NO130950B

NO130950B -

Info

Publication number: NO130950B
Application number: NO86071A
Authority: NO
Inventors: F Ford
Original assignee: Olin Corp
Priority date: 1971-03-05
Filing date: 1971-03-05
Publication date: 1974-12-02
Also published as: NO130950C

Description

Fremgangsmåte til å forbedre spenningskorrosjonsmotstanden hos aluminium-magnesium-legeringer. Method of improving the stress corrosion resistance of aluminium-magnesium alloys.

Den foreliggende oppfinnelse angår en forbedret fremgangsmåte til å øke spenningskorrosjonsmotstanden hos aluminium-magnesium-legeringer som inneholder 5,0-10,0 % magnesium. Den forbedrede spenningskorrosjonsmotstand er en følge av forbedret fordeling av en magnesiumrik fase mellom korngrensene og korn- The present invention relates to an improved method for increasing the stress corrosion resistance of aluminium-magnesium alloys containing 5.0-10.0% magnesium. The improved stress corrosion resistance is a result of improved distribution of a magnesium-rich phase between the grain boundaries and

grunnmassen, dvs. som følge av et forskjellig volumforhold herav. the base mass, i.e. as a result of a different volume ratio thereof.

Fordelene som oppnås ved å innlegere magnesium i aluminiumlegeringer ble meget tidlig erkjent under utviklingen av aluminium-teknologien. Aluminium-magnesium-serien av legeringer er følgelig en av de eldste som er anvendt i praksis. The advantages achieved by embedding magnesium in aluminum alloys were recognized very early on during the development of aluminum technology. The aluminium-magnesium series of alloys is consequently one of the oldest in practical use.

Det er imidlertid kjent at magnesium i aluminiumlegeringer, However, it is known that magnesium in aluminum alloys,

hvis det er tilstede i en mengde over ca. 3 %, gjør legeringen følsom if it is present in an amount above approx. 3%, makes the alloy sensitive

for spenningskorrosjon. Tilbakeholdelse av magnesium i fast opp-løsning oppnås lett ved oppheting av legeringen ved en temperatur over solvus-temperaturen og avkjøling med en tilstrekkelig hastighet til å hindre utfelling av en magnesiumrik annen fase. Legeringen kan deretter koldbearbeides til den ferdige form eller tykkelse. Som følge av naturlig eldning ved den omgivende temperatur har imidlertid magnesium som forblir i fast oppløsning i en mengde over ca. 5,0 %, ved den hurtige avkjøling en tendens til å utfelles fortrinnsvis i korngrensene som en aluminium-magnesium-intermetallisk forbindelse, og dette gjør legeringen følsom for spenningskorrosjon. videre har de mekaniske egenskaper hos den koldbearbeidede legering en tendens til forringelse under bruk som følge av termisk endring eller avfastning, hvilket også finner sted ved eller nær romtemperatur. for stress corrosion cracking. Retention of magnesium in solid solution is easily achieved by heating the alloy at a temperature above the solvus temperature and cooling at a sufficient rate to prevent precipitation of a magnesium-rich second phase. The alloy can then be cold worked to the finished shape or thickness. As a result of natural aging at the ambient temperature, however, magnesium that remains in solid solution in an amount above approx. 5.0%, upon rapid cooling tends to precipitate preferentially in the grain boundaries as an aluminium-magnesium intermetallic compound, and this makes the alloy susceptible to stress corrosion cracking. furthermore, the mechanical properties of the cold-worked alloy tend to deteriorate during use as a result of thermal change or hardening, which also takes place at or near room temperature.

For å hindre forringelse av de mekaniske egenskaper er To prevent deterioration of the mechanical properties are

det nødvendig å stabilisere legeringen etter det avsluttende koldbearbeidingstrinn ved en temperatur noe over den som den vil bli utsatt for under bruk. Legeringens mekaniske egenskaper vil da ikke undergå noen påfølgende endring ved en temperatur tydelig under stabiliseringstemperaturen. it is necessary to stabilize the alloy after the final cold working step at a temperature slightly above that to which it will be exposed during use. The alloy's mechanical properties will then not undergo any subsequent change at a temperature clearly below the stabilization temperature.

