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ANWENDUNGSGEBIET DER ERFINDUNG
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Die
vorliegende Erfindung betrifft eine Aluminium-Magnesium-Legierung mit einem
Magnesiumgehalt von 4,0 bis 5,6 in Gew.% in Form von Walzprodukten
und Extrudaten, besonders geeignet für die Verwendung als Feinbleche,
Grobbleche oder Extrudate in der Konstruktion von geschweißten oder
gefügten
Strukturen, wie zum Beispiel Container zur Aufbewahrung und Gefäße zum Zwecke
des Transportes auf See und an Land. Extrudate der Legierung der
Erfindung können
als Aussteifung in technischen Konstruktionen verwendet werden.
Die Erfindung betrifft auch ein Verfahren zur Herstellung der Legierung
der Erfindung.
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BESCHREIBUNG DES STANDES DER
TECHNIK
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Diese
Erfindung bezieht sich auf die Aluminiumknetlegierungsreihe mit
einer Registriernummer nach der Aluminium Association vom Februar
1997 unter „International
Alloy Designations and Chemical Composition Limits for Wrought Aluminum
and Wrought Aluminum Alloys".
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Theoretisch
kann Mg bis zu 1,8 in Gew.% in Aluminium-Magnesium-Legierungen bei Zimmertemperatur
in fester Lösung
erhalten werden. In der Praxis jedoch kann Mg bis zu 3,0 in Gew.%
in fester Lösung
erhalten werden. Als Folge ist das Ma gnesium in Aluminium-Magnesium-Legierungen
mit mehr als 3,5 in Gew.% in fester Lösung instabil und diese instabile
feste Lösung
führt zu
Korngrenzen, anodischen Ausfällungen
der intermetallischen Verbindung Al8Mg5, die wiederum den Werkstoff korrosionsanfällig macht.
Hauptsächlich
aus diesem Grund werden Werkstoffe der AA5454-Reihe im weichen Wärmebehandlungszustand
(O-Zustand) bei der Konstruktion von Gefäßen verwendet, die bei Temperaturen
von über
65°C eingesetzt
werden sollen. Bei Betriebstemperaturen unter 65°C werden gewöhnlich Werkstoffe der Reihe
AA5083 in weichem Wärmebehandlungszustand
verwendet. Werkstoffe aus der Reihe AA5083 sind bedeutend fester
als die aus der Reihe AA5454. Der Werkstoff der Reihe AA5083 ist
trotz höherer
Festigkeit wegen seiner schlechteren Korrosionsbeständigkeit
nur in den Anwendungsgebieten einsetzbar, wo eine langfristige Korrosionsbeständigkeit
beim Einsatz über
Raumtemperatur nicht benötigt
wird. Aufgrund der mit der Korrosion verbundenen Probleme werden
gegenwärtig
im allgemeinen Werkstoffe der Reihe AA5xxx mit einem Magnesium-Niveau
von nur bis zu 3,0 in Gew.% in den Anwendungen benutzt, die einen
Einsatz bei Temperaturen über
80°C benötigen. Diese Begrenzung
des Magnesium-Niveaus begrenzt wiederum die Festigkeit, die nach
dem Schweißen
erreicht werden kann und nachfolgend die erlaubte Werkstoffdicke,
die man zum Bau von Strukturen, wie zum Beispiel Straßentankwagen,
verwendet.
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Einige
Offenbarungen von Al-Mg-Legierungen in der Literatur des Stands
der Technik sind unten aufgeführt.
EP-A-799900 offenbart
eine Mg-Mn-Zn-Aluminium-Legierung des selben Typs, wo die Grundelemente Mg,
Mn und Zn in ähnlichen
Mengen wie in der vorliegenden Offenbarung vorhanden sind.
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US-A-4,238,233 offenbart
eine Aluminiumlegierung für
eine Plattierung mit ausgezeichneter Opferanodeneigenschaft und Erosions-Korrosionsbeständigkeit,
die im wesentlichen in Gew.% folgende Zusammensetzung hat: –
Zn | 0,3
bis 3,0% |
Mg | 0,2
bis 4,0% |
Mn | 0,3
bis 2,0% |
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Rest
Aluminium und unwesentliche Verunreinigungen und weitere, mit wenigstens
einem Element aus der Gruppe:
In | 0,005
bis 0,2% |
Sn | 0,01
bis 0,3 |
Bi | 0,01
bis 0,3% |
vorrausgesetzt, der Gesamtgehalt von In, Sn und
Bi beträgt
bis zu 0,3%.
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Diese
Offenbarung bezieht sich nicht auf das Anwendungsgebiet der geschweißten mechanischen Konstruktion.
