EP1683882B1 - Abschreckunempfindliche Aluminiumlegierung sowie Verfahren zum Herstellen eines Halbzeuges aus dieser Legierung - Google Patents

Abschreckunempfindliche Aluminiumlegierung sowie Verfahren zum Herstellen eines Halbzeuges aus dieser Legierung Download PDF

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EP1683882B1
EP1683882B1 EP05111026A EP05111026A EP1683882B1 EP 1683882 B1 EP1683882 B1 EP 1683882B1 EP 05111026 A EP05111026 A EP 05111026A EP 05111026 A EP05111026 A EP 05111026A EP 1683882 B1 EP1683882 B1 EP 1683882B1
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EP
European Patent Office
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percent
weight
semi
finished product
aluminium alloy
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EP1683882B2 (de
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Matthias Dr.-Ing. Hilpert
Gregor Dr. Terlinde
Gernot Dr. Fischer
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Otto Fuchs KG
Original Assignee
Otto Fuchs KG
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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
    • C22F1/053—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 zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
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    • C22F1/002—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working by rapid cooling or quenching; cooling agents used therefor
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
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    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals

Definitions

  • the invention relates to a quench-resistant aluminum alloy for the production of high-strength, low-intrinsic forgings and high-strength extruded and rolled products. Furthermore, the invention relates to a method for producing a semi-finished product from such an aluminum alloy.
  • high-strength aluminum alloys are needed for the production of, in particular, load-bearing fuselage, wing and chassis parts, which have high strength both under static and dynamic load.
  • the required strength properties can be achieved in the abovementioned semi-finished products by using alloys of the 7000 group (7xxx alloy) in accordance with the classification of aluminum alloys by the Aluminum Association (AA).
  • die forgings for high-stress aerospace parts are made of the AA 7075, AA 7175, AA 7475 and more preferably AA 7049 and AA 7050 alloys in the Americas and the AA 7010, AA 7049A and AA 7050A alloys used in the European area.
  • WO 02/052053 A1 is a high strength aluminum alloy of the aforementioned type with a higher zinc content compared to previous alloys of the same type coupled with a reduced copper and magnesium content.
  • the copper and magnesium content in this prior art alloy together is less than 3.5%.
  • the copper content itself is given as 1.2-2.2% by weight, preferably 1.6-1.2% by weight.
  • this prior art alloy necessarily contains one or more elements from the group of zirconium, scandium and hafnium with maximum proportions of 0.4% by weight zirconium, 0.4% by weight scandium and 0, 3% by weight hafnium.
  • the semi-finished products produced from one of the abovementioned alloys that is to say for example the forgings, the extruded profiles or the rolled plates, obtain the desired strength
  • the semi-finished products are subjected to a special heat treatment. This involves quenching of solution annealing temperature, usually associated with subsequent cold working at average thicknesses greater than 50 mm.
  • Cold forming serves to reduce the stresses induced during quenching.
  • the step of cold forming can be done by cold heading or by stretching the semi-finished product typically by 1-3%.
  • the semi-finished products produced should be as low in natural stress as possible in order to minimize undesirable distortion during further processing of the semi-finished products.
  • the semi-finished products and, accordingly, also the prefabricated parts made therefrom should be low-stress, in order to give the designer the opportunity to utilize the entire material potential.
  • the process steps to be used for producing parts for aerospace engineering and also the maximum thickness of the semi-finished products used for the production of the parts are standardized or prescribed.
  • the maximum permissible thickness is 200 mm and assumes that after quenching the semi-finished product is necessarily subjected to a cold-forming step for the abovementioned reasons.
  • cold forming is relatively easy to achieve due to the generally simple geometry of stretching in the longitudinal direction.
  • larger and especially thicker forgings are needed.
  • US 4 629 517 A discloses an aluminum product having good strength properties and good corrosion resistance when in the T76 state.
  • the aluminum product consists of an AA 7xxx alloy containing 0.08 wt% Si, 0.29 wt% Fe, 0.20 wt% Cu, 0.03 wt% Mn, 2.5 Wt% Mg, 0.03 wt% Cr, 7.1 wt% Zn, 0.12 wt% Zr and 0.06 wt% Ti.
  • the method described in this document is only suitable for producing aluminum products having a thickness of a few millimeters. For production of Semifinished products with medium and larger thicknesses and the required strengths, the alloy described in this document is not suitable.
  • the invention has for its object to propose a method for producing a semifinished product with the desired properties of this alloy.
  • the alloy-related object is achieved by a high-strength, quench-resistant aluminum alloy having the features of claim 1.
  • the method-related object is achieved by a method according to claim 9 or claim 12.
  • Medium-sized semi-finished products have a thickness of between 50 and 180 mm.
  • Semi-finished products with a greater thickness have a coating thickness of> 180 mm.
  • the quenching-resistant alloy according to the invention can also be used to produce semi-finished products in a thickness of more than 200 mm, in particular of 250 mm and more, with the desired high static and dynamic strength properties with good fracture toughness and good stress-crack corrosion behavior. Only at these larger thicknesses a cold forming step is advantageously carried out to reduce the quench-induced residual stresses.
  • semi-finished products produced for average thicknesses of the alloy may be mildly mild after solution annealing.
  • B. can be cooled in a glycol-water mixture without the very good material properties are significantly impaired after a subsequent thermal aging.
  • the step of cold forming is omitted for medium thicknesses, since the residual stresses induced by the mild cooling are not critically low. Therefore, it is possible with this alloy to produce semi-finished products in the middle thickness range in a simpler and more cost-effective manner, namely without an otherwise necessary cold forming step.
  • the above-described advantageous properties of the alloy can also be utilized to simplify the manufacturing process of a part, for the manufacture of which a semifinished product of greater initial thickness is required and which has an average thickness after being machined.
  • a semifinished product of greater thickness is pre-machined after the step of hot forming.
  • the preprocessing is designed so that the semifinished product to be quenched in the course of the heat treatment undergoes such a thickness reduction, which is anyway necessary for the production of the finished part, that the semi-finished product is subjected to a heat treatment with mild quenching (glycol / water quenching) without carrying out a cold forming step otherwise required for larger thicknesses. Mixture) can be subjected.
  • the above-mentioned properties of the semifinished product produced from this alloy are unexpected since, contrary to the specifications resulting from the prior art, the copper content is significantly lower than was the case with previously known high-strength aluminum alloys. According to a preferred embodiment, the copper content is only 0.8-1.1 wt%. Thus, the copper content is only about 50% of the preferred copper content of the WO 02/052053 A1 known aluminum alloys. That nevertheless very high strength values are achieved, is surprising. These properties are believed to be due to the balanced composition of the alloy constituents, which includes the relatively high levels of zinc and the magnesium content adjusted to it. The balanced composition of the alloying elements permitted within narrow limits provides that the sum of the elements magnesium, copper and zinc is at least 9% by weight.