Fra norsk patent nr. 125.054 er det kjent å øke motstands-evnen mot spenningskorrosjon hos aluminium-magnesium-legeringer som inneholder 3,0-10,0 % magnesium, eventuelt 0,05-0,3 % krom og eventuelt 0,001-0,350 % bor, resten hovedsakelig aluminium, ved at legeringen, som er i koldbearbeidet eller varmbearbeidet form, opphetes til en temperatur på 315-425°C med en hastighet som ikke overstiger 28°C pr. time, holdes ved denne temperatur i en tid fra 5 minutter til 24 timer og deretter avkjøles med en hastighet som ikke overstiger 277°C pr. time, til en temperatur på 175°C eller lavere. From Norwegian patent no. 125,054, it is known to increase the resistance to stress corrosion in aluminium-magnesium alloys containing 3.0-10.0% magnesium, optionally 0.05-0.3% chromium and optionally 0.001-0.350% boron, the rest mainly aluminium, by heating the alloy, which is in cold-worked or hot-worked form, to a temperature of 315-425°C at a rate not exceeding 28°C per hour, is kept at this temperature for a time from 5 minutes to 24 hours and then cooled at a rate not exceeding 277°C per hour. hour, to a temperature of 175°C or lower.

Fra norsk patent nr. 122.618 er det kjent å øke spennings-korros jonsmotstanden hos aluminium-magnesium-legeringer som inneholder 3,0-10,0 % magnesium, og som er underkastet en koldreduksjon i området fra 5,0 til 95,0 %, ved at legeringen opphetes til en temperatur innen området 107-190°C med en hastighet på minst 38°c pr. time fra 38°C, hvorétter legeringen holdes i det nevnte temperaturområdet i 1-24 timer og deretter avkjøles. From Norwegian patent no. 122,618, it is known to increase the stress-corrosion resistance of aluminum-magnesium alloys containing 3.0-10.0% magnesium, and which are subjected to a cold reduction in the range from 5.0 to 95.0% , in that the alloy is heated to a temperature within the range 107-190°C at a rate of at least 38°c per hour from 38°C, after which the alloy is kept in the aforementioned temperature range for 1-24 hours and then cooled.

Ved legeringer av den type det her er tale om, er det enn-videre kjent at en viss forbedring av spenningskorrosjonsmotstanden kan oppnås når legeringen kjøles langsomt etter den avsluttende opp heting før koldbearbeidelsen, idet dette begunstiger heterogen kjernedannelse av den i likevekt værende magnesiumrike fase i korngrunnmassen såvel som i korngrensene. I motsetning hertil finner ved eldning av legeringen utskillelsen utelukkende eller overveiende sted i korngrensene. Stabiliseringsbehandlingen forårsaker imidlertid i slike legeringer som inneholder mer enn 5 % magnesium, ytterligere heterogen kjernedannelse av den i likevekt værende magnesiumrike B-fase, eller en meta -stabil B-modifikasjon, i korngrensene, og hvis legeringen blir sterkt koldbearbeidet, ved punkter med tredimensjonal disregister i deformeringsbånd. In the case of alloys of the type in question here, it is also known that a certain improvement in stress corrosion resistance can be achieved when the alloy is cooled slowly after the final heating before cold working, as this favors heterogeneous nucleation of the magnesium-rich phase in equilibrium in the grain base mass as well as in the grain boundaries. In contrast, during aging of the alloy, the separation takes place exclusively or predominantly in the grain boundaries. However, in such alloys containing more than 5% magnesium, the stabilization treatment causes further heterogeneous nucleation of the equilibrium magnesium-rich B phase, or a meta-stable B modification, at the grain boundaries, and if the alloy is highly cold worked, at points of three-dimensional disregister in deformation bands.

