EP1441041A1 - Aluminiumlegierung mit hoher Festigkeit und geringer Abschreckempfindlichkeit - Google Patents

Aluminiumlegierung mit hoher Festigkeit und geringer Abschreckempfindlichkeit Download PDF

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EP1441041A1
EP1441041A1 EP03405013A EP03405013A EP1441041A1 EP 1441041 A1 EP1441041 A1 EP 1441041A1 EP 03405013 A EP03405013 A EP 03405013A EP 03405013 A EP03405013 A EP 03405013A EP 1441041 A1 EP1441041 A1 EP 1441041A1
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EP
European Patent Office
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temperature
max
weight
bars
aluminum alloy
Prior art date
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Withdrawn
Application number
EP03405013A
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English (en)
French (fr)
Inventor
Günther Höllrigl
Christophe Jaquerod
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3A Composites International AG
Original Assignee
Alcan Technology and Management Ltd
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Filing date
Publication date
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    • 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
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    • 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

Definitions

  • the invention relates to an aluminum alloy with high strength and low Quench.
  • a method is also within the scope of the invention for the production of thick plates made of aluminum alloy.
  • a major disadvantage of the aluminum alloys used today for mold making is their high sensitivity to quenching. So that the ingot or Sheets in hot curing that required for plastic injection molds Reach the strength level, the cooling rate of the homogenization or solution annealing temperature with increasing plate thickness increase. Due to the high temperature gradients that occur between the surface and the core of the ingot or plate the harmful residual stresses, so for this reason alone a further increase in the cooling rate and ultimately that achievable strength levels are limited.
  • the invention has for its object one for the production of thick Sheets of high strength suitable aluminum alloy with low To provide quench sensitivity.
  • Another object of the invention is to provide a suitable method with which the aluminum alloy to thick plates with sufficiently high Strength can be processed over the entire board thickness.
  • An aluminum alloy is used to achieve the object according to the invention 4.6 to 5.2% by weight Zn 2.6 to 3.0% by weight mg 0.1 to 0.2% by weight Cu 0.05 to 0.2% by weight Zr Max. 0.05% by weight Mn Max. 0.05% by weight Cr Max. 0.15% by weight Fe Max. 0.15% by weight Si Max. 0.10% by weight Ti and aluminum as the rest with production-related impurities, individually max. 0.05% by weight, total max. 0.15% by weight.
  • the composition of the alloy is selected such that it has a very low sensitivity to quenching and is nevertheless extremely good has a high level of strength. Thick cross sections can therefore with forced air cooling and through precipitation hardening to a high level Strength level are brought.
  • an isotropic distribution of the residual stresses in the cross section of the plate is to be aimed for.
  • the grain size and the shape of the grain in the plate are of importance for the reduction of the internal stresses. The finer and more uniform the crystals are, the better the internal stresses in the cross-section of the plate can balance.
  • the grain boundaries act as sinks for dislocations when local stress peaks are reduced.
  • the addition of zirconium can achieve a fine grain structure in the plate by selecting the rate at which the ingots heat up to the homogenization or solution annealing temperature in such a way that the distribution of submicron precipitates of Al 3 Zr in the structure is as homogeneous as possible arises.
  • the ingot is preferably cooled from the homogenization temperature from 470 to 490 ° C to the intermediate temperature of 400 to 410 ° C at rest Air.
  • the cooling of the bars from the intermediate temperature of 400 to 410 ° C should on the one hand, so quickly that the loss of strength is as low as possible. On the other hand, the cooling rate must not be too high, either otherwise excessive internal stresses can be built up.
  • the cooling of the bars from the intermediate temperature of 400 to 410 ° C on a temperature of less than 100 ° C is preferably in moving air (forced air cooling) or in a water / air spray.
  • the bar thickness must also be taken into account when choosing the cooling conditions become. However, it is within the scope of professional action for a given ingot format based on the optimal cooling conditions easier attempts to determine.
  • the low heating rate in the temperature range between 170 and 410 ° C. when the bars are heated to the homogenization temperature is an essential feature of the process according to the invention.
  • the AlZnMg equilibrium phase (T phase) is stable.
  • the slow passage through the heterogenization interval leads to a finely dispersed separation of the T phase, the phase interfaces of the separated particles of the T phase forming preferred nucleation sites for the precipitation of Al 3 Zr particles starting at a temperature of about 350 ° C.
