NO143166B - Fremgangsmaate ved fremstilling av dispersjonsforsterkede aluminiumlegeringsprodukter - Google Patents

Description

Foreliggende oppfinnelse vedrører en fremgangsmåte av den

art som er angitt i krav l's ingress. De mekaniske egenskapene for et dispersjonsforsterket legeringsprodukt re-guleres med en fin dispersjon av mikroskopiske, uløselige partikler og/eller ved hjelp av fra disse partikler resul-terende dislokasjonsstruktur eller kornstruktur.

Dispersjonsforsterkede legeringsprodukter, inklusive aluminiumlegeringer, har blitt fremstilt ved hjelp av sintring av fint pulver. Reaksjonsprosesser i fast tilstand har også

blitt anvendt for fremstilling av dispersjonsforsterkede produkter, som f.eks. hurtigstål. Kjente dispersjonsforsterkede legeringer har nyttige egenskaper, som f.eks. høy styrke ved høye temperaturer.

Foreliggende oppfinnelse fremskaffer en fremgangsmåte ved fremstilling av aluminiumlegeringer, hvorved et relativt duktilt metall forsterkes ved hjelp av en dispersjon av relativt harde partikler av intermetalliske forbindelser eller intermetalliske faser. Fremgangsmåten ifølge nærværende oppfinnelse er avhengig av anvendelsen av kjente støpe- og fabrikasjonsprosesser.

I US-natent nr. 2.170.039 er beskrevet fremstilling av en aluminiumlagerlegering, hvori grove intermetalliske primære krystaller er innleiret i en relativt bløt aluminiummatrise. Den i patentet beskrevne oppfinnelse vedrører således ikke dispersjonsforsterkning av legeringer, idet de primære krystaller som er nødvendig for lagermetallstrukturer er for store til å gi en signifikant dispersjonsforsterkning. De deri beskrevne legeringer er nødvendigvis hyper-eutektiske og alle de gitte eksempler viser sterkt hypereutektiske legeringer som ikke støpes kontinuerlig og således resulterer i dannelse av grove primære intermetalliske krystaller. Legeringene knas for å avrunde kantene av de grove primære krystaller og innleire disse ennå fastere i matrisen.

Fremgangsmåten ifølge nærværende oppfinnelse er rettet på fremstillingen av dispersjonsforsterkede aluminiumlegeringer ved å bearbeide en støpemasse av aluminium, hvori sprøe stavlignende intermetalliske faser forekommer, for å fordele de stavlignende fasene for dannelse av separate partikler som er dispergert i hele massen. Man har funnet at når de intermetalliske partiklene med en diameterstørrelse i området fra 0,1 - 2 pm utgjør 5,0 - 20 volum-% av en aluminiumsle-gering, så har den tilvirkede legering interessante mekaniske egenskaper. De mekaniske egenskapene er dårlige når volumandelen ligger under 5,0 %, hvorved derimot duktiliteten og seigheten minsker når volumandelen overstiger 20 %. Egenskapene blir også påvirket i uheldig retning ved nærvær av grove intermetalliske partikler med en diameterstørrelse over 3 pm. Jo jevnere dispersjonene av de intermetalliske partiklene er, desto bedre er de mekaniske egenskapene til sluttproduktet, og av denne grunn fremstilles fortrinnsvis støpemassen av aluminium under slike betingelser at områdene, som ikke inneholder stavlignende faser, er små.

Fremgangsmåten er særpreget ved det som er angitt i krav 1's karakteriserende -del.

De intermetalliske staver dannes fortrinnsvis av en intermetallisk fase, som inneholder aluminium og i det minste ett og vanligvis to metaller fra gruppen bestående av Fe, Ni og Mn. Den intermetalliske fasen kan også inneholde Si. Den gjennomsnittlige diameteren til de intermetalliske staver ligger fortrinnsvis i området fra 0,1 - 0,8 pm.

Den vanligste metode for fremstilling av stavlignende inter-metalliske faser i en aluminiummasse er å støpe en eutektisk legering, inkorporere legeringselementer som danner inter-metalliske faser med aluminium, og at man velger støpe-betingelser for fremstilling av såkalt "koplet vekst"

("coupled growth"). Dette fenomen er velkjent og forklares

i en artikkel av J. D. Livingston i "Material Science Engineering", Vol. 7 (1979), sidene 61 - 70.

Det er velkjent at når en masse av en smeltet legering av eutektisk eller nesten eutektisk sammensetning størkner ved å bortføre varme, slik at man får en temperaturgradient i

retning av enden til massen, så kan orienterte lameller eller staver (fibre) av intermetalliske forbindelser vokse i metallmatrisen. Det er også velkjent at slike fibre eller lameller avstedkommer en forsterkende effekt, og da spesielt for-bedret strekkfasthet i lamellenes eller stavenes retning.

Lamelle-lignende og stavlignende eutektiske strukturer

kalles ofte "regulære" eller "normale" eutektika for å skille disse fra andre strukturer som størkner fra eutektiske sammensetninger, men som har en irregulær struktur eller fasett-struktur. Det er velkjent at "regulære" eutektika, hvor volumandelen av intermetalliske forbindelser er lav (mindre enn ca. 30 %), har en tendens til å størkne på en stavlignende måte, mens de med mer ekvivolum sammensetning vokser med en lamellær struktur. I visse eutektika får man en lamellær struktur ved lave veksthastigheter og en stavlignende struktur med høye veksthastigheter. Forurensninger og ledsagende vekstformler av "cellulær"- eller "koloni"-type har en tendens til å fremme dannelsen av en stavformet struktur. Støpelegeringer, som har en lamellær struktur, er ikke interessant ved fremstillingen av dispersjonsforsterkede produkter ved fremgangsmåten ifølge nærværende oppfinnelse. Den intermetalliske fasen, som er beskrevet som stavlignende, er ikke nødvendigvis sylinderformet, og kan f.eks. være heksa-gonal eller rektangulær i tverrsnittet og med et forhold mellom hovedakse og minimumsakse så høyt som 5 til 1. Hver enkelt stav kan være noe forgrenet, men har i hovedsak et jevnt tverrsnitt. De er bestandig helt distinkte fra lamel-lærtype eller grove irregulære strukturer.

