DE3323835C2 - Verfahren zur Herstellung aushärtbarer hochfester Aluminiumlegierungen mit verbesserter Ermüdungsbeständigkeit und Zähigkeit - Google Patents

Verfahren zur Herstellung aushärtbarer hochfester Aluminiumlegierungen mit verbesserter Ermüdungsbeständigkeit und Zähigkeit

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DE3323835C2
DE3323835C2 DE3323835A DE3323835A DE3323835C2 DE 3323835 C2 DE3323835 C2 DE 3323835C2 DE 3323835 A DE3323835 A DE 3323835A DE 3323835 A DE3323835 A DE 3323835A DE 3323835 C2 DE3323835 C2 DE 3323835C2
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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Verbesserung der Ermüdungs- und Zähigkeitseigenschaften der Aluminiumknetlegierungen im behandelten Zustand mittels einer mit dem gegossenen und gegebenenfalls homogenisierten Erzeugnis durchgeführten thermomechanischen Behandlung. Es weist die folgenden Schritte auf: a) Guß eines Anfangserzeugnisses längs einer Achse XXΔ nach einem bekannten Verfahren, b) evtl. Homogenisierung, c) Warmstauchen, vorzugsweise in der Presse, längs der Achse XXΔ mit einem Stauchgrad (Anfangslänge/Endlänge längs XXΔ) 1,4, d) Warmrecken längs der Richtung der Achse XXΔ mit einem Verformungsgrad (Anfangsquerschnitt/Endquerschnitt, senkrecht zu XXΔ gerechnet) 1,5, e) Warmpressen längs einer zur Achse XXΔ senkrechten Achse mit einem Reduktionsgrad (Anfangsquerschnitt-Endquerschnitt/Anfangsquerschnitt) 15%, f) Walzen, Strangpressen oder Schmieden unter herkömmlichen Bedingungen sowie die üblichen Vorgänge des Abschreckens und Anlassens mit evtl. Beseitigung der Spannungen durch Nachwalzen (z.B. Zustände T 6, T 651 oder T 652). Für äquivalente mechanische Eigenschaften ermöglicht es eine Steigerung der Ermüdungs- oder Zähigkeitseigenschaften im behandelten Zustand bis etwa 50%.

Description

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Her-Stellung aushärtbarer hochfester Aluminiumlegierungen, das eine Verbesserung der Ermüdungs- und Zähigkeitseigenschaften der verformten Aluminiumlegierungen im behandelten Zustand mittels einer mit dem gegossenen und ggf. homogenisierten Erzeugnis durchgeführten thermomechanischen Behandlung ermöglicht.
Man stellt fest, daß die vorhandenen Hochleistungslegierungen, die durch die herkömmlichen Verfahren, beispielsweise halbkontinuierlichen Vertikalguß einer Platte, Homogenisierung, Warmverformung (Walzen, Schmieden, Strangpressen usw.) und ggf. Kaltverformung, Lösungsglühen, Abschrecken und Auslagern hergestellt sind, Zähigkeits- und Ermüdungseigenschaften aufweisen, die für die Anwendungsfalle noch unzureichend sind, wo Legierungen stark beansprucht werden und wo eine große Verläßlichkeit benötigt wird: Dies ist der Füll auf den aeronautischen, Raumfahrt-, ballistischen usw. Gebieten.
Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur gleichzeitigen Verbesserung der Ermüdungsbeständigkeit und Zähigkeit solcher Aluminiumlegierungen hoher Festigkeit zu entwickeln.