  • the ingot When the ingot is further heated to the homogenization temperature, the previously separated particles of the T phase dissolve and what remains is an even distribution of the fine, submicron Al 3 Zr precipitates, which are preferably due to the original particle boundaries of the T phase and to subcom boundaries and so that there is a homogeneous distribution.
  • These fine Al 3 Zr particles cause a strong growth inhibition in the recrystallization of the plates in solution annealing as well as in the homogenization annealing of cast ingots, and the desired isotropic grain structure in the ingot results.
  • the grain-refining additional element Zr is thus optimally used.
  • Another essential feature of the method according to the invention is that combined homogenization and solution annealing with subsequent two-stage cooling, whereas in the usual processes according to the state the technology to achieve an acceptable level in the middle of the bar Strength a separate solution heat treatment with subsequent quenching high cooling rate is required.
  • cooling in moving air or “forced air cooling” is understood here to mean an air cooling which is usually supported by fans and which leads to a heat transfer coefficient on the bar surface of approximately 40 W / m 2 K. Cooling in a water / air spray leads to a somewhat higher heat transfer coefficient on the bar surface.
  • the alloy according to the invention has a low sensitivity to quenching on.
  • the two-stage cooling of the homogenization temperature to room temperature is particularly advantageous to achieve a structure with low residual stresses.
  • Heat curing to the heat treatment state is particularly preferred T76.
  • the field of application of the alloy according to the invention and of this The thick plates produced result from the above Spectrum of properties.
  • the plates are particularly suitable for mold making, i.e. for the production of plastic injection molds, but also in general for machine, tool and mold making.
  • the ingot was placed on a bar within 30 hours Temperature of 480 ° C heated, taking care that the heating rate in the range between 170 and 410 ° C less than 20 ° C / h scam.
  • the homogenization of the ingot to compensate for the solidification Crystal segregation was carried out by holding the ingot for 12 hours 480 ° C.
  • the homogenized ingot was in a first stage in still air from the homogenization temperature to an intermediate temperature of 400 ° C and then cooled in a second stage with fans from 400 ° C to 100 ° C. The further cooling to room temperature again took place at rest Air.
  • the ingot was stored for 8 hours after 14 days of storage at room temperature at 95 ° C and then for 18 hours at 155 ° C to the over-hardened state T76 hardened warm.
  • FIG. 2 the temperature-time curves for a fan cooling are calculated for the surface (O) and the core (K) of an ingot with a cross section of 440 ⁇ 900 mm, and in FIG. 3 the gradients between the temperature T derived therefrom K in the ingot core and the temperature T o on the ingot surface.
  • FIGS. 4 and 5 show the corresponding curves for an ingot with a cross section of 1000 x 1200 mm. The results show that bars produced with the method according to the invention with a thickness of up to 1000 mm are still likely to meet the mechanical strength requirements placed on plates for the production of plastic injection molds.

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Abstract

Eine Aluminiumlegierung mit hoher Festigkeit und geringer Abschreckempfindlichkeit enthält 4,6 bis 5,2 Gew.-% Zn, 2,6 bis 3,0 Gew.-% Mg, 0,1 bis 0,2 Gew.-% Cu, 0,05 bis 0,2 Gew.-% Zr, max. 0,05 Gew.-% Mn, max. 0,05 Gew.-% Cr, max. 0,15 Gew.-% Fe, max. 0,15 Gew.-% Si, max. 0,10 Gew.-% Ti und Aluminium als Rest mit herstellungsbedingten Verunreinigungen, einzeln max. 0,05 Gew.-%, insgesamt max. 0,15 Gew.-%. Ein bevorzugtes Verfahren zur Herstellung von Platten mit einer Dicke von mehr als 300 mm für die Fertigung von Kunststoff-Spritzgiessformen umfasst die Schritte Stranggiessen der Legierung zu Barren mit einer Dicke von mehr als 300 mm, Aufheizen der Barren mit einer Aufheizgeschwindigkeit von max. 20°C/h zwischen 170 und 410°C auf eine Temperatur von 470 bis 490°C, Homogenisieren der Barren während einer Zeitdauer von 10 bis 14 h bei einer Temperatur von 470 bis 490°C, Abkühlen der Barren an ruhender Luft auf eine Zwischentemperatur von 400 bis 410 °C, Abkühlen der Barren an bewegter Luft (forced air cooling) von der Zwischentemperatur von 400 bis 410°C auf eine Temperatur von weniger als 100°C, Abkühlen der Barren auf Raumtemperatur, Warmaushärten der Barren. Die warm ausgehärteten Barren können als Platten für die Fertigung von Kunststoff-Spritzgiessformen verwendet werden. <IMAGE>

Description

Die Erfindung betrifft eine Aluminiumlegierung mit hoher Festigkeit und geringer Abschreckempfindlichkeit. Im Rahmen der Erfindung liegt auch ein Verfahren zur Herstellung dicker Platten aus der Aluminiumlegierung.
