DE4123560A1

DE4123560A1 - Aluminium-lithium-legierungen und verfahren zu deren herstellung

Info

Publication number: DE4123560A1
Application number: DE19914123560
Authority: DE
Inventors: Roberto J Rioja; R Steve James; Joel A Bowers
Original assignee: Aluminum Company of America
Current assignee: Howmet Aerospace Inc
Priority date: 1988-01-28
Filing date: 1991-07-16
Publication date: 1993-01-21
Anticipated expiration: 2011-07-17
Also published as: JP3101280B2; DE68913561D1; CA1338007C; EP0325937A1; EP0325937B1; DE68913561T2; DE4123560B4; JPH01242750A

Description

Die Erfindung betrifft Aluminium-Legierungsprodukte und insbe sondere verbesserte lithiumhaltige Aluminiumlegierungen sowie ein Verfahren zu deren Herstellung.

Zn der Luftfahrzeugindustrie weiß man, daß eine der wirksamsten Methoden zur Senkung des Fahrzeuggewichts eine Verringerung der Dichte der im Luftfahrzeugbau verwendeten Al-Legierungen ist. Um die Dichte der Legierung zu verringern, hat man Lithium zu gesetzt. Dadurch erreicht man oft eine verringerte Duktilität und Bruchzähigkeit. Bei einer Verwendung für Luftfahrzeugteile muß die lithiumhaltige Legierung sowohl hinsichtlich der Bruchzähigkeit als auch der Festigkeit verbesserte Eigenschaften aufweisen.

Bisher haben Al-Li-Legierungen jedoch eine schlechte Querdukti lität und Zähigkeit gezeigt, d. h. eine sehr niedrige Dehnung und Zähigkeit, die sich als wesentliches Hindernis für eine wirtschaftliche Auswertung dieser Legierungen erwiesen haben.

Diese Eigenschaften scheinen sich aus der Anisotropie der Le gierungen nach dem Bearbeiten (bspw. Walzen) zu ergeben - ein Zustand, der oft auch als "Fasergefüge" bezeichnet wird. Die Eigenschaften quer zur Faserung sind oft schlechter als die in der Walz- oder Längsrichtung, insbesondere bei dicken Produkten wie Blechen und Schmiedestücken. Auch die unter 45° zur Haupt bearbeitungsrichtung gemessenen Eigenschaften können unzurei chend sein. Diese 45°-Eigenschaften sollen hier die Eigen schaften außerhalb der Hauptachsen, d. h. zwischen der Längs- und der langen Querachse wie bspw. von 20° bis 75° bezeichnen, da die schlechtesten Eigenschaften nicht immer genau bei 45° auftreten. Es besteht also Bedarf an einem lithiumhaltigen Al- Legierung mit isotroper Struktur, bei der die Eigenschaften in allen Richtungen maximiert sind.

Bei herkömmlichen Legierungen scheinen sowohl eine hohe Festig keit wie auch eine hohe Bruchzähigkeit recht schwer zu errei chen zu sein, wenn man herkömmliche Legierungen wie die Sorten AA2024-T3X und AA7050-TX nach der Aluminium Association betrach tet, die normalerweise in luftfahrttechnischen Anwendungen ein gesetzt werden. U.a. zeigt der Aufsatz von J.T. Staley, "Micro structure and Toughness of High-Strength Aluminum Alloys", Pro perties Related to Fracture Toughness, ASTM STP605, American Society for Testing and Materials, 1976, S. 71-103, generell daß bei AA2024-Feinblech die Zähigkeit mit einer Zunahme der Festigkeit abnimmt; dies gilt nach diesem Aufsatz auch für AA7050-Grobblech. Eher erwünschte Legierungen erlauben eine höhere Festigkeit bei nur minimaler oder keiner Abnahme der Zähigkeit oder Bearbeitungsschritte mit bei zunehmender Festig keit kontrollierter Zähigkeit, um eine sinnvolle Kombination von Festigkeit und Zähigkeit einzustellen.

Weiterhin wären bei erwünschten Legierungen die Kombination aus Festigkeit und Zähigkeit erreichbar in einer Al-Li-Legierung mit Dichteverringerungen in der Größenordnung von 5% bis 15%. Derartige Legierungen würden eine verbreiteten Einsatz in der Luft- und Raumfahrtindustrie finden, wo niedriges Gewicht und hohe Festigkeit und Zähigkeit erhebliche Treibstoffeinsparungen ergeben. Es ist daher einzusehen, daß man mit Eigenschaften wie hoher Festigkeit bei geringer oder keiner Einbuße an Zähigkeit oder bei bei zunehmender Festigkeit kontrollierter Zähigkeit ein bisher nicht bekanntes Al-Li-Legierungsprodukt mit bemer kenswerten Eigenschaften erhalten würde.

Die vorliegende Erfindung lost die Probleme, die den Einsatz derartiger Legierungen bisher eingeschränkt haben, und schafft ein lithiumhaltiges Al-Legierungsprodukt, das sich so verarbei ten läßt, daß man eine isotrope Textur bzw. Struktur mit ver besserter Festigkeit erhält, während die hohe Zähigkeit erhal ten bleibt; gleichzeitig ist eine Bearbeitung möglich, bei der man eine gewünschte Festigkeit bei kontrollierter Zähigkeit erhält.

Die Erfindung schafft ein Verfahren zur Herstellung lithium haltiger Al-Legierungsprodukte mit verbesserten Eigenschaften insbesondere in der kurzen Quer- und in der 45°-Richtung. Das Produkt enthält 0,2 bis 5,0 Gew.-% Li, 0,05 bis 6,0 Gew.-% Mg, mindestens 2,45 Gew.-% Cu, 0,1 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,05 bis 12 Gew.-% Zn, max. 0,5 Gew.-% Fe, max. 0,5 Gew.-% Si, Rest Alumi nium und Zufallsverunreinigungen. Nach dem Verfahren zur Her stellung des Produkts schafft man einen Körper aus einer lithi umhaltigen Al-Legierung und erwärmt diesen für eine Reihe von bei niedriger Temperatur stattfindenden Warmverformungsschrit ten, bei denen der Körper in einen für die Rekristallisation geeigneten Zustand gebracht wird. Danach wird das Zwischen produkt rekristallisiert und dann zu den Endprodukt warmver formt.

Soll andererseits ein rekristallisiertes Blechprodukt mit lang gestreckter Körnung entstehen, kann das Zwischenprodukt zur Enddicke kalt ausgewalzt werden, um die langgestreckten rekri stallisierten Körner zu erzeugen. Um diese zu erhalten, können Zwischenglühvorgänge erforderlich sein. Nach dem Warmwalzen hat das Produkt eine metallurgische Struktur, der die Eigenschaften einer für eine kräftigen Verformung charakteristischen Textur fehlen. Diese Struktur ist ihrem Wesen nach isotrop und sie zeigt verbesserte Eigenschaften bspw. in der 45°- und in der kurzen Querrichtung. Das geformte Endprodukt wird lösungsge glüht, abgeschreckt und gealtert und kann als rekristallisiert oder nicht rekristallisiert geliefert werden.

Fig. 1 zeigt als Diagramm die Isotropie der Eigenschaften eines Blechprodukts mit der Zusammensetzung des Bei spiels IV nach der erfindungsgemäßen Behandlung;

Fig. 2 zeigt rekristallisierte metallurgische Strukturen der Legierung des Beispiels IV.

Die erfindungsgemäße Legierung kann 0,5 bis 4,0 Gew.-% Li, 0 bis 5,0 Gew.-% Mg, max. 5,0 Gew.-% Cu, 0 bis 1,0 Gew.-% Zr, 0 bis 2,0 Gew.-% Mn, 0 bis 9,0 Gew.-% Zn, max. 0,5 Gew.-% Fe, max. 0,5 Gew.-% Si, Rest Aluminium und Zufallsverunreinigungen, enthalten. Die Verunreinigungen liegen bevorzugt zu jeweils max. 0,25 Gew.-% vor, während sie gemeinsam nicht mehr als 0,5 Gew.-% ausmachen. Innerhalb dieser Grenzen sollte die Gesamt heit aller Verunreinigungen nicht höher als 0,5 Gew.-% sein.

Vorzugsweise enthält die erfindungsgemäße Legierung 0,2 bis 5,0 Gew.-% Li, 0,5 bis 6,0 Gew.-% Mg, min. 2,45 Gew.-% Cu, 0,05 bis 12 Gew.-% Zn, 0,1 bis 1,0 Gew.-% Mn, max. 0,1 Gew.-% Zr, max. 0,5 Gew.-% Si, Rest Aluminium und Zufallsverunreinigungen.