Ved de kjente prosesser for fremstilling av støpemasser med stavlignende, intermetalliske forbindelser, har kjølingen vanligvis blitt utført meget langsomt og under betingelser som tilsikter å opprettholde en i alt vesentlig plan størk-ningsfront for på den måte å fremstille grove staver (fibre) av intermetalliske forbindelser, og som alle var orienterte i støperetningen. Mange fiberforsterkede sammensetninger er fremstilt med langsom ensrettet størkning av høyrene eutektika. Disse materialer er meget anisotrope, og den forsterkede effekten til de intermetalliske fasene har man hovedsaklig i stavenes retning. Mens—disse materialer er dyre å fremstille på grunn av den langsomme kjølehastigheten og den høye renheten til de metalliske ingredienser, og som kreves for å avstedkomme den ønskede orientering av stavene, så

har de også den ulempe at de er sprøe, og de mislykkes på grunn av sprøhetsbrudd eller delaminering av de grove inter-metalliske fasene. Mens fiberforsterkede støpemetaller har blitt gjenstand for laboratorieundersøkelser, så har produk-sjonsmetodene som er anvendt krevet så meget forsiktighet og har vært så langsomme at produktene bare har vært av be-grenset kommersiell interesse.

I motsetning til de allerede nevnte fiberforsterkede sammen-setningene stiller man ifølge nærværende oppfinnelse ingen krav om at de stavlignende fasene må være orientert i støpe-massens akse. Imidlertid foretrekkes det at de skal være orienterte. Følgelig er det ingen krav ved fremstillingen av støpestykker for anvendelse ved fremgangsmåten ifølge nærværende oppfinnelse om at størkningsfronten i alt vesentlig skal være plan. Følgelig er det mulig å fremstille støpeblokker ved direkte kokillestøping under betingelser som er valgt for å sikre "koblet vekst" ("Coupled growth")

av den intermetalliske fasen i staver med den nødvendige diameter i matrisen som utgjøres av det mer duktile alumini-umet. Meget tilfredsstillende dispersjonsforsterkede produkter kan oppnås forutsatt at støpemassen fremstilles på

en slik måte at den intermetalliske fasen vokser i form av fine, og med liten avstand fra hverandre liggende staver med en gjennomsnittlig diameter av 0,1 - 1,5 pm, slik at de kan brytes opp ved etterfølgende bearbeidelse for fremstilling av en jevn dispersjon av fine intermetalliske partikler .

I støpemassen vil den gjennomsnittlige avstanden fra sentrum til sentrum i stavene fortrinnsvis ikke være mer enn 1 um méd det formål at den gjennomsnittlige avstand mellom partiklene i sluttproduktet er meget liten, og hvorved partiklene selv har en gjennomsnittlig diameterstørrelse på ikke mer enn 2 jom, fortrinnsvis 0,2-1 um. En fremgangsmåte for bestemmelse av den gjennomsnittlige partikkeldiameter vil nedenfor forklares.

I sluttproduktene bør partikkeldiameteren til den dispergerte intermetalliske fase være tilstrekkelig for å gi en avstand mellom en partikkel og den nærmest inntil-liggende på 3 um eller mindre, slik at partiklene vil avstedkomme og stabi-lisere en dislokasjonscelle-struktur av denne størrelses-orden under kald-deformasjon, eller slik at man kan holde en korn-diameter i den størrelsesorden etter varmebehandling. Hvis dette mellomrom mellom partiklene gjennomsnittlig overstiger ca. 3 um, vil den mekaniske styrken suksessivt reduseres til nivåer som gjør at legeringen er av liten kommersiell interesse. Hvis partiklene er for små (mindre enn ca. 0,1 pm) så vil de ikke holde ikke-orienterte korngrenser med høy vinkel i aluminiummatrisen, og materialet vil opp-føre seg på samme måte som standardlegeringer, hvori de faste partikler er utfelt fra fast løsning av varmebehandling. Derimot vil partiklene, som er dannet ved oppdeling av den stavlignende fasen, og som utfelles ved en normal varmebehandling ha en diameter på under 0,1 pm. Hvis de inter-metalliske partiklene er for store eller ujevnt fordelt i produktene fremstilt av eutektiske legeringer med stav-lignende intermetalliske faser, så vil de tjene som steder hvor man før spenningskonsentreasjoner, eller de vil tjene som veier for sprekkforplantning, og materialet vil miste sin seighet eller formbarhet. Også strekkfasthet og re-krystallisasjonstemperatur vil reduseres. Av samme grunn er grove intermetalliske, primære partikler uønskede.

Legeringer betraktes som vesentlig kommmersielt interessante på grunn av styrken og formbarheten til sluttproduktet, som inneholder 5,0 - 12 volum-% intermetallisk forbindelse.

Mens en gjennomsnittlig partikkeldiameter av 0,1 - 1,5 pm kan gi tilfredsstillende egenskaper til sluttproduktet, så foretrekkes, som allerede angitt, en gjennomsnittlig partikkeldiameter fra 0,1 - 0,8 um. Den gjennomsnittlige partikkeldiameteren bestemmes ved å telle antallet nærværende partikler i en enhetsflate av en tverrsnitts-seksjon i en mikrograf, og da ved å se bort fra primære intermetalliske partikler og fine partikler som er utfelt fra fast løsning. Slike partikler kan lett iakttas av en erfaren metallurg.

Den gjennomsnittlige partikkeldiameteren fås ved hjelp av følgende formel

hvor d = partikkeldiameter

Np = antall partikler pr. enhetsflate

V = volumandel av intermetalliske forbindelser

(0,05 - 0,20)

Den ovenfor stående formel uttrykker størrelsen av partiklene ved hjelp av diameteren til en kule med samme volum. Diameteren til en langstrakt partikkel, som er dannet ved av-deling av en sylinderformet stav, vil vanligvis, uttrykt på denne måte, være større enn diameteren til den stav av hvilken partikkelen er dannet.

