DE69911648T2

DE69911648T2 - Verfahren zur herstellung einer aluminium-automaten-legierung

Info

Publication number: DE69911648T2
Application number: DE69911648T
Authority: DE
Inventors: Anton Smolej; Vukasin Dragojevic; Edvard Slacek; Tomaz Smolar
Original assignee: IMPOL IND METHALNIH POLIZDELKO; IMPOL INDUSTRIJA METHALNIH POLIZDELKOV DD
Current assignee: IMPOL IND METHALNIH POLIZDELKO; IMPOL INDUSTRIJA METHALNIH POLIZDELKOV DD
Priority date: 1998-12-22
Filing date: 1999-12-20
Publication date: 2004-07-08
Anticipated expiration: 2019-12-21
Also published as: US6423163B2; AU1904400A; US20010020500A1; CZ299841B6; HUP0600546A2; EP1144703B1; SI20122A; DE69911648D1; WO2000037697A1; US6248188B1; ATE250676T1; CZ20012310A3; EP1144703A1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer Al-Automatenlegierung, die kein Blei als Legierungselement, sondern lediglich als mögliche Verunreinigung enthält. Die Legierung zeigt bessere Festigkeitseigenschaften, bessere Bearbeitbarkeit, bessere Automatenzerspanbarkeit, Korrosionsbeständigkeit, geringeren Energieverbrauch und ist in Produktion und Anwendung umweltfreundlich. Die vorliegende Legierung kann bevorzugt Automatenlegierungen der Gruppe AlCuMgPb (AA2030) ersetzen.
Al-Automatenlegierungen wurden ausgehend von standardisierten vergütbaren Legierungen entwickelt, denen zur Bildung weicherer Phasen in der Grundmasse Zusatzelemente zugesetzt wurden. Diese Phasen verbessern die Zerspanbarkeit des Werkstoffs durch Erzielung einer glatten Oberfläche, Senkung des Aufwandes an Zerspanungskraft sowie des Meißelverschleißes und insbesondere durch leichteres Brechen der Späne.
Die genannten Phasen werden durch Legierungselemente gebildet, die in Aluminium nicht löslich sind, mit diesem keine intermetallischen Verbindungen bilden und niedrige Schmelzpunkte aufweisen. Elemente mit diesen Eigenschaften sind Blei, Wismut, Zinn, Cadmium, Indium und einige andere, die jedoch aus praktischen Gründen nicht verwendet werden können. Diese Elemente, die einzeln und im Gemisch zugesetzt werden, fallen während der Erstarrung in Form von Globuliteinschlüssen mit einer Teilchengröße von einigen um bis einigen 10 μm aus.
Die wichtigsten Al-Automatenlegierungen sind:
Al-Cu mit 0,2–0,6 Gew.-% Pb und 0,2–0,6 Gew.-% Bi (AA2011),
Al-Cu-Mg mit 0,8–1,5 Gew.-% Pb und bis zu 0,2 Gew.-% Bi (AA2030),
Al-Mg-Si mit 0,4–0,7 Gew.-% Pb und 0,4–0,7 Gew.-% Bi (AA6262).
Bei diesen Legierungen werden die Einschlüsse zur Verbesserung der Zerspanbarkeit insbesondere durch Blei und Wismut gebildet. In jüngster Zeit gibt es die Tendenz, aufgrund des Gesundheitsrisikos des Bleis für den menschlichen Organismus und aus ökologischen Gründen dieses Element durch andere Elemente zu ersetzen. Als Ersatz werden meist Zinn und teilweise Indium verwendet. Die Verwendbarkeit von Zinn in Al-Automatenlegierungen ist schon lange allgemein bekannt. Zinn war eines der ersten Elemente, die in einer Menge von bis zu 2 Gew.-% Al-Automatenlegierungen zugesetzt wurden. In der Praxis wurde Zinn aufgrund vermeintlicher Beeinträchtigung der Korrosionseigenschaften, geringerer Legierangsduktilitat und aufgrund des hohen Preises nie in größerem Umfang eingesetzt. In letzter Zeit wird Zinn insbesondere Legierungen der Gruppen Al – Mg – Si (Serie AA6xxx) und Al – Cu (Serie AA2xxx), zugesetzt, die in der Standardform Blei und Wismut oder lediglich Blei enthalten.
Zinn enthaltende Legierungen sollen im Vergleich zu üblichen Legierungen im Hinblick auf Mikrogefüge, Bearbeitbarkeit, mechanische Eigenschaften, Korrosionsbeständigkeit und Zerspanbarkeit ähnliche oder bessere Eigenschaften aufweisen. Die Bildung geeigneter Späne aus Zinn enthaltenden Legierungen hängt ähnlich wie bei Blei und Wismut enthaltenden Legierungen von der Wirkung der Einschlüsse auf die Erhöhung der Zerspanbarkeit entsprechend dem Mechanismus des Zerbrechens des Werkstoffs während der Zerspanung ab.
Frühere Untersuchungen und Erklärungen für den Mechanismus des Zerbrechens der Späne beruhten insbesondere auf Blei und Wismut enthaltenden Legierungen. Beide Elemente, welche in einer härteren Grundmasse weichere Phasen bilden, behalten ihre chemischen und metallographischen Eigenschaften bei. An Lockerstellen im Gefüge nehmen die Korrosionskräfte ab, wodurch das Brechen der Späne während der Zerspanung erleichtert wird. Die Verteilung der Globulitphasen soll feinkörnig und gleichmäßig sein. Eine gleichzeitige Zulegierung geringerer Mengen von zwei oder mehr Elementen, die in Aluminium unlöslich sind, übt auf die Zerspanbarkeit eine größere Wirkung aus als die Zulegierung lediglich eines Elements. Die Elemente liegen in den Globulitphasen in Verhältnissen vor, die den durchschnittlichen Analysewerten gleichen.