Typischerweise kann eine erfindungsgemäße Legierung 1,5 bis 3,0 Gew.-% Li, 2,5 bis 5,0 Gew.-% Cu, 0,2 bis 2,5 Gew.-% Mg, 0,2 bis 11 Gew.-% Zn, 0,1 bis 0,8 Gew.-% Mn, Rest Aluminium und Verunreinigungen nach obigen Angaben enthalten, eine typische Legierungszusammensetzung 1,8 bis 2,5 Gew.-% Li, 2,55 bis 2,9 Gew.-% Cu, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Mg, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Zn, 0,1 bis 0,7 Gew.-% Mn, max. 0,15 Gew.-% Zr sowie jeweils max. 0,3 Gew.-% Fe und Si.

Eine geeignete Legierungszusammensetzung würde 1,9 bis 2,4 Gew.-% Li, 2,55 bis 2,9 Gew.-% Cu, 0,1 bis 0,6 Gew.-% Mg, 0,5 bis 1,0 Gew.-% Zn, 0,1 bis 0,7 Gew.-% Mn, max. 0,15 Gew.-% Zr und jeweils max. 0,25 Gew.-% Fe und Si, Rest Aluminium, enthalten.

Erfindungsgemäß ist Lithium nicht nur wegen der erheblichen Dichteverringerung wichtig; es verbessert auch die Zugfestig keit, die Streckgrenze, den Elastizitätsmodul und darüber hin aus auch den Ermüdungswiderstand. Am wesentlichsten ist, daß Lithium gemeinsam mit anderen kontrollierten Mengen der Legie rungsbestandteile Al-Legierungsprodukte erlaubt, die sich zu einer bisher nicht gekannten Kombination von Festigkeit und Bruchzähigkeit verformen lassen, während brauchbare Verringe rungen der Dichte erhalten bleiben. Es ist einzusehen, daß weniger als 0,5 Gew.-% die Dichte der Legierung nicht wesent lich senken, während 4 Gew.-% Li nahe an der Löslichkeitsgrenze von Li (stark abhängig von den anderen Legierungsbestandteilen) liegen. Derzeit ist nicht zu erwarten, daß höhere Lithiummengen die Kombination Festigkeit/Zähigkeit des Legierungsprodukts verbessern.

Hinsichtlich des Kupfers - insbesondere in den oben für die erfindungsgemäße Verwendung angegebenen Bereichen - ist zu sagen, daß es die Eigenschaften des Legierungsprodukts verbes sert, indem es den Verlust der Bruchzähigkeit bei höheren Festigkeiten verringert. Gegenüber Lithium hat in der vorlie genden Erfindung Kupfer bspw. die Fähigkeit, höhere Zähigkeiten und Festigkeiten in Kombination zu erzeugen. Würde man bspw. zum Steigern der Festigkeit mehr Lithium zugeben, aber kein Kupfer, würde die Zähigkeit stärker abnehmen als bei einer Zu gabe von Kupfer zum Erhöhen der Festigkeit. Wählt man also in der vorliegenden Erfindung eine Legierung aus, muß die Wahl so erfolgen, daß man die gewünschte Zähigkeit auf die gewünschte Festigkeit abstimmt, da beide Elemente erfindungsgemäß zum Er zeugen von Zähigkeit und Festigkeit zusammenwirken. Es ist wichtig, die oben angegebenen Bereiche zu beachten, und zwar insbesondere hinsichtlich die Obergrenze für Kupfer, da zu hohe Mengen zur unerwünschten Bildung von intermetallischen Verbin dungen führen können, die dann die Bruchzähigkeit wieder stören.

Bei dieser Art von Al-Legierungen gibt man Magnesium hauptsäch lich zum Erhöhen der Festigkeit zu, obgleich es auch die Dichte geringfügig verringert und in dieser Hinsicht vorteilhaft ist. Die für Magnesium angegebenen Obergrenzen müssen eingehalten werden, da ein Mg-Oberschuß - insbesondere durch Bildung uner wünschter Phasen an den Korngrenzen - ebenfalls die Bruchzä higkeit stören kann.

Zum Einstellen des Korngefüges ist Mangan bevorzugt, das bis zu 2,0 Gew.-% vorzugsweise im Bereich von 0,1 bis 1,0 Gew.-% vor liegt. Andere Stoffe zum Einstellen des Korngefüges sind u. a. Cr, V, Hf, Zr, Ti und Sc typischerweise im Bereich von 0,01 bis 0,2 Gew.-%, wobei Hf typischerweise bis zu 0,6 Gew.-% vorliegen kann. Die eingesetzte Zr-Menge hängt davon ab, ob ein rekristallisiertes Gefüge gewünscht wird oder nicht. Zink er höht - insbesondere gemeinsam mit Magnesium - die Festigkeit. Ein Zinküberschuß kann jedoch die Zähigkeit durch Bildung in termetallischer Phasen beeinträchtigen.

Zink ist wichtig, da es gemeinsam mit Magnesium eine höhere Festigkeit begleitet von einer gegenüber zinkfreien Legierungen höheren Korrosionsfestigkeit erzeugt. Besonders wirksame Zn- Mengen liegen im Bereich von 0,1 bis 2,0 Gew.-% wenn Magne sium im Bereich von 0,05 bis 0,5 Gew.-% vorliegt, wie es der zeit der Fall zu sein scheint. Bei 0,1 bis 1 Gew.-% Mg ist es wichtig, ein Mg/Zn-Verhältnis im Bereich von etwa 0,1 bis weni ger al 1,0, vorzugsweise im Bereich von 0,2 bis 0,9 und typi scherweise im Bereich von ca. 0,3 bis 0,8 einzuhalten. Das Mg/Zn-Verhältnis kann im Bereich von 1 bis 6 liegen, wenn Mg zu 1 bis 4,0 Gew.-% vorliegt und Zn im Bereich von 0,2 bis 2,0 Gew.-% und vorzugsweise 0,2 bis 0,9 Gew.-% gehalten wird.

Das Arbeiten mit einem Mg/Zn-Verhältnis kleiner eins ist dahin gehend wichtig, daß es das verformte Produkt weniger anisotrop bzw. isotroper macht, d. h. seine Eigenschaften in allen Rich tungen einander annähert. Ein Arbeiten mit einem Mg/Zn-Ver hältnis im Bereich von 0,2 bis 0,8 kann also dazu führen, daß das Endprodukt seine Warmverformungstextur (bspw. die infolge des Warmwalzers) nur stark abgeschwächt zurückbehält und ver besserte Eigenschaften bspw. in der 45°-Richtung aufweist.

Ein Mg/Zn-Verhältnis kleiner eins ist auch aus einem anderen Grund wichtig. Bei einem Mg/Zn-Verhältnis kleiner eins - bspw. 0,5 - erhält man nicht nur erheblich bessere Festigkeits- und Bruchzähigkeitswerte, sondern auch einen erheblich höheren Kor rosionswiderstand. Bei bspw. jeweils 0,5 Gew.-% Mg und Zn nimmt der Korrosionswiderstand stark ab; bei ca. 0,3 Gew.-% Mg und 0,5 Gew.-% Zn haben die Legierungen jedoch einen hohen Korro sionswiderstand.

Der Mangananteil sollte ebenfalls möglichst genau eingestellt werden. Mangan wird zugegeben, um das Korngefüge insbesondere im Endprodukt zu kontrollieren. Mangan ist auch ein Dispersoid bildner, steigert bei Wärmebehandlung in Form kleiner Teilchen aus und hat u. a. einen Verfestigungseffekt. Mangan kann Disper soide wie Al₂₀ Cu₂ Mn₃ und Al₁₂ Mg₂ Mn bilden. Zur Gefügekontrolle ist auch Chrom geeignet, wird aber weniger bevorzugt eingesetzt. Zink ergibt - insbesondere gemeinsam mit Magnesium - höhere Festigkeiten. Zink im Überschuß kann jedoch die Zähigkeit durch Bildung intermetallischer Phasen beeinträchtigen.

Der Begriff Zähigkeit bzw. Bruchzähigkeit, wie er hier benutzt ist, bezeichnet den Widerstand einer Körpers wie bspw. eines Strangpreßlings, Schmiedestücks, Blechs oder einer Tafel gegen ein instabiles Wachstum von Rissen oder anderen Fehlern.

Die Erfinder wünschen nicht, hinsichtlich der Erfindung auf eine bestimmte Theorie festgelegt zu werden. Es steht aber zu vermuten, daß der Widerstand gegen Abblättern und gegen die Ausbreitung von Rissen unter anliegender Spannung mit der Zn- Zugabe steigt. Dieses Verhalten liegt vermutlich daran, daß Zn die Cu-Entsättigung aus der festen Lösung der Matrix durch Fördern der Bildung Cu-reicher Präzipitate anregt. Dieser Effekt verschiebt vermutlich das Lösungspotential zu elektro negativeren Werten hin. Es läßt sich weiterhin annehmen, daß Zn an den Korngrenzen Mg-Zn-führende Phasen bildet, die mit sich fortpflanzenden Rissen in Wechselwirkung treten und deren Spitze abstumpfen oder den sich fortpflanzenden Riß ablenken, so daß der Widerstand gegen eine Rißfortpflanzung unter Span nung steigt.

