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Die
Erfindung betrifft eine Formplatte aus einer Aluminiumknetlegierung.
Die Erfindung betrifft des Weiteren ein Verfahren zum Herstellen
der Formplatte.
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Auf
dem Werkzeug- und Formplattenmarkt zum Blasformen und Warmformen
von Gummis und Kunststoff wird eine nachhaltige Anstrengung unternommen,
um Kosten zu verringern und gleichzeitig eine zufriedenstellende
Verschleißfestigkeit
und Reparaturschweißbarkeit
beizubehalten. Diese Arten von Werkzeugplatten finden außerdem breite
Verwendung bei vielen anderen industriellen Anwendungen, die Bauteile
enthalten, die durch verschiedene Bearbeitungsvorgänge, wie
Bohren, Fräsen
und Drehen, hergestellt werden. Üblicherweise
verwendete Werkzeugplatten werden aus ausgewählten Legierungen aus den Legierungen
der Serie AA2000, den Legierungen der Serie AA6000 oder den Legierungen
der Serie AA7000 hergestellt.
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Hohe
Verschleißfestigkeit
in Verbindung mit guter Bearbeitbarkeit sind wichtige Eigenschaften
von Legierungen für
eine Formplatte. Bei typischen Werkzeugplatten-Knetlegierungen wird
diese Verschleißfestigkeit durch
Legieren mit Kupfer (wie bei der Serie AA2000) oder Zink (wie bei
der Serie AA7000) oder Magnesium und Silizium (wie bei der Serie
AA6000) in Verbindung mit einer thermomechanischen Behandlung erzielt.
Bei diesen wärmebehandelbaren
Legierungsklassen erfolgt die typische Art des Erreichens hoher
Härte über Ausscheidungshärten kohärenter Phasen.
Zusätzliches
Härten
durch relativ grobe Teilchen, wie primäres Si und inkohärentes Mg2Si, wird auf Grund der damit verbundenen
Risiken eutektischen Schmelzens bei erhöhten Temperaturen oft als ungeeignet
erachtet. Außerdem
ist zusätzliches
Härten
durch α-Al(Fe,
Mn, Cu)Si-Dispersoide nicht gut anzuwenden, da im Allgemeinen angenommen
wird, dass sie die Abschreckempfindlichkeit der Legierung erhöhen. Erhöhte Abschreckempfindlichkeit
wird, im Besonderen bei Erzeugnissen dickeren Maßes, als nachteilige Eigenschaft
erachtet.
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Typischerweise
wird bei AA2000- und AA7000-Legierungen höhere Härte erreicht als bei AA6000-Legierungen.
Ein Nachteil der Serie AA2000 ist der hohe Kupfergehalt, der die
Legierung teuer sowie für
die Wärmebehandlung
sehr empfindlich macht. Außerdem
wird die Schweißbarkeit
der Legierung durch den hohen Kupfergehalt nachteilig beeinflusst. Ähnliche
Argumente werden für
die Serie AA7000 erhoben, wie hohe Restspannungen sowie schlechte
Schweißbarkeit
und schlechtes Korrosionsverhalten, die Komplikationen bei Maßtoleranzen,
Reparaturschweißbarkeit
und Beständigkeit
der Form verursachen. Die Verschleißfestigkeit einer Legierung
der Serie AA6000 in einem T6-Vergütungszustand,
wie AA6010, AA6013, AA6061, AA6066, AA6070 und AA6082, ist normalerweise
für normale
industrielle Anwendungen angemessen. Bei Hochleistungsanwendungen
wird jedoch eine höhere
Verschleißfestigkeit
gewünscht,
ohne dass Schweißbarkeit
und Kosten nachteilig beeinflusst werden.
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Es
ist eine Aufgabe der Erfindung, eine Formplatte aus einer Aluminiumknetlegierung
mit einer verbesserten Verschleißfestigkeit bereitzustellen.
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Erfindungsgemäß wird diese
Aufgabe erfüllt
durch Bereitstellen einer Formplatte aus einer Aluminiumknetlegierung,
die enthält
(in Gew.-%):
- – Si 1,4 bis 2,1
- – Mn
0,8 bis 1,2
- – Cu
0,45 bis 0,9
- – Mg
0,7 bis 1,2
- – Ti < 0,15
- – Zn < 0,4
- – Fe < 0,7
- – eines
oder mehrere von Zr, Cr, V, jeweils < 0,25, insgesamt vorzugsweise < 0,35,
- – unwesentliche
Elemente und Verunreinigungen, jeweils < 0,05, insgesamt < 0,25,
- – Rest
Aluminium, und mit einer Enddicke zwischen 5 bis 300 mm und in T6-Vergütungszustand
mit einer Härte
von mehr als 105 HB.