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JP-A-05331587 offenbart
eine Aluminiumlegierung mit der chemischen Zusammensetzung von Mg
mit 2,0 bis 5,5% und 1 bis 300 ppm insgesamt, mit wenigstens einem
Element aus der Gruppe Pb, In, Sn, Ga und Ti, Rest Aluminium und
Verunreinigungen. Wahlweise können
weitere Elemente, wie zum Beispiel Cu, Zn, Mn, Cr, Zr, Ti als Legierungselemente
hinzugefügt
werden. Die geringe Beigabe von Pb, In, Sn, Ga und Ti soll die Adhäsion der
Plattierungsschicht verbessern. Auch bezieht sich diese Offenbarung
nicht auf das Anwendungsgebiet der geschweißten mechanischen Konstruktion.
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FR-A-2,329,758 offenbart
eine Aluminium-Magnesium-Legierung mit Mg im Bereich von 2 bis 8,5% und
zusätzlich
Cr in einem Bereich von 0,4 bis 1,0% als ein zwingendes Legierungselement.
Diese Offenbarung bezieht sich nicht auf das Anwendungsgebiet der
geschweißten
mechanischen Konstruktion.
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US-A-5,624,632 offenbart
ein Aluminiumlegierungsprodukt, das im wesentlichen zink- und lithiumfrei ist
und für
den Gebrauch eines schadenstoleranten Produkts für Luftfahrtanwendungen dient.
Die Patentanmeldungen
WO-A-00/26020 und
WO-A-99/42627 offenbaren ähnliche
Legierungen.
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ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
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Ein
Ziel der Erfindung ist es, eine Aluminium-Magnesium-Legierung in Form
eines gewalzten, eines extrudierten oder gezogenen Produkts zusammen
mit einer im Vergleich zur normalen AA5454-Legierung wesentlich
verbesserten langfristigen Korrosionsbeständigkeit nach dem Schweißen und
einer im Vergleich zur normalen AA5083-Legierung verbesserten Festigkeit
vorzusehen.
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Ein
weiteres Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, eine Aluminium-Legierung
in Form eines gewalzten, extrudierten oder gezogenen Produkts mit
einer im Vergleich zur normalen AA5083-Legierung wesentlich verbesserten Beständigkeit
gegen Abblättern
vorzusehen.
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Ein
anderes Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, eine Aluminium-Magnesium-Legierung
in Form eines gewalzten, extrudierten oder gezogenen Produkts vorzusehen,
die im Vergleich zu den normalen AA5083-Legierungen eine wesentlich
verbesserte Beständigkeit
gegen Abblättern
in einem nach dem Schweißen
sensibilisierten Zustand aufweist.
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Nach
der Erfindung ist ein Aluminium-Magnesium-Legierungsprodukt für geschweißte mechanische Konstruktionen
vorgesehen, vorzugsweise in gewalzter, extrudierter oder gezogener
Form mit einer Zusammensetzung wie in den Ansprüchen 1 oder 2 beschrieben.
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Durch
die Erfindung können
wir Aluminium-Magnesium-Legierungsprodukte in gewalzter oder extrudierter
Form mit einer im Vergleich zur normalen AA5454-Legierung wesentlich
verbesserten langfristigen Korrosionsbeständigkeit in sowohl weichem
Wärmebehandlungszustand
(O-Zustand) als auch kaltgehärtetem oder
kaltverfestigtem Wärmebehandlungszustand
(H-Zustand) vorsehen. Zusätzlich
haben sie im selben Wärmebehandlungszustand
eine im Vergleich zur normalen AA5083-Legierung verbesserte Festigkeit.
Darüber
hinaus hat man herausgefunden, dass die Legierungsprodukte der vorliegenden
Erfindung eine verbesserte langfristige Korrosionsbeständigkeit
gegen Abblättern
bei Temperaturen über
80°C, die
Höchsttemperatur beim
Einsatz der AA5083-Legierung, haben. Weiterhin hat man herausgefunden,
dass die Legierungsprodukte nach der Erfindung eine verbesserte
langfristige Korrosionsbeständigkeit
gegen Abblättern
haben, besonders wenn sie in einen sensibilisierten Zustand gebracht
werden.
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Die
Erfindung besteht auch aus einem Schweißstück mit mindestens einem geschweißten Grobblech (Platte)
oder einem Extrudat der oben genannten Legierung. Die Dehnfestigkeit
des Schweißstückes liegt
bevorzugt bei mindestens 140 MPa.
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Die
Erfindung beinhaltet auch die Verwendung der Aluminium-Legierung der Erfindung
als Schweißdraht
und wird bevorzugt als gezogener Draht vorgesehen.
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Man
nimmt an, dass die überraschend
verbesserten Eigenschaften, die mit der Erfindung einhergehen, durch
die sorgfältige
Auswahl der Kombination der Legierungselemente erreicht wer den.