Zusätzlich zu den oben ausgeführten speziellen Mengen der Le gierungselemente wird die Legierung bevorzugt nach bestimmten Verfahrensschritten hergestellt, damit man die optimalen Eigen schaften hinsichtlich sowohl der Festigkeit als auch der Bruch zähigkeit erhält. So läßt sich die hier beschriebene Legierung als Barren oder Knüppel vorsehen, den man nach den derzeit für Gießprodukte eingesetzten Verfahrensweisen - vorzugsweise im Strangguß - zu einem geeigneten Knetprodukt verarbeitet. Wei terhin kann die Legierung abhängig vom gewünschten Endprodukt zu Dicken von 3 mm bis 50 oder 76 mm oder mehr walzen- oder brammengegossen werden. Die Legierung läßt sich jedoch auch in Form von Knüppeln aus kompaktierten feinen Teilchen wie bspw. Al-Legierungspulver mit Zusammensetzungen in den oben angege benen Bereichen vorsehen. Das Pulver oder Teilchenmaterial stellt man bspw. durch Zerstauben, mechanisches Legieren oder Schmelzverdüsen her. Der Barren oder Knüppel kann vorbearbeitet oder -verformt werden, um ein für die nachfolgenden Bearbei tungsgänge geeignetes Rohmaterial herzustellen. Vor der Haupt bearbeitung wird dieses Rohmaterial vorzugsweise homogenisiert, und zwar vorzugsweise bei Metalltemperaturen im Bereich von 482 bis 566°C (900 bis 1050°F) für die Dauer von mindestens 1 Std., um lösliche Elemente wie Li, Cu, Zn und Mg zu lösen und das Innengefüge des Metalls zu homogenisieren. Eine bevorzugte Behandlungsdauer ist ca. 20 Std. oder mehr im Bereich der Homo genisierungstemperatur. Normalerweise brauchen das Erwärmen und die Homogenisierungsbehandlung nicht länger als 40 Std. zu dau ern; längere Zeiten sind normalerweise jedoch nicht schädlich. 20 bis 40 Std. bei der Homogenisierungstemperatur haben sich als gut geeignet erweisen.

Nach dem Homogenisieren kann das Metall zu einem Rohmaterial wie Fein- oder Grobblech gewalzt gewalzt, zu Profilen extrudiert oder sonstwie zu einem zur Umformung in das Endprodukt geeigne ten Rohmaterial bearbeitet werden. Zur Herstellung eines flä chigen Produkts (Grob- oder Feinblech) walzt man vorzugsweise einen Körper aus der Legierung zu einer Dicke von 3 mm bis 6,5 mm (Feinblech) bzw. 6,5 mm bis 150 mm (Grobblech) warm aus. Zum Warmwalzen sollte die Temperatur im Bereich von 538°C (1000°F) bis herab zu 399°C (750°F) liegen; vorzugsweise beträgt die Metalltemperatur anfänglich 454°C bis 524°C (850°F bis 975°F).

Soll das Grobblech für Tragflächenholme verwendet werden, für die dickere Querschnitte verwendet werden, sind normalerweise andere Verarbeitungsgänge als das Warmwalzen unnötig. Sind hin gegen Tragflächen- oder Rumpfbleche gewünscht, die dünner sind, kann weiter kalt ausgewalzt werden, und zwar zu einer Blech dicke bspw. im Bereich von 2,5 mm bis 6,3 mm und üblicherweise von 0,76 mm bis 4,1 mm.

Nachdem ein Körper der Legierung zu der gewünschten Dicke um geformt worden ist, wird das Blech, die Tafel bzw. der Umform gegenstand lösungsgeglüht, um lösliche Elemente zu lösen. Diese Wärmebehandlung erfolgt vorzugsweise bei einer Temperatur im Bereich von 482°C bis 566°C (900°F bis 1050°F) und erzeugt vorzugsweise für Grobblech ein nicht rekristallisiertes und für Feinblech ein rekristallisiertes Korngefüge.

Erfindungsgemäß lassen sich die Eigenschaften - bspw. die Zä higkeit - in der kurzen Querrichtung verbessern, indem man die thermische und mechanische Behandlung sorgfältig auf die Be standteile der lithiumhaltigen Al-Legierung abstimmt. So ist zum Verbessern der Eigenschaften - bspw. Zähigkeit und Dukti lität - in der kurzen Querrichtung der Zirkongehalt der lithi umhaltigen Al-Legierung im Bereich von 0 bis 0,15 Gew.-% zu halten. Vorzugsweise liegt Zirkon im Bereich von 0,01 bis 0,12 Gew.-% vor; typisch ist ein Anteil im Bereich von 0,01 bis 0,1 Gew.-%. Andere Elemente wie Chrom und Cer (0,01 - 0,5 Gew.-%), Hafnium, Vanadium, Mangan und Scandium (0,01 bis 0,2 Gew.-% ), die feinteilige Dispersoide bilden können, die die Wanderung der Korngrenzen verlangsamen und ähnlich wie Zirkon wirken, lassen sich ebenfalls verwenden. Die Mengen dieser anderen Ele mente lassen sich jedoch variieren, um den gleichen Effekt wie den von Zirkon zu erreichen, wobei die Menge jeweils ein Re kristallisieren eines Zwischenprodukts gestatten soll. Die Menge sollte aber hoch genug sein, um die Rekristallisierung während des Lösungsglühens zu verlangsamen, falls ein nicht rekristallisiertes Produkt - bspw. ein Grobblech - gewünscht wird. Ist ein rekristallisiertes Produkt - bspw. Feinblech - erwünscht, sollten die Anteile dieser Elemente niedrig gehalten werden.

Zur Erläuterung der Erfindung wird ein Barren aus der Legierung vor einer ersten Warmumformung erwärmt. Diese Temperatur sollte so gesteuert werden, daß ein wesentlicher Anteil des Korngren zenpräzipitats, d. h. Teilchen an den ursprünglichen dendriti schen Grenzen, sich nicht löst. Wird eine höhere Temperatur verwendet, löst dieser Kongrenzenniederschlag sich größten teils, so daß spätere Bearbeitungsgänge wirkungslos bleiben. Bei einer zu niedrigen Temperatur verformt der Barren sich nicht, ohne zu reißen. Vorzugsweise sollte man also den Barren bzw. das Ausgangsmaterial auf eine Temperatur im Bereich von 316°C bis 510°C (600 bis 950°F), eher 371°C bis 482°C (700 bis 900°F) und typischerweise im Bereich von 427°C bis 466°C (800 bis 870°F) erwärmen. Dieser Schritt läßt sich als Nieder temperatur-Vorwärmen bezeichnen.

Falls erwünscht, kann man den Barren vor diesem Niedertempe ratur-Vorwärmen homogenisieren; das Endprodukt wird dadurch nicht beeinträchtigt. Es kann jedoch auch ohne vorhergehende Homogenisierung ohne Einbußen an Eigenschaften vorgewärmt werden.

Nachdem man den Barren in diesen Zustand vorgewärmt hat, wird er zu einem Zwischenprodukt heiß/warmverformt bzw. -gewalzt. So ist der Barren für die nächste Operation bereit, nachdem er die erwähnte niedrige Temperatur erreicht hat. Längere Verweilzei ten auf der Vorwärmtemperatur sind nicht schädlich: Bspw. kann man den Barren 20 bis 30 Std. auf der Vorwärmtemperatur vorhal ten; für die Zwecke der vorliegenden Erfindung kann eine Dauer von bspw. weniger als 1 Std. ausreichend sein. Würde man den Barren zu Grobblech als Endprodukt auswalzen, kann man mit die ser ersten Heißumformung auf die 1,5- bis 5fache Grobblech dicke reduzieren. Eine bevorzugte Reduzierung beträgt das 1,5- bis 5fache der endgültigen Grobblechdicke. Die Heiß-Vorumfor mung kann im Temperaturbereich des Niedertemperatur-Vorwärmens eingeleitet und im Bereich von 1000 bis 400°C durchgeführt werden. Während diese Behandlung als Heißumformung bezeichnet ist, ist eine Bezeichnung wie Niedertemperatur-Heißumformung oder Warmumformung für die Zwecke der vorliegenden Erfindung u. U. zweckmäßiger. Es sei weiterhin darauf hingewiesen, daß der gleiche oder ein ähnlicher Effekt sich mit einer Folge oder Variation von Vorwärm- und Niedertemperatur-Heißumformschritten erreichen läßt, die man allein oder im Kombination anwendet; eine solche Maßnahme liegt im Rahmen der vorliegenden Erfin dung.

