DE2953182C3 - Verfahren zum Herstellen eines Legierungsproduktes aus einer Aluminiumlegierung - Google Patents
Verfahren zum Herstellen eines Legierungsproduktes aus einer AluminiumlegierungInfo
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Description
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines
Legierungsproduktes, bei dem (a) ein Block aus einer Legierung
geschaffen wird, die aus 5,9 bis 6,9% Zink, 2,0 bis 2,7%
Magnesium, 1,9 bis 2,5% Kupfer, 0,08 bis 0,15% Zirkonium,
bis zu 0,15% Eisen, bis zu 0,12% Silicium, bis zu 0,06% Titan,
bis zu 0,04% Chrom, bis zu 0,05% für jedes von sonstigen
Spurenelementen in der Legierung, wobei das Gesamtmaximum
solcher Spurenelemente 0,15% beträgt, und Aluminium
als Rest besteht, (b) dieser Block warmgewalzt, (c) dieses
Produkt einem Lösungsglühen und einem Abschrecken und (d)
einer künstlichen Alterung bei erhöhter Temperatur unterworfen
wird.
Die Erfindung betrifft insbesondere die Herstellung von
plattenförmigen Produkten mit verbesserten Eigenschaften aus
Aluminium-Zink-Magnesium-Kupfer-Legierungen vom Typ
7000, die sich durch hohe Festigkeit, hohe Dauerfestigkeit
und hohe Bruchzähigkeit auszeichnen.
Ein beträchtlicher wirtschaftlicher Faktor beim Betrieb von
Flugzeugen ist heutzutage der Treibstoffpreis. Folglich sind
Flugzeugkonstrukteure und -hersteller dauernd bestrebt, die
gesamte Treibstoffausnutzung zu verbessern. Eine Möglichkeit,
um diese Treibstoffausnutzung und auch die Gesamtleistung
zu erhöhen, besteht darin, das Konstruktionsgewicht zu
reduzieren. Da Aluminiumlegierungen in großem Anteil für
Konstruktionselemente bei den meisten Flugzeugen verwendet
werden, wurde eine beträchtliche Anstrengung unternommen,
um Aluminiumlegierungen zu entwickeln, die höhere Verhältnisse
von Festigkeit zu Gewicht als die Legierungen aufweisen,
die augenblicklich im Gebrauch sind, während die gleiche oder
eine höhere Bruchzähigkeit, Dauerfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit
beibehalten wird.
Beispielsweise ist eine Legierung, die häufig für die obere
Tragflächenhaut einiger Düsenflugzeuge verwendet wird, die
Legierung 7075 in dem T651-Härtezustand. Die Legierung 7075-T651
hat ein hohes Verhältnis von Festigkeit zu Gewicht,
während sie gute Bruchzähigkeit, gute Dauerfestigkeitseigenschaften
und eine adäquate Korrosionsbeständigkeit zeigt.
Eine weitere manchmal bei Flugzeugen verwendete Legierung,
die Legierung 7178-T651, ist fester als die Legierung 7075-T651,
jedoch ist die Legierung 7178-T651 in bezug auf Bruchzähigkeit
und Dauerfestigkeit der Legierung 7075-T651 unterlegen.
Somit sind mehrere Beschränkungen vorhanden, um vom
Vorteil eines hohen Verhältnisses von Festigkeit zu Gewicht
der Legierung 7178-T651 Gebrauch zu machen, ohne Bruchzähigkeit
und/oder Dauerfestigkeit der Komponente zu opfern, für
welche die Legierung verwendet werden soll. Andere verfügbare
Legierungen und Härtestufen bieten, obwohl sie manchmal
gute Zähigkeitseigenschaften und eine hohe Beständigkeit
gegen Spannungskorrosionsrisse und Abblätterungskorrosion
aufweisen, keine Festigkeitsvorteile gegenüber der Legierung
7075-T651. Beispiele solcher Legierungen sind 7475-T651,
T7651 und T7351 und 7050-T7651 und T73651. Mit verfügbaren
Legierungen und Härtestufen ist es somit unmöglich, eine Gewichtseinsparung
bei Flugzeugbauteilen zu erreichen, während
die Bruchzähigkeit, Dauerfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit
bei oder oberhalb des Niveaus gehalten werden, das mit
der Legierung 7075-T651 erreichbar ist.
Aufgabe der Erfindung ist es daher, ein Verfahren
zur Herstellung eines plattenförmigen Produkts
aus einer speziellen Aluminiumlegierung für die Verwendung
in Flugzeugbauteilen, welche ein höheres Verhältnis
von Festigkeit zu Gewicht als die verfügbare Legierung 7075-T651
aufweist, zur Verfügung zu stellen. Das plattenförmige
Produkt soll verbesserte Dauerfestigkeits- und Bruchzähigkeits
eigenschaften aufweisen, während die Spannungskorrosions
beständigkeit und Beständigkeit gegen Abblätterungskorrosion
auf einem Niveau gehalten werden, das annähernd
gleich dem der Legierung 7075-T651 ist.
Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß durch ein Verfahren zur
Herstellung eines plattenförmigen Aluminium-Produkts für
eine obere Tragflächenhaut eines Flugzeugs gelöst, das
durch die Stufen
- (1) Bereitstellung eines Blocks aus einer Aluminium-
Legierung der 7000-Reihe vom Aluminium-Zink-Magnesium-
Kupfer-Zirkonium-Typ mit einer Zusammensetzung von
(Gew.-% der Gesamtlegierung):
Zink 5,9 bis 6,9
Magnesium 2,0 bis 2,7
Kupfer 1,9 bis 2,5
Zirkonium 0,08 bis 0,15
Eisen maximal 0,15
Silicium maximal 0,12
Titan maximal 0,06
Chrom maximal 0,04
jedem eines beliebigen anderen Spurenelements maximal 0,05
Gesamtmenge der anderen Spurenelemente maximal 0,15
Aluminium Rest - (2) Heißbearbeiten des Legierungsblocks durch Heißwalzen zur Herstellung des plattenförmigen Legierungsprodukts, wobei das Heißwalzen kontrolliert wird, indem die Temperatur des Legierungsblocks auf einem genügend hohen Niveau gehalten wird, wodurch die Mikrostruktur des plattenförmigen Legierungsprodukts weniger als 50 Vol.-% rekristallisiert ist;
- (3) Unterwerfung des plattenförmigen Legierungsprodukts einer Lösungsglühbehandlung und einem Abschrecken;
- (4) Strecken des plattenförmigen Legierungsprodukts um 1,5 bis 3% in Walzrichtung; und
- (5) Unterwerfung des plattenförmigen Legierungsprodukts einer künstlichen Alterungsbehandlung bei erhöhter Temperatur bis die Spitzenfestigkeit erreicht wird,
wobei das genannte Verfahren in der Weise durchgeführt
wird, daß das hergestellte plattenförmige Legierungsprodukt
mit einer Dicke von 9,5 bis ungefähr 38,1 mm und einer
Mikrostruktur von weniger als 50 Vol.-% rekristallisiert,
bestimmt unter Verwendung eines Probekörpers des
plattenförmigen Legierungsprodukts mit voller Dicke, die
folgende Kombination von Kompressionsfließfestigkeit,
Bruchzähigkeit und Ermüdungseigenschaften besitzt:
- (1) eine Festigkeit, gemessen als minimale Kompressionsfließfestigkeit, Fcy, von 524 MPa;
- (2) eine Bruchzähigkeit, gemessen durch die mittlere Bruchzähigkeit, Kapp, für eine Probekörperdicke von 1 cm, von 77 MPa√m; und
- (3) ein Ermüdungsverhalten, gemessen durch die mittlere cyclische Spannungsintensität, ΔK, bei einem Spannungsverhältnis (R) von 0,06 und in Laboratoriumsluft, von 12 MPa√m, das erforderlich ist, um eine Rißwachstumsgeschwindigkeit (da/dN) von 0,185 µm/Zyklus zu erzeugen,
gekennzeichnet ist.
Das erfindungsgemäß hergestellte plattenförmige Produkt aus
einer Legierung der 7000-Reihe erfüllt den obigen Zweck und
schafft eine Festigkeitszunahme von 10 bis 15% gegenüber
der Legierung 7075 im T6-Zustand. Tatsächlich ist das erfindungsgemäß
hergestellte plattenförmige Legierungsprodukt
fester als entsprechende im Handel befindliche Produkte aus
Aluminiumlegierungen. Gleichzeitig sind die Bruchzähigkeit
und die Dauerfestigkeit der erfindungsgemäß hergestellten
plattenförmigen Produkte höher als die in Legierungen erzielbaren
Werte, welche Festigkeiten aufweisen, die sich denen der beim
erfindungsgemäßen Verfahren verwendeten Legierung nähern, wie beispielsweise die
Legierungen 7075 und 7178 in dem T6-Zustand. Zusätzlich ist
die Korrosionsbeständigkeit der erfindungsgemäß hergestellten
plattenförmigen Produkte annähernd äquivalent derjenigen
der Legierung 7075 in dem T6-Zustand.
Die gewünschte Kombination der Eigenschaften der erfindungsgemäß
hergestellten plattenförmigen Produkte wurde ausgehend
von einer Legierung der 7000-Reihe erreicht, indem genau
die chemischen Zusammensetzungsbereiche der Legierungs-
und Spurenelemente eingestellt wurden, die Legierung wärmebehandelt
wurde, um die Festigkeit auf hohe Niveaus anzuheben
und indem eine im wesentlichen nicht rekristallisierte
Mikrostruktur beibehalten wurde.
Erfindungsgemäß wird zunächst ein Block aus einer Legierung
geschaffen, die aus 5,9 bis 6,9% Zink, 2,0 bis 2,7% Magnesium,
1,9 bis 2,5% Kupfer, 0,08 bis 0,15% Zirkonium, bis zu
0,15% Eisen, bis zu 0,12% Silicium, bis zu 0,06% Titan, bis
zu 0,04% Chrom, bis zu 0,05% für jedes von sonstigen Spurenelementen
in der Legierung, wobei das Gesamtmaximum solcher
Spurenelemente 0,15% beträgt, und Aluminium als Rest besteht.
Nach dem Gießen des Blocks wird dieser warmgewalzt,
um ein plattenförmiges Produkt zu erhalten, welches dann
einem Lösungsglühen und einem Abschrecken unterworfen wird.
Hierauf wird es einer künstlichen Alterung bei erhöhter
Temperatur unterworfen.
Erfindungsgemäß wird zur Erhöhung der Festigkeit unter Aufrechterhaltung
oder weiterer Verbesserung hoher Bruchzähigkeit
und Ermüdungsbeständigkeit aus dem Block eine Platte
unter solchen Bedingungen warmgewalzt, daß weniger als 50%
der Legierung rekristallisiert werden.
Durch diese Maßnahme weist das erfindungsgemäß erhaltene
plattenförmige Produkt gegenüber Produkten aus im Handel
erhältlichen Legierungen, wie beispielsweise
7075-T651 und
7050-T7651, eine Festigkeitszunahme von 10 bis 15% auf, und
die Bruchzähigkeit des erhaltenen Produkts kann auf einem
Niveau gehalten werden, das ungefähr 10% höher ist als dasjenige
eines Produkts aus der Legierung 7075-T651 und das
wesentlich oberhalb desjenigen eines Produkts aus der
Legierung 7178-T651 liegt.
Aus der US-PS 38 81 966 ist bereits ein Verfahren zur Herstellung
eines Produktes aus einer Aluminiumlegierung bekannt,
die aus 4,5 bis 8% Zink, 1,7 bis 3,25% Kupfer, 1,4
bis 2,6% Magnesium, 0,05 bis 0,25% Zirkonium, bis 0,04% Chrom,
bis 0,35% Eisen, bis 0,25% Silicium, bis 0,06% Titan und
Aluminium als Rest besteht. Diese Legierung wird
dabei zunächst warmgeschmiedet, lösungsgeglüht, abgeschreckt
und künstlich gealtert. Der dort beschriebenen Erfindung
liegt aber die Aufgabe zugrunde, Produkte mit hoher Beständigkeit
gegenüber einer Spannungsrißkorrosion zur
Verfügung zu stellen, wobei aber die angestrebten Produkte
zur gleichen Zeit hohe Festigkeitswerte haben sollen, während
erfindungsgemäß die Herstellung von plattenförmigen
Aluminiumprodukten in Betracht gezogen wird, die - zusätzlich
zu hohen Festigkeitswerten - eine hohe Bruchzähigkeit
und eine ausgezeichnete Ermüdungsbeständigkeit haben. Dies
wird erfindungsgemäß dadurch erzielt, daß das Warmwalzen
des Blocks zu einer Platte unter solchen Bedingungen durchgeführt
wird, daß weniger als 50% der Legierung rekristallisiert
werden. Hierfür finden sich aber in der US-PS 38 81 966
keinerlei Hinweise.