Da det ikke stilles noen krav til den sammenkoblede fasen med hensyn til orientering i en enkelt retning, så er det unødvendig å undertrykke dannelsen av eutektisk, cellulær vekst (forårsaket av seigring av forurensninger) og således kan kommersielt rent aluminiummetall anvendes for fremstillingen av støpelegeringen. Denne cellulære eller "koloni"-måten for størkning gir uorienterte intermetalliske staver. Ved fremstilling av støpelegeringen bør metallet støpes under slike betingelser at man i alt vesentlig unngår kimdannelse av intermetalliske forbindelsr i det smeltede metall forut for fronten mellom det flytende metallet og det faste metallet. Opp til ca. 2 volum-% grove, primære, intermetalliske partikler kan tolereres, men et fullstendig fravær .av slike partikler er i aller høyeste grad foretrukket. Imidlertid hvor volumandelen av grove, primære, intermetalliske partikler er under 2 %, vil støpelegeringen betraktes som i alt vesentlig å være fri for slike partikler. For å oppnå kravet til undertrykkelse av veksten av primære partikler så har man funnet at det må være en temperaturgradient på minst 5°C/cm i det smeltede metall i den umiddelbare nærhet av størkningsfronten. Ved en egnet regulering av temperatur-gradienten i området for størkningsfronten er det mulig å oppnå det ønskede resultat ved fremstilling av støpealu-miniumlegering med ikke mer enn 2 volum-% av primære, inter-metalliske partikler (i motsetning til staver) fra smeltet metall, hvori legeringselementene overstiger den eutektiske sammensetning med så mye som 10 %.

For å oppnå den foretrukne intermetalliske stavavstand på 1 |um eller mindre, har man funnet at veksthastigheten (has-tigheten for utfelling av fast metall i en retning som i alt vesentlig er loddrett på størkningsfronten) må i det minste være 1 cm/min. Således vil man forstå at kravene til støpeprosessen, som allerede angitt, er slik at støpe-blokkene med de ønskede egenskapene kan fremstilles ved den konvensjonelle direkte kokille-støpeprosessen, hvorved kjølemiddel anvendes direkte på blokkens overflate, når denne fremkommer fra en ende-åpen støpeform, og dette står i markant motsetning til de meget langsomme og ensartede vekstbetingelser for grove fiberforsterkede sammensetninger, og som er tidligere beskrevet. Den direkte kokille-støpe-prosessen, og da spesielt når man anvender en støpeform med synkeboks i forbindelse med glassdukfordeler, tillater opprettholdelsen av relativt stabile betingelser i den umiddelbare nærhet av størkningsfronten, mens det anvendes en kraftig kjøling på det størknede metallet ved anvendelse av kjølemiddel på overflaten til støpeblokken som fremkommer fra støpeformen ved den samme tid som det smeltede metall tilføres ferskt til støpeformen. Dette muliggjør oppnåelsen av den ønskede høye veksthastighet i forbindelse med den nødvendige kraftige termiske gradienten som kreves for sam-menkoblet vekst av metallmatrise og intermetallisk fase uten dannelse av grove, primære, intermetalliske partikler.

Uttrykket "eutektisk sammensetning" anvendes her for å ut-trykke binære, ternære og høyere eutektiske sammensetninger såvel som en type sammensetninger som ligger nær disse eutektiske sammensetninger, i hvilke det er mulig å erholde sam-tidig utfelling av den duktile aluminium-metallfasen samt en eller flere stavlignende intermetalliske faser. Inkludert i "eutektiske sammensetninger" er også. sammensetninger som ligger nær opptil grensene mellom faseområder med eutektisk karakter, f.eks. en monovariant legering, dvs. en legering som størkner ved en monovariant, eutektisk reaksjon. Generelt kan man si at den ønskede stavlignende intermetalliske fasen må fremstilles uten kraftig vekst av grove, primære, intermetalliske partikler eller kraftig vekst av primære aluminiumdendritter i "eutektiske sammensetninger", i hvilke det totale innholdet av hovedlegeringselementene er mindre enn 10 % over eller 20 % under det totale innhold av disse elementer ved eutektikum eller eutektisk lavpunkt.

Det foretrekkes imidlertid at innholdet av legeringselementer er 90 - 100 % av det som kreves for eutektikum. Hvis le-geringselementtilsetningene er mindre enn det som tilsvarer den eutektiske sammensetning, så dannes primære aluminiumdendritter (i tillegg til den ønskede eutektiske struktur). I dette tilfelle vil mikrostrukturen bestå av aluminiumdendrittkorn, som i alt vesentlig er fri for inter-metalliske faser, samt stavlignende eutektisk struktur, som ved grensene vil danne dendrittkrystaller. Nærvær av store flater, som er fri for intermetalliske staver, vil åpenbart ha en tendens til å minske jevnheten av partikkeldispersjonen når støpelegeringen valses eller på annen måte deformeres for å bryte opp og dispergere den sprø intermetalliske fase. For en bestemt veksthastighet er hele den koblede vekst-strukturen optimal. Nærvær av aluminiumdendritter er imidlertid helt aksepterbart forutsatt at den gjennomsnittlige intermetalliske partikkelstørrelse og avstand etter bearbeiding er som allerede spesifisert. Det er naturligvis åpenbart at desto finere dendrittkrystallene er, dvs. desto hurtigere veksthastigheten er, desto mer aluminiumdendritt-volum kan aksepteres i den ønskede struktur i sluttproduktet.