Besonders das höhere
Festigkeitsniveau in sowohl kaltgehärteten oder kaltgefestigten
(H-Zustände)
als auch in weichen Wärmebehandlungszuständen (0-Zustände) wird
durch das Anheben der Mg und Mn-Niveaus und durch die Zugabe von
Zr erreicht. Die langfristige Korrosionsbeständigkeit bei höherem Mg-Niveau
wird durch Ausfällungen von
anodischen Mg- und/oder Zn-enthaltenden
Intermetallen innerhalb der Körnung
erreicht. Nach der Erfindung fand man heraus, dass die innere Ausfällung der
Körnung
durch die bewusste Zugabe von mindestens einem der folgenden Elemente
aus der Gruppe unterstützt
werden kann, bestehend aus: Bi 0,01 bis 0.1, Sn 0,03 bis 0,1, Sc
0,01 bis 0,5, Li 0,01 bis 0,5, Ce 0,01 bis 0,3 und Y 0,01 bis 0,3.
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Die
Ausfällung
von Mg- und/oder Zn-enthaltenden Intermetallen innerhalb der Körnung reduziert
effektiv den Volumenanteil der höchst
anodischen, binären
AIMg-Intermetalle mit Korngrenzenausfällung und sehen dadurch eine
bedeutende Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit der eingesetzten Aluminium-Legierungen
bei höheren
Mg-Niveaus vor. Darüber
hinaus verbessert die bewusste Beigabe der angegebenen Elemente
in den angegebenen Bereichen nicht nur die Kornausfällung anodischer
Intermetalle sondern unterbindet auch die Korngrenzenausfällung oder
unterbricht die Kontinuität
anodischer Intermetalle, die sonst gebildet werden können.
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Die
Gründe,
die Legierungselemente zu begrenzen, sind unten beschrieben. Alle
Prozentangaben der Zusammensetzung sind in Gew.-% angegeben.
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Mg:
Mg ist das Hauptelement zur Festigung in der Legierung. Mg-Niveaus
unter 3,5% erbringen nicht die benötigte Schweißfestigkeit
und wenn die Beigabe 6,0% übersteigt,
entstehen während
des Warmwalzens starke Risse. Das Mg-Niveau liegt im Be reich von
4,0 bis 5,6%, und bevorzugt im Bereich von 4,6 bis 5,6%.
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Mn:
Mn ist ein essentielles Zusatzelement. Mn liefert in Verbindung
mit dem Mg die Festigkeit für
die gewalzten Produkte und die Schweißverbindungen der Legierung.
Mn-Niveaus unter 0,4% können
nicht die nötige
Festigkeit für
die Schweißverbindungen
der Legierung liefern. Über
1,2% wird das Warmwalzen sehr schwierig. Der bevorzugte Bereich
für Mn
liegt zwischen 0,4 und 0,9%, und noch bevorzugter zwischen 0,6 bis 0,9%,
was einen Kompromiss zwischen Festigkeit und Herstellungsfreundlichkeit
darstellt.
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Zn:
Zn ist ein wichtiges Zusatzelement um der Legierung Korrosionsbeständigkeit
zu verleihen. Zink trägt
zusätzlich
auch in gewissem Maße
zur Festigkeit der Legierung in kaltgehärtetem Zustand bei. Unter 0,4%
liefert die Beigabe von Zn eine nicht so große intergranulare Korrosionsbeständigkeit
equivalent zu den AA5083-Legierungen mit einem Mg-Gehalt von mehr
als 5,0%. Bei Zn-Niveaus über
1,5% wird Gießen
und nachfolgendes Warmwalzen schwierig, besonders in der Großfabrikation.
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Das
Maximum für
das Zn-Niveau liegt bei 0,9%. Ein sehr geeigneter Bereich für das Zn
liegt zwischen 0,5 und 0,9%, als Kompromiss für mechanische Eigenschaften
sowohl vor als auch nach dem Schweißen und für die Korrosionsbeständigkeit
nach dem Schweißen.
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Zr:
Zr ist wichtig um eine reine kornverfeinerte Struktur in der Verschmelzungszone
von Schweißverbindungen
unter Verwendung der Legierung der Erfindung zu erreichen. Zr-Niveaus über 0,25%
resultieren gewöhnlich
in sehr groben nadelförmigen
Primärteilchen,
die die Herstellungsfreundlichkeit der Legierungen und die Formbarkeit
von gewalzten Produkten oder Extruda ten verringern. Das Minimum
von Zr liegt bei 0,05%, und um eine ausreichende Kornverfeinerung
zu liefern, wird Zr in einem bevorzugten Bereich zwischen 0,10 und
0,20% eingesetzt.
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Cr:
Cr verbessert die Korrosionsbeständigkeit
der Legierung. Dennoch begrenzt Cr die Löslichkeit von Mn und Zr. Deshalb
darf das Cr-Niveau 0,3% nicht übersteigen,
um die Bildung grober Primärteilchen
zu vermeiden. Ein bevorzugter Bereich für das Cr-Niveau liegt bei bis
zu 0,15%.
