DE68913561T2

DE68913561T2 - Aluminium-Lithium-Legierungen.

Info

Publication number: DE68913561T2
Application number: DE1989613561
Authority: DE
Inventors: Philip E Bertz; Alex Cho; Edward L Colvin; Roberto J Rioja; Asuri Vasudevan
Original assignee: Aluminum Company of America
Current assignee: Howmet Aerospace Inc
Priority date: 1988-01-28
Filing date: 1989-01-10
Publication date: 1994-10-20
Anticipated expiration: 2009-01-11
Also published as: JP3101280B2; EP0325937A1; CA1338007C; EP0325937B1; DE4123560A1; DE68913561D1; DE4123560B4; JPH01242750A

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft Legierungen auf Aluminiumbasis und insbesondere verbesserte lithiumhaltige Legierungen auf Aluminiumbasis, aus ihnen hergestellte Produkte und Verfahren zu deren Herstellung.
In der Flugzeugindustrie wurde allgemein erkannt, daß eines der wirksamsten Verfahren zur Verringerung des Gewichts eines Flugzeugs darin besteht, die Dichte der bei der Flugzeugkonstruktion verwendeten Aluminiumlegierungen zu reduzieren. Um dies zu erreichen, wurden Lithiumbeimengungen vorgenommen. Der Zusatz von Lithium zu Aluminiumlegierungen ist jedoch nicht problemlos. Beispielsweise bewirkt der Zusatz von Lithium zu Aluminiumlegierungen häufig eine Abnahme der Dehnbarkeit und der Bruchzähigkeit. Wenn derartige Legierungen für Flugzeugteile Anwendung finden, ist es unbedingt erforderlich, daß die lithiumhaltige Legierung sowohl eine verbesserte Bruchzähigkeit als auch erhöhte Festigkeitseigenschaften besitzt.
Es muß davon ausgegangen werden, daß die hohe Festigkeit und auch die hohe Bruchzähigkeit sich offenbar auf völlig verschiedene Weise erzielen lassen, wenn es sich um herkömmliche Legierungen wie z.B. AA (Aluminum Association) 2024-T3X und AA 7050-TX handelt, die normalerweise im Flugzeugbau Anwendung finden. Beispielsweise weist ein Forschungsbericht von J.T. Staley mit dem Titel "Mikrostruktur und Zähigkeit von hochfesten Aluminiumlegierungen", Von der Bruchzähigkeit abhängige Eigenschaften, ASTM STP605, American Society for Testing and Materials (Amerikanische Gesellschaft für Prüfungen und Werkstoffe), 1976, S. 71 bis 103, allgemein nach, daß für Bleche aus der Legierung AA 2024 die Zähigkeit mit zunehmender Festigkeit abnimmt. In dem gleichen Forschungsbericht wird ferner festgestellt, daß das Gleiche auch für Bleche aus der Legierung AA 7050 gilt. Wünschenswerte Legierungen müßten eine erhöhte Festigkeit mit nur minimal verringerter oder gleichbleibender Zähigkeit verbinden bzw. müßten Verarbeitungsstufen erlauben, bei denen die Zähigkeit in Abhängigkeit von der Zunahme der Festigkeit kontrolliert wird, um eine erstrebenswertere Kombination von Festigkeit und Zähigkeit zu erhalten. Darüberhinaus müßte bei wünschenswerteren Legierungen die Kombinierung von Festigkeit und Zähigkeit mit einer Aluminium-Lithium-Legierung erreichbar sein, die durch Verringerungen der Dichte in der Größenordnung von 5 bis 15 % gekennzeichnet ist. Derartige Legierungen würden in der Raumfahrtindustrie weit verbreitete Anwendung finden, wo geringes Gewicht und hohe Festigkeit und Zähigkeit beträchtliche Kraftstoffeinsparungen zur Folge haben. Somit muß davon ausgegangen werden, daß die Erzielung solcher Eigenschaften wie hohe Festigkeit bei geringfügig verringerter oder gleichbleibender Zähigkeit oder aber die Kontrolle bzw. Steuerung der Zähigkeit in Abhängigkeit von der Zunahme der Festigkeit ein bemerkenswert einmaliges Produkt aus einer Aluminium-Lithium-Legierung hervorbringen würde.
Das US-Patent Nr.4 626 409 offenbart eine Legierung auf Aluminiumbasis, die aus 2,3 bis 2,9 Gew.-% Li, 0,5 bis 1,0 Gew.-% Mg, 1,6 bis 2,4 Gew.-% Cu, 0,05 bis 0,25 Gew.-% Zr, 0 bis 0,5 Gew.-% Ti, 0 bis 0,5 Gew.-% Mn, 0 bis 0,5 Gew.-% Ni, 0 bis 0,5 Gew.-% Cr und 0 bis 2,0 Gew.-% Zn besteht, sowie ein Verfahren zur Herstellung von Blechen oder Bändern aus dieser Legierung. Außerdem offenbart das US-Patent Nr. 4 582 544 ein Verfahren zur superplastischen Verformung einer Aluminiumlegierung, die eine ähnliche Zusammensetzung besitzt wie die in dem US-Patent Nr. 4 626 409 beschriebene Legierung. Die Europäische Patentanmeldung Nr. 210 112 offenbart eine Aluminiumlegierung, die 1 bis 3,5 Gew.-% Li, bis zu 4 Gew.-% Cu, bis zu 5 Gew.-% Mg, bis zu 3 Gew.-% Zn und Mn und Cr- und/oder Zr-Beimengungen enthält. Die Legierung ist rekristallisiert und weist eine Korngröße von weniger als 300 Mikrometer auf. Das US-Patent Nr. 4 648 913 offenbart ein Halbzeug aus einer Legierung auf Aluminiumbasis, das gleichzeitig erhöhte Festigkeits- und Bruchzähigkeitseigenschaften besitzt, nachdem es z.B. um mehr als 3 % gestreckt wurde.
Die vorliegende Erfindung sieht verbesserte lithiumhaltige Legierungen auf Aluminiumbasis vor, deren Verarbeitungsprodukte erhöhte Festigkeitseigenschaften bei gleichbleibend hohen Zähigkeitswerten besitzen.
Die vorliegende Erfindung sieht ein verbessertes Produkt aus einer lithiumhaltigen Legierung auf Aluminiumbasis vor, das verarbeitet werden kann, um die Festigkeitseigenschaften zu verbessern, ohne daß gleichzeitig die hohen Bruchzähigkeitswerte abnehmen, oder das verarbeitet werden kann, um eine gewünschte Festigkeit bei einem kontrollierten Niveau der Bruchzähigkeit zu erzielen.
Fig. 1 veranschaulicht in Form eines Diagramms die Festigkeit von Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung in Abhängigkeit von der Zähigkeit.
Fig. 2 veranschaulicht in Form eines Diagramms die Festigkeit einer Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung in Abhängigkeit von der Alterungszeit.
Fig. 3 veranschaulicht verschiedene Zähigkeit-Fließgrenze- Beziehungen, bei denen Verschiebungen nach oben und nach rechts verbesserte Kombinationen dieser Eigenschaften darstellen.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird eine Legierung auf Aluminiumbasis angegeben, die zu einem Halbzeug geformt werden kann, das in Kombination eine verbesserte Festigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Bruchzähigkeit besitzt, wobei die Legierung aus 0,2 bis 5,0 Gew.-% Li, 0,05 bis 6,0 Gew.-% Mg, 2,45 bis weniger als 4,0 Gew.-% Cu, 0,05 bis 2,0 Gew.-% Zn, 0,01 bis 0,16 Gew.-% Zr, max. 0,5 Gew.-% Fe und max. 0,5 Gew.-% Si besteht und wahlweise 0 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,05 bis 0,2 Gew.-% Cr, V, Hf, Ti enthält - der Rest sind Aluminium und zufällige Verunreinigungen - wobei die Legierung ein Mg-Zn-Verhältnis von 0,1 bis weniger als 1,0 aufweist, wenn Mg im Bereich von 0,1 bis 1,0 Gew.-% vorliegt. Die Verunreinigungen werden vorzugsweise auf je etwa 0,05 Gew.-% begrenzt, und die Kombination der Verunreinigungen sollte 0,35 Gew.-% vorzugsweise nicht übersteigen. Innerhalb dieser Grenzen sollte die Gesamtsumme aller Verunreinigungen vorzugsweise 0,15 Gew.-% nicht überschreiten.