Nach dieser anfänglichen Niedertemperatur-Heißumformung wird das Zwischenprodukt auf eine Temperatur erwärmt, die hoch genug ist, um das Korngefüge zu rekristallisieren. Für die Rekristal lisierung kann die Temperatur im Bereich von 482 bis 560°C (900 bis 1040°F) liegen; bevorzugt sind 527 bis 549°C (980 bis 1020°F). Es ist dieser Rekristallisierungsschritt - insbesondere gemeinsam mit den vorgehenden Schritten -, der die Verbesserung der Eigenschaften des bspw. erfindungsgemäß her gestellten Grobblechs in der kurzen Querrichtung gestattet. Bei viel Zirkon findet keine Rekristallisierung statt. Der Begriff Rekristallisierung soll hier sowohl eine teilweise als auch eine vollständige Rekristallisierung umfassen.

Nach dem Rekristallisieren wird das Zwischenprodukt weiter zur endgültigen Gestalt des Endprodukts heißgeformt bzw. -gewalzt. Wie bereits festgestellt, wird zum Herstellen eines Grob- oder Feinblechs das Zwischenprodukt bspw. auf eine Dicke von 2,5 mm bis 6,4 mm (Feinblech) bzw. 6,4 mm bis 254 mm (Grobblech) heiß gewalzt. Für diesen abschließenden Heiß-Umformschritt sollte die Temperatur im Bereich von 549 bis 399°C (1020 bis 750°F) - bei einer bevorzugten Metall-Anfangstemperatur im Bereich von 482 bis 538°C (900 bis 1000°F) - liegen. Bei dieser letzten Heißumformung ist eine sorgfältige Temperaturführung wichtig.

Um verbesserte Eigenschaften in der kurzen Querrichtung zu erreichen, erfolgt ein Lösungsglühen, wie bereits festgestellt, und man muß sorgfältig vorgehen, um bspw. für Grobblech ein im wesentlichen nicht rekristallisiertes Korngefüge sicherzustel len. Daher muß die Legierung erfindungsgemäß eine Mindestmenge Zirkon und/oder Mangan enthalten, um die Rekristallisierung des Endprodukts beim Lösungsglühen zu verlangsamen. Aus dem glei chen Grund ist zusätzlich hierzu während der abschließenden Heißumformung darauf zu achten, daß die Arbeitstemperaturen nicht zu niedrig sind, um die dabei entstehenden Probleme zu umgehen. So kann eine zu starke Umformung bei der abschlie ßenden Heißumformung zu einer Rekristallisation des Endprodukts beim Lösungsglühen führen und ist daher zu vermeiden.

Ist ein Feinblech mit hohem Widerstand gegen Abblättern und Spannungskorrosionrisse erwünscht, kann das Zwischenprodukt nach dem Rekristallisierungsschritt kalt auf die Blechdicke ausgewalzt werden. Der Begriff Kaltwalzen soll hier ein Walzen bei niedrigen Temperaturen von bspw. 38 bis 149°C (100 bis 300°F) oder bei der Umgebungstemperatur bezeichnen. Diese Behandlung bewirkt ein Verlängern der Körner, die sich im Rekristallisierungsschritt gebildet haben. Diese langge streckten Körner können den hohen Widerstand gegen eine Kor rosion durch Abblättern und gegen Spannungskorrosionsrisse erzeugen. Die Körner haben ein Schlankheitsverhältnis von 1,5 bis 20, vorzugsweise 2 bis 10. Um die langgestreckten Körner auszubilden, können mehrere Kaltwalzdurchläufe mit Zwischen glühen erforderlich sein. Um diese Körner im langgestreckten Zustand zu halten, muß beim Erreichen der Lösungsglühtemperatur darauf geachtet werden, daß sie nicht wieder ihren Ausgangszu stand annehmen. Daher kann nach dem Kaltwalzen das Blechprodukt stufenweise geglüht werden, indem man zunächst auf 399 bis 427°C (750 bis 800°F) erwärmt und dann vor dem Erreichen der Lö sungsglühtemperaturen innerhalb bspw. 1/2 Std. bis 30 Std. mit 1 bis 111°C/Std. (2 bis 200°F/Std.) und typisch 6 bis 8°C/ Std. (10 bis 15°F/Std.) auf ca. 482°C (900°F) erwärmt.

Muß das Endprodukt weniger anisotrop bzw. isotroper sein, d. h. in allen Richtungen mehr oder weniger gleichmäßige Eigenschaf ten aufweisen, kann die Niedertemperatur-Heißumformung eine weitere Kontrolle erfordern. Soll also das Endprodukt im we sentlichen frei von einer einem kräftigen Umformung entspre chenden Textur sein, um die Eigenschaften in der 45°-Richtung zu verbessern, kann man die Niedertemperatur-Heißumformung so durchführen, daß man die erwünschten Eigenschaften erhält. Um bspw. die 45°-Eigenschaften zu verbessern, kann man die Nie dertemperatur-Heißumformung stufenweise ansetzen, indem man die Umformung und die Temperatur in einer Folge von Schritten durchführt und entsprechend steuert. Hiernach wird in einer Ausführungsform dieser Behandlung der Barren nach dem Nieder temperatur-Vorwärmen im ersten Schritt der Niedertemperatur- Heißumformung ca. 5 bis 35% und vorzugsweise 10 bis 25% der Dicke des Ausgangsbarren reduziert. Die Temperatur für diesen ersten Schritt sollte im Bereich von ca. 352 bis 496°C (665 bis 925°F) liegen. Im zweiten Schritt der Behandlung beträgt die Reduzierung 20 bis 50% und typisch ca. 25 bis 35% der Dicke des Materials aus dem ersten Schritt. Die Temperaturen des zweiten Schritts sollten nicht höher als 349°C (660°F) sein und bevorzugt im Bereich von 260 bis 343°C (500 bis 650°F) liegen. Im dritten Schritt sollte die Reduktion 20 bis 40% der Dicke des Materials aus dem zweiten Schritt betragen und die Temperatur im Bereich von 177 bis 260°C (350 bis 500°F) und typisch 204 bis 246°C (400 bis 475°F) liegen. Diese Behand lungsstufen ergeben ein Zwischenprodukt, das rekristallisiert ist, wie bereits festgestellt. Ein typisches rekristallisiertes Gefüge des Zwischenprodukts zeigt die Fig. 2. Aus Gründen der Zweckmäßigkeit für die vorliegende Erfindung werden das Nieder temperatur-Vorwärmen, das Niedertemperatur-Heißumformen gekop pelt mit einer Temperatursteuerung und die Rekristallisierung des Zwischenprodukts hier als "Rekristallisierungseffekt" be zeichnet, der es erfindungsgemäß ermöglicht, die Anisotropie der mechanischen Eigenschaften abzuschwächen und erwünschten falls ein der Art nach isotropes Endprodukt zu erreichen. Wäh rend diese Ausführungsform der Erfindung anhand einer 3-stufi gen Verfahrensweise erläutert wurde, ist einzusehen, daß die Erfindung auf diese nicht unbedingt eingeschränkt ist. Bspw. kann es eine Anzahl von Niedertemperatur-Heißumformschritten geben, die man verwenden kann, um abhängig von der erwünschten Eigenschaft die Anisotropie zu beeinflussen; dies ist nun mit der Lehre der vorliegenden Erfindung erreichbar, insbesondere bei Anwendung der Niedertemperatur-Heißumformung und der Rekri stallisierung eines Zwischenprodukts. Diese Kontrolle kann noch wirksamer sein, wenn man sie mit kleinen Änderungen in der Zusammensetzung der Al-Li-Legierungen kombiniert. Bspw. kann man eine 2-stufige Niedertemperatur-Heißumformung anwenden. Vermutlich sind in der 3-stufigen Behandlung für das Erreichen des gewünschten Mikrogefüges im Zwischenprodukt die letzten beiden Schritten wichtiger. Oder man kann in den Niedertempe ratur-Heißumformschritten die Richtung der Temperatur jeweils umkehren oder in ihnen auch hohe und niedrige Temperaturen in Kombination verwenden. Diese Bemerkungen sollen den Umfang der Erfindung nicht einschränken, sondern lediglich das neue Ver fahren und dessen Al-Li-Produkte erläutern, die sich mit den hier offenbarten neuartigen Verfahrensweisen erreichen lassen.

Um weiterhin die gewünschte Festigkeit und Bruchzähigkeit sowie auch den gewünschten Korrosionswiderstand zu erzeugen, die für das Endprodukt und die zu dessen Herstellung erforderlichen Be- und Verarbeitungsgänge nötig sind, sollte das Produkt abge schreckt werden, um das unkontrollierte Ausfällen von Verfe stigungsphasen zu verhindern, auf das weiter unten eingegangen wird.

