DE2500083B2 - Halbzeug aus Aluminium-Knetlegierungen und Verfahren zu dessen Herstellung - Google Patents

Halbzeug aus Aluminium-Knetlegierungen und Verfahren zu dessen Herstellung

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Description

Die Erfindung betrifft Halbzeug aus Aluminium-Knetlegierungen mit sehr geringem Wasserstoffgehalt und isotropem Gefüge von äquiaxialem Korn; es hat in allen Richtungen praktisch die gleichen mechanischen Eigenschaften sowie eine besond· /s niedere kritische Abschreckungsgeschwindigk~.it. Es wird durch eine Wärmebehandlung bei einer Temp; -atur wenig über der Solidus-Kurve erhatten und gestattet eine spürbare Gewichtsersparnis bei Bauteilen, insbesondere im Flugzeugbau, sowie ein Abschrecken mit siedendem Wasser oder sogar eine Lufthärtung is· möglich, ohne daß die mechanischen Eigenschaften merklich beeinträchtigt werden.
In der Industrie und vor allem im Flugzeugbau werden in zunehmendem Maße steigende Mengen an Aluminium-Knetlegierungen verwendet (die durch Walzen, Schmieden, Gesenkschmieden, Fließpressen oder auf andere Weise verarbeitet werden). So werden üblicherweise bestimmte Bauteile der Zellen oder Flügel, die starken mechanischen Beanspruchungen unterworfen sind, aus Platten mit einer Anfangsdicke bis zu 90 oder 100 mm und manchmal darüber hergestellt.
Dieses Halbzeug aus Aluminium-Knetlegierungen ist bekanntlich in seinsn Eigenschaften fast immer anisotrop, insbesondere tritt eine durch das Umformen hervorgerufene Fließtextur auf. Die mechanischen Eigenschaften quer zu den Fließlinien sind zu denen in Längsrichtung oder parallel zur Hauptrichtung der Verformung deutlich schlechter.
Der hauptsächliche Nachteil der »Fließtextur« oder -linien (Streifen) und der damit verbundenen Anisotropie liegt darin, daß man immer die schlechteren Eigenschaften in Querrichtung berücksichtigen muß; deshalb benötigt man in zahlreichen Fällen merklich höhere Materialgewichte, wodurch die maximale Nutzlast der Flugzeuge sinkt.
Aufgabe der Erfindung ist nun ein Halbzeug aus Aluminium-Knetlegierungen, enthaltend Kupfer, Magnesium, Silicium, Zink sowie Sekundärphasen-bildende Zusätze oder Verunreinigungen wie Mangan, Chrom,
Zirkonium und Eisen mit einem Wasserstoffgehalt von
> 0,5 ppm, vorzugsweise > 0,2 ppm, insbesondere
> 0,1 ppm Hi, insbesondere der Legierungen »A-ZG« oder »A-U« nach AFNOR, A-02.00! und A-02.002 bzw.
-j »7000« oder »2000« nach ASTM, die gleiche mechanische Eigenschaften in allen Richtungen besitzen, also keine Fließtextur zeigen.
Diese Aufgabe wird dadurch gelöst, daß in dem Halbzeug ein isotropes Gefüge mit äquiaxialen^ Korn
ίο vorliegt, in dem die ausgeschiedenen Sekundärphasen zu einem beträchtlichen Anteil als Aggregat mit einem Durchmesser < 0,5 μπι vorliegen.
Die Erfindung betrifft darüber hinaus auch noch ein Verfahren zur Herstellung des Halbzeugs nach Ansprach 1, welches dadurch gekennzeichnet ist, daß man das Vorprodukt 0,5 bis 12 h bei einer Temperatur T1 zwischen der Solidustemperatur T\ und der Liquidustemperatur Tj hält und anschließend in an sich bekannter Weise unter T, lösungsglüht.
Es wurde überraschenderweise festgestellt, daß diese neue Wärmebehandlung he] diesen Legierungen einen unerwarteten Effekt hat, und zwar eine beträchtliche Verringerung der kritischen Abschreckungsgeschwindigkeit Bekanntlich hängt die zulässige Geschwindigkeit der Abkühlung einer Legierung beim Abschrecken von der Dimension des Halbzeugs und der Art und der Temperatur des Härismediums ab. Die Abkühlungsgeschwindigkeit muß ausreichend hoch sein, um ein erneutes Ausfallen von gelösten Legierungskomponen-
jo ten zu verhindern.