Die Erfindung wird nachfolgend an Ausführungsbeispielen anhand
der Zeichnung näher erläutert.
In der Zeichnung zeigt
Fig. 1 eine graphische Darstellung eines Korrekturfaktors
Y gegen die Alterungstemperatur, wie sie verwendet
wird, um äquivalente Wärmebehandlungszeiten für das erfindungsgemäß
hergestellte plattenförmige Produkt zu bestimmen,
Fig. 2 graphische Darstellungen, wobei die Eigenschaften
des erfindungsgemäß hergestellten plattenförmigen
Produkts mit bekannten Aluminiumlegierungen der Reihe 7000
verglichen werden,
Fig. 3 eine graphische Darstellung der Festigkeit
gegen die Alterungszeit für das erfindungsgemäß hergestellte
plattenförmige Produkt und andere Aluminiumlegierungen der
Reihe 7000,
Fig. 4 eine graphische Darstellung der Bruchzähigkeits-
Parameter (Kapp) gegen die Dicke, wobei das erfindungsgemäß
hergestellte plattenförmige Produkt mit bekannten Aluminium
legierungen der Reihe 7000 verglichen wird,
Fig. 5 eine graphische Darstellung der Ermüdungsrißwachstums
geschwindigkeit (da/dN) gegen den zyklischen
Spannungsgrößen-Faktor ΔK, wobei das erfindungsgemäß hergestellte
plattenförmige Produkt mit bekannten Legierungen der
Reihe 7000 verglichen wird,
Fig. 6 eine graphische Darstellung der Ermüdungsrißlänge
gegen Spannungswechsel, wobei das erfindungsgemäß
hergestellte plattenförmige Produkt mit bekannten Legierungen
der Reihe 7000 verglichen wird.
Die hohen Werte der Festigkeit, der Ermüdungsbeständigkeit
bzw. Dauerfestigkeit, der Bruchzähigkeit und der Korrosionsbeständigkeit
des erfindungsgemäß hergestellten plattenförmigen
Produkts sind abhängig von einer chemischen Zusammensetzung,
die innerhalb bestimmter Grenzen genau eingestellt
wird, wie diese oben erwähnt sind, von einer sorgfältig gesteuerten
Wärmebehandlung der aus der Legierung hergestellten
Produkte und von einer Mikrostruktur, die im wesentlichen
nicht rekristallisiert ist. Wenn die Parameter der
Zusammensetzung, der Herstellung und der Wärmebehandlung
des erfindungsgemäß hergestellten plattenförmigen Produkts
von den genannten Grenzen streuen, wird die gewünschte Kombination
der Festigkeitszunahme, Bruchzähigkeitszunahme und
Verbesserung der Dauerfestigkeiten nicht erreicht.
Die zur Schaffung des Blocks verwendete Aluminiumlegierung
besteht aus 5,9 bis 6,9% Zink, 2,0 bis 2,7% Magnesium, 1,9
bis 2,5% Kupfer, 0,08 bis 0,15% Zirkonium, bis zu 0,15%
Eisen, bis zu 0,12% Silicium, bis zu 0,06% Titan, bis zu
0,04% Chrom, bis zu 0,05% für jedes von sonstigen Spurenelementen
in der Legierung, wobei das Gesamtmaximum solcher
Spurenelemente 0,15% beträgt, und Aluminium als Rest. Die erwähnten
Prozente sind Gewichtsprozente auf der Grundlage
der Gesamtlegierung. Die kritischsten Spurenelemente sind
normalerweise Eisen und Silicium. Wenn Eisen und Silicium
in der Legierung im Überschuß zu den oben genannten Mengen
vorhanden sind, werden die unerwünschten intermetallischen
Verbindungen, die während des Erstarrens, des Herstellens
und der Wärmebehandlung durch Eisen und Silicium gebildet
werden, die Eigenschaften der Bruchzähigkeit des erfindungsgemäß
hergestellten plattenförmigen Produkts auf unannehmbare
Werte herabsetzen.
Die hohen Zink-, Magnesium- und Kupfergehalte des erfindungsgemäß
hergestellten plattenförmigen Produkts tragen hauptsächlich
zu den hohen Festigkeitseigenschaften bei. Wenn
die Zink-, Magnesium- und Kupfergehalte unterhalb der Grenzen
liegen, die oben erwähnt sind, fällt die Festigkeit des
Produkts unterhalb der Festigkeitswerte, die 10 bis 15% oberhalb
der Basis der Standardlegierung 7075-T651 liegen.
Es werden herkömmliche Schmelz- und Gießverfahren verwendet,
um die Legierung zu bilden. Es muß Sorge dafür getragen werden,
wie dies oben erwähnt ist, daß eine hohe Reinheit in
dem Aluminium und den Legierungselementen vorhanden ist,
so daß die Spurenelemente und insbesondere Eisen und Silicium
unterhalb der genannten Maximalwerte gehalten werden.
Blöcke werden aus der Legierung unter Verwendung herkömmlicher
Verfahren, wie beispielsweise Kokillenguß, hergestellt.