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Die
erhöhte
Härte wird
erreicht, indem Ausscheidungshärten
von Mg-Si-Cu-Phasen, Fe- und Mn-haltigen intermetallischen Verbindungen
und Dispersoiden, von denen bekannt ist, dass sie den Aushärtungseffekt
bei ausgewogenen AlMgSi(Cu)-Legierungen durch ihren Einfluss auf
die Abschreckempfindlichkeit eigentlich verringern, kombiniert wird
mit einem hohen Überschuss
von Si, der den Mg-Lösungsproduktanteil
senkt, um den negativen Einfluss von Mn-haltigen Dispersoiden auf
die Abschreckempfindlichkeit zu minimieren. Der Übersättigungsgrad bei Mg-Si-Phasen ist noch
nicht so hoch, dass aus dem Mg-, Si- und Cu-Lösungsproduktgehalt bereits
besonders hohe Abschreckempfindlichkeiten resultieren. Von der erfindungsgemäßen ausgewogenen
Legierungszusammensetzung wird angenommen, dass sie den festigkeitserhöhenden Effekt
eines Siliziumzusatzes mit einer moderaten Menge von Kupfer, Magnesium
und Mangan verbindet. Es wurde festgestellt, dass diese Legierung
zufriedenstellende Schweißbarkeit
und eine Härte
von wenigstens 105 HB bereitstellt. Es ist zu beachten, dass die
Härtewerte
auf der Brinell-Skala ausgedrückt
werden und mit einer Kugel mit einem Durchmesser von 2,5 mm unter
Belastung mit einer Masse von 62,5 kg gemessen wurden. Die Härteprüfungen wurden
gemäß ASTM E10
(Version 2002) durchgeführt.
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Bei
einer bevorzugten Ausführung
der Erfindung beträgt
die Härte
in dem T6-Vergütungszustand
wenigstens 115 HB, wobei eine Härte
von wenigstens 120 HB stärker
zu bevorzugen ist. Diese Härtewerte
implizieren eine erhöhte
Bearbeitbarkeit sowie Verschleißfestigkeit.
Die chemische Zusammensetzung in Verbindung mit einer Wärmebehandlung
gewährleistet
das Beibehalten angemessener Schweißbarkeit und somit Reparaturfähigkeit: Überraschenderweise
wurde festgestellt, dass die Plattenlegierung bei Cu-Gehalten von bis
zu 0,9% sehr gute Reparaturfähigkeit
zum Beispiel mit einem üblichen
4043-Fülldraht
zeigt.
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Bei
einer Ausführung
liegt Si in dem Bereich von 1,53 bis 2,0%, wobei der Bereich von
1,55 bis 1,9% stärker
zu bevorzugen ist. Es wurde festgestellt, dass dieser Bereich von
Silizium eine sehr gute Kombination der wünschenswerten Eigenschaften
mittels Härten
durch kohärente
Mg-Si-Cu-Phasen und durch primäres
Si, inkohärentes
Mg2Si und intermetallischen α-Al(Fe, Mn, Cu)Si-Phasen
und Dispersoide bereitstellt.
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Bei
einer Ausführung
liegt Mn in dem Bereich von 0,85 bis 1,10%. Es wurde festgestellt,
dass dieser Bereich von Mangan eine sehr gute Kombination der wünschenswerten
Eigenschaften bereitstellt, im Besonderen durch Stimulieren der
Bildung von intermetallischen α-Al(Fe,
Mn, Cu)Si-Phasen und Dispersoiden. Bei hohen Si-Anteilen steigt
die Tendenz zur Bildung der relativ brüchigen intermetallischen β-AlFeSi-Phase.
Jedoch wird durch Sicherstellen des Vorhandenseins geeigneter Mengen
von Mn und Cu die günstigere α-Al(Fe, Mn,
Cu)Si-Phase stabilisiert.