I enkelte tilfeller kan så meget som 50 - 60 volum-% aluminium-dendritter aksepteres i relativt tykke støpeblokker, som er støpt ved den direkte, kontinuerlige kokillestøpeprosessen, men egenskapene til de valsede produktene synker suksessivt med volumøkningen av dendritter ved støping av tynt materi-ale, dvs. opp til 25,4 mm tykkelse, hvor eksem<p>sjonelt høye kjølehastigheter kan oppnås, kan selv høyere prosentuelle andeler av aluminiumdendritter med meget liten størrelse

størrelsesorden 5 pm aksepteres, og forutsatt at dendrittene er tilstrekkelig små vil de mekaniske egenskapene ikke påvirkes meget i uheldig retning.

Når støpelegeringen deformeres ved valsing eller ekstru-dering, vil de intermetalliske staver ikke brytes i stykker tilfeldig, da de har en tendens til å bli delt jevnt langs hele sin lengde, hvorved det avstedkommes jevne, men noe langstrakte partikler hvis diameter tilsvarer diameteren til de op<p>rinnelige intermetalliske stavene. Disse partikler har en tendens til å dispergere seg selv jevnt over den duktile metallmatrisen under den etterfølgende deformasjon av blokken. På grunn av at partiklene er små i størrelse,

at de opptar en liten volumandel og at de er jevnt fordelt i matrisen, så vil de ikke i uheldig retning påvirke seigheten eller formbarheten til materialet. Forholdet mellom lengden og diameteren til hoveddelen av partiklene, som dannes ved oppstykking av de intermetalliske staver, ligger i området fra 1:1 til 5:1. Derimot er gjennomsnittslengden til de stavlignende intermetalliske forbindelser i støpe-

legeringen vanligvis i alt vesentlige mer enn 100 ganger diameteren.

Egenskapene til sluttproduktene, æm er fremstilt ved fremgangsmåten ifølge nærværende oppfinnelse, er til en viss grad anisotrope. Det foretrekkes å redusere de relative proporsjoner av anisotropien ved å innføre små mengder Cu og/eller Mg, som forblir i fast løsning i Al-fasen, og som har kjente styrkegivende egenskaper.

Ved fremstillingen av valsede produkter med god formbarhet for slike formål som bilkarosseripressing,så er det tillatt å ofre en del av den potensielle styrken til produktet for å sikre de ønskede formbarhetsegenskapene, og i visse tilfeller for å legge fremstillingen av feilfrie og sprekkfrie støpeblokker i begynnelsen av støpetrinnet. Av denne grunn og for å minske dannelsen av grove, primære intermetalliske partikler ved fremstillingen av valsede produkter ved fremgangsmåten ifølge nærværende oppfinnelse så foretrekkes at det totale innholdet av hovedlegeringselementer bør være noe mindre (mellom 90 - 100 %) enn det som kreves for en eutektisk blanding.

Ved fremstillingen av dispersjonsforsterkede aluminiumlegeringer er oppfinnelsen generelt sett anvendbar for "eutektiske sammensetninger", hvori legeringsbestanddelene er to eller flere utvalgt fra gruppen bestående av minst 1,2 % Fe, minst 1,1 % Ni, minst 0,3 % Mn og minst 0,5 % Si, hvorved hovedlegeringsbestanddelene forekommer i en total mengde som gir ca. 5,0 - 20 volum-% av intermetalliske faser. Den nevnte legering inneholder også slike mengder av andre elementer, slik at disse ikke ødelegger muligheten for vekst av fine stavlignende intermetalliske faser. En spesi-ell anvendelse av oppfinnelsen ved fremstillingen av nye Al-Fe-Mn- og Al-Fe-Ni-dispersjonsforsterkede knaprodukter, som er dannet ved å bearbeide støpemasser av "eutektiske sammensetninger", hvilke er fremstilt under de nødvendige betingelser er å la den intermetalliske fasen vokse i form av staver av passende størrelse, og vel å merke med passende mellomrom. Ved støpingen av legeringer, som inneholder både Fe og Ni som hovedlegeringselementer, så kan opptil 0,5 % av det totale Fe- og Ni-innholdet erstattes med samme mengde Co.

Etter å ha fremstilt en støpelegering av den nødvendige struktur, så kan nedbrytningen av den sprøe intermetalliske fase i dispergerte partikler oppnås enten ved varm og/eller kald bearbeidelse av støpelegeringen på forskjellige måter. En reduksjon på i det minste 60 % kreves for den nødvendige dispersjon av partiklene, som dannes ved nedbrytningen av de intermetalliske staver. Mens man må passe på at tid/- temperaturbetingelsene, som velges for den foreløpige opp-varmingen av blokken før varmbearbeidelse, ikke resulterer i sammenvoksing av de intermetalliske forbindelser, så er det liten vanskelighet med å velge tilfredsstillende betingelser. For f.eks. Al-Fe-Mn- og Al-Fe-Ni-eutektiske blandinger kan støpeblokken oppvarmes til en temperatur på 500°C i 1 time før varmbearbeiding.

Ved fremstilingen av valsede produkter foretrekkes det å utføre hoveddelen av reduksjonen av den opprinnelige støpe-blokk ved varmvalsing, men det foretrekkes også å anvende en etterfølgende kaldvalsingsprosess for å oppnå i det minste en ytterligere 10 %<1>ig reduksjon samt fortrinnsvis minst 50 %<!>ig reduksjon av den varmvalsede platen for å avstedkomme den ønskede dislokasjonsstruktur i aluminiummatrisen. Med uttrykket "kald bearbeiding" forstås at legeringen har blitt gjenstand for bearbeiding ved en temperatur under ca. 250°C.

Legeringen, som har blitt deformert ved kaldbearbeiding, kan holdes ved 200°C (eller høyere) for å avstedkomme avfastning eller rekrystallisasjon. Selv når en etterfølgende prosess-operasjon, så som porselensemaljering eller slaglodding, resulterer i rekrystallisasjon i det kaldbearbeidede materialet, så vil materialet fremdeles vise høyverdige egenskaper. En meget fin kornstørrelse eller subkornstørrelse, som er-holdes ved en slik behandling, gir et viktig bidrag til materialets mekaniske egenskaper.