Eine bevorzugte Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung kann 1,5 bis 3,0 Gew.-% Li, 2,5 bis 2,95 Gew.-% Cu, 0,2 bis 2,5 Gew.-% Mg, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Zn, 0,05 bis 0,12 Gew.-% Zr enthalten, und der Rest sind, wie oben angegeben, Aluminium und Verunreinigungen. Eine typische Zusammensetzung der Legierung wäre folgende: 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, mehr als 0,1 bis weniger als 0,16 Gew.-% Zr und maximal je 0,1 Gew.-% Fe und Si.
Eine geeignete Legierung würde sich wie folgt zusammensetzen: 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, 0,08 bis 0,12 Gew.-% Zr und maximal je 0,1 Gew.-% Fe und Si, der Rest ist Aluminium.
Bei einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist ein Halbzeug der Legierung auf Aluminiumbasis vorgesehen, das in Kombination eine verbesserte Festigkeit, Bruchzähigkeit und Korrosionsbeständigkeit besitzt. Das Produkt kann in einem Zustand bereitgestellt werden, der für das Altern geeignet ist, und in dem es durch die Alterungsbehandlung eine erhöhte Festigkeit erreichen kann, ohne daß sich die Bruchzähigkeit oder die Korrosionsbeständigkeit wesentlich verschlechtern. Das Produkt enthält 0,2 bis 5,0 Gew.-% Li, 0,05 bis 6,0 Gew.-% Mg, 2,45 bis 2,95 Gew.-% Cu, 0,05 bis 0,16 Gew.-% Zr, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Zn, maximal 0,5 Gew.-% Fe und maximal 0,5 Gew.-% Si, der Rest sind Aluminium und zufällige Verunreinigungen. Darüberhinaus kann das Produkt einer dem Strecken äquivalenten Umformung unterzogen werden, so daß es nach der Alterung eine erhöhte Festigkeit und gleichzeitig eine verbesserte Bruchzähigkeit besitzt. Bei dem Verfahren zur Herstellung eines Produkts aus einer Legierung auf Aluminiumbasis, das in Kombination eine verbesserte Festigkeit, Bruchzähigkeit und Korrosionsbeständigkeit besitzt, ist ein Körper aus einer lithiumhaltigen Legierung auf Aluminiumbasis vorgesehen, der zu einem Aluminiumhalbzeug verarbeitet werden kann. Das Halbzeug kann zunächst einer Lösungsglühbehandlung unterzogen und danach gestreckt oder einer dem Strecken äquivalenten Umformung unterzogen werden. Der Umformgrad ist beispielsweise beim Strecken normalerweise größer als der für das Beseitigen von inneren Restabschreckspannungen angewandte Umformgrad.
Eine bevorzugte Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung kann 0,2 bis 0,5 Gew.-% Li, 2,45 bis weniger als 4,0 Gew.-% Cu, 0,05 bis 5,0 Gew.-% Mg, 0,05 bis 0,16 Gew.-% Zr und 0,2 bis 2,0 Gew.-% Zn enthalten, wobei der Rest aus Aluminium und Verunreinigungen besteht, wie dies oben angegeben wurde. Eine typische Zusammensetzung der Legierung wäre: 1,5 bis 3,0 Gew.-% Li, 2,55 bis 2,90 Gew.-% Cu, 0,2 bis 2,5 Gew.-% Mg, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Zn, 0,08 bis 0,12 Gew.-% Zr, 0 bis 1,0 Gew.-% Mn und maximal je 0,1 Gew.-% Fe und Si. Bei einer bevorzugten typischen Legierung kann sich der Mg- Gehalt zwischen 0,2 und 2,0 Gew.-% bewegen.
Bei der vorliegenden Erfindung ist Lithium ein sehr wichtiger Bestandteil, nicht nur weil es eine signifikante Verringerung der Dichte zuläßt, sondern auch, weil es die Zugfestigkeit und die Fließgrenze sowie den Elastizitätsmodul erheblich verbessert. Außerdem verbessert das Vorhandensein von Lithium die Ermüdungsbeständigkeit. Am bedeutungsvollsten ist jedoch die Anwesenheit von Lithium in Kombination mit anderen geregelten Mengen von Legierungselementen, indem es die Herstellung von Halbzeugen aus Aluminiumlegierungen ermöglicht, die umgeformt werden können, um einmalige Kombinationen der Festigkeit und der Bruchzähigkeit unter Beibehaltung erheblicher Verringerungen der Dichte zu erzielen.
Es muß festgestellt werden, daß, um ein hohes Maß an Korrosionsbeständigkeit zusätzlich zu den einmaligen Kombinationen der Festigkeit und der Bruchzähigkeit sowie der Dichtereduzierungen zu erhalten, eine sorgfältige Wahl aller Legierungselemente erforderlich ist. Beispielsweise nimmt für je 1 Gew.-% zugesetzten Lithiums die Dichte der Legierung um etwa 2,4 % ab. Wenn demzufolge die Dichte die einzige in Betracht zu ziehende Eigenschaft wäre, würde die Lithiummenge maximiert werden. Wenn allerdings angestrebt wird, die Zähigkeit bei einem gegebenen Festigkeitsniveau zu erhöhen, sollte Kupfer zugesetzt werden. Je 1 Gew.-% der Legierung zugesetztes Kupfer bewirkt allerdings eine Zunahme der Dichte um 0,87 %, während gleichzeitig die Korrosionsbeständigkeit und die Spannungsrißkorrosionsbeständigkeit verringert werden. In gleicher Weise erhöht sich bei je 1 Gew.-% zugesetzten Mangans die Dichte um etwa 0,85 %. Folglich muß darauf geachtet werden, daß die durch den Zusatz von Lithium erreichten Vorteile nicht durch den Zusatz von Legierungselementen wie z.B. Kupfer und Mangan verlorengehen. Während Lithium also das wichtigste Element für die Gewichtseinsparung ist, sind die anderen Elemente von Bedeutung, um die richtigen Niveaus der Festigkeit, der Bruchzähigkeit, der Korrosionsbeständigkeit und der Spannungsrißkorrosionsbeständigkeit zu erzielen.
