EP0989195B1 - Warmfeste Aluminiumlegierung vom Typ AlCuMg - Google Patents

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EP0989195B1
EP0989195B1 EP98810967A EP98810967A EP0989195B1 EP 0989195 B1 EP0989195 B1 EP 0989195B1 EP 98810967 A EP98810967 A EP 98810967A EP 98810967 A EP98810967 A EP 98810967A EP 0989195 B1 EP0989195 B1 EP 0989195B1
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EP
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panel
maximum
ingot
aluminium alloy
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Günther Höllrigl
Christophe Jaquerod
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3A Composites International AG
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Alcan Technology and Management Ltd
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/057—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with copper as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/16—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with magnesium

Definitions

  • the invention relates to an aluminum alloy according to the preamble of claim 1.
  • AlCuMg alloys with high mechanical strength and high heat resistance have in practice especially the alloy AA2618 and, due to its good weldability, the alloy AA2219 enforced.
  • a newer alloy of type AA2618 with good Heat resistance is known from EP-A-0756014.
  • Other alloys of the type AlCuMg are described in US-A-5 630 889, US-A-5 652 063, US-A-5 800 927 and EP-A-0 224 016.
  • the invention has for its object an alloy of the type AlCuMg of the type mentioned with a compared to the known alloys to create increased thermal stability according to the prior art.
  • the alloy for the production of plastic molds i.e. Injection molds for injection molding plastic, at operating temperatures up to about 160 ° C.
  • the copper content is 5.2 to 5.4% by weight.
  • the maximum solubility for copper in this alloy is around 5.2 to 5.3% Cu.
  • Part of the copper is absorbed in the primary intermetallic phases AlFeMnCu, which makes it possible to practically reach the solubility limit.
  • the primary eutectic phase Al 2 Cu forms in the structure, which does not contribute to the strength, but as a local cathodic element, however, reduces the corrosion resistance of the alloy.
  • the alloy according to the invention preferably lies mainly in the phase field of the ⁇ '-precipitation hardening, with the equilibrium phase Al 2 Cu. If the magnesium content rises above 0.6%, there are corresponding proportions of S'-precipitation hardening with the equilibrium phase Al 2 CuMg.
  • the positive effect of a silver additive on precipitation hardening is preferably effective in ⁇ '-precipitation hardening because the silver can form the ⁇ phase together with the magnesium on the (111) lattice planes of the aluminum matrix, which leads to an additional increase in strength , With even higher magnesium contents, the excretion of the ⁇ phase is superimposed by the S 'excretion and reduces the strength-increasing effect of silver.
  • an alloy with higher magnesium contents is sensitive to the speed of the quenching treatment, which leads to a loss of strength in the middle of thick plates.
  • an optimum between achievable strength at room temperature and at elevated temperatures is achieved.
  • the alloy according to the invention is therefore particularly suitable for the production of thick plates.
  • the alloy can be used to further increase strength Contain 0.05 to 0.5 wt .-%, preferably 0.3 to 0.5 wt .-% silver.
  • an isotropic distribution of the internal stresses in the cross section of the plates produced by hot rolling is to be aimed for.
  • the grain size and the grain shape in the plate are of importance for the reduction of the internal stresses.
  • the grain boundaries act as sinks for dislocations when local stress peaks are reduced.
  • a fine grain structure can be achieved in the hot-rolled plate by controlling the heat treatment and the hot rolling temperatures in such a way that the distribution of submicron precipitates of Al 3 Zr in the structure is as homogeneous as possible.
  • the homogenized cast ingots can either be cooled from the homogenization temperature to the holding or hot rolling temperature or heated up to this temperature range.
  • a heterogenization occurs with the elimination of the equilibrium phase Al 2 Cu.
  • the phase interfaces of the Al 2 Cu particles are formed as preferred nucleation sites for the Al 3 Zr precipitates.
  • the hot-rolled plate is subsequently heated to the solution annealing temperature, the Al 2 Cu particles dissolve and what remains is a uniform distribution of the fine, submicron Al 3 Zr precipitates, which are preferably due to the original Al 2 Cu particle boundaries and to sub-grain boundaries and thus one result in homogeneous distribution.
  • These fine Al 3 Zr particles cause a strong growth inhibition during recrystallization during solution treatment and the desired isotropic grain structure results in the plate.
