NO122456B

NO122456B -

Info

Publication number: NO122456B
Application number: NO0262/68A
Authority: NO
Inventors: J Winter; A Goldman; W Setzer
Original assignee: Olin Mathieson
Priority date: 1967-01-23
Filing date: 1968-01-22
Publication date: 1971-06-28
Also published as: DE1608766B2; SE407947B; JPS512049B1; DE1608766A1; GB1192281A; CH509412A; US3490955A; FR1562063A; DE1608766C3; NL6800952A

Description

Fremgangsmåte for fremstilling av aluminium-legeringer Process for the production of aluminum alloys

med stor styrke. with great strength.

Oppfinnelsen angår en fremgangsmåte for fremstilling av aluminiumlegeringer med stor styrke. Nærmere bestemt angår oppfinnelsen en fremgangsmåte for fremstilling av aluminiumlegeringer som har en betydelig større styrke enn konvensjonelle legeringer, selv når de utsettes for kraftig koldbearbeidelse. Oppfinnelsen angår også legeringer fremstilt ved hjelp av fremgangsmåten. The invention relates to a method for producing aluminum alloys with great strength. More specifically, the invention relates to a method for producing aluminum alloys which have a significantly greater strength than conventional alloys, even when they are subjected to severe cold working. The invention also relates to alloys produced using the method.

Det er selvsagt meget ønskelig å oppnå en optimal styrke It is of course highly desirable to achieve an optimal strength

i aluminiumlegeringer, særlig i vanlige, billige og kommersielt lett tilgjengelige aluminiumlegeringer. Det kjennes forskjellige prosesser for å øke styrken av aluminiumlegeringer. Disse proses- in aluminum alloys, particularly in common, cheap and commercially readily available aluminum alloys. Various processes are known to increase the strength of aluminum alloys. These processes

ser er ofte kostbare og tungvinte, eller de omfatter mange pro-sesstrinn, hvilket er kostbart og tungvint. Dessuten er konvensjo- are often expensive and cumbersome, or they include many process steps, which is expensive and cumbersome. Moreover, conventional

nelle prosesser ofte karakterisert ved at de omfatter betingelser som må overholdes meget omhyggelig, hvorved prosessen lar seg vans-kelig gjennomføre i kommersiell målestokk. Ennvidere er prosesser for økning av styrken av aluminiumlegeringer ofte selektivt basert på spesielle legeringsbestanddeler og kan sjeldent brukes for et vidt sammensetningsområde av aluminiumlegeringer. nal processes often characterized by the fact that they include conditions that must be observed very carefully, whereby the process is difficult to carry out on a commercial scale. Furthermore, processes for increasing the strength of aluminum alloys are often selectively based on particular alloy constituents and can rarely be used for a wide compositional range of aluminum alloys.

I tillegg til det som er nevnt ovenfor, er prosesser for økning av styrken av aluminiumlegeringer ofte lite tilfredsstil-lende når det gjelder den oppnådde bruddfasthet. I tillegg der- In addition to what has been mentioned above, processes for increasing the strength of aluminum alloys are often unsatisfactory in terms of the achieved fracture toughness. In addition there-

til øker konvensjonelle prosesser ofte styrken av aluminiumlegeringer på bekostning av andre fysikalske egenskaper, og forbedrer en egenskap under samtidig forringelse av en annen egenskap. to conventional processes often increase the strength of aluminum alloys at the expense of other physical properties, improving one property while simultaneously degrading another property.

Tre standard metoder for å forbedre fysikalske egenskaper av legeringer består i å legere dem, å koldbearbeide dem, og i virkningen av annen faseutskilling. Hver av dem virker forrin-gende på andre mekaniske eller fysikalske egenskaper. F.eks. er legeringsprosessen alltid forbundet med en minsking av ledningsevnen, koldbearbeidelsen minsker duktiliteten eller forlengelsen, og ut-skillingsherdningen minsker seigheten og øker kjervfølsomheten og nedsetter korrosjonsmotstanden. Hver av dem har også andre skade-lige virkninger. Three standard methods for improving the physical properties of alloys are alloying them, cold working them, and the effect of other phase separations. Each of them has a deteriorating effect on other mechanical or physical properties. E.g. the alloying process is always associated with a reduction in conductivity, the cold working reduces the ductility or elongation, and the precipitation hardening reduces the toughness and increases the notch sensitivity and reduces the corrosion resistance. Each of them also has other harmful effects.

Foreliggende oppfinnelse har således som formål å tilveiebringe en fremgangsmåte for fremstilling av aluminiumlegeringer med stor styrke. The purpose of the present invention is thus to provide a method for the production of aluminum alloys with great strength.

