EP4225959B1 - Platte aus einer gewalzten aluminiumlegierung und ein verfahren zur herstellung dieser platte - Google Patents

Platte aus einer gewalzten aluminiumlegierung und ein verfahren zur herstellung dieser platte

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EP4225959B1
EP4225959B1 EP21798573.8A EP21798573A EP4225959B1 EP 4225959 B1 EP4225959 B1 EP 4225959B1 EP 21798573 A EP21798573 A EP 21798573A EP 4225959 B1 EP4225959 B1 EP 4225959B1
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EP
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plate
aluminum alloy
temperature
particles
homogenization
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Thomas Ebner
Stefan Pogatscher
Florian Schmid
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Amag Rolling GmbH
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Definitions

  • the invention relates to a plate made of a rolled aluminium alloy and a method for manufacturing this plate.
  • Plates made from rolled EN AW-6082 aluminum alloy are known. Such plates can achieve a yield strength (R p0,2 ) of around 260 MPa in the T6 condition.
  • the invention therefore aims to improve the strength, in particular the yield strength ( Rp0.2 ), of a plate made of an Al-Mg-Si aluminum alloy. Furthermore, the invention aims to provide a reproducible method for achieving this.
  • the aluminum alloy contains 0.7 to 1.5 wt.% silicon (Si), 0.5 to 1.3 wt.% magnesium (Mg), 0.05 to 0.6 wt.% manganese (Mn), and 0.1 to 0.3 wt.% zirconium (Zr), the conditions for increased strength, particularly at the yield strength (R ⁇ sub>p0.2 ⁇ /sub> ), can be achieved.
  • a special microstructure can be achieved in the plate—namely, a substantially recovered microstructure, i.e., a microstructure with a low proportion of recrystallized grains.
  • the plate exhibits a partially recrystallized microstructure with a recrystallization degree of less than 25%, which can lead to increased strength if, in addition, the non-recrystallized microstructure is in a recovered state and has a mean subgrain size in the rolling direction of less than 10 ⁇ m.
  • comparatively finely dispersed intermetallic Zr-containing particles for example (Al,Si) 3Zr or Al3Zr particles, form in the microstructure. This leads to pinning of the subgrain boundaries, resulting in a comparatively low degree of recrystallization and relatively small subgrain sizes.
  • This particular microstructure of the plate allows for a significant increase in its yield strength (R ⁇ sub>p0,2 ⁇ /sub> ).
  • the aluminum alloy may also optionally contain one or more of the following elements in the following amounts: up to 0.5 wt.% copper (Cu); up to 0.7 wt.% iron (Fe); up to 0.1 wt.% chromium (Cr); up to 0.2 wt.% titanium (Ti); up to 0.5 wt.% zinc (Zn); up to 0.2 wt.% tin (Sn); up to 0.1 wt.% strontium (Sr); up to 0.2 wt.% vanadium (V); up to 0.2 wt.% molybdenum (Mo).
  • the plate is made of a rolled aluminum alloy of the 6xxx series.
  • the degree of recrystallization is lower to achieve a higher proportion of recovered microstructure. This is particularly true when the degree of recrystallization is less than 15%. A degree of recrystallization of less than 5% is advantageous to ensure a high proportion of recovered structure in the microstructure for high strength.
  • the above can be further improved if the mean subgrain size in the rolling direction is less than or equal to 5 ⁇ m.
  • the strength of the plate can be further increased if it is in condition T6, for example condition T651.
  • the plate can, among other things, have a yield strength (R p0,2 ) of greater than 350 MPa.
  • the intermetallic phase of the aluminum alloy contains Zr-containing particles with a mean particle size of no more than 100 nm (nanometers), where the number of Zr-containing particles is greater than or equal to 1 x 106 particles/ mm2 . Based on such a particle size and number, the pinning of the subgrain boundaries can be improved, thus further increasing the proportion of recovered and non-recrystallized microstructure. Furthermore, this can further reduce the mean subgrain size of the recovered microstructure, which can further increase the strength of the plate.
  • the above can be further improved if the mean particle size of the Zr-containing particles is in the range of 30 nm to 100 nm.
  • the number of Zr-containing particles is less than or equal to 100 x 10 6 particles/mm 2 .
  • the number of Zr-containing particles is greater than or equal to 5 x 10 6 particles/mm 2 .
  • the plate is used for mechanical engineering.
  • a substantially recovered microstructure with a comparatively low degree of recrystallization and a comparatively small subgrain size can be reproducibly produced compared to other known methods. This is achieved by first homogenizing at a temperature in the range of 300 °C to 400 °C with a holding time of 0.5 hours or more, followed by a second homogenization at a temperature in the range of 500 °C to 10 °C below the solidus temperature of the aluminum alloy.
  • accelerated cooling can be understood as cooling faster than cooling at room temperature and still air (cf. Friedrich Ostermann, Application Technology Aluminium, 3rd edition, publication year 2014: Cooling after solution annealing).