Oppfinnelsen er spesielt nyttig ved fremstillingen av valsede plater i det konvehsjonelle området med hensyn til tykkelse, nemlig 0,54 -' 0,09 mm.

Et spesielt område, hvor oppfinnelsen er spesielt nyttig

er ved fremstillingen av aluminiumlegeringsplater av relativt lav pris, og da med hensyn til legeringsbestanddelene, og en legering med god formbarhet og høy styrke etter behand-linger ved høyere temperatur, så som emaljering og slaglodding, og da sammenlignet med legeringer som for nærværende konvensjonelt anvendes for dette formål. Denne forbedrede plate er basert på de ovenfor nevnte Al-Fe-Mn og Al-Fe-Ni-eutektiske sammensetninger. Disse legeringer med eventuelle tilsetninger av Mg og/eller Cu og/eller i det tilfelle med Al-Fe-Ni-legering kan Mn være tilsatt, og når disse blir gjenstand for en endelig termisk behandling ved en temperatur i området fra 230 - 450°C etter kaldbearbeiding, så leder de til et valset produkt med utmerket formbarhet i forhold til de erholdte mekaniske styrkeegenskapene.

Når det gjelder produkter, så som pressede bilkarrosserier, så er det meget ønskelig for aluminiumplater å o<p>pvise følgende minimale kombinasjon av egenskaper:

Erichsen-prøven er en skålprøve, hvor et stykke av en me-tallplate som er innspent bortsett fra sentrum, bli deformert av et stempel med kuleformet tupp, hvorved man får en inntrykksdybde i metallplaten. Høyden av den inntrykte skålen i millimeter er et mål for metallets duktilitet.

Prøven er beskrevet i British Standards Institution B.S.

3855: 1965: under tittelen "Method for. Modified Erichsen Cupping Test for Sheet and Strip Metal".

Den foretrukne eutektiske sammensetning for Al-Fe-Mn-legeringen har et Fe- og Mn-innhold som ligger innenfor koordinatene 1,9 % Fe, 0,3 % Mn; 2,0 % Fe, 0,8 % Mn; 1,4 % Fe, 1,2 % Mn; 1,4 % Fe, 0,6 % Mn, hvorved legeringen også inneholder Zn, Li, Cu, Mg og Si opptil 1,5 % totalsum og opptil maksimalt 1,0 % av hver; andre elementer opptil maksimalt 1,0 % totalsum og opptil 0,3 % hver, samt resten Al. Mest foretrekkes det imidlertid at legeringen skal inneholde Fe og Mn innenfor koordinatene 1,8 % Fe, 0,6 Mn; 1,8 % Fe, 0,8 % Mn; 1,5 % Fe, 1,0 Mn; 1,5 % Fe, 0,7 % Mn, hvorved legeringen også inneholder 0,1 - 0,3 % Cu og opptil 0,3 %

Si, hvorved andre elementer fortrinnsvis utgjør under 0,15 % totalsum (maksimalt 0,1 % hver) og resten Al. Sammenset-ningene, som ligger innenfor det ovenfor nevnte videre og smalere området for Fe- og Mn-innhold, er innenfor 10 %

mer enn eller 20 % under en eutektisk sammensetning.

Når det gjelder Al-Fe-Ni-basert legering, ligger de foretrukne Fe- og Ni-innhold innenfor koordinatene 1,9 % Fe,

1,1 % Ni; 1,9 % Fe, 1,8 % Ni; 1,5 % Fe, 2,5 % Ni; 1,2 % Fe, 2,5 % Ni; 1,2 % Fe, 1,2 % Ni, hvorved legeringen også inneholder opptil 1,5 % Mn, opptil 1,5 % totalsum av Zn, Cu, Li, Mg og Si, og opptil maksimalt 1,0 % av hver, hvorved andre elementer oppgår til maksimalt 1,0 % totalsum og opptil 0,3 % hver, og hvorved Al utgjør resten. Den mest foretrukne sammensetning har et Fe- og Ni-innhold innenfor koordinatene 1,7 % Fe, 1,2 % Ni; 1,8 % Fe, 1,7 % Ni; 1,4 % Fe, 2,3 % Ni; 1,4 % Fe, 1,2 % Ni, og hvorved legeringen også inneholder 0,3 - 0,6 % Mn, opptil 0,5 % Cu, opptil 0,5 % Mg, opptil 0,3 % Si, og hvorved andre elementer oppgår til 0,15 % totalsum og opptil 0,1 % hver, og hvorved Al utgjør resten. Opptil 0,5 % Co kan erstattes med en ekvivalent del av Fe- og/eller Ni-innhold, men den relativt høye prisen på Co gjør det usannsynlig at dette vil anvendes i praksis.

Strukturen til støpeblokken av en Al-Fe-Mn-eutektisk sammensetning, som har størknet ved en veksthastighet som er større enn ca. 1 cm/min. med temperaturgradienter i det flytende metallet som er større enn ca. 5°C/cm, utgjøres av en "eutektisk" struktur, som inneholder fine staver av

(Fe, Mn)Alg-fase, med en gjennomsnittlig diameter som er mindre enn 1 pm. I store støpeblokker, som er stø<p>t ved den kontinuerlige direkte kokillestøpeprosessen, varierer vekst-hastighetene fra sentrum til enden, og temperaturgradientene i det flytende metallet er ikke godt definert, og de nevnte gradienter reduseres ved blanding på grunn av konveksjons-strømmer i badet av smeltet metall. Ikke desto mindre har man funnet det mulig å støpe en blokk med den ønskede struktur ved anvendelse av den kontinuerlige direkte kokille-støpeprosessen, hvorved man støper legeringen ved 75 - 100°C over dets smeltepunkt, og hvorved man anvender en støpeform som er utstyrt med en synkeboks og en glassduksil som fordeler, og som er konstruert for å redusere påtvungen og naturlig kon-veksjon i det smeltede metallbadet i blokken under støping.