Jede Legierungsart hat eine kritische Abschreckungsgeschwindigkeit, die beispielsweise etwa 40 K/s für Legierungen AZ5GU (NF A 02.001) bzw. 7075 (gemäß A.A.) beträgt. Bei geringeren Abkühlgeschwindigkeiten
j5 sind dann die mechanischen Eigenschaften der Legierung (Vickers-Härte, Bruchfestigkeit) schnell schlechter, während sie bei höheren Geschwindigkeiten praktisch konstant bleiben oder nur sehr wenig ansteigen.
Die Kombination dieser beiden Effekte — Ausschaltung der Anisotropie und Herabsetzung der kritischen Abschreckungsgeschwindigkeit — gestattet eine rationellere Verarbeitung und Anwendung des Halbzeugs, weil die daraus hergestellten Bauteile praktisch identische mechanische Eigenschaften in allen Richtungen besitzen; vorteilhaft ist auch, daß man mit weniger energischen Abschreckmedien (als kaltes Wasser) auskommt, z. B. mit siedendem Wasser oder sogar mit pulsierender Luft, d. h. das Risiko von Abschreckrissen und die Notwendigheit einer Warmauslagerung sind eliminiert.
Dem erfindungsgemäßen Verfahren liegen Untersuchungen über das sogenannte »Verbrennen« (= eutektisches Schmelzen) zugrunde.
In der Praxis werden bisher die Wärmebehandlungen von Aluminiumlegierungen bei einer Temperatur vorgenommen, die eine bestimmte sogenannte »Verbrennungsw-Temperatur nicht übersteigt, über welcher es im schlechtesten Falle zu einem vollständigen Zerfallen des Halbzeugs beim Abkühlen kommen kann und welche in jedem Fall zu einer Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften führt. Ein »verbranntes« Gefüge ist gekennzeichnet durch das Vorhandensein einer irreversiblen Porosität sowie von Schmelz-Phasen.
Entgegen der üblichen Verfahrensweise kann erfindungsgemäßes Halbzeug aus einer Aluminiumlegierung ohne Beschädigung auf eine Temperatur T1 zwischen Solidus-Temperatur Ti und Liquidus-Temperatur Ti
gebracht werden, vorausgesetzt, daß < 0,5 ppm, vorzugsweise < 0,22 ppm und insbesondere < 0,1 ppm, Wasserstoff enthalten ist, der bis zu Ti entweichen kann. Dazu wird auf übliche Weise entgast und eine neuerliche Wasserstoffaufnahme verhindert bzw. Wasserstoff in beständiger Form fixiert
Auf diese Weise läßt sich eine »Fließtextur« praktisch vollständig ausschalten.
Indem man für jeden Legierungstyp die entsprechende Temperatur T, (T\ < T, < 7J) und die Zeit bei dieser Temperatur wählt, kann man alle Zwischenzustände zwischen einer streifigen Fließstruktur und einem rekristallisierten Gefüge mit äquiaxialem Korn erhalten.
Diese Erwärmung ist besonders wirksam auch bei Legierungen mit Elementen, die bekanntlich in feindisperser Ausscheidung die Rekristallisation beträchtlich hemmen.
Nach ά·£Γ Erfindung wird die Legierung teilweise in die flüssige Phase rückgeführt, was das Kristallwachstum der Sekundärphasen begünstigt und die Rekristallissticn ohne die Aushärtung aufgrund der Dispersion dcr Sekundärphasen verhindern. Das Aussehen und die Dimensionen der zusammengelaufenen Ausscheidungen sind charakteristisch für die Erfindung, wie noch anhand von Mikrophotographien gezeigt wird. Da diese zusammengelaufenen Ausscheidungen als Keime für die Ausscheidung von groben Phasen wie *MgZn2 beim Abschrecken dienen, nimmt die Anzahl der zusammengelaufenen Ausscheidungen ab mit steigener Dimension; die Härtbarkeit der Legierung wird verbessert, und die kritische Abschreckgeschwindigkeit sinkt stark unter die üblichen Werte.
Zu den hochfesten Legierungen, für die die Erfindung besonders geeignet ist, gehören die Legierungen der Spezifikation A-U4SG (Cu 4,4%, Si 03%, Mg 0,5%, Mn 0,6%), 7075 (Zn 5,6%, Mg 2.5%, Cu 1.5%, Cr 0,30%, Mn <0,3%) oder nach den französischen Vorschriften A-Z5GU sowie noch festere Legierungen wie A-Z6G2U2 oder A-Z9G3U (7001 nach A.A).