  • the alloy has a zinc: magnesium ratio of between 4.4 and 5.3. It has been found that the desired strength properties can only be achieved if the elements magnesium, copper and zinc in the sum more than 9 wt .-% and the zinc: magnesium ratio. These characteristics of the alloy are a measure of how the products made with the alloy have the desired strength properties. This regulation also determines the hardenability of the semi-finished products produced with the alloy.
  • silver addition may be advantageous.
  • the content will be limited to 0.2-0.7%, in particular 0.20-0.40% by weight.
  • the manganese content of the alloy was limited to a maximum of 0.5% by weight.
  • the hardenability of an Al-Zn-Cu-Mg alloy decreases with increasing manganese content. For this reason, the manganese content is limited.
  • zirconium additive This is according to a preferred embodiment, 0.14 - 0.20 wt .-%.
  • Zirconium also precipitates out of the microstructure during the homogenization of the continuous casting ingots in the form of zirconium aluminides. These aluminides are generally more finely dispersed than the manganese aluminides. Therefore, they are especially helpful in terms of recrystallization control.
  • the zirconium aluminides formed are not coarsened by the intended heat treatment and are stable in the selected temperature ranges, unlike manganese aluminides. For this reason, zirconium is a necessary component of the alloy.
  • the titanium contained in the alloy is primarily used for grain refining during continuous casting. Preference is given to adding from 0.03 to 0.1% by weight of titanium, in particular from 0.03 to 0.06% by weight, of titanium.
  • the alloy may contain 0.001-0.3 wt% boron. Furthermore, the alloy can max. 0.2 wt .-% cerium.
  • the desired properties are achieved if the specified alloying constituents are used proportionally in the specified range. With an alloy in which one or more alloying constituents have a content which is outside the stated range, semi-finished products can no longer be produced with the required properties.
  • thermosetting of the quenched semifinished product is carried out in two stages, wherein in the first stage, the semi-finished product is heated to a temperature of more than 100 ° C and held for more than eight hours at this temperature and in the second stage heated to more than 130 ° C and heated for more than five hours. These two steps can be carried out immediately after each other. Without prejudice to the desired properties of the semifinished product, the semifinished product treated with the first stage can also be cooled and the second stage of the thermosetting can be carried out at a later time.
  • the two alloys Z1, Z2 had the following composition: Si Fe Cu Mn mg Cr Zn Ti Zr Ti + Zr Alloy Z1 0.05 0.05 0.95 0.39 1.70 0,002 8.35 0,035 0.12 0,155 Alloy Z2 0.04 0.07 0.90 0,004 1.65 0.001 8.50 0,025 0.12 0.145
  • Alloys Z1, Z2 were cast on an industrial scale to 370 mm diameter continuous casting blocks.
  • the continuous casting blocks were homogenized to compensate for the crystallization induced crystallization.
  • the blocks were two-stage in a temperature range homogenized from 465 ° C - 485 ° C and cooled.
  • the homogenized blocks were preheated to 370 ° C and remolded into open-die forgings 250 mm thick and 500 mm wide.
  • the forgings made of Alloy Z1 and Z2 were solution-annealed for at least 4 hours at 485 ° C, quenched in water at room temperature and then cured between 100 ° C and 160 ° C warm, wherein the hot curing has been carried out in two stages.
  • the semi-finished product was heated to more than 100 ° C and held at this temperature for more than eight hours.
  • the second stage carried out after the first stage was carried out at a temperature of more than 130 ° C for more than five hours.
  • the K lC values are given below: alloy test direction location K lC (MPa - ⁇ m) R p0.2 (MPa) Z 1 LT edge 30.5 529 LT core 32.9 504 TL edge 23.1 516 TL core 20.4 502 Z 2 LT edge 30.3 514 LT core 35.9 520 TL edge 23.6 514 TL core 21.8 508
  • alloy Z1 alloy load direction Rp02 (MPa)
  • R m (MPa) A 5 (%) Z 1 L 504 523 11.2 LT 502 533 5.2 ST 498 522 8.0
  • the K lC values are given in the following table: alloy test direction location K lC (MPa ⁇ m) R p0.2 ( Mpa ) Z 1 LT edge 30.5 529 LT core 32.9 504 TL edge 23.1 516 TL core 20.4 502 Z 1 + cold diving LT edge 38.9 485 LT core 42.2 448 TL edge 23.9 474 TL core 21.9 468
  • forgings with a thickness of 150 mm and a width of 500 mm were made of Alloy Z1 and, according to the example described above Solution annealing in water or in a water-glycol mixture with about 20% or about 40% quenched and warm-stored as described above. A forging was additionally cold-crushed after quenching in water. Tensile samples taken from "long” (L), “long-transverse” (LT) and “short-transverse” (ST) forgings were used to show the influence of different cooling media.
  • Alloy Z1 for a thickness of 150 mm for different cooling treatments are shown below: quenching load direction Rp02 (MPa) R m (MPa) A 5 (%) Water (RT) L 551 573 10, 3 LT 515 544 7.5 ST 505 549 8.0 Water (RT) + cold diving L 491 537 12.8 LT 465 520 8.7 ST 430 513 8.5 Water / glycol (16-20%) L 545 566 12.5 LT 520 547 7.2 ST 512 548 8.3 Water / glycol (38-40%) L 503 529 12.2 LT 493 525 5.0 ST 487 526 5.6
  • the fracture toughness K lc in the test specimens LT and TL was determined according to ASTM-E 399.
  • the K lC values are shown in the following table: quenching test direction K lC (MPa ⁇ m) Rp02 (MPa) Water (RT) LT 36.8 551 TL 23.8 515 Water (RT) + cold diving LT 39.1 491 TL 24.1 465 Water / glycol (16-20%) LT 28.2 545 TL 20.7 520 Water glycol (38-40%) LT 35.4 503 TL 18.5 493
  • the alloy Z1 was cast analogously to the first example and produced blocks for extrusion in yet another example.
  • the homogenized blocks were preheated to over 370 ° C and extruded into extruded profiles having a rectangular cross section of 40 mm thickness and a width of 100 mm.
  • the profiles were then solution-annealed for at least 4 hours at 485 ° C., quenched in water at room temperature and then heated between 100 ° C. and 160 ° C. in two stages (first stage:> 100 ° C.,> 8 h, second stage:> 130 ° C,> 5h) cured.
