzung:
1,65 % Fe; o,95 % Mn, o,o9 % Si, sonstige
Beimengungen<o,o1 % jede? Rest Aluminium.
Giessverfahren Verarbeitung
Versuch 1
Versuch 2
12,7 cm χ 5o,8 cm Strangguss-Barren.
Gxessgeschwindigkeit 7,6 cm/min. Kokillentiefe 2,54 cm mit wärmeisolierter Kolillenoberkante.
Schwimmer unter Düsen.durch welche Schmelze in Kokille fliesst zur Kontrolle des
Schmelzmeniskus in der Kokille, Glasfasernetz frei um und unter Schwimmer. Schmelztemperatur 72 5 0C.
Barren auf 5oo °C angewärmt und auf 6,6 mm warmgewalzt.
Warmwalzplatte bis auf 3,8 mm kaltgewalzt, geglüht bei einer Temperatur von 4oo°C während
1 Stunde; kaltgewalzt auf 1,277 mm Blech.
Warmwalzplatte in Stichen von 15 % Abwalzgrad auf 1,27 Blech kaltgewalzt,
Walzblech jeweils nach jedem 15 % Abwälzen bei einer Temperatur von 25o C während
1 Stunde geglüht.
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6098 18/0633
Zugfestigkeitseigenschaften eines aus D. C.-Barren gewalzten Bleches
kaltgewalzt | Streck | Deh | vergütet bei 2000C | Streck- Deh- | vergütet bei | Streck | 300°C | vergütet bei | Streck | 400°C |
Zugf. | grenze | nung | Zugf. | grenze nung | .Zugf. | grenze | Deh | Zugf. | grenze | Deh |
ksi | ksi | ksi | ksi | ksi | ksi | nung | ksi | ksi | nung | |
27 | 8 % | 28 7.5 % | 24 | 17 | ||||||
1) 34 | 31 | 10 % | 29 | 29 . 13. % | 25 | 25 | 15 % | 22 | — | 3O % |
2) 38 | 30 | 27 | 23 % | — | — |
Die Untersuchung der Struktur des
gegossenen Barrens zeigte.
dass die intermetallische Phase (Fe,Mn)Al,. 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.
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"Zusammensetzung
Gussmethodik Verarbei tung
: 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.
Auswirkung der Zufügung von Elementen auf die Zugfestigkoitseigenschaften
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 ναι Cu und Mg störten das Wachstum der
- 27 -
609818/0633
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.
Legierung -. : Aluminium 6,3 % TSTi (plus etwa 0,2 %
Verunreinigungen)
Gussmethodik : 22,8 cm χ 8,9 cm (9 χ 3 1/2 in.) D.C.Barren,
gegossen mit 15,24 cm (6 in,)/min,
Mechanis ehe Eigens chaf ten*"
(a) Auf 525 C vorerhitzter Barren und heissgewalzt zu einer
Bramme von 0,64 cm (1/4 in.)
Probe Zugfe- * Streck-* Deh-* Kerbfestigkeitswirksamkeit (%) '"
stigkeit grenze nung Zugfe- Streckksi ksi stigkeit grenze
Longitü- * - -
dinal 38.3 33.3 7.8 % 87 100
Transversal 33.4 27.5 6.5 % 96 117
(b) 0,64 cm (1/4 in.) heissgev7alzte Bramme, kaltgewalzt zu 0,127 cm (0.050 in.) Blech
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-6 09818/0633
Probe Zugfe- * Streck-* Deh~* Kerbfestigkeitswl3~ksamkeit''o!'X% j
stigkelt grenze nung Zugfestigkeit Streckgrenze
ksl ksi ksi ksi
Longitudinal 42.2 34.4 5.8 % 85 115
Transversal 38.0 28.3 4.5 % 72 88
* Durchschnitte ναι drei Werten aus . Zugfestigkeltsproben
'"* Kerbfes ti gkeltswirksaiakelt aus dem Kahn-Zugtest.
Zusammensetzung :A 5,5 % 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
;0,127 cm (0,050 in.) Blech
kaltgewalzt vergütet bei 3000C-IOO h
Ablauf (1) Zugf. Streck- Deh- Zugf. Streck- Dehksi grenze nung ksi grenze nung
ksi ksi
Legierung A 4 6 36 8 % 37 37 6 % Legierung B 53 39 5 % \ 47 46 3 %
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_ 09 —
Ablauf (2) | 47 | 36 | 10 % | 39 | 39 | 8 % |
Legierung A | 53 | . 42 | 5 % | 48 | 46 | 4 % |
Legierung B | ||||||
Zusammensetzung A 1.5 % Fe - 0.0 % Mn - 2.0 % Ni - . 0.1 % Si - andere
< 0.01 jeweils Rest Al
Gussmethodik
Verarbeitung
Zugfestigkeitseigenschaften
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 (11/4
in.) wie Barren A in Beispiel 1
: wie in Beispel 1
: 0,127 cm (0.050 in.) Blech
kaltgewalzt vergütet bei 300 C-100 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/U Maximum).