Aus der Praxis ist bekannt, dass die Späne am besten bei einem in Aluminium unlöslichen eutektischen Gemisch der Elemente zerbrechen. Es herrscht somit die Meinung vor, dass ein günstiges Brechverhalten der Späne das Ergebnis des Aufschmelzens der Einschlüsse bei den Temperaturen ist, die während der Bearbeiturg des Werkstoffs durch Drehen, Bohren usw. erzielt werden.
Die Druckschrift DE-A-21 55 322 offenbart eine Al-Legierung die 3,5–5,0% Cu, 1,0–3,0% Pb + Sn + Bi + Cd + Sb, 0,4–1,8% Mg und 0,5–1,0% Mn enthält, wobei der Rest auf Aluminium entfällt. Diese Druckschrift enthält jedoch kein konkretes Beispiel und führt auch keine Legierungseigenschaften an.
Die Druckschrift EP-A-0 964 070 beansprucht eine Al-Legierung auf der Basis von AlCuMg, die 0,7 bis 1,5% Sn enthält. Die genannte Druckschrift beschreibt eine Legierung, die (in Gew.-%) 0,3–1,0 Mn, 0,3–1,3 Mg, 3,9–5,2 Cu, 0,7–1,5 Sn, ≤ 0,15 Cr, ≤ 0,2 Ti, ≤ 0,8 Si, ≤ 0,8 Fe, ≤ 0,5 Zn, ≤ 0,4 Bi und an unvermeidlichen Verunreingungen jeweils ≤ 0,05, insgesamt ≤ 0,15 enthält, wobei der Rest auf Aluminium entfällt. Sie beschreibt jedoch AlCuMg-Legierungen, die u. a. Sn + Bi als Komponenten enthalten. Die zitierte Druckschrift umfasst zwei Beispiele, wobei in beiden Beispielen der Bi-Gehalt 0,19 Gew.-% beträgt.
Die Legierung wird zu Strängen gegossen, wonach diese zerschnitten werden. Die einzelnen zerschnittenen Stränge werden dann bei hoher Temperatur diffusionsgeglüht, auf die Strangpresstemperatur erwärmt, stranggepresst, lösungsgeglüht, abgeschreckt, kalt verformt und künstlich oder natürlich gealtert.
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von Al-Automatenlegierungen, die kein Blei als Legierungselement enthalten. Die erhaltene Legierung hat bessere Festigkeitseigenschaften, höhere Bearbeitbarkeit, bessere Zerspanbarkeit, Korrosionsbeständigkeit, geringeren Energieverbrauch und ist bei Herstellung und Verwendung umweltfreundlich.
Die genannten Eigenschaften und eine Verminderung der Produktionskosten werden durch eine optimale Auswahl der Legierungselemente, der Bearbeitungsverfahren und der thermomechanischen Behandlung erzielt.
Gegenstand der Erfindung ist ein Verfahren zur Bearbeitung und Wärmebehandlung einer Al-Automatenlegierung, die

a) als Legierungselemente 0,5–1,0 Gew.-% Mn, 0,4–1,8 Gew.-% Mg, 3,3–4,6 Gew.-% Cu, 0,4–1,9 Gew.-% Sn, 0–0,1 Gew.-% Cr, 0–0,2 Gew.-% Ti,
b) als Verunreinigungen bis 0,8 Gew.-% Si, bis 0,7 Gew.-% Fe, bis 0,8 Gew.-% Zn, bis 0,1 Gew.-% Pb, bis 0,1 Gew.-% Bi, bis 0,3 Gew.-% restliche enthält,
c) wobei der Rest auf 100 Gew.-% auf Aluminium entfällt, durch halbkontinuierliches Gießen, Diffusionsglühen, Abkühlen ausgehend von der Diffusionsglühtemperatur, Erwärmen auf Betriebstemperatur des Strangpressens, das ein indirektes Strangpressen bei maximaler Temperatur von 380°C, Abschrecken unter Druck und natürliche oder künstliche Alterung bei einer Temperatur von 130–190°C während 8–12 Stunden umfassst.

Gemäß einer Variante des obigen Verfahrens werden die stranggepressten Stücke vor der Alterungsstufe kaltverformt.
Gemäß einer weiteren Variante des obigen Verfahrens werden die stranggepressten Stücke vor der Alterungsstufe zuggereckt.
Gemäß einer weiteren Variante des obigen Verfahrens werden die stranggepressten Stücke vor der Alterungsstufe kaltverformt und zuggereckt.
Das gemäß dem obigen Verfahren bzw. gemäß den Varianten dieses Verfahrens erhaltene Erzeugnis hat vorzugsweise eine Zugfestigkeit von 293 bis 487 N/mm², eine Fließspannung von 211 bis 464 N/mm², eine HB-Härte von 73 bis 138 und eine Bruchdehnung von 4,5 bis 13%.