An das erlirdungsgemäße Erwärmen schließt sich ein Lösungsglühen bei einer Temperatur < 71 an, um die heterogenen Bereiche aufzulösen, die sich zwischen 71 und Ti gebildet haben.
Beispiel 1
An einem 40-mm-B!ech aus der Aluminiumlegierung 7075 (ASZM) wurden folgende Eigenschaften bestimmt, und zwar im Zustand T6 (d. h. 3 h Lösungsglühen bei 470"C, abgeschreckt mit kaltem Wasser und Auslagern 24 h bei 12O0C):
Strtck- Zug Dehnung Zähig
grenze festigkeit keit
"(U "H I) λ',,
hb hh ",i
In Längsrichtung
in In Dickenrichtung
52,0
52,4
57,3
57,4
16,0
17,0
108
88
Der kritische Wen Kl für die Zähigkeit wird in hb. j mm angegeben. Man stellte eine praktisch vollkommene Isotropie der mechanischen Eigenschaften und eine erheblich verringerte Anisotropie der Zähigkeit fest; die Zähigkeit in der Dickenrichtung war um etwa 30% gestiegen.
Beispiel 2
Es wurde ein 50-rnrn-Blech aus der .^iuoiiniumiegierung A-LJ4SG(Cu 43%, Si 0,85%, Mg0,45%, Mn 0,58%, Fe 0.18%. Tx etwa 525° C) nach dem Warmwalzen und einer üblichen Behandlung für T6 (Lösungsglühen 8 h bei 5050C) untersucht.
hb
ο«
hb
Längs (Walzrichtung) 46,0 51,1 12,0
Quer 43,5 49,0 9,0
Dicke 41,8 47,5 5,2
Das gleiche Blech wurde einer Wärmebehandlung nach der Erfindung unterworfen:
4 hbei535°C(10 Küber Γ,)
8 h Lösungsglühen bei 505°C(20 K unter 71)
Abschrecken mit Kaltwasser
fch Auslagern bei 175° C.
hb
"H
hb
Längs
-χι Quer
Dicke
45,9
46,0
46,1
50,2
50,5
51,0
In Längsrichtung
In Dickeniichtung
Streckgrcnzc
"0,2 "B
hb hb
Zug- Dehnung Zähig-
festigkeit keit
52,4
52,7
59,1
56,8
14,4
3,3
127
68
Das gleiche Blech. Solidus-Temperatur 71 etwa 5350C, wurde 1,5 h bei 540°C (5K über T1) und dann 3 h bei 470°C (65K unter 71) gehalten, mit kaltem Wasser abgeschreckt und 24 hbei 1200Causgelagert:
Man stellte fest, daß die Streckgrenze und die Zugfestigkeit in allen drei Richtungen praktisch gleich >i waren und daß die Eigenschaften in der Dickenrichtuag bis zu den höchsten Werten, die für das in üblicher Weise behandelte Blech bestimmt wurden, zugenommen hatten.
Die mikrographische Untersuchung der erfindungsgemäßen Werkstücke zeigt ein charakteristisches rekristallisiertes Gefüge aus feinem gleichachsigem Korn mit zahlreichen Ausscheidungen von Sekundärphasen mit Durchmesser >0,5μπι, während in den in üblicher Weise behandelten Werkstücken mit Fließgefüge diese (sekundä-en) Phasen sehr viel feiner dispergiert sind und einen mittleren Durchmesser von 0,05 bis 0,1 μπι haben (es ist wichtig zu präzisieren, daß der »mittlere Durchmesser« oder »mittlere Umfang«
dieser Ausscheidungen der durchschnittlichen Größe der gröberen Teilchen entspricht, die etwa 70 bis 80% des Volumenanteils der Sekundärphasen ausmachen).
Die Fig. la, 2a und 3a zeigen Mikrophotographien von mit Fluorborsäure geätzten Proben (HBF4 1,8 Gew.-%, H2O 98,2%).
Für die Fig. Ib und 3b wurden die Proben vor der mikroskopischen Untersuchung mit Keller-Reagens (HNO3 3 Gew.-%. HCI 2 Gew.-%, HF I Gew.-%, Rest M-O) behandelt.
Die Fig. Ic und 3c /eigen elektronenmikroskopische Aufnahmen (in Durchlicht).
Die Mikrophotographien la, Ib, Ic zeigen das Gcfüge eines Werkstückes aus der Legierung 7075. die in üblicher Weise 3 h bei 47OT gehalten wurde, und die Mikrophotographie 2 und 3 das Gefüge des erfindungsgcmäßen Werkstückes. (T,> T). T1 = 535T.
