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Die
Erfindung betrifft eine Al-Mg-Si-Legierung, die zur Herstellung
von Bauteilen mit hoher Duktilität geeignet
ist, sowie ein Verfahren zur Herstellung einer solchen neuen Aluminiumlegierung.
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Al-Mg-Si-Legierungen
wie die Aluminiumlegierungen der Serie AA6xxx sind weitverbreitet
und wegen ihrer mäßig hohen
Dehngrenze und Zugfestigkeit, der geringen Abschreckempfindlichkeit,
der guten Korrosionsbeständigkeit
und der günstigen
Formcharakteristika bevorzugt. Legierungen der Serie AA6xxx werden aufgrund
dieser wohlbekannten Eigenschaften immer attraktiver für Industrien
wie das Transportwesen. Ferner zeigen Legierungen der Serie AA6xxx
im allgemeinen zufriedenstellende Schweißcharakteristika, weshalb dieser
Legierungstyp auch in hohem Maße
für Anwendungen
verwendet wird, die zur Konstruktion von geschweißten Strukturen
führen.
Zusätzliche
Anwendungen für
die Legierungen der Serie AA6xxx wären möglich, wenn die Duktilität weiter
erhöht
wird.
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Eine
solche Aluminiumlegierung ist aus der internationalen Patentanmeldung
Nr. WO 97/44501 bekannt. Die bekannte Legierung enthält folgende
Legierungselemente in Gew.-%:
Si 0,4 – 0,8
Mg 0,4 – 0,7
Fe
max. 0,30 und bevorzugt 0,18 – 0,25
Cu
max. 0,20 und bevorzugt 0,12 – 0,16
Mn
max. 0,15 und bevorzugt 0,05 – 0,10
V
0,05 – 0,20
Cr
max. 0,10 und bevorzugt 0,01
Ti max. 0,10
Zn max. 0,10
unvermeidliche
Verunreinigungen und Rest Aluminium.
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Eine
Aufgabe der Erfindung liegt darin, eine neue Aluminiumlegierung
vorzusehen, die zur Herstellung eines Produkts geeignet ist, das
aus Bauteilen mit einer höheren
Duktilität
als bei der bekannten Aluminiumlegierung hergestellt ist, und ferner,
daß die
Aluminiumlegierung verbesserte Schweißeigenschaften hat. Eine weitere
Aufgabe der Erfindung liegt darin, ein Verfahren zur Herstellung
eines Produkts aus der neuen Aluminiumlegierung vorzusehen.
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Erfindungsgemäß ist eine
Aluminiumlegierung vorgesehen, die folgende Legierungselemente in Gew.-%
aufweist:
Si 0,3 – 1,2
Mg
0, 3 – 1,
0
Fe max. 0,35
Mn > 0,15 – 0,4
V
0,05 – 0,20
Cu
max. 0,3
Cr max. 0,2
Zn max. 0,2
Ti max. 0,1,
und
wobei das Verhältnis
Mn/Fe in einem Bereich von 0,67 bis 1,0 liegt,
Verunreinigungen
jeweils max. 0,05 %, gesamt max. 0,15 %, Rest Aluminium.
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Auf
diese Weise ist erreicht, daß die
Aluminiumlegierung eine gute Festigkeit, eine verbesserte Duktilität, eine
gute Korrosionsbeständigkeit
und insbesondere im Falle von extrudierten Produkten eine gleichmäßige Oberfläche zeigt,
Abwesenheit von Kleben des Stempels, gute Längsschweißnähte und die Möglichkeit, kompliziert
geformte Profile zu extrudieren, die dünn- und/oder dickwandig sein
können
und mit ökonomischen Extrusionsraten
verarbeitet werden können.
Insbesondere der erhöhte
Mn-Gehalt in der Aluminiumlegierung nach der Erfindung trägt zu einer
verbesserten Duktilität
und einem besseren Schweißverhalten
bei. Ferner hat die Aluminiumlegierung verbesserte Eigenschaften
nach dem Schweißen,
ist weniger empfindlich gegen Wärmerisse
während
des Schweißens,
und sie hat nach der Extrusion und Wärmebehandlungen eine fein gekörnte rekristallisierte
Mikrostruktur. Und ferner hat die Aluminiumlegierung eine geringere
Abschreckempfindlichkeit als Aluminiumlegierungen des Typs AA6005
A-Serie.
