DE2551294C3 - Verfahren zur Herstellung dispersionsverfestigter Aluminiumlegierungsbleche - Google Patents
Verfahren zur Herstellung dispersionsverfestigter AluminiumlegierungsblecheInfo
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Description
1,1 bis 2,5% Eisen, bis zu 2,0% Silicium,
bis zu 2,0% Zink,
bis zu 1,0% Nickel,
bis zu 0,5% Mangan,
bis zu 2,0% Zink,
bis zu 1,0% Nickel,
bis zu 0,5% Mangan,
bis zu 1,0% Kupfer, bis zu 1,0% Magnesium,
anderen Bestandteilen bis zu jeweils 0,3% (insgesamt zu 1%)
und Aluminium als Rest
anderen Bestandteilen bis zu jeweils 0,3% (insgesamt zu 1%)
und Aluminium als Rest
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mit einer Wachstumsgeschwindigkeit an der Erstarrungsfront von mehr als 25 cm/min in Form eines
Bandes mit einer Dicke von weniger als 25 mm unter Ausbildung von weniger als 5,0 Vol.-% der intermetallischen
Stäbchen mit einem durchschnittlichen Durchmesser von 0,05 bis 0,5 &mgr;&iacgr;&tgr;&igr; vergossen wird
und daß nach dem anschließenden Walzen das Band bei 250 bis 400°C geglüht wird.
2. Anwendung des Verfahrens gemäß Anspruch 1 auf eine Legierung aus 1,3 bis 2,0% Eisen und
zusätzlich wenigstens einer weiteren Komponente, nämlich
0,1 bis 1,0% Silizium,
0,5 bis 1,5% Zink,
0,1 bis 1,0% Nickel,
0,1 bis 0,4% Mangan
und Aluminium als Rest.
0,5 bis 1,5% Zink,
0,1 bis 1,0% Nickel,
0,1 bis 0,4% Mangan
und Aluminium als Rest.
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Die Erfindung betrifft die Herstellung dispersionsverfestigter Aluminiumlegierungsbleche, deren mechanische
Eigenschaften durch eine feine Dispersion mikroskopisch kleiner unlöslicher Teilchen und/oder
durch die Versetzungs- oder Kornstruktur, die von diesen Teilchen herrührt, bestimmt wird.
Das ältere Patent 24 23 597 betrifft ein Verfahren zur Herstellung dispersionsverfestigter Aluminiumlegierungsbleche
mit feinverteilten intermetallischen Teilchen. Das Verfahren ist dadurch gekennzeichnet, daß
man das Blech einer Aluminiumlegierung, das nach dem Vergießen 5,0 bis 20 Vol.-% nicht ausgerichteter
intermetallischer Stäbchen eines durchschnittlichen Durchmessers im Bereich von 0,1 bis 1,5 am enthält
und im wesentlichen frei von groben primären intermetallischen
Teilchen ist, unter zumindest 60%igere Querschnittsverminderung verformt.
Die intermetallischen Phasen machen in dem älteren Patent nicht weniger als 5 Volumprozent der gegossenen
Legierung aus.
Aus der US-PS 33 97 044 ist es bekannt, Aluminiumfolien
geringer Abmessung herzustellen unter Verwendung von Aluminiumlegierungen, die 0,6 bis 2,5% Eisen
als wesentliches Legierungselement enthalten. Dabei werden die Legierungen zunächst zu Barren vprgossen
und dann durch aufeinanderfolgendes Warm- und Kaltwalzen auf die endgültige Abmessung gebracht
Werden Aluminium-Eisen-Legierungen unter Bedingungen vergossen, bei denen sich stäbchenähnliche
metallische Phasen bilden, also z. B. nach dem bekannten Strangguß-Verfahren, bei dem man mit 10
bis 15 cm/Minute vergießt und eine Wachstumsgeschwindigkeit an der Erstarrungsfront von 6 bis
8 cm/Minute vorliegt, so lagert sich die Aluminium-Eisen-Verbindung nicht in der gewünschten stäbchenähnlichen
Form ab. Statt dessen tritt die Aluminium-Eisen-Phase als grobe Platten oder Teilchen auf, die
größer als 1 &mgr;&iacgr;&tgr;&igr; im Querschnitt sind; die Legierungsbleche,
die aus solchen Legierungen erhalten wurden, zeigten im geglühten Zustand sowohl eine hohe
Streckgrenze als auch eine hohe Dehnung.