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 als
0.2 % insgesamt)
B 1.5 % Fe -1.9%·Ni -O.6% Cu -O.6%
Mn (andere weniger als 0.1 % jeweils, weniger als 0.2 % 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 (0.040 in.)/Endteilvergütung
bei 35O°C während 2 Stunden
Mechanische Eigenschaften von Blech einer Dicke von
0,102 cm (0.040 in.)
Legierung Zugfestigk. Streckgrenze Dehnung Erichsen (Ü.T.S)ksi (Y.S.) ksi (%) (in.)
A 31 24 18 0.36 B 32 20 19 0.3 4 C 29 27 19 0.33
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Aus Al-Fe-Mn~Si-Legierungen erzeugtes Blech Zusammensetzung
Gus smethodik Ver arbe i tung
Struktur
: A 1.8 % Fe - O.8 % Mn - 0.5 % Si (weitere
weniger als O.01 % jeweils, weniger als 0.2 % insgesamt)
B 2.0 % Fe - 0.8 % Mn - 1-O % Si (weitere
weniger als 0.01 % jeweils, weniger als O.2 % insgesamt)
C 2r1 % Fe - 0.5 % Mn - 1.7 % Si (weitere
weniger als O.O1 % jeweils, weniger als 0,2 % insgesamt)
: 3/18 cm (1.1/4 in.) Durchmesser-Barren r
Wachstumsgeschindigkeit 10,16 cm/min.
: Barren vorerhitzt auf 5OO C und heissgewalzt
auf 0,953 cm (0.375 in.)f kaltgewalzt auf 0,127 cm (0.050 in.)
: Barren-gekoppeltes Wachstum, feine Stäbchen von alpha^Al-Fe-Mn-Si
Blech - feine Teilchen mit einen durch-•
schnitt liehen Durclmiesser von weniger
als 1 | /U | - | Deh nung % |
vergütet | bei 30O0C-IOO h | Deh nung % |
|
Streck grenze ksi |
7 | Zugfe stigkeit ksi |
Streck grenze ksi |
32 | |||
Legierung | Zugfestigkeitseigenschaften | 28 | 5 | 21 | 16 | 23 | |
gewalzt | 29 | 7 | 22 | 15 | 26 | ||
A | Zugfe stigkeit ksi |
25 | 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 dej2 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 Äl-1,65 % -Fe, 0,91 % Mn, 0,20 % Cu-Legierung
(die Legierung des Beispiels 2 mit zugefügten 0,2 % Cu) und einer Al - 1,6 % Fe, 1,9 % Ni, 0,5 %· 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 0,381 cm (0.150 in.) kaltgewalzt,
während 2 Stunden bei 350 C zwischenvergutet und zu einem Blech einer Dicke von 0,127 cm (0.050 in.) kaltgewalzt worden.
Aus diesem Figuren ist ersichtlich, dass die Endbehandlungsternperaturen
von etwa 35O°C 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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delsübiiche Reinheit) dar, welcher unter den in
', ι Beispiel 2 agegebenen Bedingungen gegossen wurde.
', ι Beispiel 2 agegebenen Bedingungen gegossen wurde.
Fig. 4 stellt eine Fotomikrografie in einer 500-fachen Verr
grösserung eines Bleches einer Dicke von 0,127 qm
(0.050 in.) dar, welches durch Walzen des Barrens der
Fig. 3 erzeugt wurde.
(0.050 in.) dar, welches durch Walzen des Barrens der
Fig. 3 erzeugt wurde.
Fig. 5 stellt gegensätzlich hierzu bei gleicher Vergrösse- · rung die Struktur eines aus der gleichen Legierung gebildeten
Bleches dar, das jedoch aus einem Barren stammte, der unter derartigen Bedingungen gegossen wurde, dass eine
erhebliche Bildung grober intermetallischer Teilchen auftrat.
Fig. 6 stellt eine Transmissionselektronenmikrografie in
13000-facher 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.
6 % Ni bestehenden eutektischen Masse gebildet ist und langgestreckte NiAl,-Teilchen zeigt.
Zur weiteren Veranschaulichung der Erfindung wirdjauf die beigefügte
Fig. 7 Bezug genommen, die in vereinfachter Form die
Liquidusgrenzen zwischen Al, FeAl- und Al1MnAl, 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 Anv/endung bei der Erzeugung dispersionsverstärkter Aluminiumknetlegierungsprodukte gemäss der Erfindung aufweisen. ■" · Der durch die innere
Liquidusgrenzen zwischen Al, FeAl- und Al1MnAl, 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 Anv/endung 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)„Al angegeben.
