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Verfahren zum Veredeln von Magnesiumlegierungen Die Erfindung betrifft
ein Verfahren zur Verbesserung der Eigenschaften von solchen Magnesiumlegierungen,
die einer Veredelung auf Grund einer durch Wärmebehandlung herbeigeführten Ausscheidungshärtung
zugänglich sind, und zwar insbesondere von Nilagnesiumlegierungen mit zwischen etwa
3% und 12% Aluminium.
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Für die Veredelung derartiger Legierungen ist bereits vorgeschlagen
worden, die Legierungen zum ächst einer Wärmebehandlung in einem Temperaturbereich
steigender Löslichkeit des zur Bildung von Mischkristallen befähigten Legierungsbestandteiles
zu unterwerfen (Homogenisierungsstufe) und darauf die Legierung entweder abzuschrecken
und anschließend in einem tiefer gelegenen Temperaturbereich anzulassen oder aber
sie einer künstlich verzögerten Abkühlung aus dem erstgenannten Temperaturbereich
zu unterwerfen (Anlaßstufe).
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Theoretisch würde die obere Grenze für die in der Homogenisierungsstufe
anzuwendenden Temperaturen durch den Soliduspunkt der Legierung gebildet werden,
und da andererseits die Diffusionsgeschwindigkeit der 1-,egierungsmetalle mit steigenden
Temperaturen stark zunimmt, liegt es nahe, zwecks Abkürzung der Behandlungsdauer
die Glühbehandlung bei Temperaturen möglichst nahe unterhalb des Soliduspunktes
durchzuführen. Es hat sich jedoch in der Praxis gezeigt, daß die Anwendung so hoher
Temperaturen zu einem teilweisen Schmelzen der Legierungen und damit auch zu Formänderungen
der der *Wärmebehandlung zu unterwerfenden Werkstücke führt.
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Es wurde nun gefunden, daß dieses mit der Theorie anscheinend in Widerspruch
stehende Verhalten der Legierungen darauf zurückzuführen ist, daß dieselben bei
der Abkühlung nicht in dem sich aus dem Phasendiagrainm ergebenden Gleichgewicht
erstarren. Die bei der Abkühlung sich bildenden magnesiumreichen Primärkristalle
nehmen nämlich infolge der geringen Diffusionsgeschwindigkeit nicht die der Sättigungsgrenze
im festen Zustande entsprechende Menge an Legierungsmetallen, beispielsweise Aluminium,
in fester Lösung auf, so daß mehr oder weniger große Anteile der letzteren in Form
eines interkristallinen Netzwerkes ausgeschieden werden, dessen Schmelzpunkt anscheinend
mit dem des bei höheren Fremdmetallgehalten auftretenden Eutektikums übereinstimmt.
Schon bei Legierungen mit etwa 311/, Aluminium machen sich Erscheinungen dieser
Art bemerkbar. Man hat infolgedessen bei der Wärmebehandlung dieser Legierungen
nur Temperaturen zur Anwendung bringen können, die unterhalb dieser eutektischen
Temperatur liegen und die zur Erzielung der beabsichtigten
Homogenisierung
über entsprechend lange Zeiträume hinaus aufrechterhalten werden mußten. Da die
hierbei in Frage el kommenden Zeiträume sich nach mehreren Tagen bemessen, wird
die lange Dauer dieser Glühbehandlung im praktischen Betriebe als außerordentlich
störend empfunden'.
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Es wurde nun beobachtet, daß schon nach einer verhältnismäßig kurzzeitigen
Wärmebehandlung bei Temperaturen dicht unterhalb der Eutektikalen die Hauptmenge
des interkristallin eingelagerten, leicht schmelzbaren Netzwerkes verschwindet,
indem nämlich beträchtliche Anteile des letzteren in Form einer festen Lösung in
die anfangs noch ungesättigten primären Magnesiumkristalle eintreten. Ist dieser
Zustand aber einmal erreicht, so erscheint eine nachträgliche Steigerung der Behandlungstemperatur
bis und über die eutektische Temperatur ohne die Gefahr möglich, daß infolge der
Gegenwart leicht schmelzbarer Gefügebestandteile ein teilweis,es Schmelzen der Werkstücke
mit seinen unerwünschten Folgeerscheinungen eintritt. Natürlich darf bei dieser
Steigerung die der Legierungszusammensetzung auf Grund des Zustandsdiagramms entsprechende
Solidustemperatur nicht überschritten werden.
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In der Zeichnung ist beispielsweise die magnesiumreiche Seite des
Zustandsdiagramms der Magnesium-Aluminium-Legierungen wiedergegeben. Die ausgezogenen
Linien A, B, C entsprechen den theoretischen Phasengrenzen
im Gleichgewichtszustand der Legierungen, während die gestrichelt gezeichnete Liniengruppe
D, E, F die bei einer normalen Abkühlung der Legierungen aus
dem geschmolzenen Zustand sich einstellenden tatsächlich beobachteten Verhältnisse
wiedergibt; die Liniengruppe D, E, F kann aber unter Umständen
bis zu etwa, A, herab verschoben sein bei Abkühlungsbedingungen, die von
den normalen abweichen.
