DE69703441T3

DE69703441T3 - Grobblech oder stranggepresstes teil aus aluminium-magnesium-legierung

Info

Publication number: DE69703441T3
Application number: DE69703441T
Authority: DE
Inventors: Johann Alfred HASZLER; Desikan Sampath
Original assignee: Aleris Aluminum Koblenz GmbH
Current assignee: Novelis Koblenz GmbH
Priority date: 1996-04-04
Filing date: 1997-03-27
Publication date: 2008-01-17
Anticipated expiration: 2017-03-28
Also published as: GR3035225T3; RU2194787C2; ES2153189T5; JP3262278B2; HK1019235A1; DK0892858T3; US6342113B2; WO1997038146A1; PT892858E; AR006759A1; KR20000005424A; CA2250977A1; DK0892858T4; ATE197317T1; EP0799900A1; AU2293397A; ES2153189T3; US6238495B1; EP0892858B1; CN1217030A

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf eine Aluminium-Magnesium-Legierung in Form von Blechen und Strangpreßteilen, die insbesondere geeignet ist, um in der Konstruktion großer Schweißstrukturen wie beispielsweise Lagercontainer und Behälter zum Wasser- und Landtransport verwendet zu werden. Beispielsweise können die Bleche dieser Erfindung in der Konstruktion von Wasserfahrzeugen wie beispielsweise Katamaranen der Monoschalenart, schnellen Fährschiffen, Hochgeschwindigkeitswasserfahrzeugen und Düsenringen zum Antrieb derartiger Wasserfahrzeuge verwendet werden. Die Legierungsbleche der vorliegenden Erfindung können auch für zahlreiche andere Anwendungen wie beispielsweise Konstruktionswerkstoffe für Erdgastanks, Silos, Tanklastkraftwagen und als Werkzeug- und Formbleche verwendet werden. Die Platten können eine Dicke im Bereich von wenigen Millimetern, beispielsweise 5 mm, bis zu 200 mm aufweisen. Fließpreßteile der Legierung dieser Erfindung können beispielsweise als Aussteifungselemente von Wasserfahrzeugen wie beispielsweise schnelle Fährschiffe verwendet werden.
Beschreibung des Stands der Technik
Al-Mg-Legierungen mit Magnesiumgehalten > 3% werden umfassend in großen Schweißkonstruktionen wie Lagercontainern und bei Fahrzeugen für den Wasser- und Landtransport verwendet. Eine Standardlegierung dieser Art ist die AA 5083 Legierung mit der Nennzusammensetzung in Gewichtsprozent:

Mg 4,0 bis 4,9

Mn 0,4 bis 1,0

Zn ≤ 0,25

Cr 0,05 bis 0,25

Ti ≤ 0,15

Fe ≤ 0,4

Si ≤ 0,4

Cu ≤ 0,1

andere (jeweils) ≤ 0,05

(gesamt) ≤ 0,15

mit dem Rest Al.
Insbesondere werden AA 5083 Legierungsbleche in weicher und kaltverfestigter Temperung in der Konstruktion von Wasserfahrzeugen wie beispielsweise Schiffen, Katamaranen und Hochgeschwindigkeitsfahrzeugen verwendet. Bleche der AA 5083 Legierung in weicher Temperung werden in der Konstruktion von Tanklastkraftwagen, Muldenkippwagen, etc. verwendet. Der Hauptgrund für die vielseitige Verwendungsmöglichkeit der AA 5083 Legierung besteht darin, daß sie gute Kombinationen von hoher Festigkeit (sowohl bei Umgebungstemperatur als auch bei Tiefsttemperaturen), Leichtgewicht, Korrosionsbeständigkeit, Biegefähigkeit, Verformbarkeit und Schweißbarkeit schafft. Die Festigkeit der AA 5083 Legierung kann ohne merklichen Verlust der Duktilität erhöht werden, indem der Magnesiumgehalt (in Gewichtsprozent) der Legierung erhöht wird. Jedoch wird die Erhöhung des Magnesiumgehaltes (in Gewichtsprozent) in Al-Mg-Legierungen von einer drastischen Reduzierung der Abblätter- und Spannungskorrosionsbeständigkeit begleitet. Kürzlich wurde eine neue Legierung AA 5383 mit verbesserten Eigenschaften gegenüber der AA 5083 sowohl bei kaltverfestigtem als auch bei weichem Temperguß vorgestellt. In diesem Fall wurde die Verbesserung im wesentlichen durch die Optimierung der bestehenden Zusammensetzung der AA 5083 Legierung geschaffen.
Einige andere Offenbarungen der Al-Mg-Legierungen, die in der Literatur des Stands der Technik gefunden wurden, werden in folgenden aufgeführt.

Die GB-A-1 458 181 schlägt eine Legierung mit gegenüber der JISH 5083 erhöhten Festigkeit vor, die eine größere Menge Zn enthält. Die Zusammensetzung in Gewichtsprozent ist folgende:

Mg	4 bis 7
Zn	0,5 bis 1,5
Mn	0,1 bis 0,6, vorzugsweise 0,2 bis 0,4
optimal, ein oder mehr von Cr		0,05 bis 0,5
		Ti	0,05 bis 0,25
		Zr	0,05 bis 0,25
Unreinheiten	≤ 0,5
mit dem Rest Al.