Die Anmelderin hat ein Verfahren gefunden, das Par eine gegebene Legierung eine Verbesserung bis zu etwa 50% der Ermüdungs- und Zähigkeitseigenschaften im behandelten Zustand ermöglicht und die folgenden Stufen umfaßt:
a) Guß eines Ausgangserzeugnisses längs einer Achse XX' nach einem bekannten Verfahren,
b) ggf. Homogenisierung,
c) Warmstauchen, vorzugsweise in der Presse, längs der Achse XX' mit einem Formänderungsverhält-
. nis (Ausgangslänge/Endlänge längs XX") > 1,4,
d) Warmrecken längs der Richtung der Achse XX' mit einem Formänderungsverhältnis (Anfangsquerschnitt/Endquerschnitt, senkrecht zu XX' gerechnet) > 1,5,
e) Warmpressen längs einer zur Achse XX' senkrechten Achse mit einem Verformungsgrad
''Anfangsquerschnitt - Endquerschnitt "
>15% und
Anfangsquerschnitt
0 Walzen, Strangpressen oder Schmieden unter den üblichen Bedingungen sowie übliche Vorgänge des Lösungsglühens, Abschreckens und Anlassens mit evtl. Aufhebung der Spannungen durch Nachwalzen (beispielsweise T6-, T651- oder T652-Zustände nach den genormten amerikanischen Zustandsbezeichnungen).
Der Homogenisierungsvorgar.g kann zwischen die Stufen e) und 0 verlegt werden.
Gegenstand der Erfindung, womit die genannte Aufgabe gelöst wird, ist daher e:n Vertieren zur Herstellung aushärtbarer hochfester Aluminiumlegierungen, das wenigstens den Guß des Erzegnisses längs einer Achse XX', ein Warmstauchen längs der Achse XX', ein Warmrecken längs der Achse XX' und ein Warmpressen längs einer zur Achse XX' senkrechten Achse umfaßt, worauf herkömmliche Warmverformungsvorgänge durch Walzen, Schmieden, Gesenkformen, Strangpressen usw. in der Richtung XX' (sowie abschließendes Lösungsglühen, Abschrecken und Auslagern) folgen, mit dem Kennzeichen, daß beim Warmpressen mit einem Grad über oder gleich 15% das Verhältnis der Dicke (H) des Erzeugnisses zur Berührungslänge (a) desselben mit dem Werkzeug, in der Längsrichtung gerechnet, unter oder gleich 1 ist.
Ausgestaltungen dieses Verfahrens sind in den Ansprüchen 2 bis 4 gekennzeichnet.
Vorteilhafte Anwendungen dieses Verfahrens sind in den Ansprüchen 5 und 6 angegeben.
Alle Warmbehandlungsschritte laufen bei den üblichen Warmverformungs- oder Behandlungstemperaturen der betrachteten Legierung ab.
Das Warmpressen kann nach herkömmlichen Methoden, wie zum Beispiel Walzen, Schmieden, beispielsweise in der Presse oder mit dem Stempel, durchgeführt werden.
Es wurde indessen gefunden, daß die Verbesserung der Eigenschaften nur unter bestimmten Bedingungen bemerkenswert ist:
Wenn man die Länge der Berührung zwischen dem
Werkzeug und dem Erzeugnis, in der Längsrichtung gerechnet, mit α und die Höhe oder Breite des Erzeugnisses vor der Verformung mit //und die Höhe oder Breite nach der Verformung mit h bezeichnet, muß man entsprechend der Stufe e)
haben. Der Reduktionsgrad
ioo%
IO
ist vorzugsweise über oder gleich 20%.
Im Fall des Schmiedens und wenn die Verformung in mehreren Stichen stattfindet, wird empfohlen, daß die Verformungen »gekreuzt« sind, d. h., daß die Verformungen in der Längsrichtung um einen Wert nahe a/2 zwischen jedem Stich versetzt werden, wobei jeder der Stiche mit der Bedingung H/a < 1 erfolg; und die Gesamtverformung über 15% und vorzugsweise über 20% ist.
Die Versuche zeigten, daß die nach diesem Verfahren erhaltenen Erzeugnisse ein neues, bezüglich der Familie betrachteter Legierungen unterschiedliches Gefüge aufwiesen.
In den Familien der Al-Cu-Basislegierungen (»2000« nach der Bezeichnung der Aluminum Association) weisen die Primärausscheidungen des Enderzeugnisses eine verhältnismäßig homogene Verteilung auf, wobei sie eine massive, kompakte, nicht dendritische Form haben. Die Ausscheidungen sind untereinander verhältnismäßig isoliert und bilden keine mehr oder weniger linearen Ansammlungen (zwei Teilchen bilden Teil derselben Ansammlung, wenn ihre Entfernung unter oder gleich der größten Abmessung eines von ihnen ist) oder bilden nicht die alten Grenzen der Erstarrungskorngrenze-'. Die isolierten Ausscheidungen oder die Ansammlungen haben eine Maximalabmessung unter 100 um (die Abmessung der Ansammlung ist gleich der Summe der maximalen Abmessungen der sie bildenden Teilchen).