  • the A 5 values are highest for the L direction and reach at least 7% elongation at break (A 5 ) for the two transverse directions.
  • FIG. 1 shows a diagram for illustrating the strength behavior of various AA 7xxx alloys as a function of the average cooling rate during quenching from the solution annealing temperature. It is clearly recognizable in this presentation that the loss of strength when using the claimed aluminum alloy is considerably lower even at low cooling rates than in the case of the comparative alloys AA 7075, AA 7010 and AA 7050.
  • the strength values of the products / semi-finished products produced with the claimed alloy as determined in the context of the description of the invention are considerably improved, in particular with regard to the stress-crack corrosion resistance compared to products of prior art alloys, which results as shown in FIG Form was not predictable.
  • the results presented are also interesting in that the strength values described can be represented in particular in the case of hot curing carried out only in two stages.

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Description

  • Die Erfindung betrifft eine abschreckunempfindliche Aluminiumlegierung zur Herstellung hochfester, eigenspannungsarmer Schmiedestücke und hochfester Strangpress- und Walzprodukte. Ferner betrifft die Erfindung ein Verfahren zum Herstellen eines Halbzeuges aus einer solchen Aluminiumlegierung.
  • Für die Luft- und Raumfahrtindustrie werden hochfeste Aluminiumlegierungen zum Herstellen vor allem von tragenden Rumpf-, Flügel- und Fahrwerksteilen benötigt, die sowohl bei statischer als auch bei dynamischer Beanspruchung eine hohe Festigkeit aufweisen. Die geforderten Festigkeitseigenschaften können bei vorgenannten Halbzeugen durch Einsatz von Legierungen der 7000-Gruppe (7xxx-Legierung) entsprechend der von der Aluminum Association (AA) vorgenommenen Klassifizierung von Aluminiumlegierungen erreicht werden.
  • Gesenkschmiedestücke für hoch beanspruchte Teile in der Luft- und Raumfahrt werden beispielsweise aus den Legierungen AA 7075, AA 7175, AA 7475 und besonders bevorzugt aus den Legierungen AA 7049 und AA 7050 im amerikanischen Raum und aus den Legierungen AA 7010, AA 7049A und AA 7050A im europäischen Raum eingesetzt.
  • Aus WO 02/052053 A1 ist eine hochfeste Aluminiumlegierung des vorgenannten Typs mit einem gegenüber früheren Legierungen desselben Typs erhöhten Zinkgehalt, gekoppelt mit einem reduzierten Kupfer- und Magnesiumgehalt bekannt. Der Kupfer- und Magnesiumgehalt bei dieser vorbekannten Legierung beträgt zusammen weniger als 3,5 %. Der Kupfergehalt selbst wird mit 1,2 - 2,2 Gew.-%, bevorzugt mit 1,6 - 2,2 Gew.-% angegeben. Zusätzlich zu den Elementen Zink, Magnesium und Kupfer enthält diese vorbekannte Legierung zwingend eines oder mehrere Elemente aus der Gruppe Zirkon, Scandium und Hafnium mit maximalen Anteilen von 0,4 Gew.-% Zirkon, 0,4 Gew.-% Scandium und 0,3 Gew.-% Hafnium.
  • Damit die aus einer der vorgenannten Legierungen hergestellten Halbzeuge, also beispielsweise die Schmiedestücke, die stranggepressten Profile oder die gewalzten Platten die gewünschten Festigkeit erhalten, werden die Halbzeuge einer besonderen Wärmebehandlung unterzogen. Diese beinhaltet ein Abschrecken von Lösungsglühtemperatur, zumeist verbunden mit einer nachfolgenden Kaltumformung bei mittleren Dicken von mehr als 50 mm. Die Kaltumformung dient zur Reduzierung der beim Abschrecken induzierten Spannungen. Der Schritt des Kaltumformens kann durch ein Kaltstauchen oder auch durch ein Recken des Halbzeuges typischerweise um 1 - 3% erfolgen. Die hergestellten Halbzeuge sollen möglichst eigenspannungsarm sein, um bei der weiteren Bearbeitung der Halbzeuge einen unerwünschten Verzug zu minimieren. Zudem sollen die Halbzeuge und dementsprechend auch die daraus hergestellten Fertigteile eigenspannungsarm sein, um dem Konstrukteur die Möglichkeit zu geben, das gesamte Werkstoffpotential zu nutzen. Aus diesem Grunde sind beispielsweise für die Legierungen AA 7050 sowie AA 7010 die zum Herstellen von Teilen für die Luft- und Raumfahrttechnik einzusetzenden Verfahrensschritte und auch die maximale Dicke der zur Herstellung der Teile verwendeten Halbzeuge genormt bzw. vorgeschrieben. Die maximale zugelassene Dicke beträgt 200 mm und setzt voraus, dass nach dem Abschrecken das Halbzeug zwingend einem Kaltumformschritt aus vorgenannten Gründen unterzogen wird. Bei Strangpress- und Walzprodukten ist ein Kaltumformen aufgrund der in aller Regel einfachen Geometrie durch Recken in Längsrichtung relativ einfach zu erreichen. Bei geometrisch komplizierten Schmiedestücken ist dagegen die Erzielung eines gleichmäßig hohen Stauchgrades - wenn überhaupt - nur mit einem hohen Aufwand möglich. Im Zuge der Konzeption größerer Flugzeuge werden auch immer größere und insbesondere dickere Schmiedeteile benötigt.
  • US 4 629 517 A offenbart ein Aluminiumprodukt mit guten Festigkeitseigenschaften und einem guten Korrosionswiderstand, wenn dieses im T76-Zustand vorliegt. Das Aluminiumprodukt besteht aus einer AA 7xxx-Legierung, die 0,08 Gew.-% Si, 0,29 Gew.-% Fe, 0,20 Gew.-% Cu, 0,03 Gew.-% Mn, 2,5 Gew.-% Mg, 0,03 Gew.% Cr, 7,1 Gew.-% Zn, 0,12 Gew.-% Zr und 0,06 Gew.-% Ti besteht. Das in diesem Dokument beschriebene Verfahren eignet sich jedoch nur zum Herstellen von Aluminiumprodukten, die eine Dicke von wenigen Millimetern aufweisen. Zur Herstellung von Halbzeugen mit mittleren und größeren Dicken und den geforderten Festigkeiten eignet sich die in diesem Dokument beschriebene Legierung nicht.