Das gemäß dem obigen Verfahren bzw. gemäß den Varianten dieses Verfahrens erhaltene Erzeugnis hat vorzugsweise eine Zugfestigkeit von 291 bis 532 N/mm², eine Fließspannung von 230 bis 520 N/mm², eine HB-Härte von 73 bis 141 und eine Bruchdehnung von 5,5 bis 11,4%.
Die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhaltenen Legierungen werden nach ihrem Sn-Gehalt in fünf Gruppen unterteilt:

1. Gruppe: 0,40–0,70 Gew.-% Sn
2. Gruppe: 0,71–1,00 Gew.-% Sn
3. Gruppe: 1,01–1,30 Gew.-% Sn
4. Gruppe: 1,31–1,60 Gew.-% Sn
5. Gruppe: 1,61–1,90 Gew.-% Sn.

Die Legierungen werden aus folgenden Gründen im Hinblick auf ihren Sn-Gehalt in die obigen Gruppen unterteilt:
Eine Steigerung des Sn-Gehalts bei konstantem Gehalt an den übrigen Legierungselementen und Verunreinigungen führt zu einer Verminderung der Festigkeitseigenschaften nach der Wärmebehandlung. Eine Steigerung des Sn-Gehalts führt zu günstigeren Spänen während der Zerspanung des Werkstoffs.
Bei einem konstanten Gehalt an Legierungselementen und Verunreinigungen und unter derselben Bedingungen für Gießen, Diffusionsglühen, Strangpressen und Wärmebehandlung hängen die mechanischen Eigenschaften und die Zerspanbarkeit der Halbzeuge aus den Legierungen von ihrem Sn-Gehalt ab. Eine Steigerung des Sn-Gehalts führt zu einer Verbesserung der Zerspanbarkeit aufgrund der Begünstigung des Zerbrechens der Späne. Ein höherer Sn-Gehalt führt zu kleineren Spänen. Eine Steigerung des Sn-Gehalts bewirkt eine Absenkung der Zugfestigkeit und dere Fließspannung.
Die Zerspanbedingungen beeinflussen die Zerspanbarkeit von Sn enthaltenden Legierungen. Bei höheren Zerspangeschwindigkeiten mit aus Carbidhartmetalllegierungen hergestellten Werkzeugen sowie bei geringeren Sn-Gehalten (< 1,2 Gew.-% Sn) erhält man Späne, die entsprechend ihrer Klassifikation zur Gruppe der vorteilhafteren Spänen gehören.
Legierungen mit geringerem Sn-Gehalt haben schlechtere Späne bei geringeren Zerspangeschwindigkeiten und bessere Späne bei höheren Zerspangeschwindigkeiten. Legierungen mit niedrigerem Sn-Gehalt haben bessere mechanische Eigenschaften verglichen mit Legierungen mit höherem Sn-Gehalt.
Legierungen mit höherem Sn-Gehalt haben bei sämtlichen Zerspangeschwindigkeiten günstigere Späne. Legierungen mit höherem Sn-Gehalt haben verglichen mit Legierungen mit niedrigerem Sn-Gehalt schlechtere mechanische Eigenschaften.
Der Grenzwert für den Sn-Gehalt für die Erzielung günstiger oder ungünstiger Späne sowie höherer oder niedrigerer mechanischer Eigenschaften liegt bei 1,2 Gew.-% Sn.
Die Erfindung umfasst neue Verfahren zur Bearbeitung und Wärmebehandlung der obigen Sn enthaltenden Al-Legierungen. Halbzeuge aus üblichen Automatenlegierungen der Gruppe AlCuMgPb in Form von Stangen mit kreisförmigem oder hexagonalem Querschnitt werden gewöhnlich entsprechend den nachfolgenden Verfahren hergesteilt:
Verfahren 1 (T3)
Halbkontinuierliches Gießen, Diffusionsglühen, Abkühlung ausgehend von der Diffusionsglühtemperatur, Erwärmung auf die Betriebstemperatur für das Strangpressen, Strangpressen, Lösungsglühen (gewöhnlich in einem Salzbad für Legierungen der Gruppe AA2xxx), Abschrecken, Kaltverformung unter Ziehen und natürliche Alterung.
Verfahren 2 (T4)
Halbkontinuierliches Gießen, Diffusionsglühen, Abkühlung ausgehend von der Diffusionsglühtemperatur, Erwärmung auf die Betriebstemperatur für das Strangpressen, Strangpressen, Lösungsglühen gewöhnlich in einem Salzbad für Legierungen der Gruppe AA2xxx), Abschrecken, natürliche Alterung.
Verfahren 3 (T6)
Halbkontinuierliches Gießen, Diffusionsglühen, Abkühlung ausgehend von der Diffusionsglühtemperatur, Erwärmung auf die Betriebstemperatur für das Strangpressen, Strangpressen, Lösungsglühen (gewöhnlich in einem Salzbad für Legierungen der der Gruppe AA2xxx), Abschrecken, künstliche Alterung.
Verfahren 4 (T8)
Halbkontinuierliches Gießen, Diffusionsglühen, Abkühlung ausgehend von der Diffusionsglühtemperatur, Erwärmung auf die Betriebstemperatur für das Strangpressen, Strangpressen, Lösungsglühen (gewöhnlich in einem Salzbad für Legierungen der Gruppe AA2xxx), Abschrecken, Kaltverformung unter Ziehen, künstliche Alterung.