  • the initial homogenization can be carried out with a holding time of up to 4 days and/or a maximum heating rate of 5 K/min. This allows the number of Zr-containing particles in the microstructure to be further increased.
  • the second homogenization is carried out with a second holding time of greater than or equal to 0.5 hours and up to 24 hours in order to further reduce concentration differences in the microstructure.
  • Hot rolling of the homogenized rolling ingot can be carried out at a temperature that is 5 °C to 100 °C lower than the solidus temperature of the aluminum alloy in order to obtain a preferred deformation structure.
  • Solution annealing of the plate can be carried out at a temperature in the range of 460 °C to 580 °C and with a holding time of 1 minute to 10 hours.
  • cold storage at room temperature can be carried out for a holding time of up to 8 weeks. This can further simplify the process.
  • Heat aging can be carried out at a temperature in the range of 130 °C to 210 °C and for a holding time of 1 to 24 hours to further increase the strength of the plate.
  • the above can be further enhanced if the heat treatment transforms the plate into the T6 state, in particular T651.
  • rolled semi-finished products namely plates A and B, each with a plate thickness of 6 mm (millimeters) made from a respective rolled aluminum alloy, were used.
  • a plate thickness of 4 mm to 150 mm, and in particular 6 mm to 40 mm is conceivable.
  • the alloy of plate A is an EN AW-6082 standard alloy. Starting with this standard alloy EN AW-6082, the alloying elements Si, Mg, and Cu were increased in content. Plate B, in addition to modified Si, Mg, and Cu contents, also has a Zr content and thus represents the embodiment of the invention.
  • the manufacturing process is according to Fig. 1 schematically represented, where these steps, in the aforementioned order, constitute homogenization (H) of a previously cast rolling ingot, hot rolling (WW) of the homogenized rolling ingot into a plate, solution annealing (LG), cold aging (KA), cold forming (R), and hot aging (WA) of the plate.
  • the solid line after Fig. 1 The diagram partially illustrates the process flow for manufacturing plate A and plate B. It is partially illustrated because, during homogenization (H), plate B is first treated according to the dashed line and then further along the solid line. This represents a significant process improvement.
  • Plates A and B subjected to this procedure were examined by means of a tensile test (tensile test according to standard DIN EN 10002-1) with regard to mechanical properties 0.2 % yield strength R p0,2 , tensile strength R m , uniform elongation A g and elongation at break A .
  • Table 1 Mechanical properties of plates A and B in state T6, namely T651 (* in rolling direction) R p0.2 [MPa] ⁇ R p0,2 [MPa] R m [MPa] A [%] Degree of recrystallization [%] Average subgrain size [ ⁇ m]* Zr-containing particles Number [particles/ mm2 ] Medium size [nm] A 289 - 309 19 83.3 - - - B 362 +73 392 15 4.3 5 7.52 x 106 74
  • the degree of recrystallization, the mean subgrain size, and the number and mean size (calculated from the maximum Feret diameters of these Zr-containing particles) of the two plates were determined.
  • the degree of recrystallization was determined using a JEOL 7200F FEG-SEM EBSD detector under the following two conditions: (a) grain-averaged misorientation within a third-order kernel with a step size of 0.6 ⁇ m of less than 0.5°, and (b) average band contrast of The band contrast was determined to be over 70% of the maximum measured value.
  • the values of the Zr-containing particles in plate B were determined using a scanning transmission electron microscope (HAADF images at 17,000x magnification, Talos F200X G2 S-TEM).
  • plate B exhibits significantly increased strength values R ⁇ sub>p0.2 ⁇ /sub> and R ⁇ sub>m ⁇ /sub> in condition T651 compared to plate A.
  • This is not solely due to the increased addition of Si, Mg, and Cu, which primarily leads to an increase in precipitate density and thus to an increase in strength.
  • the strength of plate A is essentially based on precipitates, in particular on ⁇ "-precipitates (Si, Mg) that form during warm aging, in combination with Fe- and/or Mn-containing particles, which stabilize the microstructure at higher temperatures.
  • the significant increase in the 0.2% yield strength (R ⁇ sub>p0.2 ⁇ /sub> ) of plate B to 73 MPa compared to 6082 plate A is primarily due to the hardening effect of Zr, or rather its Al ⁇ sub>3 ⁇ /sub> Zr particles.
  • the microstructure contains an increased amount of Zr-containing particles (Al ⁇ sub>3 ⁇ /sub>Zr), which stabilizes the microstructure region with non-recrystallized deformation structures that form in the microstructure due to hot rolling. Subsequent heat treatments, such as solution annealing at a comparatively high temperature of 570 °C, do not lead to recrystallization, but rather to a recovery of this microstructure region.
  • the intermetallic phase of the aluminum alloy in plate B contains Zr-containing particles with an average particle size of 74 nm.
  • the number of Zr-containing particles is 7.52 x 106 particles/ mm2 .
  • the intermetallic phase of the aluminum alloy in plate A contains exclusively Al(Fe,Mn,Cr)Si particles. These have an average particle size of 101 nm. The number of these Al(Fe,Mn,Cr)Si particles is 1.2 x 106 particles/ mm2 . These particle counts for plate A were determined using scanning electron microscope images (BSE images at 10,000x magnification, JEOL 7200F FEG-SEM).
