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Verfahren zur Veredelung von hochprozentigen Magnesiumlegierungen
Gegenstand der nachstehend beschriebenen Erfindung ist die Veredelung von Magn.esiumlegierungen,
bestehend in der Erzielung höherer Festigkeiten und Dehnung sowie in der Härtung-
derartiger Legierungen.
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Es wurde gefunden, daß die an sich bereits bekannten Legierungen mit
7 bis 20 Aluminium oder 3 bis 20% Zink oder zugleich mit Aluminium und Zink, so
daß. deren Summe 3 bis 20% ausmacht, veredelungsfähig sind. Während die Veredelbarkeit
zwar an diesem Gehalt gebunden ist, kann- man doch je nach den gewünschten mechanischen
Eigenschaften der Enderzeugnisse noch Silicium oder Metalle, wie z. B. Calcium,
Beryllium, Mangan, Nickel, Cadmium usw., zufügen, immer jedoch mit der Maßgabe,
daß mindestens 7 % Aluminium bzw. 30/0 Zink bzw. Aluminium und Zink gleichzeitig,
wobei deren Summe mindestens 3% beträgt, vorhanden sind, und daß die Summe aller
Nichtinagnesiumbestandteile nicht mehr als 20% ausmacht.
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Die Veredelungsfähigkeit dieser Legierungen beruht, wie gefunden wurde,
darauf, daß der Erstarrungsvorgang derartiger Legierungen bei der gewöhnlichen technischen
Herstellungsweise durch Gießen in Blöcke oder Barren abnormal verläuft. Entsprechend
dem Zustandsdiagramm müßte eine Legierung mit beispielsweise 12% Al und 88% Mg nach
dem Erstarren aus einer einzigen Kristallart, nämlich gesättigten Mischkristallen,
bestehen, aus der sich bei weiterer Abkühlung allmählich" so viel einer aluminiumreicheren
Verbindung ausscheidet, daß die bei 2o° beständige Konzentration von 7 % Aluminium
in den Mischkristallen erreicht wird. Tatsächlich verläuft jedoch die Erstarrung
anders. Nach Abkühlung unter die Soliduskurve ist in keinem Falle ein einheitlicher
Stoff, bestehend aus dem erwarteten Mischkristall, vorhanden, sondern stets ein
Gemenge von ungesättigtem Mischkristall und ihn umgebenden erheblichen Mengen der
zuletzt erstarrten Mutterlauge. Wird eine solche Legierung verarbeitet, z. 1r auf
Strangpressen verpreßt, so ist das Enderzeugnis bezüglich seiner Festigkeitseigenschaften
inhomogen. Auch die Behandlung solcher gepreßten Metalle nach an sich bekannten
Vergütungsmethoden beseitigt, wie sich gezeigt hat, diese Inhomogenität nicht. So
ergab z. B. eine gepreßte Flachstange aus der Legierung mit r 2 % A1 nach einer
Wärmebehandlung, bestehend in Glühen bei ¢2o und Abschrecken, an ein und demselben
Stück Zugfestigkeitswerte, die zwischen 32,3 kg/qmm bei 8,¢% Dehnung und 2r,5kg/qmm
bei r,6o/o Dehnung schwankten.
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Es wurde nun die überraschende Feststellung gemacht, daß es durch
eine Wärmebehandlung gelingt, ein homogenes Erzeugnis zu erzielen, und zwar dadurch,
daß man die völlig erstarrten Gußblöcke vor ihrer weiteren Verarbeitung einer Glühbehandlung
bei mindestens 300° C unterwirft, wodurch die
Legierungen in homogene
feste Lösungen übergeführt werden, die bei gewöhnlicher Temperatur übersättigt sind.
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Zu diesem Zwecke kann man auf zweierlei Weise vorgehen: Entweder in
der Art, daß man die Metallformen mit den eingegossenen Barren unmittelbar nach
dem Gießen in Öfen bringt, in denen die Abkühlung stark verlangsamt wird, derart,
daß das Metall mindestens 3 Stunden lang bei Temperaturen unterhalb des Soliduspunktes,
aber oberhalb 3oo° C verbleibt.
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Oder aber derart, daß man beim Guß der Barren zunächst durch möglichst
schnelle Wärmeentziehung die Korngröße der primären Magnesiumkristalle möglichst
klein hält, worauf dann bereits eine kurze Glühung, unter Umständen schon die einmalige
Erwärmung des Blockes zum Zwecke der Warmverarbeitung genügt, um die Homogenisierung
durch Diffusion herbeizuführen. Das Abschrecken kann in bekannter Weise, beispielsweise
durch Benutzung besonders gut wärmeleitender Kokillen oder durch besondere Kühlung
der Kokillen, durchgeführt werden.