Da Eisen ein billiges Legierungsmetall ist, wäre es vorteilhaft, wenn solche Aluminium-Eisen-Legierungen
neben einer guten Verarbeitbarkeit auch eine gute Festigkeit (hohe Streckgrenze) aufweisen würden.
Aufgabe der Erfindung ist es deshalb, ein Verfahren zur Herstellung dispersionsverfestigter Aluminiumlegierungsbleche
mit feinverteilten intermetallischen Teilchen zu zeigen, die sowohl eine gute Festigkeit als auch
eine gute Verformbarkeit aufweisen.
Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren gemäß den Patentansprüchen erfindungsgemäß gelöst.
Wenn die intermetallischen Teilchen in einer Legierung mit dem erfindungsgemäßen niedrigen
Volumen an intermetallischen Phasen zu grobkörnig oder ungleichmäßig verteilt sind, ist die Korngröße des
Aluminiums nach der letzten Wärmebehandlung zu grob. Deshalb soll die Korngröße nicht mehr als etwa
3 &mgr;&igr;&tgr;&igr; betragen. Wenn andererseits die intermetallischen
Teilchen zu klein sind, wandern die Korngrenzen an den Teilchen vorbei, die Korngröße wird größer als 3 &mgr;&eegr;&igr;,
und obwohl das Material eine gute Verformbarkeit aufweist, hat es eine niedrige Streckgrenze.
Die Entwicklung der gewünschten Struktur in der gegossenen Aluminium-Eisen-Legierung wird erfindungsgemäß
dadurch erreicht, daß man die Legierung kontinuierlich unter Bedingungen gießt, die zu einer
sehr hohen Wachstumsgeschwindigkeit führt (Rate der Ablagerung von Festmetall senkrecht zur Erstarrungsfronl),
d.h. zu einer Wachstumsgeschwindigkeit von mehr als 25 cm/Minute und vorzugsweise eine solche
von 40 bis 100 cm/Minute, wobei ein Wert von 250 cm/ Minute nicht überschritten werden sollte. Wachstumsgeschwindigkeiten
von mehr als 25 cm/Minute können nur bei einer Banddicke von weniger als 25 mm erreicht
werden: die Anforderung an höhere Wachstumsgeschwindigkeiten begrenzen die Dicke des gegossenen
Materials auf einen niedrigeren Wert.
Um optimale Eigenschaften zu erhalten, sollte das angewendete kontinuierliche Gießverfahren zu einer
hohen Wachstumsrate in der gesamten Dicke des gegossenen Materials führen, um, soweit wie möglich,
das Wachsen von unerwünschten grobkörnigen intermetallischen Teilchen zu vermeiden.
Eine hohe Wachstumsgeschwindigkeit in einem kontinuierlichen Gießverfahren kann nicht ohne eine
hohe Gießgeschwindigkeit erhalten werden, eine hohe Gießgeschwindigkeit führt jedoch nicht notwendiger-
weise zu einer hohen Wachstumsgeschwindigkeit
In großvolumigen Gießvorrichtungen wird die Forderung nach einer hohen Wachstumsrate am
leichtesten durch die Verwendung von Gießvorrichtungen vom Doppelwalzentyp erhalten, in welchem das
geschmolzene Metall im Spalt eines stark gekühlten Walzenpaares erstarrt Typischerweise fällt bei Gießvorrichtungen
dieses Typs das gegossene Material in Form von Bändern mit einer Dicke im Bereich von etwa
5 bis 7,6 mm an. und wird mit einer Geschwindigkeit von etwa 635 bis 1015 mm/Minute gegossen. Das Metall ist
im wesentlichen vollständig erstarrt wenn es die Mittellinie der Gießwalzen durchläuft und es wird dann
einem starken Druck ausgesetzt wenn es durch den Spalt zwischen den Walzen hindurchgeht
Bei Anwendung einer solchen Ausrüstung können nahezu eutektische Aluminium-Eisen-Legierungen mit
einem Eisengehalt im Bereich von 1,1 bis 2,5% in Form von dünnen Bändern gegossen werden, in denen die
intermetallische Phase in Form von feinen Stäbchen erstarrt Dieses dünne gegossene Band wird dann
bearbeitet um eine wenigstens 60%ige Querschnittsverminderung und vorzugsweise eine noch größere
Dickenreduktion zu erreichen, die zur Zerkleinerung der intermetallischen Stäbchen unter Bildung von feinen
Teilchen, die im gesamten Material dispergierl sind, führt und die den Effekt haben, eine Feinkornstruktur zu
stabilisieren. Wenigstens die letzte 10%ige Dickenreduktion wird durch Kaltwalzen erreicht; vorzugsweise
wird die Reduktion lediglich durch Kaltwalzen durchgeführt. Die kaltgewalzte Legierung wird dann bei 250 bis
400°C geglüht. Vorzugsweise wird auch das Band vor dem Kaltwalzen bei einer Temperatur von 350 bis
5000C geglüht.