Insbesondere in der Automobilindustrie besteht zunehmend ein Bedarf an grossen Kunststoffbauteilen, wie z.B. integrale Stossstangen. Zur Herstellung der entsprechend grossen Spritzgiessformen werden Platten benötigt, deren Dicke sehr oft 150 mm übersteigt und in gewissen Fällen sogar mehr als 500 mm beträgt.
Für den Bau von Spritzgiessformen mit einer Dicke von beispielsweise 50 bis 300 mm werden heute üblicherweise warmgewalzte und warmausgehärtete Platten eingesetzt. Grössere Formen mit einer Dicke von mehr als 300 mm wurden entweder aus geschmiedeten Blöcken oder auch schon direkt aus Stranggussbarren gefertigt.
Ein wesentlicher Nachteil der heute für den Formenbau eingesetzten Aluminiumlegierungen ist deren hohe Abschreckempfindlichkeit. Damit die Barren oder Platten bei der Warmaushärtung das für Kunststoff-Spritzgiessformen geforderte Festigkeitsniveau erreichen, muss die Abkühlungsgeschwindigkeit von der Homogenisierungs- oder Lösungsglühtemperatur mit zunehmender Plattendicke erhöht werden. Durch die hierbei auftretenden hohen Temperaturgradienten zwischen der Oberfläche und dem Kern der Barren oder Platten nehmen die schädlichen Eigenspannungen zu, so dass schon aus diesem Grund einer weiteren Erhöhung der Abkühlungsgeschwindigkeit und damit dem letztlich erreichbaren Festigkeitsniveau Grenzen gesetzt sind.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine zur Herstellung von dicken Platten mit hohem Festigkeitsniveau geeignete Aluminiumlegierung mit geringer Abschreckempfindlichkeit bereitzustellen.
Ein weiteres Ziel der Erfindung liegt darin, ein geeignetes Verfahren anzugeben, mit dem die Aluminiumlegierung zu dicken Platten mit ausreichend hoher Festigkeit über die gesamte Plattendicke verarbeitet werden kann.
Zur erfindungsgemässen Lösung der Aufgabe führt eine Aluminiumlegierung mit
4,6 bis 5,2 Gew.-% Zn
2,6 bis 3,0 Gew.-% Mg
0.1 bis 0,2 Gew.-% Cu
0,05 bis 0,2 Gew.-% Zr
max.  0,05 Gew.-% Mn
max.  0,05 Gew.-% Cr
max.  0,15 Gew.-% Fe
max.  0,15 Gew.-% Si
max.  0,10 Gew.-% Ti
und Aluminium als Rest mit herstellungsbedingten Verunreinigungen, einzeln max. 0,05 Gew.-%, insgesamt max. 0,15 Gew.-%.
Die Zusammensetzung der Legierung ist erfindungsgemäss so gewählt, dass sie eine sehr geringe Abschreckempfindlichkeit aufweist und trotzdem ein ausserordentlich hohes Festigkeitsniveau besitzt. Dicke Querschnitte können daher mit forcierter Luftabkühlung und durch Ausscheidungshärtung auf ein hohes Festigkeitsniveau gebracht werden.