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Ti:
Ti ist ein wichtiges Element als Kornrefiner während der Verfestigung der
Barren und der Schweißverbindungen
unter Verwendung der Legierung der Erfindung. Jedoch bildet das
Ti in Verbindung mit Zr unerwünschte
grobe Primärteilchen.
Um dies zu verhindern darf das Ti-Niveau 0,2% nicht übersteigen
und der bevorzugte Ti-Bereich liegt nicht höher als 0,1%
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Fe:
Fe bildet Al-Fe-Mn-Verbindungen während des Gießens und
begrenzt so die aufgrund des Mn nützlichen Auswirkungen. Fe-Niveaus über 0,5%
bewirken eine Bildung von groben Primärpartikeln, die die Lebensdauer
von Schweißverbindungen
der Legierung der Erfindung verringern. Der bevorzugte Bereich von Eisen
liegt zwischen 0,15 und 0,35% und bevorzugter zwischen 0,20 und
0,30%.
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Si:
Si bildet Mg2Si, das praktisch unlöslich in
Aluminium-Magnesium-Legierungen
ist, die mehr als 4,4% Magnesium enthalten. Deshalb begrenzt Si
die nützlichen
Auswirkungen von Mg. Zudem verbindet sich Si mit Fe um grobe AlFeSi-Phasenpartikel
zu bilden, die die Lebensdauer von Schweißverbindungen von gewalzten
Legierungsprodukten oder Extrudaten beeinflussen können. Um
den Verlust von Mg als Hauptelement zur Festigung zu verhindern
muss das Si-Niveau unter 0,5% gehalten werden. Der bevorzugte Bereich
von Si liegt zwischen 0,07 und 0,25% und bevorzugter zwischen 0,10
und 0,20%.
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Cu:
Cu sollte nicht höher
als 0,4% sein, da Cu-Niveaus über
0,4% eine unakzeptable Verschlechterung der Lochkorrosion der Legierung
der Erfindung bewirken. Ein bevorzugtes Niveau für Cu ist nicht höher als 0,1%.
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Si:
Im Falle der bewussten Beigabe im niedrigen Bereich, zum Beispiel
0,005%, sondert sich Bi vorzugsweise an den Korngrenzen ab. Man
glaubt, dass diese Bi-Präsenz
an den Netzwerken der Korngrenzen die Ausfällung der Mg-enthaltenden Intermetalle
unterbindet. Bei einem Bi-Gehalt von über 0,1% verschlechtert sich
die Schweißbarkeit
der Aluminiumlegierung der vorliegenden Erfindung auf ein unzulässiges Niveau. Ein
Bereich für
die Bi-Beigabe liegt zwischen 0,01 und 0,1% und bevorzugter zwischen
0,01 und 0,05%.
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Man
sollte hier erwähnen,
dass nach dem Stand der Technik bekannt ist, dass geringe Beigaben
von Wismut, normalerweise 20 bis 220 ppm, den Aluminium-Magnesium-Legierungen
der Reihe der Knetlegierungen beigegeben werden kann, um dem schädlichen
Einfluss von Natrium bei den beim Warmwalzen entstehenden Rissen
entgegenzuwirken.
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Pb
und/oder Sn: Im Falle der Beigabe im niedrigen Bereich, zum Beispiel
0,01%, sondert sich Pb und/oder Sn vorzugsweise an den Korngrenzen
ab. Diese Pb und/oder Sn-Präsenz
an den Netzwerken der Korngrenzen unterbindet die Ausfällung der
Mg-enthaltenden
Intermetalle. Bei einem Pb- und/oder Sn-Gehalt von über 0,1%
verschlechtert sich die Schweißbarkeit
der Legierung der vorliegenden Erfindung auf ein unakzeptables Ni veau.
Ein Minimum für
Sn liegt bei 0,03%. Ein Maximum für Sn liegt bei 0.1%.
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Die
Elemente Li und Sc bilden entweder alleine oder in Kombination bei
einem Niveau von über
0,5% Mg-enthaltende Intermetalle, die an den Korngrenzen vorliegen
und so die Bildung von kontinuierlich binären Mg-enthaltenden anodischen
Intermetallen während
langfristigem Einsatz oder während
des Einsatzes der Aluminium-Legierung dieser Erfindung bei erhöhter Temperatur
unterbrechen. Das Schwellenniveau für diese Elemente um das Netzwerk
der Korngrenzen der anodischen Intermetalle zu unterbrechen, hängt von
anderen Elementen in fester Lösung
ab. Ein bevorzugteres Maximum für
die Begabe von Li oder/und Sc liegt bei 0,3%. Das Minimum liegt
bei 0,01%, und bevorzugter bei 0,1%. Bei Niveaus über 0,5%
wird die Beigabe von Sc ökonomisch
unattraktiv. Man fand heraus, dass die Präsenz von Sc und Li alleine
oder in Kombination höchst
effektiv für
die höheren
Mg-Niveaus in der Aluminium-Legierung ist, mit einem bevorzugten
Mg-Gehalt im Bereich zwischen 4,6 und 5,6%.