In der Familie der AI-Zn-Basislegierungen (»7000« nach der Bezeichnung der Aluminum Association) befinden sich die primären Ausscheidungen im wesentlichen in intrakristalliner Lage (und nicht in den interkristallinen Zonen, wie dies beim Stand der Technik der Fall ist) und dies auch, wenn die erhaltenen Erzeugnisse im wesentlichen nicht rekristallisiert sind.
Unter »im wesentlichen intrakristallin« versteht man, daß mehr als 90% der Teilchen in den Kristalliten des fertigen Erzeugnisses sind.
Unter »im wesentlichen nicht rekristallisiert« versteht man, daß das Gefüge des fertigen Erzeugnisses höchstens 10% seines Volumens in rekristallisiertem Zustand aufweist.
Die folgenden Beispiele und Figuren erläutern bzw. veranschaulichen das erfindungsgemäße Verfahren.
Fig. 1 zeigt die Abfolge der anfängliehen Verformung mi einer Platte von 1030x270 mm Querschnitt für die Herstellung von dicken Blechen mit 60-80 mm Dicke, wobei die Abmessungen in mm angegeben sind.
Fig. 2 veranschaulicht die einzuhaltenden geometrischen Bedingungen, und zwar Fig. 2a im Fall des Wal- 1-5 zens, Fig. 2b im Fall des Schmiedens in 1 Stich und Fig. 2c im Fall des Schmiedens in mehreren Stichen. Fig. 2c zeigt oben die aufeinanderfolgenden Stiche der Presse oder des Stempels von rechts nach links für die Stiche η, η + 2, /; + 4 usw. und unten die aufeinanderfolgenden Stiche von rechts nach links für die Stiche π + I, n + 3 usw., wobei die Verformungen überlappt, d. h. um etwa ^ versetzt sind, wobei α die Berührungslänge zwischen Erzeugnis und Werkzeug bedeutet. Die Höhe oder Breite des Erzeugnisses vor und nach der Verformung sind in Fig. 2a und 2b mit H bzw. Ii bezeichnet.
Die Fig. 3 und 4 zeigen die Feingefüge der nach dem Stand der Technik (A) und erfindungsgemäß (B) behandelten Legierung »7475« (in Gew.-%: 5,2-6,2 Zn; 1,9-2,6 Mg; 1,2-1,9 Cu; 0,18-0,25 Cr; 0,12 Fe; 0,05 Si; 0,06 Mn; 0,06 Ti und Aluminiun als Rest).
Die F i g. 5 und 6 zeigen die Mikrogefüge der nach dem Stand der Technik (A) und erfindungsgemäß (B) behandelten Legierung »2214« (nach der Bezeichnung der Aluminum Association, d. h. in Gew.-%: 3,9-5,0 Cu; 0,5-1,2 Si, 0,4-1,2 Mn: 0,2-0.8. Mg; 0,3 Fe; 0,25 Zn; 0,15 Ti; 0,1 Cr und Aluminium als Rest.
Beispiel 1
Man goß halbkontinuierlich in Form von Platten der Abmessungen 1030 x 270 mm eine Legierung »7010« folgender Gewichtsprozentzusammensetzung:
Zn: 6,20; Mg: 2,40; Cu: 1,6: Zr: 0.10; Fe: 0,03; Si: 0,04 und Aluminium als Rest.
Diese wurden nach einer herkömmlichen Abfolge (A) und einer Abfolge gemäß der Erfindung (B) verfonnt.
Die Abfolge (A) umfaßt im wesentlichen eine Homogenisierung von 24 h bei 470°C, ein Warmwalzen (bei etwa 4300C) bis zu 80 mm Dicke, ein Lösungsglühen von 6 h bei 4700C, ein Abschrecken im kalten Wasser, ein gesteuertes Ziehen von 2% und eine Anlaßbehandlung T7651: 24 h bei 118°C + 8 h bei 1700C.