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Bei
einer bevorzugten Ausführungsform
hat die Aluminiumlegierung nach der Erfindung einen Mn-Gehalt in
einem Bereich von > 0,15 – 0,30 Gew.-%.
In diesem Bereich ist ein Optimum bei den mechanischen Eigenschaften
und der Extrudierbarkeit erhalten.
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Die
Aluminiumlegierung nach der Erfindung hat ein Mn/Fe-Verhältnis in
einem Bereich von 0,67 bis 1,0.
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Der
Mg-Gehalt liegt bevorzugt in einem Bereich von 0,5 – 0,7 Gew.-%,
in welchem Bereich die Festigkeit optimiert ist, insbesondere bei
Verwendung in Kombination mit einem Si-Gehalt in einem Bereich von
0,4 – 0,7
Gew.-%. Ein Mg-Gehalt unter 0,3 Gew.-% liefert nicht genügend Festigkeit
in dem aus der Legierung der Erfindung erhaltenen Bauteil.
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Bei
einer anderen Ausführungsform
der Legierung nach der Erfindung liegt der Si-Gehalt in einem Bereich
von 0,5 – 0,6
Gew.-%, und der Mg-Gehalt liegt in einem Bereich von 0,4 – 0,7 Gew.-%,
und bevorzugter liegt der Mg-Gehalt in einem Bereich von 0,45 – 0,55 Gew.-%.
Bei dieser speziellen Ausführungsform
der Legierung sind die mechanischen Eigenschaften des hergestellten
Bauteils mit denjenigen eines Bauteils aus einer AA6016-Legierung
vergleichbar.
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Bei
diesem Typ von Aluminiumlegierungen wird V zugegeben, um die Rekristallisierung
zu verbessern, und es ist in einem Bereich von 0,05 – 0,2 Gew.-%
und bevorzugter in einem Bereich von 0,05 – 0,15 Gew.-% anwesend. Es
wird erwähnt,
daß die
US-Patentschrift
4,525,326 eine Aluminiumlegierung zur Herstellung von extrudierten
Produkten offenbart, wo die Abschreckempfindlichkeit bezüglich der
Festigkeit durch die Zugabe von V verbessert werden kann. Die Aluminiumlegierung
enthält
0,05 bis 0,2 % V, Mangan in einer Konzentration gleich ¼ bis 2/3
der Eisenkonzentration.
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Cu
sollte nicht mehr als 0,3 Gew.-% betragen. Cu-Niveaus über 0,3
Gew.-% führen
zu inakzeptabler Korrosionsbeständigkeit
der Produkte aus der Legierung der Erfindung.
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Cr
verbessert die Korrosionsbeständigkeit
der Legierung. Allerdings begrenzt Cr die Löslichkeit von Mn und reduziert
weiter die Extrudierbarkeit der Aluminiumlegierung. Um die Bildung
von groben Primärprodukten
zu vermeiden und die Extrusionsfähigkeit
zu verbessern, darf der Cr-Gehalt deshalb nicht mehr als 0,2 Gew.-%
betragen, bevorzugt nicht mehr als 0,1 Gew.-% und bevorzugter nicht
mehr als 0,06 Gew.-%.
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Zn
gilt als ein Verunreinigungselement und kann bis zu 0,2 Gew.-% toleriert
werden, aber beträgt
bevorzugt weniger als 0,1 Gew.-%.
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Ti
ist wichtig als Korn-Refiner während
der Verfestigung sowohl von Barren als auch von Schweißverbindungen,
die unter Verwendung der Legierung der Erfindung hergestellt wurden.
Der bevorzugte Bereich für Ti
ist nicht mehr als 0,1 Gew.-%.
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Der
Rest ist Al und unvermeidbare Verunreinigungen. Typischerweise ist
jedes Verunreinigungselement maximal mit 0,05 Gew.-% anwesend, und
die Gesamtmenge von Verunreinigungen beträgt maximal 0,15 Gew.-%.