  • the particles in plate A are therefore not only significantly larger, but their number is also many times lower than that of the Zr-containing particles in plate B, which also contains Al(Fe,Mn,Cr)Si particles.
  • This high quantity of comparatively very small Zr-containing particles in plate B improves subgrain boundaries and can thus increase the proportion of recovered microstructure in the final state, as well as ensure a further reduction in subgrain sizes.
  • the Zr content in the alloy prevents the energy introduced during cold forming (stretching with a 2% degree of deformation) from being eliminated by the subsequent warm aging, as the stabilizing effect of the Zr-containing particles is also effective here.

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Description

    Technisches Gebiet
  • Die Erfindung betrifft eine Platte aus einer gewalzten Aluminiumlegierung und ein Verfahren zur Herstellung dieser Platte.
  • Platten aus einer gewalzten EN AW-6082 Aluminiumlegierung sind bekannt. Derartige Platten können im Zustand T6 eine Streckgrenze (Rp0,2) um die 260 MPa erreichen.
    • Stand der Technik
  • Um bei Platten aus einer gewalzten Al-Mg-Si Aluminiumlegierung ein feineres Korngefüge im rekristallisierten Zustand zu schaffen, ist es bekannt ( EP1614760A1 ), die Legierung mit 0,1 bis 0,4 % Gew.-% Zirkonium (Zr) zu versetzen. Die Streckgrenzen (Rp0,2) der Platten im Zustand T4 mit oder ohne Zr-Gehalt sind im Wesentlichen gleich. Zudem offenbaren CN110629075A und US3642542A Al-Mg-Si Legierungen mit Zirkoniumzusatz.
    • Darstellung der Erfindung
  • Die Erfindung hat sich daher die Aufgabe gestellt, eine Platte aus einer Al-Mg-Si Aluminiumlegierung in der Festigkeit, insbesondere Streckgrenze (Rp0,2), zu verbessern. Zudem ist es die Aufgabe der Erfindung, hierzu ein reproduzierbares Verfahren zu schaffen.
  • Die Erfindung löst die gestellte Aufgabe hinsichtlich der Platte durch die Merkmale des Anspruchs 1.
  • Wenn die Aluminiumlegierung von 0,7 bis 1,5 Gew.-% Silizium (Si), von 0,5 bis 1,3 Gew.-% Magnesium (Mg), von 0,05 bis 0,6 Gew.-% Mangan (Mn), von 0,1 bis 0,3 Gew.-% Zirkonium (Zr) aufweist, können die Voraussetzungen für eine erhöhte Festigkeit vorzugsweise in der Streckgrenze (Rp0,2) geschaffen werden. Mit dieser Komposition kann nämlich unter Berücksichtigung des erhöhten Zr Gehalts im Vergleich mit anderen gewalzten 6xxx Legierungen ein besonderes Gefüge der Platte eingestellt werden - nämlich ein im Wesentlichen erholtes Gefüge, also ein Gefüge mit einem niedrigen Anteil an rekristallisierten Körnern. Dafür weist die Platte ein teilrekristallisiertes Gefüge mit einem Rekristallisationsgrad kleiner 25 % auf, was für eine erhöhte Festigkeit sorgen kann, wenn sich zudem der nicht rekristallisierte Gefügebereich des Gefüges im erholten Zustand befindet und eine mittlere Subkorngröße in Walzrichtung kleiner 10 µm aufweist. So konnte überraschend festgestellt werden, dass aufgrund der Komposition der Aluminiumlegierung mit Zr vergleichsweise fein verteilte intermetallische Zr-haltige Teilchen, beispielsweise (Al,Si)3Zr bzw. Al3Zr Teilchen, im Gefüge ausbilden, was zu einem Pinnen der Subkorngrenzen für einen vergleichsweise niedrigen Rekristallisationsgrad unter Erreichung vergleichsweise kleiner Subkorngrößen führte. Mit dieser besonderen Mikrostruktur bzw. Gefüge der Platte kann die Streckgrenze (Rp0,2) der Platte erheblich gesteigert werden.
  • Die Aluminiumlegierung kann zudem zusätzlich jeweils optional eines oder mehrere der nachfolgend aufgezählten Elemente mit folgendem Gehalt enthalten: bis 0,5 Gew.-% Kupfer (Cu); bis 0,7 Gew.-% Eisen (Fe); bis 0,1 Gew.-% Chrom (Cr); bis 0,2 Gew.-% Titan (Ti); bis 0,5 Gew.-% Zink (Zn); bis 0,2 Gew.-% Zinn (Sn), bis 0,1 Gew.-% Strontium (Sr), bis 0,2 Gew.-% Vanadium (V), bis 0,2 Gew.-% Molybdän (Mo); Vorzugsweise ist die Platte aus einer gewalzten Aluminiumlegierung der 6xxx-Reihe.