Was Kupfer betrifft, insbesondere in den oben zur Verwendung gemäß der vorliegenden Erfindung angegebenen Mengen, so verstärkt sein Vorhandensein die Eigenschaften des Legierungsprodukts durch eine weniger starke Verringerung der Bruchzähigkeit bei höheren Festigkeitsniveaus. Das heißt, im Vergleich zu Lithium z.B. besitzt Kupfer bei der vorliegenden Erfindung die Fähigkeit, gleichzeitig höhere Werte der Festigkeit und der Zähigkeit zu erzeugen. Folglich ist es im Rahmen der vorliegenden Erfindung bei der Wahl einer Legierung wichtig, die gewünschte Bruchzähigkeit und die gewünschte Festigkeit auszugleichen, da beide Elemente zur Erzielung einzigartiger Bruchzähigkeits- und Festigkeitswerte gemäß der vorliegenden Erfindung zusammenwirken. Es ist von Bedeutung, daß die oben angegebenen Bereiche eingehalten werden, insbesondere was die Grenzwerte für Kupfer betrifft, da ein übermäßiger Kupfergehalt beispielsweise zu einer unerwünschten Ausbildung von intermetallischen Verbindungen führen kann, was sich seinerseits nachteilig auf die Bruchzähigkeit auswirken kann. Der Kupfergehalt sollte geringer als 3,0 Gew.-% sein; bei einer weniger bevorzugten Ausführungsform kann der Kupfergehalt allerdings auf weniger als 4,0 Gew.-% und vorzugsweise auf weniger als 3,5 Gew.-% erhöht werden. Der Gesamtgehalt an Lithium und Kupfer sollte 5,5 Gew.-% nicht übersteigen, wobei der Lithiumgehalt mindestens 1,5 Gew.-% betragen sollte, ein höherer Lithiumgehalt jedoch vorzuziehen ist.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wurde also festgestellt, daß durch die Einhaltung der oben angegebenen Bereiche für Kupfer die Bruchzähigkeit, die Festigkeit, die Korrosionsbeständigkeit und die Spannungsrißkorrosionsbeständigkeit maximiert werden können.
Magnesium wird bei dieser Klasse von Aluminiumlegierungen hauptsächlich zur Erhöhung der Festigkeit zugesetzt oder vorgesehen, obgleich es auch eine leichte Verringerung der Dichte bewirkt und auch von diesem Gesichtspunkt von Vorteil ist. Es ist wichtig, die oben angegebenen Grenzwerte für Magnesium einzuhalten, da ein Magnesiumüberschuß beispielsweise zu einer Beeinträchtigung der Bruchzähigkeit führen kann, insbesondere durch die Ausbildung unerwünschter Phasen an den Korngrenzen.
Zirkonium ist das bevorzugte Material für die Regulierung der Kornstruktur; andere Materialien zur Regulierung der Kornstruktur können Cr, V, Hf, Mn und Ti sein, typischerweise mit Gehalten von 0,05 bis 0,2 Gew.-%, wobei der Gehalt an Hf und Mn typischerweise bis zu 0,6 Gew.-% betragen kann. Der angewandte Zirkoniumgehalt hängt davon ab, ob eine rekristallisierte oder eine nicht rekristallisierte Struktur gewünscht wird. Die Verwendung von Zink bewirkt erhöhte Festigkeitsniveaus, insbesondere in Kombination mit Magnesium. Ein übermäßiger Zinkgehalt kann allerdings durch die Ausbildung intermetallischer Phasen die Bruchzähigkeit nachteilig beeinflussen.
Zink ist wichtig, da es in dieser Kombination mit Magnesium ein erhöhtes Festigkeitsniveau bewirkt, das von hohen Werten der Korrosionsbeständigkeit begleitet ist, wenn man zinkfreie Legierungen zum Vergleich heranzieht. Besonders wirksame Zinkgehalte liegen im Bereich von 0,1 bis 1,0 Gew.-%, wenn sich der Magnesiumgehalt zwischen 0,05 und 0,5 Gew.-% bewegt, wie man heute weiß. Es ist von Bedeutung, das Magnesium-Zink-Verhältnis bei ungefähr 0,1 bis weniger als 1,0 zu halten, wenn sich der Magnesiumgehalt zwischen 0,1 und 1 Gew.-% bewegt, bei einem bevorzugten Mg-Zn-Verhältnis im Bereich von 0,2 bis 0,9 und bei einem typischen Mg-Zn-Verhältnis von ungefähr 0,3 bis 0,8. Das Mg-Zn-Verhältnis kann sich zwischen 1 und 6 bewegen, wenn der Gew.- Prozentsatz für Mg 1 bis 4,0 beträgt und der Gew.-Prozentsatz für Zink bei 0,2 bis 2,0 und vorzugsweise im Bereich von 0,2 bis 0,9 Gew.-% eingeregelt wird.
Die Umformung bei einem Mg-Zn-Verhältnis unter 1 ist insofern wichtig, als sie dazu beiträgt, daß das umgeformte Erzeugnis weniger anisotroper oder aber mehr isotroper Natur ist, d.h. seine Eigenschaften nach allen Richtungen gleichmäßiger sind. Das bedeutet, daß das Umformen bei einem Mg- Zn-Verhältnis im Bereich von 0,2 bis 0,8 bewirken kann, daß das Endprodukt eine stark reduzierte warmumgeformte Textur aufweist, die durch das Walzen entsteht, um beispielsweise verbesserte Eigenschaften z.B. in 45º-Richtung zu erzielen.
Die Zähigkeit oder die Bruchzähigkeit in der hier angeführten Bedeutung bezieht sich auf den Widerstand eines Körpers, z.B. eines Strangpreßteils, eines Schmiedeteils, eines Bleches oder einer Platine, gegen instabiles Wachstum von Rissen oder anderen Fehlern.
Ein Mg-Zn-Verhältnis kleiner als 1 ist aus einem anderen Grund wichtig. Wenn z.B. das Mg-Zn-Verhältnis kleiner als 1, beispielsweise bei 0,5 gehalten wird, erzielt man dadurch nicht nur eine stark erhöhte Festigkeit und Bruchzähigkeit, sondern auch eine wesentlich verbesserte Korrosionsbeständigkeit. Wenn z.B. der Mg- und der Zn-Gehalt jeweils 0,5 Gew.-% beträgt, ist die Korrosionsbeständigkeit erheblich verringert. Wenn dagegen der Mg-Gehalt ungefähr 0,3 Gew.-% und der Zn-Gehalt 0,5 Gew.-% beträgt, besitzt die Legierung eine hohe Korrosionsbeständigkeit.
Obwohl die Erfinder ihre Erfindung nicht mit irgendeiner Theorie verknüpfen möchten, gehen sie doch davon aus, daß die Schichtkorrosionsbeständigkeit und der Widerstand gegen Rißausbreitung unter einer wirkenden Spannung ansteigen, wenn Zn zugesetzt wird. Es wird angenommen, daß dieses Verhalten auf die Tatsache zurückzuführen ist, daß Zn die Desaturierung von Cu aus dem Grundmassen-Mischkristall durch verstärkte Ausscheidung von Cu-reichen Ausscheidungspartikeln stimuliert. Man glaubt, daß dieser Effekt das Lösungspotential zu höheren elektronegativen Werten hin verändert. Ferner wird angenommen, daß Zink Mg-Zn-Anlagerungsphasen an den Korngrenzen bildet, die mit den sich ausbreitenden Rissen zusammenwirken und die Rißspitze abstumpfen oder den fortschreitenden Riß ablenken, so daß sich der Widerstand gegen Rißausbreitung unter einer wirkenden Belastung erhöht.
Kombinationen verbesserter Festigkeit und Bruchzähigkeit bedeuten eine Verschiebung in der normalen inversen Beziehung zwischen der Festigkeit und der Bruchzähigkeit in Richtung auf höhere Bruchzähigkeitswerte bei gegebenen Festigkeitsniveaus oder in Richtung auf höhere Festigkeitswerte bei gegebenen Bruchzähigkeitsniveaus. Beispielsweise stellt in Fig. 3 der sich von Punkt A nach Punkt D erstrekkende Abschnitt den Bruchzähigkeitsverlust dar, der gewöhnlich mit dem Ansteigen der Festigkeit einer Legierung einhergeht. Im Gegensatz dazu veranschaulicht der sich von Punkt A nach Punkt B erstreckende Abschnitt eine Zunahme der Festigkeit bei gleichem Bruchzähigkeitsniveau. Folglich stellt der Punkt B eine verbesserte Kombination von Festigkeits- und Bruchzähigkeits-Werten dar. Außerdem veranschaulicht der sich von Punkt A nach Punkt C erstreckende Abschnitt eine Zunahme der Festigkeit bei abnehmender Bruchzähigkeit, die Kombination der Festigkeits- und der Bruchzähigkeits-Werte ist jedoch für den Punkt A verbessert. Bezogen auf den Punkt D ist dagegen in dem Punkt C die Bruchzähigkeit erhöht, während die Festigkeit etwa gleich bleibt, wobei die Kombination der Festigkeits- und der Bruchzähigkeits-Werte als verbessert anzusehen ist. Wenn man nun noch den Punkt B zu dem Punkt D in Beziehung setzt, so ergibt sich eine erhöhte Bruchzähigkeit bei verringerter Festigkeit, die Kombination der Festigkeits- und der Bruchzähigkeits-Werte muß jedoch auch hier als verbessert angesehen werden.