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Außerdem ist
die Erfindung in einem Verfahren zur Herstellung eines Produkts
aus der Aluminiumlegierung nach der Erfindung verkörpert, wobei
das Verfahren nacheinander folgende Schritte umfaßt
- a) die Legierung wird zu Barren gegossen;
- (b) der gegossene Barren wird homogenisiert;
- (c) der homogenisierte Barren wird zu einem Produkt warmbearbeitet;
- (d) das Produkt wird gealtert.
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Auf
diese Weise ist erreicht, daß das
Produkt hervorragende Eigenschaften gegenüber einem vernünftigen
Kostenniveau für
die Anwendungen erwirbt, welche den Erfindern vorschweben.
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Zum
Gießen
der Aluminiumlegierung zu Barren oder Extrusionsknüppeln können sowohl
kontinuierliche als auch halbkontinuierliche Gußverfahren verwendet werden.
Man hat überraschenderweise
herausgefunden, daß während eines
halbkontinuierlichen DC-Gießens
(Direct Chill; Direktabkühlen)
von Knüppeln
die Aluminiumlegierung während
des Gießens
signifikant weniger empfindlich gegenüber Rißbildung ist. Die reduzierte
Rißempfindlichkeit
wird hauptsächlich
dem erhöhten
Mn-Gehalt gegenüber
der bekannten Aluminiumlegierung zugeschrieben.
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Nach
dem Gießen
wird die Aluminiumlegierung homogenisiert. Das Ziel der Homogenisierungsbehandlung
besteht unter anderen Dingen darin, die Mikrostruktur zu homogenisieren,
das Mg und Si zu lösen, mögliche Restspannungen
abzufangen, die sich aus dem Gußverfahren
ergeben, und scharfe oder nadelförmige
intermetallische Verbindungen kugelig zu glühen, die während der Verfestigung der
Aluminiumlegierung gebildet wurden. Eine Homogenisierung für 8 – 30 Stunden
bei einer Temperatur im Bereich von 530°C bis knapp unter der Schmelztemperatur
der Aluminiumlegierung ist ausreichend. Eine längere Homogenisierungszeit
ist nicht nachteilig, aber ist nicht erforderlich und dient nur
dazu, die Produktionskosten zu erhöhen. Bevorzugt wird die Legierung
für 8 – 20 Stunden
in einem Temperaturbereich von 580°C bis knapp unter der Schmelztemperatur
der Aluminiumlegierung homogenisiert. Bevorzugter wird die Legierung
für 8 – 16 Stunden in
einem Temperaturbereich von 590 – 605°C homogenisiert. Man hat herausgefunden,
daß solch
eine hohe Homogenisierungstemperatur vorteilhaft zur Warmbearbeitung
der Legierung mittels Extrusion zu komplex gestalteten Profilen
vorteilhaft ist, die dünnwandig
oder dickwandig sein können.
Auf diese Weise kann trotz des relativ hohen Mn-Gehalts eine akzeptable
Extrusionsrate aufrechterhalten werden. Ferner hat das endgültige Produkt
aufgrund der relativ hohen Homogenisierungsbehandlung eine fein
gekörnte,
völlig
rekristallisierte Mikrostruktur.
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Nach
der Homogenisierung wird die Legierung zu Blechen, Stäben, Profilen
oder Draht oder andere geformte Materialien warmbearbeitet, die
zur Verarbeitung zu Produkten geeignet sind. Die Warmbearbeitung umfaßt Walzen,
Schmieden und Hydroformung. Die Erfindung ist bevorzugt dadurch
gekennzeichnet, daß der Barren
oder der Extrusionsknüppel über ein
Extrusionsverfahren zu Produkten verarbeitet wird, bei welchem direkte
oder indirekte Extrusion verwendet werden kann. Die Barrentemperatur
während
der Extrusion liegt bevorzugt in dem Temperaturbereich von 450 – 580°C. Unter
Verwendung eines Extrusionsverfahrens kann die Aluminiumlegierung
nach der Erfindung z.B. zu T-förmigen
Profilen mit einer Wanddicke von bis zu 20 mm und Mehfachhohlprofilen
mit einer Wanddicke in einem Bereich von 1,5 bis 4,0 mm verarbeitet
werden.
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Nach
dem Warmextrudieren wird die Legierung mittels Wasser oder Wassersprühen oder
Kaltluft abgeschreckt. Dies wird auch mit dem Begriff "Preßabschrecken" bezeichnet.