Wenn der Block gebildet ist, kann er durch herkömmliche Verfahren
homogenisiert werden, beispielsweise wird er erhöhten
Temperaturen von ungefähr 482°C während einer Zeitperiode
ausgesetzt, die ausreichend ist, um die Innenstruktur des
Blockes zu homogenisieren und eine im wesentlichen gleichförmige
Verteilung der Legierungselemente zu schaffen. Der
so erhaltene Block wird sodann zu einer Platte warmgewalzt,
wobei eine übermäßige Rekristallisation der Mikrostruktur
des Endproduktes vermieden wird. Ein Eliminieren von Warmverarbeitung
(oder Kaltverarbeitung), die zu beträchtlichen
Rekristallisationsmengen führt, ist kritisch, insbesondere
bei dünneren Platten, für die eine erhöhte Rekristallisationsneigung
während des Lösungsglühens besteht. Demzufolge muß
das aus der Legierung hergestellte Produkt im wesentlichen
nicht rekristallisiert sein. Mit "im wesentlichen nicht rekristallisiert"
ist gemeint, daß weniger als 50 Vol.-%
der Legierungsmikrostruktur in einem gegebenen Produkt in
einer rekristallisierten Form vorliegt mit der Ausnahme von
Oberflächenschichten, die oft einen wesentlich höheren Re
kristallisationsgrad aufweisen. Die Oberflächenschichten
der Platten werden gewöhnlicherweise bei der Herstellung
zum Endprodukt entfernt. Bevorzugt
ist es erwünscht, den
Volumenanteil der rekristallisierten Mikrostruktur geringer
als ungefähr 30% zu halten. Eine Rekristallisation kann auf
ein Minimum herabgesetzt werden, indem die Temperatur während
des Warmwalzens auf Niveaus gehalten wird, welche ein
Ausglühen bzw. Freilassen von inneren Spannungen verursacht,
die durch die Bearbeitung erzeugt wurden, so daß die Rekristallisation
während des Warmwalzens selbst oder während
anschließender Lösungsglühbehandlung auf ein Minimum herabgesetzt
wird. Beispielsweise wird ein Warmwalzen eines plattenförmigen
Produktes auf eine Dicke in dem Bereich von
25,4 mm bei einer Metalltemperatur von ungefähr 427°C normalerweise
eine wesentliche Rekristallisation verhindern.
Unter gegebenen Umständen bei der Herstellung ist es möglich,
bei geringeren Temperaturen zu walzen und noch eine wesentlich
höhere Rekristallisation zu verhindern. Es wurde beispielsweise
gefunden, daß die Bruchzähigkeit einer Legierung
mit einer Mikrostruktur, die mehr als 50% rekristallisiert
ist, sich merklich verschlechtert und in der Tat beträchtlich
unter die Bruchfestigkeit bekannter Legierungen, wie
beispielsweise die Legierung 7075-T651, fallen kann.
Nachdem der Block zu der Platte warmgewalzt worden ist, wird
die Platte normalerweise bei einer Temperatur in der Größenordnung
von 477°C und vorzugsweise zwischen 477 und 482°C
während einer Zeit lösungsgeglüht, die ausreichend ist,
damit sich die Lösungswirkung bzw. das Homogenisieren einem
Gleichgewicht nähert. Wenn dieses Gleichgewicht annähernd
erreicht ist, wird die Platte abgeschreckt, indem normalerweise
das Produkt mit Wasser von Raumtemperatur besprüht oder
darin eingetaucht wird. Danach wird die Platte 1 bis 3% in
Walzrichtung gedehnt, um restliche Abschreckspannungen zu
eliminieren.
Es sei hervorgehoben, daß die Zugfestigkeiten der Legierung
in bezug auf die Abschreckgeschwindigkeit relativ unempfindlich
ist. Somit werden die überlegenen Festigkeitseigenschaften
bei Blech und Strangpreßprofilen wesentlicher Dicke
beibehalten. Diese Eigenschaften der beim erfindungsgemäßen Verfahren verwendeten
Legierung ergibt sich aus der Verwendung von Zirkonium
anstatt von Chrom als Kornverfeinerungselement. Chrom wird
für die meisten anderen Legierungen der Reihe 7000 verwendet
und ergibt eine wesentliche Festigkeitsabnahme für
Dicken oberhalb ungefähr 76,3 mm, während das erfindungsgemäß
hergestellte Legierungsprodukt in seiner Festigkeit lediglich geringfügig
abnimmt, selbst wenn es zu Dicken oberhalb
76,2 mm verarbeitet wird.
Obwohl der hohe Zink-, Magnesium- und Kupfergehalt der beim erfindungsgemäßen
Verfahren verwendeten Legierung gefordert ist, um die
überlegenen Festigkeitseigenschaften zu erreichen, ist es
ebenfalls notwendig, das aus der Legierung geformte Produkt
bei einer erhöhten Temperatur künstlich zu altern, bis die
überlegenen Festigkeitseigenschaften erreicht sind. Gemäß
der Erfindung besteht das bevorzugte Verfahren zum künstlichen
Altern des Produktes in der Anwendung eines zweistufigen
Alterns bzw. Aushärtens. Das Produkt wird vorzugsweise
zunächst bei einer Zwischentemperatur von ungefähr 121°C
während einer Zeit von 4 bis ungefähr 48 Stunden gealtert.
Es sei hervorgehoben, daß diese erste Alterungsstufe modifiziert
oder möglicherweise eliminiert werden kann. Beispielsweise
zeigen gesammelte Daten an, daß das Produkt während
der ersten Stufe bei Temperaturen gealtert werden kann, die
von 107 bis 134°C reichen.
Die Alterungsbehandlung der zweiten Stufe wird bei einer
Temperatur durchgeführt, die oberhalb der Alterungstemperatur
liegt, wie sie in der ersten Stufe angewendet wurde. Die
zweite Alterungsstufe wird vorzugsweise in dem Bereich von
154°C bis 163°C durchgeführt, bis die Legierung ihre Spitzenfestigkeit
erreicht. Mit Spitzenfestigkeit ist eine Festigkeit
bei oder nahe der Maximalfestigkeit der Legierung gemeint.
Beispielsweise genügt, wenn das Altern in der zweiten
Stufe bei 163°C durchgeführt wird, eine Alterungszeit von
ungefähr 5 Stunden. Wenn das Altern der zweiten Stufe
bei 154°C durchgeführt wird, beträgt die Alterungszeit ungefähr
6 bis ungefähr 12 Stunden.
Gewünschtenfalls kann das Altern der zweiten Stufe ebenfalls
bei Temperaturen in dem Bereich von 149 bis 171°C durchgeführt
werden, bis die Spitzenfestigkeit erreicht wird. Jedoch muß
für Temperaturen im unteren Abschnitt des erwähnten Bereiches
die Alterungszeit aufwärts und für Temperaturen im oberen
Abschnitt des erwähnten Bereiches die Alterungszeit nach unten
eingestellt werden. Die untengenannte Formel kann verwendet
werden, um die bevorzugte Alterungszeit (tT) der zweiten Stufe
für Alterungstemperaturen anders als 163°C zu bestimmen.