Utfelling av den ovennevnte magnesiumrike fase, særlig i korngrenseområdene, forårsaker tilbøyelighet til spenningskorrosjon som øker med økende magnesiuminnhold. Som følge herav er magnesium-innholdet i aluminium-magnesium-legeringer som skal oppvise særlig god spenningskorrosjonsmotstand, i alminnelighet begrenset til ca. 5, 5 % magnesium, hvorved de gunstige styrkeegenskaper som oppnås med et høyere magnesiuminnhold enn 5,5 %, utelukkes. Precipitation of the above-mentioned magnesium-rich phase, especially in the grain boundary areas, causes a tendency to stress corrosion which increases with increasing magnesium content. As a result, the magnesium content in aluminum-magnesium alloys, which must exhibit particularly good stress corrosion resistance, is generally limited to approx. 5.5% magnesium, whereby the favorable strength properties achieved with a higher magnesium content than 5.5% are excluded.

Det er følgelig et hovedformål for oppfinnelsen å tilveie-bringe en ny og forbedret fremgangsmåte hvorved spenningskorrosjons-tilbøyeligheten hos aluminium-magnesium-legeringer reduseres i vesentlig grad. It is consequently a main purpose of the invention to provide a new and improved method whereby the stress corrosion tendency of aluminium-magnesium alloys is reduced to a significant extent.

Det er et ytterligere formål for oppfinnelsen å tilveie-bringe en hensiktsmessig og hurtig fremgangsmåte ved rimelige om-kostninger . It is a further object of the invention to provide an appropriate and quick method at reasonable costs.

Andre formål og fordeler ved foreliggende oppfinnelse vil fremgå av den følgende beskrivelse. Other purposes and advantages of the present invention will be apparent from the following description.

Fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen angår således behandling av aluminium-magnesium-legeringer inneholdende 5,0-10,0 % magnesium med sikte på å oppnå en forbedret spenningskorrosjonsmotstand uten at dette i betydelig grad går utover legeringens styrkeegenskaper. Den legering som skal behandles, kan eksempelvis foreligge i varmvalset tilstand med en tykkelse på ca. 0,5-1,5 cm. ■ Legeringen opphetes som i og for seg kjent til en temperatur omkring 400°C med en opphetingshastighet ikke over 28°c pr. time og kjøles deretter med en kjølehastighet av størrelsesorden 28°c pr. time, og fremgangsmåten erkarakterisert vedde følgende trinn i den angitte rekkefølge: The method according to the invention thus relates to the treatment of aluminium-magnesium alloys containing 5.0-10.0% magnesium with the aim of achieving an improved stress corrosion resistance without this significantly exceeding the alloy's strength properties. The alloy to be treated can, for example, be in a hot-rolled state with a thickness of approx. 0.5-1.5 cm. ■ The alloy is heated as is known per se to a temperature of around 400°C with a heating rate not exceeding 28°c per hour and is then cooled at a cooling rate of the order of 28°c per hour, and the procedure is characterized by the following steps in the specified order:

A.Legeringen opphetes til temperaturområdet 343-426°c A. The alloy is heated to the temperature range 343-426°c

i 1-16 timer, hvorunder opphetingshastigheten ikke er større enn 28°c pr. time fra 177°C, for 1-16 hours, during which the heating rate is not greater than 28°c per hour from 177°C,

B. legeringen kjøles, hvorunder kjølehastigheten ikke er større enn 28°C pr. time til 177°C, eventuelt fulgt av en koldreduksjon på 5,0-95,0 %, B. the alloy is cooled, during which the cooling rate is not greater than 28°C per hour to 177°C, optionally followed by a cold reduction of 5.0-95.0%,