So ist für die Durchführung der vorliegenden Erfindung bevor zugt, daß von der Lösungstemperatur aus mit mindestens 56°C/s (100° F/s) auf eine Temperatur von etwa 93°C (200°F) oder weni ger abgeschreckt wird. Eine bevorzugte Abschreckgeschwindigkeit beträgt min. 111°C/s (200°F/s) in einem Temperaturbereich von 482°C (900°F) oder höher bis 93°C (200°F) oder weniger. Nach dem das Metall eine Temperatur von etwa 93°C (200°F) erreicht hat, kann es luftgekühlt werden. Wird die erfindungsgemäße Le gierung brammen- oder walzengegossen können einige der oben beschriebenen Schritte u. U. entfallen; diese Praxis ist als im Umfang der vorliegenden Erfindung liegend aufzufassen.

Nach dem Abschrecken des erfindungsgemäßen Legierungsproduktes kann es künstlich gealtert werden, um jene Kombination von Bruchzähigkeit und Festigkeit einzustellen, die für Luftfahr zeugteile gesucht ist. Sie läßt sich erreichen, indem man das Grob- oder Feinblech bzw. das Formteil einer Temperatur im Be reich von 66 bis 204°C (150 bis 400° F) lange genug aussetzt, um die Streckgrenze anzuheben. Bei einigen Zusammensetzungen läßt das Produkt sich künstlich auf Streckgrenzen bis 0,655 GPa (95 ksi) altern. Die brauchbaren Festigkeiten liegen aber im Bereich von 0,345 bis 0,586 GPa (50 bis 85 ksi) entsprechende" Bruchzähigkeiten für Blech liegen im Bereich von 15 bis 75 ksi · in. Vorzugsweise wird künstlich gealtert, in dem man das Legierungsprodukt min. 30 min lang einer Temperatur im Bereich von 121 bis 191°C (250 bis 375°F) aussetzt. Ein geeignetes Vorgehen zum Altern beinhaltet eine ca. 8- bis 24 stündige Behandlung bei einer Temperatur von ca. 163°C (325° F). Es wird weiterhin darauf verwiesen, daß das erfin dungsgemäße Legierungsprodukt einer beliebigen der typischen, aus dem Stand der Technik bekannten Unteralterungsbehandlungen ("underaging treatments") unterworfen werden kann, wie bspw. der natürlichen und der Mehrschritt-Alterung.

Während hier weiterhin nur eine Einzelschritt-Alterung be schrieben wurde, ist auch eine Mehrschritt-Alterung - wie bspw. eine 2- oder 3-Schritt-Alterung möglich und ein Recken oder eine äquivalente Art der Bearbeitung bzw. Umformung läßt sich vor oder auch nach einem Teil solcher Alterungsschritte anwen den.

Die spezifische Festigkeit, wie der Ausdruck hier verwendet ist, bezeichnet die Streckgrenze ("tensile yield strength") bezogen auf die Dichte der Legierung. Aus erfindungsgemäßen Legierungen hergestellte Blechprodukte haben bspw. eine spe zifische Festigkeit von mindestens 0,75·10⁶ ksi in³/lb. vorzugsweise mindestens 0,80·10⁶ ksi in³/lb. Die Legierungen sind in der Lage, spezifische Festigkeiten bis 1,00·10⁶ ksi in³/lb. zu errei chen.

Das erfindungsgemäße Knetprodukt kann abhängig von der ther momechanischen Behandlung entweder mit rekristallisertem oder mit nicht rekristallisiertem Korngefüge hergestellt werden. Ist ein Grobblech mit nicht rekristallisiertem Gefüge erwünscht, wird die Legierung heißgewalzt und lösungsgeglüht, wie bereits erwähnt. Ist ein rekristallisiertes Grobblech erwünscht, wird der Zr-Anteil sehr niedrig (bspw. weniger als 0,08 Gew.-%) ge halten; es müssen aber andere Elemente, wie hier erwähnt (bspw. Mn) vorhanden sein und die thermomechanische Behandlung erfolgt bei einer Walztemperatur von etwa 427 bis 454°C (800-850°F) und mit dem oben erwähnten Lösungsglühen. Für ein nicht rekri stallisiertes Gefüge sollte mehr als 0,10 Gew.-% Zr vorliegen und die thermomechanische Behandlung wie oben erfolgen, wobei man Lösungsglühen eine Aufheizgeschwindigkeit nicht höher als 2,8°C/min (5°F/min) und vorzugsweise weniger als 0,56°C/min (1°F/min) verwendet.

Ist ein rekristallisertes Feinblech mit niedrigem Zr-Anteil (bspw. weniger als 0,1 Gew.-% und typisch im Bereich von 0,05 bis 0,08 Gew.-% Zr) erwünscht, wird der Barren zunächst heiß auf eine Brammendicke von ca. 50 mm bis 125 mm gewalzt, wie oben beschrieben, und danach auf 371 bis 454°C (700 bis 850°F) erwärmt und auf die Feinblechdicke heiß ausgewalzt, gefolgt von einem 1- bis 12stündigen Glühen bei 260 bis 482°C (500 bis 900° F). Dann walzt man das Material kalt unter einer min. 25% igen Dickenreduktion zum Feinblech aus und lösungsglüht, reckt und altert es schließlich. Bei erheblichem Zr- oder Mn-Anteil (bspw. ca. 0,12 Gew.-% oder 0,4 Gew.-% Mn) läßt sich, falls erwünscht, ein rekristallisiertes Gefüge erreichen. Hier wird der Barren bei einer Temperatur im Bereich von 427 bis 538°C (800 bis 1000°F) heißgewalzt und dann ca. 4 bis 16 Std. bei ca. 427 bis 454°C (800 bis 850° F) geglüht. Danach wird das Produkt unter mindestens 25% Dickenreduktion kalt ausgewalzt. Das Blech wird bei einer Temperatur im Bereich von 510 bis 549°c (950 bis 1020°F) mit einer Aufheizrate von nicht weniger als 5,6° C/min (10°F/min) und typisch bis zu 111°C/min (200°F/min) lösungsge glüht, wobei höhere Aufheizraten ein feineres Rekristallisa tionskorn ergeben. Das Blech kann dann abgeschreckt, gereckt und gealtert werden.

Knetprodukte wie Grob- und Feinblech sowie Schmiedeteile bilden erfindungsgemäß einen Festkörper-Präzipitat entlang der (100)- Ebenen. Das Präzipitat ist plättchenartig bei einem Durchmesser im Bereich von ca. 50 bis 100 Angstrom und einer Dicke von 4 bis 20 Angstrom; es enthält im wesentlichen Kupfer oder Kupfer- Magnesium, d. h. es ist kupfer- bzw. kupfer-magnesiumreich. Diese Präziptate werden generell als GP-Zonen bezeichnet und sind in dem Aufsatz "The Early Stages of Gew.-% Zone Formation in Naturally Aged Al-4 Wt Pct Cu Alloys" von R. J. Rioja und D. E. Laughlin in Metallurgical Transactions A, Vol. 8A, August 1977, S. 1257-61m, beschrieben. Vermutlich wird die Absonderung von GP-Zonen durch den Mg- und Zn-Zusatz verursacht, die die Löslichkeit von Cu in der Al-Matrix verringern. Weiterhin regen vermutlich Mg und Zn die Keimbildung dieses metastabilen Verfe stigungspräzipatats an. Die numerische Dichte der Präzipitate in den (100)-Ebenen pro Kubikzentimeter liegt im Bereich von 1·10¹⁵ bis 1·10¹⁷ bevorzugt mehr als 1·10¹⁵ bis 5·10¹⁶. Diese Präzipitate unterstützen die Ausbildung hoher Festigkei ten ohne Verlust an Bruchzähigkeit insbesondere bei kürzerer Alterung (bspw. 15 Std. bei 177°C (350°F)) für die ungereckten Produkte.

Strangpreßlinge und Schmiedestücke werden typisch durch Heißbe arbeitung bei Temperaturen im Bereich von 316 bis 538°C (600 bis 1000°F) - in Grenzen abhängig von den gewünschten Eigen schaften und Feinstgefügen - hergestellt.

Die folgenden Beispiele sollen die Erfindung weiter erläutern.