  • Vorzugsweise ist der Rekristallisationsgrad geringer, um einen erhöhten Anteil an erholtem Gefüge zu erreichen. Dies insbesondere dann, wenn der Rekristallisationsgrad kleiner 15 % ist. Vorteilhaft ist der Rekristallisationsgrad kleiner 5 %, um einen hohen Anteil an erholter Struktur im Gefüge für hohe Festigkeiten sicherstellen zu können.
  • Vorstehendes kann weiter verbessert werden, wenn die mittlere Subkorngröße in Walzrichtung kleiner gleich 5 µm ist.
  • Die Festigkeit der Platte kann weiter erhöht werden, wenn diese den Zustand T6 aufweist, beispielsweise den Zustand T651.
  • Auf Grundlage des Zustands T6 kann unter anderem die Platte eine Streckgrenze (Rp0,2) von größer 350 MPa aufweisen.
  • Die Platte kann weiter verbessert werden, wenn die Aluminiumlegierung in einem oder mehreren der nachfolgend aufgezählten Elemente weiter abgestimmt wird:
    • Si: Weist die Aluminiumlegierung von 0,9 bis 1,3 Gew.-% Silizium (Si) auf, kann dies die Festigkeit weiter steigern. Insbesondere wenn die Aluminiumlegierung von 1,0 bis 1,2 Gew.-% Silizium (Si) aufweist.
    • Mg: Weist die Aluminiumlegierung von 0,75 bis 0,95 Gew.-%Magnesium (Mg) auf, kann damit ein Optimum an lösbarem Mg in der Aluminiumlegierung erreicht und zudem die Festigkeit durch Mg- und Si-haltigen Phasen weiter erhöht werden.
    • Mn: Mit einem Gehalt von 0,3 bis 0,5 Gew.-% Mangan (Mn) in der Aluminiumlegierung kann der Anteil an Mn als auch Zr enthaltende Teilchen erhöht werden, um die Festigkeit der Platte insbesondere im Zustand T6 weiter zu erhöhen.
    • Zr: Ein weiter erhöhter Gehalt an Zirkonium, nämlich von 0,15 bis 0,25 Gew.-% Zirkonium (Zr), kann die Festigkeit der Platte weiter steigern. Dies beispielsweise in dem Zr die Rekristallisation des Gefüges verbessert hemmt und eine erhöhte Dichte an Teilchen schafft. So konnte durch den erhöhten Zr-Gehalt eine vergleichsweise thermisch stabile Subkorngrenzenhärtung festgestellt werden, deren Aktivität selbst nach einer Wärmebehandlung bis zu 570 °C bestand. Vorstehendes wird weiter verbessert, wenn die Aluminiumlegierung von 0,18 bis 0,22 Gew.-% Zirkonium (Zr) aufweist.
    • Cu: Weist die Aluminiumlegierung von 0,1 bis 0,5 Gew.-% Kupfer (Cu) auf, kann dies die Festigkeit der Platte weiter steigern. Dabei trägt die Obergrenze von 0,5 Gew.-% Kupfer (Cu) dazu bei, die Korrosionsanfälligkeit der Platte gering zu halten.
    • Si+Mg+Cu: Si und Mg (beispielsweise bis zur maximalen Löslichkeit abgestimmt) in Kombination mit Cu kann ganz besonders zur Steigerung der Vol.-Fraktion an Ausscheidungen beitragen.
    • Fe: Zur weiteren Steigerung der Festigkeit kann zudem ein Gehalt von bis zu 0,7 Gew.-% Eisen (Fe) beitragen. Beispielsweise kann der Fe Gehalt mindestens 0,1 Gew.-% betragen.
  • Vorzugsweise weist die intermetallische Phase der Aluminiumlegierung Zr-haltige Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von maximal 100 nm (Nanometer) auf, wobei die Anzahl der Zr-haltigen Teilchen größer gleich 1 x 106 Teilchen/mm2 ist. Auf Grundlage solch einer Teilchengröße und Teilchenanzahl kann das Pinnen der Subkorngrenzen verbessert, und somit der Anteil an erholtem und nicht rekristallisiertem Gefüge weiter erhöht werden. Zudem kann dies die mittlere Subkorngröße des erholten Gefügebereichs weiter verringern, was die Festigkeit der Platte weiter steigern kann.
  • Vorstehendes kann weiter verbessert werden, wenn die mittlere Teilchengröße der Zr-haltigen Teilchen im Bereich von 30 nm bis 100 nm liegt.
  • Auch kann sich als vorteilhaft herausstellen, wenn die Anzahl der Zr-haltigen Teilchen kleiner gleich 100 x 106 Teilchen/mm2 ist.
  • Zudem kann vorteilhaft sein, wenn die Anzahl der Zr-haltigen Teilchen größer gleich 5 x 106 Teilchen/mm2 ist.
  • Nach Anspruch 9 wird die Platte für den Maschinenbau verwendet.
  • Die Erfindung löst die gestellte Aufgabe hinsichtlich des Verfahrens durch die Merkmale des Anspruchs 10.