C. legeringen opphetes til temperaturområdet 107-190°C C. the alloy is heated to the temperature range 107-190°C

i 15 minutter til 24 timer, for 15 minutes to 24 hours,

D. legeringen kjøles til omgivelsenes temperatur, D. the alloy is cooled to ambient temperature,

'E. legeringen koldreduseres med en reduksjon på 5,0-95,0 % F. legeringen opphetes til temperaturområdet 107-190°C i 'E. the alloy is cold-reduced with a reduction of 5.0-95.0% F. the alloy is heated to the temperature range 107-190°C in

15 minutter til 24 timer, 15 minutes to 24 hours,

G. legeringen avkjøles. G. the alloy is cooled.

Trinn C er et for-stabiliseringstrinn, og dette har vist seg å gi et vesentlig bidrag til oppnåelsen av den ønskede effekt. Step C is a pre-stabilization step, and this has been shown to make a significant contribution to achieving the desired effect.

Normalt er opphetingshastigheten og nedkjølingshastigheten ved for-stabiliseringen i trinn C og stabiliseringsbehandlingen i trinn F 8-28°C pr. time i praksis. Oppfinnelsen er imidlertid ikke begrenset i denne henseende, og høyere eller lavere opphetings-hastigheter kan anvendes. Det skal videre bemerkes at utgangs-legeringen fortrinnsvis anvendes i koldredusert form. Normally, the heating rate and the cooling rate during the pre-stabilization in step C and the stabilization treatment in step F are 8-28°C per hour in practice. However, the invention is not limited in this respect, and higher or lower heating rates can be used. It should also be noted that the starting alloy is preferably used in cold-reduced form.

I stabiliseringstrinnet F vil man oftest arbeide mellom 135°C og 150°C. In stabilization stage F, you will most often work between 135°C and 150°C.

Som angitt under trinn B kan en koldreduksjon på 5-95 % anvendes før for-stabiliseringstrinnet C. Denne koldreduksjon er imidlertid ikke nødvendig. As indicated under step B, a cold reduction of 5-95% can be used before the pre-stabilization step C. However, this cold reduction is not necessary.

Det vises nå til tegningen. Hver av de tre kurver repre-senterer materiale ned samme mengde koldreduksjon etter høytempera-turbehandlingen. Kurvene viser forskjeller i spenningskorrosjonsmotstand som fås ved anvendelse av forskjellige kombinasjoner av koldvalsetrinn og varmebehandling ved relativt lav temperatur. The drawing is now shown. Each of the three curves represents material with the same amount of cold reduction after the high-temperature treatment. The curves show differences in stress corrosion resistance obtained by using different combinations of cold rolling steps and heat treatment at a relatively low temperature.

Det som eksempel valgte punkt 1 på kurven angår et materiale Point 1 on the curve, chosen as an example, concerns a material

som er koldvalset (ca. 55 %) umiddelbart etter kjøling fra den høye temperatur, behandlet ved 132°c i 4 timer og deretter koldvalset (55 %) og igjen behandlet ved 132°c i 4 timer. Denne kom-binasjon av behandlingstrinn resulterte i et materiale med spennings-korros jonsmotstand tilsvarende en levetid på ca. 19 timer (ved-rørende målemetoden se eksempel IV) . To reduksjoner på 55 % i which is cold-rolled (about 55%) immediately after cooling from the high temperature, treated at 132°c for 4 hours and then cold-rolled (55%) and again treated at 132°c for 4 hours. This combination of processing steps resulted in a material with stress corrosion resistance corresponding to a lifetime of approx. 19 hours (regarding the measuring method see example IV). Two reductions of 55% i

.tykkelse er ekvivalent med én reduksjon på 80 % i tykkelse. .thickness is equivalent to one 80% reduction in thickness.