Når en støpeblokk, som har den riktige struktur, blir varmvalset eller ekstrudert, så vil den stavlignende (Fe, Mn)Alg-fasen brytes opp i en fin jevn dispersjon av partikler i aluminiummatrisen. Når dette materialet blir kaldbearbeidet, blir materialstyrken øket, og en del av den økte styrken beholdes selv etter etterfølgende avfastning eller rekrystallisasjon på grunn av den meget fine korn- eller sub-kornstørrelsen som stabiliseres ved hjelp av den inter-metalliske dispersjonen.

Mange andre eutektiske sammensetninger kan anvendes ved fremstilling av dispersjonsforsterkede produkter ved hjelp av fremgangsmåten ifølge nærværende oppfinnelse. Et ytterligere eksempel på en slik eutektisk sammensetning, som kan støpes og fremstilles ved hjelp av nærværende fremgangsmåte er en Al-Fe-Mn-Si-legering. En foretrukket sammensetning av en slik legering er 1,4 - 2,2 % Fe; 0,5 - 2,0 % Si;

0,1 - 1,0 % Mn; opptil 1,5 % totalsum (1,0 % maks av hver) av Zn, Cu, Li, Mg; opptil totalt 1,0 % (0,3 % maks hver) av

andre elementer; og resten Al. Et spesielt foretrukket område er 1,7 - 2,0 % Fe, 0,5 - 1,0 % Si, 0,5 - 0,9 % Mn, opptil 0,3 % Cu, opptil 0,3 % Mg, opptil 0,15 % totalsum (0,1 % maks hver) av andre elementer og resten Al.

Et annet eksempel på en egnet eutektisk sammensetning er en Al-Ni-Mn-eutektisk sammensetning, som inneholder 4,5 - 6,5

% Ni og 0,3 - 2,5 % Mn. Zn, Cu, Li, Mg, Fe og Si får fore-komme i mengder opptil 1,5 % totalsum og 1,0 % hver. Hovedlegeringselementene Ni og Mn holdes fortrinnsvis innenfor området 5,5 - 6,0 % Ni og 1,0 - 2,0 % Mn. Fortrinnsvis holdes Cu, Mg, Fe og Si under 0,3 % hver. Andre elementer holdes under en totalsum på 1,5 %, fortrinnsvis under 0,15 % samt under 0,3 % hver og fortrinnsvis under 0,1 % hver.

Et annet eksempel på en egnet eutektisk sammensetning er et Al-Fe-Si-eutektikum. En egnet sammensetning inneholder ca. 1,8 % Fe og ca. 3 % Si. Mens det er tillatt å inkorporere opptil 1,5 % totalsum (1,0 % maks hver) av Zn, Cu, Li, Mg,

Mn opptil 1,0 % totalsum (0,3 % maks hver) av andre elementer. Det foretrekkes å holde følgende maksimalverdier ved tilsetning av legeringslementer: opptil 0,5 % Cu, opptil 0,5 % Mg, opptil 0,5 % Mn og opptil 0,15 % totalsum (0,1

% maks hver) av andre elementer.

Et ytterligere eksempel er en Al-Mn-Si-eutektisk sammensetning. En egnet sammensetning inneholder ca. 2 % Mn og ca. 2 % Si. Mens det er tillatt å tilsette opptil 1,5 % totalsum (1,0 % maks. hver) av Zn, Cu, Li, Mg, Fe samt opptil 1,0 % totalsum (0,3 % maks hver) av andre elementer, så foretrekkes det å holde de følgende maksimalverdier ved tilsetning av legeringselementer: opptil 0,5 % Cu, opptil 0,5 % Mg, opptil 0,5 % Fe, opptil 1,0 % totalsum

(0,3 % maks hver) av andre elementer.

I de følgende eksempler beskriver eksempelene 1-3 prøver som er utført for å vise fordelene med fremgangsmåten ifølge nærværende oppfinnelse og da med henblikk på den ovenfor nevnte aluminiumjernmangan-eutektiske sammensetningen, og eksemplene skal illustrere (1) strukturens effekt, (2) re-sultater av produksjonsforsøk og (3) innvirkningen av modi-fikasjoner på basislegeringen.

EKSEMPEL 1

Effekten av strukturen på strekk- eqenskapene

Sammensetning: 1,8% Fe - 1,0% Mn - 0,1% Si - andre

elementer < 0,01% hver - resten Al.

Stope-prosessen: Stopeblokk A - 31,75 mm diameter,

vokst ved vannavkjoling. Den inter-metalliske (Fe,Mn)Alg-fasen forekom i form av staver på ca. 0,5 um i diameter.

Stbpeblokk B - stopt som 31,75 mm tykke stopeblokker i jernkjole-stopeform. Den intermetalliske fasen forekommer i form av grove partikler, som har en storrelse på opptil 10 um, og som er uregelmessig fordelt.

Prosess: Begge stopeblokkene bl*3 oppvarmet til 500°C i 1 time} varmvalset til 3,8

mm; kaldvalset til 0,127 mm plate.

Strekk-prover ble uttatt fra platen og clodet i 100 timer vp>d temperaturer som er vist i tabell 1. Strekkfasthetsegenskapene av en plate som er valset fra stopeblokk B er lik de ved den konvensjonelle AA-3003-platen. De meget markante fordelaktige egenskapene til platen som fås fra stopeblokk A i forhold til platen som fås fra stopeblokk B

går klart frem av ovennevnte data.

EKSEMPEL 2

Prover med D. C. ( direkte- kjolt) stopeblokk

Sammensetning: 1,65% Fe - 0,95% Mn - 0,09% Si - andre

elementer <0,01% hver - resten Al.

Stope-prosess: 12,7 x 50,8 cm D.C. stopeblokk, stopt ved 7,62 cm/min.; 2,54 cm stopeform-lengde (anvendelse av synkeboks); glass-duk-sil rundt metallnivået for regulering av stromningen ved enden av dypperoret, hvorigjennom metallet tilfores støpe-formen; metalltemperatur 725°C.