  • the alloy which is particularly suitable for the production of Plastic molds are suitable, starting from a casting block without kneading operations are further processed, however, the manufacturing process usually includes at least one kneading step. If it is the dimensions of a Allow shape to be produced are preferred as the starting material hot-rolled plates used. In certain cases it can also turn out to be prove expedient, for example a decrease in thickness in a first Direction by hot rolling and in a second direction by forging to create. In particular for the production of inexpensive forms for The production of mass parts can also be extrusion as a processing step be considered. The extrusion process opens up basically also the possibility of certain contours of a later form already preform.
  • Alloy A is according to the invention, alloys BAA2618 and AA 2219 serve as comparison alloys or reference materials.
  • Alloys A and B were used as continuous cast ingots on an industrial scale cast.
  • the homogenization of the cast ingots to compensate for the solidification Crystal segregation was carried out according to the usual procedure for AlCuMg alloys.
  • the ingots cooled after the homogenization annealing were raised to 410 ° C heated, held at this temperature for 3 h and then starting rolled from this temperature to a plate thickness of 70 mm. Subsequently the plates were at a temperature of 520 ° C solution annealed and subsequently in water using a defined convective Heat transfer quenched so that the resulting residual stresses were controllable by the subsequent stretching operation. The stretched Plates were then at a temperature of 180 ° C during Cured warm for 12 hours.
  • the yield stresses Rp 0.2 were determined after 300 h and 500 h of pre-storage at a temperature of 160 ° C by tensile tests at room temperature (RT) and at 160 ° C. The results are shown in Tables 2 and 3.
  • the plates used as reference materials had a thickness of 20 mm in the case of alloy AA2618 and a thickness of 90 mm in the case of alloy AA2219.
  • the creep data were determined on round specimens with a measuring length of 160 mm. Out the strain-time diagram in Fig. 1 are the results for the four examined Alloys visible.
  • the load applied to the test bars was 260 MPa, the test temperature was set to 160 ° C.
  • the curve A shows clearly the improved heat resistance compared to the comparative alloys the alloy according to the invention.

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Description

Die Erfindung betrifft eine Aluminiumlegierung nach dem Oberbegriff von Anspruch 1.
Zur Herstellung von Kunststoffbauteilen durch Spritzgiesstechnik werden heute Betriebstemperaturen bis gegen 160°C angewendet. Für den Formenbau werden hochfeste Aluminiumlegierungen eingesetzt, welche ihre Festigkeit durch Ausscheidungshärtung erhalten. Die erwähnten Betriebstemperaturen von ca. 160°C erreichen jedoch den Überhärtungsbereich der aushärtbaren hochfesten Werkstoffe vom Typ AlZnMgCu. Für den Einsatz bei erhöhten Temperaturen sind deshalb AlCu- und AlCuMg-Legierungen besser geeignet, um ein hohes Festigkeitsniveau bei diesen erhöhten Betriebstemperaturen über einen langen Zeitraum zu erhalten.
Als Legierungen vom Typ AlCuMg mit gleichzeitig hoher mechanischer Festigkeit und hoher Wärmebeständigkeit haben sich in der Praxis vor allem die Legierung AA2618 und, wegen ihrer guten Schweissbarkeit, die Legierung AA2219 durchgesetzt. Eine neuere Legierung vom Typ AA2618 mit guter Warmfestigkeit ist aus EP-A-0756014 bekannt. Weitere Legierungen vom Typ AlCuMg sind in US-A-5 630 889, US-A-5 652 063, US-A-5 800 927 und EP-A-0 224 016 offenbart.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine Legierung vom Typ AlCuMg der eingangs genannten Art mit einer gegenüber den bekannten Legierungen nach dem Stand der Technik erhöhten thermischen Stabilität zu schaffen. Insbesondere soll die Legierung zur Herstellung von Kunststoffformen, d.h. Spritzgiessformen zum Spritzgiessen von Kunststoff, bei Betriebstemperaturen bis zu etwa 160°C geeignet sein.
Zur erfindungsgemässen Lösung der Aufgabe führt eine Legierung mit den Merkmalen von Anspruch 1.