Et annet formål er å tilveiebringe en forbedret legering og fremgangsmåte som er billig og bekvem og som lett lar seg gjen-nomføre i kommersiell målestokk. Another object is to provide an improved alloy and process which is cheap and convenient and which can easily be carried out on a commercial scale.

Et ytterligere formål, er å tilveiebringe en forbedret legering og fremgangsmåte som oppnår meget forbedrede styrkeegenskaper uten større tap av ønskede fysikalske egenskaper, f.eks. elektriske egenskaper og den ønskede finish. A further object is to provide an improved alloy and method which achieves greatly improved strength properties without major loss of desired physical properties, e.g. electrical properties and the desired finish.

Disse og andre fordeler og formål ved oppfinnelsen vil fremgå av den følgende beskrivelse. These and other advantages and purposes of the invention will be apparent from the following description.

I overensstemmelse med det foran anførte går fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen ut på fremstilling av aluminiumlegeringer med stor styrke inneholdende 0,05-1,0% jern, 0,05-1,0% silisium, In accordance with the foregoing, the method according to the invention involves the production of high-strength aluminum alloys containing 0.05-1.0% iron, 0.05-1.0% silicon,

i det minste ett materiale valgt fra gruppen bestående av 0-10,0% magnesium, 0-3% mangan, 0-1,0% kobber, 0-0,5% krom, 0-0,5% sink, 0-0,5% zirkonium, 0-0,5% titan, 0-0,1% bor, mindre enn 0,5% av hvert av andre elementer, tilsammen mindre enn 1,5%, mens resten er aluminium, og fremgangsmåten er karakterisert ved at A) nevnte at least one material selected from the group consisting of 0-10.0% magnesium, 0-3% manganese, 0-1.0% copper, 0-0.5% chromium, 0-0.5% zinc, 0- 0.5% zirconium, 0-0.5% titanium, 0-0.1% boron, less than 0.5% of each of the other elements, together less than 1.5%, while the rest is aluminum, and the process is characterized by A) mentioned

legering bearbeides ved en temperatur under 232°C med en samlet tverrsnittsreduksjon på over 20%, B) legeringen holdes ved en temperatur fra 121°C til 343°C i en tid som ikke er lengre enn bestemt av følgende formel: T (8,95 + log t) = 5700, hvor T er temperaturen i Kelvin-grader og t er den maksimale tid i minutter ved temperaturen T, hvorved oppnås at det ikke skjer noen rekrystallisering i grunnmassen og at det oppstår et mindre tap i flytegrense og strekkstyrke enn 10%, og C) trinn B) gjentas. alloy is processed at a temperature below 232°C with a total cross-sectional reduction of more than 20%, B) the alloy is held at a temperature from 121°C to 343°C for a time not longer than determined by the following formula: T (8, 95 + log t) = 5700, where T is the temperature in Kelvin degrees and t is the maximum time in minutes at the temperature T, whereby it is achieved that no recrystallization occurs in the base mass and that there is a smaller loss in yield strength and tensile strength than 10%, and C) step B) is repeated.

Fortrinnsvis gjentas trinn A) og B) en eller flere Preferably, steps A) and B) are repeated one or more times

ganger. Før bearbeideIsestrinnet (A) homogeniseres materialet fordelaktig ved en temperatur over 455°C i minst 4 timer. Det er også særlig fordelaktig å kjøle materialet etter homogeniseringstrinnet hurtig til under 232°C. times. Before processing the ice step (A), the material is advantageously homogenized at a temperature above 455°C for at least 4 hours. It is also particularly advantageous to cool the material after the homogenization step quickly to below 232°C.

I henhold til oppfinnelsen er det funnet at den ovennevn- According to the invention, it has been found that the above-mentioned

te prosess resulterer i en overraskende forbedring av styrken selv i vanlige aluminiumlegeringer, og selv ved innføring av varmebe-handlinger etter >en kraftig koldbearbeidelse. F.eks. kan man re-produserbart oppnå strekkstyrker på over 3720 kg/cm 2 for aluminiumlegeringen 3003, over 3160 kg/cm 2 for aluminiumlegeringen 5005, over 2460 kg/cm 2 for aluminiumlegeringen 1100 og over 2460 te process results in a surprising improvement in strength even in ordinary aluminum alloys, and even when heat treatments are introduced after >a strong cold working. E.g. can reproducibly achieve tensile strengths of over 3720 kg/cm 2 for aluminum alloy 3003, over 3160 kg/cm 2 for aluminum alloy 5005, over 2460 kg/cm 2 for aluminum alloy 1100 and over 2460

kg/cm 2 for aluminium av EC-kvalitet. De ovenfor angitte legerings-tall representerer benevnelser av Aluminum Association. Dette er særlig overraskende da varmebehandlingen etter koldbearbeidelsen forårsaker normalt en betydelig minsking av flytegrensen og strekkstyrken, mens den øker duktiliteten. kg/cm 2 for aluminum of EC quality. The alloy numbers given above represent designations by the Aluminum Association. This is particularly surprising as the heat treatment after cold working normally causes a significant reduction in yield strength and tensile strength, while increasing ductility.