Die neuen Verfahren zur Herstellung, Bearbeitung und thermomechanischen Behandlung der erfindungsgemäßen Sn enthaltenden Legierung der Gruppe AlCuMg umfassen

(1) eine Änderung der Bearbeitungstemperaturen, die höher sind als bei den üblichen Verfahren,
(2) die Einführung des Gegenfließpressens bei höheren Strangpressgeschwindigkeiten,
(3) das Abschrecken des stranggepressten Stückes unter Druck unmittelbar nach Austreten aus der Strangpressform,
(4) der erhöhte Grad an Kaltverformung während der thermomechanischen Behandlung,
(5) optimale Temperaturen und Zeiten für die künstliche Alterung und
(6) Verfahren zur Erzielung eines spannungsfreien Zustandes in den stranggepressten und thermomechanisch behandelten Stangen.

Die Einführung der neuen Verfahren für die Bearbeitung und thermomechanische Behandlung von Legierungen ist gegenüber den konventionellen Verfahren aus folgenden Gründen von Vorteil:
Durch unterschiedliche Kombinationen verfahrenstechnischer Prozesse nach dem Strangpressen der Legierung ist es möglich, unterschiedlich eingestellte mechanische Eigenschaften der Halbzeuge und verfahrenstechnische Eigenschaften wie die Zerspanbarkeit und die Oberflächenqualität zu erzielen.
Die verfahrenstechnischen Prozesse für die Bearbeitung und thermomechanische Behandlung haben verglichen mit Halbzeugen aus üblichen Legierungen der Gruppe AlCuMgPb gemäß den konventionellen Verfahren folgende Vorteile:
Rascheres Strangpressen des Werkstoffs in der Gegenfließpresse.
Durch das Abschrecken unter Druck kann die Bearbeitungswärme für das Lösungsglühen genutzt werden. Entsprechend diesem Verfahren kann auf getrenntes Lösungsglühen, wie es gewöhnlich in Salzbädern durchgeführt wird, verzichtet werden. Auf diese Weise kann der Energieverbrauch gesenkt und die Bearbeitungszeit verkürzt werden. Wichtig dabei ist, dass auf diese Weise auch ökologische Probleme im Zusammenhang mit der Verwendung von Salz für das Lösungsglühen beseitigt werden können. (Legierungen der Gruppe AA2xxx, zu denen auch die bekannte Legierung AlCuMgPb (AA2030) gehört, werden nach einem Verfahren des getrennten Lösungsglühens hergestellt).
Aufgrund des Abschreckens der Legierungen unter Druck haben diese eine glatte und glänzende Oberfläche. Bei den üblichen Verfahren unter getrenntem Lösungsglühen entsteht eine dunklere Oberfläche aufgrund der Oxidation des Magnesiums auf der Oberfläche der Stange und der Wirkung der Salzkorrosion und der mechanischen Schädigungen der Oberflächen der stranggepressten Stangen aufgrund der Durchführung mehrerer verfahrenstechnischer Arbeitsgänge.
Durch Kaltverformung in Verbindung mit dem Grad der Kaltverformung vor der natürlichen oder künstlichen Alterung steigen die Festigkeitseigenschaften. Die mechanischen Eigenschaften (Fließspannung und Zugfestigkeit) der Zinn enthaltenden erfindungsgemäßen Legierungen sind schlechter als bei der traditionellen Legierung AlCuMgPb (AA2030).
Durch die Kaltverformung vor der natürlichen oder künstlichen Alterung können innere Spannungen auf ein Minimum herabgesetzt werden.
Durch Verformung vor der Alterung der stranggepressten Stangen wird ein spannungsfreier Zustand in den Halbzeugen erzielt.
Die Erfindung umfasst außerdem die nachfolgenden verfahrenstechnischen Prozesse bei der Herstellung und Wärmebehandlung der Zinn enthaltenden Legierung:
Prozess a
Halbkontinuierliches Gießen der Blöcke. Diffusionsglühen der nalbkontinuierlich gegossenen Blöcke während 8 Stunden bei 490°C. Abkühlen der Blöcke nach dem Diffusionsglühen auf Raumtemperatur bei einer Abkühlgeschwindigkeit von 230°C/-Stunde. Erwärmung der Blöcke auf eine Bearbeitungstemperatur von 380°C. Gegenfließpressen der Stränge zu Stangen mit einem Durchmesser von 12 bis 127 mm. Die Erfindung umfasst auch die Abkühlung des Strangpresswerkzeugs mit flüssigem Stickstoff. Das Werkzeug muss aufgrund der hohen Bearbeitungstemperaturen, die für ein erfolgreiches Lösungsglühen an der Strangpresse erforderlich sind, gekühlt werden. Das Abschrecken der stranggepressten Stücke nach Verlassen des Strangpresswerkzeugs erfolgt in einer Wasserwelle. Die maximal zulässige Zeit zwischen der Bearbeitung und dem Abschrecken des Werkstoffs beträgt 30 Sekunden. Die maximal zulässige Abkühlung der Oberfläche der stranggepressten Stücke vor dem Abschrecken beträgt 10°C. Die natürliche Alterung nimmt 6 Tage in Anspruch.