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Bei
einer Ausführung
liegt Cu in dem Bereich von 0,5 bis 0,7%. Es wurde festgestellt,
dass dieser Bereich von Kupfer eine sehr gute Kombination der wünschenswerten
Eigenschaften mittels kohärenter Mg-Si-Cu-Phasen
und stabilisiertem α-Al(Fe, Mn, Cu)Si
bereitstellt, während
gleichzeitig die Legierungskosten niedrig gehalten werden und gute
Reparaturschweißbarkeit
sichergestellt wird.
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Bei
einer Ausführung
liegt Zn unter 0,3%, vorzugsweise in dem Bereich von 0,17 bis 0,3%.
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Bei
einer Ausführung
beträgt
Fe wenigstens 0,2%, wobei der Bereich von 0,2 bis 0,5% stärker zu
bevorzugen ist und der Bereich von 0,3 bis 0,5% noch stärker zu
bevorzugen ist, um die Bildung ausreichender Mengen härteerhöhender intermetallischer α-Al(Fe, Mn,
Cu)Si-Verbindungen sicherzustellen.
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Bei
einer Ausführung
liegen Zr, Cr, V jeweils vorzugsweise unter 0,18%, wobei stärker zu
bevorzugen ist, dass sie unter 0,12% liegen, um die Abschreckempfindlichkeit
weiter zu verringern.
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Bei
einer Ausführung
weist die Formplatte eine maschinelle Bearbeitbarkeit bzw. Spanbarkeit
der Klasse „B" oder besser auf,
wie in „ASM
Specialty Handbook – Aluminium
and Aluminium Alloys (Ed. J. R. Davis), ASM International 1993,
Seite 328 bis 331, definiert.
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Bei
einer Ausführung
weist die Formplatte eine Enddicke von 300 mm auf, bei der die beanspruchten Härtewerte
in der Plattenmitte immer noch erfüllt werden können. Vorzugsweise
liegt die Enddicke in dem Bereich zwischen 5 bis 300 mm, wobei der
Bereich zwischen 5 bis 260 mm stärker
zu bevorzugen ist. Diese Dickenbereiche ermöglichen die Anwendung der Formplatte
für jede
praktische Anwendung, die eine Formplatte involviert.
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Bei
einer Ausführung
wurde die Formplatte lediglich durch Warmwalzen zu der Enddicke
gewalzt.
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Nach
einem weiteren Aspekt der Erfindung wird ein Verfahren zum Herstellen
einer Formplatte bereitgestellt, das die folgenden aufeinanderfolgenden
Schritte umfasst:
- – Gießen eines Blockes mit einer
Zusammensetzung, die enthält
(in Gew.-%):
– Si
1,4 bis 2,1
– Mn
0,8 bis 1,2
– Cu
0,45 bis 0,9
– Mg
0,7 bis 1,2
– Ti < 0,15
– Zn < 0,4
– Fe < 0,7
– eines
oder mehrere von Zr, Cr, V, jeweils < 0,25, insgesamt vorzugsweise < 0,35,
– unwesentliche
Elemente und Verunreinigungen, jeweils < 0,05, insgesamt < 0,25, Rest Aluminium und mit bevorzugten
Zusammensetzungsbereichen gemäß der Darlegung
in der obigen Beschreibung.
- – Homogenisieren
und/oder Vorwärmen
des Blockes,
- – Bearbeiten
der Platte zu einer Enddicke zwischen 5 und 300 mm, vorzugsweise
durch Warmwalzen und/oder Kaltwalzen, wobei lediglich durch Warmwalzen
stärker
zu bevorzugen ist,
- – Durchführen von
Wärmebehandlung,
die Lösungsglühbehandlung
umfasst, gefolgt von schnellem Abkühlen auf unter 250°C bei einer
Abkühlgeschwindigkeit
von wenigstens 1°C/s,
- – Altern,
wobei
die Abkühlgeschwindigkeit
während
des schnellen Abkühlens
so ausgewählt
wird, dass eine Härte
der Formplatte von wenigstens 105 HB erzielt wird.
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Durch
erfindungsgemäßes Herstellen
einer Formplatte wird ein Erzeugnis hoher Härte mit einem hohen Gehalt
spanbrechender intermetallischer Verbindungen erzielt. Die Abkühlgeschwindigkeit
während
des schnellen Abkühlens
nach der Lösungsglühbehandlung
ist wichtig, da diese Abkühlgeschwindigkeit
die Menge von Lösungsproduktgehalt
von Mg, Si und Cu bestimmt, die bei der Lösungsglühbehandlung aufgelöst wurden.