Es hat sich gezeigt, dass die erfindungsgemässe Legierung gegenüber den AlCuMg-Legierungen nach dem Stand der Technik eine geringere Abschreckempfindlichkeit aufweist, was dazu führt, dass bei der Herstellung dicker Platten der Festigkeitsverlust in der Plattenmitte kleiner ist.
Zur Erzielung einer möglichst hohen Festigkeit bei gleichzeitig guter Korrosionsbeständigkeit beträgt der Kupfergehalt 5.2 bis 5.4 Gew.-%.
Die maximale Löslichkeit für Kupfer liegt bei dieser Legierung bei etwa 5.2 bis 5.3% Cu. Ein Teil des Kupfers wird in den primären intermetallischen Phasen AlFeMnCu absorbiert, was es überhaupt ermöglicht, praktisch an die Löslichkeitsgrenze zu gehen. Bei höheren Kupfergehalten entsteht im Gefüge die primäre eutektische Phase Al2Cu, die keinen Beitrag an die Festigkeit leistet, als kathodisches Lokalelement jedoch den Korrosionswiderstand der Legierung herabsetzt.
Bevorzugt liegt die erfindungsgemässe Legierung hauptsächlich im Phasenfeld der '-Ausscheidungshärtung, mit der Gleichgewichtsphase Al2Cu. Steigt der Magnesiumgehalt über 0.6%, so ergeben sich entsprechend Anteile von S'-Ausscheidungshärtung, mit der Gleichgewichtsphase Al2CuMg. Der positive Effekt eines Silberzusatzes auf die Ausscheidungshärtung ist jedoch bei der '-Ausscheidungshärtung bevorzugt wirksam, weil das Silber zusammen mit dem Magnesium die Ω-Phase bilden kann, und zwar auf den (111) Gitterebenen der Aluminiummatrix, was zu einem zusätzlichen Festigkeitsanstieg führt. Bei noch höheren Magnesiumgehalten wird die Ausscheidung der Ω-Phase von der S'-Ausscheidung überlagert und setzt die festigkeitssteigernde Wirkung von Silber herab. Hinzu kommt, dass eine Legierung mit höheren Magnesiumgehalten empfindlich auf die Geschwindigkeit der Abschreckbehandlung reagiert, was zu einem Festigkeitsverlust in der Mitte von dicken Platten führt. Mit der erfindungsgemässen Beschränkung des Magnesiumgehaltes wird ein Optimum zwischen erzielbarer Festigkeit bei Raumtemperatur und bei erhöhten Temperaturen erreicht. Die erfindungsgemässe Legierung eignet sich daher insbesondere zur Herstellung dicker Platten.
Wie vorstehend erwähnt, kann zur weiteren Steigerung der Festigkeit die Legierung 0.05 bis 0.5 Gew.-%, vorzugsweise 0.3 bis 0.5 Gew.-% Silber enthalten.
Insbesondere für die Anwendung der erfindungsgemässen Legierung als Werkstoff für den Formenbau ist eine möglichst isotrope Verteilung der Eigenspannungen im Querschnitt der durch Warmwalzen gefertigten Platten anzustreben. Für den Abbau der Eigenspannungen ist u.a. die Korngrösse und die Kornform in der Platte von Bedeutung. Je feiner und gleichmässiger die Kristalle nach der Rekristallisation bei der vorzugsweise im Bereich von 510 bis 525° C durchgeführten Lösungsglühung vorliegen, desto besser können sich die Eigenspannungen im Querschnitt der Platte ausgleichen. Die Korngrenzen wirken dabei als Senken für Versetzungen beim Abbau von lokalen Spannungsspitzen. Durch einen Zusatz von 0.12 bis 0.25 Gew.-% Zirkonium kann ein feines Korngefüge in der warmgewalzten Platte erreicht werden, indem man die Wärmebehandlung und die Warmwalztemperaturen so steuert, dass eine möglichst homogene Verteilung von submikronen Ausscheidungen von Al3Zr im Gefüge entsteht.
Die erfindungsgemässe Herstellung einer Platte ist gekennzeichnet durch die Schritte
  • Giessen eines Barrens aus der Legierung,
  • Homogenisieren des gegossenen Barrens,
  • Halten des Barrens während mindestens 2.5 h in einem Temperaturbereich von 380 bis 440°C,
  • Warmwalzen des Barrens zur Platte im Temperaturbereich von 380 bis 440°C,
  • Lösungsglühen der Platte,
  • Abschrecken der Platte,
  • Strecken der Platte um 1 bis 5%, und
  • Warmaushärten der Platte.