  • Indem ein mehrstufiges Homogenisieren des Walzbarrens mit anschließendem, beschleunigtem Abkühlen (Abschrecken) auf Raumtemperatur, angewandt wird, kann im Vergleich mit anderen bekannten Verfahren ein im Wesentlichen erholtes Gefüge mit einem vergleichsweise niedrigen Rekristallisationsgrad und mit einer vergleichsweise geringen Subkorngröße reproduzierbar erzeugt werden. Dies in dem ein erstes Homogenisieren bei einer ersten Temperatur im Bereich von 300 °C bis 400 °C mit einer ersten Haltezeit von größer gleich 0,5 Stunden und ein daran anschließendes zweites Homogenisieren bei einer zweiten Temperatur im Bereich von 500 °C bis 10 °C unterhalb einer Solidustemperatur der Aluminiumlegierung, durchgeführt wird.
  • Im Allgemeinen wird erwähnt, dass unter einem beschleunigten Abkühlen (und oftmals als Abschrecken bezeichnet) eine schnellere Abkühlung als eine Abkühlung bei Raumtemperatur und ruhender Luft verstanden werden kann (vgl. Friedrich Ostermann, Anwendungstechnologie Aluminium, 3. Auflage, Erscheinungsjahr 2014: Abkühlen nach dem Lösungsglühen).
  • Vorzugsweise kann das erste Homogenisieren mit einer ersten Haltezeit von bis zu 4 Tagen und/oder einer maximalen Aufheizrate von 5 K/min erfolgen. Damit kann die Anzahl an Zr-haltigen Teilchen im Gefüge weiter erhöht werden.
  • Vorzugsweise erfolgt das zweite Homogenisieren mit einer zweiten Haltezeit von größer gleich 0,5 Stunden und bis zu 24 Stunden, um Konzentrationsunterschiede im Gefüge weiter zu verringern.
  • Das Warmwalzen des homogenisierten Walzbarrens kann bei einer Temperatur, die um 5 °C bis 100 °C geringer als die Solidustemperatur der Aluminiumlegierung ist, erfolgen, um eine präferierte Verformungsstruktur zu erhalten.
  • Das Lösungsglühen der Platte kann bei einer Temperatur im Bereich von 460 °C bis 580 °C und mit einer Haltezeit von 1 Minute bis 10 Stunden erfolgen.
  • Im Allgemeinen wird erwähnt, dass durch das Lösungsglühen eine möglichst vollständige Lösung der an der Aushärtung beteiligten Legierungselemente erreicht werden kann (vgl. Friedrich Ostermann, Anwendungstechnologie Aluminium, 3. Auflage, Erscheinungsjahr 2014, ISBN 987-3-662-43806-0, Seite 175)
  • Beispielsweise kann das Kaltauslagern bei Raumtemperatur mit einer Haltezeit von bis zu 8 Wochen erfolgen. Dies kann zur weiteren Vereinfachung des Verfahrens beitragen.
  • Das Warmauslagern kann bei einer Temperatur im Bereich 130 °C bis 210 °C und über eine Haltezeit von 1 bis 24 Stunden erfolgen, um die Festigkeit der Platte weiter zu steigern.
  • Vorstehendes kann weiter gesteigert werden, wenn die Wärmebehandlung die Platte in den Zustand T6, insbesondere T651, überführt.
  • Zum Nachweis der erzielten Effekte wurden gewalzte Halbzeuge, nämlich Platten A und B, mit jeweils einer Plattendicke 6 mm (Millimeter) aus einer jeweiligen gewalzten Aluminiumlegierungen
    Platte Si Gew.-% Mg Gew.-% Cu Gew.-% Mn Gew.-% Fe Gew.-% Zr Gew.-% Solidustemperatur °C
    A 0,90 0,61 0,07 0,40 0,32 - 594
    B 1,07 0,81 0,30 0,41 0,36 0,21 578
    und als Rest Aluminium sowie herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen mit jeweils maximal 0,05 Gew.-% und gesamt höchstens 0,15 Gew.-% hergestellt. Im Allgemeinen ist für eine Platte eine Plattendicke von 4 mm bis 150 mm, insbesondere von 6 mm bis 40 mm, denkbar.
  • Die Legierung der Platte A ist eine EN AW-6082 Standardlegierung. Von dieser Standardlegierung EN AW-6082 ausgehend wurden die Legierungselemente Si, Mg und Cu im Gehalt erhöht. Die Platte B weist neben veränderten Si, Mg, Cu Gehalten zudem auch einen Zr Gehalt auf und stellt somit die erfindungsgemäße Ausführungsform dar.
  • Das Herstellverfahren ist nach Fig. 1 schematisch dargestellt, wobei diese in genannter Reihenfolge ein Homogenisieren (H) eines zuvor gegossenen Walzbarrens, ein Warmwalzen (WW) des homogenisierten Walzbarrens zu einer Platte, ein Lösungsglühen (LG), Kaltauslagern (KA), Kaltverformen (R) und Warmauslagern (WA) der Platte darstellt. Die durchgezogene Linie nach Fig. 1 zeigt den Verfahrensablauf zur Herstellung der Platte A und der Platte B teilweise. Teilweise dahin gehend, da Platte B beim Homogenisieren (H) zunächst nach der strichlierten Linie und dann weiter nach der durchgezogenen Linie behandelt wird. Dies stellt eine besondere Verfahrensverbesserung dar.