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Bei
einer Ausführung
der Erfindung ist die Wärmebehandlung
nach dem Warmwalzen oder Warmpressen eine T6-Behandlung.
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Bei
einer Ausführung
beträgt
die Homogenisierungstemperatur wenigstens 450°C, vorzugsweise wenigstens 500°C, wobei
eine Homogenisierungstemperatur zwischen 500 und 595°C stärker zu
bevorzugen ist, vorzugsweise über
einen Zeitraum zwischen 1 bis 25 Stunden, wobei ein Zeitraum zwischen
10 bis 16 Stunden stärker
zu bevorzugen ist. Die Vorwärmtemperatur
beträgt
wenigstens 570°C,
zwischen ungefähr
300°C und 570°C, vorzugsweise
zwischen 350 und 530°C,
vorzugsweise über
einen Zeitraum zwischen 1 bis 25 Stunden, wobei ein Zeitraum zwischen
1 bis 10 Stunden stärker
zu bevorzugen ist.
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Bei
einer Ausführung
beträgt
die Lösungsglühbehandlungstemperatur
wenigstens 500°C,
vorzugsweise wenigstens 520°C,
wobei eine Temperatur von wenigstens 540°C stärker zu bevorzugen ist. Bei
einer Ausführung
beträgt
die Abkühlgeschwindigkeit
nach der Lösungsglühbehandlung
von der Lösungsglühbehandlungstemperatur
auf unter 250°C,
vorzugsweise auf unter 150°C,
wobei auf unter 100°C
stärker
zu bevorzugen ist, wenigstens 1°C/s,
vorzugsweise wenigstens 2°C/s,
wobei eine Abkühlgeschwindigkeit
von 5°C/s
stärker zu
bevorzugen ist und eine Abkühlgeschwindigkeit
von wenigstens 10°C/s
noch stärker
zu bevorzugen ist. Es ist zu beachten, dass die Abkühlgeschwindigkeit
des Erzeugnisses während
des Abschreckens von dem Ort in dem Erzeugnis abhängt. Die
Mitte des Erzeugnisses kühlt
langsamer ab als die Oberfläche
des Erzeugnisses. Folglich ist, da die Endhärte von der Abkühlgeschwindigkeit
abhängt,
die Härte
niedriger, wenn die örtliche Abkühlgeschwindigkeit
während
des Abschreckens niedriger ist. Der kritische Punkt in dem Erzeugnis
wird als der Punkt definiert, an dem die Abkühlgeschwindigkeit während des
Abschreckens am niedrigsten ist. Die vorgenannten Abkühlgeschwindigkeiten
beziehen sich auf die Abkühlgeschwindigkeit
an dem kritischen Punkt.
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Bei
einer weiteren Ausführung
umfasst der Alterungsprozess natürliches
Altern über
eine maximale Dauer von 28 Tagen, vorzugsweise über eine maximale Dauer von
14 Tagen, wobei eine maximale Dauer von 7 Tagen stärker zu
bevorzugen ist und eine maximale Dauer von 2 Tagen noch stärker zu
bevorzugen ist, gefolgt von einer künstlichen Alterungsbehandlung,
die dem Altern bei ungefähr
180 bis 200°C
für ungefähr 1 bis 10
Stunden entspricht. Der Fachperson ist bekannt, dass Zeit und Temperatur
eines Glühens
normalerweise nicht unabhängig
ausgewählt
werden. Der Alterungsprozess wird thermisch aktiviert, wobei dies
zu der Situation führt,
dass eine hohe Temperatur gepaart mit einer kurzen Zeit einer niedrigeren
Temperatur und einer längeren
Zeit entspricht, d. h., dass der gleiche metallurgische Zustand
nach der Alterungsbehandlung erreicht wird.
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Bei
einer Ausführung
der Erfindung umfasst der Bearbeitungsschritt einen Walz- oder Pressschritt.
Bei einer weiteren Ausführung
umfasst der Walzschritt einen Warmwalz- und/oder einen Warmpressschritt und/oder
einen Kaltwalzschritt. Vorzugsweise umfasst der Bearbeitungsschritt
lediglich Warmwalzen und/oder Warmpressen.