  • In "Aluminum and Aluminium Alloys" (1993) edited by J.R. Davies - ASM International Materials Park (Seiten 265 - 274) sind Verfahren beschrieben, mit denen sich Aluminiumhalbzeuge mit Dicken von bis zu 114 mm herstellen lassen. Hierzu werden unter anderem auch die bereits eingangs genannten AA 7xxx-Legierungen verwendet. Dieses Dokument offenbart jedoch nicht, mit welcher Legierung und mit welchen Verfahren sich Aluminiumhalbzeuge mit größeren Dicken, als im Dokument angegebenen, herstellen lassen.
  • Es ist daher Aufgabe der Erfindung, eine weitgehend abschreckunempfindliche, hochfeste Aluminiumlegierung mit gleichen oder besseren Festigkeitseigenschaften wie die Legierungen AA 7010 und AA 7050 zur Verfügung zu haben, die gleichzeitig bei großen Dicken nach einer Kaltumformung niedrige innere Abschreckeigenspannungen aufweist und aus der außerdem Halbzeuge mit einer mittleren Dicke mit hoher Festigkeit und Bruchzähigkeit hergestellt werden können, ohne dass zur Reduzierung von beim Abschrecken induzierten Eigenspannungen zwingend ein Kaltumformschritt benötigt wird.
  • Des Weiteren liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zum Herstellen eines Halbzeuges mit den gewünschten Eigenschaften aus dieser Legierung vorzuschlagen.
  • Gelöst wird die legierungsbezogene Aufgabe durch eine hochfeste abschreckunempfindliche Aluminiumlegierung mit den Merkmalen des Anspruchs 1.
  • Die verfahrensbezogene Aufgabe wird mit einem Verfahren gemäß Anspruch 9 oder dem Anspruch 12 gelöst.
  • Die im Rahmen dieser Ausführungen benutzten Begriffe bezüglich der Dicke sind nachfolgend definiert: Halbzeuge mittlerer Dicke weisen Vergütungsdicken von 50 - 180 mm auf. Halbzeuge mit einer größeren Dicke weisen eine Vergütungsdicke von >180 mm auf.
  • Mit der erfindungsgemäßen abschreckunempfindlichen Legierung können mit den gewünschten hohen statischen und dynamischen Festigkeitseigenschaften bei gleichzeitig guter Bruchzähigkeit und gutem Spannungs-Riss-Korrosionsverhalten auch Halbzeuge in einer Dicke von mehr als 200 mm, insbesondere von 250 mm und mehr hergestellt werden. Nur bei diesen größeren Dicken wird zweckmäßigerweise ein Kaltumformschritt zum Abbau der abschreckinduzierten Eigenspannungen durchgeführt.
  • Darüber hinaus können für mittlere Dicken aus der Legierung hergestellte Halbzeuge nach der Lösungsglühung mild z. B. in einem Glykol-Wasser-Gemisch abgekühlt werden können, ohne dass die sehr guten Werkstoffeigenschaften nach einer anschließenden Warmauslagerung nennenswert beeinträchtigt werden. Aus diesem Grund entfällt bei mittleren Dicken der Schritt einer Kaltumformung, da die bei dem milden Abkühlen induzierten Eigenspannungen unkritisch niedrig liegen. Daher ist es mit dieser Legierung möglich, Halbzeuge im mittleren Dickenbereich auf einfachere und kostengünstigere Art und Weise, nämlich ohne einen ansonsten notwendigen Kaltumformschritt herzustellen.
  • Die vorbeschriebenen vorteilhaften Eigenschaften der Legierung können auch ausgenutzt werden, um den Herstellungsprozess eines Teiles, für dessen Herstellung ein Halbzeug größerer Ausgangsdicke benötigt wird und das nach seiner Bearbeitung eine mittlere Dicke aufweist, zu vereinfachen. Ein solches beispielsweise geschmiedetes Halbzeug größerer Dicke wird nach dem Schritt des Warmumformens zerspanend vorbearbeitet. Die Vorbearbeitung ist so ausgelegt, dass das dann im Zuge der Warmbehandlung abzuschreckende Halbzeug eine solche, zur Herstellung des Fertigteils ohnehin notwendige Dickenreduzierung erfährt, dass das vorbearbeitete Halbzeug ohne Durchführen eines ansonsten für größere Dicken notwendigen Kaltumformschrittes einer Warmbehandlung mit mildem Abschrecken (Glykol-Wasser-Gemisch) unterzogen werden kann.
  • Mit der erfindungsgemäßen Legierung können somit Halbzeuge mit einer mittleren Dicke durch Glykol-Wassergemische milde abgeschreckt werden, während bei Halbzeugen größerer Dicke ein solches mildes Abschrecken aufgrund der erforderlichen Mindestabkühlgeschwindigkeit nicht mehr zweckmäßig ist, so dass diese in Wasser abgeschreckt werden. In folge dessen werden diese Halbzeuge anschließend einer Kaltumformung unterworfen, etwa einem Stauchen oder Recken um 1 - 5 %.
  • Die erzielten vorgenannten Eigenschaften des aus dieser Legierung hergestellten Halbzeuges sind unerwartet, da entgegen der sich aus dem Stand der Technik ergebenden Vorgaben der Kupfergehalt deutlich geringer ist als dieses bei vorbekannten hochfesten Aluminiumlegierungen der Fall war. Gemäß einem bevorzugten Ausführungsbeispiel beträgt der Kupfergehalt nur 0,8 - 1,1 Gew.-%. Damit beträgt der Kupfergehalt lediglich etwa 50% des bevorzugten Kupfergehaltes der aus WO 02/052053 A1 bekannten Aluminiumlegierungen. Dass dennoch sehr hohe Festigkeitswerte erzielt werden, ist überraschend. Es wird angenommen, dass diese Eigenschaften in der ausgeglichenen Zusammenstellung der Legierungsbestandteile begründet sind, wozu auch die relativ hohen Zinkgehalte und der daran angepasste Magnesiumgehalt zu zählen sind. In der ausgewogenen Zusammenstellung der nur in engen Grenzen zugelassenen Legierungselemente ist vorgesehen, dass die Summe der Elemente Magnesium, Kupfer und Zink mindestens 9 Gew.-% beträgt. Darüber hinaus weist die Legierung ein Zink : Magnesium-Verhältnis auf, das zwischen 4,4 und 5,3 beträgt. Es hat sich gezeigt, dass die gewünschten Festigkeitseigenschaften nur dann erreicht werden können, wenn die Elemente Magnesium, Kupfer und Zink in der Summe mehr als 9 Gew.-% und das Zink : Magnesium-Verhältnis aufweisen. Diese Merkmale der Legierung sind ein Maß dafür, dass die mit der Legierung hergestellten Produkte die gewünschten Festigkeitseigenschaften aufweisen. Dieses Regulativ bestimmt gleichfalls die Aushärtbarkeit der mit der Legierung hergestellten Halbzeuge.