Ebenso wie die Bereitstellung eines Legierungsproduktes mit geregelten Mengen von Legierungselementen - wie oben beschrieben wurde - ist es vorteilhaft, wenn die Legierung in Übereinstimmung mit spezifischen Verfahrensstufen hergestellt wird, um die besonders angestrebten Eigenschaften der Festigkeit und der Bruchzähigkeit zu erzielen. Folglich kann die Legierung, wie an dieser Stelle beschrieben, als Massel oder Barren (Strang) für die Weiterverarbeitung zu einem geeigneten Halbzeug mit Hilfe der gegenwärtig für Gießereierzeugnisse angewandten Gußverfahren geliefert werden, wobei das Stranggußverfahren bevorzugt wird. Die Legierung kann aber auch durch Walzguß oder Brammenguß bis auf Dicken von 6,3 bis 50 oder 75 mm (0,25 bis 2 oder 3 Zoll) oder bis auf größere Dicken weiterverarbeitet werden, in Abhängigkeit von dem gewünschten Endprodukt. Es sollte an dieser Stelle darauf hingewiesen werden, daß die Legierung auch in Barrenform bereitgestellt werden kann, wobei die Barren aus feinen Teilchen, z.B. aus pulverisierter Aluminiumlegierung, deren chemische Zusammensetzung den oben angegebenen Bereichen entspricht, zusammengepreßt werden können. Das Pulver- oder Teilchenmaterial kann mittels verschiedener Verfahren, z.B. durch Zerstäuben, durch mechanisches Zulegieren oder durch Schmelzspinnen erzeugt werden. Die Massel oder Barren können vorgeformt oder umgeformt werden, um ein geeignetes Rohmaterial für die nachfolgenden Umformoperationen zu erhalten. Vor der Hauptumformoperation wird das Legierungsrohmaterial vorzugsweise der Homogenisierung unterzogen, vorzugsweise bei Metalltemperaturen im Bereich von 482 bis 566 ºC (900 bis 1050 ºF) während eines Zeitraums von mindestens 1 Stunde, um lösliche Elemente, wie z.B. Li, Cu, Zn und Mg aufzulösen und die innere Metallstruktur zu homogenisieren. Eine bevorzugte Zeitdauer ist etwa 20 Stunden oder mehr im Homogenisierungs-Temperaturbereich. Normalerweise dürfen die Erwärmung und die Homogenisierungsbehandlung auf höchstens 40 Stunden ausgedehnt werden; längere Zeiträume sind jedoch normalerweise nicht schädlich. Eine Einwirkungsdauer von 20 bis 40 Stunden bei Homogenisierungstemperatur hat sich als recht geeignet erwiesen. Zusätzlich zu der Auflösungskomponente zur Unterstützung der Umformbarkeit ist diese Homogenisierungsbehandlung insofern wichtig, als angenommen wird, daß durch sie Mn- und Zr-tragende Dispersoide ausgeschieden werden, was dazu beiträgt, die endgültige Kornstruktur zu steuern.
Nach der Homogenisierungsbehandlung kann das Metall gewalzt oder stranggepreßt oder auf andere Weise umgeformt werden, um Rohmaterial, wie z.B. Bleche, Platinen oder Strangpreßprofile oder andere Rohlinge zu erhalten, die für die Formung des Endprodukts geeignet sind. Um ein Blech oder ein platinenartiges Produkt herzustellen, wird ein Legierungskörper vorzugsweise bis auf eine Dicke im Bereich von 2,5 bis 6,3 mm (0,1 bis 0,25 Zoll) für Bleche und bis auf eine Dicke von 6,3 bis 150 mm (0,25 bis 6,0 Zoll) für Platinen warmgewalzt. Für Warmwalzzwecke sollte die Temperatur im Bereich von 538 ºC (1000 ºF) bis herunter zu 399 ºC (750 ºF) liegen. Vorzugsweise sollte die Temperatur des Metalls anfangs im Bereich von 454 bis 524 ºC (850 bis 975 ºF) liegen.
Wenn ein Platinenprodukt für die Fertigung von Tragflächenholmen bestimmt ist, für die dickere Querschnitte benötigt werden, sind normalerweise andere Umformoperationen als das Warmwalzen nicht erforderlich. Wenn die Tafeln für die Fertigung von Tragflächen und Flugzeugrümpfen bestimmt sind, die eine dünnere Blechdicke erfordern, können weitere Dikkenreduzierungen durch Kaltwalzen vorgenommen werden. Derartige Dickenreduzierungen können bis zu einer Blechdicke z.B.im Bereich von 0,25 bis 6,33 mm (0,010 bis 0,249 Zoll) und normalerweise im Bereich von 0,76 bis 2,5 mm (0,030 bis 0,10 Zoll) durchgeführt werden.
Nach dem Umformen eines Legierungkörpers bis auf die gewünschte Dicke wird das Blech oder die Platine oder das jeweilige umgeformte Produkt einem Lösungsglühen zur Auflösung der löslichen Elemente unterzogen. Das Lösungsglühen wird vorzugsweise bei einer Temperatur im Bereich von 482 bis 566 ºC (900 bis 1050 ºF) durchgeführt und bewirkt vorzugsweise eine nichtrekristallisierte Kornstruktur.
Das Lösungsglühen kann chargenweise oder kontinuierlich durchgeführt werden, und die Dauer des Lösungsglühens kann von einigen Stunden für die chargenweise Behandlung bis zu wenigen Sekunden für das kontinuierliche Lösungsglühen variieren. Grundsätzlich kann das Lösungsglühen der Legierung zur Erzielung eines Einphasen-Zustandsbereiches ziemlich schnell erfolgen, z.B. innerhalb von nur 30 bis 60 s, sobald das Metall eine Lösungstemperatur von etwa 538 bis 566 ºC (1000 bis 1050 ºF) erreicht hat. Die Erwärmung des Metalls auf diese Temperatur kann jedoch in Abhängigkeit von der Art der angewandten Operation erhebliche Zeiträume beanspruchen. Beim chargenweisen Lösungsglühen eines Blecherzeugnisses in einer Fertigungstätte wird das Blech in einer Ofencharge behandelt, und es kann eine bestimmte Zeit erforderlich sein, um die gesamte Ofencharge auf Lösungstemperatur zu bringen; dementsprechend kann das Lösungsglühen eine oder mehrere Stunden beanspruchen, z.B. eine oder zwei Stunden oder mehr beim chargenweisen Lösungsglühen. Beim kontinuierlichen Lösungsglühen passiert das Blech als Einzelstrang stetig einen langgestreckten Ofen, wodurch die Erwärmungsgeschwindigkeit beträchtlich erhöht wird. Das kontinuierliche Verfahren wird bei der Anwendung der vorliegenden Erfindung favorisiert, insbesondere für Blecherzeugnisse, da bei ihm eine relativ schnelle Erwärmung und eine kurze Verweilzeit bei Lösungstemperatur erreicht werden. Demzufolge denken die Erfinder über ein Lösungsglühen mit einer so kurzen Glühzeit wie ungefähr 1 min nach. Als eine weitere Hilfe bei der Erreichung einer kurzen Erwärmungszeit ist eine Ofentemperatur oder eine Ofenzonentemperatur anzusehen, die signifikant über der gewünschten Metalltemperatur liegt und damit eine höhere Temperaturspitze bedingt, die für die Verringerung der Erwärmungszeiten von Vorteil ist.