Prozess b
Halbkontinuierliches Gießen der Blöcke. Diffusionsglühen der halbkontinuierlich gegossenen Blöcke während 8 Stunden bei 490°C. Abkühlen der Blöcke nach dem Diffusionsglühen auf Raumtemperatur bei einer Abkühlgeschwindigkeit von 230°C/-Stunde. Erwärmung der Blöcke auf eine Bearbeitungstemperatur von 380°C. Gegenfließpressen der Stränge zu Stangen mit einem Durchmesser von 12 bis 127 mm. Die Erfindung umfasst auch die Abkühlung des Strangpresswerkzeugs mit flüssigem Stickstoff. Das Werkzeug muss aufgrund der hohen Bearbeitungstemperaturen, die für ein erfolgreiches Lösungsglühen an der Strangpresse erforderlich sind, gekühlt werden. Das Abschrecken der stranggepressten Stücke nach Verlassen des Strangpresswerkzeugs erfolgt in einer Wasserwelle. Die maximal zulässige Zeit zwischen der Bearbeitung und dem Abschrecken des Werkstoffs beträgt 30 Sekunden. Die maximal zulässige Abkühlung der Oberfläche der stranggepressten Stücke vor dem Abschrecken beträgt 10°C. Die künstliche Alterung während 8 bis 12 Stunden erfolgt in einem Temperaturbereich von 130 bis 190°C.
Prozess c
Halbkontinuierliches Gießen der Blöcke. Diffusionsglühen der halbkontinuierlich gegossenen Blöcke während 8 Stunden bei 490°C. Abkühlen der Blöcke nach dem Diffusionsglühen auf Raumtemperatur bei einer Abkühlgeschwindigkeit von 230°C/-Stunde. Erwärmung der Blöcke auf eine Bearbeitungstemperatur von 380°C. Gegenfließpressen der Stränge zu Stangen mit einem Durchmesser von 12 bis 127 mm. Die Erfindung umfasst auch die Abkühlung des Strangpresswerkzeugs mit flüssigem Stickstoff. Das Werkzeug muss aufgrund der hohen Bearbeitungstemperaturen, die für ein erfolgreiches Lösungsglühen an der Strangpresse erforderlich sind, gekühlt werden. Das Abschrecken der stranggepressten Stücke nach Verlassen des Strangpresswerkzeugs erfolgt in einer Wasserwelle. Die maximal zulässige Zeit zwischen der Bearbeitung und dem Abschrecken des Werkstoffs beträgt 30 Sekunden. Die maximal zulässige Abkühlung der Oberfläche der stranggepressten Stücke vor dem Abschrecken beträgt 10°C. Die stranggepressten und abgeschreckten Stangen werden bei einem Verformungs grad von bis zu 15% gezogen. Die natürliche Alterung nimmt 6 Tage in Anspruch.
Prozess d
Halbkontinuierliches Gießen der Blöcke. Diffusionsglühen der halbkontinuierlich gegossenen Blöcke während 8 Stunden bei 490°C. Abkühlen der Blöcke nach dem Diffusionsglühen auf Raumtemperatur bei einer Abkühlgeschwindigkeit von 230°C/-Stunde. Erwärmung der Blöcke auf eine Bearbeitungstemperatur von 380°C. Gegenfließpressen der Stränge zu Stangen mit einem Durchmesser von 12 bis 127 mm. Die Erfindung umfasst auch die Abkühlung des Strangpresswerkzeugs mit flüssigem Stickstoff. Das Werkzeug muss aufgrund der hohen Bearbeitungstemperaturen, die für ein erfolgreiches Lösungsglühen an der Strangpresse erforderlich sind, gekühlt werden. Das Abschrecken der stranggepressten Stücke nach Verlassen des Strangpresswerkzeugs erfolgt in einer Wasserwelle. Die maximal zulässige Zeit zwischen der Bearbeitung und dem Abschrecken des Werkstoffs beträgt 30 Sekunden. Die maximal zulässige Abkühlung der Oberfläche der stranggepressten Stücke vor dem Abschrecken beträgt 10°C. Die stranggepressten und abgeschreckten Stangen werden bei einem Verformungsgrad von bis zu 15% gezogen. Die künstliche Alterung während 8 bis 12 Stunden erfolgt in einem Temperaturbereich von 130 bis 190°C. Die abschließende verfahrenstechnische Phase ist ein Prozess für die Erzielung eines spannungsfreien Zustandes der Halbzeuge in Form von Stangen.
Die Legierungen können auch thermisch und thermomechanisch entsprechend den Verfahren zum getrennten Lösungsglühen behandelt werden; die den Verfahren entsprechend der Klassifikation der Aluminium Association T3, T4, T6 und T8 entsprechen (diese mit e, f, g und h in Tabelle 1 bezeichneten Verfahren sind nicht Gegenstand der vorliegenden Erfindung).
Prozess i
Halbkontinuierliches Gießen der Blöcke. Diffusionsglühen der halbkontinuierlich gegossenen Blöcke während 8 Stunden bei 490°C. Abkühlen der Blöcke nach dem Diffusionsglühen auf. Raumtemperatur bei einer Abkühlgeschwindigkeit von 230°C/-Stunde. Erwärmung der Blöcke auf eine Bearbeitungstemperatur von 380°C. Gegenfließpressen der Stränge zu Stangen mit einem Durchmesser von 12 bis 127 mm. Die Erfindung umfasst auch die Abkühlung des Strangpresswerkzeugs mit flüssigem Stickstoff. Das Werkzeug muss aufgrund der hohen Bearbeitungstemperaturen, die für ein erfolgreiches Lösungsglühen an der Strangpresse erforderlich sind, gekühlt werden. Das Abschrecken der stranggepressten Stücke nach Verlassen des Strangpresswerkzeugs erfolgt in einer Wasserwelle. Die maximal zulässige Zeit zwischen der Bearbeitung und dem Abschrecken des Werkstoffs beträgt 30 Sekunden. Die maximal zulässige Abkühlung der Oberfläche der stranggepressten Stücke vor dem Abschrecken beträgt 10°C. Zugrecken der stranggepressten Stücke zur Erzielung eines spannungsfreien Zustandes. Die natürliche Alterung nimmt 6 Tage in Anspruch.