  • Besonders hohe statische und dynamische Festigkeitseigenschaften und eine besondere Abschreckunempflindlichkeit bei gleichzeitig hoher Bruchzähigkeit erhält man, wenn der Kupfergehalt 0,8 - 1,1 Gew.-% und der Magnesiumgehalt 1,6 - 1,8 Gew.-% beträgt. Damit liegt der Kupfergehalt deutlich unter der maximalen Löslichkeit für Kupfer in Gegenwart des vorgenannten Magnesiumgehaltes. Dieses hat zur Folge, dass der Anteil an unlöslichen, kupferhaltigen Phasen auch unter Berücksichtigung der übri gen Legierungs- und Begleitelemente sehr gering ist. Dieses hat unmittelbar eine Verbesserung der dynamischen Eigenschaften und der Bruchzähigkeit zur Folge.
  • Zur weiteren Festigkeitssteigerung der Legierung kann ein Silberzusatz vorteilhaft sein. Aus wirtschaftlichen Gründen wird man den Gehalt auf 0,2 - 0,7%, insbesondere auf 0,20 - 0,40 Gew.-% begrenzen.
  • Der Mangangehalt der Legierung wurde auf maximal 0,5 Gew.-% beschränkt. Mangan scheidet sich in Al-Zn-Cu-Mg-Legierungen bei der Homogenisierung der Stranggussbarren in Form von fein verteilten Manganaluminiden aus, die außerdem noch einen Teil des in der Legierung als Verunreinigung vorhandenen Eisens enthalten können. Diese Manganaluminide sind hilfreich bei der Rektristallisationskontrolle des Gefüges bei der Warmbehandlung des umgeformten Halbzeuges. Erfahrungsgemäß sinkt mit steigendem Mangangehalt die Durchhärtbarkeit einer Al-Zn-Cu-Mg-Legierung. Aus diesem Grunde ist der Mangangehalt begrenzt.
  • Ausgeglichen wird die reduzierte Wirkung des Mangans hinsichtlich der Gefügekontrolle durch einen Zirkonzusatz. Dieser beträgt gemäß einem bevorzugten Ausführungsbeispiel 0,14 - 0,20 Gew.-%. Zirkon scheidet sich ebenfalls bei der Homogenisierung der Stranggussbarren in Form von Zirkonaluminiden aus dem Gefüge aus. Diese Aluminide sind in der Regel feindisperser ausgebildet als die Manganaluminide. Deshalb sind sie besonders hilfreich im Hinblick auf die Rekristallisationskontrolle. Die gebildeten Zirkonaluminide werden nicht durch die vorgesehene Warmbehandlung vergröbert und sind in den gewählten Temperaturbereichen im Gegensatz zu Manganaluminiden stabil. Aus diesem Grunde ist Zirkon notwendiger Bestandteil der Legierung.
  • Das in der Legierung enthaltene Titan dient vornehmlich der Kornfeinung beim Stranggießen. Bevorzugt werden 0,03 - 0,1 Gew.-% Titan, insbesondere 0,03 - 0,06 Gew.-% Titan zulegiert.
  • Fakultativ kann die Legierung 0,001 - 0,3 Gew.-% Bor enthalten. Des Weiteren kann die Legierung max. 0,2 Gew.-% Cer aufweisen.
  • Die gewünschten Eigenschaften werden erreicht, wenn die angegebenen Legierungsbestandteile anteilsmäßig in dem angegebenen Bereich eingesetzt werden. Mit einer Legierung, bei der eines oder mehrere Legierungsbestandteile einen Anteil aufweisen, der außerhalb des angegebenen Bereiches liegt, können Halbzeuge nicht mehr mit den geforderten Eigenschaften hergestellt werden.
  • Hergestellt werden die Halbzeuge aus dieser Legierung mit folgenden Schritten:
    • Gießen von Barren aus der Legierung;
    • Homogenisierung der gegossenen Barren bei einer Temperatur, die möglichst dicht unter Anschmelztemperatur der Legierung liegt für eine Aufheiz- und Haltezeit, die ausreichend ist, eine möglichst gleichmäßige und feine Verteilung der Legierungselemente im Gussgefüge zu erreichen, bevorzugt bei 460 - 490°C;
    • Warmumformen der homogenisierten Barren durch Schmieden, Strangpressen und/oder Walzen im Temperaturbereich von 350 - 440°C;
    • Lösungsglühen des warmumgeformten Halbzeuges bei Temperaturen, die hoch genug sind, um die für die Aushärtung notwendigen Legierungselemente gleichmäßig im Gefüge verteilt in Lösung zu bringen, bevorzugt bei 465 - 500°C;
    • Abschrecken der lösungsgeglühten Halbzeuge in Wasser mit einer Temperatur zwischen Raumtemperatur und 100°C oder in einem Wasser-Glykol-Gemisch oder in einem Salzgemisch mit Temperaturen zwischen 100°C und 170°C; und
    • Warmaushärten des abgeschreckten Halbzeuges einstufig oder mehrstufig, wobei Aufheizraten, Haltezeiten und Temperaturen auf die Optimierung der Eigenschaften eingestellt werden.
  • Besonders bevorzugt ist ein Verfahren, bei dem das Warmaushärten des abgeschreckten Halbzeuges zweistufig erfolgt, wobei in der ersten Stufe das Halbzeug auf eine Temperatur von mehr als 100°C erwärmt und für mehr als acht Stunden auf dieser Temperatur gehalten wird und in der zweiten Stufe auf mehr als 130°C erwärmt und für mehr als fünf Stunden erwärmt wird. Diese beiden Schritte können unmittelbar im Anschluss nacheinander durchgeführt werden. Ohne Nachteile hinsichtlich der gewünschten Eigenschaften des Halbzeuges in Kauf zu nehmen, kann das mit der ersten Stufe behandelte Halbzeug auch Abkühlen und die zweite Stufe des Warmaushärtens zu einem späteren Zeitpunkt vorgenommen werden.
  • Bei größeren Dicken kann es notwendig sein, dass trotz der Abschreckunempfindlichkeit der Legierung das Halbzeug zum Reduzieren der beim Abschrecken entstandenen Eigenspannungen einem Kaltumformschritt nach dem Schritt des Abschreckens unterworfen werden muß. Zweckmäßigerweise erfolgt dieses durch Stauchen oder Recken des Halbzeuges um typischerweise 1 - 5 %.