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Die
individuelle oder kombinierte Beigabe der Elemente Ce und Y bei
Niveaus über
0,01% in der Legierung der Erfindung bildet hauptsächlich mit
dem Aluminium Intermetalle. Diese Intermetalle fördern die Ausfällung Mg-enthaltender
anodischer Intermetalle im Inneren der Körnung. Wenn vorhanden, verleihen
sie zusätzlich
der Legierung der Erfindung auch Festigkeit bei erhöhten Temperaturen.
Jedoch wird das industrielle Gießen bei Niveaus über 0,3%
schwieriger. Ein bevorzugterer Bereich für diese Legierungselemente
liegt, individuell oder in Kombination, zwischen 0,01 und 0,05%.
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Der
Rest ist Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen. Typischerweise
liegt jedes Verunreinigungselement maximal mit 0,05% vor, und insgesamt
liegen die Verunreinigungen bei maximal 0,15%.
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Ein
Herstellungsverfahren der Aluminium-Legierung wird oben dargestellt.
Die Walzprodukte der Legierung der Erfindung können durch Vorwärmen, Warmwalzen,
wahlweise Kaltwalzen mit oder ohne Zwischenglühen und Fertigglühen/Altern
eines Al-Mg-Legierungsbarren
der gewählten
Zusammensetzung hergestellt werden. Die Gründe, die Herstellungsmethode
des Verfahrens nach der Erfindung zu begrenzen, sind unten beschrieben.
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Das
Vorwärmen
vor dem Warmwalzen wird gewöhnlich
bei Temperaturen im Bereich von 300 bis 530°C durchgeführt. Das optionale Diffusionsglühen vor
dem Vorwärmen
wird bei Temperaturen im Bereich von 350 bis 580°C in einzelnen oder mehreren
Schritten durchgeführt.
In jedem Fall reduziert das Diffusionsglühen die Absonderungen von Legierungselementen
in dem gegossenen Material. Zr, Cr und Mn kann in vielen Schritten
absichtlich ausgefällt
werden um die Mikrostruktur des Ausgangswerkstoffes des Warmwalzwerkes
zu steuern. Wird die Behandlung unter 350°C durchgeführt, dann ist der resultierende
Homogenisierungseffekt unzureichend. Liegt die Temperatur bei über 580°C, dann könnte es
zu eutektischem Schmelzen kommen, woraus sich eine unerwünschte Porenbildung
ergibt. Der bevorzugte Zeitraum für die Homogenisierungsbehandlung
liegt zwischen 1 und 24 Stunden.
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Unter
Verwendung eines streng gesteuerten Warmwalzverfahrens ist es möglich, das
Kaltwalzen und/oder das Glühen
im Herstellungsprozess für
Grobbleche wegzulassen.
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Insgesamt
20 bis 90% Kaltwalzreduktion kann beim warmgewalzten Grob- oder
Feinblech vor dem abschließenden
Glühen
angewandt werden. Die Kaltwalzreduktion, z. B. 90%, könnte Zwischenglühen erforderlich
machen, um eine Rissbildung während
des Walzens zu vermeiden. Fertigglühen oder Altern kann aus einzelnen
oder multiplen Schritten bestehenden Zyklen während des Aufwärmens und/oder
des Beibehaltens und/oder des Abkühlens von der Glühtemperatur
durchgeführt
werden. Die bevorzugte Zeitspanne zum Aufheizen liegt zwischen 2
min. und 15 Std.. Die Glühtemperatur
liegt im Bereich von 80 bis 550°C,
je nach Wärmebehandlungszustand.
Um weiche Wärmebehandlungszustände herzustellen
liegt die Temperatur bevorzugt in einem Bereich von 200 bis 480°C. Die Zeitspanne
zur Durchwärmung
bei Glühtemperatur
liegt bevorzugt im Bereich von 10 min und 10 Std.. Die Zustände des
Zwischenglühens
können,
wenn angewandt, denen des Fertigglühens ähnlich sein. Darüber hinaus
können
die Werkstoffe, die den Glühofen
verlassen, entweder mit Wasser abgeschreckt oder an der Luft gekühlt werden.
Die Zustände
des Zwischenglühens
sind denen des Fertigglühens ähnlich.
Das Fertigblech kann im Bereich von 0,5 bis 10% gezogen oder nivelliert
werden.
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BEISPIELE
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Die
folgenden Beispiele sind nicht-limitierende Beispiele der Erfindung.