Das erfindungsgemäße Verfahren wird vorzugsweise bei Legierungen durchgeführt, die nicht mehr als 2%
Eisen enthalten und insbesondere mit Legierungen, die einen Eisengehalt im Bereich von 1,3 bis 2,0%
aufweisen.
In den meisten Fällen ist es bevorzugt, daß das Volumen der intermetallischen Teilchen einen Wert von
2,5 Vol.-% nicht übersteigt. Deshalb sollte die Legierung bei Jen niedrigeren Grenzen des Eisengehaltes
vorzugsweise eine oder mehrere legierende Elemente enthalten, die ternäre intermetallische Phasen oder
intermetallische Phasen höherer Ordnung mit Aluminium und Eisen bilden. Aus diesem Grunde kann die
Legierung kleine Anteile an Silizium, Mangan und Nickel enthalten, die alle ternäre Phasen mit dem
Aluminium und Eisen bilden, und die in Form von so Stäbchen unter den spezifischen Gießbedingungen
abgelagert werden. Das Silizium kann in Mengen bis zu 2,0%, Nickel in Mengen bis zu 1,0% und Mangan in
Mengen bis zu 0,5% eingearbeitet werden. Der Gesamtgehalt der intermetallischen Phasen soll einen
Wert von 5,0 Vol.-% nicht übersteigen. Es kann aber auch Kupfer in Mengen bis zu 1,0%, Magnesium in
Mengen bis zu 1,0% und Zink in Mengen bis zu 2,0% zugegen sein. Diese verbleiben im wesentlichen in der
Festlösung. Andere Elemente können in Mengen bis zu bo
einem Gesamtwert von 1,0% zugegen sein (jeweils maximal 0,3%).
Bei der Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens sollte der Gehalt an Legierungselementen
vorzugsweise etwas niedriger liegen als eine eutektische Zusammensetzung, um den Erstarrungsbereich etwas zu
vergrößern. Wenn der Erstarrungsbereich sehr klein ist, hat man gewisse Schwierigkeiten beim Gießen der
Legierung mit einer Doppelwalzengießmaschine. Die Zugabe von Kupfer und/oder Magnesium. in einer
Menge bis zu 1% hat bekanntlich einen verfestigenden Effekt. Zusätzlich zur Verbesserung der mechanischen
Eigenschaften des Legierungsbleches vermindert es auch die Anisotropie der Eigenschaften in Längs- und
Querrichtung.
Das erfindungsgemäße Verfahren wird hauptsächlich zur Herstellung von Blech aus Legierungen benutzt die
aus handelsüblichem Reinaluminium mit Eisen als Legierungszusatz und mit 0,1 bis 03% Kupfer oder
Magnesium bestehen. Der Eisengehalt liegt vorzugsweise im Bereich von 13 bis 2,0% und insbesondere im
Bereich von 1,6 bis 1,8%. Außerdem kann Silizium bis zu 1,5% zugesetzt werden. Gewisse Vorteile können
festgestellt werden, wenn Silizium in einer Menge von 0,5 bis 1,2% eingearbeitet wird.
Der durchschnittliche Durchmesser der intermetallischen
Teilchen von 0,05 bis 0,5 &mgr;&pgr;\ wird gemessen als
Durchmesser einer Kugel von äquivalentem Volumen zu dem der Teilchen.
Die Legierung enthält vorzugsweise Eisen in einer Menge von 1,3 bis 2,0% und zusätzlich wenigstens eine
weitere Komponente, nämlich
0,1 bis 1.0% Silizium,
0.5 bis 1,5% Zink,
0,1 bis 1,0% Nickel,
0,1 bis 0,4% Mangan
und Aluminium als Rest.