In F-ig. la sieht man d:K slrpifigr· (".pfügp imH .lip .Sekundärphasen (Cr, Fe). die sich sehr fein im Korn ausgeschieden haben. Sie sind im optischen Mikroskop unsichtbar (Id) und nur unter dem Elektronenmikroskop zu erkennen (I c).
Durch kurzzeitiges Erwärmen auf > /1 (lh bei 540T) verschwindet teilweise die streifige Walztextur (2a); die Rekristallisation erfolgt in den Bereichen, in denen die Ausscheidungen der Sekundärphasen Cr und Fe zu einer Dispersion von Kugeln zusammengelaufen sind, die nun im optischen Mikroskop sichtbar werden.
Bei längerem Halten auf T, (4 h bei 540T und dann 3 h bei 470T) verschwindet die Walztextur vollständig (3a) und die .Sekundärphasen sind im optischen Mikroskop deutlich sichtbar(3b).
Wie weit die Walztcxtur aufgehoben wird, hängt ab von der Zeit bei > Γι und dem Abstand zwischen T, und Ti. Das erhaltene Gefüge ist für das Verfahren charakteristisch. Ks unterscheidet sich sehr stark von dem mit Walztextur, aber auch von dem Gefüge einer rekristallisierten Legierung nach einer Vergütung, wo die Sekundärphasen sehr fein und homogen im Korn ausgeschieden sind.
Die Herabsetzung der kritischen Abschreckgeschwindigkeit mit Hilfe oes erfindungsgemäßen Verfahrens wird in den nachfolgenden Beispielen und Figuren erläutert.
Die Fig.4 und 5 zeigen in einem Diagramm die Abhängigkeit der Härte HV 10 der Legierung von der Abschreckgeschwindigkeit V. und zwar für eine in üblicher Weise behandelte Legierung 7075 (Kurve A) und eine erfindungsgemäß behandelte Legierung (Kurve B). Die kritische Abschreckgeschwindigkeit liegt beim Vergleich bei etwa 40 K/s und nach der Erfindung beietwalOK/s.
Die der F i g. 4 zugrundeliegende Probe war 24 h bei 12O0C (T6) und die für Fig.5 5h bei 1050C und anschließend 24 h bei 158° C (T73) ausgelagert worden.
Bei gleicher Abschreckgeschwindigkeit führt T73 bei Legierung 7975 zu einer größeren Härtezunahme (von etwa 20 kg/mm2) als T6.
Die F i g. 6 und 7 zeigen die Abhängigkeit der Härte der Legierung 7050 (AZ6GU mit 0,10% Zr) von der Abschreckgeschwindigkeit und zwar an üblichen Prüfkörpern (Kurven A) und an erfindungsgemäßen (Kurven B) Die Auslagerung der Proben für F i g. 6 war 24 h bei 120° C (T6) und für F i g. 4 24 h bei 120° C und dann, bei !63° C (T73).
Die erfindungsgemäß erreichbare Verbesserung ist auch hier sehr groß. So kann man beispielsweise geschmiedeten Werkstücken aus Legierung 7050 einem natürlichen Abkühlen in ruhender Luft unterwerden (Abkühlgeschwindigkeil 0,5 K/s), ohne daß die mechanischen Eigenschaften gegenüber Abschrecken mit Wasser merklich schlechter werden; gleichzeitig werden alle Nachteile des Abschreckens mit Wasser vermieden (Abschreckrisse, Warmauslagern).
Durch die Herabsetzung der kritischen Abschreckgeschwindigkeit sind höhere Materialstärken bei gleichen mechanischen Eigenschaften im Kern zulässig, und man Genötigt nur wenig energische Abschrcckungsmcdicn, wie siedendes Wasser. Auch ist die Verringerung der Restspanniingcn beim Abschrecken ohne der Notwendigkeit des Spannungsfreiglühens von Interesse.
H e i s ρ i c I i
f's wurde die Härte von Legierung 707 3 bestimmt, und /war im Zustand Tb (J h bei 470 C . mil Wasser jharu'hfp/'til lind üL'f:"*_'!ä*fi_'ri^ ϋΓ!'.! S rf ί T*ici ti Π *TS ITt,* :'"ϊ ;ί ί-(4 h bei 540 C. darauf 3 h bei 47OT. mil Wasser 20"C b/w. lOOT abgeschreckt und ausgelagert).