    • BEISPIELE:
  • Zum Erstellen von Probestücken zum Durchführen der notwendigen Festigkeitsuntersuchungen wurden zwei typische Legierungszusammensetzungen der beanspruchten Aluminiumlegierung eingesetzt. Die beiden Legierungen Z1, Z2 wiesen folgende Zusammensetzung auf:
    Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Zr Ti + Zr
    Legierung Z1 0,05 0,05 0,95 0,39 1,70 0,002 8,35 0,035 0,12 0,155
    Legierung Z2 0,04 0,07 0,90 0,004 1,65 0,001 8,50 0,025 0,12 0,145
  • Die Legierungen Z1, Z2 wurden im industriellen Maßstab zu Stranggussblöcken mit einem Durchmesser von 370 mm vergossen. Die Stranggussblöcke wurden zum Ausgleich der erstarrungsbedingten Kristallseigerungen homogenisiert. Die Blöcke wurden zweistufig in einem Temperaturbereich von 465°C - 485°C homogenisiert und abgekühlt.
    • Beispiel 1:
  • Nach dem Abdrehen der Gusshaut der auf diese Weise hergestellten Blöcke wurden die homogenisierten Blöcke auf 370°C vorgewärmt und zu Freiformschmiedestücken mit einer Dicke von 250 mm und zu einer Breite von 500 mm mehrfach umgeformt.
  • Anschließend wurden die Freiformschmiedestücke aus Legierung Z1 und Z2 mindestens 4 Stunden bei 485°C lösungsgeglüht, in Wasser von Raumtemperatur abgeschreckt und anschließend zwischen 100°C und 160°C warm ausgehärtet, wobei das Warmaushärten zweistufig vorgenommen worden ist. In der ersten Stufe wurde das Halbzeug auf mehr als 100°C erwärmt und auf dieser Temperatur für mehr als acht Stunden gehalten. Die im Anschluss an die erste Stufe durchgeführte zweite Stufe erfolgte bei einer Temperatur von mehr als 130°C für mehr als fünf Stunden.
  • Den warmausgehärteten Freiformschmiedestücken wurden Zugproben entnommen, an denen die Festigkeitseigenschaften der Raumtemperatur in den Probenlagen "lang" (L), "lang-quer" (LT) und "kurz-quer" (ST) ermittelt wurden. Die durchschnittlichen Festigkeitseigenschaften der Legierung Z1 und Z2 für eine Dicke von 250 mm bei Wasserabschreckung ist in der nachfolgenden Tabelle wiedergegeben:
    Legierung Belastungsrichtung R p02 (MPa) R m (MPa) A 5 (%)
    Z 1 L 504 523 11,2
    LT 502 533 5,2
    ST 498 522 8,0
    Z 2 L 520 528 8,6
    LT 508 530 4,0
    ST 511 525 5,1
  • Die Ergebnisse lassen erkennen, dass die Rp02 und Rm-Werte für alle drei Belastungsrichtungen nahezu identisch sind und für die Streckgrenze (Rp02) über 490 MPa und Zugfestigkeit über 520 MPa liegen. Die A5-Werte sind für die L-Richtung am höchsten und erreichen für die beiden Querrichtungen mindestens 4% Bruchdehnung (A5). An Kompakt-Zug-Proben (W = 50 mm) aus den gleichen Freiformschmiedestücken wurde die Bruchzähigkeit KlC in den Probenlagen L-T und T-L nach ASTM - E 399 ermittelt. Die KlC-Werte sind nachfolgend wiedergegeben:
    Legierung Prüfrichtung Lage KlC (MPa -√m) Rp0,2 (MPa)
    Z 1 L-T Rand 30,5 529
    L-T Kern 32,9 504
    T-L Rand 23,1 516
    T-L Kern 20,4 502
    Z 2 L-T Rand 30,3 514
    L-T Kern 35,9 520
    T-L Rand 23,6 514
    T-L Kern 21,8 508
  • An Rundproben wurde für die LT- und die ST-Lage die Spannungs-Riss-Korrosionsbeständigkeit gemäß ASTM G47 (Wechseltauchversuch) ermittelt. Die Ergebnisse sind nachfolgend für die Legierung Z1 wiedergegeben:
    Belastungsrichtung Spannung (MPa) Dauer (Tage) Elektr. Leitfähigkeit (% IACS)
    LT 320 > 30 34,7
    ST 320 >30
  • Für beide Prüfrichtungen ergeben sich bei einer Spannung von 320 MPa Lebensdauern von mehr als 30 Tagen. In typischen Spezifikationen für hochfeste Al-Legierungen, wie beispielsweise zu AA 7050 werden diese Lebensdauern bei Mindestspannungen von 240 MPa gefordert. Dieses bedeutet, dass die neue Legierung trotz deutlich höherer Festigkeit verglichen mit der Legierung AA 7050 gleichzeitig eine Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit aufweist, die deutlich über dem Mindestwert für AA 7050 liegt.