Die Abfolge (B) umfaßt (siehe Fig. 1) eine Homogenisierung von 24 h bei 4700C, ein Stauchen in der Richtung des Gießens mit einem Stauchgrad von 1,5, ein Drehen um eine Viertelumdrehung um eins; horizontale Achse mit einem nachfolgenden Recken, das den Querschnitt des Erzeugnisses von 1380 x 300 auf 610 x 390 mm überführt, dann ein Warmpressen zwischen 450 und 4000C in der Presse (Breite der Gesenke a = 500 mm) in zwei versetzten Stichen, wovon jeder
Stich einen Wert von 50 mm hat (Gesamtwert von—^~
= 34,5%), und schließlich ein Warmwalzen von 80 mti», ein Lösungsglühen, ein Abschrecken in Wasser, ein Ziehen von 2% und eine AnlaßbehandlungT7651 unter den Bedingungen der Abfolge (A). Die erhaltenen, aus mehreren Versuchen gemittelten Ergebnisse bezüglich der mechanischen Zugeigenschaften, der Zähigkeit und der Ermüdung sind in der Tabelle I angegeben.
Man stellt für ac'Jivalente Zugeigenschaften eine sehr merkliche Verbesserung der Querduktilitüt, der Zähigkeit und der Ermüdungsbeständigkeit fest.
Beispiel 2
Man goß Platten ,Tiit gleichen Abmessungen wie in Beispiel 1 aus einer Legierung »7475« gemäß der Bezeichnung der Aluminum Association, deren Analyse die folgende ist:
33
Zn: 6%; Mg: 2,10%: Cu: 1,55%; Cr: 0,19%; Fe: 0,06%; Si: 0.05% und Aliminium als Rest.
835
Tabelle I
Bleche von 60 mm lindclicko wurden nach den Abfolgen A und B des Beispiels I mit der Ausnahme hergestellt, die die Lösungsglühung betrifft: Diese wurde hier in zwei Stufen, nämlich 3 h bei 4800C + 1 h bei 515°C durchgeführt.
Die erhaltenen Ergebnisse (Mittelwerte mehrerer Versuche) bezüglich der mechanischen Zug-, Zähigkeits- und Ermüdungseigenschaften sind in der Tabelle II aufgeführt.
Man stellt fest, daß für äquivalente Zugeigenschaften eine wesentliche Verbesserung der Ermüdungs- und 7" Zähigkeitseigenschaften erhalten wurde.
Die Mikrogefüge entsprechend den Abfolgen A und Fortsetzung B sind in den Fig. 3 und 4 mit einer lOOfachen Vergrößerung gezeigt.
B e i s ρ i e I 3
Bleche von 60 mm Dicke aus einer Legierung »2214« gemäß der Bezeichnung der Aluminum Association, wurden nach den Abfolgen A und B des Beispiels 1 mit der Ausnahme hergestellt, daß die Endbehandlung hier entsprechend T651, d.h. Lösungsglühung, Abschrecken, Entspannung durch Ziehen mit bleibender Längung um 1 -3% und Anlassen nahe dem Maximum mechanischer Festigkeit erfolgte. Die Analyse war die folgende:
Cu: 4,40%: Mg: 0,38%; Si: 0,85%; Mn: 0,66%; Fe: 0,11% und Aluminium als Rest.
Die erhaltenen Ergebnisse (Mittelwerte mehrerer Versuche) bezüglich der mechanischen Zug-, Zähig-
Tabelle III aufgeführt.
Die nach dem Stand der Technik (Abfolge A) und gemäß der Erfindung (Abfolge B) erhaltenen Mikrogefüge der Legierung »2214« sind in den Fig. 5 und 6 mit 200facher Vergrößerung veranschaulicht. Man stellt fest, daß im Verhältnis zur Abfolge A die Abfolge B die primären Ausscheidungen dendritischer Form verschwinden läßt, die das Aussehen der chinesischen Schrift hat.