Für die einzelnen Legierungselemente gelten die folgenden Vorzugsbereiche:
4,6 bis 4,8 Gew.-% Zn
2,6 bis 2,8 Gew.-% Mg
0,10 bis 0,15 Gew.-% Cu
0,08 bis 0,18 Gew.-% Zr
max.  0,03 Gew.-% Mn
max.  0,02 Gew.-% Cr
max.  0,12 Gew.-% Fe
max.  0,12 Gew.-% Si
max.  0,05 Gew.-% Ti
Für die Anwendung der erfindungsgemässen Legierung als Werkstoff für den Formenbau ist eine möglichst isotrope Verteilung der Eigenspannungen im Querschnitt der Platte anzustreben. Für den Abbau der Eigenspannungen ist u.a. die Komgrösse und die Kornform in der Platte von Bedeutung. Je feiner und gleichmässiger die Kristalle 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. Wie weiter unten erläutert, kann durch den Zusatz von Zirkonium ein feines Korngefüge in der Platte erreicht werden, indem man die Aufheizgeschwindigkeit der Barren auf die Homogenisierungs- bzw. Lösungsglühtemperatur so wählt, dass eine möglichst homogene Verteilung von submikronen Ausscheidungen von Al3Zr im Gefüge entsteht.
Zur Herstellung von Platten aus der erfindungsgemässen Legierung eignen sich insbesondere die folgenden zwei Verfahren, die je nach gewünschter Dicke der Form zu einer warmgewalzten und warmausgehärteten Platte oder zu einem als Platte verwendeten warmausgehärteten Stranggussbarren führen.
Zur Herstellung von Platten mit einer Dicke von bis zu 300 mm ist das Verfahren durch die folgenden Schritte gekennzeichnet:
  • A. Stranggiessen der Aluminiumlegierung zu Barren mit einer Dicke von mehr als 300 mm,
  • B. Aufheizen der Barren mit einer Aufheizgeschwindigkeit von max. 20°C/h zwischen 170 und 410°C auf eine Temperatur von 470 bis 490°C,
  • C. Homogenisieren der Barren während einer Zeitdauer von 10 bis 14 h bei einer Temperatur von 470 bis 490°C,
  • D. Warmwalzen der homogenisierten Barren zu Platten,
  • E. Abkühlen der Platten von einer Temperatur von 400 bis 410°C auf eine Temperatur von weniger als 100°C,
  • F. Abkühlen der Platten auf Raumtemperatur,
  • G. Warmaushärten der Platten.
    • Zur Herstellung von Platten mit einer Dicke von mehr als 300 mm und insbesondere von Platten mit einer Dicke von mehr als 500 mm kann ein aus der erfindungsgemässen Legierung hergestellter Stranggussbarren direkt als Platte verwendet werden. Das Verfahren ist in diesem Fall durch die folgenden Schritte gekennzeichnet:
  • A. Stranggiessen der Legierung zu Barren mit einer Dicke von mehr als 300 mm,
  • B. Aufheizen der Barren mit einer Aufheizgeschwindigkeit von max. 20°C/h zwischen 170 und 410°C auf eine Temperatur von 470 bis 490°C,
  • C. Homogenisieren der Barren während einer Zeitdauer von 10 bis 14 h bei einer Temperatur von 470 bis 490°C,
  • D. Abkühlen der Barren auf eine Zwischentemperatur von 400 bis 410 °C,
  • E. Abkühlen der Barren von der Zwischentemperatur von 400 bis 410°C auf eine Temperatur von weniger als 100°C,
  • F. Abkühlen der Barren auf Raumtemperatur,
  • G. Warmaushärten der Barren,
  • H. Verwenden der warmausgehärteten Barren als Platten.
    • Bevorzugt erfolgt das Abkühlen der Barren von der Homogenisierungstemperatur von 470 bis 490°C auf die Zwischentemperatur von 400 bis 410 °C an ruhender Luft.
    Das Abkühlen der Barren von der Zwischentemperatur von 400 bis 410°C sollte einerseits so rasch erfolgen, dass der Festigkeitsverlust möglichst gering ist. Andererseits darf die Abkühlungsgeschwindigkeit auch nicht zu hoch sein, da sonst zu hohe Eigenspannungen aufgebaut werden.
    Das Abkühlen der Barren von der Zwischentemperatur von 400 bis 410°C auf eine Temperatur von weniger als 100°C erfolgt bevorzugt an bewegter Luft (forced air cooling) oder in einem Wasser/Luft-Sprühnebel.
    Bei der Wahl der Abkühlungsbedingungen muss auch die Barrendicke berücksichtigt werden. Es liegt jedoch im Rahmen des fachmännischen Handelns, für ein vorgegebenes Barrenformat die optimalen Abkühlungsbedingungen anhand einfacher Versuche zu ermitteln.