Um desweiteren die gewünschte Festigkeit und Bruchzähigkeit sowie Korrosionsbeständigkeit zu erreichen, die das Endprodukt besitzen muß und die auch beim Umformen erhalten bleiben müssen, sollte das Produkt abgeschreckt werden, um die unkontrollierte Ausscheidung von Verfestigungsphasen, auf die später eingegangen wird, zu verhindern oder zu minimieren.
Nachdem das Legierungprodukt der vorliegenden Erfindung dem Lösungsglühen und Abschrecken unterzogen wurde, kann es der künstlichen Alterung ausgesetzt werden, um in Verbindung mit einer hohen Festigkeit eine hohe Bruchzähigkeit zu erzielen, die für die tragenden Flugzeugteile erforderlich sind. Dies kann erfolgen, indem das Blech oder die Platine oder das Formteil einer Temperatur im Bereich von 65 bis 204 ºC (150 bis 400 ºF) lange genug ausgesetzt wird, um die Fließgrenze (die Umformfestigkeit) weiter zu erhöhen. Bei bestimmten chemischen Zusammensetzungen kann das Zwischenprodukt bis zur Erreichung einer Fließgrenze von 655 MPa (95 ksi) künstlich gealtert werden. Die brauchbaren Festigkeiten liegen allerdings im Bereich von 345 bis 586 MPa (50 bis 85 ksi), und die entsprechenden Bruchzähigkeiten für Blecherzeugnisse liegen im Bereich von 28 bis 83 MPa m (25 bis 75 ksi in). Die künstliche Alterung wird vorzugsweise durchgeführt, indem das Legierungsprodukt einer Temperatur im Bereich von 135 bis 190 ºC (275 bis 375 ºF) während eines Zeitraums von mindestens 30 min ausgesetzt wird. Ein geeignetes Alterungsverfahren besteht in einer entsprechenden Behandlung mit einer Dauer von ungefähr 8 bis 24 Stunden bei einer Temperatur von 163 ºC (325 ºF). Außerdem muß darauf hingewiesen werden, daß das Legierungsprodukt gemäß der vorliegenden Erfindung einer der Fachleuten allgemein bekannten, typischen unvollständigen Alterungsbehandlungen unterzogen werden kann, einschließlich der natürlichen Alterung und der mehrstufigen Alterung. Ferner wird, obwohl hier auf die einstufige Alterung Bezug genommen wurde, die mehrstufige Alterung, wie z.B. die zwei- oder die dreistufige Alterung, vorgesehen, und vor der oder auch nach einem Teil der mehrstufigen Alterung kann das Strecken oder eine gleichwertige Umformbehandlung angewandt werden.
Nach dem Lösungsglühen und Abschrecken, wie es oben beschrieben wurde, können die soweit vergüteten Bleche, Platinen oder Strangpreßprofile und anderen Halbzeuge einen Fließgrenzenbereich von etwa 172,5 bis 345 MPa (25 bis 50 ksi) und ein Bruchzähigkeitsniveau im Bereich von ungefähr 55 bis 165 MPa m (50 bis 150 ksi in) aufweisen. Durch die Anwendung der künstlichen Alterung zur Erhöhung der Festigkeit kann jedoch die Bruchzähigkeit beträchtlich zurückgehen. Um den Verlust an Bruchzähigkeit zu minimieren, der in der Vergangenheit mit einer Erhöhung der Festigkeit einherging, wurde festgelegt, daß die dem Lösungsglühen und dem Abschrecken unterzogenen Legierungprodukte, insbesondere Bleche, Platinen oder Strangpreßprofile gestreckt werden müssen, vorzugsweise bei Raumtemperatur, und zwar um einen Betrag von mehr als 1 %, z.B. um 2 bis 6 % oder mehr, ihrer ursprünglichen Länge, oder auf andere Weise umgeformt oder verformt werden müssen, um auf das Produkt einen Umformeffekt wirken zu lassen, der einem Strecken um mehr als 1 % seiner ursprünglichen Länge entspricht. Unter Umformeffekt sind Walzen und Schmieden ebenso wie andere Umformmethoden zu verstehen. Es wurde festgestellt, daß die Festigkeit des Bleches oder der Platine aus der hier erwähnten Legierung durch das Strecken vor der künstlichen Alterung beträchtlich erhöht werden kann, und daß ein derartiges Strecken eine geringe oder keine Abnahme der Bruchzähigkeit verursacht. Es muß davon ausgegangen werden, daß bei vergleichbaren hochfesten Legierungen das Strecken zu einem deutlichen Nachlassen der Bruchzähigkeit führen kann. Wie in der zuvor erwähnten Veröffentlichung von J.T. Staley nachgewiesen wurde, verringert das Strecken bei der Legierung AA 7050 sowohl die Bruchzähigkeit als auch die Festigkeit. Für die Legierung AA 2024 erhöht das Strecken um 2 % die Festigkeit und Bruchzähigkeit über die Werte hinaus, die ohne Anwendung des Streckens erhalten wurden; ein weiteres Strecken über das Maß von 2 % hinaus ergibt allerdings keine wesentliche Steigerung der Bruchzähigkeit. Wenn man daher die Bruchzähigkeit-Festigkeit-Beziehung betrachtet, so ist es nur von geringem Vorteil, ein Strecken von mehr als 2 % auf die Legierung AA 2024 anzuwenden, während es für die Legierung AA 7050 sogar nachteilig ist. Wenn dagegen das Strecken oder eine äquivalente Umformbehandlung mit der künstlichen Alterung kombiniert wird, kann ein Legierungprodukt gemäß der vorliegenden Erfindung erhalten werden, das gleichzeitig eine signifikant erhöhte Bruchzähigkeit und Festigkeit besitzt.
Obwohl sich die Erfinder nicht unbedingt auf irgendeine Erfindungstheorie festlegen möchten, muß angenommen werden, daß die Verformung oder Umformung, wie z.B. das Strecken, die nach dem Lösungsglühen und Abschrecken angewandt wird, eine gleichförmigere Verteilung der lithiumhaltigen metastabilen Ausscheidungspartikel nach der künstlichen Alterung bewirken. Es wird davon ausgegangen, daß diese metastabilen Ausscheidungspartikel als Ergebnis der Eintragung sehr vieler Fehler (Versetzungen, Leerstellen, Leerstellenanhäufungen usw.) auftreten, die als bevorzugte Keimbildungsorte für diese Ausscheidungsphasen (wie z.B. T'&sub1;, eine Vorstufe der Al&sub2;CuLi-Phase) überall in jedem Korn wirken. Außerdem wird angenommen, daß dieses Verfahren die Keimbildung sowohl der metastabilen als auch der Gleichgewichtsphase, wie z.B. Al&sub3;Li, AlLi, Al&sub2;CuLi und Al&sub5;CuLi&sub3;, an den Korn- und Subkorngrenzen hemmt. Desweiteren wird angenommen, daß die Kombination der verstärkten gleichförmigen Ausscheidung überall in jedem Korn und der verringerten Korngrenzenausscheidung die beobachteten gleichzeitigen höheren Werte der Festigkeit und der Bruchzähigkeit in Aluminium-Lithium-Legierungen hervorruft, die z.B. vor dem endgültigen Altern durch Strecken verformt oder umgeformt wurden.
Im Falle von Blechen oder Tafeln ist es z.B. vorteilhafter, wenn das Strecken oder eine äquivalente Umformung mehr als 1 % ausmacht, z.B. 2 % oder mehr, jedoch höchstens 14 %. Weiterhin ist es vorteilhafter, wenn die Streckung ungefähr 2 bis 10 % beträgt, z.B. eine Längenzunahme von 3,7 bis 9 % gegenüber der ursprünglichen Länge, mit typischen Längenzunahmen im Bereich von 5 bis 8 %.