Diese Formel gibt eine Alterungszeit für eine gegebene Temperatur
innerhalb des Bereiches von 149 bis 171°C, die äquivalent
für die Alterungstemperatur von 163°C ist, wie dies in dem
obigen Absatz erläutert ist. Diese Formel lautet:
wobei tT die Zeit ist, während der das erfindungsgemäß herzustellende Produkt
während der zweiten Stufe gealtert wird und zwar bei
einer Temperatur T, die anders als 163°C ist, um Spitzenfestigkeit
zu erreichen, wobei t₃₂₅ von ungefähr 3 bis ungefähr 5
Stunden für verschiedene Produkte reichen kann, wie dies
oben erwähnt ist und wobei Y ein Faktor zum Umwandeln der
163°C-Alterungszeit (t₃₂₅) zu der Alterungszeit tT bei der
Temperatur T ist.
Der Faktor Y wird aus der graphischen Darstellung nach Fig. 1
abgeleitet, wo der Faktor Y gegen die Alterungstemperatur aufgetragen
ist. Wenn es beispielsweise gewünscht ist, die Alterung
der zweiten Stufe bei einer Temperatur von 156°C
durchzuführen, wird der Faktor Y ungefähr 0,5 sein; wenn es
gewünscht wird, bei einer Temperatur von 170°C zu altern, beträgt
der Faktor Y ungefähr 2. Es sei ebenfalls hervorgehoben,
daß die aus der obengenannten Formel berechnete Alterungszeit
(tT) bis zu ungefähr 3 Stunden variiert werden kann und noch
die Spitzenfestigkeitswerte gemäß Erfindung erreicht werden.
Beispielsweise ist für Alterungstemperaturen der zweiten
Stufe nahe der oberen Grenze des gestreckten Bereiches die
Variation von tT vorzugsweise nicht mehr als ungefähr
±½ Stunde; jedoch kann im unteren Abschnitt des Bereiches
tT bis zu ungefähr ±3 Stunden variiert werden.
Die Erfindung wird in den Beispielen erläutert.
Mehr als 50 Blöcke aus der beim erfindungsgemäßen Verfahren zu verwendenden Legierung wurden
mit herkömmlichen Verfahren gebildet. Diese Blöcke
hatten eine Nominal-Zusammensetzung von 6,4% Zink, 2,35%
Magnesium, 2,2% Kupfer, 0,11% Zirkonium, 0,07% Eisen,
0,05% Silizium, <0,01% Mangan, 0,01% Chrom, 0,02% Titan
und eine Gesamtheit von <0,03% anderer Spurenelemente,
Rest der Legierung Aluminium. Die Blöcke waren in ihrer Form
rechteckig und hatten eine Dicke zwischen 40,6 und 70 cm.
Die Blöcke wurden geschält, homogenisiert bei ungefähr 471°C
und auf eine Dicke warmgewalzt, die von 9,5 bis ungefähr
38,1 mm variierte. Diese Platten wurden dann bei ungefähr
477°C während 1 bis 2 Stunden in Abhängigkeit von der Dicke
lösungsgeglüht und durch Bestrahlen in Wasser mit Raumtemperatur
abgeschreckt. Die Platten wurden dann 1½ bis
3% in Walzrichtung gestreckt, um restliche Abschreckspannungen
zu eliminieren und wurden bei 121°C künstlich gealtert
bzw. warm ausgehärtet, wonach eine Alterung der
zweiten Stufe bei ungefähr 154°C während ungefähr 11 bis
12 Stunden erfolgte. Die Druckstreckgrenze bzw. Quetschgrenze-,
Bruchzähigkeit- und
Ermüdungsrißwachsgeschwindigkeits-Versuche wurden dann bei
Proben durchgeführt, die von den Plattenprodukten genommen
wurden. Die Daten aus diesen Versuchen wurden analysiert,
um für jeden der Versuche Minimal- und Mittelwerte zu
bestimmen.
Ähnliche Daten von im Handel erhältlichen Platten der Legierung
7075-T651, 7178-T651 und 7050-T7651 wurden zwecks
Vergleiches ebenfalls analysiert. Die 7075-Legierung hatte
eine Nominal-Zusammensetzung von 5,6% Zink, 2,5% Magnesium,
1,6% Kupfer, 0,2% Chrom, 0,05% Mangan, 0,2% Eisen und 0,15%
Silizium, Rest der Legierung Aluminium und geringe Anteile
an anderen Fremdstoffelementen. Die 7178-Legierung hatte
eine Nominal-Zusammensetzung von 6,8% Zink, 2,7% Magnesium,
2,0% Kupfer, 0,2% Chrom, 0,05% Mangan, 0,2% Eisen und 0,15%
Silizium, Rest der Legierung Aluminium und geringe Mengen
von anderen Fremdelementen. Die 7050-Legierung hatte eine
Nominal-Zusammensetzung von 6,2% Zink, 2,25% Magnesium,
2,3% Kupfer, 0,12% Zirkonium, 0,09% Eisen, 0,07% Silizium,
0,01% Chrom, 0,02% Titan, Rest der Legierung Aluminium und
geringe Mengen von Fremdelementen.
Druck-Streckgrenze(Fcy)-Versuche wurden auf herkömmliche
Weise durchgeführt. Die Bruchzähigkeitsversuche wurden ebenfalls
bei Raumtemperatur in herkömmlicher Weise durchgeführt,
wobei in der Mitte gerissene Platten verwendet wurden,
wobei die Daten in Ausdrücken des scheinbaren kritischen
Spannungsintensitäts-Faktors Kapp bei Plattenbruch
dargestellt werden. Der Bruchzähigkeitsparameter (Kapp)
ist auf die Spannung bezogen, die erforderlich ist, um eine
flache Platte zu brechen, die einen Riß aufweist, der senkrecht
zu der Belastungsrichtung orientiert ist, und wird
durch die folgende Formel bestimmt.
wobei σg die Gesamtspannung ist, die erforderlich ist, um
die Platte zu brechen,
a₀ einhalb der anfänglichen Rißlänge für eine einen Mittelriß aufweisende Platte ist, und
α ein endlicher Breitenkorrekturfaktor ist (für untersuchte Platten war α etwas größer als 1).
a₀ einhalb der anfänglichen Rißlänge für eine einen Mittelriß aufweisende Platte ist, und
α ein endlicher Breitenkorrekturfaktor ist (für untersuchte Platten war α etwas größer als 1).