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Beispiel 1
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Nach
Testmaßstäben im Labor
wurden acht Legierungen gegossen, siehe Tabelle 1. „(-)" in der Tabelle bedeutet < 0,001 in Gew.%.
Die Legierungen 1 und 2 sind Vergleichsbeispiele, wobei die Legierung
1 innerhalb des AA5454-Bereichs und die Legierung 2 innerhalb des
AA5083-Bereichs liegt. Die Legierungen 3 bis 4 und 7,8 sind Beispiele
der Legierung nach der Erfindung.
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Die
gegossenen Barren wurden 12-Stunden lang bei 510°C diffusionsgeglüht und dann
von 80 mm auf 13 mm warmgewalzt, anschließend von 13 mm auf 6 mm dicke
Bleche (Platten) kaltge walzt. Die kaltgewalzten Bleche wurden 1
Stunde lang bei 350°C
bei einer Aufwärm-
und Abkühlgeschwindigkeit
von 30°C/Std. geglüht, um Werkstoffe
mit weichem Wärmebehandlungszustand
herzustellen. Es wurden unter Verwendung des AA5183-Schweißdraht-Durchmessers von
1,2 mm, normale geschweißte
MIG-Blechtafeln (1000 × 1000 × 6 mm)
vorbereitet. Von den geschweißten
Blechtafeln wurden Proben für
den Zugversuch und die Korrosionsprüfung präpariert.
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Die
Zugeigenschaften der geschweißten
Blechtafeln wurden unter Verwendung normaler Zugversuche bestimmt.
Die Beständigkeit
der Blechtafeln gegenüber
Lochkorrosion und Abblättern
wurden mit dem ASSET-Test nach ASTM G66 geprüft. Tabelle 2 listet die erhaltenen
Ergebnisse auf. N, PA und PB stehen für keine Lochkorrosion, leichte
Lochkorrosion bzw. gemäßigte Lochkorrosion.
Es wurden das Ausgangsmaterial, die Wärmeeinflusszone (HAZ) und die
Schweißnaht
bewertet. Für
die Zugeigenschaften steht „0,2%
PS" für 0,2% Zugfestigkeit, „UTS" steht für die maximale
Zugfestigkeit und „Elong" steht für die Dehnung
an der Bruchstelle.
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Aus
den Ergebnissen von Tabelle 2 ist zu ersehen, dass die Zugeigenschaften
des Legierungsprodukts nach der Erfindung im Vergleich zu den Referenzlegierungen
1 und 2 bedeutend höher
sind. Zudem kann man aus den Ergebnissen des ASSET-Tests ersehen,
dass die Legierungen nach der Erfindung vergleichbar zu legieren
sind. Dabei zeigt sie, dass eine ähnliche Korrosionsbeständigkeit
als AA5454-Werkstoff erzielt werden kann, der der Beigabe von entweder
Bi, Ag oder Li zugegeben werden kann. Tabelle 1. Chemische Zusammensetzung der
gegossenen Barren.
Al | Legierungselemente
(in Gew%) |
| Mg | Mn | Zn | Zr | Cu | Cr | Fe | Si | Ti | Bi | Ag | Li |
1 | 2,70 | 0,75 | 0,02 | 0,01 | 0,05 | 0,10 | 0,30 | 0,15 | 0,10 | - | - | - |
2 | 4,50 | 0,53 | 0,09 | 0,01 | 0,03 | 0,05 | 0,15 | 0,09 | 0,10 | - | - | - |
3 | 4,85 | 0,65 | 0,59 | 0,10 | 0,03 | 0,04 | 0,15 | 0,09 | 0,10 | 0,07 | - | - |
4 | 5,30 | 0,84 | 0,55 | 0,13 | 0,04 | 0,05 | 0,19 | 0,11 | 0,01 | 0,05 | - | - |
5* | 4,62 | 0,65 | 0,52 | 0,12 | 0,03 | 0,03 | 0,15 | 0,09 | 0,10 | - | 0,05 | - |
6* | 5,15 | 0,84 | 0,55 | 0,13 | 0,01 | 0,05 | 0,19 | 0,11 | 0,01 | - | 0,07 | - |
7 | 4,79 | 0,65 | 0,61 | 0,12 | 0,03 | 0,05 | 0,15 | 0,09 | 0,10 | - | - | 0,30 |
8 | 5,26 | 0,84 | 0,55 | 0,13 | 0,02 | 0,04 | 0,19 | 0,11 | 0,01 | - | - | 0,15 |
Tabelle 2. Versuchsergebnisse.
Legierung | 0,2%
PS (MPa) | UTS
(MPa) | Elong.
