NO814390L - Produkter av aluminiumlegering, samt fremgangsmaate for fremstilling av slike - Google Patents

Description

Denne oppfinnelse angår aluminiumlegeringer og nærmere

bestemt angår den aluminium-knalegeringsprodukter såsom ark-

, produkter egnet for dannelse til substrater for lagerenhets--skiver, for eksempel.

Ved fremstilling av aluminiumlegeringssubtrater for lagerenhetsskiver blir substratene normalt maskinert, vanligvis på

begge sider før påføring av et belegg som funksjonerer som lagerenhetsmedium. Det vil forståes at for anvendelse som et lagerenhetsskive-substrat må overflaten være ytterst jevn for ikke å påvirke beleggene på ugunstig måte, og lagringen av in-formasjon i disse. Normalt lagres informasjonen i et sådant belegg ved elektriske impulser eller magnetiserte steder hvor nærvær eller fravær av slike representerer data, og det vil følgelig sees at irregulariteter i overflaten kan virke skade-

lig på beleggets evne til å bibeholde data nøyaktig. Ovennevnte maskineringstrinn har ikke vært uten problemer; Ved noen av de anvendte' legeringer har, eksempelvis, uoppløselige bestand-

deler medført maskineringsproblemer, hvilket har resultert i en høy vrakprosent for substratene. Således er det ved visse aluminium-baserte legeringer blitt funnet at uoppløselige bestanddeler, såsom Al-Fe-Mn-Si-bestanddeler eller -faser, dannes med forholdsvis store partikkelstørrelser, under tiden større enn 1^um, og vanskeliggjør maskineringsoperasjonen, spesielt den som er nødvendig ved fremstilling av substrater for lagerenhetsskiver. Disse bestanddeler kan virke skadelig ved maskineringen ved at de hefter til skjærverktøyet og fjernes med dette, eller ved at de trekkes over den maskinerte over-

flate og etterlater, riper. I begge tilfelle vanskeliggjøres oppnåelse av den ønskede glatthet eller jevnhet. Videre antas det at når en maskinert overflate etses, vil store bestanddeler gjøre det vanskelig å oppnå ensartet etsning.

Selv om overflaten er blitt funnet å la seg maskinere på tilfredsstillende måte, kan det være tilfeller hvor belegget eller underbelegget for dette skades i en grad som påvirker lagringen av data i belegget. Den skadelige virkning menes å

være et resultat av relativt store intermetalliske faser eller bestanddeler, som nevnt ovenfor. Det vil således sees at slike faser eller bestanddeler må tilveiebringes i en raffinert eller modifisert tilstand som eliminerer de nevnte forhold.

Videre er det blitt funnet at slike eller lignende problemer

kan oppstå når aluminiumbaserte legeringer anodiseres til bruk som blanke deler på automobiler. Således kan disse intermetalliske bestanddeler motstå etse- og anodiserings-behandlinger, hvilket resulterer i hull eller uanodiserte flekker i det beskyttende anodiske belegg, som selvsagt kan nedsette de blanke delers levetid. Det vil således igjen sees at det er meget viktig å tilveiebringe de intermetalliske faser eller uoppløselige bestanddeler i en raffinert eller modifisert tilstand som eliminerer disse problemer. Ved fremstilling av tynne metalltråder, såsom tråd for fremstilling av duk, virker de store partikler skadelig ved fremstillingsoperasjonen. Således kan de store partikler bevirke store problemer med brudd ved trekking av metalltråd. Det vil forståes at de nevnte problemer anføres mer i illustrasjonsøyemed og at det finnes mange andre anvendelser hvor bestanddeler med relativt store partikkelstørrelser virker skadelig ved anvendelsen av den spesielle aluminiumlegering.

Den foreliggende oppfinnelse tilveiebringer et knaprodukt av aluminiumbasert legering med en raffinert eller modifisert intermetallisk fase eller uoppløselig bestanddel, hvilket kan maskiner-es til en jevnhet egnet for anvendelse som lagerenhetsskive-substrater, for eksempel. Dertil har produktene ifølge opp-, finnelsen, eksempelvis ekstruksjonsprodukter eller produkter av plate- eller ark-typen, blant annet forbedrede anodiserings-egenskaper.