In den Beispielen, die Referenzbeispiele ignorierend, liegen die Mn-Gehalte im Bereich von 0,19 bis 0,44, und es wird kein Zr verwendet. Diese Legierung wird als kalt-verarbeitbar und auch für das Strangpressen geeignet beschrieben.

Die US-A-2 985 530 beschreibt eine Legierung zum Fertigen und Schweißen, die einen viel höheren Zn-Gehalt als die AA 5083 aufweist. Es wird Zn hinzugefügt, um die natürliche Aushärtung der Legierung zu bewirken, wonach sich das Schweißen anschließt. Die Zusammensetzung in Gewichtsprozent ist wie folgt:

Mg	4,5 bis 5,5, vorzugsweise 4,85 bis 5,35
Mn	0,2 bis 0,9, vorzugsweise 0,4 bis 0,7
Zn	1,5 bis 2,5, vorzugsweise 1,75 bis 2,25
Cr	0,05 bis 0,2, vorzugsweise 0,05 bis 0,15
Ti	0,02 bis 0,06, vorzugsweise 0,03 bis 0,05

mit dem Rest Al.

In „Die Metallurgie von Leichtmetallen", Institut der Metallurgie, Serie 3 (London) 1983, von Hector S. Campbell, Seiten 82 bis 100, sind die Wirkungen der Zugabe von 1% Zn zu Aluminiumlegierungen mit sowohl 3,5 bis 6% Mg als auch 0,25 bis 0,8% Mn beschrieben. Das Zn soll die Zugfestigkeit und die Spannungskorrosionsbeständigkeit bei der Alterung über 10 Tage bei 100°C, aber nicht bei der Alterung über 10 Monate bei 125°C, verbessern.
Die DE-A-2 716 799 schlägt eine Aluminiumlegierung zur Verwendung in Automobilteilen anstelle von Stahlblech vor, welche die folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent aufweist:

Mg 3,5 bis 5,5

Zn 0,5 bis 2,0

Cu 0,3 bis 1,2

optimal wenigstens einer von Mn 0,05 bis 0,4

Cr 0,05 bis 0,25

Zr 0,05 bis 0,25

V 0,01 bis 0,15

mit dem Rest Aluminium und Unreinheiten.
Mehr als 0,4% Mn soll die Duktilität reduzieren.
Zusammenfassung der Erfindung
Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Al-Mg-Legierungsblech oder Strangpreßteil mit wesentlich verbesserter Festigkeit sowohl in weicher als auch in kaltverfestigter Temperung verglichen mit der Standard-AA 5083-Legierung zu schaffen. Es ist weiterhin eine Aufgabe, Legierungsbleche und Strang- bzw Fließpreßteile zu schaffen, die wenigstens die gleiche Duktilität, Biegefähigkeit, Grübchen-, Spannungs- und Abblätterkorrosionsbeständigkeit wie die der AA 5083-Art aufweisen.
Gemäß der Erfindung wird eine Aluminium-Magnesium-Legierung in Form eines Bleches oder eines Fließpreßteiles geschaffen, die folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent aufweist:

Mg 5,0 bis 6,0

Mn 70,6 bis 1,2

Zn 0,4 bis 0,9

Zr 0,05 bis 0,25

Cr maximal 0,3

Ti maximal 0,2

Fe maximal 0,5

Si maximal 0,5

Cu maximal 0,4

Ag maximal 0,4

mit dem Rest Aluminium und unvermeidbaren Unreinheiten.
Mittels dieser Erfindung können wir ein Legierungsblech oder Strangpreßteil mit einer höheren Festigkeit als die der AA 5083 schaffen, und insbesondere die geschweißten Verbindungen der vorliegenden Legierung können höhere Festigkeiten als die Standard-AA 5082-Schweißverbindungen aufweisen. Es stellte sich heraus, daß die Legierungen der vorliegenden Erfindung eine langfristige Spannungs- und Abblätterkorrosionsbeständigkeit bei Temperaturen oberhalb von 80°C, was die maximale Einsatztemperatur für die AA 5083-Legierung darstellt, aufweisen.
Die Erfindung umfaßt auch eine geschweißte Struktur mit wenigstens einem geschweißten Blech oder Fließpreßteil aus der oben genannten Legierung. Vorzugsweise beträgt die Streckgrenze der Schweißverbindung wenigstens 140 MPa.
Es wird angenommen, daß die mit der Erfindung erreichbaren verbesserten Eigenschaften, insbesondere die höheren Festigkeitswerte sowohl bei kaltverfestigter und weicher Temperung, durch die Erhöhung des Mg- und Zn-Gehaltes und die Zugabe von Zr erzeugt werden.
Die gegenwärtigen Erfinder berücksichtigten, daß die geringe Abblätter- und Spannungskorrosionsbeständigkeit in der AA 5083 auf das erhöhte Maß an Ablagerung von anodischen magnesiumhaltigen intermetallischen Verbindungen an den Korngrenzen zurückzuführen ist. Die Spannungs- und Abblätterkorrosionsbeständigkeit bei höheren Mg-Gehalten kann durch die Ablagerung von vorzugsweise Zn-haltigen intermetallischen Verbindungen und von relativ wenigen Mg-haltigen intermetallischen Verbindungen an den Korngrenzen beibehalten werden. Die Ablagerung von Zn-haltigen intermetallischen Verbindungen an den Korngrenzen reduziert wirksam den Volumenanteil von hoch anodischen, binären intermetallischen Al-Mg-Verbindungen, die sich an den Korngrenzen ablagern, und schafft somit eine merkliche Verbesserung der Spannungs- und Abblätterkorrosionsbeständig keit in den Legierungen der vorliegenden Erfindung, bei denen höhere Mg-Gehalte verwendet werden.
Die Legierungsbleche der Erfindung können durch Vorwärmen, Warmwalzen, Kaltwalzen mit oder ohne Zwischenwärmebehandlung und anschließender Vergütung einer Al-Mg-Legierungsbramme der gewählten Zusammensetzung hergestellt werden. Die Bedingungen sind vorzugsweise, daß die Vorwärmtemperatur vorzugsweise im Bereich von 400 bis 530°C liegt und die Homogenisierungszeit nicht mehr als 24 Stunden beträgt. Das Warmwalzen setzt vorzugsweise bei 500°C ein. Vorzugsweise findet ein 20 bis 60%-iges Kaltwalzen des warmgewalzten Bleches mit oder ohne Zwischenwärmebehandlung nach 20%-iger Reduktion statt. Die End- und Zwischenwärmebehandlung findet vorzugsweise bei Temperaturen im Bereich von 200 bis 530°C statt, mit einer Aufwärmehase von 1 bis 10 Stunden und einer Durchwärmphase bei Vergütungstemperatur im Bereich von 10 min bis zu 10 h. Die Wärmebehandlung kann nach dem Warmwalzschritt durchgeführt werden, und das Endblech kann bis zu maximal 6% ausgewalzt werden.
Im folgenden werden Details der Strang- bzw Fließpreßprozesses beschrieben.
Die Gründe für die Beschränkungen der Legierungselemente und die Prozeßbedingungen der Aluminiumlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung werden im folgenden beschrieben.
Alle Prozentangaben der Zusammensetzung sind in Gewichtsprozent angegeben.
Mg: Mg ist hauptsächlich ein festigkeitssteigerndes Element in der Legierung. Mg-Gehalte unterhalb von 5% schaffen nicht die erforderliche Schweißfestigkeit, und wenn die Zugabe 6,0% überschreitet, treten schwerwiegende Risse während des Warmwalzens auf. Der bevorzugte Magnesiumgehalt beträgt als Kompromiß zwischen einfacher Herstellung und Festigkeit 5,0 bis 5,6%, noch besser 5,2 bis 5,6%.
Mn: Mn ist ein wichtiges Zusatzelement. In Kombination mit Mg erzeugt Mn die Festigkeit sowohl in dem Blech als auch in den Schweißbverbindungen der Legierung. Mn-Gehalte unterhalb von 0,6% können keine ausreichende Festigkeit an den Scheißverbindungen der Legierung schaffen. Oberhalb von 1,2% wird das Warmwalzen zunehmend erschwert. Das bevorzugte Minimum für Mn beträgt 0,7% für die Festigkeit, und der bevorzugte Bereich für Mn erstreckt sich von 0,7 bis 0,9%, was einen Kompromiß zwischen Festigkeit und einfacher Herstellung darstellt.
Zn: Zn ist ein wichtiges Zusatzelement für die Korrosionsbeständigkeit der Legierung. Zn trägt, bis zu einem gewissen Ausmaß, weiterhin zur Festigkeit der Legierung im kaltverfestigten Temperguß bei. Unterhalb von 0,4% schafft die Zugabe von Zn keine der AA 5083 entsprechende interkristalline Korrosionsbeständigkeit. Da Zn-Gehalte oberhalb von 0,9% zu Korrosion in einer wärmebeeinflußten Zone der Schweißverbindung führen können, beträgt der maximale Zn-Gehalt 0,9%.
Zr: Zr ist wichtig, um eine Verbesserung der Festigkeit im kaltverfestigten Temperguß der Legierung zu erzielen. Zr ist weiterhin für die Rißbeständigkeit während des Schweißens der Bleche der Legierung wichtig. Zr-Gehalte oberhalb von 0,25% neigen dazu, daß sehr grobe nadelförmige Grundpartikel gebildet werden, wodurch die leichte Herstellung der Legierung und die Biegbarkeit der Legierungsbleche gesenkt werden, und daher darf der Zr-Gehalt nicht mehr als 0,25% betragen. Der minimale Zr-Gehalt beträgt 0,05%, und um eine ausreichende Festigkeit im kaltverfestigten Temperguß zu schaffen, wird ein bevorzugter Zr-Bereich von 0,10 bis 0,20% verwendet.