Punkt 2 på tegningen angår apenningskorrosjonsmotstanden Point 2 on the drawing concerns the pitting corrosion resistance

i et materiale som var redusert ialt 80 I dette tilfelle ble imidlertid materialet gitt en 80 %'s koldreduksjon straks etter høytemperaturbehandlingen og ble så behandlet ved 132°c i ialt 8 timer, dvs. to behandlinger a 4 timer, med en mellomliggende koldreduksjon på 0 %. Den resulterende spenningskorrosjonsmot- in a material that had been reduced in total 80 In this case, however, the material was given an 80% cold reduction immediately after the high-temperature treatment and was then treated at 132°c for a total of 8 hours, i.e. two treatments of 4 hours, with an intermediate cold reduction of 0 %. The resulting stress corrosion resistance

stand (levetiden) var ca. 14 timer. Punkt 2 på tegningen angår et materiale som var behandlet i henhold til norsk patent nr. condition (lifetime) was approx. 14 hours. Point 2 on the drawing concerns a material that was treated in accordance with Norwegian patent no.

125.054. De tre skalaer på tegningens høyre side angår de tre kurvene (en skala for hver kurve). Det vil ses av tegningen at fremgangsmåten ifølge den foreliggende oppfinnelse gir bedre resultater enn ifølge norsk patent nr. 125.054. 125,054. The three scales on the right side of the drawing relate to the three curves (one scale for each curve). It will be seen from the drawing that the method according to the present invention gives better results than according to Norwegian patent no. 125,054.

Videre vil det fremgå av tegningen at forbedringen med hensyn til spenningskorrosjonsmotstand, i det tilfelle hvor det anvendes et metall som er i koldredusert form før trinn C, øker med graden av avsluttende koldvalsing (trinn E) for en bestemt ut-glødning. Det vil også ses åt en optimal økning av spennings-korros jonsmotstanden oppnås i overensstemmelse med den foretrukne utførelsesform, hvor koldvalsingen sløyfes før for-stabiliseringsbehandlingen. I det viste tilfelle ble for-stabiliseringen og stabiliseringsbehandling begge utført ved en temperatur på ca. Furthermore, it will appear from the drawing that the improvement with respect to stress corrosion resistance, in the case where a metal is used which is in a cold-reduced form before stage C, increases with the degree of final cold rolling (stage E) for a particular annealing. It will also be ensured that an optimal increase in stress corrosion resistance is achieved in accordance with the preferred embodiment, where the cold rolling is looped before the pre-stabilization treatment. In the case shown, the pre-stabilization and stabilization treatment were both carried out at a temperature of approx.

132°c i 4 timer, og med opphetings- og avkjølingshastigheter på 132°c for 4 hours, and with heating and cooling rates of

ca. 18°c pr. time for å simulere industriell praksis hvor det anvendes spoleutglødningsovner. about. 18°c per hour to simulate industrial practice where coil annealing furnaces are used.

Naturligvis kan andre elementer være tilstede i aluminium-magnesium-legeringene som legeringstilsetninger eller forurensninger. Vanlige legeringstilsetninger kan omfatte, men er ikke begrenset til de følgende: bor i en mengde fra 0,001 til 0,350 %, krom i en mengde fra 0,05 til 0,3 %, indium i en mengde av fra 0,002 til 0,80 Naturally, other elements may be present in the aluminium-magnesium alloys as alloying additions or impurities. Common alloying additions may include, but are not limited to the following: boron in an amount of from 0.001 to 0.350%, chromium in an amount of from 0.05 to 0.3%, indium in an amount of from 0.002 to 0.80