Foreliggende oppfinnelse kan generelt anvendes på et The present invention can generally be applied to a

vidt område av aluminiumlegeringer og på meget rent aluminium, wide range of aluminum alloys and on very pure aluminium,

og det oppnåes betydelige forbedringer med alle disse materialer. Det foretrekkes imidlertid at aluminiumlegeringen inneholder mind- and significant improvements are achieved with all these materials. However, it is preferred that the aluminum alloy contains min-

re enn 99,5% aluminium og at visse tilleggselementer er tilstede i legeringen. I det følgende angis de tillatte og foretrukne mengder av tilleggselementer i vektprosent: silisium fra 0,05 til 1,0%, fortrinnsvis fra 0,3 til 0,7%, jern fra 0,05 til 1,0%, fortrinnsvis fra 0,4 til 0,8%. I tillegg til jern og silisium må legeringen inneholde i det minste ett av de følgende materialer: kobber fra 0 til 1,0%, fortrinnsvis fra 0,1 til 0,3%, mangan fra 0 til 3,0%, fortrinnsvis fra 0 til 1,6%, magnesium fra 0 til 10,0%, fortrinns- re than 99.5% aluminum and that certain additional elements are present in the alloy. In the following, the permitted and preferred amounts of additional elements are indicated in percentage by weight: silicon from 0.05 to 1.0%, preferably from 0.3 to 0.7%, iron from 0.05 to 1.0%, preferably from 0 .4 to 0.8%. In addition to iron and silicon, the alloy must contain at least one of the following materials: copper from 0 to 1.0%, preferably from 0.1 to 0.3%, manganese from 0 to 3.0%, preferably from 0 to 1.6%, magnesium from 0 to 10.0%, preferential

vis fra O til 5,0 %, krom fra O til 0,5 %, fortrinnsvis fra O til 0,2 %, sink fra 0 til 0,5 %, fortrinnsvis fra 0 til 0,3 %, zirkoni- vis from 0 to 5.0%, chromium from 0 to 0.5%, preferably from 0 to 0.2%, zinc from 0 to 0.5%, preferably from 0 to 0.3%, zirconium

uiti fra O til 0,5 %, fortrinnsvis O til 0,3 %, bor fra O til 0,1 %, fortrinnsvis fra O til 0,05 %, titan fra O til 0,5 %, fortrinns- uiti from 0 to 0.5%, preferably 0 to 0.3%, boron from 0 to 0.1%, preferably from 0 to 0.05%, titanium from 0 to 0.5%, preferably

vis fra O til 0,2 %, andre elementer, hvert mindre enn 0,5 %, tilsammen mindre enn 1,5 %, fortrinnsvis hvert av dem mindre enn 0,05 %, tilsammen mindre enn 0,15 %. Særlig foretrukne legeringer omfatter aluminiumlegeringer 5005, 3003, 1100, aluminium av EC-kvalitet, høyrent aluminium osv. De foretrukne legeringer hører generelt til 1000-rekken, 3000-rekken og 5000-rekken. show from 0 to 0.2%, other elements, each less than 0.5%, together less than 1.5%, preferably each less than 0.05%, together less than 0.15%. Particularly preferred alloys include aluminum alloys 5005, 3003, 1100, EC grade aluminum, high purity aluminum, etc. The preferred alloys generally belong to the 1000 series, 3000 series and 5000 series.

I henhold til oppfinnelsen kan aluminiumlegeringene stø- According to the invention, the aluminum alloys can withstand

pes på hvilken som helst ønsket måte. Den særlige støpningsmetode er ikke kritisk og man kan bruke hvilken som helst kommersiell stø-pemetode, f.eks. direkte kokillestøpning eller støpning i tippba- pes in any desired way. The particular casting method is not critical and any commercial casting method can be used, e.g. direct mold casting or casting in tipping ba-

re kokiller. Legeringene kan også varmvalses til plater på konven-sjonell måte. Etter støpningen foretrekkes ifølge oppfinnelsen å gjennomføre en homogeniserings- eller oppløsningsbehandling. Denne oppløsningsbehandling bør utføres ved en temperatur på over 455°C re molds. The alloys can also be hot-rolled into sheets in a conventional manner. After casting, according to the invention, it is preferred to carry out a homogenization or dissolution treatment. This dissolution treatment should be carried out at a temperature above 455°C

og fortrinnsvis over 510°C, og blokken bør holdes ved denne temperatur i minst 4 timer. Etter oppløsningstrinnet bør blokken hurtig kjøles til under 232°C og fortrinnsvis kjøles hurtig til under 121°C med en hastighet på over 205°C pr. time. and preferably above 510°C, and the block should be kept at this temperature for at least 4 hours. After the dissolution step, the block should be rapidly cooled to below 232°C and preferably rapidly cooled to below 121°C at a rate in excess of 205°C per second. hour.