Ti: Ti ist wichtig als ein Kornwiederverfeinerer während der Verfestigung sowohl von Gußblöcken als auch der geschweißten Verbindungen, die unter Verwendung der Erfindung hergestellt wurden. Jedoch bildet Ti in Verbindung mit Zr ein unerwünschtes grobkörniges Gefüge. Um dies zu vermeiden, müssen die Ti-Gehalte oberhalb von 0,2% liegen, und der bevorzugte Bereich für Ti liegt nicht höher als 0,1%. Ein geeigneter minimaler Gehalt für Ti ist 0,03%.
Fe: Fe bildet eine A1-Fe-Mn-Verbindung während des Gießens, wodurch die vorteilhaften Wirkungen aufgrund von Mn begrenzt werden. Fe-Gehalte oberhalb von 0,5% bewirken die Bildung eines grobkörnigen Grundgefüges, das die Zeitschwingfestigkeit der Schweißverbindungen der Legierung der Erfindung senkt. Der bevorzugte Bereich für Fe reicht von 0,15 bis 0,30%, besser noch von 0,20 bis 0,30%.
Si: Si bildet Mg₂Si, was in Al-Mg-Legierungen mit Mg-Gehalten > 4,5% praktisch nicht löslich ist. Daher begrenzt Si die vorteilhaften Wirkungen von Mg. Si verbindet sich auch mit Fe, um ein grobes Al-Fe-Si-Phasengefüge zu bilden, das sich auf die Zeitschwingfestigkeit der Schweißverbindungen der Legierung auswirken kann. Um den Verlust des haupt-festigkeitsgebenden Elementes Mg zu verhindern, darf der Si-Gehalt nicht höher als 0,5% sein. Der bevorzugte Bereich für Si reicht von 0,07 bis 0,20%, noch besser von 0,10 bis 0,20%.
Cr: Cr verbessert die Korrosionsbeständigkeit der Legierung. Jedoch begrenzt Cr die Löslichkeit von Mn und Zr. Um die Bildung eines grobkörnigen Grundgefüges zu verhindern, darf daher der Cr-Gehalt nicht höher als 0,3% sein. Ein bevorzugter Bereich für Cr reicht von 0 bis 0,15%.
Cu: Der Cu-Gehalt sollte nicht mehr als 0,4% betragen. Cu-Gehalte oberhalb von 0,4% erhöhen die nicht akzeptable Verschlechterung der Grübchenkorrosionsbeständigkeit der Legierungsbleche der Erfindung. Der bevorzugte Cu-Gehalt beträgt nicht mehr als 0,15%, besser noch nicht mehr als 0,1%.
Ag: Ag kann wahlweise in der Legierung bis zu einem Maximum von 0,4%, vorzugsweise wenigstens 0,05%, vorhanden sein, um die Spannungskorrosionsbeständigkeit noch weiter zu verbessern.
Das Gleichgewicht ist Al und unvermeidbare Unreinheiten. Normalerweise ist jedes Unreinheitselement mit maximal 0,05% vorhanden, und die Gesamtheit der Unreinheiten beträgt maximal 0,15%.
Im folgenden werden Verfahren zur Herstellung der Produkte der Erfindung beschrieben.
Das Vorwärmen vor dem Warmwalzen wird normalerweise bei einer Temperatur im Bereich von 400 bis 530°C in einem oder in einer Mehrzahl von Schritten durchgeführt. In beiden Fällen redu ziert das Vorwärmen die Entmischung der Legierungselemente in dem gegossenen Werkstoff. In einer Mehrzahl von Schritten können Zr, Cr und Mn absichtlich abgelagert werden, um die Mikrostruktur des Werkstoffes, welches das Walzwerk verläßt, steuern zu können. Wenn die Behandlung unterhalb von 400°C durchgeführt wird, ist die sich daraus ergebende Homogenisierungswirkung ungleichmäßig. Weiterhin gestaltet sich das industrielle Warmwalzen aufgrund des merklichen Anstieges der Umformbeständigkeit der Bramme bei Temperaturen unterhalb von 400°C schwer. Wenn die Temperatur oberhalb von 530°C liegt, kann ein eutektischer Schmelzvorgang auftreten, wodurch eine unerwünscht geringe Formgebung erzeugt wird. Die bevorzugte Zeitdauer der oben genannten Vorwärmbehandlung beträgt zwischen 1 und 24 Stunden. Durch Erhöhung des Mg-Gehaltes innerhalb des Zusammensetzungsbereiches der Erfindung wird der Anfangsdurchgangsplan kritischer.
Vor dem letzten Vergütungsvorgang wird vorzugsweise eine 20 bis 60%-ige Kaltwalzreduktion an dem warmgewalzten Blech vollzogen. Eine Reduktion von wenigstens 20% wird vorgezogen, so daß eine gleichmäßige Ablagerung der anodischen, Mg-haltigen, intermetallischen Verbindungen während der letzten Vergütungsbehandlung auftritt. Kaltwalzreduktionen oberhalb von 60% ohne eine Zwischenglühbehandlung kann eine Rißbildung während des Walzvorganges verursachen. Im Fall einer Zwischenglühbehandlung wird die Behandlung vorzugsweise nach einer Kaltreduktion von wenigstens 20% durchgeführt, um die Mg- und/oder Zn-haltigen intermetallischen Verbindungen gleichmäßig in dem zwischengeglühten Werkstoff zu verteilen. Der abschließende Vergütungsvorgang kann in Zyklen eines einzigen oder einer Mehrzahl von Schritten in einem oder einer Mehrzahl von Aufwärm-, Halte- und Abkühlvorgängen von der Vergütungstemperatur durchgeführt werden. Die Aufwärmehase beträgt normalerweise zwischen 10 min und 10 h. Die Vergütungstemperatur liegt im Bereich von 200 bis 550°C, abhängig von der Vergütung. Der bevorzugte Bereich liegt zwischen 225 und 275°C, um kaltverfestigten Temperguß wie beispielsweise H 321 herzustellen, und zwischen 350 und 480°C, um weiche Vergütungen wie beispielsweise O/H 111, H 116 etc. herzustellen. Die Haltephase auf Vergütungstemperatur beträgt vorzugsweise zwischen 15 min und 10 h. Die Abkühlrate, die dem Vergütungshaltevorgang folgt, liegt vorzugsweise im Bereich von 10 bis 100°C/h. Die Prozeßbedingungen des Zwischenglühens ähneln denen des abschließenden Vergütens.
Bei der Herstellung von Fließpreßteilen wird der Homogenisierungsschritt normalerweise bei einer Temperatur im Bereich von 300 bis 500°C für eine Zeitdauer von 1 bis 15 h durchgeführt. Die Walzblöcke werden von der Haltetemperatur auf Raumtemperatur abgekühlt. Der Homogenisierungsschritt wird hauptsächlich durchgeführt, um die vom Gießen vorhandenen Mg-haltigen Eutektoide zu lösen.