Prozess j
Halbkontinuierliches Gießen der Blöcke. Diffusionsglühen der halbkontinuierlich gegossenen Blöcke während 8 Stunden bei 490°C. Abkühlen der Blöcke nach dem Diffusionsglühen auf Raumtemperatur. Erwärmung der Blöcke auf eine Bearbeitungstemperatur von 380°C. Gegenfließpressen der Stränge zu Stangen mit einem Durchmesser von 12 bis 127 mm. Die Erfindung umfasst auch die Abkühlung des Strangpresswerkzeugs mit flüssigem Stickstoff. Das Werkzeug muss aufgrund der hohen Bearbeitungstemperaturen, die für ein erfolgreiches Lösungsglühen an der Strangpresse erforderlich sind, gekühlt werden. Das Abschrecken der stranggepressten Stücke nach Verlassen des Strangpresswerkzeugs erfolgt in einer Wasserwelle. Die maximal zulässige Zeit zwischen der Bearbeitung und dem Abschrecken des Werkstoffs beträgt 30 Sekunden. Die maximal zulässige Abkühlung der Oberfläche der stranggepressten Stücke vor dem Abschrecken beträgt 10°C. Zugspannungsverfestigung der stranggepressten Stücke zur Erzielung eines spannungsfreien Zustandes. Die künstliche Alterung während 8 bis 12 Stunden erfolgt in einem Temperaturbereich von 130 bis 190°C.
Prozess k
Halbkontinuierliches Gießen der Blöcke. Diffusionsglühen der halbkontinuierlich gegossenen Blöcke während 8 Stunden bei 490°C. Abkühlen der Blöcke nach dem Diffusionsglühen auf Raumtemperatur bei einer Abkühlgeschwindigkeit von 230°C/-Stunde. Erwärmung der Blöcke auf eine Bearbeitungstemperatur von 380°C. Gegenfließpressen der Stränge zu Stangen mit einem Durchmesser von 12 bis 127 mm. Die Erfindung umfasst auch die Abkühlung des Strangpresswerkzeugs mit flüssigem Stickstoff. Das Werkzeug muss aufgrund der hohen Bearbeitungstemperaturen, die für ein erfolgreiches Lösungsglühen an der Strangpresse erforderlich sind, gekühlt werden. Das Abschrecken der stranggepressten Stücke nach verlassen des Strangpresswerkzeugs erfolgt in einer Wasserwelle. Die maximal zulässige Zeit zwischen der Bearbeitung und dem Abschrecken des Werkstoffs beträgt 30 Sekunden. Die maximal zulässige Abkühlung der Oberfläche der stranggepressten Stücke vor dem Abschrecken beträgt 10°C. Die stranggepressten und abgeschreckten Stangen werden bei einem Verformungsgrad von bis zu 15% gezogen. Zugreckung der stranggepressten Stücke zur Erzielung eines spannungsfreien Zustandes. Die natürliche Alterung nimmt 6 Tage in Anspruch.
Prozess 1
Halbkontinuierliches Gießen der Blöcke. Diffusionsglühen der halbkontinuierlich gegossenen Blöcke während 8 Stunden bei 490°C. Abkühlen der Blöcke nach dem Diffusionsglühen auf Raumtemperatur. Erwärmung der Blöcke auf eine Bearbeitungstemperatur von 380°C. Gegenfließpressen der Stränge zu Stangen mit einem Durchmesser von 12 bis 127 mm. Die Erfindung umfasst auch die Abkühlung des Strangpresswerkzeugs mit flüssigem Stickstoff. Das Werkzeug muss aufgrund der hohen Bearbeitungstemperaturen, die für ein erfolgreiches Lösungs glühen an der Strangpresse erforderlich sind, gekühlt werden. Das Abschrecken der stranggepressten Stücke nach Verlassen des Strangpresswerkzeugs erfolgt in einer Wasserwelle. Die maximal zulässige Zeit zwischen der Bearbeitung und dem Abschrecken des Werkstoffs beträgt 30 Sekunden. Die maximal zulässige Abkühlung der Oberfläche der stranggepressten Stücke vor dem Abschrecken beträgt 10°C. Die stranggepressten und abgeschreckten Stangen werden bei einem Verformungsgrad von bis zu 15% gezogen. Zugreckung der stranggepressten Stücke zur Erzielung eines spannungsfreien Zustandes. Die künstliche Alterung während 8 bis 12 Stunden erfolgt in einem Temperaturbereich von 130 bis 190°C.