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Bemerkt sei, daß man auch die normal vergossenen und völlig erkalteten
Blöcke in besonderen Öfen durch längeres Glühen bei Temperaturen oberhalb 300° homogen
machen kann. Da das Kristallgefüge beim normalen Vergießen ziemlich grob ausfällt,
nimmt diese Behandlung fast stets beträchtliche Dauer in Anspruch, so daß sie sich
aus praktischen Gründen weniger empfiehlt.
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Bei der gekennzeichneten Behandlung der Gußblöcke werden die Mischkristalle
durch Diffusion vollkommen gesättigt, und der Aluminium- bzw. Zinkanteil, welcher
bei gewöhnlicher Temperatur nicht mehr gelöst sein kann, wird beim Abkühlen der
homogenisierten Blöcke in sehr feiner Verteilung ausgeschieden. Dies bringt noch
den weiteren Vorteil mit sich, daß die Glühdauer auch bei einer nochmaligen Veredelung
der Endprodukte wesentlich herabgesetzt werden kann.
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Bei der Herstellung von Formgußstücken aus vorbezeichneten Magnesiumlegierungen
liegen die Verhältnisse im allgemeinen so, daß die normalerweise in der Form (Sandform
z. B.) schneller als in Barren verlaufende Erstarrung bereits von vornherein zu
feinem 'Korn führt, so daß die Sättigung der Mischkristalle vollkommener ist. Haben
die Gußstücke große Wandstärke, so liegt es jedoch ebenfalls im Interesse der Erzielung
guter Festigkeitswerte, zur Erzielung der höchstmöglichen Konzentration der Mischkristalle
nachträglich die beschriebene Wärmebehandlung vorzunehmen. Weiter kann eine Veredelung
von geschmiedeten, gewalzten, gepreßten oder ähnlich verarbeiteten Magnesiumlegierungen
der angegebenen Zusammensetzung dadurch erzielt werden, daß aus- Gußblöcken, die
nach den eben beschriebenen Verfahren homogen gemacht worden sind, durch Schmieden,
Pressen öder Walzen hergestellte Erzeugnisse einem nochmaligen Glühen bei mindestens
300° unterworfen _ und hierauf abgeschreckt werden.
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Endlich können die durch mechanische Bearbeitungsvorgänge oder durch
Formguß aus den Legierungen gewonnenen Enderzeugnisse gehärtet werden, indem sie
bei Temperaturen unterhalb 3oo°, bei Formguß vorzugsweise bei Temperaturen von ioo
bis 3oo°, angelassen werden.
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In der Literatur (R e i n g 1 a ß , Chemische Technologie der Legierungen,
I 9I9, S. 12, Abs.3 und q.) ist bereits empfohlen worden, die Ausbildung eines Kristallgefüges
von homogener Zusammensetzung bei zu inhomogener Kristallisation neigenden Legierungen
dadurch zu erreichen, daß durch eine bereits während der Erstarrung einsetzende
Verzögerung der Abkühlung die Ausbildung von Inhomogenitäten im Kristallgefüge überhaupt
unterbunden wird. Rasche Erstarrung aus dem Schmelzfluß, etwa durch Abschrecken,
bewirke dagegen eine erhöhte Inhornogenität, die nur durch eine nachträgliche Glühung
wieder beseitigt werden könne. Im Gegensatz hierzu führt die verlangsamte Abkühlung
aus dem Erstarrungsgebiet bei Magnesiumlegierungen zu besonders stark ausgeprägter
Entmischung, während eine rasche Abkühlung gerade eine erhöhte Homogenität hervorruft,
welche dann durch das nach völlig beendeter Erstarrung- einsetzende Ausglühen nur
noch vervollstädigt wird. Aber auch die Maßnahme der künstlich verzögerten Abkühlung
zwecks Herbeiführung der Homogenisierung von Magnesiumlegierungen gemäß Anspruch
3 unterscheidet sich von dem bekannten Vorschlag dadurch, daß sie erst nach völlig
beendeter Erstarrung, also erst nach Unterschreitung des Soliduspunktes, nicht aber
während des Erstarrungsvorganges einsetzen darf, wenn nicht eine der beabsichtigten
gerade entgegengesetzte Wirkung erreicht werden soll.