    Die niedrige Aufheizgeschwindigkeit im Temperaturbereich zwischen 170 und 410°C beim Aufheizen der Barren auf die Homogenisierungstemperatur ist ein wesentliches Merkmal des erfindungsgemässen Verfahrens. Im erwähnten Temperaturbereich, der auch als Heterogenisierungsintervall bezeichnet wird, ist die AlZnMg-Gleichgewichtsphase (T-Phase) stabil. Das langsame Durchlaufen des Heterogenisierungsintervalls führt zu einem fein dispersen Ausscheiden der T-Phase, wobei die Phasengrenzflächen der ausgeschiedenen Teilchen der T-Phase bevorzugte Keimstellen für die bei einer Temperatur von etwa 350°C einsetzende Ausscheidung von Al3Zr-Teilchen bilden. Beim weiteren Aufheizen der Barren auf die Homogenisierungstemperatur lösen sich die zuvor ausgeschiedenen Teilchen der T-Phase auf und zurück bleibt eine gleichmässige Verteilung der feinen, submikronen Al3Zr-Ausscheidungen, welche bevorzugt an den ursprünglichen Teilchengrenzen der T-Phase sowie an Subkomgrenzen liegen und damit eine homogene Verteilung ergeben. Diese feinen Al3Zr-Teilchen bewirken eine sowohl eine starke Wachstumshemmung bei der Rekristallisation der Platten bei der Lösungsglühung als auch bei der Homogenisierungsglühung von Gussbarren, und es resultiert das gewünschte isotrope Korngefüge im Barren. Das kornfeinende Zusatzelement Zr wird damit optimal genutzt.
    Ein weiteres wesentliches Merkmal des erfindungsgemässen Verfahrens ist die kombinierte Homogenisierungs- und Lösungsglühung mit anschliessender zweistufiger Abkühlung, wogegen bei den üblichen Verfahren nach dem Stand der Technik zur Erzielung einer auch in der Barrenmitte noch akzeptablen Festigkeit eine separate Lösungsglühung mit nachfolgendem Abschrecken bei hoher Abkühlungsgeschwindigkeit erforderlich ist.
    Unter dem Begriff "Abkühlen an bewegter Luft" bzw. "forced air cooling" wird hier eine üblicherweise durch Ventilatoren unterstützte Luftabkühlung verstanden, die zu einem Wärmeübergangskoeffizienten an der Barrenoberfläche von etwa 40 W/m2 K führt. Das Abkühlen in einem Wasser/Luft-Sprühnebel führt zu einem etwas höheren Wärmeübergangskoeffizienten an der Barrenoberfläche.
    Die erfindungsgemässe Legierung weist eine geringe Abschreckempfindlichkeit auf. Bei der Herstellung dicker Platten ist der Festigkeitsverlust im Plattenkern trotz der verhältnismässig milden Abkühlungsbedingungen kleiner als bei den Legierungen nach dem Stand der Technik. Es hat sich zudem überraschenderweise herausgestellt, dass dieser Effekt bei direkt aus Stranggussbarren gefertigten Platten noch viel ausgeprägter ist als bei warmgewalzten Platten.
    Bei der Herstellung der dicken Platten hat sich die zweistufige Abkühlung von der Homogenisierungstemperatur auf Raumtemperatur als besonders vorteilhaft zur Erzielung einer Struktur mit geringen Eigenspannungen herausgestellt.
    Zum Warmaushärten wird bevorzugt nacheinander eine Raumtemperaturlagerung, eine erste Wärmebehandlung bei einer ersten Temperatur und eine zweite Wärmebehandlung bei einer gegenüber der ersten Temperatur höheren zweiten Temperatur durchgeführt, z.B.
    • 1 bis 30 Tage Lagerung bei Raumtemperatur,
    • 6 bis 10 h Lagerung bei einer Temperatur von 90 bis 100°C,
    • 8 bis 22 h Lagerung bei einer Temperatur von 150 bis 160°C.
    Besonders bevorzugt ist die Warmaushärtung zum Wärmebehandlungszustand T76.
    Der Anwendungsbereich der erfindungsgemässen Legierung und der aus dieser hergestellten dicken Platten ergibt sich aus dem vorstehend beschriebenen Eigenschaftsspektrum. Die Platten eignen sich insbesondere für den Formenbau, d.h. für die Fertigung von Kunststoff-Spritzgiessformen, aber auch allgemein für den Maschinen-, Werkzeug- und Formenbau.