Während es in dem erfindungsgemässen Verfahren bevorzugt ist,
von Gussmaterial auszugehen, worin die stäbchenartigen intermetallischen Stoffe durch gekoppeltes Wachstum der eutektischen
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 O,711 cm (0.280 in.)
- 35 -
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bis hinab zu einer Dicke von o,1o2 cm {o,o4o 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 Bindungen für die
Herstellung des Materials der Fig. 9 und 1o zusammen mit dessen
mechanischen Eigenschaften angegeben.
Blech hergestellt von gegossenen Bändern, welche auf einer Hunter-Bandgiessanlage
gegossen wurden
Legierungszusammensetzung:
1,65 % Fe; 0,9ο % Mn, o,24 % Cu, o,12% Si,
sonstige Beimengungen "Co,oll % jede; Rest
Aluminium.
Giessverfahren Verarbeitung
83,8 cm breites χ 7,11 mm dickes gegossenes
Band von Hunter-Bandgiessanlage
Giessgeschwindigkeit: 838 cm/min Temperatur der Schmelzeί 7Ho0C.
Gegossenes Band kaltgewalzt auf 1,o2 mm
und o,31 mm starkes Blech.
Gegossenes Band kaltgewalzt auf 3,8 mm; bei 35o°C während 2 Stunden geglüht, auf
1 mm und o,3 mm starkes Blech kaltgewalzt.
Gegossenes Band kaltgewalzt auf 3,8 mm; bei 5oo°C während 2 Stunden geglüht; auf
1 mm und o,3 mm starkes Blech kaltgewalzt.
Gefüge:
Das Gefüge des gegossenen Bandes bestand aus sehr feinen Aluminiumdendriten;
(Zellengrösse~5/u) ,umgeben von sehr feinen
intermetallischen Stengelkristallen von
λ.ο,2 zu durchschnittlichem Durchmesser.
-36-
609818/0 633
Durch das Kaltwalzen auf 1 mm starkes Blech wurden die Stengelkristalle zerteilt
und im Gefüge verteilt. Die Kristallpartikelgrösse wuchs mit der Glühtemperatur,
blieb jedoch unter 1 .u Durchmesser.
Probenzustand
Probenher- . ■ gewalzt ' End^ilühung r Endglühung -,
stellung und bei 35O°C-2h bei 5opoc-2h
Stärke Zugfe- Streck- Deh- Zugfe- Streck- Deh- Zugfe- Streck- Dehstigkeit
grenze nung stig- grenze nung stig- grenze nung
ksi ksi % keit ksi <j. keit ksi „
ksi ksi
"i-: 1.,o2 mm 47 43 5 35 13 6 .30 25 13
•"o,31 mm: . 52 45 4 35 32 7 29 26 12
~ 1,o2 mm 42 35 6 34 30 · 10 30 26 15
. o,31 mm 44 36 5 34 31 7 31 27 14
~ ; 1,o2 mm·, 36 31 6 22 16 22 21 10 28
C./31 mm 37 · 31 5 24 20 25 22 16 23
Obwohl es ziemlich einfach ist, einen rechteckigen 2\luminiumlegierungswalzbarren
mit einer Dicke von bis zu etwa 15,24cm (6 in.) durch kontinuierlichen direkten Hartguss unter Bedingunge
- 37 -
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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 üblicherweise bei der Herstellung von Aluminiumlegierungsblechproduktenangewandt
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.
Zusammensetzung : 1.6 % Fe, 0.4 % Mn, 1.4 % Ni, 0.1 % Si,
0-02 % Ga (Verunreinigung),weitere weniger
als 0,01 % jeweils, Rest Al
Gussmethodik ϊ Barrenguss durch direktes Har.tgussver-
fahren unter Verwendung grosser Glastuchverteiler in der Form zur Verringerung
der Turbulenz in einem Versuch zur Erhöhung des Temperaturgradienten 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'.)
Herstellung : Barren vorerhitzt auf 475°C und heiss-
gewalzt von 45,7 cm (18 in.) auf 0,3 2 cm
(0,125 in.), kaltgewalzt von 0,32 cm (0,125 in.) auf 0,102 cm (0.040 in.) ,
sodann Endpartialvergutung bei 315°C während 2 Stunden.