Prosess: Stopeblokken forvarmet til 500°C og varmvalset til 6,6 mm og: Tabellfortegnelse (1) Varmvalset plat<=, kald-valset til 3,81 mm: glod^t ved 400°C i en time; deretter kaldvalset til 0,127 mm. Tabellfortegnelse (2) Delvis clodet ved 25°C i 1 time mellom gjentatte 15% reduksjoner ved kaldvalsing til 0,127 mm.

Undersøkelsen av strukturen av den stopte blokken viste at den intermetalliske fasen (Fe,Mn)Al^ forekom i form av staver med ca. 0,5 um diameter i metallmatrisen.

Etter at stopeblokken var blitt gjenstand for bearbeiding ved varmvalsing og kald-valsing, viste undersøkelse av platen at den intermetalliske fasen var brutt opp i en jevn dispersjon av fine partikler med en stbrrelse på 0,7 um gjennomsnittlig diameter.

EKSEMPEL 3

Effekt av andre elementer

Sammensetning: 1,7% Fe - 1,0% Mn - 0,1% Si - andre elementer < 0,01% hver - resten Al pluss tilsetninger som indikert.

Stope-prosess: Stopeblokk som blokk A i eksempel 1

med 31,75 mm diameter.

Prosess: Som i eksempel 1.

Undersokning av strukturene til stopeblokkene og de valsede

produktene viste en praktisk talt identisk struktur med den som fås i tilfelle med stopeblokk A i eksempel 1. Tilsetningene av Cu og Mg påvirker ikke veksten av den stav-lignende (Fe,Mn)Al^-fasen.

Ytterligere eksempler på erholdte egenskaper skal gis i det folgende ved anvendelse av visse binære og hoyere grader av eutektiske blandinger ved fremgangsmåten ifolge nærværende oppfinnelse .

EKSEMPEL 4

Legering: Aluminium 6,3% Ni (pluss ca. 0,2%

forurensninger)

Stopeprosess: 2 2,86 x 8,89 cm D.C. stopeblokk som

var stopt ved 15,2 cm/min.

Mekaniske egenskaper

(a) Stopeblokken forvarmet til 525°c og varmvalset til 6,35 mm plate.

EKSEMPEL 5

EKSEMPEL 6

Sammensetning: A 1,5% Fe - 0,0% Mn - 2,0% Ni - 0,1% Si - andre elementer < 0,01% hver - resten Al.

B 1,5% Fe - 0,5% Mn - 2,0% Ni - O,1% Si andre elementer < 0,01% hver - resten Al.

C 1,5% Fe - 1,0% Mn - 2.2% Ni - 0,1% Si

- andre elementer <^0,01% hver -

resten Al.

Stope-prosess: 3,175 cm diameterstopeblokk, som stopel

blokk A i eksempel 1.

Prosess: Som i eksempel 1.

Strekkfasthetsegenskaper: 0,12 7 mm plate.

I dette eksempel, hvor man anvendte legering B var gjennomsnittlig partikkeldiameter i den valsede platen 0,5 ;um (2 } im maksimum).

EKSEMPEL 7

Dette eksempel viser variasjonen av mekaniske egenskaper som fås ved tilsetning av kobber, kobber og mangan samt magnesium til en Al-Fe-Ni-legering av typen fra eksempel 6. Mekaniske egenskaper til en 1, 01 mm plate

EKSEMPEL 8

Plate fremstilt av Al- Fe- Mn- Si- leqerinqer

Strekk- eqenskaper

Undersokningen av proveblokker i stopt tilstand og undersokning av produktene som er fremstilt ved valsing i hvert av eksemplene 4-8 viste at disse hadde lignende strukturer som de som angitt for stopeblokk A i eksempel 1.

En indikasjon på hvordan de endelige termiske behandlingene

på 2 timer ved forskjellige temperaturer i området 250 til 450°C påvirker egenskapene av en aluminiumlegering med 1,65%

Fe, 0,91% Mn, 0,20% Cu, (legering fra eksempel 2 med 0,2% Cu tilsatt), og en aluminiumlegering med 1,6% Fe, 1,9% Ni og 0,5%

Mn (lik sammensetning B fra eksempel 6) gis i de vedlagte

figurene 1 og 2. Vanligvis har materialet for det blir gjenstand for den angitte termiske behandling blitt stopt som en 12,70 cm x 50,8 cm blokk overflatehovlet, gjen-oppvarmet til 500°C og varmvalset til 6,35 mm, kaldvalset til 3.81 mm, mellomglodet 2 timer ved 350°C og kaldvalset til 1.2 7 mm plate.

Av disse figurene ser man at de endelige behandlingstemperaturene på ca. 350°C gir den onskede kombinasjon av egenskaper for Al-Fe-Mn-legering, mens temperaturer på ca. 400°C foretrekkes for

Al-Fe-Ni-Mn-legeringen.

Alle prosentuelle angivelser er angitt i vektsprosent under henvisning til legerings-sammensetninger.

Oppfinnelsen skal videre illustreres under henvisning til foto-mikrografLer, se fig. 3-6.

Fig. 3 er et fotomikrografLmed en forstorrelse på 500 x av en stopeblokk 1,8% Fe, 0,8% Mn, resten Al (kommersiell renhet)

samt stopt under de betingelser som er angitt i eksempel 2.

Fig. 4 er et fotomikrografi med en forstorrelse på 500 x av en plate med 1,2 7 mm tykkelse, og som er fremstilt ved valsing av blokken fra fig. 3. Fig. 5 viser i kontrast strukturen ved den samme forstorrelse av en plate, som er dannet av samme legering, men fra en blokk som er stopt under slike betingelser at det var en kraftig dannelse av grove, intermetallinske partikler. Fig. 6 er et transmisjons-elektron-mikrografi. med en forstorrelse på 13.000 x av en valset og delvis glodet plate, som er dannet av Al og 6% Ni i eutektisk blanding, og viser noen langstrakte partikler av NiAl^.