Das Vorwärmen vor dem Strang- bzw Fließpressen wird normalerweise bei einer Temperatur im Bereich von 400 bis 530°C in einem Gasofen für 1 bis 24 h oder in einem Induktionsofen für 1 bis 10 Minuten durchgeführt. Übermäßig hohe Temperaturen wie beispielsweise 530°C werden normalerweise vermieden. Das Fließpressen kann auf einer Fließpreßanlage mit einem oder einer Mehrzahl von Lochstempeln abhängig von dem verfügbaren Druck und der Größe der Walzblöcke durchgeführt werden. Es kann eine große Variationsbreite des Fließpreßverhältnisses 10 bis 100 mit Fließpreßgeschwindigkeiten, die normalerweise im Bereich von 1 bis 10 m/min liegen, verwendet werden.
Nach dem Fließpressen kann der fließgepreßte Bereich mit Wasser oder Luft abgeschreckt werden. Das Vergüten kann in einem Kammerglühofen durchgeführt werden, indem der fließgepreßte Bereich auf eine Temperatur im Bereich von 200 bis 300°C erwärmt wird.
Beispiele
Beispiel 1
Tabelle 1 zeigt die chemische Zusammensetzung (in Gewichtsprozent) der Blöcke, die zur Herstellung von weich- und kaltverfestigtem Temperwerkstoffen verwendet werden. Die Blöcke wurden bei einer Geschwindigkeit von 35°C/h auf 510°C vorgewärmt. Nachdem die Vorwärmtemperatur erreicht wurde, wurden die Blöcke für einen Zeitraum von 12 h auf dieser Temperatur vor dem Warmwalzen gehalten. Es wurde eine Gesamtreduktion von 95% durchgeführt. Es wurde eine Reduktion von 1 bis 2% in den ersten drei Warmwalzdurchgängen durchgeführt. Die prozentuale Reduktion je Durchgang wurde allmählich erhöht. Die aus dem Walzwerk austretenden Werkstoffe wiesen eine Temperatur im Bereich von 300 ± 10°C auf. Es wurde eine 40%-ige Reduktion an den warmgewalzten Werkstoffen durchgeführt. Die Endblechdicke betrug 4 mm. Es wurden weiche Temperwerkstoffe hergestellt, indem die warmgewalzten Werkstoffe bei 525°C für einen Zeitraum von 15 min geglüht wurden. Kaltverfestigte Temperwerkstoffe wurden herstellt, indem die kaltgewalzten Werkstoffe auf 250°C für eine Stunde gehalten wurden. Die Aufwärmdauer betrug eine Stunde. Nach den Wärmebehandlungen wurden die Werkstoffe luftgekühlt. Die Festigkeitseigenschaften und die Korrosionsbeständigkeit der sich ergebenden Werkstoffe sind in Tabelle 2 aufgeführt.
In Tabelle 2 steht PS für die Prüfkraft in MPa, UTS für die Grenzzugfestigkeit in MPa und Elong für die maximale Dehnung in Prozent. Die Werkstoffe wurden auch auf Grübchen-, Abblätter- und interkristalline Korrosionsbeständigkeit untersucht. Es wurde der ASSET Test (ASTM G66) verwendet, um die Beständigkeiten der Werkstoffe gegen Abblätter- und Grübchenkorrosion einzuschätzen. PA, PB, PC und PD stellen die Ergebnisse des ASSET Tests dar, wobei PA das beste Ergebnis repräsentiert. Der ASTM G67 Gewichtsverlusttest wurde verwendet, um die Anfälligkeit der Legierungen für interkristalline Korrosion zu bestimmen (Ergebnisse in mg/cm² in Tabelle 2). Es wurden Proben von geschweißten Paneelen der Legierungen getestet, um die Festigkeitseigenschaften der Schweißverbindungen zu bestimmen.
Die Legierungen, die Beispiele der vorliegenden Erfindung sind, sind B4 bis B5, B11 und B14 bis B15. Die anderen Legierungen sind zu Vergleichszwecken gegeben. A0 ist eine typische AA 5083-Legierung. Die Zusammensetzungen, die in Tabelle 1 aufgeführt sind, sind derartig in Gruppen aufgeteilt, daß diejenigen Legierungen, deren Code mit A beginnt, einen Mg-Gehalt < 5% aufweisen, diejenigen Legierungen, deren Code mit B beginnt, einen Mg-Gehalt von 5 bis 6% aufweisen und diejenigen Legierungen, deren Code mit C beginnt, einen Mg-Gehalt oberhalb von 6% aufweisen.
Ein einfacher Vergleich der Schweißfestigkeit der Legierungen mit dem Code A mit den Legierungen mit dem Code C zeigt deutlich, daß ein Mg-Gehalt oberhalb von 5% erforderlich ist, um merklich höhere Schweißfestigkeiten zu erzielen. Obwohl die Erhöhung des Mg-Gehaltes zu einer höheren Schweißfestigkeit führt, legt die Tatsache, daß alle drei Legierungen mit dem Code C während des Warmwalzens gerissen sind, nahe, daß die Einfachheit der Herstellung der Legierungen merklich verschlechtert wird, wenn die Legierung einen Mg-Gehalt oberhalb von 6% aufweist. Die Erhöhung des Mg-Gehaltes oberhalb von 5% verursacht auch eine größere Anfälligkeit für interkristalline Korrosion, wie es durch einen Gewichtsverlustwert der B3 Legierung, die 17 mg/cm² beträgt (H321 Temperguß), gezeigt ist. Die Vergleichbarkeit der Gewichtsverlustwerte der Legierungen B4 bis B7 mit denen der Standartlegierung AA 5083 (Legierung A0) zeigt, daß eine Zugabe von Zn oberhalb von 0,4% zu Legierungen, die Mg < 5% enthalten, zu einer merklichen Verbesserung der Beständigkeit gegen interkristalline Korrosion führt.
Die Ergebnisse des ASSET Tests der Legierungen B1 und B2 legen nahe, daß ein Cu-Gehalt oberhalb von 0,4% zu einem nicht akzeptablen Maß an Grübchenkorrosion führt und somit der Cu-Gehalt unterhalb von 0,4% gehalten werden muß, um Grubchen/Abblätterbeständigkeiten, die mit denen der AA 5083-Legierung vergleichbar sind, zu erzielen. Obwohl, abgesehen von dem Mn-Gehalt, die Zusammensetzungen der Legierungen B9 und ES vergleichbar sind, sind die Festigkeitswerte von B9 in dem H321-Temperguß geringer als die der B5, was bedeutet, daß es zum Erzielen einer höheren Festigkeit wichtig ist, daß der Mn-Gehalt oberhalb von 0,4% liegt. Jedoch legt eine gravierende Rißbildung der B10 Legierung mit 1,3% Mn während des Warmwalzens nahe, daß 1,3% die maximale Grenze zur Erhöhung der Festigkeit im H321-Temperguß durch die Zugabe von Mn darstellt. Die Erfahrung, die während einiger Versuche gewonnen wurde, zeigt, daß ein Mn-Gehalt zwischen 0,7 und 0,9% den Kom promiß zwischen Festigkeitssteigerung und Herstellungsschwierigkeit darstellt.