  • Die Platten A und B wurden nun folgenden Verfahrensschritten in genannter Reihenfolge unterworfen, wobei der Walzbarren für die Platte A eine andere Homogenisierung durchläuft, als dies bei dem Walzbarren für die Platte B der Fall ist:
    1. a. Homogenisieren (H) eines gegossenen Walzbarrens:
      • Walzbarren für die Platte A: einstufiges Homogenisieren (H2) bei einer Temperatur 550 °C (Grad Celsius) während einer Haltezeit von 2 h (Stunden) und einer Aufheizrate von 1 K/min (Kelvin/Minute);
      • Walzbarren für die Platte B: zweistufiges Homogenisieren mit einem ersten Homogenisieren (H1) bei 350 °C während einer Haltezeit von 16 h und einer Aufheizrate von 1 K/min und mit einem zweiten Homogenisieren (H2) bei 550 °C während einer Haltezeit von 2 h, und einer Aufheizrate von 1 K/min, wobei das zweite Homogenisieren (H2) an das erste Homogenisieren (H1) direkt anschließt, wie in Fig. 1 zu erkennen ist.
    2. b. Warmwalzen (WW) des homogenisierten Walzbarrens bei einer Temperatur von 540 °C zu einer Platte, ausgehend von einer Ausgangsdicke von 40 mm (Millimeter) auf 6 mm;
    3. c. Lösungsglühen (LG) der Platte bei einer Temperatur 570 °C über eine Haltezeit von 20 min (Minuten) mit anschließendem, beschleunigtem Abkühlen unter Wasserabschreckung auf Raumtemperatur von 20 °C (RT);
    4. d. Kaltauslagern (KA) der Platte mit einer Haltezeit von 14 Tagen und anschließendem Kaltumformen durch Recken der Platte mit einem Verformungsgrad von 2 %;
    5. e. Warmauslagern (WA) der Platte bei einer Temperatur von 160 °C über eine Haltezeit von 14 h;
  • Die diesem Verfahren unterworfenen Platten A und B wurden mittels Zugversuchs (Zugprüfung laut Norm DIN EN 10002-1) hinsichtlich mechanischer Kennwerte 0,2 %-Dehngrenze Rp0,2, Zugfestigkeit Rm, Gleichmaßdehnung Ag und Bruchdehnung A untersucht. Tabelle 1: Mechanische Kennwerte der Platten A und B im Zustand T6, nämlich T651 (* in Walzrichtung)
    Rp0,2 [MPa] Δ Rp0,2 [MPa] Rm [MPa] A [%] Rekristallisationsgrad [%] Mittlere Subkorngröße [µm]* Zr-haltige Teilchen
    Anzahl [Teilchen/mm2] Mittlere Größe [nm]
    A 289 - 309 19 83,3 - - -
    B 362 +73 392 15 4,3 5 7,52x106 74
  • Zudem wurden von den beiden Platten, der Rekristallisationsgrad, die mittlere Subkorngröße sowie von den Zr-haltigen Teilchen im Gefüge die Anzahl und die mittlere Größe (die sich aus den maximalen Feret-Durchmessern dieser Zr-haltigen Teilchen errechnet) bestimmt. Der Rekristallisationsgrad wurde mithilfe eines JEOL 7200F FEG-SEM EBSD-Detektors unter Zuhilfenahme der beiden Bedingungen (a) über ein Korn gemittelte Misorientierung innerhalb eines Kernels der 3. Ordnung mit einer Schrittweite von 0,6 µm von unter 0,5° und (b) durchschnittlicher Bandkontrast von über 70 % vom maximalen, gemessenen Bandkontrast bestimmt. Die Werte der Zr-haltigen Teilchen der Platte B wurden mithilfe eines Rastertransmissionselektronenmikroskops (HAADF-Aufnahmen bei 17.000x Vergrößerung, Talos F200X G2 S-TEM) bestimmt.
  • Wie der Tabelle 1 zu entnehmen, weist die Platte B im Vergleich mit der Platte A, deutlich erhöhte Festigkeitswerte Rp0,2 und Rm im Zustand T651 auf. Dies begründet sich jedoch nicht ausschließlich durch die erhöhte Zugabe von Si, Mg und Cu, was vornehmlich zu einer Steigerung der Ausscheidungsdichte und damit zu einer Festigkeitssteigerung führt. So beruht die Festigkeit der Platte A im Wesentlichen auf Ausscheidungen, insbesondere auf sich während einer Warmauslagerung bildende β"-Ausscheidungen (Si, Mg), in Kombination mit Fe- und/oder Mn-haltigen Teilchen, die das Gefüge bei höheren Temperaturen stabilisieren.