I henhold til oppfinnelsen kan om ønsket oppløsningstrin- According to the invention, if desired, the dissolution step can

net kombineres med støpningsprosessen, dvs. at materialet under støpningsprosessen kan holdes ved den nødvendige temperatur i den nødvendige tid, etterfulgt av en hurtig kjøling. net is combined with the casting process, i.e. the material during the casting process can be kept at the required temperature for the required time, followed by rapid cooling.

Formålet med oppløsningstrinnet er som følger: når aluminiumlegeringen inneholder de ovenfor nevnte legeringsbestandde- The purpose of the dissolution step is as follows: when the aluminum alloy contains the above-mentioned alloy constituents-

ler bringer oppløsningstrinnet etterfulgt av hurtig kjøling, en meget stor mengde av disse materialer i oppløsning. Således befin- clay, the dissolution step followed by rapid cooling brings a very large amount of these materials into solution. Thus find-

ner seg de oppløselige elementer eller legeringsbestanddeler i fast oppløsning, fortrinnsvis i maksimal grad, i aluminiumgrunn-massen. Dette er som nevnt ovenfor, den foretrukne metode. the soluble elements or alloy constituents settle in solid solution, preferably to the maximum extent, in the aluminum base mass. As mentioned above, this is the preferred method.

I henhold til oppfinnelsen utgjør det neste trinn den kritiske bearbeidelsesoperasjon. Den foretrukne bearbeidelses- According to the invention, the next step constitutes the critical processing operation. The preferred processing

art er naturligvis valsing, og beskrivelsen vil bli særlig rettet på denne bearbeidelsesart. Det bør imidlertid forståes at andre bearbeidelsesmåter kan tas i bruk,, særlig i senere trinn, såsom trekking, senkesmiing osv. type is naturally rolling, and the description will be particularly directed at this type of processing. However, it should be understood that other processing methods can be used, especially in later stages, such as drawing, drop forging, etc.

Materialet bearbeides eller valses ved en temperatur The material is processed or rolled at a temperature

under 232°C med en samlet tverrsnittsreduksjon på over 20 %. Det foretrekkes å valse ved en temperatur under 93°C. Materialet kan valses én eller flere ganger, idet graden av tverrsnittsreduksjon pr. valsing ikke er kritisk. Det foretrekkes generelt å utføre flere små tverrsnittsreduksjoner istedenfor en stor tverrsnittsre-duks jon. Hver valsing bør generelt gi minst en 15 % tverrsnittsre-duks jon. Det kan utføres store tverrsnittsreduksjoner, f.eks. kan man om ønsket utføre tverrsnittsreduksjoner på over 99 %, dvs. til trådform. Uttrykket "tverrsnittsreduksjon" betyr i beskrivelsen below 232°C with a total cross-sectional reduction of over 20%. It is preferred to roll at a temperature below 93°C. The material can be rolled one or more times, as the degree of cross-sectional reduction per rolling is not critical. It is generally preferred to carry out several small cross-sectional reductions instead of one large cross-sectional reduction. Each rolling should generally give at least a 15% cross-sectional reduction. Large cross-sectional reductions can be carried out, e.g. if desired, cross-sectional reductions of over 99% can be carried out, i.e. to wire form. The term "cross-sectional reduction" means in the description

den totale innsnøring. the total constriction.