Wenn die Massel der Legierung durch Walzgießen oder durch Brammengießen hergestellt wurde, kann das Gußmaterial dem Strecken oder einer äquivalenten Umformung ohne Zwischenstufen oder mit nur einigen der Zwischenstufen unterzogen werden, um die Festigkeit und die Bruchzähigkeit gemäß der vorliegenden Erfindung zu erhalten.
Nachdem das Legierungprodukt der vorliegenden Erfindung umgeformt wurde, kann es der künstlichen Alterung unterzogen werden, um eine hohe Festigkeit bei gleichzeitiger hoher Bruchzähigkeit zu erhalten, die für tragende Flugzeugteile unbedingt erforderlich sind.
Der hier verwendete Begriff der spezifischen Festigkeit ist die Streckfestigkeit geteilt durch die Dichte der Legierung. Tafelförmige (platinenartige) Produkte, die z.B. aus Legierungen in Übereinstimung mit der vorliegenden Erfindung hergestellt wurden, besitzen eine spezifische Festigkeit von mindestens 0,75 x 10&sup6; ksi in³/lb (1 ksi in³/lb 110,4 MPa kg/m³) und vorzugsweise von mindestens 0,80 x 10&sup6; ksi in³/lb. Die Legierungen können spezifische Festigkeiten von 1,00 x 10&sup6; ksi in³/lb erreichen.
Das Halbzeug gemäß der vorliegenden Erfindung kann entweder mit einer rekristallisierten Kornstruktur oder mit einer nichtrekristallisierten Kornstruktur bereitgestellt werden, je nach der Art der angewandten thermomechanischen Behandlung. Wenn ein tafelartiges Erzeugnis mit einer nichtrekristallisierten Kornstruktur gewünscht wird, wird die Legierung, wie oben beschrieben, warmgewalzt und lösungsgeglüht. Wenn dagegen ein tafelartiges Produkt mit einer rekristallisierten Kornstruktur gewünscht wird, muß der Zr-Gehalt auf einem sehr niedrigen Niveau gehalten werden, z.B. bei weniger als 0,05 Gew.-%, und die thermomechanische Behandlung muß bei Walztemperaturen von etwa 426 bis 454 ºC (800 bis 850 ºF) durchgeführt werden, zusammen mit dem oben beschriebenen Lösungsglühen. Für eine nichtrekristallisierte Kornstruktur sollte der Zr-Gehalt über 0,10 Gew.-% liegen, und die thermomechanische Bearbeitung sollte wie oben angegeben durchgeführt werden, es sei denn, beim Lösungsglühen wird eine Erwärmungsgeschwindigkeit von höchstens 5 ºF/min und vorzugsweise von weniger als 1 ºF/min angewandt.
Wenn ein Blech mit einer rekristallisierten Kornstruktur gewünscht wird, das einen niedrigen Zr-Gehalt aufweist, beispielsweise weniger als 0,1 Gew.-% und typischerweise im Bereich zwischen 0,05 und 0,08 Gew.-%, wird die Massel zuerst bis auf eine Brammendicke von ungefähr 2 bis 5 Zoll warmgewalzt. Danach wird das Material bis auf eine Temperatur zwischen 371 und 454 ºC (700 bis 850 ºF) wiedererwärmt und anschließend bis auf Blechdicke warmausgewalzt. Darauf folgt ein Glühen bei einer Temperatur zwischen 260 und 454 ºC (500 bis 850 ºF) für die Dauer von 1 bis 12 Stunden. Danach wird das Material kaltgewalzt, um mindestens eine Dikkenreduzierung von 25 % zu erreichen, was der Blechdicke entspricht. Das Blech wird dann wie oben beschrieben dem Lösungsglühen, Abschrecken, Strecken und Altern unterzogen. Wenn der Zr-Gehalt ziemlich erheblich ist, beispielsweise etwa 0,12 Gew.-%, kann, wenn dies gewünscht wird, eine rekristallisierte Kornstruktur erhalten werden. Hierbei wird die Massel bei einer Temperatur im Bereich von 426 bis 538 ºC (800 bis 1000 ºF) warmgewalzt und dann bei einer Temperatur von ungefähr 426 bis 454 ºC (800 bis 850 ºF) für die Dauer von 4 bis 16 Stunden geglüht. Danach wird das Material kaltgewalzt, um eine Dickenreduzierung von mindestens 25 % zu erzielen. Das Blech wird dann bei einer Temperatur im Bereich von 510 bis 549 ºC (950 bis 1020ºF) dem Lösungsglühen unterzogen, wobei Erwärmungsgeschwindigkeiten von mindestens etwa 5,6 ºC/min (10 ºF/min) angewandt werden, mit typischen Erwärmungsgeschwindigkeiten von 200 ºF/min, wobei durch höhere Erwärmungsgeschwindigkeiten eine feinere rekristallierte Kornstruktur erzielt wird. Danach kann das Blech abgeschreckt, gestreckt und gealtert werden.
Halbzeuge, z.B. Bleche, Platinen und Schmiedeteile gemäß der vorliegenden Erfindung zeigen eine Festkörperausscheidung entlang der (1 0 0)-Ebenenschar. Die Ausscheidungen sind plättchenförmig und haben einen Durchmesser im Bereich von ungefähr 50 bis 100 Angström und eine Dicke von 4 bis 20 Angström. Die Ausscheidungen enthalten in erster Linie Kupfer bzw. Kupfer und Magnesium, d.h. sie sind kupfer- bzw. kupfer-magnesiumreich. Diese Ausscheidungen werden im allgemeinen den GP-Zonen zugeordnet und werden in einer wissenschaftlichen Abhandlung mit dem Titel "Die frühen Stadien der Bildung der GP-Zone in natürlich gealterten Al- 4Wt Pct Cu-Legierungen" ("The Early Stages of GP Zone Formation in Naturally Aged Al-4 Wt Pct Cu Alloys") von R.J. Rioja und D.E. Laughlin, Metallurgical Transactions A, Heft 8A, August 1977, S. 1257-1261, erwähnt, auf die hier Bezug genommen wird. Es wird angenommen, daß die Ausscheidungen der GP-Zonen durch den Zusatz von Mg und Zn verursacht werden, die vermutlich die Löslichkeit von Cu in der Al-Grundmasse reduzieren. Außerdem wird angenommen, daß Mg und Zn die Keimbildung dieser metastabilen Verfestigungsausscheidung stimulieren. Die Teilchendichte der Ausscheidungen an den (1 0 0)-Ebenen je Kubikzentimeter variiert zwischen 1 x 10¹&sup5; und 1 x 10¹&sup7;, wobei ein bevorzugter Bereich oberhalb von 1 x 10¹&sup5; und typischerweise bei 5 x 10¹&sup6; liegt. Diese Ausscheidungen unterstützen die Ausbildung eines hohen Festigkeitsniveaus ohne Einbuße an Bruchzähigkeit, insbesondere dann, wenn kurze Alterungszeiten, z.B. 15 Stunden bei 350 ºF, bei nichtgestreckten Produkten angewandt werden.
Die Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung ist auch geeignet für Strangpreßprofile und Schmiedeteile mit erhöhten mechanischen Eigenschaften, wie beispielsweise aus Fig. 2 hervorgeht. Strangpreßprofile und Schmiedeteile werden typischerweise durch Warmumformen bei Temperaturen im Bereich von 315 bis 530 ºC (600 bis 1000 ºF) hergestellt, was im gewissen Maße von den gewünschten Eigenschaften und der angestrebten Mikrostruktur abhängt.
Die folgenden Beispiele dienen zur weiteren Veranschaulichung der Erfindung. Dabei gelten folgende Umrechnungen: ºC = 5/9 (ºF -32); 1 in = 25,4 mm; 1 000 psi = 6,875 MPa.