Die Eigenschaften der Legierungen B11, B14 und B16 können verglichen werden, um die Wirkung der Zugabe von Zr ausfindig zu machen; die Ergebnisse für diese Legierungen zeigen, daß die Zugabe von Zr sowohl die Festigkeit in dem kaltverfestigten Temperguß als auch die Festigkeit der Schweißverbindungen erhöht. Die Tatsache, daß die Legierung B16 während des Warmwalzens gerissen ist, legt nahe, daß sich die Grenze für die Zugabe von Zr unterhalb von 0,3% befindet. Große Versuchsreihen haben gezeigt, daß die Gefahr, grobkörnige intermetallische Verbindungen zu bilden, bei Zr-Gehalten oberhalb von 0,2% höher ist, und aus diesem Grund wird ein Zr-Gehalt im Bereich von 0,1 bis 0,2% bevorzugt. Die Legierungen B4, B5, B11, B14 und B15, welche die Erfindung repräsentieren, weisen nicht nur eine merklich höhere Festigkeit sowohl vor als auch nach dem Schweißen verglichen mit der Festigkeit der Standardlegierung AA 5083 auf, sondern sie besitzen weiterhin eine ähnliche Korrosionsbeständigkeit wie die der Standardlegierung. TABELLE 1

Code	Mg	Mn	Zn	Zr	Ti	Fe	Si	Cr	Cu	Al
A0	4.54	0.64	0.1	0.005	0.02	0.24	0.25	0.1	0.08	Rest
A1	4.22	0.6	0.1	0.004	0.01	0.25	0.25	0.09	0.3	''
A2	4.3	0.6	0.1	0.04	0.02	0.24	0.25	0.1	0.6	''
A3	4.38	0.65	0.1	0.13	0.01	0.25	0.27	0.09	0.05	''
A4	4.26	0.64	0.1	0.215	0.02	0.25	0.27	0.09	0.05	''
A5	4.33	0.65	0.1	0.01	0.01	0.27	0.28	0.24	0.06	''
A6	4.3	0.64	0.1	0.005	0.02	0.23	0.28	0.24	0.3	''
A7	4.2	0.6	0.1	0.145	0.01	0.25	0.29	0.24	0.3	''
A8	4.4	0.63	0.1	0.145	0.01	0.23	0.29	0.24	0.07	''
A9	4.7	0.8	0.4	0.13	0.14	0.23	0.14	< 0.01	0.1	''
A10	4.7	0.8	0.6	0.13	0.12	0.23	0.13	< 0.01	0.1	''
A11	4.8	0.8	0.4	0.17	0.02	0.23	0.13	< 0.01	0.1	''
A12	4.8	0.8	0.4	0.25	0.13	0.25	0.12	< 0.01	0.1	''
B1	5.0	0.8	0.2	0.12	0.09	0.22	0.13	< 0.01	0.4	''
B2	5.0	0.8	0.2	0.12	0.06	0.23	0.12	< 0.01	0.6	''
B3	5.1	0.8	0.1	0.12	0.1	0.25	0.13	< 0.01	0.1	''
B4	5.2	0.8	0.4	0.12	0.13	0.25	0.13	< 0.01	0.1	''
B5	5.3	0.8	0.53	0.143	0.05	0.18	0.09	< 0.01	0.06	''
B6	5.2	0.8	1.03	0.13	0.05	0.18	0.09	< 0.01	0.06	''
B7	5.1	0.8	1.4	0.12	0.05	0.18	0.09	< 0.01	0.05	''
B8	5.2	0.8	1.7	0.12	0.04	0.17	0.09	< 0.01	0.07	''
B9	5.3	0.3	0.5	0.15	0.09	0.18	0.1	< 0.01	0.1	''
B10	5.2	1.3	0.4	0.12	0.05	0.17	0.09	< 0.01	0.06	''
B11	5.6	0.8	0.52	0.14	0.05	0.18	0.09	< 0.01	0.05	''
B12	5.7	0.8	0.2	0.12	0.08	0.25	0.13	< 0.01	0.17	''
B13	5.7	0.8	1.05	0.14	0.05	0.18	0.09	< 0.01	0.05	''
B14	5.9	0.8	0.4	0.23	0.12	0.25	0.13	< 0.01	0.1	''
B15	5.9	0.8	0.6	0.24	0.15	0.24	0.15	< 0.01	0.1	''
B16	5.8	0.8	0.4	0.3	0.1	0.24	0.15	< 0.01	0.1	''
C1	6.2	0.7	0.6	0.15	0.1	0.18	0.1	< 0.01	0.09	''
C2	6.5	0.8	1.9	0.15	0.07	0.18	0.1	< 0.01	0.07	''
C3	6.1	1.3	1	0.15	0.1	0.19	0.14	< 0.01	0.07	''