Etter valsings- eller bearbeidelsestrinnet holdes materialet ved en temperatur fra 121 til 343°C i et tidsrom som ikke er større enn definert ved følgende formel: T (8,95 + log t) = 5700, hvor T er en hvilken som helst gitt temperatur innenfor det ovenfor nevnte temperaturområde i Kelvin-grader og t er den maksimale tid i minutter ved temperaturen T. Den minimale tid ved denne temperatur er ikke særlig kritisk, men bør i det minste være ett se-kund. Naturligvis, jo høyere temperaturen innenfor det ovenfor nevnte temperaturområde er, desto kortere er den maksimale tid i hvilken materialet holdes ved denne temperatur, og jo lavere temperaturen er, desto lengere er den maksimale tid. Det foretrekkes å arbeide i temperaturområdet fra 121 til 232°C. Eksempler på maksimale tider i samsvar med den foregående formel er: omtrent 400 timer ved 149°C, omtrent 16 timer ved 205°C og 2 minutter ved 343°C. After the rolling or working step, the material is held at a temperature of 121 to 343°C for a period of time not greater than defined by the following formula: T (8.95 + log t) = 5700, where T is any given temperature within the above-mentioned temperature range in degrees Kelvin and t is the maximum time in minutes at the temperature T. The minimum time at this temperature is not particularly critical, but should be at least one second. Naturally, the higher the temperature within the above-mentioned temperature range, the shorter the maximum time in which the material is kept at this temperature, and the lower the temperature, the longer the maximum time. It is preferred to work in the temperature range from 121 to 232°C. Examples of maximum times in accordance with the preceding formula are: approximately 400 hours at 149°C, approximately 16 hours at 205°C and 2 minutes at 343°C.

Som nevnt ovenfor holdes materialet etter valsings- eller bearbeidelsestrinnet ved mellom 121 og 343°C i en tid som ikke er lenger enn bestemt av den forangående empiriske ligning, for hvilken konstantene ble bestemt ved forsøk. Det er inteæssant å bemerke at en forandring av ligningen til l/t = eksp. (-Q/RT) gir en verdi for Q - aktiveringsenergien - som er litt lavere enn den som er nødvendig for rekrystallisasjon i aluminium. Dette viser at begynnelsen av rekrystallisasjonen utgjør den øvre grense for varmebehandlingen. As mentioned above, after the rolling or working step, the material is kept at between 121 and 343°C for a time no longer than determined by the preceding empirical equation, for which the constants were determined by experiment. It is interesting to note that a change of the equation to l/t = exp. (-Q/RT) gives a value for Q - the activation energy - which is slightly lower than that required for recrystallization in aluminium. This shows that the beginning of recrystallization constitutes the upper limit for the heat treatment.

Etter varmebehandlingen bearbeides eller valses materialet igjen ved en temperatur under 2 32°C med en samlet tverrsnitts-reduks jon på minst 20 % på samme måte som nevnt ovenfor. Dette andre valsings- eller bearbeidelsestrinn kan være det endelige trinn, eller kan være og fortrinnsvis er etterfulgt av en ytterligere varmebehandling meJJom 121 og 343°C som nevnt ovenfor. After the heat treatment, the material is processed or rolled again at a temperature below 2 32°C with an overall cross-sectional reduction of at least 20% in the same way as mentioned above. This second rolling or working step may be the final step, or may be and preferably is followed by a further heat treatment with 121 and 343°C as mentioned above.

Koldbearbeidelse etter en varmebehandling ved lav temperatur er usedvanlig under fremstillingen av smidde aluminiumgjen-stander, da behandlingen ved lav temperatur eller delvis glødning finner normalt sted for å stabilisere materialet eller senke styrken til ønsket verdi for å oppnå spesifikke egenskaper. Således spesifiserer -H2X og -H3X standards av Aluminum Association nødven-digheten av herdningen og delvis glødning eller av herdning og deretter stabilisering. I henhold til oppfinnelsen tilveiebringer imidlertid stabilisering eller delvis glødning som forberedelses-trinn for etterfølgende koldbearbeidelse, en betydelig økning av mekaniske egenskaper. Cold working after a heat treatment at low temperature is unusual in the production of forged aluminum objects, as the treatment at low temperature or partial annealing normally takes place to stabilize the material or lower the strength to the desired value to achieve specific properties. Thus, the -H2X and -H3X standards of the Aluminum Association specify the necessity of hardening and partial annealing or of hardening and then stabilization. According to the invention, however, stabilization or partial annealing as a preparation step for subsequent cold working provides a significant increase in mechanical properties.

Det foretrekkes å gjenta valsings- og varmebehandlingstrinnene flere ganger, fortrinnsvis 3 til 5 ganger. Slutt-trinnet i henhold til oppfinnelsen kan være enten valsings- eller bearbeidelsestrinnet eller varmebehandlingstrinnet, avhengig av det som ønskes oppnådd. It is preferred to repeat the rolling and heat treatment steps several times, preferably 3 to 5 times. The final step according to the invention can be either the rolling or processing step or the heat treatment step, depending on what is desired to be achieved.