  • Im Gegensatz dazu kommt der deutliche Anstieg der 0,2-%-Dehngrenze (Rp0,2) der Platte B von 73 MPa im Vergleich mit der 6082-Platte A im Wesentlichen durch den härtesteigernden Effekt von Zr, bzw. dessen Teilchen Al3Zr zustande. So findet sich im Gefüge eine erhöhte Menge an Zr-haltigen Teilchen (Al3Zr), was den Gefügebereich mit nicht rekristallisierten Verformungsstruktur, die sich im Gefüge aufgrund des Warmwalzens bilden, stabilisiert. Nachfolgende Wärmebehandlungen, beispielsweise das Lösungsglühen bei einer vergleichsweise hohen Temperatur von 570 °C, führen im Wesentlichen zu keiner Rekristallisierung, sondern zu einer Erholung dieses Gefügebereichs, was unter Berücksichtigung der geringen mittleren Subkorngröße von 5 µm in Walzrichtung eine deutlich erhöhte Festigkeit bewirkt, als dies allein durch Zugabe von Si, Mg und Cu erreicht werden könnte. Der Festigkeitszuwachs der Platte B gegenüber der Platte A ist zudem auch in der Fig. 2 zu erkennen.
  • Untersuchungen der Teilchen zeigen ebenso erhebliche Unterschiede im Gefüge.
  • So weist die intermetallische Phase der Aluminiumlegierung der Platte B Zr-haltige Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von 74 nm auf. Die Anzahl der Zr-haltigen Teilchen liegt bei 7,52 x 106 Teilchen/mm2.
  • Im Vergleich dazu finden sich in der intermetallischen Phase der Aluminiumlegierung der Platte A ausschließlich Al(Fe,Mn,Cr)Si-haltige Teilchen. Diese weisen eine mittlere Teilchengröße von 101 nm auf. Die Anzahl dieser Al(Fe,Mn,Cr)Si-haltigen Teilchen liegt bei 1,2x106 Teilchen/mm2. Diese Teilchen-Werte der Platte A wurden mithilfe von Aufnahmen eines Rasterelektronenmikroskops (BSE-Aufnahmen bei 10.000 facher Vergrößerung, JEOL 7200F FEG-SEM) bestimmt.
  • Die Teilchen der Platte A sind daher nicht nur deutlich größer, deren Anzahl ist auch um ein Vielfaches geringer als dies für die Zr-haltige Teilchen der Platte B gilt, die zudem auch noch diese Al(Fe,Mn,Cr)Si-haltige Teilchen aufweist. Diese hohe Menge an vergleichsweise kleinsten Zr-haltige Teilchen der Platte B pinnt Subkorngrenzen verbessert und kann damit den Anteil an erholten Gefüge im Endzustand erhöhen sowie die eine weiter verringerte Subkorngrößen sicherstellen.
  • Diese Effekte führen zu einer besonders mechanisch standfesten Platte, zur Verwendung im Werkzeugbau.
  • Zudem konnte festgestellt werden, dass durch den Zr Gehalt in der Legierung die eingebrachte Energie beim Kaltumformen (Recken mit 2 % Verformungsgrad) durch das anschließende Warmauslagern nicht ausgelöscht wird, da auch hier der stabilisierende Effekt der Zr-haltigen Teilchen wirksam ist.
  • Im Allgemeinen wird festgehalten, dass "insbesondere" als "more particularly" ins Englische übersetzt werden kann. Ein Merkmal, dem "insbesondere" oder auch "gegebenenfalls, vorangestellt ist, ist als fakultatives Merkmal zu betrachten, das weggelassen werden kann, und stellt damit keine Einschränkung, beispielsweise der Ansprüche, dar. Das gleiche gilt für "vorzugsweise", ins Englische übersetzt als "preferably".

Claims (16)

  1. Platte aus einer gewalzten Aluminiumlegierung mit folgenden Legierungsbestandteilen: von 0,7 bis 1,5 Gew.-% Silizium (Si), von 0,5 bis 1,3 Gew.-% Magnesium (Mg) von 0,05 bis 0,6 Gew.-% Mangan (Mn), von 0,1 bis 0,3 Gew.-% Zirkonium (Zr),
    jeweils optional bis 0,5 Gew.-% Kupfer (Cu), bis 0,7 Gew.-% Eisen (Fe), bis 0,1 Gew.-% Chrom (Cr), bis 0,2 Gew.-% Titan (Ti), bis 0,5 Gew.-% Zink (Zn), bis 0,2 Gew.-% Zinn (Sn), bis 0,1 Gew.-% Strontium (Sr), bis 0,2 Gew.-% Vanadium (V), bis 0,2 Gew.-% Molybdän (Mo)
    und als Rest Aluminium sowie herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen mit jeweils maximal 0,05 Gew.-% und gesamt höchstens 0,15 Gew.-%,
    dadurch gekennzeichnet, dass die Platte ein teilrekristallisiertes Gefüge mit einem Rekristallisationsgrad kleiner 25 % aufweist, wobei der nicht rekristallisierte Gefügebereich des Gefüges sich im erholten Zustand befindet und eine mittlere Subkorngröße in Walzrichtung kleiner 10 µm aufweist, wobei die mittlere Subkorngröße nach der in der Beschreibung angegebenen Methode ermittelt wird.