Beispiel 1

Die Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung (Tabelle 1) wurden in diesem Beispiel in Massel gegossen, die für das Walzen geeignet waren. Die Legierung A entspricht der Legierung AA 2090, die Legierung B entspricht der Legierung AA 2090 mit zusätzlich 0,3 Gew.-% Mg, und die Legierung C entspricht der Legierung AA 2090 mit zusätzlich 0,6 Gew.-% Mg. Die Legierungen A, B und C waren für Vergleichszwecke bestimmt. Die Massel wurden dann 8 Stunden lang bei einer Temperatur von 950 ºF und danach 24 Stunden lang bei einer Temperatur von 1000 ºF homogenisiert, bis auf eine Platinendicke von 25,4 mm (1 Zoll) warmgewalzt und über einen Zeitraum von 1 Stunde dem Lösungsglühen bei einer Temperatur von 1020 ºF unterzogen. Die Prüfkörper wurden abgeschreckt und gealtert. Andere Prüfkörper wurden um 2 % bzw. 6 % ihrer ursprünglichen Länge bei Raumtemperatur gestreckt und dann künstlich gealtert. Die nichtgestreckten Prüfkörper wurden bei 350 ºF gealtert. Die um 2 % bzw. 6 % gestreckten Prüfkörper wurden bei einer Temperatur von 325 ºF gealtert. Tabelle 2 gibt die höchsten erzielten spezifischen Festigkeiten an. Die gestreckten und die nichtgestreckten Prüfkörper wurden ebenfalls gealtert, um ihre Korrosionsbeständigkeit zu messen. Die EXCO-Prüfung (ASTM G34) ist ein Dauertauchversuch, der zur Bestimmung der Schichtkorrosionsbeständigkeit der hochfesten Aluminiumlegierungen 2XXX und 7XXX dient. Aus Tabelle 3 ist ersichtlich, daß die Legierungen E, F und G, die Mg-Zn-Verhältnisse von weniger als 1 hatten, bei der beschleunigten 4- Tage-Prüfung besser abschnitten als die Legierungen A, B, C und D, die entweder kein Zn enthielten (Legierung A, B und C), oder die ein Mg-Zn-Verhältnis von 1 hatten (Legierung D). Die Legierungen A, B, C und D bekamen mehrfach die Bewertungen EC (starke Schichtkorrosion) oder ED (sehr starke Schichtkorrosion). Die Legierung C zeigte einen besonders starken Korrosionsangriff; alle vier Prüfkörper bekamen nach viertägigem Dauertauchversuch die Bewertung ED. Dagegen bekamen die Legierungen E, F und G überwiegend die Bewertungen EA (leichte Schichtkorrosion) oder EB (mäßige Schichtkorrosion). Lediglich ein Prüfkörper dieser drei Legierungen erhielt eine Bewertung, die schlechter war als EB, und zwar handelte es sich um einen Prüfkörper der Legierung E, der um 2 % gestreckt und 25 Stunden lang gealtert wurde; er erhielt die Bewertung ED. Diese Angaben zeigen, daß die Al-Cu-Li-Legierungen mit Mg-Zn-Verhältnissen von weniger als 1 eine verbesserte Schichtkorrosionsbeständigkeit aufweisen.
In den Tabellen 5, 6 und 7 sind die Werte der Festigkeit und Bruchzähigkeit aufgeführt, die diese Legierungen bei einer Streckung von 0 %, 2 % bzw. 6 % besitzen. Fig. 1 veranschaulicht die Eigenschaften der Legierungen E, F und G, die gleichzeitig verbesserte Werte der Korrosionsbeständigkeit, der Festigkeit und der Bruchzähigkeit aufweisen. Tabelle 1 Zusammensetzung der sieben Legierungen in Gew.-% Legierung Rest Tabelle 2 Spezifische Streckfestigkeit (x 10&sup6; ksi in³/lb) Legierung Strekkung 0% Strekkung 2% Strekkung 6% Berechnete Dichte

Beispiel 2

Die Legierungen der vorliegenden Erfindung sind in diesem Beispiel die gleichen wie in Beispiel 1, abgesehen davon, daß sie bis auf eine Platinendicke von 1,5 Zoll (38,1 mm) warmgewalzt wurden, bevor sie eine Stunde lang bei 1020 ºF dem Lösungsglühen unterzogen wurden. Die Prüfkörper wurden abgeschreckt und 20 bzw. 30 Stunden lang bei 350 ºF künstlich gealtert. Die Legierungen E, F und G, die Mg-Zn-Verhältnisse kleiner als 1 aufwiesen, zeigten eine bessere Spannungsrißkorrosionsbeständigkeit (SRK) als die Legierungen A, B, C und D, die entweder kein Zn enthielten (Legierungen A, B und C) oder die ein Zn-Mg-Verhältnis von 1 hatten (Legierung D). Die Testergebnisse der Spannungskorrosionsrissigkeit sind in Tabelle 4 zusammengestellt, die außerdem eine Beschreibung der Prüfverfahren enthält.
Allgemein wird zur Bewertung der Spannungsrißkorrosionsbeständigkeit hochfester Aluminiumlegierungen nach ASTM G47 die Wechseltauchprüfung in einer Lösung mit 3,5 Gew.-% NaCl (ASTM G44) angewandt. Aus der Tabelle ist ersichtlich, daß die Legierungen E,F und G eine höhere Spannungsrißkorrosionsbeständigkeit als die anderen vier Legierungen aufweisen, da die Prüfkörper aus den Legierungen E, F und G sämtlich eine Wechseltauchprüfung von 30 Tagen Dauer bei 40,000 psi überstanden haben. Einer der Unterschiede der beiden Gruppen besteht in dem Mg-Zn-Verhältnis, das kleiner als 1 ist (bezogen auf Gew.-%) und auf das die hohe Spannungsrißkorrosionsbeständigkeit zurückzuführen ist. Tabelle 3 EXCO-Bewertungen mehrerer Al-Li-Legierungen Platinen mit einer Dicke von 25,4 mm, Zustand T8 (Kaltumformen vor dem Altern) Legierung Strecken (%)* Alterung (h/ºF) Streckfestigk. (in Längsrichtg.) ksi 2 Tage 4 Tage Die EXCO-Prüfung wurde gemäß ASTM G34 durchgeführt. * Im nichtgestreckten Zustand erhielten die Legierungen nach vier Tagen die Bewertung EC oder ED.
EA - Leichte Schichtkorrosion
EB - Mäßige Schichtkorrosion
EC - Starke Schichtkorrosion
ED - Sehr starke Schichtkorrosion Tabelle 4 Spannungsrißkorrosionsbeständigkeit der Prüfkörper mehrerer Al-Li-Legierungen Platine mit einer Dicke von 38,1 mm im Zustand T6 (Keine Kaltumformung vor dem Altern) Legierung Alterung (h/ºF) Tage***
Glatte Zugstäbe mit einem Durchmesser von 3,175 mm wurden nach der Wechseltauchprüfung gemäß ASTM G44 in einer NaCl- Lösung mit 3,5 Gew.-% NaCl getestet.
* ksi = 1000 lb/in²
** F/N = Anzahl der ausgefallenen Prüfkörper/Anzahl der getesteten Prüfköper
*** Tage = Tage bis zum Bruch