En modifikasjon av foreliggende oppfinnelse omfatter føl-gende: Om ønsket kan valsingen foretas innenfor varmebehandlings-området. Når man således valser ved en temperatur fra 121 til 232°C og holder materialet ved denne temperatur, kan man effektivt kombinere valse- og bearbeidelsestrinnene med varmebehandlingstrinnet og unngå derved et spesielt varmebehandlingstrinn. A modification of the present invention includes the following: If desired, the rolling can be carried out within the heat treatment area. Thus, when rolling at a temperature from 121 to 232°C and keeping the material at this temperature, you can effectively combine the rolling and processing steps with the heat treatment step and thereby avoid a special heat treatment step.

En ytterligere modifikasjon omfatter følgende: Slutt-trinnet kan valgfritt være det trinn hvor materialet ifølge opp- A further modification includes the following: The end step can optionally be the step where the material according to

o fmnelsen holdes ved en temperatur mellom 121 og 343 C, men i et lengere tidsrom enn tillatt av den foregående formel, så at det ikke skjer en rekrystallisasjon i grunnmassen, men at det er et tap av flytegrensen og strekkestyrken på mindre enn 25 %. Dette bevir-ker at flytegrensen og strekkstyrken ennå er meget større enn de som normalt oppnås, men duktiliteten blir økt. o the composition is kept at a temperature between 121 and 343 C, but for a longer period of time than allowed by the preceding formula, so that recrystallization does not occur in the base mass, but that there is a loss of yield strength and tensile strength of less than 25%. This means that the yield strength and the tensile strength are still much greater than those normally achieved, but the ductility is increased.

I henhold til oppfinnelsen danner den første valsings-operasjon eller den første deformasjon en cellulær mikrokornstruk-tur. Dvs. at legeringens mikrostruktur er karakterisert ved korn innenfor andre korn. Varmebehandlingstrinnet har en tendens til å stabilisere mikrokornveggene ved at atomer vandrer mot mikrokornveggene. Den annen deformasjon danner flere mikrokornvegger inne i mikrokornstrukturen, og herved gjøres mikrokornene finere og finere ettersom deformasjons- og varmebehandlingstrinnene gjentas. According to the invention, the first rolling operation or the first deformation forms a cellular micrograin structure. That is that the microstructure of the alloy is characterized by grains within other grains. The heat treatment step tends to stabilize the micrograin walls by atoms migrating towards the micrograin walls. The second deformation forms more micrograin walls inside the micrograin structure, thereby making the micrograins finer and finer as the deformation and heat treatment steps are repeated.

De forbedrede legeringer fremstilt ifølge oppfinnelsen er således karakterisert ved meget forbedrede styrkeegenskaper og en ultrafin kornstruktur, idet kornstørrelsen er 0,001 mm eller mindre. Dessuten er kornstrukturen helt stabil. Legeringer fremstilt ifølge oppfinnelsen har også følgende egenskaper: Kornene har be-grensningsvegger som er sammenklemte sammenfiltrede og innfiltret i hverandre, dvs. de er temisk stabile eller fiksert, idet sammen-klemningen er oppnådd ved at legeringselementer er gått i oppløs-ning. Grunnmassen mellom de sammenfiltrede steder består av områder med lavere innhold av legeringstilsetninger og lav sammenfilt-ringstetthet. The improved alloys produced according to the invention are thus characterized by greatly improved strength properties and an ultra-fine grain structure, the grain size being 0.001 mm or less. Moreover, the grain structure is completely stable. Alloys produced according to the invention also have the following properties: The grains have boundary walls which are pinched, tangled and entangled in each other, i.e. they are thermally stable or fixed, the pinching being achieved by alloy elements having gone into solution. The ground mass between the entangled places consists of areas with a lower content of alloy additions and a low entanglement density.

Oppfinnelsen vil forklares nærmere ved hjelp av følgende illustrerende eksempler. The invention will be explained in more detail by means of the following illustrative examples.

Eksempel I Example I

I de følgende eksempler ble følgende legeringer brukt: Aluminiumlegering 1100, aluminiumlegering 3003, aluminiumlegering 5005 og høyrent aluminium. Alle disse legeringer ble direkte ko-Qkillestøpt og høvlet til blokker 4,3 cm x 10 cm x 15 cm. In the following examples, the following alloys were used: Aluminum alloy 1100, aluminum alloy 3003, aluminum alloy 5005 and high purity aluminium. All of these alloys were directly die-cast and planed into blocks 4.3 cm x 10 cm x 15 cm.