Beispiel 4
Zwei Güsse von »7475« normaler Reinheit und hoher Reinheit wurden hergestellt und den im Beispiel 1 beschriebenen Abfolgen A und B unterworfen. Die Analysen waren die folgenden (Gew.-%):
Schritt- Zugfcsligkcilscigcnschaften folge
a 0,2 ο Β 6
MPa MPa %
TLC)
σ 0.2 ofl
MPa MPa
TCC)
σ 0,2 a B MPa MPa
A 460 510 15 475 520 Il 440 515 7,5
B 470 510 15 485 525 11 485 525 11
Gc- +2.2 0 0 +2,1 +0,95 0 10.2 +1,95 +47 winn
Schrill- (") Zähigkeit Ermüdung LC) für eine RiBbil-
fnlor Tabelle K1, MPa -Tm Ermüdungs- λλ in rvira vm _ . dungsgeschwin-
Schritt grenze (ligkeil von
1 x IO"4
folge L-T T-L S-L Ä = - 1. Kt mm/Zvklus
(*·) ("*) (") MPa R = 0.1
9,5
1!
±140 + 16
A 37,6 .1!,I 33.1 ±170
B 38,6 36,5 35.2 ±21,5
Ge +2,7 +17 +6,3
winn
"/ι
Ci L Längsrichtung. ASTM E 399-78a.
TI. Lange Querrichtung.
TC Kurze Querrichtung. der Norm
Richtung entsprechend TCC)
II Zugfestigkeitscigenschaflen π 0,2 α Β δ
tC) TU' MPa MPa %
a 0.2 η Β δ σ 0,2
MPa MPa ■/. MPa
')
! οΒ δ
MPa %
A 416 480 17.3 416 488
B 405 461 17 408 473
Ge- -2,6 -4,0 -1,8 -1,9 -3,1
winn
Fortsetzung 14,7 398 484 10,5 15 397 480 10,6 +2,0 0 -0.8 +1
Zn
Cu Mg Cr
Si
Fe Al
55
Guß Nr. 1
Guß Nr. 2
6,0
5,93
1,49
2,10
2,09
0,19
0,19
0,05
0.03
0,06
0,02
Rest Rest
Schritt- Zähigk eil VTn Ermüdung LC) ΛK in MPa
folge Kic MPa S-L Ermü Zyklen Vm für eine
L-T T-L C) dungs zahl bis Rißbildung
(*♦) C-) grenze zur Riß von 1 x 10""1
Kt = O. bildung mm/Zvklus
R = -I Λ = 0,1 « = 0.1
rMPa) Kr = 2,33
σ max =
120 MPa
Die erhaltenen Ergebnisse (Mittelwerte mehrerer Versuche) bezüglich der mechanischen Zug-, Zähigkeits- und Ermüdungseigenschaften sind in der Tabelle IV angegeben.
A 55.6 40.2 38.7 158 197000 10,5
B 63 52 43,9 170 265000 10
Ge- +13,3 +29,4 +13,5 +7,6 +34,5 -5 winn
65
C) L Längsrichtung.
TL Lange Querrichtung.
TC Kurze Querrichtung.
) Richtung entsprechend der Norm ASTM E 399-78a.
Tabelle III
Schritt- Zugfesligkeliscigcnschaftcn folge
LC)
σ 0,2 a B δ MPa MPa %
TLC)
ο 0.2 η B MPa MPa
Tl C)
α 0.2 a B δ MPa MPa 11A
A 444 491 12,5 429 479 8,7 41.1 467 7,1
B 422 454 13 444 501 8,7 41" 482 9,8 10
Ge- -5,0 -7.5 +4 +3,5 +4.6 0 +1.45 +3.1 +38 winn
Fortsetzung - Zähigkeit MPa Λ Ermüdung /.(*) .ΙΛ in MPa Vm 15
Schritt Kir T-L S-L Zikieruahi bis Tür RiUbildungs-
folge L-T C) C) zur Rißbildung geschwindigkeit
C) Kl = 2.33 von I x ΙΟ'4
R 0,1 mm/Zyklus. 20
σ max : 120 PMa R = 0.1
25,8 22,1 10
31,9 38,6 32,4 62 500 Il
A 39,9 +49 +47 91500 + 10 25
B +25 +47
Ge-
(*) L Längsrichtung.