Beispiel 1

Zum Vergleich wurde eine Al-Legierung mit (in Gew.-%) 2,4 Li, 2,7 Cu, 0,12 Zr, Rest im wesentlichen Al und Verunreinigungen (AA2090), zu einem zum Walzen geeigneten Barren vergossen, der im einem Ofen bei 510°C (950°F) für 8 Std. homogenisiert, dann 24 Std. bei 538°C (1000°F) vorgehalten und luftgekühlt wurde. Der Barren wurde dann in einem Ofen 30 min bei 524°C (975°F) behandelt und zu 101 mm (4 in.) Dicke gewalzt, 30 min bei 524°C (975°F) vorgehalten und weiter zu einem 38 mm (1,5 in.) und 13 mm (0,5 in.) dicken Grobblech ausgewalzt. Vor dem Lösungs glühen wurde das Blech 24 Std. in einem Ofen bei 427°C (800°F) geglüht, gefolgt von einer Lösungsbehandlung von 2 Std, bei 549°C (1020°F) und einem Abschrecken unter einem stetigen Wasser sprühstrahl bei einer Wassertemperatur von 22°C (72°F). Das Blech wurde in der Walzrichtung bei einer permanenten Formän derung von 6% gereckt. Auf das Recken folgte eine künstliche Alterung von 24 Std. bei 163°C (325°F). Die Festigkeit wurde nach ASTM B-557 bestimmt. Die Proben hierfür waren in Längs richtung 1,63 mm (0,064 in.) dick. Die Bruchzähigkeitsmeßwerte wurden unter Verwendung kompakter Zug-Bruch-Zähigkeit-Proben gem. ASTM E-399 und B645 erhalten. Die Tabelle I zeigt die erhaltenen mechanischen Werte. Sämtliche in der Tab. I ange gebenen Eigenschaften wurden am 12,7-mm-Blech (0,5 in.) er halten, mit Ausnahme der Eigenschaften in der kurzen Querrich tung, die an 38,1-mm-dickem Blech (1,5 in.) aufgenommen wurden. Die Festigkeit in der Blechmitte (Dicke/2 = T/2) ist erheblich höher als die an der Blechoberfläche (Dicke/10 = T/10) oder auf der Hälfte zwischen der Oberfläche und der Mitte (Dicke/4 = T/4).

Die Röntgen-Polfiguren des 12,7-mm-Blechs zeigen das Vorliegen eines gutausgebildeten Walzgefüges. Weiterhin besteht ein er heblicher Festigkeitsunterschied zwischen der Längs- und der kurzen Querrichtung und ist die Bruchzähigkeit in der kurzen Querrichtung niedrig. Diese mangelhafte Gleichförmigkeit der mechanischen Eigenschaften inverschiedenen Richtungen hat dazu geführt, daß eine Anzahl von Al-Li-Produkte für gewerbliche Zwecke nicht angenommen worden sind.

Tabelle I

Beispiel II

Zum Vergleich wurde eine Al-Legierung mit (in Gew.-%) 2,2 Li, 2,7 Cu, 0,11 Zr (AA 2090), Rest im wesentlichen Al und Verun reinigungen zu einem walzfähigen Barren vergossen und dieser in einem Ofen 8 Std. bei 510°C (950°F) homogenisiert, sofort ge folgt von 24 Std. Vorhalten bei 538°C (1000°F) und einem Küh len an Luft. Sodann wurde der Barren in einem Ofen 30 min bei 454°C (850°F) vorgehalten und zu einer 76,2 mm (3 in.) dicken Bramme ausgewalzt, die zur Rekristallisierung 8 Std. bei 538°C (1000°F) vorgehalten und dann zu 38,1 mm (1,5 in.) Dicke heiß ausgewalzt wurde. Vor dem Lösungsglühen wurde das Blech 24 Std. in einem Ofen bei 427°C (800°F) geglüht, gefolgt von einem 2 stündigen Lösungsglühen bei 549°C (1020°F) und einem Abschrec ken unter einem stetigen Wassersprühstrahl einer Temperatur von 22°C (72°F). Das Blech wurde in der Walzrichtung bei einer Dauerverformung von 6% gereckt, gefolgt von einer 24stündigen künstlichen Alterung bei 163°C (325°F). Die Festigkeitseigen schaften wurden gem. ASTM B-557 bestimmt. Die Proben für die Zugfestigkeit über die Dicke waren in Längsrichtung 1,63 mm (0,064 in.) dick. Die Meßwerte für die Bruchzähigkeit wurden an kompakten Zug-Bruch-Zähigkeit-Proben gem. ASTM E-399 und B-645 aufgenommen. Die Ergebnisse sind in der Tabelle II gezeigt. Wie ersichtlich, ist der Unterschied der Längs-Festigkeit über die Blechdicke nicht so hoch wie im vorgehenden Beispiel; d. h., die Festigkeit in der Blechmitte (Dicke/2 = T/2) ist etwa gleich der an der Oberfläche (Dicke/10 = T/10) oder bei der Hälfte zwischen der Oberfläche und der Mitte (Dicke/4 = T/4).

Die Röntgen-Polfiguren des Blechs zeigen, daß die Walztextur nicht so ausgeprägt war wie im Beispiel I. Trotz der besseren Gleichförmigkeit der Festigkeit über die Dicke ist in der Tabelle II die Bruchzähigkeit in der kurzen Querrichtung immer noch niedrig.

Tabelle II

Beispiel III

Eine erfindungsgemäße Al-Legierung mit (in Gew.-%) 2,0 Li, 2,5 Cu, 1,0 Zn, 0,3 Mg, 0,4 Mn, 0,02 Zr, Rest im wesentlichen Al und Verunreinigungen, wurde zu einem walzfähigen Barren ver gossen, der in einem Ofen 8 Std. bei 510 °C (950°F) homogeni siert und dann sofort 24 Std. bei 538°C (1000°F) vorgehalten und luftgekühlt wurde. Der Barren wurde dann in einem Ofen 30 min bei 482°C (900°F) vorgewärmt und zu einer Dicke von 81,3 mm (3,5 in.) heiß ausgewalzt und das Walzstück zum Rekristal lisieren 4 Std. auf 538°C (1000°F) gehalten und zu einem Grob blech von 38,1 mm (1,5 in.) Dicke heiß ausgewalzt. Sodann wurde das Blech 2 Std. bei 549°C (1020°F) lösungsgeglüht und in einem stetigen Wassersprühstrahl von 11°C (72°F) Wassertempe ratur abgeschreckt. Nach einem Tag natürlicher Alterung wurde das Blech in der Walzrichtung bei einer dauerhaften Verformung von 6% gereckt, gefolgt von einem 36stündigen künstlichen Al tern bei 154°C (310°F). Die Zugeigenschaften wurden gem. ASTM B-557 bestimmt. Die Proben für die Zugfestigkeit über die Dicke waren in Längsrichtung 1,63 mm (0,064 in.) dick. Die Bruchzä higkeitsmeßwerte wurden an kompakten Zug-Bruchzähigkeit-Proben gem. AStM E-399 und B-645 aufgenommen. Die Ergebnisse zeigt die Tabelle III. Es wird darauf hingewiesen, daß der erhebliche Unterschied der Längsfestigkeit über die Blechdicke, der sich im Beispiel I ergeben hatte, nun wesentlich geringer ist; d. h. die Festigkeit in der Mitte des Blechdicke (Dicke/2) entspricht etwa der auf der Hälfte der Dicke zwischen der Oberfläche und der Mitte (Dicke/4 = T/4).

Die Röntgen-Polfiguren enthalten keinen Hinweis auf ein ausge prägtes Walzgefüge. Es wird weiterhin daruf hingewiesen, daß die Bruchzähgikeit in der kurzen Querrichtung erheblich höher ist als in den beiden vorgehenden Beispielen.

Tabelle III

Beispiel IV

Es wurde eine erfindungsgemäße Al-Legierung mit (in Gew.-%) 2,0 Li, 2,7 Cu, 0,08 Zr, 0,3 Mg, 1,0 Zn, 0,4 Mn, 0,01 V, Rest im wesentlichen Al und Verunreinigungen, zu einem zu einem Blech produkt walzfähigen Barren vergossen. Der Barren wurde in einem Ofen 8 Std. bei 510°C (950°F) homogenisiert, sofort gefolgt von einem 24stündigen Vorhalten bei 538°C (1000°F) und einem Kühlen an Luft. Der Barren wurde dann in einem Ofen 30 min bei 524°C (975°F) vorgewärmt und zu 88,9 mm (3,5 in.) Dicke aus gewalzt; das Walzprodukt wurde zum Rekristallisieren 2 Std. auf 524°C (975°F) gehalten und dann zu einem Blech von 4,11 mm (0,162 in.) dicke heiß ausgewalzt, das 2 Std. auf 454°C (850°F) geglüht und im Ofen auf 204°C (400°F) gekühlt wurde. Das Blech wurde dann auf 2,29 mm (0,090 in.) Dicke kalt aus gewalzt und 30 min auf 538°C (1000°F) lösungsgeglüht. Das Ab schrecken erfolgte durch Untertauchen in Wasser bei Zimmertem peratur.

Nach dem Abschrecken wurde das Blech 2% kaltgewalzt und in der Walzrichtung 2% gereckt, gefolgt von einer 22stündigen künstlichen Alterung auf 154°C (310°F). Die Zugeigenschaften wurden nach ASTM B-557 bestimmt. Die Bruchzähigkeit wurde an Proben der Abmessungen 2,29 mm×406,4 mm×1117,6 mm (0,090×16×44 in.) mit einem mittigen Ermüdungsriß gem. ASTM B-646 und E-561 ermittelt. Die Ergebnisse der Messungen sind in der Tabelle VII zusammengefaßt. Die Fig. 1 zeigt das Verfestigungs verhalten beim Altern bei 154°C (310°F).