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Bei
einer weiteren Ausführungsform
des Verfahrens wird die Legierung der Erfindung nach dem Warmextrudieren
zunächst
abkühlen.
Die Abkühlungsgeschwindigkeit
ist hier nicht so wichtig. Die Abkühlung findet typischerweise
in Luft statt. Danach wird die Legierung wärmebehandelt, indem sie für 0,5 – 3 Sunden
in einem Temperaturbereich von 400 – 565°C gehalten wird. Das Ziel dieser
Wärmebehandlung,
die auch als Lösungswärmebehandlung
bekannt ist, liegt unter anderen Dingen darin, das Si und Mg zu
lösen.
Diese Lösungswärmebehandlung
findet bevorzugt für
0,5 – 1,5
Stunden in einem Temperaturbereich von 400 – 560°C statt. Unmittelbar nach der
Lösungswärmebehandlung
wird die Legierung bevorzugt auf unter 100°C abgekühlt, bevorzugt mittels Abschrecken
in Wasser, um eine unkontrollierte Ausfällung zu minimieren.
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In
einem folgenden Schritt wird das Material auf das gewünschte Niveau
mechanischer und physikalischer Eigenschaften gealtert. Der Alterungsschritt
kann mittels natürlicher
Alterung oder künstlicher
Alterung durch Glühen
bei 6 – 30
Stunden in einem Temperaturbereich von 130 – 180°C durchgeführt werden. Dieses Glühen findet
bevorzugt für
8 – 12
Stunden in einem Temperaturbereich von 160 – 180°C statt, wonach die Abkühlung auf
Raumtemperatur über
Abkühlung
an die Luft stattfindet.
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Nach
dem vollständigen
Wärmebehandlungszyklus
kann das Material zu Produkten vieler Arten verarbeitet werden.
Die Aluminiumlegierung ist bevorzugt zur Anwendung bei Bauteilen
geeignet, die unter anderen Dingen eine starke Fähigkeit zur Absorption kinetischer
Energie durch plastische Verformung erfordern, wie Bauteile, die
zur Anwendung bei Eisenbahnfahrzeugen geeignet sind. Die Aluminiumlegierung
ist ferner dazu geeignet, bei geschweißten Konstruktionen, insbesondere
bei Fahrzeugkonstruktionen verwendet zu werden. Ferner ist die Aluminiumlegierung
dazu geeignet, bei hydrogeformten Strukturen verwendet zu werden.
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Die
Erfindung wird nun durch einige Beispiele veranschaulicht, die den
Umfang der Erfindung nicht einschränken.
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Beispiele
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Tabelle
1 listet die chemische Zusammensetzungen einiger Vergleichsmaterialien
(Legierungen 1 – 3) und
von Legierungen auf, die in den Umfang der Erfindung fallen (Legierungen
4 – 5).
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Diese
Legierungen wurden durch folgende Schritte verarbeitet:
- (i) DC-Gießen
von Extrusionsknüppeln
mit einem Durchmesser von 344 mm;
- (ii) Homogenisierung, vgl. Tabelle 2;
- (iii) Extrusion bei 480°C;
- (iv) Preßabschreckung;
- (v) Altern für
9 Stunden bei 160°C.
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Tabelle
2 listet die für
jede Legierung angewandte Homogenisierungsbehandlung auf. Die Knüppel wurden
zu folgenden Formen extrudiert:
- (a) T-förmiges Profil
mit einer Wanddicke von 20 mm;
- (b) Mehrfachhohlprofil mit Wanddicken zwischen 2,5 und 4,0 mm.
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Alle
Ergebnisse (Mikrostrukturen, mechanische Eigenschaften) am vorderen
Ende, in der Mitte und am hinteren Ende an jedem untersuchten Produkt
jedes Legierungstyps zeigten in der Extrusionsrichtung nur sehr
geringe Variationen, und deshalb war eine weitere Differenzierung
innerhalb einer Variante nicht erforderlich. Die folgenden Ergebnisse
sind in jedem Fall durchgehend Mittelwerte aus den verschiedenen
Teilen des Materials.