Für die vorliegenden Versuche wurden Platten von 40,6 bis
50,8 cm verwendet, die Mittelrisse annähernd von einem Drittel
der Plattenbreite enthielten, um die Kapp-Werte zu erhalten.
Die Daten für die Vergleiche der Ermüdungsrißwachstumsgeschwindigkeit
wurden aus den Daten genommen, die aus
vorgerissenen, einfachkanten-gekerbten Platten entwickelt
wurden. Die Platten wurden zyklisch in Laboratmosphäre
in einer Richtung beansprucht, die senkrecht zu der Orientierung
des Ermüdungsrisses war. Das Verhältnis (R) von
minimaler zu maximaler Beanspruchung für diese Versuche
betrug 0,06. Ermüdungsrißwachstumsgeschwindigkeiten (da/dN)
wurden als eine Funktion des zyklischen Spannungsintensitätsparameters
(ΔK) bestimmt, angewandt auf vorgerissene Proben.
Der Parameter ΔK (MPa ist eine Funktion der zyklischen
Dauerstandsfestigkeit (Δσ) angewandt auf die Platte, des
Spannungsverhältnisses (R), der Rißlänge und der Plattenabmessungen.
Ermüdungsvergleiche wurden unternommen, indem die
zyklische Spannungsintensität (ΔK) notiert wurde, die erforderlich
war, um den Ermüdungsriß mit einer Geschwindigkeit
von 0,19 mm/Zyklus für jede der Legierungen fortzupflanzen.
Die Ergebnisse der Versuche hinsichtlich Festigkeit, Bruchzähigkeit
und Ermüdungsrißwachstumsgeschwindigkeit sind in
der Reihendarstellung nach Fig. 2 als prozentuale Änderungen
von der Basislegierung 7075-T651 wiedergegeben, die zwecks
Vergleiches ausgewählt wurde, weil sie häufig für viele Flugzeugteile
einschließlich der oberen Tragflächen heute verwendet
wird. Die Werte für die minimale Quetschgrenze
und der durchschnittliche Kapp sind
an der Oberseite der entsprechenden Reihe in Fig. 2 wiedergegeben.
(99% der Versuchsproben erreichten oder überschritten
den Wert, der mit einem Sicherheits- bzw. Vertrauensniveau
von 95% gezeigt ist.) Das Ermüdungsrißwachstumsgeschwindigkeitsverhalten
ist als prozentueller Unterschied der durchschnittlichen
zyklischen Spannungsintensität (ΔK), die für
eine Rißwachstumsgeschwindigkeit von 0,19 mm/Zyklus für eine
gegebene Legierung erforderlich ist, und dem ΔK ausgedrückt,
das für eine Rißwachstumsgeschwindigkeit von 1,9 mm pro Zyklus
in der Legierung 7075-T651 erforderlich war. Wie aus Fig. 2
ersichtlich ist, betrug der ΔK-Pegel, der erforderlich war, um
eine Rißwachstumsgeschwindigkeit von 0,19 mm pro Zyklus für
die Legierung 7050-T651 zu schaffen, ungefähr 11 MPa ;
für das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt 12 MPa , für die 7178-
Legierung 9,0 MPa und für die Legierung 7050 12 MPa .
Die Reihendarstellungen nach Fig. 2 zeigen, daß das erfindungsgemäß
hergestellte Produkt Festigkeits-, Bruchzähigkeits- und Ermüdungs-
bzw. Dauerstandseigenschaften aufweist, die 10 bis 15% besser
als die der Grundlegierung 7075-T651 sind. Wie ersichtlich ist,
hat die Legierung 7050-T7651 Bruchzähigkeits- und Ermüdungseigenschaften,
die ähnlich des erfindungsgemäß hergestellten Produkts
sind, jedoch ist die Druckstreckgrenze der Legierung 7050-T7651
nicht nur unterhalb derjenigen des erfindungsgemäß hergestellten Produkts,
sondern auch etwas unterhalb derjenigen der Grundlegierung 7075-T651.
Wie leicht erkennbar ist, sind die Eigenschaften der
Bruchzähigkeit und der Ermüdungsrißwachstumsgeschwindigkeit
des erfindungsgemäß hergestellten Produkts wesentlich gegenüber denen
der Legierung 7178-T651 verbessert.
Somit sei hervorgehoben, daß lediglich durch Verbleiben innerhalb
der Zusammensetzungsgrenzen der beim erfindungsgemäßen Verfahren verwendeten Legierung,
durch sorgfältiges Warmverarbeiten der verwendeten
Legierung, um eine wesentliche Rekristallisation zu verhindern
und durch Altern des erfindungsgemäß hergestellten plattenförmigen Produkts
auf seine Spitzenfestigkeit
alle drei Eigenschaften der Festigkeit, der
Bruchzähigkeit und der Ermüdung gegenüber denen der Grundlegierung
7075-T651 verbessert werden können. Obwohl in den obigen
Vergleichen oder in den Daten nach Fig. 2 nicht hervorgehoben
ist, sei jedoch bemerkt, daß Vergleiche für stranggepreßte Produkte
ähnliche Verbesserungen für das erfindungsgemäß hergestellte
Produkt gegenüber bekannten Legierungen zeigen.
Die Verfahren nach Beispiel I wurden angewendet, um ein plattenförmiges
Produkt aus typischen Blöcken der beim erfindungsgemäßen Verfahren verwendeten
Legierung zu schaffen. Nach anfänglichem künstlichen Altern
der Produkte während ungefähr 24 Stunden bei ungefähr 121°C
wurden die
Produkte einer Alterung der zweiten Stufe bei 163°C während
verschiedener Zeiten unterworfen, die von 0 bis 24 Stunden reichen.
Die Legierungen hatten die gleiche nominale Zusammensetzung
wie die in Beispiel I gezeigten beim erfindungsgemäßen Verfahren verwendeten Legierungen.
Proben von den Produkten wurden dann in bezug auf die
longitudinale Streckgrenze untersucht, wobei herkömmliche Verfahren
angewandt wurden. Die sich ergebenden typischen Streckgrenzen
gegen Alterungszeit sind in Kurve B nach Fig. 3
wiedergegeben. Die Kurve B zeigt die Festigkeitswerte
des plattenförmigen Produkts. Zusätzlich sind typische Streckgrenzen
von plattenförmigen Produkten herkömmlicher Legierungen 7178-T651
und 7065-T651 gezeigt, die einer Alterung in zweiter Stufe
bei 163°C während verschiedener Zeiten ausgesetzt wurden, die
von 0 bis 24 Stunden reichen. Die Festigkeitswerte für die
7178-Platte sind in Kurve C und die Festigkeitswerte für die
7075-Platte in Kurve D in Fig. 3 wiedergegeben.