Die Fig. 2 zeigt das rekristallisierte Feinstgefüge des Blechs nach der oben erläuterten Herstellungsweise.

Tabelle VII

Wie sich aus der Tabelle ergibt, besteht auch bei einem Blech produkt kaum ein Unterschied zwischen den Festigkeiten in Längs- und in 45°-Richtung. Bei herkömmlichen Herstellungsver fahren treten weitaus größere Unterschiede auf. Wie also zu ersehen ist, erhält man erfindungsgemäß sehr gleichmäßige Eigenschaften.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung Iithiumhaltiger Al-Flachwalzpro dukte mit verbesserter Zähigkeit bei Grob- und verbesserter An isotropie bei Feinblech, dadurch gekennzeichnet, daß man

a) einen Körper aus eine Aluminiumlegierung aus 0,2 bis 5,0 Gew.-% Li, 0,05 bis 6,0 Gew.-% Mg, min. 2,45 Gew.-% Cu, 0,1 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,05 bis 6,0 Gew.-% Zn, max. 0,5 Gew.-% Fe, max. 0,5 Gew.-% Si, mindestens einem der Elemente Cr, V, Hf, Zr, Ti, Sc und Ce, Rest Al und Zufallsverunreinigungen vor sieht, wobei Cr, V, Zr, Ti und Sc im Bereich von 0,01 bis 0,2 Gew.-% Hf zu bis zu 0,6 Gew.-% und Ce im Bereich von 0,01 bis 0,5 Gew.-% und Mg und Zn in einem Verhältnis im Bereich von 0,1 bis weniger als 1 vorliegen,
b) den Körper auf eine Temperatur für mindestens eine Niedertemperatur-Bearbeitung bzw. -Umformung bringt, um ihm in einen für die Rekristallisierung geeigneten Zustand zu bringen,
c) den Körper mindestens einer kontrollierten Niedertem peratur-Heißbearbeitung bzw. -Umformung unterzieht, um ein Zwi schenprodukt herzustellen,
d) das Zwischenprodukt rekristallisiert,
e) das rekristallisierte Produkt eine Heißbearbeitung bzw. -Umformung unterzieht und
f) das rekristallisierte und heiß bearbeitete bzw. -umge formte Produkt lösungsglüht, abschreckt und altert zu einem Produkt, dessen metallurgisches Gefüge allgemein frei ist von einer intensiven Bearbeitung bzw. Umformung entsprechenden Textureigenschaften und das die verbesserten Eigenschaften aufweist.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß im Schritt (c) die Heißbearbeitung bzw. -umformung eine Folge von kontrollierter Niedertemperatur-Heißbearbeitungs- bzw. -umfor mungsschritten aufweist.

3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Folge mindestens zwei Niedertemperatur-Heißbearbeitungs- bzw. -umformungsschritte aufweist.

4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß man den ersten Niedertemperatur-Bearbeitungs bzw. -umformungs schritt bei einer höheren Temperatur als den zweiten Niedertem peratur-Bearbeitungs- bzw. -umformungsschritt ausführt.

5. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet daß die Folge drei Schritte der Niedertemperatur-Heißbearbeitung bzw. -umformung aufweist.

6. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß man einen der Folge von Niedertemperatur-Heißbearbeitungs bzw. -umformungsschritten bei einer Temperatur im Bereich von 352 bis 496°C (665 bis 925°F) durchführt.

7. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß man einen der Folge von Niedertemperatur-Heißbearbeitungs bzw. -umformungsschritten bei einer Temperatur im Bereich von 260 bis 371°C (500 bis 700°F) durchführt.

8. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß man einen der Folge von Niedertemperatur-Heißbearbeitungs- bzw. -umformungsschritten bei einer Temperatur im Bereich von 177 bis 260°C (350 bis 500°F) durchführt.

9. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß zweiNiedertemperatur-Heißbearbeitungs-bzw. -umformungsschritte vorgesehen sind, von denen man einen bei einer Temperatur im Bereich von 352 bis 496°C (665 bis 925°F) und den anderen bei einer Temperatur im Bereich von 177 bis 343°C (350 bis 650°F) durchführt.

10. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß drei Niedertemperatur-Heißbearbeitungs-bzw. -umformungsschritte vorgesehen sind, von denen man einen bei einer Temperatur im Bereich von 352 bis 496°C (665 bis 925° F), einen zweiten bei einer Temperatur im Bereich von 260 bis 371°C (500 bis 700° F) und den dritten bei einer Temperatur im Bereich von 177 bis 260°C (350 bis 500°F) durchführt.

11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß der Heißtemperaturschritt der Folge von Niedertemperatur- Heißbearbeitungsschritten zuerst ausgeführt wird.

12. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß der Niedertemperaturschritt der Folge von Niedertemperatur- Heißbearbeitungsschritten zuletzt ausgeführt wird.

13. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß man im Schritt (b) den Körper auf eine Temperatur im Bereich von 316 bis 482°C (600 bis 900°F) erwärmt.

14. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß man im Schritt (b) den Körper auf eine Temperatur im Bereich von 371 bis 482°C (700 bis 900° F) erwärmt.

15. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß man den Körper vor dem Erwärmen nach Anspruch 1(b) homogenisiert.

16. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet daß man bei einer Temperatur im Bereich von 482 bis 560°C (900 bis 1040°F) rekristallisiert.

17. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet daß man bei einer Temperatur im Bereich von 527 bis 549°C (980 bis 1020° F) rekristallisiert.

18. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß man das Zwischenprodukt mindestens teilweise rekristallisiert.

19. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß man die Heißbearbeitung bzw. -umformung des rekristallisierten Produkts bei einer Temperatur im Bereich von 482 bis 560°C (900 bis 1040°F) durchführt.

20. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß man die Heißbearbeitung bzw. -umformung des rekristallisierten Produkts bei einer Temperatur im Bereich von 510 bis 549°C (950 bis 1020°F) durchführt.

21. Verfahren nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch ein Lösungsglühen bei einer Temperatur im Bereich von 482 bis 566°C (900 bis 1050°F).

22. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß man das rekristallisierte und heißbearbeitete Produkt bei einer Temperatur im Bereich von 66 bis 204°C (150 bis 400°F) künstlich altert.

23. Verfahren nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet, daß es sich bei dem Zwischenprodukt um ein Flachwalzprodukt der 1,5- bis 15-fachen Dicke des endgültigen Produkts handelt.

24. Legierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch 1,5 bis 3,0 Gew.-% Li, 0,2 bis 2,5 Gew.-% Mg, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Zn, 2,55 bis 2,90 Gew.-% Cu und 0,1 bis 0,8 Gew.-% Mn.

25. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Körper ein Barren ist und der eine in der Folge von Niedertem peratur-Heißbearbeitungs- bzw. -umformschritten die Dicke des Barrens um 5 bis 25% reduziert.

26. Al-Legierung für Knetprodukte mit Festigkeit und Bruch zähigkeit in Kombination, gekennzeichnet durch 1,8 bis 2,5 Gew.-% Li, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Mg, 2,5 bis 2,9 Gew.-% Cu, 0,1 bis 0,7 Gew.-% Mn, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Zn, max. 0,5 Gew.-% Fe, max. 0,5 Gew.-% Si, Rest Al und Zufallsverunreinigungen.

27. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Körper ein Barren ist und ein Schritt in der Schrittfolge die Dicke um 20 bis 40% der Dicke des Ausgangsmaterials reduziert.

28. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Körper ein Barren ist und der dritte Schritt in der Schrittfolge die Dicke um 20 bis 30% der Dicke des Ausgangsmaterials reduziert.

29. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß es sich bei dem rekristallisierten und heißbearbeiteten Produkt um ein in wesentlichen nicht rekristallisiertes Produkt handelt.

30. Verfahren nach Anspruch 29, dadurch gekennzeichnet, daß es sich bei dem rekristallisierten und heißbearbeiteten Produkt um ein rekristallisiertes Produkt handelt.