Beispiel 4 HV
(kg/mm
Vergleich <T6)
Wasser 20 C 1X5
VW-er 100 C 12.1
llärteabnahme 62
d.i. s ■
lirllndungsgcmäU (T6)
Wasser 20 C 140
Waseer 100 C 184
llartcabnahme 6
d.i. <
Es wurden die mechanischen Eigenschaften von Prüfkörpern aus einem 50-mm-Blech der Legierung 7075 in Dickenrichtung bestimmt, und zwar a) wie üblich Lösungsglühen 2 h bei 470T, Abschrecken mit Wasser 20' C bzw. siedendem Wasser, dann Abwälzen um 2% und Auslagern 24 h bei 120T(T651) bzw. 8 h bei I05T und dann 24 h bei 158T(T351)und b) erfindungsgemäß Lösungsglühen 4 h bei 540T und dann 2 h bei 470 C (Schmelztemperatur der Eutektika 478T, Solidus-Temperatur im Gleichgewicht 532T), Abschrecken mit Wasser 20T bzw. mit siedendem Wasser, Abwälzen um 2% und Auslagern 24 h bei 120T (T651) bzw. 8 h bei 105T und dann 24 h bei 165T(T7351).
In der Dickenrichtung wurden folgende Eigenschaften ermittelt:
Wasser
Vergleich 20 C
100 C
Erfindungsgemäß 20 C
hb T6S1 T7351
00.7 hb 54,8 48,2
Ob % 47,5 40,1
D hb 4 5
Oq2 hb 47,1 40,4
ob % 38,5 30,5
D hb 5,2 3,5
oaj hb 56,7 50,9
Ob % 48.4 42,4
D 8,7 6.2
Fortsetzung
Wasser
T651 T735I
100 C
σο.2 hb 55,5
aB hb 47,6 D % 6,5
48,3
41,5
Durch Abschrecken mit siedendem Wasser sinken beim Vergleich die mechanischen Eigenschaften um 10 bis 20%, nach der Erfindung jedoch um kaum 2%.
Die Herabsetzung der kritischen Abschreckungsgeschwindigkeit ist (Fig. 4 bis 7) begleitet von einer wesentlich langsameren Abnahme der Härte (und entsprechend der anderen mechanischen Eigenschaften), wenn diese Geschwindigkeit unter der kritischen äCifiii licgi. im äüuci'Sicii raü kann man an der Luft abschrecken (etwa 1 K/s in pulsierender Luft bzw. etwa 0,5 K/s in ruhender Luft) ohne merklicher Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften.
Beispiel 5
Es wurden die mechanischen Eigenschaften der Legierung 7075 in Dickenrichtung bestimmt und zwar wie üblich und nach der Erfindung mit Abschrecken in ruhender Luft und Auslagern 24 h bei 1200C.
"ii.: hh
hh
Vergleich 34,2 21,2 7.2
!•!rfindungsgemäß 48,5 43,0 2,4
Hierzu 7 likill A'icliiniiiuen

Claims (2)

Patentansprüche:
1. Halbzeug aus Aluminium-Knetlegierungen enthaltend Kupfer, Magnesium, Silicium, Zink sowie Sekundärphasen-bildende Zusätze oder Verunreinigungen wie Mangan, Chrom, Zirkonium und Eisen mit einem Wasserstoffgehalt von <0,5 ppm, vorzugsweise <0,2ppm und insbesondere <0,1 ppm, insbesondere den Legierungen »Α-ZG« oder »A-U« nach AFNOR A-02.001 und A-02.002 bzw. »7000« oder »2000« nach ASTM, gekennzeichnet durch praktisch identische mechanische Eigenschaften in allen Richtungen und durch ein isotropes Gefüge mit äquiaxialem Korn, in dem die ausgeschiedenen Sekundärphasen zu einem beträchtlichen Anteil als Aggregat mit einem Durchmesser > 0,5 μπι vorliegen.
2. Verfahren zur Herstellung des Halbzeugs nach Anspruch 1. dadurch gekennzeichnet, daß man das Vorprodukt tt5 h bis zu 12 h bei einer Temperatur T, über der Solidus-Temperatur Tj und unter der Liquidus-Temperatur 7} hält und anschließend unter Ti in bekannter Weise lösungsglüht.
DE2500083A 1974-01-07 1975-01-03 Halbzeug aus Aluminium-Knetlegierungen und Verfahren zu dessen Herstellung Expired DE2500083C3 (de)

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