- 38 -
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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)
- 39 -
8 18/06 33
Claims (12)
1. I^etaluminiumlegierungsprodukt, welches 5,ο -
2o "Vol.—% intermetallische Phasen enthält, welche aus zumindest
zwei hauptsächlichen legierenden Elementen gebildet, werden, ausgewählt
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 ο,5 % vorbehaltlich, dass,
wenn sowohl Fe als auch Ni gewählt werden, bis zu o,5 % des
kombinierten Fe- und Ni-Gehaltes durch eine gleiche Menge an Co
ersetzt werden kann, dadurch gekennzeichnet ,
dass die intermetallischen Phasen in Form von verteilten Partikeln der Grosse von o,1 bis 2/u vorliegen und das Gefüge im
wesentlichen frei von groben intermetallischen Partikeln ist.
2. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung
einen Gehalt an Fe und Hi aufweist, der 9o bis 1oo % dessen eines
Eutektikums beträgt.
3. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspurch 1,
dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung
einen Gehalt an Fe und Mn aufweist, der 9o bis 1oo % dessen eines Eutektikums beträgt.
4. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung
als hauptsächliche legierende Elemente Fe und Mn innerhalb der Koordinaten 1,9 % Fe, o,3 % Mn; 2,ο % Fe, ο,8 % Mn; 1,4 % Fe
1,2 % Mn; 1,4 % Fe, o,6 % Mn einschliesst und die Legierung
auch bis zu 1,5 % insgesamt (bis zu maximal 1,o % jedes ) Zn,
Li, Cu, Mg und Si, bis zu 1,o % insgesamt (bis zu o,3 % maximal
jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.
6098 18/063 3
5. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung als
hauptsächliche legierende Elemente Fe und Mn innerhalb der Koordinaten 1,8 % Fe, o,6 % Mn; 1,8 % Fe, ο,8 % mn; 1,5 % Fe,
1 ,ο % Mn; 1,5 % Fe, ο, 7 % Mn einschliesst und die Legierung auch
0,1 bis o,3 % Cu, bis zu o,,3 % Si, bis zu o, 15 % insgesamt
(o, 1 % maximal jedes)weitere Elemente und Rest Al enthält.
6. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 1,
dadurch g e k e η η ζ e i e h η e t , dass die Legierung als
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 bis zu 1,5 % Mn, bis zu 1,5 % insgesamt (bis zu 1,o %
maximal jedes) Zn, Li, Cu, Mg, Si, bis zu Λ to % insgesamt (bis
zu o,3 % maximal jedes ) weitere Elemente und Rest Al enthält.
7. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 6,
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 o,3 bis o,6 % Mn, bis zu o,5 % Cu, bis zu o,5 % Mg bis zu o,3 % Si, bis zu o,15 % insgesamt (bis zu o,1 % maximal
jedes ) weitere Elemente und Rest Al enthält.
-41 -
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8. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach jedem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet ,
dass das Produkt in Form eines Bleches in dem Dickenbereich von o,25 - o,öo1 cm (o,1 - o,ooeJ4inch) vorliegt.
9. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung
als hauptsächliche legierende Elemente Fe, Mn und Si innerhalb der Bereiche von 1,4 bis 2,2 % Fe, o,5 bis 2,ο % Si, o,1 bis
1,o % Mn einschliesst und die Legierung auch bis zu 1,5 % insgesamt (bis zu 1,o % maximal jedes) Zn, Cu, Li und Mg und
bis zu 1,o % insgesamt (o,3 % maximal jedes) sonstige Beimengungen
und Rest Al enthält.
10. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung
als hauptsächliche legierende Elemente Fe, Mn und Si innerhalb der Bereiche von 1,7 bis 2,ο % Fe, ο,5 bis 1,ο % Si, ο,5 bis
ο,9 % Mn einschliesst und die Legierung auch bis zu o,3 % Cu, bis zu o,3 Mg, bis zu o,15 % insgesamt (o,1 % maximal jedes)
sonstige Beimengungen und Rest Al enthält.
11. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung als hauptsächlich legierende Elemente Ni und Mn innerhalb der
Bereiche von 4,5 bis 6,5 % .Ni und o,3 bis 2,5 % Mn einschliesst und die Legierung auch bis zu 1,5 % insgesamt (1,o5 % maximal
jedes) Zn, Cu, Li, Mg, Fe und Si, und bis zu 1,5 % insgesamt (0,3 % maximal jedes) sonstige Beimengungen und Rest Al enthält.
-42-
8098 1 8/0633
12. KnetalumJniumlegierungsprodukt nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung als hauptsächliche legierende Elemente Ni und Mn innerhalb
der Bereiche von 5,5 bis 6,o % Ni und 1,o bis 2,ο % Mn, bis
zu o,3 % jeweils Cu7 Mg, Fe und Si und bis zu o,15 % insgesamt
(o,1 % maximal jedes) sonstige Beimengungen und Rest Al enthält.
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