%, gallium i en mengde fra 0,01 til 0,50 %, kadmium i en mengde fra0,03 til 0,50 %, torium i en mengde fra 0,005 til 0,350 %, misch-metall i en mengde fra 0,005 til 0,30 %, tellur i en mengde fra0,005 til 0,30 %, litium i en mengde fra 0,01 til 0,80 %, germanium i en mengde fra 0,01 til 0,55 %, kobolt i en mengde fra 0,10 til 0,80 %, kobber i en mengde fra 0,10 til 0,60 %. Forurensningene kan omfatte, men er ikke begrenset til, følgende: jern opptil 0,50 %, silisium opptil 0,50 %, kobber opptil 0,25 %, mangan opptil 0,35 %, sink opptil 0,2 %, titan opptil 0,15 %, beryllium opptil 0,02 % og andre i en totalmengde av opptil 0,2 %. %, gallium in an amount from 0.01 to 0.50%, cadmium in an amount from 0.03 to 0.50%, thorium in an amount from 0.005 to 0.350%, misch metal in an amount from 0.005 to 0, 30%, tellurium in an amount from 0.005 to 0.30%, lithium in an amount from 0.01 to 0.80%, germanium in an amount from 0.01 to 0.55%, cobalt in an amount from 0 .10 to 0.80%, copper in an amount from 0.10 to 0.60%. The impurities may include, but are not limited to, the following: iron up to 0.50%, silicon up to 0.50%, copper up to 0.25%, manganese up to 0.35%, zinc up to 0.2%, titanium up to 0 .15%, beryllium up to 0.02% and others in a total amount of up to 0.2%.

Foreliggende oppfinnelse er av vesentlig kommersiell betydning i forbindelse med magnesiumrike legeringer. Som det fremgår av tegningen gir vanlig fremstilling av slike smidde legeringer utilfredsstillende spenningskorrosjonsmotstandsevne, mens det ved hjelp av fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen oppnås en tilfredsstillende spenningskorrosjonsmotstand med en tilfredsstillende sikkerhetsmargin. The present invention is of significant commercial importance in connection with magnesium-rich alloys. As can be seen from the drawing, the usual production of such forged alloys gives unsatisfactory stress corrosion resistance, while with the help of the method according to the invention, a satisfactory stress corrosion resistance is achieved with a satisfactory safety margin.

Oppfinnelsen vil lettere forstås ved hjelp av de følgende eksempler. The invention will be more easily understood with the help of the following examples.

Eksempel I Example I

En legering med den følgende sammensetning ble fremstilt fra en charge av handelsrent aluminium, for-legeringer av jern-aluminium, krom-aluminium, beryllium-aluminium, titan-aluminium og de andre legeringstilsetninger i elementær form. Legeringen ble støpt til barrer på 115 x 40 x 305 cm. An alloy with the following composition was produced from a charge of commercially pure aluminium, pre-alloys of iron-aluminium, chromium-aluminium, beryllium-aluminium, titanium-aluminium and the other alloying additions in elemental form. The alloy was cast into ingots of 115 x 40 x 305 cm.

Eksempel II Example II

Etter støpingen ble den ovennevnte legering homogenisert After casting, the above alloy was homogenized

ved 480 til 5l0°C i 16 timer, og påny opphetet til 370-400°C for varmvalsing til tykkelser på 5 mm, 7,6 mm og 15 mm. Etter varmvalsingen ble legeringen koldvalset 50 %, dvs. til 2,5 mm, 3,8 mm og 7,6 mm mellomliggende tykkelser før behandlingen i overensstemmelse med foreliggende oppfinnelse (hvoretter den ferdige tykkelse i alle til-feller var 1,5 mm), slik at man fikk legeringer med 40 %, 60 % og 80 % koldreduksjpn etter behandlingen. at 480 to 510°C for 16 hours, and reheated to 370-400°C for hot rolling to thicknesses of 5 mm, 7.6 mm and 15 mm. After the hot rolling, the alloy was cold rolled 50%, i.e. to 2.5 mm, 3.8 mm and 7.6 mm intermediate thicknesses before the treatment in accordance with the present invention (after which the finished thickness in all cases was 1.5 mm) , so that alloys with 40%, 60% and 80% cold reduction jpn were obtained after the treatment.

Eksempel III Example III

Dette eksempel viser de resultater som man fikk i overensstemmelse med foreliggende oppfinnelse og som er vist på tegningen. This example shows the results which were obtained in accordance with the present invention and which are shown in the drawing.