Eksempel II Example II

I dette eksempel ble legering 3003 støpt og trinnvis koldvalset fra 4,37 til 3,75 til 3,15 til 2,5 til 2 til 1,6 til 1,25 til 0,9 til 0,6 til 0,44 til 0,31 til 0,21 til 0,18 til 0,12 til In this example, alloy 3003 was cast and step cold rolled from 4.37 to 3.75 to 3.15 to 2.5 to 2 to 1.6 to 1.25 to 0.9 to 0.6 to 0.44 to 0 .31 to .21 to .18 to .12 to

0,09 til 0,06 til 0,045 til 0,035 cm. Etter hver tverrsnittsreduksjon, unntatt den siste, ble legeringen holdt ved en temperatur på 205°C. Det resulterende materiale hadde en gjennomsnittlig flytegrense ved 0,2 % "offset" på 4513 kg/cm og en bruddfasthet på 0.09 to 0.06 to 0.045 to 0.035 cm. After each cross-sectional reduction, except the last one, the alloy was held at a temperature of 205°C. The resulting material had an average yield strength at 0.2% "offset" of 4513 kg/cm and a tensile strength of

4440 kg/cm 2med en 2 % forlengelse. 4440 kg/cm 2 with a 2% elongation.

For sammenligningens skyld ble legering 3003 koldvalset til 0,035 cm og hadde følgende egenskaper: flytegrense 0,2 % "offset" på 1898 kg/cm p , bruddgrense på 2180 kg/cm 2 med 2 % forlengelse . Fig. 1 viser-et mikrofotografi av aluminiumlegeringen 3003 erholdt i samsvar med foregående eksempel med et tverrsnitt på 0,09 cm. Fig. 2 er et mikrofotografi av aluminiumlegeringen 3003 med et tverrsnitt på 0,09 cm med legeringen behandlet på følgende måte: Legeringen ble homogenisert ved 593°C, varmvalset begynnen-de med 510°C og koldvalset til det ønskede tverrsnitt. Begge mikrofotografier er en forstørrelse på 30 000 ganger. Mikrofoto-grafiene ble fremstilt ved hjelp av en overføringselektronmikro-graf tatt fra tynne folier dannet ved elektrokjemisk valsing av koldvalset materiale til en tykkelse på ca. 2000 ÅngstrCm. For comparison, alloy 3003 was cold rolled to 0.035 cm and had the following properties: yield strength 0.2% "offset" of 1898 kg/cm p , fracture strength of 2180 kg/cm 2 with 2% elongation . Fig. 1 shows a photomicrograph of the aluminum alloy 3003 obtained in accordance with the previous example with a cross section of 0.09 cm. Fig. 2 is a photomicrograph of aluminum alloy 3003 with a cross section of 0.09 cm with the alloy treated as follows: The alloy was homogenized at 593°C, hot rolled starting at 510°C and cold rolled to the desired cross section. Both photomicrographs are 30,000 times magnification. The photomicrographs were produced using a transmission electron micrograph taken from thin foils formed by electrochemical rolling of cold-rolled material to a thickness of approx. 2000 ÅngstrCm.

Ved å studere disse mikrofotografier kan man se at fig. By studying these photomicrographs it can be seen that fig.

2 har store områder av sammenfiltrede steder liggende mellom store områder av tilsynelatende ubearbeidede materialer. på fig. 1 som viser legeringen ifølge oppfinnelsen sees på den annen side en rek-ke av merkbare, adskilte korn på omtrent 0,0001 mm. Det kan ikke sees noe område med tilsynelatende ubearbeidet materiale. De adskilte mikrokorn er separert av merkbare kornbegrensendevegger. 2 has large areas of tangled sites lying between large areas of apparently unworked materials. on fig. 1 showing the alloy according to the invention, on the other hand, a row of noticeable, separated grains of approximately 0.0001 mm is seen. No area of apparently unworked material can be seen. The separated micrograins are separated by noticeable grain boundary walls.

Eksempel III Example III

Den i eksempel I fremstilte aluminiumlegering ble opphetet til 593°C og holdt i 16 timer. Den ble deretter bråkjølt med vann til romtemperatur i 5 sekunder etterfulgt av trinnvis koldvalsing fra 4,4 cm til 3,75 til 3,1 til 2 til 1,6 til 1,25 til 0,9 til- 0,6 til 0,44 til 0,3 til 0,22 cm. Etter dette ble materialet ytterligere trinnvis koldvalset, unntatt at etter hver tverr-snittsreduks jon med unntagelse av den siste ble materialet opphetet til 205°C og holdt i 10 minutter ved denne temperatur og bråkjølt med vann til romtemperatur. Tverrsnittsreduksjonene var følgende: fra 0,22 til 0,18 til 0,125 til 0,09 til 0,07 til 0,06 til 0,05 The aluminum alloy produced in Example I was heated to 593°C and held for 16 hours. It was then quenched with water to room temperature for 5 seconds followed by stepwise cold rolling from 4.4 cm to 3.75 to 3.1 to 2 to 1.6 to 1.25 to 0.9 to- 0.6 to 0, 44 to 0.3 to 0.22 cm. After this, the material was further cold-rolled step by step, except that after each cross-sectional reduction with the exception of the last one, the material was heated to 205°C and held for 10 minutes at this temperature and quenched with water to room temperature. The cross-sectional reductions were as follows: from 0.22 to 0.18 to 0.125 to 0.09 to 0.07 to 0.06 to 0.05