  • Analog wurden Schmiedestücke mit den gleichen Parametern aus der Legierung Z1 hergestellt. Zusätzlich wurden die Schmiedestücke nach dem Lösungsglühen und der Abschreckung in die kurze Querrichtung (ST) zur Verminderung der Abschreckeingenspannungen kaltgestaucht. Nach der anschließenden Aushärtung, die entsprechend der vorgenannten Parameter zweistufig durchgeführt worden ist, wurden die Festigkeitseigenschaften bei Raumtemperatur in den Probenlagen "lang" (L), "lang-quer" (LT) und "kurz-quer" (ST) ermittelt. Die Ergebnisse sind in der nachfolgenden Tabelle für die Legierung Z1 aufgeführt:
    Legierung Belastungsrichtung R p02 (MPa) R m (MPa) A 5 (%)
    Z 1 L 504 523 11.2
    LT 502 533 5,2
    ST 498 522 8,0
    Z 1 + Kaltstauchen L 448 501 11,1
    LT 468 516 6,7
    ST 417 498 10,8
  • Die Ergebnisse lassen erkennen, dass die Rp02- und Rm-Werte für alle drei Belastungsrichtungen niedriger liegen und der niedrigste Wert für die kurze Querrichtung (ST) gefunden wurde. Die A5-Werte sind für die L-Richtung am höchsten und erreichen für die beiden Querrichtungen mindestens 6% Bruchdehnung (A5). Durch eine Verkürzung der zweiten Aushärtungsstufe lässt sich der Festigkeitsabfall reduzieren. An Kompakt-Zug-Proben (W = 50 mm) aus den gleichen Freiformschmiedestücken wurde die Bruchzähigkeit Klc in den Probenlagen L-T und T-L nach ASTM-E 399 ermittelt. Die KlC-Werte sind in der nachfolgenden Tabelle wiedergegeben:
    Legierung Prüfrichtung Lage KlC (MPa √m) Rp0,2 (Mpa)
    Z 1 L-T Rand 30,5 529
    L-T Kern 32,9 504
    T-L Rand 23,1 516
    T-L Kern 20,4 502
    Z 1 + Kaltstauchen L-T Rand 38,9 485
    L-T Kern 42,2 448
    T-L Rand 23,9 474
    T-L Kern 21,9 468
    • Beispiel 2:
  • In einer weiteren Untersuchungsreihe wurden Freiformschmiedestücke mit einer Dicke von 150 mm und einer Breite von 500 mm aus Legierung Z1 hergestellt und entsprechend dem vorbeschriebenen Beispiel nach dem Lösungsglühen in Wasser bzw. in einem Wasser-Glykol-Gemisch mit ca. 20% bzw. ca. 40% abgeschreckt und wie vorbeschrieben warmausgelagert. Ein Schmiedestück wurde zusätzlich nach dem Abschrecken in Wasser kaltgestaucht. An Zugproben, die den Schmiedestücken in den Richtungen "lang" (L), "lang-quer" (LT) und "kurz-quer" (ST) entnommen wurden, wurde der Einfluss der unterschiedlichen Abkühlmedien dargestellt. Die durchschnittlichen Festigkeitseigenschaften der Legierung Z1 für eine Dicke von 150 mm für unterschiedliche Abkühlbehandlungen sind nachfolgend wiedergegeben:
    Abschreckmedium Belastungsrichtung R p02 (MPa) R m (MPa) A5 (%)
    Wasser (RT) L 551 573 10, 3
    LT 515 544 7,5
    ST 505 549 8,0
    Wasser (RT) + Kaltstauchen L 491 537 12,8
    LT 465 520 8,7
    ST 430 513 8,5
    Wasser/ Glykol (16-20%) L 545 566 12,5
    LT 520 547 7,2
    ST 512 548 8,3
    Wasser/ Glykol (38-40%) L 503 529 12,2
    LT 493 525 5,0
    ST 487 526 5,6
  • Die Ergebnisse zeigen, dass eine Verminderung der Abkühlgeschwindigkeit durch Glykolzusätze kaum einen Einfluss auf die Festigkeitswerte der Legierung hat. Die Duktilität nimmt nur minimal mit sinkender Abkühlgeschwindigkeit bzw. steigendem Glykolgehalt ab.
  • An Kompakt-Zug-Proben (W = 50 mm) aus den gleichen Freiformschmiedestücken wurde die Bruchzähigkeit Klc in den Probenlagen L-T und T-L nach ASTM-E 399 ermittelt. Die KlC-Werte sind in nachfolgender Tabelle enthalten:
    Abschreckmedium Prüfrichtung KlC (MPa √m) Rp02 (MPa)
    Wasser (RT) L-T 36,8 551
    T-L 23,8 515
    Wasser (RT) + Kaltstauchen L-T 39,1 491
    T-L 24,1 465
    Wasser/ Glykol (16-20%) L-T 28,2 545
    T-L 20,7 520
    Wasserl Glykol (38-40%) L-T 35,4 503
    T-L 18,5 493
  • Für die L-T Lage ist keine eindeutige Abhängigkeit von der Abkühlgeschwindigkeit erkennbar, für die T-L Lage ist dagegen ein Trend zu leicht niedrigeren Werten mit abnehmender Abkühlgeschwindigkeit zu sehen.
    • Beispiel 3:
  • Zur Ermittlung der Festigkeitseigenschaften wurde in noch einem weiteren Beispiel die Legierung Z1 analog zu dem ersten Beispiel vergossen und Blöcke für das Strangpressen hergestellt.
  • Nach dem Abdrehen der Gusshaut wurden die homogenisierten Blöcke auf über 370°C vorgewärmt und zu Strangpressprofilen mit einem Rechteckquerschnitt von einer Dicke von 40 mm und zu einer breite von 100 mm verpresst.
  • Anschließend wurden die Profile mindestens 4 Stunden bei 485°C lösungsgeglüht, in Wasser von Raumtemperatur abgeschreckt und anschließend zwischen 100°C und 160°C warm in zwei Stufen (erste Stufe: >100°C, >8h; zweite Stufe: >130°C, >5h) ausgehärtet.
  • Den warmausgehärteten Strangpressprofilen wurden Zugproben entnommen, an denen die Festigkeitseigenschaften bei Raumtemperatur in den Probenlagen "lang" (L), "lang-quer" (LT) und "kurz-quer" (ST) ermittelt wurden. Die durchschnittlichen Festigkeitseigenschaften der Legierung Z1 für ein stranggepreßtes Rechteckprofil (40 x 100 mm) bei Wasserabkühlung mit nachfolgendem Recken sind in nachfolgender Tabelle wiedergegeben:
    Belastungsrichtung R p02 (MPa) R m (MPa) A 5 (%)
    L 600 609 9,3
    LT 554 567 7,1
    ST 505 561 7,5
  • Die Resultate lassen erkennen, dass die Rp02- und Rm-Werte mit Werten von 600 MPa bzw. 609 MPa in der L-Richtung am höchsten und in der ST-Richtung am niedrigsten liegen, mit Werten von 505 MPa und 561 MPa. Die A5-Werte sind für die L-Richtung am höchsten und erreichen für die beiden Querrichtungen mindestens 7% Bruchdehnung (A5). An Kompakt-Zug-Proben (w = 50 mm) aus dem gleichen Strangpressprofil wurde die Bruchzähigkeit Klc in den Probenlagen L-T und T-L nach ASTM-E 399 ermittelt. Die durchschnittlichen bruchmechanischen Eigenschaften der Legierung Z1 des stranggepressten Rechteckprofils (40 x 100 mm) bei Wasserabschreckung sind in nachfolgender Tabelle enthalten:
    Prüfrichtung KlC (MPa √m) R p02 (MPa)
    L-T 50,9 600
    T-L 30,7 554
  • Figur 1 zeigt ein Diagramm zum Darstellen des Festigkeitsverhaltens verschiedener AA 7xxx-Legierungen in Abhängigkeit von der mittleren Abkühlgeschwindigkeit während des Abschreckens von der Lösungsglühtemperatur. Deutlich erkennbar ist in dieser Darstellung, dass der Festigkeitsverlust bei Einsatz der beanspruchten Aluminiumlegierung auch bei niedrigen Abkühlgeschwindigkeiten erheblich geringer ist als bei den Vergleichslegierungen AA 7075, AA 7010 und AA 7050.