    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   die Verteilung der Brinell-Härte über einen Teil des Querschnitts eines Stranggussbarrens mit einem Querschnitt von 440 mm x 900 mm nach Ventilatorkühlung.
    • Fig. 2   den gemessenen Temperaturverlauf bei einem Stranggussbarren mit einem Querschnitt von 440 mm x 900 mm an der Oberfläche und in der Mitte bei Ventilatorkühlung;
    • Fig. 3   den berechneten Verlauf der inneren Temperaturgradienten beim Temperaturverlauf von Fig. 2;
    • Fig. 4   den berechneten Temperaturverlauf bei einem Stranggussbarren mit einem Querschnitt von 1000 mm x 1200 mm an der Oberfläche und in der Mitte bei Ventilatorkühlung;
    • Fig. 5   den berechneten Verlauf der inneren Temperaturgradienten beim Temperaturverlauf von Fig. 4;
    Beispiel
    Eine Legierung mit der Zusammensetzung (in Gew.-%): 0.040 Si, 0.08 Fe, 0.14 Cu, 0.0046 Mn, 2.69 Mg, 0.0028 Cr, 4.69 Zn, 0.017 Ti, 0.16 Zr, Rest Al, wurde in industriellem Massstab zu einem Stranggussbarren mit einem Querschnitt von 440 x 900 mm vergossen. Der Barren wurden innerhalb von 30 h auf eine Temperatur von 480°C aufgeheizt, wobei darauf geachtet wurde, dass die Aufheizgeschwindigkeit im Bereich zwischen 170 und 410°C weniger als 20°C/h betrug. Die Homogenisierung des Barrens zum Ausgleich der erstarrungsbedingten Kristallseigerungen erfolgte durch Halten des Barrens während 12h bei 480°C.
    Der homogenisierte Barren wurden in einer ersten Stufe an ruhender Luft von der Homogenisierungstemperatur auf eine Zwischentemperatur von 400°C und anschliessend in einer zweiten Stufe mit Ventilatoren von 400°C auf 100°C abgekühlt. Die weitere Abkühlung auf Raumtemperatur erfolgte wiederum an ruhender Luft.
    Der Barren wurde nach 14 Tagen Lagerung bei Raumtemperatur während 8h bei 95°C und anschliessend während 18h bei 155°C zum überhärteten Zustand T76 warm ausgehärtet.
    An senkrecht zur Barrenlängsrichtung herausgesägten Proben der warmausgehärteten Barren wurde die Brinell-Härte über den Barrenquerschnitt bestimmt. Die in Fig. 1 dargestellten Bereiche gleicher Härte zeigen deutlich den geringen Härte- bzw. Festigkeitsverlust im Barrenkern gegenüber der Barrenoberfläche.
    In Fig. 2 sind die für die Oberfläche (O) und den Kern (K) eines Barrens mit einem Querschnitt von 440 x 900 mm berechneten Temperatur-Zeit-Kurven bei einer Ventilatorabkühlung und in Fig. 3 die daraus abgeleiteten Gradienten zwischen der Temperatur TK im Barrenkern und der Temperatur To an der Barrenoberfläche dargestellt. Zum Vergleich zeigen die Fig. 4 und 5 die entsprechenden Kurven für einen Barren mit einem Querschnitt von 1000 x 1200 mm. Die Ergebnisse zeigen, dass mit dem erfindungsgemässen Verfahren hergestellte Barren mit einer Dicke bis zu 1000 mm immer noch die an Platten zur Fertigung von Kunststoff-Spritzgiessformen bezüglich der mechanischen Festigkeit gestellten Anforderungen erfüllen dürften.

    Claims (19)

    1. Aluminiumlegierung mit hoher Festigkeit und geringer Abschreckempfindlichkeit, mit 4,6 bis 5,2 Gew.-% Zn 2,6 bis 3,0 Gew.-% Mg 0.1 bis 0,2 Gew.-% Cu 0,05 bis 0,2 Gew.-% Zr max.  0,05 Gew.-% Mn max.  0,05 Gew.-% Cr max.  0,15 Gew.-% Fe max.  0,15 Gew.-% Si max.  0,10 Gew.-% Ti
      und Aluminium als Rest mit herstellungsbedingten Verunreinigungen, einzeln max. 0,05 Gew.-%, insgesamt max. 0,15 Gew.-%.