Beispiel 2
DC Gußblöcke mit der in Tabelle 3 aufgeführten Zusammensetzung in Gewichtsprozent (Legierung D1) wurden homogenisiert, wobei die Prozeßbedingungen 510°C/12h verwendet wurden, und auf eine Blechdicke von 13 mm warmgewalzt. Weiterhin wurden die warmgewalzten Bleche auf eine Dicke von 8 mm kaltgewalzt. Tabelle 3

Element Mg Mn Zn Zr Cu Fe Si Ti Cr Al

Legierung D1 5,2 0,8 0,8 0,13 < 0,1 0,2 0,1 0,02 4 < 0,0 1 Rest
Die Bleche wurden allmählich bei 250°C für eine Zeitdauer von einer Stunde geglüht. Es wurden die Festigkeitseigenschaften und Korrosionsbeständigkeiten der Bleche bestimmt. ASTM G66 und ASTM G67 wurden verwendet, um die Anfälligkeit für Grubchenbildung und Abblättern und interkristalline Korrosion zu bewerten. Die Eigenschaften der Legierung D1 vor dem Schweißen sind in Tabelle 4 aufgeführt und wurden mit denen der Standartlegierung AA 5083 verglichen. Jeder in Tabelle 4 aufgeführte Dateneintrag ist ein Mittelwert aus zehn Versuchen, die an Proben, die aus der Legierung D1 hergestellt sind, durchgeführt wurden. Aus Tabelle 4 ist ersichtlich, daß die Legierung D1 nicht nur merklich höhere Prüf- und Grenzzugfestigkeiten als die Standartlegierung AA 5083, sondern auch ein ähnliches Maß an Beständigkeit gegen Grübchenbildung, Abblättern und interkristalline Korrosion aufweist. Tabelle 4

Eigenschaft AA 5083 Legierung D1

Prüfkraft [MPa] 257 305

Grenzzugfestigkeit [MPa] 344 410

Dehnung 16,3 14

ASSET Testergebnisse PB PA/PB

Gewichtsverlusttestergebnisse [mg/cm²] 4 5

Es wurden 800 × 800 mm geschweißte Paneele der Legierung D1 hergestellt, wobei eine Stromstärke von 190 A und eine Spannung von 23 V verwendet wurde. Die Schweißverbindungen wurden in drei Durchgängen hergestellt. Es wurden 25 quer geschweißte Zugproben aus den geschweißten Paneelen entnommen. Der verwendete Fülldraht besteht aus AA 5183. Zu Vergleichszwecken wurden 25 quer geschweißte Zugproben aus ähnlich geschweißten Paneelen der Standartlegierung AA 5083 entnommen. Tabelle 5 führt die aus den 25 Zugversuchen stammenden Daten, die aus den jeweils 25 Schweißverbindungen der Legierungen D1/5183 und 5983/5183 erhalten wurden, als Mittel-, Maximal- und Minimalwert auf. Es ist aus den Daten in Tabelle 5 ersichtlich, daß die Legierung D1 merklich höhere Prüf- und Grenzzugfestigkeiten verglichen mit denen der Standartlegierung AA 5983 in geschweißtem Zustand aufweisen. Tabelle 5