til 0,04 til 0,03 cm. Det resulterende materiale hadde en gjennomsnittlig flytegrense på 3370 kg/cm 2 ved 0,2 % "offset" og en bruddgrense på 2890 kg/cm 2 med 2 % forlengelse. Mikrostrukturen lignet den som er vist på fig. 1. Identisk'materiale behandlet på samme måte uten mellomglødning hadde en flytegrense på o bare 2670 kg/cm<2 >ved 2 % "offset" og en bruddgrense på o 3040 kg/cm 2 med 4 % forlengelse . to 0.04 to 0.03 cm. The resulting material had an average yield strength of 3370 kg/cm 2 at 0.2% "offset" and a fracture strength of 2890 kg/cm 2 at 2% elongation. The microstructure was similar to that shown in Fig. 1. Identical material treated in the same way without intermediate annealing had a yield strength of o only 2670 kg/cm<2 >at 2% "offset" and a breaking strength of o 3040 kg/cm 2 with 4% elongation.

Eksempel IV Example IV

Den i eksempel I behandlede aluminiumlegering 5005 ble koldvalset trinnvis fra 4,4 cm til 3,75 til 3,1 til 2 til 1,6 til 1,25 til 0,9 til 0,6 til 0,44 til 0,3 til 0,21 til 0,15 til 0,11 The aluminum alloy 5005 treated in Example I was cold-rolled incrementally from 4.4 cm to 3.75 to 3.1 to 2 to 1.6 to 1.25 to 0.9 to 0.6 to 0.44 to 0.3 to 0.21 to 0.15 to 0.11

til 0,08 til 0,05 cm. Etter den siste koldvalsing ble materialet holdt i 10 minutter ved 149°C etterfulgt av en ytterligere koldvalsing til 0,045 cm. Det resulterende materiale hadde en gjennom-snitt* lig flytegrense på o 3440 kg/cm 2 ved 0,02 % "offset" og en bruddgrense på o 3500 kg/cm 2 med en forlengelse på o 1 %. For sammenligningens skyld ble aluminiumlegering 5005 koldvalset til 0,045 cm og hadde følgende egenskaper: flytegrense 1968 kg/cm <2>ved 0,2 % "offset", bruddgrense 2040 kg/cm 2 med en forlengelse på o 1 %. to 0.08 to 0.05 cm. After the last cold rolling, the material was held for 10 minutes at 149°C followed by a further cold rolling to 0.045 cm. The resulting material had an average* yield strength of o 3440 kg/cm 2 at 0.02% "offset" and a fracture strength of o 3500 kg/cm 2 with an elongation of o 1%. For the sake of comparison, aluminum alloy 5005 was cold rolled to 0.045 cm and had the following properties: yield strength 1968 kg/cm <2>at 0.2% "offset", fracture strength 2040 kg/cm 2 with an elongation of o 1%.

Claims

1. Process for producing high strength aluminum alloys containing 0.05 - 1.0% iron, 0.05 - 1.0% silicon, at least one material selected from the group consisting of 0 - 10.0% magnesium, 0 -3% manganese, 0 - 1.0% copper, 0 - 0.5% chromium, 0 - 0.5% zinc, 0 - 0.5% zirconium, 0 - 0.5% titanium, 0 - 0.1 % boron, less than 0.5% of each of the other elements, together less than 1.5%, while the rest is aluminum, characterized in that A) said alloy is processed at a temperature below 232°C with a total cross-sectional reduction of more than 20 %, B) the alloy is held at a temperature from 121°C to 343°C for a time not longer than determined by the following formula: T (8.95 + log t) = 5700, where T is the temperature in degrees Kelvin and t is the maximum time in minutes at the temperature T, whereby it is achieved that no recrystallization occurs in the base mass and that there is a smaller loss in yield strength and tensile strength than 10%, and C) step B) is repeated.

2. Method as stated in claim 1, characterized in that steps A) and B) are repeated one or more times.

3. Method as stated in claim 1, characterized in that the material is homogenized before processing step A) at a temperature above 455°C for at least 4 hours.

4. Method as stated in claim 3, characterized in that the material is cooled rapidly to below 2 32°C after the homogenization step.

5. Method as stated in claim 1, characterized in that step A) consists of rolling at a temperature below 93°C.