Es sei in bezug auf Fig. 3 bemerkt, daß das erfindungsgemäß hergestellte
Legierungsprodukt eine Spitzenfestigkeit erreicht und beibehält,
nachdem es zusätzlich bei 163°C während ungefähr 3 bis 5 Stunden
gealtert wurde. Demgegenüber beginnt, wenn die 7075- und
7178-Platte einer Alterungsbehandlung in zweiter Stufe bei
163°C ausgesetzt sind, ihre Festigkeit unverzüglich abzunehmen.
Es wurde ebenfalls festgestellt, daß wenn das erfindungsgemäß
hergestellte Legierungsprodukt in der Größenordnung
von 15 bis 25 Stunden überaltert wurde, seine Festigkeit unterhalb
der Spitzen- oder maximalen Festigkeit abfällt. Bei diesen
beträchtlich zu langen Alterungszeiten zeigt das erfindungsgemäß
hergestellte Legierungsprodukt jedoch beträchtliche Verbesserungen in
bezug auf Spannungskorrosionsbeständigkeit und Abblätterungsbeständigkeit.
Herkömmliche Bruchzähigkeitsversuche wurden an in der Mitte
gerissenen Versuchstafeln aus der beim erfindungsgemäßen Verfahren verwendeten Legierung
durchgeführt, die in Übereinstimmung mit dem in Beispiel I
beschriebenen Verfahren hergestellt wurden, und ebenfalls aus
Legierungen 7075-T651 und 7178-T651. Die Versuchstafeln hatten
verschiedene Dicken und wurden aus einer Platte gearbeitet, die
eine Dicke von 12,7 und 25,4 mm aufwies und aus den Legierungen
hergestellt war. Die Nominalzusammensetzung der beim erfindungsgemäßen
Verfahren verwendeten Legierung und der Legierungen 7075 und 7178
war die gleiche wie nach Beispiel I. Die Bruchzähigkeitswerte
(Kapp) aus verschiedenen Versuchen bei Raumtemperaturen wurden
gemittelt und gegen die Plattendicke in Fig. 4 aufgetragen.
Die Bruchzähigkeit für das erfindungsgemäß hergestellte Produkt
ist durch Kurve E nach Fig. 4, die Bruchzähigkeit
für die Legierung 7075-T651 durch die Kurve F und
die Bruchzähigkeit für die Legierung 7178-T651 durch die Kurve
G wiedergegeben. Wie ersichtlich ist, weist das erfindungsgemäß
hergestellte Legierungsprodukt eine bessere Bruchzähigkeit als die Legierung
7075-T651 und eine wesentlich verbesserte Zähigkeit im Vergleich
mit der Legierung 7178-T651 auf.
Zusätzlich wurde eine Legierung, die die Zusammensetzung der beim
erfindungsgemäßen Verfahren verwendeten Legierung hat, in plattenförmige Produkte verschiedener
Dicke in Übereinstimmung mit dem in Beispiel I wiedergegebenen
Verfahren geformt mit der Ausnahme, daß die Warmverarbeitungstemperaturen
nicht ausreichend hoch waren, um in den
plattenförmigen Produkten eine übermäßige Rekristallisation zu
verhindern. Es wurde bestimmt, daß annähernd 75 Vol.-% der
Legierung rekristallisiert waren. Die Raumtemperatur-Bruchzähigkeitswerte
für diese wesentlich rekristallisierten Platten der
Legierung sind gegen die Plattendicke in Kurve H nach Fig. 4
dargestellt. Wie erkennbar ist, fallen die Bruchzähigkeitseigenschaften
der beim erfindungsgemäßen Verfahren verwendeten Legierung, wenn sie wesentlich
rekristallisiert ist, auf annähernd die Niveaus der
Legierung 7178-T651 ab. Folglich ist es wesentlich, daß das
erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt in einer solchen Weise warmverarbeitet
wird, daß eine wesentliche Rekristallisation verhindert
wird. Die rekristallisierten Vol.-% wurden für dieses Beispiel
durch das Punktzählverfahren auf Mikrofotografien (100fache
Vergrößerung) einer Probe voller Dicke bestimmt. Zum Zwecke
des Vergleiches war das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt, für welches
die Bruchzähigkeitswerte in Kurve E in Fig. 4 dargestellt
sind, lediglich ungefähr 17% rekristallisiert, während die
Legierung, für welche die Bruchzähigkeit in Kurve H dargestellt
ist, ungefähr 75% rekristallisiert war. Hieraus ergibt
sich, daß das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt im wesentlichen
nicht rekristallisiert sein darf, um Bruchzähigkeitseigenschaften
zu schaffen, die besser als bekannte Legierungen
sind.
Die Eigenschaften der Ermüdungsrißwachstumsgeschwindigkeit
(da/dN) des erfindungsgemäß hergestellten Legierungsproduktes sind gegenüber herkömmlichen
Legierungen verbessert, die ähnliche Festigkeitseigenschaften
aufweisen, nämlich die Legierungen 7075-T651
und 7178-T651. Vier Produktionsposten aus plattenförmigem Material des
erfindungsgemäß hergestellten Legierungsproduktes wurden gemäß dem allgemeinen
Verfahren nach Beispiel I zubereitet. Zusätzlich wurden neun
Produktionsposten einer 7075-T651-Legierungsplatte und zwei
Produktionsposten einer 7178-T651-Legierungsplatte besorgt.