Die homogenisierten Gussbarren können entweder von der Homogenisierungstemperatur auf die Halte- bzw. Warmwalztemperatur abgekühlt oder in diesen Temperaturbereich aufgeheizt werden. Beim Halten des Barrens im Temperaturbereich von 380 bis 440°C tritt mit der Ausscheidung der Gleichgewichtsphase Al2Cu eine Heterogenisierung ein. Beim anschliessenden Warmwalzen in demselben Temperaturbereich werden die Phasengrenzflächen der Al2Cu-Teilchen als bevorzugte Keimstellen für die Al3Zr-Ausscheidungen gebildet. Beim darauffolgenden Aufheizen der Warmwalzplatte auf die Lösungsglühtemperatur lösen sich die Al2Cu-Teilchen auf und zurück bleibt eine gleichmässige Verteilung der feinen, submikronen Al3Zr-Ausscheidungen, welche bevorzugt an den ursprünglichen Al2Cu-Teilchengrenzen sowie an Subkorngrenzen liegen und damit eine homogene Verteilung ergeben. Diese feinen Al3Zr-Teilchen bewirken eine starke Wachstumshemmung bei der Rekristallisation während der Lösungsglühung und es resultiert das gewünschte isotrope Korngefüge in der Platte.
Grundsätzlich kann die Legierung, die sich insbesondere zur Herstellung von Kunststoffformen eignet, ausgehend von einem Gussblock ohne Knetoperationen weiterverarbeitet werden, jedoch beinhaltet das Herstellungsverfahren üblicherweise mindestens einen Knetschritt. Sofern es die Dimensionen einer herzustellenden Form zulassen, werden als Ausgangsmaterial bevorzugt warmgewalzte Platten eingesetzt. In gewissen Fällen kann es sich auch als zweckmässig erweisen, eine Dickenabnahme beispielsweise in einer ersten Richtung durch Warmwalzen und in einer zweiten Richtung durch Schmieden zu erzeugen. Insbesondere zur Herstellung von kostengünstigen Formen für die Produktion von Massenteilen kann auch Strangpressen als Verarbeitungsschritt in Betracht gezogen werden. Mit dem Strangpressen eröffnet sich grundsätzlich auch die Möglichkeit, gewisse Konturen einer späteren Form bereits vorzuformen.
Weitere Vorteile, Merkmale und Einzelheiten der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung bevorzugter Ausführungsbeispiele sowie anhand der Zeichnung; diese zeigt schematisch in
- Fig. 1
Dehnungs-Zeit Diagramm von erfindungsgemässen Legierungen im Vergleich zu Legierungen nach dem Stand der Technik.
Beispiele
Die chemischen Analysen der untersuchten Legierungen sind aus der Tabelle 1 ersichtlich. Die Legierung A ist erfindungsgemäss, die Legierungen BAA2618 und AA 2219 dienen als Vergleichslegierungen bzw. Referenzwerkstoffe.
Leg. Zusammensetzung [Gew.-%]
Si Fe Cu Mn Mg Ag Ti V Zr Ni
A 0.10 0.14 5.25 0.30 0.60 0.38 0.08 -- 0.18 --
B 0.10 0.14 5.30 0.30 0.60 -- - 0.09 0.20 --
AA2618 0.15 1.05 2.60 -- 1.65 -- 0.06 -- -- 1.10
AA2219 0.06 0.06 6.11 0.31 0.02 -- 0.04 0.08 0.12 --
Die Legierungen A und B wurden als Stranggussbarren in industriellem Massstab gegossen. Die Homogenisierung der Gussbarren zum Ausgleich der erstarrungsbedingten Kristallseigerungen erfolgte nach der üblichen Vorschrift für AlCuMg-Legierungen.
Die nach der Homogenisierungsglühung abgekühlten Barren wurden auf 410°C aufgeheizt, 3 h bei dieser Temperatur gehalten und nachfolgend ausgehend von dieser Temperatur auf eine Plattendicke von 70 mm gewalzt. Anschliessend wurden die Platten während 40 min bei einer Temperatur von 520°C lösungsgeglüht und nachfolgend in Wasser mittels definierter konvektiver Wärmeübertragung so abgeschreckt, dass die entstehenden Eigenspannungen durch die nachfolgende Streckoperation kontrollierbar waren. Die gestreckten Platten wurden anschliessend bei einer Temperatur von 180°C während 12 h warm ausgehärtet.