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Gemäß Erfindung wird die Homogenisierungsstufe der Wärmebehandlung
in zwei Unterstufen zerlegt, von denen die erste bei Temperaturen unterhalb der
Eutektikalen, aber noch innerhalb des Temperaturgebiets der erhöhten Löslichkeit
des die Vergütung bedingenden Legierungsmetalls durchgeführt wird und von verhältnismäßig
nur kurzer Zeitdauer ist, während in der zweiten Unterstufe höhere Temperaturen,
die zweckmäßig oberhalb der Eutektikalen liegen, zur Anwendung gelangen.
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Die Wirkung der ersten Unterstufe besteht nach dem Vorgesagten darin,
daß der Hauptteil der in den Korngrenzen ausgeschiedenen fremdmetallreichen Bestandteile
durch Diffnsion in die primären Kristalle zum Verschwinden gebracht werden. lin
Hinblick auf die Zeichnung bedeutet dies, daß die gestrichelte Liniengruppe
D, E, F nach links verschoben wird, so daß sie sich den ausgezogenen
Linien A, B, G allmählich nähern und schließlich mit
ihnen zusammenfallen.
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Hieraus folgt aber, daß die Temperaturen, bei denen ein auch nur teilweises
Schmelzen von Bestandteilen der Legierung stattfindet, infolge des Verschwindens
dieser leichtschmelzenden Bestandteile steigen und zum Schluß mit der ausgezogenen
Soliduslinie im Zustandsdiagramm zusammenfallen. Dies heißt aber nichts anderes,
als das im Anschluß eine Wärmebehandlung bei Temperaturen, die bei oder oberhalb
der eutektischen liegen, vorgenommen und so die Homogenisierung in entsprechend
kürzerer Zeit zum Abschluß gebracht werden kann.
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Nach der bisher üblichen Behandlungsweise wurde für die Hornogenisierung
von Magnesitirn-Aluminium-Legierungen eine Wärmebelrandlung bei 430' während etwa
7:2 Stunden für erforderlich gehalten. Nach dem vorliegenden Verfahren dagegen,
bei dem zunächst eine Vorbehandlung bei 430' während etwa 6 bis
9 Stunden erfolgt, wird die gleiche Wirkung schon nach einer Nachbehandlung
bei 440' während etwa 15 bis 8 Stunden erreicht, so daß die Gesamtdauer
der Wärmebehandlung nur etwa #,--i bis 17 Stunden beträgt.
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Die Wärmebehandlung bei den (gegenüber den eutektischen) erhöhten
Temperaturen kann unmittelbar im Anschluß an die Vorbehandlung vorgenommen werden.
Man kann aber auch nach Abschluß der Vorbehandlung den Werkstoff abschrecken und
ihn später der Nachbehandlung bei der erhöhten Temperatur unterwerfen.
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Weitere Versuche haben gezeigt, daß man die Temperatur der Vorbehandlung
schon während der letzteren allmählich steigern kann in dem Sinne, daß man mit der
fortschreitenden Annäherun- der tatsächlichen Soliduslinie an ihren theoretischen
Verlauf (entsprechend der allmählichen Annäherung der Linien D, E,
F an die Linien A, B, C in dem Gleichgewichtsdiagramm)
nachfolgt. Auf diese Weise wird ein allmählicher Cbergang der Vorbehandlungs- in
die Nachbehandlungsstufe erzielt. Beispiel Eine Magnesiumlegierung mit
80/, Aluriiinium und o,31/, Mangan weist in normalem Zustand eine Zugfestigkeit
von ig 1,g/mm-' und eine Dehnung von 5 7, (auf 5o mm Meßlänge) auf. Die Legierung
wurde in einen elektrischen Ofen und in einer Kohlensäureatmosphäre zunächst einer
Vorbehandlung Yährend 5 Stunden bei 420" unterworfen,
worauf
die Temperatur auf 4360 gesteigert und diese letztere Temperetur während 16 Stunden
aufrechterhalten wurde. Nach Abschreckung der Legierung ergab sich eine Zugfestigkeit
von :28kg/mm' und eine Dehnung von 5 % (auf 5o mm Meßlänge). Nach Abschluß
der beschriebenen Wärmebehand-Itlii- kann die Legierung in an sich bekannter Weise
zwecks weiterer Steigerung ihrer Festigkeitseigenschaften eine Anlaßbehandhing während
16Stunden bei i5o' erfahren.
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Neben dem den eigentliche Vergütung bedingenden Fremdinetallen, wie
Aluminium, Zink u. dgl., können auch andere Metalle, wie Silicium, Mangan u. dgl.,
die eine Ausscheidungshärtung im Magnesium nicht zu erzeugen vermögen in kleiner
Menge (bis zu etwa 2'J,) zugegen sein.