TL Lange Querrichtung.
TC Kurze Querrichtung.
(··) Richtung entsprechend der Norm ASTM E 399-78a.
Tabelle IV Mechanische higenschalten 0
ι % 		TLC) T-L
(··) 		S-L
C) 		TCC) δ
%		 ) J5
Guß Schritt LC) 16,1
17		 σ 0.2 σ Β
MPa MPa 		36,3
52		 33,9
43,9		 δ α 0,2 a B
'/. MPa MPa 		9,7
10,6		 Zyklenzahl his zur
RiClbildung
Ki = 2.3 J R = 0.1
omax = 120 MPa
folge σ 0.2 a B
MPa MPa 		5+5 395 471
408 473		 +43 +29 13,5 386 470
15 397 480		 +9 67000
264000
393 468
405 461		 16
16,2		 +3 0 59,9
68,7		 53,5
51,9		 +11 +3 +2 11,8
14,4		 +294 40
1 A
B		 +3 -1,: + Uf 395 474
405 474		 + 15 -3 13,4 380 470
14 396 484		 + 18 91000
9550000
Gewinn (%) 390 464
407 473		 i +2,5 0 +4.5 +4 +3 + 1040 45
2 A
B		 +4 +2
Gewinn (%) Zähigkei! AT/<-(MPa τ/m) Ermüdung LC
Fortsetzung L-T
(")		 50
Guß Schritt 52,8
63
folge +19 55
1 A
B		 76,9
70,5
Gewinn (%) -8 60
2 A
B
Gewinn (%)
(·) L Längsrichtung.
TL Lange Querrichtung.
TC Kurze Querrichtung.
(·*) Richtung entsprechend der Norm ASTM E 399-78a.
65
Hierzu 3 Blatt Zeichnungen

Claims (6)

Patentansprüche:
1. Verfahren zur Herstellung aushärtbarer hochfester Aluminiumlegierungen mit verbesserter Ermüdungsbeständigkeit und Zähigkeit, daß wenigstens den Guß des Erzeugnisses längs einer Achse XX', ein Wannstauchen längs der Achse XX' mit einem Formänderungsverhältnis von mindestens 1,4, ein Warmrecken längs der Achse XX' mit einem Formänderungsverhältnis von mindestens 1,5 und ein Wannpressen längs einer zur Achse XX' senkrechten Achse umfaßt, worauf herkömmliche Warmverformungsvorgänge durch Walzen, Schmieden, Gesenkformen, Strangpressen usw. in der Riehtung XX' sowie abschließendes Lösungsglühen, Abschrecken und Auslagern folgen, dadurch gekennzeichnet, daß beim Warmpressen mit einem Verformungsgrad über oder gleich 15% das Verhältlös der Dicke (H) des Erzeugnisses zur Berührangslänge (a) desselben mit dem Werkzeug, in der Längsrichtung gerechnet, unter oder gleich 1 ist.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß beim Warmpressen in der Presse oder mit dem Stempel in mehreren Stichen die Verformungen zwischen jedem Stich um einen Wert nahe a/2, in der Längsrichtung gerechnet, versetzt sind.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Reduktionsgrad beim Warmpresijn über 20% ist.
4. Verfahren nach einem »1er Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß eine Homogenisierung des Erzeugnisses entweder unmittelbar vor dem Warmstauchen oder unmittelbar nach dem Warmpressen und vor den herkömmlichen Warrrsverformungsvorgängen durchgeführt wird.
5. Anwendung des Verfahrens nach einem der Ansprüche 1 bis 4 auf Aluminium-Kupfer-Legierungen vom Typ »2000« nach der Bezeichnung der AIuminum Association.
6. Anwendung des Verfahrens nach einem der Ansprüche 1 bis 4 auf Aluminium-Zink-Magnesium-Kupfer-Legierungen vom Typ »7000« nach der Bezeichnung der Aluminum Association.
DE3323835A 1982-07-02 1983-07-01 Verfahren zur Herstellung aushärtbarer hochfester Aluminiumlegierungen mit verbesserter Ermüdungsbeständigkeit und Zähigkeit Expired DE3323835C2 (de)

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