Tabelle 1: Arten der Verfahrenstechnik für die Herstellung und Wärmebehandlung von Automatenlegierungen der Gruppe AlCuMgSn mit den wichtigsten verfahrenstechnischen Phasen

a: stranggepresst (T_max = 380°C), druckabgeschreckt, natürlich gealtert
b: stranggepresst (T_max = 380°C), druckabgeschreckt, künstlich gealtert (T = 130–190°C, t = 8–12 St)
c: stranggepresst (T_max = 380°C), druckabgeschreckt, kaltbearbeitet, natürlich gealtert
d: stranggepresst (T_max = 380°C), druckabgeschreckt, kaltbearbeitet, künstlich gealtert (T = 130–190°C, t = 8–12 St)
e: stranggepresst (T_max = 350°C), abgeschreckt im Salzbad, natürlich gealtert
f: stranggepresst (T_max = 350°C) , abgeschreckt im Salzbad, künstlich gealtert (T = 130–190°C, t = 8–12 St)
g: stranggepresst (T_max = 350°C), abgeschreckt im Salzbad, kaltbearbeitet, natürlich gealtert
h: stranggepresst (T_max = 350°C), abgeschreckt im Salzbad, kaltbearbeitet, künstlich gealtert (T = 130–190°C, t = 8–12 St)
i: stranggepresst (T_max = 380°C), druckabgeschreckt, zuggereckt, natürlich gealtert
j: stranggepresst (T_max = 380°C), druckabgeschreckt, zuggereckt, künstlich gealtert (T = 130–190°C, t = 8–12 St)
k: stranggepresst (T_max = 380°C), druckabgeschreckt, kaltbearbeitet, zuggereckt, natürlich gealtert
l: stranggepresst (T_max = 380°C), druckabgeschreckt, kaltbearbeitet, zuggereckt, künstlich gealtert (T = 130–190°C, t = 8–12 St).

3. BEISPIEL
Die Erfindung wird anhand von realen Beispielen näher erläutert.
Prüflegierungen mit den in Tabelle 2 angegebenen Zusammensetzungen werden halbkontinuierlich zu Blöcken mit einem Durchmesser von 288 mm gegossen, die dann 8 Stunden lang bei einer Temperatur von 490°C ± 5°C diffusionsgeglüht, auf Raumtemperatur bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 230°C/Stunde abgekühlt, zu Blöcken geschnitten, bis zu einem Durchmesser von 275 mm gedreht, auf die Bearbeitungstemperatur von 280°C (Verfahren a, b, c, d und i, j, k, l) oder 350°C (Verfahren e, f, g, h) erwärmt, zu Stangen mit einem Durchmesser von 26,1 mm stranggepresst und thermisch bzw. thermomechanisch entsprechend den Verfahren a, b, c, d, e, f, g, h, i, j, k und l bearbeitet werden.
Tabelle 2: Chemische Zusammensetzung der Prüflegierungen (in Gew.-%)
Die mechanischen Eigenschaften der Prüflegierungen der Gruppe AlCuMgSn und der üblichen Legierung AlCuMgPb für verschiedene Prozesse der thermischen und thermomechanischen Behandlung sind in den Tabellen 3 bis 6 zusammengefasst.
Tabelle 3: Zugfestigkeit R_m(N/mm²) der Prüflegierungen in Abhängigkeit vom Sn-Gehalt und der Herstellungsart
Tabelle 4: Fließspannung R_p0,2 (N/mm²) der Prüflegierungen in Abhängigkeit vom Sn-Gehalt und der Herstellungsart
Tabelle 5: HB-Härte der Prüflegierungen in Abhängigkeit vom Sn-Gehalt und der Herstellungsart
Tabelle 6: Bruchdehnung (%) der Prüflegierungen in Abhängigkeit vom Sn-Gehalt und der Herstellungsart
In Tabelle 7 sind die Formen und Größen der Späne der Referenzlegierung AlCuMgPb und der Legierung AlCuMgSn, die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhalten wird, bei den einzelnen Techniken der thermischen und thermomechanischen Behandlung bei unterschiedlichen Zerspanungsgeschwindigkeiten und Werkzeugwerkstoffen angegeben.
Tabelle 7: Klassifizierung der Späne*** der Legierung vom Typ AlCuMgSn, die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhalten wird, sowie der Referenzlegierung AlCuMgPb bei Zerspanungsgeschwindigkeiten von 160 m/min (Werkzeug HSS) und 400 m/min (Werkzeug aus Carbidhartmetalllegierung), je nach der Art der thermischen und thermomechanischen Behandlung der Legierung* erhalten
Die Legierungen K1, K2, K3 und K4 ließ man 8 Stunden lang bei einer Temperatur von 190°C gemäß den Verfahren b und d altern. Die Legierungen K5 und K6 ließ man 8 Stunden lang bei einer Temperatur von 160°C gemäß den Verfahren b und d altern. Die übrigen Bedingungen für die Wärmebehandlung sind in Tabelle 1 angegeben.
Ungünstige Späne: Streifen, gebogene Späne, flache Spiralen
Zufriedenstellende Späne: geneigte Spiralen, lange zylindrische Spiralen
Günstige Späne: kurze zylindrische Spiralen, kurze Spiralen, Spiralrollen, Spirallamellen, dünne Späne.
Die Vergleichslegierung K1 bildet günstige Späne (A). Legierungen mit weniger als 0,9 Gew.-% Sn bilden ungünstige (C) bis zufriedenstellende (B) Späne in allen Phasen, je nach der Zerspanungsgeschwindigkeit. Legierungen mit über 1,13 Gew.-% Sn bilden zufriedenstellende (B) bis günstige (A) Späne, je nach der Zerspanungsgeschwindigkeit. Legierungen mit mehr als 1,38 Gew.-% Sn bilden unter allen Prüfbedingungen günstige Späne (A).