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Die
Mikrostruktur in dem T-förmigen,
dickwandigen Extrusionsprodukt (a) zeigte im Falle von Legierung
1 ein nicht rekristallisiertes Zentrum und eine Schicht von groben
Körnern
mit einem Durchmesser von etwa 1 mm an der Oberfläche. Die
Legierung 4 zeigte ein nicht rekristallisiertes Zentrum und eine
Schicht mit einer Dicke von 3 – 4
mm von groben Körnern
nahe an der Oberfläche.
Die Legierung 5 zeigte über
den gesamten Querschnitt des Produkts eine voll rekristallisierte
Mikrostruktur mit gleichmäßigen feinen
Körnern.
Die Mikrostruktur von Legierung 2 war sehr ähnlich der Mikrostruktur von
Legierung 4. Das gleiche galt für
die Legierung 3 und Legierung 5.
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Die
Mikrostruktur in dem Mehrfachhohlprofil (b) zeigte im Falle der
Legierung 1 eine Kombination von kleinen und groben Körnen und
auch einige nicht rekristallisierte Abschnitte. Die Legierung 4
zeigte eine voll rekristallisierte Mikrostruktur und große Unterschiede
in der Korngröße. Die
Legierung 5 zeigte eine voll rekristallisierte Mikrostruktur und
eine gleichmäßigere Korngröße als bei
Legierung 4. Die Mikrostruktur von Legierung 2 war sehr ähnlich der
Mikrostruktur von Legierung 4. Das gleiche galt für die Legierung
3 und Legierung 5.
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Tabelle
3 listet die Ergebnisse des Testens auf mechanische Eigenschaften
auf, wo Rm die Zerreißbeanspruchung
ist, Rp 0,2 die 0,2 % Dehngrenze ist und A die Bruchdehnung ist
(A5 nach deutschen Standards).
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Aus
Tabelle 3 ist zu ersehen, daß eine
Erhöhung
des Mn-Gehalts auf über
0,15 % einen signifikanten Effekt auf die Duktilität des extrudierten
Produkts hat. Für
die T-förmigen,
dickwandigen Strangpreßprofile
ist zu erwähnen,
daß die
Proben für
das Zugtesten aus dem Zentrum der Profile (Proben mit einem Durchmesser von
10 mm) genommen wurden und deshalb im Falle von Legierung 1, 2 und
4 eine Verbesserung der Zugeigenschaften aufgrund der nicht rekristallisierten
Teile zeigen, die im Zentrum anwesend sind. Allerdings muß bedacht
werden, daß die
mechanischen Werte signifikante Unterschiede in Dickenrichtung über die
Form zeigen. Die Werte im zentralen Teil – wie in der Tabelle dargestellt – sind ziemlich
hoch für
die Legierungen 1, 2 und 4. Dies liegt an dem positiven Effekt,
daß die
nicht rekristallisierten Zonen getestet wurden. Die Eigenschaften
nahe an der Oberfläche
in den rekristallisierten Teilen sind in diesen Fällen deutlich
schlechter. Die Legierungen 3 und 5 als voll rekristallisierte Strangpreßprofile
zeigen das beständigste
Verhalten.
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Die
Tabelle 4 listet die mechanischen Eigenschaften der extrudierten
Profile nach dem Schweißen
unter Verwendung einer vollautomatischen MIG-Vorrichtung und eines
Schweißdrahts
aus AlMg4,5MnZr mit einer Dicke von 1,6 mm auf. Die T-förmigen Profile
(a) haben 6 Schichten, und die Schweißraupenüberfüllung wurde vor dem Testen
entfernt. Die Mehrfachhohlprofile (b) haben 1 Schicht (bei einer
Wanddicke von 4 mm), und die Schweißraupe wurde vor dem Testen
nicht entfernt. In allen Fällen
wurden die Risse während
des Zugtestens in der von Wärme
affizierten Zone beobachtet.
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Die
Schweißkonstruktionen
zeigten das normale Verhalten, was die Bildung von Korngrenzöffnungen angeht.
Die Menge und Größe von Kerngrenzöffnungen
hängen
stark von der Korngröße des Muttermaterials ab.
Die Legierung 5 als die Variante mit der kleineren und gleichmäßigsten
Korngröße zeigte
die besten Eigenschaften, gefolgt von Legierung 4. Die Legierung
1 – nämlich im
Falle des Mehrfachhohlprofils – zeigte
eine signifikante Tendenz zur Bildung von Korngrenzöffnungen.
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