    2. Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch 4,6 bis 4,8 Gew.-% Zn.
    3. Aluminiumlegierung nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch 2,6 bis 2,8 Gew.-% Mg.
    4. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, gekennzeichnet durch 0,10 bis 0,15 Gew.-% Cu.
    5. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, gekennzeichnet durch 0,08 bis 0,18 Gew.-% Zr.
    6. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6, gekennzeichnet durch max. 0,03 Gew.-% Mn.
    7. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, gekennzeichnet durch max. 0,02 Gew.-% Cr.
    8. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7, gekennzeichnet durch max. 0,12 Gew.-% Fe.
    9. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, gekennzeichnet durch max. 0,12 Gew.-% Si.
    10. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9, gekennzeichnet durch max. 0,05 Gew.-% Ti.
    11. Verfahren zur Herstellung von Platten mit einer Dicke bis zu 300 mm aus einer Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 10, gekennzeichnet durch die Schritte
      A. Stranggiessen der Aluminiumlegierung zu Barren mit einer Dicke von mehr als 300 mm,
      B. Aufheizen der Barren mit einer Aufheizgeschwindigkeit von max. 20°C/h zwischen 170 und 410°C auf eine Temperatur von 470 bis 490°C,
      C. Homogenisieren der Barren während einer Zeitdauer von 10 bis 14 h bei einer Temperatur von 470 bis 490°C,
      D. Warmwalzen der homogenisierten Barren zu Platten,
      E. Abkühlen der Platten von einer Temperatur von 400 bis 410°C auf eine Temperatur von weniger als 100°C,
      F. Abkühlen der Platten auf Raumtemperatur,
      H. Warmaushärten der Platten.
    12. Verfahren zur Herstellung von Platten mit einer Dicke von mehr als 300 mm aus einer Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 10, gekennzeichnet durch die Schritte
      A. Stranggiessen der Legierung zu Barren mit einer Dicke von mehr als 300 mm,
      B. Aufheizen der Barren mit einer Aufheizgeschwindigkeit von max. 20°C/h zwischen 170 und 410°C auf eine Temperatur von 470 bis 490°C,
      C. Homogenisieren der Barren während einer Zeitdauer von 10 bis 14 h bei einer Temperatur von 470 bis 490°C,
      D. Abkühlen der Barren auf eine Zwischentemperatur von 400 bis 410 °C,
      E. Abkühlen der Barren von der Zwischentemperatur von 400 bis 410°C auf eine Temperatur von weniger als 100°C,
      F. Abkühlen der Barren auf Raumtemperatur,
      G. Warmaushärten der Barren,
      H. Verwendung der warmausgehärteten Barren als Platten.
    13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass das Abkühlen der Barren von der Homogenisierungstemperatur von 470 bis 490°C auf die Zwischentemperatur von 400 bis 410 °C an ruhender Luft erfolgt.
    14. Verfahren nach Anspruch 11 oder 12, dadurch gekennzeichnet, dass das Abkühlen der Barren von der Zwischentemperatur von 400 bis 410°C auf eine Temperatur von weniger als 100°C an bewegter Luft (forced air cooling) erfolgt.
    15. Verfahren nach Anspruch 11 oder 12, dadurch gekennzeichnet, dass das Abkühlen der Barren von der Zwischentemperatur von 400 bis 410°C auf eine Temperatur von weniger als 100°C in einem Wasser/Luft-Sprühnebel erfolgt.
    16. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass zum Warmaushärten nacheinander eine Raumtemperaturlagerung, eine erste Wärmebehandlung bei einer ersten Temperatur und eine zweite Wärmebehandlung bei einer gegenüber der ersten Temperatur höheren zweiten Temperatur durchgeführt wird.
    17. Verfahren nach Anspruch 16, gekennzeichnet durch
      1 bis 30 Tage Lagerung bei Raumtemperatur,
      6 bis 10 h Lagerung bei einer Temperatur von 90 bis 100°C,
      8 bis 22 h Lagerung bei einer Temperatur von 150 bis 160°C.
    18. Verfahren nach Anspruch 17, dadurch gekennzeichnet, dass die Warmaushärtung zum Wärmebehandlungszustand T76 erfolgt.
    19. Verwendung einer mit dem Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 18 hergestellten Platte für den Maschinen-, Werkzeug- und Formenbau, insbesondere für die Fertigung von Kunststoff-Spritzgiessformen.
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