(%) | ASSET-Test-Ergebnisse |
| | | | Ausgangsmaterial | HAZ | Schweißnaht |
1 | 106 | 237 | 14 | N/PA | N/PA | N |
2 | 132 | 292 | 17 | PB | PA/PB | N |
3 | 150 | 325 | 20,5 | N/PA | N | N |
4 | 174 | 345 | 22 | N | N/PA | N |
5* | 152 | 331 | 20,7 | N | N | N |
6* | 170 | 349 | 31,3 | N | N/PA | N |
7 | 159 | 327 | 22,6 | N | N | N |
8 | 173 | 346 | 21,9 | N/PA | N/PA | N |
- * liegt nicht im Bereich der Erfindung
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Beispiel 2
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Nach
Testmaßstäben im Labor
wurden fünf
Legierungen gegossen. Die chemische Zusammensetzung dieser vier
Legierungen sind in Tabelle 3 aufgelistet.
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Legierung
1 ist eine Referenzlegierung innerhalb des Bereichs der chemischen
Zusammensetzung der normalen AA5083, und die Legierungen 2 bis 4
sind Beispiele für
ein Aluminiumlegierungsprodukt nach dieser Erfindung.
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Die
gegossenen Barren wurden unter Verwendung der folgenden Herstellungsmethode
in ein Feinblechprodukt der Stärke
1,6 mm weiterverarbeitet: –
- I. Vorwärmen
in zwei Schritten: vier Stunden lang bei 410°C, danach 10 Stunden lang bei
510°C, bei
einer Aufwärmgeschwindigkeit
von etwa 35°C/Std.
- II. Warmwalzen zu 4,3 mm dicken Feinblechen;
- III. Kaltwalzen zu 2,6 mm dicken Feinblechen;
- IV. Zwischenglühen
für 10
min bei 480°;
- V. abschließendes
Kaltwalzen zu 1,6 mm dicken Feinblechen;
- VI. Glühen,
um ihren Wärmebehandlungszustand
herzustellen
(a) O-Zustand: 480°C für 15 min;
(b) H321-Zustand:
250°C für 30 min;
- VII. Ziehen um 1% für
den Werkstoff im O-Zustand und ziehen um 2% für den Werkstoff im H321-Zustand;
- VIII. TIG Schweißen
unter Verwendung des AA5183 Schweißdrahtes (analog zu Beispiel
1);
- IX. Sensibilisieren der geschweißten Blechtafeln in ihrem je
weiligen Zustand: –
(a)
O-Zustand: 120°C
für 0,
10, 20 und 40 Tage
(b) H321-Zustand: 100°C für 4, 9, 16 und 25 Tage
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Die
Zugeigenschaften des Blechmaterials wurden in sowohl ungeschweißtem H321-Zustand
als auch im O-Zustand getestet. Zugproben nach der Euronorm wurden
entlang der Walzrichtung (L-) und der LT-Richtung der Bleche bearbeitet.
Die Zugeigenschaf ten der Werkstoffe wurden unter Verwendung normaler
Zugversuche bestimmt. Tabelle 4 listet die Ergebnisse des Zugversuchs
für ungeschweißte Werkstoffe
im H321-Zustand auf, und Tabelle 5 die Ergebnisse für die ungeschweißten Werkstoffe
im O-Zustand.
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Die
Korrosionsleistung geschweißter
Werkstoffe wurde mittels des ASSET-Tests bewertet, der nach dem
ASTM G66-Verfahren durchgeführt
wurde. Tabelle 6 und 7 listen die erhaltenen Ergebnisse für Werkstoffe im
H321-Zustand bzw. im O-Zustand auf. Die Rate N, PA, PB bzw. PC stellen
keine, leichte, gemäßigte und schwerwiegende
Grade der Lochkorrosion dar. EA und EB geben ein leichtes und ein
gemäßigtes Abblättern an.
Es wurde das Ausgangsmaterial und die Wärmeeinflusszone (HAZ) geprüft. In allen
Fällen
war die Wertung für
die Schweißnaht „N".
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Aus
den Tabellen 4 und 5 kann man ersehen, dass die Legierungsprodukte
nach dieser Erfindung bedeutend höhere Zugeigenschaften im Vergleich
zum AA5083-Legierungswerkstoff aufweisen, und zwar im sowohl kaltgefestigten
H321-Zustand als auch im weichgeglühten O-Zustand. Wenn man die
drei verschiedenen Bi-Niveaus der Legierungen 2 bis 4 vergleicht,
kann kein Einfluss eines ansteigenden Bi-Niveaus auf die Zugeigenschaften
gefunden werden.