31. Verfahren zur Herstellung lithiumhaltiger Al-Flachwalz produkte mit verbesserter Zähigkeit bei Grob- und verbesserter Anisotropie bei Feinblech, dadurch gekennzeichnet, daß man

a) einen Körper aus eine Aluminiumlegierung aus 1,5 bis 3,0 Gew.-% Li, 0,2 bis 2,5 Gew.-% Mg, min. 2,55 bis 2,90 Gew.- % Cu, 0,1 bis 0,8 Gew.-% Mn, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Zn, max. 0,5 Gew.-% Fe, max. 0,5 Gew.-% Si, mindestens einem der Elemente Cr, V, Hf, Zr, Ti, Sc und Ce, Rest Al, Elemente und Zufalls verunreinigungen vorsieht, wobei Cr, V, Zr, Ti, Zn und Sc im Bereich von 0,01 bis 0,2 Gew.-% Hf zu bis zu 0,6 Gew.-% und Ce im Bereich von 0,01 bis 0,5 Gew.-% und Mg und Zn in einem Verhältnis im Bereich von 0,1 bis weniger als 1 vorliegen,
b) den Körper auf eine Temperatur im Bereich von 371 bis 482°C (700 bis 900°F) für mindestens eine Niedertemperatur- Bearbeitung bzw. -Umformung bringt, um ihm in einen für die Rekristallisierung geeigneten Zustand zu bringen,
c) den Körper mindestens zwei kontrollierten Niedertem peratur-Heißwalzschritten unterzieht, von denen der erste bei einer höheren Temperatur als der zweite Niedertemperatur-Bear beitungsschritt durchgeführt wird, um ein Flachwalz-Zwischen produkt mit der 1,5- bis 15fachen Dicke des Endprodukts her zustellen,
d) das Zwischenprodukt bei einer Temperatur im Bereich von 482 bis 560°C (900 bis 1040°F) rekristallisiert,
e) das rekristallisierte Produkt beginnend mit einer Temperatur von 482°C (900° F) und unter 560°C (1040° F) heiß auf die endgültige Dicke auswalzt,
f) das Endprodukt lösungsglüht und abschreckt und
g) zu einem Endprodukt mit den verbesserten Eigenschaften altert.

32. Verfahren nach Anspruch 31, dadurch gekennzeichnet, daß das Endprodukt weniger als 0,08 Gew.-% Zr enthält und rekri stallisiert ist.

33. Verfahren nach Anspruch 31, dadurch gekennzeichnet, daß man die erste Niedertemperatur-Heißbearbeitung bei einer Tem peratur im Bereich von 260 bis 454°C (500 bis 850° F) durch führt.

34. Verfahren nach Anspruch 31, dadurch gekennzeichnet, daß man die zweite Niedertemperatur-Heißbearbeitung bei einer Tem peratur im Bereich von 204 bis 260°C (400 bis 500° F) durch führt.

35. Verfahren zur Herstellung lithiumhaltiger Al-Flachwalz produkte mit verbesserter Zähigkeit bei Grob- und verbesserter Anisotropie bei Feinblech, dadurch gekennzeichnet, daß man

a) einen Körper aus eine Aluminiumlegierung aus 0,2 bis 5,0 Gew.-% Li, 0,05 bis 6,0 Gew.-% Mg, min. 2,45 Gew.-% Cu, 0,1 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,05 bis 6,0 Gew.-% Zn, max. 0,5 Gew.-% Fe, max. 0,5 Gew.-% Si, mindestens einem der Elemente Cr, V, Hf, Zr, Ti, Sc und Ce, Rest Al und Zufallsverunreinigungen vor sieht, wobei Cr, V, Zr, Ti und Sc im Bereich von 0,01 bis 0,2 Gew.-% Hf zu bis zu 0,6 Gew.-% und Ce im Bereich von 0,01 bis 0,5 Gew.-% und Mg und Zn in einem Verhältnis im Bereich von 0,1 bis weniger als 1 vorliegen,
b) den Körper auf eine Temperatur für mindestens eine Niedertemperatur-Bearbeitung bzw. -Umformung bringt, um ihm in einen für die Rekristallisierung geeigneten Zustand zu bringen,
c) den Körper mindestens einer kontrollierten Niedertem peratur-Heißbearbeitung bzw. -Umformung unterzieht, um ein Zwi schenprodukt herzustellen,
d) das Zwischenprodukt rekristallisiert,
e) das rekristallisierte Produkt kaltwälzt und
f) das Produkt nach dem Kaltwalzen Lösungsglüht, ab schreckt und altert zu einem Produkt, dessen metallurgisches Gefüge allgemein frei ist von einer intensiven Bearbeitung bzw. Umformung entsprechenden Textureigenschaften und das die ver besserten Eigenschaften aufweist.

36. Verfahren nach Anspruch 35, dadurch gekennzeichnet, daß man das Produkt beim Kaltwalzen zwischenglüht.

37. Verfahren nach Anspruch 35, dadurch gekennzeichnet, daß man das Produkt nach dem Kaltwalzen kontrolliert glüht, wobei man die Temperatur mit 1 bis 111°C/Std. (2 bis 200°F/Std.) von ca. 399 bis 510°C (750 bis 950°F) erhöht.

38. Al-Legierungs-Flachwalzprodukt mit verbesserter Zähigkeit bei Grob- und verbesserter Anisotropie bei Feinblech, gekennzeichnet durch 0,2 bis 5,0 Gew.-% Li, 0,05 bis 6,0 Gew.-% Mg, min. 2,45 Gew.-% Cu, 0,1 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,05 bis 6,0 Gew.-% Zn, max. 0,5 Gew.-% Fe, max. 0,5 Gew.-% Si, mindestens eines der Elemente Cr, V, Hf, Zr, Ti, Sc und Ce, Rest Al und Zufallsverunreinigungen, wobei Cr, V, Zr, Ti und Sc im Bereich von 0,01 bis 0,2 Gew.-% Hf zu bis zu 0,6 Gew.-% und Ce im Bereich von 0,01 bis 0,5 Gew.-% und Mg und Zn in einem Ver hältnis im Bereich von 0,1 bis weniger als 1 vorliegen, wobei das Produkt im gealterten Zustand die verbesserten Eigenschaften aufweist.

39. Produkt nach Anspruch 38, gekennzeichnet durch 0,2 bis 2,0 Gew.-% Mg.

40. Produkt nach Anspruch 38, gekennzeichnet durch 0,2 bis 2,0 Gew.-% Zn.

41. Produkt nach Anspruch 38, gekennzeichnet, durch 1,5 bis 3,0 Gew.-% Li, 0,2 bis 2,5 Gew.-% Mg, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Zn, 2,55 bis 2,90 Gew.-% Cu und 0,1 bis 0,8 Gew.-% Mn.

42. Produkt nach Anspruch 38, dadurch gekennzeichnet, daß das Knetprodukt ein im wesentlichen nicht rekristallisiertes Gefüge hat, dem die Textureigenschaften einer intensiven Bearbeitung bzw. Umformung fehlen.

43. Al-Legierungs-Knetprodukt mit der Fähigkeit, nach einer Niedertemperatur-Heißbearbeitung bzw. -Umformung ein rekri stallisiertes Zwischenprodukt zu bilden, wobei das Knetprodukt nach dem Lösungsglühen ein im wesentlichen nicht rekristalli siertes Gefüge besitzt, gekennzeichnet durch 0,2 bis 5,0 Gew.-% Li, 0,05 bis 2,0 Gew.-% Mg, min. 2,45 Gew.-% Cu, 0,1 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,05 bis 2,0 Gew.-% Zn, max. 0,5 Gew.-% Fe, max. 0,5 Gew.-% Si, mindestens eines der Elemente Cr, V, Hf, Zr, Ti, Sc und Ce, Rest Al und Zufallselemente und Verunreinigungen, wobei Cr, V, Zr, Ti und Sc im Bereich von 0,01 bis 0,2 Gew.-% Hf zu bis zu 0,6 Gew.-% und Ce im Bereich von 0,01 bis 0,5 Gew.-% und Mg und Zn in einem Verhältnis im Bereich von 0,1 bis weni ger als 1 vorliegen, wobei das Produkt im gealterten Zustand die verbesserte Zähigkeit für Grob- und die verbessert Anisotropie für Feinblech aufweist.

44. Al-Legierungs-Knetprodukt mit der Fähigkeit, nach einer Niedertemperatur-Heißbearbeitung bzw. -Umformung ein rekri stallisiertes Zwischenprodukt zu bilden, wobei das Knetprodukt nach der Heißbearbeitung und dem Lösungsglühen ein im wesentli chen nicht rekristallisiertes Gefüge besitzt, gekennzeichnet durch 1,8 bis 2,5 Gew.-% Li, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Mg, 2,5 bis 2,9 Gew.-% Cu, 0,1 bis 0,8 Gew.-% Mn, max. 0,10 Gew.-% Zr, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Zn, max. 0,5 Gew.-% Fe, max. 0,5 Gew.-% Si, Rest im wesentlichen Al, Zufallselemente und Verunreinigungen, wobei Mg und Zn in einem Verhältnis im Bereich von 0,1 bis weniger als 1 gehalten sind und wobei das Produkt im gealterten Zustand die verbesserte Zähigkeit für Grob- und die verbessert Anisotropie für Feinblech aufweist.

45. Produkt nach Anspruch 38, gekennzeichnet durch ein Mg/Zn- Verhältnis von 0,2 bis 0,9.

46. Produkt nach Anspruch 38, gekennzeichnet durch ein Mg/Zn- Verhältnis von 0,3 bis 0,8.