Unter Verwendung der allgemeinen Verfahren nach Beispiel I
wurden Ermüdungsrißwachstumsgeschwindigkeitsversuche an vorgerissenen,
an einer Kante gekerbten Tafeln durchgeführt, die
aus den Produktionsposten einer jeden der Legierungen hergestellt
wurden. Für das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt wurden
acht da/dN-Versuche durchgeführt; für die Legierung
7075-T651
wurden neun da/dN-Versuche durchgeführt, und für die Legierung
7178-T651 wurden acht da/dN-Versuche durchgeführt. Die da/dN-
Werte für die verschiedenen Legierungen wurden dann gemittelt
und aufgezeichnet. In Fig. 5 ist eine Darstellung der Mittelwerte
der Rißwachstumsgeschwindigkeiten (da/dN) in µm
pro Zyklus gegen den zyklischen Spannungsintensitätsparameter
(ΔK) für jede der Legierungen. Die Kurve I stellt die Riß
wachstumsgeschwindigkeit für die Legierung 7178-T651, die
Kurve J für die Legierung 7075-T651 und die Kurve K für das
erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt dar. Wie aus den Darstellungen nach
Fig. 5 leicht erkennbar ist, weist das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt
überlegene Ermüdungsrißwachstumsgeschwindigkeitseigenschaften
bei jedem untersuchten Spannungsintensitätsniveau auf, im
Vergleich mit den Legierungen 7178-T651 und 7075-T651.
Die Daten aus Fig. 5 wurden verwendet, um die Kurven nach Fig. 6
zu zeichnen, in welcher die Rißlänge gegen die Anzahl der Spannungswechsel
dargestellt ist, wobei die Maximalbelastung als 69 N/mm²
(10 000 psi) ausgewählt wurde und das Verhältnis (R) von Minimal-
zu Minimalspannung gleich 0,06 war. Die anfängliche Rißlänge in
den Tafeln wurde mit 11,4 mm gewählt. Die Kurve L ist die Darstellung
der Werte für die Legierung 7178-T651, die Kurve M
für die Legierung 7075-T651 und die Kurve N für das erfindungsgemäß
hergestellte Legierungsprodukt. Wiederum zeigen die Darstellungen in Fig. 6
deutlich, daß das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt die Legierungen
7178-T661 und 7075-T651 hinsichtlich der Rißwachstumsgeschwindig
keitseigenschaften durch wesentliche Abweichungen übertrifft.
Wie leicht unter Bezugnahme auf die erwähnten Beispiele ersichtlich
ist, hat das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt eine überlegene
Kombination von Festigkeit, Bruchzähigkeit und Ermüdungsbeständigkeit
bzw. Dauerfestigkeit im Vergleich mit bekannten Legierungen
7075-T651, 7178-T651 und 7050-T7651. Andere Versuche,
die mit dem erfindungsgemäß hergestellten Legierungsprodukt und den vergleichbaren
Legierungen 7075-T651 und 7178-T651 durchgeführt wurden, zeigen
ebenfalls an, daß die Spannungskorrosionsbeständigkeit und
Abblätterungskorrosionsbeständigkeit des erfindungsgemäß hergestellten
Legierungsproduktes ungefähr äquivalent den Korrosionsbeständigkeitseigenschaften
der Legierung 7075-T651 sind und somit für die
gleichen Anwendungsgebiete verwendet werden können, wie beispielsweise
Tragflächenfelder u. dgl.
Claims (5)
1. Verfahren zur Herstellung eines plattenförmigen Aluminium-
Produkts für eine obere Tragflächenhaut eines Flugzeugs,
gekennzeichnet durch die Stufen:
- (1) Bereitstellung eines Blocks aus einer Aluminium-
Legierung der 7000-Reihe vom Aluminium-Zink-Magnesium-
Kupfer-Zirkonium-Typ mit einer Zusammensetzung von
(Gew.-% der Gesamtlegierung):
Zink 5,9 bis 6,9
Magnesium 2,0 bis 2,7
Kupfer 1,9 bis 2,5
Zirkonium 0,08 bis 0,15
Eisen maximal 0,15
Silicium maximal 0,12
Titan maximal 0,06
Chrom maximal 0,04
jedes beliebige andere Spurenelement maximal 0,05
Gesamtmenge der anderen Spurenelemente maximal 0,15
Aluminium Rest - (2) Heißbearbeiten des Legierungsblocks durch Heißwalzen zur Herstellung des plattenförmigen Legierungsprodukts, wobei das Heißwalzen kontrolliert wird, indem die Temperatur des Legierungsblocks auf einem genügend hohen Niveau gehalten wird, wodurch die Mikrostruktur des plattenförmigen Legierungsprodukts weniger als 50 Vol.-% rekristallisiert ist;
- (3) Unterwerfung des plattenförmigen Legierungsprodukts einer Lösungsglühbehandlung und einem Abschrecken;
- (4) Strecken des plattenförmigen Legierungsprodukts um 1,5 bis 3% in Walzrichtung; und
- (5) Unterwerfung des plattenförmigen Legierungsprodukts einer künstlichen Alterungsbehandlung bei erhöhter Temperatur bis die Spitzenfestigkeit erreicht wird,
wobei das genannte Verfahren in der Weise durchgeführt
wird, daß das hergestellte plattenförmige Legierungsprodukt
mit einer Dicke von 9,5 bis ungefähr 38,1 mm und einer
Mikrostruktur von weniger als 50 Vol.-% rekristallisiert,
bestimmt unter Verwendung eines Probekörpers des
plattenförmigen Legierungsprodukts mit voller Dicke, das
folgende Kombination von Kompressionsfließfestigkeit,
Bruchzähigkeit und Ermüdungseigenschaften besitzt:
- (1) eine Festigkeit, gemessen als minimale Kompressionsfließfestigkeit, Fcy, von 524 MPa;
- (2) eine Bruchzähigkeit, gemessen durch die mittlere Bruchzähigkeit, Kapp, für eine Probekörperdicke von 1 cm, von 77 MPa√m; und
- (3) ein Ermüdungsverhalten, gemessen durch die mittlere cyclische Spannungsintensität, ΔK, bei einem Spannungsverhältnis (R) von 0,06 und in Laboratoriumsluft, von 12 MPa√m, das erforderlich ist, um eine Rißwachstumsgeschwindigkeit (da/dN) von 0,185 µm/Zyklus zu erzeugen.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß der Block unter solchen Bedingungen
warmgewalzt wird, daß weniger als 30% der Legierung rekristallisiert
werden.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet,
daß die künstliche Alterung nur
solange fortgesetzt wird, bis die Legierung ihre Spitzenfestigkeit
erreicht.
4. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet,
daß in einer ersten Stufe bei
einer Zwischentemperatur oberhalb Raumtemperatur und unterhalb
der erhöhten Temperatur und danach in einer zweiten
Stufe bei dieser erhöhten Temperatur künstlich gealtert
wird, bis die Legierung ihre Spitzenfestigkeit erreicht.
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