Um eine besonders gute Festigkeit zu bewirken, sollten vorzugsweise 0,1 bis 0,3% Kupfer oder 0,05 bis
0,2% Magnesium eingearbeitet werden.
Eine Zugabe von Nickel in einer Menge von 0,1 bis 1,0% zu der Aluminium-Eisen-Legierung, die möglicherweise
Mangan und Kupfer oder Magnesium enthält, erhöht die Streckgrenze im geglühten Zustand.
Die erfindungsgemäß hergestellten Bleche haben eine zufriedenstellendere Kombination aus Streckgrenze
und Dehnung in geglühtem Zustand, wie man sie aus der gleichen Legierung nicht erhalten könnte, wenn sie
nach dem bekannten Stranggießverfahren in Form von Barren hergestellt werden, bevor sie zu Blechen nach
üblichen Warmwalz- und Kaltwalzverfahren verarbeitet werden. Dies wird in den folgenden Tabellen an den
Eigenschaften von 1 mm starken Blechen gezeigt.
Die Zugabe von Silizium bewirkt nun eine geringe Verbesserung der Streckgrenze, im Vergleich mit
Aluminium-Eisen-Legierungen, die 1.7% Eisen und 0,2% Kupfer enthalten; aber unter Umständen erhöht
die Zugabe von Silizium in einer Menge von 0.5% die Korrosionsfestigkeit der Legierung.
Eine Kombination von mechanischen Eigenschaften, die durch eine Streckgrenze angezeigt ist, die größer ist
als ca. 110 N/mm2 sowie eine durchschnittliche Dehnung,
die größer ist als 15%, ist von besonderem kommerziellen Interesse. Blech, das erfindungsgemäß
hergestellt wird, entspricht diesen Anforderungen, während Blech aus der gleichen, aber stranggegossenen
Legierung den Anforderungen nicht entspricht.
| 25 5 | Im gewalzten Zustand | 1 294 | N/mm2 (%) | Geglüht | physikalische Eigenschaften1" am lmm Blech | &dgr; | Geglüht bei 250°C(2) | "0.2 | bei | 6 | Geglüht bei | (%) | 103 | &dgr; | &dgr; | |
| 3500C | Im gewalzten Zustand | (%) | ob | N/mm2 | 4000C | 83 | (%) | |||||||||
| Al-Fe-Legierungen: physikalische Eigenschaften"1 am 1 | 0B °0.2 <J | I mm Blech | &sgr;&Bgr; | "B O0,2 | N/mm2 | "0.2 | ||||||||||
| 5 | Material | N/mm2 N/mm2 (%) | Geglüht bei | N/mm2 | N/mm2 N/mm2 | N/mm2 | ||||||||||
| 300°C(2) | 3 | 207 | 22 | |||||||||||||
| "B | 159 16 | 4 | 234 | 138 | 19 159 | 29 | ||||||||||
| N/mm2 | 131 22 | 297 262 | 4 | 173 | 145 | 21 138 | 26 | 20 | ||||||||
| A. Doppelwalzenguß | 145 16 | 289 248 | 179 | 22 | 41,4 | 22 | ||||||||||
| (1,70 Fe- | 227 269 5 | 173 | 303 255 | 138 | ||||||||||||
| 0,19 Cu- | 297 241 6 | 152 | 4 | 159 | 110 | sei 3000C | 2? | |||||||||
| 0,15 Si) | 159 | 214 | 124 | &sgr;&eegr;.2 | ||||||||||||
| Band nicht geglüht | 186 | C 296 269 | N/mm2 | |||||||||||||
| Band geglühMSCrC0' | 159 | 62 30 | 32 131 | |||||||||||||
| Zwischengeglüht | 173 | 31 | ||||||||||||||
| 400°C<4) | Geglüht t | 124 | ||||||||||||||
| B. Normaler Strangguß | 248 193 9 | 138 | 55 | ob | 83 | |||||||||||
| (1,68 Fe- | N/mm2 | 97 | ||||||||||||||
| 0,20 Cu- | ||||||||||||||||
| 0,15 Si)5 | 145 | &dgr; | ||||||||||||||
| Al-Fe-Si-Legierungen: | (%) | 228 | 97 | |||||||||||||
| Material | 145 | |||||||||||||||
| 166 | ||||||||||||||||
| 9 | ||||||||||||||||
| A. Doppelwalzenguß | 19 | |||||||||||||||
| (l,7Fe-l,2Si-0,2Cu) | 17 | 166 | ||||||||||||||
| Platte nicht geglüht | ||||||||||||||||
| Platte geglüht'31 500 C | ||||||||||||||||
| Platte geglüht, 400C | 15 | |||||||||||||||
| (l,7Fe-l,l Si-0,2Cu- | ||||||||||||||||
| 0,46 Mn) | ||||||||||||||||
| Platte geglüht bei 400" |
B. Normaler Strangguß
(l,7Fe-l,2Si-0,2Cu)<5)
(l,7Fe-l,2Si-0,2Cu)<5)
255
228
55
131
55
Anmerkung:
Festigkeitswerte der Zugproben aus Standardblechen; Dehnung gemessen über 5 cm Länge.