Ein weiteres Kriterium für die Zerspanbarkeit ist die Rauigkeit der gedrehten Oberfläche. Unter denseiben Bedingungen der Zerspanung und thermomechanischen Behandlung bestehen keine erheblichen Unterschiede bezüglich der Rauheit zwischen der erfindungsgemäßen Legierung AlCuMgSn (über 1 Gew.-% Sn) und der Vergleichslegierung AlCuMgPb.
Legierungen mit einem Sn-Gehalt von 1,1 bis 1,5 Gew.-% stellen die bevorzugten Legierungen dar, da sie eine optimale Kombination aus mechanischen Eigenschaften und Zerspanbarkeit aufweisen.
Mikrogefüge der Legierungen: Bei den erfindungsgemäßen Gusslegierungen AlCuMgSn liegt das Zinn in Form sphärischer oder polygonaler Einschlüsse, die an den Kristallkorngrenzen verteilt sind, vor. Die Häufigkeit von Sn-Einschlüssen nimmt mit dem Sn-Gehalt zu. Die Größe dieser Einschlüsse bewegt sich zwischen einigen μm bis 10 μm. Mit intermetallischen Verbindungen auf der Basis von Legierungselementen und Verunreinigungen bilden die Sn-Einschlüsse um die Kristallkörner ein Netzwerk. Durch das Strangpressen wird das Netzwerk gebrochen und die Einschlüsse auf Sn-Basis nehmen eine in der Verformungsrichtung sich längs erstreckende Form an.
Einschlüsse auf Sn-Basis sind im Hinblick auf Zusammensetzung und Verteilung nicht homogen. Neben Zinn enthalten sie auch die Legierungselemente Aluminium, Magnesium und Kupfer sowie Elemente der Verunreinigungen Blei und Wismut. Ihr Gehalt in den Einschlüssen beträgt 1 bis 20 Gew.-%.
Die Verteilung des Magnesiums in der Legierung ist sehr wichtig. Magnesium bildet entsprechend dem binären Phasendiagramm Mg – Sn die intermetallische Verbindung Mg₂Sn. Die Bildung dieser Verbindung ist unerwünscht, da gebundenes Magnesium nicht am Prozess der Aushärtung teilnimmt, was zu einer Verminderung der Festigkeitseigenschaften führt. In den vorliegenden Legierungsgemischen liegt in den Sn-Einschlüssen der Legierungen mit bis zu 1,00 Gew.-% Sn ein geringerer Mg-Gehalt vor. Dieser entspricht nicht dem stöchiometrischen Mg : Sn-Verhältnis in der intermetallischen Verbindung Mg₂Sn.
Die entsprechend den Prozessen des Druckabschreckens erzeugten Legierungen zeigen ein faserförmiges längliches Kristallkorn in der Verformungsrichtung nach Abschluss der thermischen und thermomechanischen Behandlung.
Korrosionseigenschaften: Die erfindungsgemäßen Prüflegierungen vom Typ AlCuMgMn mit Sn zeigen verglichen mit einer üblichen Legierung vom Typ AlCuMgMn mit Pb ähnliche oder bessere Spannungskorrosionsbeständigkeit.

Claims

Verfahren zur Bearbeitung und Wärmebehandlung einer Legierung, die a) als Legierungselemente 0,5–1,0 Gew.-% Mn, 0,4–1,8 Gew.-% Mg, 3,3–4,6 Gew.-% Cu, 0,4–1,9 Gew.-% Sn, 0–0,1 Gew.-% Cr, 0–0,2 Gew.-% Ti, b) als Verunreinigungen bis 0,8 Gew.-% Si, bis 0,7 Gew.-% Fe, bis 0,8 Gew.-% Zn, bis 0,1 Gew.-% Pb, bis 0,1 Gew.-% Bi, bis 0,3 Gew.-% restliche enthält, c) wobei der Rest auf 100 Gew.-% auf Aluminium entfällt, durch halbkontinuierliches Gießen, Diffusionsglühen, Abkühlen ausgehend von der Diffusionsglühtemperatur, Erwärmen auf Betriebstemperatur des Strangpressens, das ein indirektes Strangpressen bei maximaler Temperatur von 380°C, Abschrecken in einer Wasserwelle unter Druck höchstens 30 Sekunden nach der Bearbeitung, maximales Abkühlen der Oberfläche der stranggepressten Stücke vor Abkühlung auf 10°C und natürliche oder künstliche Alterung bei einer Temperatur von 130–190°C während 8–12 Stunden umfasst.
Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die stranggepressten Stücke vor der Alterungsstufe kaltverformt werden.
Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die stranggepressten Stücke vor der Alterungsstufe zuggereckt werden.
Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die stranggepressten Stücke vor der Alterungsstufe kaltverformt und zugausgerichtet werden.
Verfahren. nach Ansprach 1 oder 2, bei dem das erhaltene Produkt eine Zugfestigkeit von 293–487 N/mm², eine Fließspannung von 211–464 N/mm², eine HB-Härte von 73–138 und eine Bruchdehnung von 4,5–13% aufweist.
Verfahren nach Anspruch 3 oder 4, bei dem das erhaltene Produkt eine Zugfestigkeit von 291–532 N/mm², eine Fließspannung von 230–520 N/mm²; eine HB-Härte von 73–141 und eine Bruchdehnung von 5,5–11,5% aufweist.