  2. Platte nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Rekristallisationsgrad kleiner 15 %, insbesondere kleiner 5 %, ist.
  3. Platte nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die mittlere Subkorngröße in Walzrichtung kleiner gleich 5 µm ist.
  4. Platte nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Platte den Zustand T6, insbesondere T651, aufweist.
  5. Platte nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Platte eine Streckgrenze (Rp0,2) von größer 350 MPa aufweist.
  6. Platte nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass die gewalzte Aluminiumlegierung
    von 0,9 bis 1,3 Gew.-%, insbesondere von 1,0 bis 1,2 Gew.-%, Silizium (Si) und/oder
    von 0,75 bis 0,95 Gew.-% Magnesium (Mg) und/oder
    von 0,3 bis 0,5 Gew.-% Mangan (Mn) und/oder
    von 0,15 bis 0,25 Gew.-%, insbesondere von 0,18 bis 0,22 Gew.-%, Zirkonium (Zr)
    und/oder
    von 0,1 bis 0,5 Gew.-% Kupfer (Cu) und/oder
    bis 0,5 Gew.-% Eisen (Fe)
    aufweist.
  7. Platte nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass die intermetallische Phase der Aluminiumlegierung Zr-haltige Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von maximal 100 nm aufweist, wobei die Anzahl der Zr-haltigen Teilchen größer gleich 1 x 106 Teilchen/mm2 insbesondere größer gleich 5 x 106 Teilchen/mm2, ist, wobei die mittlere Teilchengröße und die Anzahl der Zr-haltigen Teilchen nach der in der Beschreibung angegebenen Methode ermittelt werden.
  8. Platte nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass die mittlere Teilchengröße der Zr-haltigen Teilchen im Bereich von 30 nm bis 100 nm liegt und/oder dass die Anzahl der Zr-haltigen Teilchen kleiner gleich 100 x 106 Teilchen/mm2 ist und/oder dass die Anzahl der Zr-haltigen Teilchen größer gleich 5 x 106 Teilchen/mm2 ist.
  9. Verwendung einer Platte nach einem der Ansprüche 1 bis 8 für den Maschinenbau.
  10. Verfahren zur Herstellung einer Platte nach einem der Ansprüche 1 bis 8, wobei das Verfahren folgende Schritte in der angegebenen Reihenfolge umfasst:
    Gießen eines Walzbarrens mit der Aluminiumlegierung,
    mehrstufiges Homogenisieren des Walzbarrens mit anschließendem, beschleu-
    nigtem Abkühlen auf Raumtemperatur, wobei das mehrstufige Homogenisieren wenigstens
    ein erstes Homogenisieren bei einer ersten Temperatur im Bereich von 300 °C bis 400 °C mit einer ersten Haltezeit von größer gleich 0,5 Stunden und
    ein daran anschließendes zweites Homogenisieren bei einer zweiten Temperatur im Bereich von 500 °C bis 10 °C unterhalb einer Solidustemperatur der Aluminiumlegierung, umfasst,
    Warmwalzen des homogenisierten Walzbarrens zu der Platte und nachfolgender Wärmebehandlung, umfassend
    Lösungsglühen der Platte mit anschließendem, beschleunigtem Abkühlen auf Raumtemperatur,
    Kaltauslagern der lösungsgeglühten Platte, gegebenenfalls mit einer Kaltverformung mit einem Verformungsgrad im Bereich zwischen 0,5 und 10 %, und nachfolgendes Warmauslagern der Platte.
  11. Verfahren nach Anspruch 10, wobei
    das erste Homogenisieren mit einer ersten Haltezeit von bis zu 4 Tagen und/oder einer maximalen Aufheizrate von 5 K/min erfolgt und/oder dass
    das zweite Homogenisieren mit einer zweiten Haltezeit von größer gleich 0,5 Stunden und bis zu 24 Stunden erfolgt.
  12. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 11, wobei das Warmwalzen des homogenisierten Walzbarrens bei einer Temperatur, die um 5 °C bis 100 °C geringer als die Solidustemperatur der Aluminiumlegierung ist, erfolgt.
  13. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 12, wobei das Lösungsglühen der Platte bei einer Temperatur im Bereich von 460 °C bis 580 °C erfolgt und mit einer Haltezeit von 1 Minute bis 10 Stunden erfolgt.
  14. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 13, wobei das Kaltauslagern bei Raumtemperatur mit einer Haltezeit von bis zu 8 Wochen erfolgt.
  15. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 14, wobei das Warmauslagern bei einer Temperatur im Bereich 130 °C bis 210 °C und über eine Haltezeit von 1 bis 24 Stunden erfolgt.
  16. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 15, wobei die Wärmebehandlung die Platte in den Zustand T6, insbesondere T651, überführt.
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