-
Aus
den Tabellen 6 und 7 kann man ersehen, dass die geschweißten Legierungsprodukte
die aus dem Legierungsprodukt nach der Erfindung, sowohl aus Werkstoffen
im H-Zustand als auch im O-Zustand,
hergestellt worden sind, eine verbesserte Beständigkeit gegen Abblättern im
Vergleich zum normalen AA5083-Legierungswerkstoff
haben. Diese Wirkung zeigt sich sowohl bei der Beigabe von Bi als
auch bei V. Diese Wirkung ist mehr bei ansteigender Sensibilisierung
ausgeprägt. Tabelle 3. Chemische Zusammensetzung der
gegossenen Barren.
| Legierungselemente
(in Gew.%) |
Legierung | Mg | Mn | Zn | Zr | Fe | Si | Cu | Cr | Ti | Bi | V |
1 | 4,50 | 0,53 | 0,02 | 0,01 | 0,30 | 0,15 | 0,05 | 0,08 | 0,010 | - | - |
2 | 5,45 | 0,81 | 0,58 | 0,14 | 0,08 | 0,09 | 0,01 | 0,01 | 0,020 | 0,012 | - |
3 | 5,45 | 0,83 | 0,58 | 0,14 | 0,09 | 0,09 | 0,01 | 0,01 | 0,020 | 0,029 | - |
4 | 5,27 | 0,79 | 0,47 | 0,13 | 0,13 | 0,08 | 0,01 | 0,01 | 0,020 | 0,047 | - |
5* | 5,53 | 0,80 | 0,59 | 0,14 | 0,08 | 0,09 | 0,01 | 0,01 | 0,020 | - | 0,05 |
- * liegt nicht im Bereich der vorliegenden
Erfindung.
Tabelle 4. Zugeigenschaften des Ausgangsmaterials
im H321-Zustand. Legierung | LT-Richtung | L-Richtung |
| 0,2%
PS (MPa) | UTS
(MPa) | Elong.
(%) | 0,2%
PS (MPa) | UTS
(MPa) | Elong.
(%) |
1 | 253 | 335 | 12,6 | 269 | 340 | 9,4 |
2 | 294 | 403 | 11,6 | 315 | 410 | 8,8 |
3 | 282 | 400 | 12,1 | 308 | 399 | 9,0 |
4 | 275 | 394 | 11,1 | 309 | 391 | 9,6 |
5 | 279 | 399 | 13,4 | 317 | 394 | 9,8 |
Tabelle 5. Zugeigenschaften des Ausgangsmaterials
im O-Zustand. Legierung | LT-Richtung | L-Richtung |
| 0,2%
PS (MPa) | UTS
(MPa) | Elong.
(%) | 0,2%
PS (MPa) | UTS
(MPa) | Elong.
(%) |
1 | 132 | 294 | 19,0 | 145 | 296 | 17,8 |
2 | 163 | 339 | 21,0 | 180 | 335 | 18,1 |
3 | 163 | 342 | 20,7 | 181 | 340 | 17,8 |
4 | 166 | 345 | 21,5 | 171 | 344 | 17,3 |
5 | 164 | 336 | 19,0 | 166 | 332 | 19,7 |
Tabelle 6. Korrosionsleistung der Legierungen
im H321-Zustand. Legierung | Sensibilisierung
100°C | ASSET-Test
Ergebnisse Ausgangswerkstoff vs. HAZ |
1 | keine | PB | PA |
4
Tage | P | PA |
9
Tage | PB | PA |
16
Tage | PC/EA | PB |
25
Tage | PC/EB | PC |
2 | keine | N/PA | N |
4
Tage | N/PA | N |
9
Tage | N/PA | N |
16
Tage | PA | N/PA |
25
Tage | PA | N/PA |
3 | keine | N/PA | N |
4
Tage | N/PA | N |
9
Tage | N/PA | N |
16
Tage | PA | PA |
25
Tage | PA/PB | PA |
4 | keine | N/PA | N |
4
Tage | N/PA | N |
9
Tage | PA | N/PA |
16
Tage | PA | PA |
25
Tage | PA/PB | PA |
5 | keine | N/PA | N |
4
Tage | N/PA | N |
9
Tage | PA | N/PA |
16
Tage | PA/PB | PA |
25
Tage | PA/PB | PA/PB |
Tabelle 7. Korrosionsleistung der Legierungen
im O-Zustand. Legierung | Sensibilisierung
120°C | ASSET-Test
Ergebnisse Ausgangswerkstoff vs. HAZ |
1 | keine | PA/PB | PA |
10
Tage | PA/PB | PA |
20
Tage | PA/PB | PA |
40
Tage | PC/EA | PB/PC |
2 | keine | N/PA | N |
10
Tage | N/PA | N |
20
Tage | PA | N |
40
Tage | PA/PB | N/PA |
3 | keine | N/PA | N |
10
Tage | N/PA | N |
20
Tage | PA | N |
40
Tage | PB | PA |
4 | keine | N/PA | N |
10
Tage | N/PA | N |
20
Tage | PA/PB | N |
40
Tage | PB | N/PA |
5 | keine | N/PA | N |
10
Tage | N/PA | N |
20
Tage | PA | N |
40
Tage | PA/PB | N/PA |