121 Während zwei Stunden geglüht
121 Während zwei Stunden geglüht
'■" 6 mm dicke Bänder wurden zwei Stunden lang bei den angegebenen Temperaturen geglüht, bevor das Blech auf 1 mm Dicke
kaltgewalzt wurde.
'"' 6 mm dicke Bänder wurden auf 4 mm kaltgewalzt und eine Stunde lang bei 400 C geglüht, bevor sie auf 1 mm kaltgewalzt
wurden.
127mm dicke Stranggußbarren wurden auf 400 C geglüht, auf 6mm warmgewalzt und dann auf 1 mm kaltgewalzt.
uas im uoppeiwaizengieBvenahreii licrgcMcliic
Material wurde mit einer Gießgeschwindigkeit von 75 cm/Minute und einer Wachstumsgeschwindigkeit
von etwa 50 bis 70 cm/Minute gegossen. Die normalen Stranggußbarren wurden mit einer Gießgeschwindigkeit
von etwa 9 cm/Minute und einer Wachstumsrate von etwa 6 bis 8 cm/Minute gegossen.
Die intermetallischen Phasen in dem nach dem Doppelwalzengießverfahren hergestellten Bandmate-
rial wären verzweigte stsbchcnühr.l'.cht A'.urrüP.sum-Eisen-(Mn)-Verbiridungen
mit raumzentrierter tetragonaler Struktur sowie stäbchenähnliche «-Al-Fe(Mn)-Si-Plidsen
in Anteilen, die^ vom Siliziumgehalt der
Legierung abhingen. Der mittlere Durchmesser der Stäbchen betrug weniger als etwa 03 &mgr;&pgr;&igr;. FeAb- oder
FeAIb- oder MnAU-Phasen wurden im gegossenen Zustand nicht in den Bändern gefunden.
Die Phasen in den Al-Fe-Stranggußbarren waren
FeAb oder FeAb als grobe Platten oder Markierungen mit einer Dicke, die im allgemeinen höher als 1 &mgr;&pgr;&igr; war.
Kein großer Unterschied in den mechanischen Eigenschaften von Blechen, die nach eiern Doppelwalzengießverfahren
hergestellt waren, wurde bei den angegebenen Glühbedingungen gefunden, wenn der Fe-Gehalt zwischen 1,3 und 2,0% und der Cu-Gehalt
zwischen 0,1 bis 0,3% variiert wurde. Die Variation des
Siliziumgehaltes zwischen 0 und 2.0% hatte einen geringen Effekt; auf jeden Fall ist es möglich, durch
geeignete Kontrolle des letzten Glühens bei Temperaturen im Bereich von 250 bis 4000C kaltgewalzte
geglühte Bleche herzustellen, die eine Streckgrenze von mehr als etwa 110 N/mm2 und eine Dehnung von mehr
als 15% aufweisen, selbst wenn das Kupfer vollständig fehlt.
Claims (1)
1. Verfahren zur Herstellung von mit feinverteilten intermetallischen Teichen dispersionsverfestigten
Aluminiurnlegierungsblechen mit verbesserten mechanischen Eigenschaften durch Vergießen der
Aluminiumlegierung unter Ausbildung nicht ausgerichteter, stabartiger, intermetallischer Phasen
und anschließender Querschnittsreduzierung um mindestens 60% und Zerbrechen der intermetallisehen
Stäbchen in feine Teilchen durch Walzen, dadurch gekennzeichnet, daß eine Schmelze
einer Legierung aus
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