Beispiel 3

Dieses Beispiel veranschaulicht, daß Schmiedeteile aus Legierungen der vorliegenden Erfindung gleichzeitig eine verbesserte Korrosionsbeständigkeit, eine erhöhte Festigkeit und eine erhöhte Bruchzähigkeit aufweisen. Die Legierungen dieses Beispiels sind die gleichen wie in Beispiel 1, und die Massel wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 hergestellt. Die Prüfkörper wurden aus diesen Masseln durch Warmstrangpressen und Schmieden erhalten.
Die geschmiedeten Prüfkörper wurden 1 Stunde lang dem Lösungsglühen bei einer Temperatur von 1020 ºF und danach bei einer Temperatur von 350 ºF für die Dauer von 20 bzw. 40 Stunden der künstlichen Alterung unterzogen. Die Legierungen E, F und G, deren Mg-Zn-Verhältnisse kleiner als 1 waren, zeigten eine bessere Spannungsrißkorrosionsbeständigkeit als die Legierungen A, B, C und D, die entweder kein Zn enhielten (Legierungen A, B und C) oder ein Mg-Zn-Verhältnis von 1 aufwiesen (Legierung D). Die Legierungen E, F und G überstanden sämtlich die 20tägige Wechseltauchprüfung bei 40,000 psi. Die Ergebnisse der Spannungsrißkorrosionsprüfung sind in Tabelle 8 zusammengestellt. Die Festigkeits- und die Bruchzähigkeits-Werte sind in Tabelle 9 angegeben. Tabelle 5 Platine (Dicke 25,4 mm), mechanische Eigenschaften des Zugversuchs bei 0 % Streckung Alterung bei 350 ºF Dauer 25 h Dauer 30 h Dauer 35 h Legierung Streckfestigk. Zugfestigkeit Dehnung in % Bruchzähigkeit Tabelle 6 Platine (Dicke 25,4 mm), Zugfestigkeit bei 2 % Streckung Alterung bei 325 ºF Dauer 25 h Dauer 30 h Dauer 35 h Legierung Streckfestigk. Zugfestigkeit Dehnung in % Bruchzähigkeit Tabelle 7 Platine (Dicke 25,4 mm), Zugfestigkeit bei 6 % Streckung Alterung bei 325 ºF Dauer 15 h Dauer 20 h Dauer 25 h Legierung Streckfestigk. Zugfestigkeit Dehnung in % Bruchzähigkeit Tabelle 8 Ergebnisse der Spannungsrißkorrosionsprüfung für Gesenkschmiedeteile Eigenschaften in der kurzen Querrichtung Legierung Alterung (h/ºF) Tage
Glatte Zugstäbe mit einem Durchmesser von 3,175 mm wurden nach der Wechseltauchprüfung gemäß ASTM G44 in einer NaCl- Lösung mit 3,5 Gew.-% NaCl getestet.
* - ksi = 1000 lb/in²
** - F/N = Anzahl der ausgefallenen Prüfkörper/Anzahl der getesteten Prüfköper
*** - Tage = Tage bis zum Bruch Tabelle 9 Schmiedeeigenschaften (L., LT) Alterung bei 350 ºF Dauer 20 h Dauer 30 h Dauer 40 h Legierung Streckfestigk. Zugfestigkeit Dehnung in % Bruchzähigkeit

Claims

1. Legierung auf Aluminiumbasis, die zu einem Halbzeug geformt werden kann, das in Kombination eine verbesserte Festigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Bruchzähigkeit besitzt, wobei die Legierung aus 0,2 bis 5,0 Gew.-% Li, 0,05 bis 6,0 Gew.-% Mg, 2,45 bis weniger als 4,0 Gew.-% Cu, 0,01 bis 0,16 Gew.-% Zr, 0,05 bis 2,0 Gew.-% Zn, max. 0,5 Gew.-% Fe, max. 0,5 Gew.-% Si besteht und wahlweise 0 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,05 bis 0,2 Gew.-% Cr, V, Hf, Ti enthält; der Rest ist Aluminium und zufällige Verunreinigungen, und die Legierung besitzt ein Mg-Zn-Verhältnis von 0,1 bis weniger als 1,0, wenn Mg im Bereich von 0,1 bis 1,0 Gew.-% vorhanden ist.

2. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Kombination aus Li und Cu 5,5 Gew.-% nicht übersteigt, wobei Li mindestens 1,5 Gew.-% ausmacht.

3. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß

Li 1,5 bis 3,0 Gew.-%;

Mg 0,2 bis 2,5 Gew.-%;

Zr 0,05 bis 0,12 Gew. -%;

Cu 2,55 bis 2,90 Gew.-%; und

Zn 0,2 bis 2,0 Gew.-% ausmacht.

4. Legierung nach Anspruch 1, 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß

Li 1,8 bis 2,5 Gew.-%; und

Mg 0,2 bis 2,0 Gew.-% ausmacht.

5. Produkt nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß das Produkt einen festen plättchenförmigen Niederschlag in den Ebenen besitzt, wobei das Legierungsprodukt im ungestreckten Zustand vor dem Vergüten eine Niederschlagsdichte pro Kubikzentimeter von mindestens 1,0 x 10¹&sup5; und eine hierin definierte spezifische Festigkeit von mehr als 83,2 x 10&sup6; MPa kg/m³ (0,75 x 10&sup6; ksi in³/lb) besitzt.

6. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5 mit einem festen plättchenförmigen Niederschlag in der Gruppe der Ebenen 1, 0 und 0, wobei das Legierungsprodukt eine Niederschlagsdichte pro Kubikzentimeter im Bereich von 1 x 10¹&sup6; bis 5,6 x 10¹&sup6; und eine hierin definierte spezifische Zugfestigkeit von mehr als 88,0 x 10&sup6; MPa kg/m³ (0,8 x 10&sup6; ksi in³/lb) besitzt.

7. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6 mit einem Mg-Zn-Verhältnis von 0,2 bis 0,9 oder von 0,3 bis 0,8.

8. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß Zr 0,05 bis 0,12 Gew.-% ausmacht, wobei das Produkt vor dem Vergüten einer dem Strecken äquivalenten Bearbeitung unterzogen wurde, so daß das Produkt nach dem Vergüten in Kombination eine verbesserte Festigkeit und Zähigkeit aufweist.

9. Legierung nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß die Bearbeitung dem Strecken des Produktes auf mehr als seine ursprüngliche Länge entspricht, wobei der Betrag des Streckens wahlweise 1 bis 14%, 1 bis 10% oder 1 bis 8% ausmacht.

10. Verfahren zur Herstellung eines nicht wieder auskristallisierten Aluminium-Lithium-Halbzeugs mit einer verbesserten Festigkeit, Bruchzähigkeit und Korrosionsbeständigkeit, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfaßt:

(a) Bereitstellen eines Körpers aus Lithium, der eine Legierung auf Aluminiumbasis nach einem der Ansprüche 1 bis 6 enthält;

(b) Erhitzen des Körpers auf eine Warmformtemperatur;

(c) Warmformen des Körpers zu einem Halbzeug; und

(d) Lösungsglühen, Abschrecken und Vergüten des Produkts, so daß man ein im wesentlichen nicht wieder auskristallisiertes Produkt mit einer verbesserten Festigkeit und Bruchzähigkeit erhält.

11. Verfahren zur Herstellung von Legierungsprodukten auf Aluminiumbasis, die in Kombination eine verbesserte Festigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Bruchzähigkeit aufweisen, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfaßt:

(a) Bereitstellen eines lithiumhaltigen Legierungsproduktes auf Aluminiumbasis, das im wesentlichen aus 0,2 bis 5,0 Gew.-% Li, 0,05 bis 6,0 Gew.-% Mg, 2,45 bis 2,95 Gew.-% Cu, 0,05 bis 0,12 Gew.-% Zr, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Zn, max. 0,5 Gew.-% Fe, max. 0,5 Gew.-% Si besteht, der Rest ist Aluminium und zufällige Verunreinigungen, und das Produkt hat ein Mg-Zn-Verhältnis von 0,1 bis weniger als 1,0, wenn Mg im Bereich von 0,1 bis 1,0 Gew.-% vorhanden ist; und

(b) das Produkt wird vor dem Vergüten einer dem Strecken des Produktes bei Raumtemperatur äquivalenten Bearbeitung unterzogen, so daß das Produkt nach dem Vergüten in Kombination eine verbesserte Festigkeit und Bruchzähigkeit sowie außerdem eine verbesserte Korrosionsbeständigkeit aufweist.