	Legierung 5083/5181			Legierung D1/5183
	Ps MPa	UTS MPa	Dehnung %	PS MPa	UTS MPa	Dehnung %
Mittelwert	139	287	17,2	176	312	15,8
Minimalwert	134	281	11,4	164	298	11,8
Maximalwert	146	294	21,9	185	325	21,1

Beispiel 3
DC Blöcke mit der gleichen Zusammensetzung wie die der Legierung D1 des Beispiels 2 wurden homogenisiert, wobei die Prozeßbedingungen von 510°C/12 h verwendet wurden, und auf eine Blechdicke von 13 mm warmgewalzt. Die warmgewalzten Bleche wurden weiterhin auf eine Blechdicke von 8 mm kaltgewalzt. Die Bleche wurden allmählich bei 350°C für eine Zeitdauer von einer Stunde geglüht. Die so hergestellten „O" Tempergußbleche wurden nach und nach wärmebehandelt, indem die Proben auf 100°C für verschiedene Zeiträume von 1 h bis zu 30 Tagen gehalten wurden. Zu Vergleichszwecken wurden 8 mm dicke Proben aus O-Temperguß-AA 5083-Blechen ebenfalls parallel zu den Proben der Legierung D1 wärmebehandelt. Die Mikrostruktur der Proben wurde unter Verwendung eines Rasterelektronenmikroskopes charakterisiert. Die Untersuchung der Proben aus AA 5083, die 100°C ausgesetzt waren, ergab, daß sich anodische intermetallische Verbindungen auf den Korngrenzen absetzen. Es wurde weiterhin beobachtet, daß die Ablagerung an den Grenzen bei Erhöhung der Aussetzungsdauer bei 100°C intensiver wird. Sie wird so intensiv, daß eventuell ein kontinuierliches Netzwerk von anodischen intermetallischen Verbindungen an den Grenzen erzeugt wird. Jedoch wurde entgegen des Falles der Standartlegierung AA 5083 festgestellt, daß die Proben der Legierung D1 eine Ablagerung von anodischen intermetallischen Verbindungen innerhalb der Körner enthalten, auch nach verlängerter Aussetzungsdauer bei 100°C. Seit bekannt ist, daß ein kontinuierliches Netzwerk von anodischen intermetallischen Verbindungen an den Korngrenzen für die Rißbildung aufgrund von Spannungskorrosion verantwortlich ist, ist die Verwendung der Standartlegierung AA 5983 auf Anwendungen begrenzt, bei denen die Betriebstemperatur weniger als 80°C beträgt. Da die Zusammensetzung der Legierung D1 jedoch keine kontinuierliche Ablagerung an den Korngrenzen, selbst bei verlängerter Aussetzungsdauer bei 100°C, erlaubt, ist sie für die Verwendung in Anwendungsbereichen mit einer Betriebstemperatur oberhalb von 80°C geeignet.

Claims

Aluminium-Magnesium-Legierung in Form einer Platte oder eines Strangpressteils mit der folgenden Zusammensetzung in Gewichtsprozent: Mg 5,0-6,0 Mn > 0,6-1,2 Zn 0,4-0,9 Zr 0,05-0,25 Cr maximal 0,3 Ti maximal 0,2 Fe maximal 0,5 Si maximal 0,5 Cu maximal 0,4 Ag maximal 0,4 Rest Al und unvermeidliche Unreinheiten.
Aluminium-Magnesium-Legierung nach Anspruch 1 mit einer Temperung ausgewählt aus einer weichen Temperung und einer kaltverfestigten Temperung.
Aluminium-Magnesium-Legierung nach Anspruch 1 oder 2, wobei der Mg-Gehalt im Bereich von 5,0 bis 5,6 Gew.-% liegt.
Aluminium-Magnesium-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei der Mn-Gehalt wenigstens 0,7 Gew.-% beträgt.
Aluminium-Magnesium-Legierung nach Anspruch 4, wobei der Mn-Gehalt im Bereich von 0,7 bis 0,9 Gew.-% liegt.
Aluminium-Magnesium-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei der Zr-Gehalt im Bereich von 0,10 bis 0,20 Gew.-% liegt.
Aluminium-Magnesium-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6, wobei der Mg-Gehalt im Bereich von 5,2 bis 5,6 Gew.-% liegt.
Aluminium-Magnesium-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7, wobei der Cr-Gehalt nicht mehr als 0,15 Gew.-% beträgt.
Aluminium-Magnesium-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, wobei der Ti-Gehalt nicht mehr als 0,10 Gew.-% beträgt.
Aluminium-Magnesium-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9, wobei der Fe-Gehalt im Bereich von 0,2 bis 0,3 Gew.-% liegt.
Aluminium-Magnesium-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 10, wobei der Si-Gehalt im Bereich von 0,1 bis 0,2 Gew.-% liegt.
Aluminium-Magnesium-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 11, wobei der Cu-Gehalt nicht mehr als 0,1 Gew.-% be trägt.
Geschweißte Struktur umfassend wenigstens ein geschweißtes Blech oder Strangpressteil bestehend aus einer Aluminium-Magnesium-Legierung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 12.
Geschweißte Struktur gemäß Anspruch 13, wobei die Dehnfestigkeit der Schweißnaht des Blechs oder Strangpressteils wenigstens 140 MPa beträgt.
Verwendung einer Aluminium-Magnesium-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 14 bei einer Betriebstemperatur von über 80°C.