An Proben der warmausgehärteten Platten sowie an aus kommerziell erhältlichen Platten entnommenen Proben der Referenzwerkstoffe wurden die Fliessspannungen Rp 0.2 nach 300 h und 500 h Vorlagerung bei einer Temperatur von 160°C durch Zugversuche bei Raumtemperatur (RT) und bei 160°C ermittelt. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 2 und 3 dargestellt. Die als Referenzwerkstoffe verwendeten Platten wiesen im Falle der Legierung AA2618 eine Dicke von 20 mm und bei der Legierung AA2219 eine Dicke von 90 mm auf.
Legierung Zugversuch bei RT (20°C)
Rp0.2 [MPa] nach 300 h Rp0.2 [MPa] nach 500 h
A 432 405
B 407 390
AA2618 418 --
AA2219 340 335
Legierung Zugversuch bei 160°C
Rp0.2 [MPa] nach 300 h Rp0.2 [MPa] nach 500 h
A 370 350
B 342 332
AA2618 350 --
AA2219 281 270
Die Kriechdaten wurden an Rundproben mit 160 mm Messlänge ermittelt. Aus dem Dehnungs-Zeit Diagramm in Fig. 1 sind die Ergebnisse für die vier untersuchten Legierungen ersichtlich. Die an die Probestäbe angelegte Last betrug 260 MPa, die Prüftemperatur wurde auf 160°C eingestellt. Die Kurve A zeigt deutlich die gegenüber den Vergleichslegierungen verbesserte Warmfestigkeit der erfindungsgemässen Legierung.

Claims (4)

  1. Aluminiumlegierung vom Typ AlCuMg mit hoher mechanischer Festigkeit und hoher Wärmebeständigkeit, die im lösungsgeglühten, abgeschreckten, gestreckten und warmausgelagerten Zustand (T8) eine Fliessspannung bei Raumtemperatur von Rp0.2 > 450 MPa, nach einer Vorlagerung von 300 h bei 160°C eine Fliessspannung bei 160°C von Rp0.2 > 340 MPa und nach einer Kriechbelastung von 1000 h bei 160°C unter einer Zugspannung von 260 MPa eine Dehnung von weniger als 0.5% aufweist,
    mit
    5.2 bis 5.4 Gew.-% Kupfer
    0.45 bis 0.65 Gew.-% Magnesium
    0.2 bis 0.4 Gew.-% Mangan
    max. 0.2 Gew.-% Silizium
    max. 0.25 Gew.-% Eisen
    max. 0.15 Gew.-% Titan
    wahlweise noch
    0.12 bis 0.25 Gew.-% Zirkonium
    0.05 bis 0.5 Gew.-% Silber
    wobei die Summe von Eisen und Silizium max. 0.25 Gew.-% und die Summe von Titan und Zirkonium max. 0.25 Gew.-% beträgt, und Aluminium als Rest mit herstellungsbedingten Verunreinigungen einzeln max. 0.05 Gew.-%, insgesamt max. 0.15 Gew.-% enthält.
  2. Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sie 0.3 bis 0.5 Gew.-% Silber enthält.
  3. Verfahren zur Herstellung einer Platte aus einer Aluminiumlegierung nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch die Schritte
    (a) Giessen eines Barrens aus der Legierung,
    (b) Homogenisieren des gegossenen Barrens,
    (c) Halten des Barrens während mindestens 2.5 h in einem Temperaturbereich von 380 bis 440°C,
    (d) Warmwalzen des Barrens zur Platte im Temperaturbereich von 380 bis 440°C,
    (e) Lösungsglühen der Platte,
    (f) Abschrecken der Platte,
    (g) Strecken der Platte um 1 bis 5%, und
    (h) Warmaushärten der Platte.
  4. Verwendung einer Aluminiumlegierung nach Anspruch 1 oder 2 oder einer Platte hergestellt mit dem Verfahren nach Anspruch 3 zur Herstellung von Kunststoffformen.
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