For ytterligere å illustrere oppfinnelsen skal det henvises til vedlagte fig. 7, som viser en forenklet form av likvidus-grensene mellom Al,FeAl^ og Al,MnAlg. Området som indikeres av den ytre soliduslinjen 1 avgrenser et generelt område med eutektiske sammensetninger, hvilke kan anvendes for fremstillingen av stopte legeringer med stav-lignende intermetalliske faser med den onskede diameter, og da for anvendelse ved fremstillingen av dispersjons-forsterkede og bearbeidede aluminiumlegeringsprodukter ifolge nærværende oppfinnelse. Platen som angis av den indre soliduslinjen 2 avgrenser et foretrukket område av sammensetninger, med hvilke stopte legeringer, som har de onskede stav-lignende faser kan lettere fremstilles uten vekst av uonskede grove, intermetalliske partikler.

I fig. 8 er grenser for generelle foretrukkede områder av sammensetninger for systemet Al-Fe-Ni på lignende måte av-grenset ved ytre og indre soliduslinjer 3 og 4 i relasjon til grenser mellom fasene Al, FeAl^ og Al, (FejNi^Alg.

Mens det ved fremgangsmåten ifolge nærværende oppfinnelse foretrekkes å utgå fra stopematerialet, i hvilket de stav-lignende intermetalliske forbindelser har utviklet seg ved sammenvoksing av den eutektiske struktur, så er det også mulig å utgå fra stopematerialet hvor det er en stor volum-mengde aluminium-dendritter. Som allerede angitt kan stopematerialet omfatte disse store volum-mengder Al-dendritter når storkningen er meget hurtig, og dendrittene er tilstrekkelig små. Vedlagte fig. 9 er et fotomikrografL med 500 x forstorrelse. og illustrerer en aksepterbar struktur fra en stopt blokk av Al-Fe-Mn-Cu-legeringen fra eksempel 3, og som er fremstilt ved spesielt hurtig kjoling. De lyse områdene på dette fotomikrografi er individuelle aluminium-dendritter med en dimensjon på ca. 3 - 5 um, og de morke områdene utgjores av grupper av meget fine stav-lignende inter-metalliske forbindelser med en diameter på ca. 0,2 ,um. Fig. 10 er et fotomikrografi av det samme materialet etter at det har blitt kald-valset fra en tykkelse på 7,11 mm ned til en tykkelse på 1.01 mm. Legeringen ble stopt mellom et par avkjolte stålvalser i en maskin som er produsert av Hunter Engineering Company. I

det fblgende eksempel 9 anfores typiske betingelser for produk-sjonen av materialet ifolge fig. 9 og 10 sammen med materialets mekaniske egenskaper.

EKSEMPEL 9

Plate fremstilt av blokk, stopt ved hjelp av en dobbelt stål-valse- stopemaskin.

Strekkfasthets- eqenskaper - % forlenq<p>ls<p> med stav på 50, 8 mm

Selv om det er meget enkelt å stope en rektangulær aluminiumlegering som valse-emne med opptil ca. 15,24 cm tykkelse ved den direkte kontinuerlige kokille-stopeprosessen under betingelser som forer til i alt vesentlig fullstendig sammenvoksing i de foretrukkede eutektiske legeringer ifblge nærværende oppfinnelse, så er det mindre lett å oppnå det samme resultat når det gjelder meget tykkere blokker, som vanligvis anvendes ved fremstillingen av plateprodukter av aluminiumlegering.

Da imidlertid tykke blokker, f.eks. 45,72 cm tykkelse,

blir gjenstand for kraftig reduksjon ved overgang til plate,

så kan man tillate ganske store dendritter i den stopte legering.

EKSEMPEL 10

Plate, fremstilt av tykk D. C. blokk»

Mekaniske Egenskaper

Claims (5)

1. ■1. Fremgangsmåte ved fremstilling av dispersjons-forsterkede aluminiumlegeringsprodukter, karakterisert ved at en aluminiumlegering med en sammensetning som ligger mellom 20 % mindre og 10 % mere enn den eutektiske sammensetning, hvor hovedlegeringselementene, bortsett fra aluminium, er nikkel eller to eller flere av Fe, Ni, Mn og Si, eventuelt når både Ni og Fe er tilstede, kan opptil 0,5 vekt% av det kombi-nerte Ni- og Fe-innhold være erstattet med en ekvivalent mengde kobolt, hvilken legering etter størkning inneholder 5-20 volum-%, fortrinnsvis 5,0 - 12 volum-%, intermetalliske faser, kontinuerlig støpes, fortrinnsvis ved direkte vannstøping, med en veksthastighet for størkningsfronten på minst 1 cm/min., hvorved det dannes ikke-orienterte intermetalliske staver med en gjennomsnittlig diameter på 0,1 - 1,5 ytim, fortrinnsvis 0,1 - 0,8 pm, og i det vesentlige uten at det dannes grove primære intermetalliske partikler med en diameter over 3 pia, hvoret-ter de intermetalliske staver brytes opp til fine partikler ved at legeringen bearbeides for å redusere dennes tversnitts-areal med minst 60 %.
2. 2. Fremgangsmåte ifølge krav 1, karakterisert ved at den støpte aluminiumlegerings-masse underkastes minst 60 % reduksjon ved kaldvalsing alene.
3. 3. Fremgangsmåte ifølge krav 1, karakterisert ved at den støpte aluminiumlegerings-masse underkastes en initial reduksjon ved varmebearbeiding, etter-fulgt av en kaldbearbeiding for ytterligere å redusere den varmebearbeidete masse med i det minste 10 %.
4. 4. Fremgangsmåte ifølge krav 3, karakterisert ved at den varmebearbeidete masse ytterligere reduseres med minst 50 % ved kaldvalsing.
5. 5. Fremgangsmåte ifølge kravene 2-4, karakterisert ved at den kaldbearbeidete legering slutt-varmebehandles ved en temperatur i området 2 30 - 4 50°C.