  • Die im Rahmen der Beschreibung der Erfindung ermittelten Festigkeitswerte der mit der beanspruchten Legierung hergestellten Produkte/Halbzeuge sind insbesondere hinsichtlich der Spannungs-Riss-Korrosionsbeständigkeit gegenüber Produkten vorbekannter Legierungen erheblich verbessert, was ein Ergebnis darstellt, das in der sich darstellenden Form nicht vorhersehbar war. Interessant sind die dargestellten Ergebnisse auch dahingehend, dass die beschriebenen Festigkeitswerte sich insbesondere bei nur zweistufig durchgeführtem Warmaushärten darstellen lassen.

Claims (13)

  1. Abschreckunempfindliche Aluminiumlegierung zur Herstellung hochfester, eigenspannungsarmer Schmiedestücke und hochfester Strangpress- und Walzprodukte bestehend aus:
    - 7,0 - 10,5 Gew.-% Zink,
    - 1,0 - 2,5 Gew.-% Magnesium,
    - 0,1 - 1,15 Gew.-% Kupfer
    - 0,06 - 0,25 Gew.-% Zirkon,
    - 0,02 - 0,15 Gew.-% Titan,
    - max. 0,5 Gew.-% Mangan,
    - max. 0,6 Gew.-% Silber,
    - max. 0,10 Gew.-% Silizium
    - max. 0,10 Gew.-% Eisen,
    - max. 0,04 Gew.-% Chrom
    - sowie fakultativ eines oder mehrere Elemente der Gruppe Hafnium, Scandium, Strontium und/oder Vanadium mit einem summarischen Gehalt von max. 1,0 Gew.-%
    - sowie fakultativ 0,001 - 0,03 Gew.-% Bor,
    - sowie fakultativ max. 0,2 Gew.-% Cer
    - nebst sonstigen Verunreinigungen mit Anteilen von max. 0,05 Gew.-% pro Element und einem Gesamtanteil von max. 0,15 Gew.-%,
    - Rest: Aluminium,
    - wobei die Summe der Legierungselemente Zink und Magnesium und Kupfer mindestens 9 Gew.-% beträgt und
    - wobei das Zink : Magnesium-Verhältnis der Legierung zwischen 4,4 und 5,3 beträgt.
  2. Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung 1,6 - 1,8 Gew.-% Magnesium und 0,8 - 1,1 Gew.-% Kupfer enthält.
  3. Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Aluminiumlegierung 0,8 - 1,1 Gew.-% Kupfer und 0,3 - 0,5 Gew.-% Mangan enthält.
  4. Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Aluminiumlegierung 0,8 - 1,1 Gew.-% Kupfer und max. 0,03 Gew.-% Mangan enthält.
  5. Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Aluminiumlegierung 0,2 - 0,3 Gew.-% Kupfer und 0,25 - 0,40 Gew.-% Silber enthält.
  6. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Aluminiumlegierung 0,10 - 0,15 Gew.-% Titan enthält.
  7. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung max. 0,30 Gew.-% Scandium und max. 0,2 Gew.-%Vanadium oder Hafnium oder Cer enthält.
  8. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass der Eisen- und Siliziumgehalt jeweils max. 0,08 Gew.-% beträgt.
  9. Verfahren zum Herstellen eines hochfesten, eigenspannungsarmen Halbzeuges aus einer Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8 mit folgenden Schritten:
    - Warmumformen der homogenisierten Barren durch Schmieden, Strangpressen und/oder Walzen im Temperaturbereich von 350 - 440°C;
    - Lösungsglühen des warmumgeformten Halbzeuges bei Temperaturen, die hoch genug sind, um die für die Aushärtung notwendigen Legierungselemente gleichmäßig im Gefüge verteilt in Lösung zu bringen, bevorzugt bei 465 - 500°C;
    - Abschrecken der lösungsgeglühten Halbzeuge in Wasser, in einem Wasser-Glykol-Gemisch oder in einem Salzgemisch mit Temperaturen zwischen 100°C und 170°C;
    - Kaltumformen des abgeschreckten Halbzeuges zur Reduzierung der bei der Abschreckung in dem Abschreckmedium entstandenen Eigenspannungen; und
    - Warmaushärten des abgeschreckten Halbzeuges einstufig oder mehrstufig, wobei Aufheizraten, Haltezeiten und Temperaturen auf die Optimierung der geforderten Werkstoffeigenschaften eingestellt werden.
  10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass der Schritt des Kaltumformens durch Stauchen oder Recken des Halbzeuges durchgeführt wird.
  11. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Kaltumformrate 1 - 5 % beträgt.
  12. Verfahren zum Herstellen eines hochfesten, eigenspannungsarmen Halbzeuges mit einer Vergütungsdicke von 50 - 180 mm aus einer Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8 mit folgenden Schritten:
    - Warmumformen der homogenisierten Barren durch Schmieden, Strangpressen und/oder Walzen im Temperaturbereich von 350 - 440°C;
    - Lösungsglühen des warmumgeformten Halbzeuges bei Temperaturen, die hoch genug sind, um die für die Aushärtung notwendigen Legierungselemente gleichmäßig im Gefüge verteilt in Lösung zu bringen, bevorzugt bei 465 - 500°C;
    - Abschrecken der lösungsgeglühten Halbzeuge in Wasser, in einem Wasser-Glykol-Gemisch oder in einem Salzgemisch mit Temperaturen zwischen 100°C und 170°C; und
    - Warmaushärten des abgeschreckten Halbzeuges einstufig oder mehrstufig, wobei Aufheizraten, Haltezeiten und Temperaturen auf die Optimierung der geforderten Werkstoffeigenschaften eingestellt werden.
  13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass nach dem Schritt der Warmumformung ein Halbzeug mit einer Vergütungsdicke von mehr als 180 mm vorliegt, das vor der nachfolgenden Warmbehandlung im Wege einer Vorzerspanung zerspanend bearbeitet wird, um durch die zerspanende Bearbeitung die Dicke des Halbzeuges soweit zu reduzieren, dass dieses vorbearbeitete Halbzeug eine Vergütungsdicke von 50 - 180 mm aufweist und die anschließende Warmbehandlung den für Halbzeuge einer Vergütungsdicke von 50 - 180 mm entsprechenden Erfordernissen durchgeführt wird.
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