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Bei
einer Ausführung
der Erfindung ist der Gießschritt
ein Schritt endformnahen Gießens,
wobei die Maße
der Gusserzeugnisses dem Endprodukt nahe kommen.
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Es
wird nun eine besondere Ausführung
der Erfindung mit den folgenden nichtbeschränkenden Beispielen und der
folgenden nichtbeschränkenden
Figur erklärt.
Es ist zu beachten, dass die chemische Zusammensetzung der Legierungen
verändert
wurde, indem Späne
einer Hartlötlegierung,
die hauptsächlich
aus einer Kernlegierung der Serie AA300 bestand, die mit einer Si-reichen Legierung
der Serie AA4000 plattiert war, mit technisch reinem Al 99,0 gemischt
wurden, wonach Cu und/oder Mg und/oder andere Elemente hinzugefügt werden
können,
um die Endchemie zu erzielen. Tabelle 1. Mittlere Zusammensetzung geprüfter Legierungen
und Härte
im T6-Zustand.
Legierung | Si | Fe | Cu | Mn | Mg | Zn | Ti | HB | Gehalt Hartlötlegierung (%) |
Al
99,0 | 0,4 | 0,6 | 0,03 | 0,03 | 0,03 | 0,07 | - | - | 0 |
Hartlötlegierung | 2,0 | 0,4 | 0,5 | 1,0 | 0,40 | 0,25 | 0,05 | - | 100 |
Beispiel
1* | 1,72 | 0,37 | 0,61 | 0,77 | 0,97 | 0,21 | 0,05 | 124 | 82 |
Beispiel
2 | 1,70 | 0,39 | 0,91 | 0,95 | 0,85 | 0,21 | 0,05 | 124 | 81 |
Beispiel
3 | 2,10 | 0,38 | 0,50 | 1,03 | 0,88 | 0,25 | 0,05 | 124 | 100 |
Beispiel
4* | 1,68 | 0,41 | 0,40 | 0,78 | 0,98 | 0,21 | 0,05 | 123 | 80 |
Beispiel
5* | 1,71 | 0,43 | 0,51 | 0,76 | 0,70 | 0,21 | 0,05 | 122 | 82 |
Beispiel
6 | 1,59 | 0,38 | 0,61 | 0,81 | 0,98 | 0,10 | 0,03 | 123 | 75 |
Beispiel
7 | 1,60 | 0,39 | 0,64 | 0,95 | 0,91 | 0,02 | 0,05 | Fig.
1 | 80 |
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Diese
Legierungen wurden bei einer Temperatur über 510°C homogenisiert, wahlweise warmgewalzt, bei
550°C lösungsglühbehandelt,
mit wenigstens 10°C/s
abgekühlt,
um den Lösungsproduktgehalt
von Mg, Si und Cu zu maximieren, 14 Tage bei Raumtemperatur gelagert
und im Anschluss an eine Alterungsbehandlung, die 190°C für 2 bis
6 Stunden entsprach, gealtert. Auf diese Weise wird ein T6-Vergütungserzeugnis
hoher Härte
mit einem hohen Gehalt spanbrechender intermetallischer Verbindungen
erzielt, wobei dies zu einer Härte
von wenigstens 120 HB führt.
Beispiel 7 wurde bei 530°C
lösungsglühbehandelt
und bei Raumtemperatur über
einen Zeitraum von 1 Tag gelagert, wobei der Rest der Prozessbedingungen
so war wie oben für
die anderen Legierungen angegeben.
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Diese
Härteprofile
von Platten mit der Zusammensetzung gemäß Beispiel 7 mit Dicken von
80, 100 oder 150 mm werden in 1 gezeigt.
Entlang der X-Achse wird die Distanz (L) zu der Mitte der Platte
in der Dickenrichtung in mm angegeben und entlang der Y-Achse wird
die Härte
in HB-Werten an unterschiedlichen Stellen über die Dicke der Platte angegeben.
Alle gemessenen Werte zeigen einen Härtewert von wenigstens 120
HB an jeder Stelle über
die Dicke der Platte.
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Es
versteht sich selbstverständlich,
dass die vorliegende Erfindung nicht auf die beschriebenen Ausführungen
und Beispiele, die oben beschrieben werden, beschränkt ist,
sondern alle Ausführungen
innerhalb des Umfangs der Beschreibung und der folgenden Ansprüche einschließt.