Etter varmvalsingen til de mellomliggende tykkelser ble legeringene koldvalset til 1,5 mm under anvendelse av forskjellige grader av reduksjon før for-stabiliseringen og stabiliseringsbe-handlingene. Det vil imidlertid ses at alle legeringene i 40%, 60 % og 80 % koldredusert tilstand oppviste den største motstands-evne mot spenningskorrosjon når legeringene ble koldvalset direkte fra de mellomliggende tykkelser til den ferdige tykkelse på 1,5 mm før stabiliseringsbehandlingen, dvs. når den ytterligere koldvalsing før for-stabiliseringsbehandlingen ikke ble anvendt, i overensstemmelse med den foretrukne utførelsesform av oppfinnelsen. Det vil imidlertid ses at man fikk en vesentlig forbedring også med forut-gående koldvalsing ved forskjellige reduksjoner i motsetning til den vanlige koldvalsing og stabiliseringsbehandling, skjønt forbedringen ikke var så stor som ved den ovennevnte foretrukne utførelsesform. After the hot rolling to the intermediate thicknesses, the alloys were cold rolled to 1.5 mm using various degrees of reduction before the pre-stabilization and stabilization treatments. However, it will be seen that all the alloys in the 40%, 60% and 80% cold-reduced state showed the greatest resistance to stress corrosion when the alloys were cold-rolled directly from the intermediate thicknesses to the finished thickness of 1.5 mm before the stabilization treatment, i.e. when the additional cold rolling before the pre-stabilization treatment was not used, in accordance with the preferred embodiment of the invention. However, it will be seen that a significant improvement was also obtained with prior cold rolling at different reductions in contrast to the usual cold rolling and stabilization treatment, although the improvement was not as great as with the above-mentioned preferred embodiment.

Eksempel IV Example IV

Spenningskorrosjonsforsøk med legeringene ifølge eksempel I etter behandlingene i henhold til eksemplene II og III ble utført på den følgende akselererte måte: Prøvestykker på 1,5 mmx 50 mm x 6 ble utsatt for spenning eller trykk ved 80 % av deres flytegrense i en 6 % oppløsning av NaCl + 0,005 M NaHC03. En anodisk strøm av 65 mA/cm<2>ble anlagt via en platinanettkatode. En svikttid på 13 timer ved de akselererte forsøk svarer til en svikttid for for-formede U-bøyde stykker i sjøvann på over 3 år, en grense som normalt angir en spennings-korros jons-motstandsdyktig tilstand. Stress corrosion tests with the alloys of Example I after the treatments of Examples II and III were carried out in the following accelerated manner: Specimens of 1.5 mm x 50 mm x 6 were subjected to stress or press at 80% of their yield strength in a 6% solution of NaCl + 0.005 M NaHCO3. An anodic current of 65 mA/cm<2> was applied via a platinum grid cathode. A failure time of 13 hours in the accelerated tests corresponds to a failure time for pre-shaped U-bent pieces in seawater of over 3 years, a limit which normally indicates a stress-corrosion-resistant condition.

Claims

Process for treating aluminium-magnesium alloys containing 5.0-10.0% magnesium, in particular to increase stress corrosion resistance, where the alloy is, for example, in a hot-rolled state with a thickness of approx. 0.5-1.5 cm, and where the alloy is heated to a temperature of around 400°C with a heating rate not exceeding 28°C per hour and then cooled at a cooling rate of the order of 28°c per hour, characterized in that the procedure includes the following work steps:

A. The alloy is heated to the temperature range 343-426°C for 1-16 hours, during which the heating rate is not greater than 28°C per hour from 177°C, B. the alloy is cooled, during which the cooling rate is not greater than 28°C per hour to 177°C, optionally followed by a cold reduction of 5.0-95.0%, C. the alloy is heated to the temperature range of 107-190°C for 15 minutes to 24 hours, D. the alloy is cooled to ambient temperature, E. the alloy is cold reduced with a reduction of 5.0-95.0%, F. the alloy is heated to the temperature range of 107-190°C for 15 minutes to 24 hours, G. the alloy is cooled.