I henhold til oppfinnelsen tilveiebringes et produkt av aluminium-knalegering, hvor legeringen omfatter 0,5-10 vekt% Mg, 0-0,35 vekt% Cr, minst 0,005 vekt% Sr, mindre enn 1 vekt% Fe, maks. 3,5 vekt% Zn, maks. 1 vekt% Cu, maks. 0,3 vekt% Ti, resten aluminium og tilfeldige forurensninger, og hvor legeringen dessuten omfatter enten: (a) 0,1-1,6 vekt% Mn og maks. 1 vekt% Si, og produktet har idet minste én intermetallisk fase av den type som inneholder Al-Fe-Si, Al-Fe-Mn og Al-Fe-Mn-Si, hvor idet minste én av disse faser er raffinert; eller (b) maks.' 0,3 vekt% Mn og maks. 0,3 vekt%' fritt Si, og produktet har en intermetallisk'fase av den type som inneholder Al-Fe i en raffinert tilstand.

Videre tilveiebringes ifølge oppfinnelsen en fremgangsmåte

til fremstilling av et produkt av aluminium-knalegering, omfattende

de følgende trinn:

(1) det tilveiebringes et legeme av aluminiumbasert leger-

ing hvor legeringen omfatter 0,5-10 vekt% Mg, 0-0,35 vekt% Cr,

minst 0,005 vekt% Sr, mindre enn 1 vekt% Fe, maks. 3,5 vekt%

Zn, maks. 1 vekt% Cu, maks. 0,3 vekt% Ti, resten aluminium og tilfeldige forurensninger, og hvor legeringen videre omfatter 0,1-1,6 vekt% Mn og maks. 1. vekt% Si, og produktet har minst én intermetallisk fase av den type som inneholder Al-Fe-Si,

Al-Fe-Mn og Al-Fe-Mn-Si, hvor idet minste én.av disse faser er raffinert;

(2) legemet oppvarmes til en temperatur på høyst 5 95°C, og

(3) legemet knas for fremstilling av et produkt av aluminium-' knalegering med idet minste en intermetallisk fase av den type som inneholder Al-Fe-Si, Al-Fe-Mn og Al-Fe-Mn-Si, hvor idet minste én av disse faser er raffinert. Det vises til tegningen:• Fig. 1 er et bilde tatt gjennom mikroskop (500X) av et arkprodukt av en aluminiumbasert legering, hvilket viser partikler av Al-Fe-Mn-Si som reduserer arkproduktets maskinerbarhet. Fig. 2 er et bilde tatt gjennom mikroskop (500X) av et arkprodukt av en aluminiumbasert legering som på fig. 1, med raffinerte eller modifiserte bestanddelpartikler, hvilket arkprodukt har forbedrede maskineringsegenskaper og er særlig godt egnet for lagerenhetsskive-substrater. Fig. 3 er et bilde tatt gjennom mikroskop (500X) av den aluminiumbaserte legering på fig. 2, med unntagelse av at arkproduktet har en mindre tykkelse. Fig. 4 er et fasediagram som viser relasjonen mellom intermetalliske faser og sammensetninger av en aluminiumbasert leger-

ing inneholdende 0,2 vekt% Fe etter en periode med temperatur-utjevning ved 510°C.

På grunn av fremskritt innen den teknologi i hvilken legeringen anvendes, er det for visse aluminiumbaserte legeringers vedkommende blitt nødvendig å forfine bestanddel-partikkelens størrelse for' at den nye teknologi skal kunne anvendes. Eksempelvis er det, når det gjelder skive-lagringsteknologi,blitt gjort forsøk på å øke den mengde data som kan lagres på en enkelt skive,

og å omskifte det medium som tradisjonelt anvendes for lagrings-formål, med sikte på å omgå problemene. Anstrengelse er blitt

gjort på å skifte fra lagerenhetsmedium av jernoksyd-typen med sikte på å øke mediets resistens mot utvisking. Eksempelvis er tynne overflatelag av kobolt blitt undersøkt ved ganske gode resultater for bestemmelse av dets egnethet for slike formål. Anvendelser av et lag av lagerenhetsmedium, såsom jernoksyd, på et aluminiumsubstrat involverer en annen teknologi og tykkere lag enn hva som anvendes for påføring av eksempelvi-s det tynne lag av kobolt. For eksempel blir jernoksyd-mediet påført på substratet som en oppslemning eller dispergert i et plastisk bindemiddel, mens plettering eller andre former for avsetning, eksempelvis dampfase- eller vakuum-avsetning, kan anvendes for påføring av tynne, metalliske lag, såsom de tynne koboltlag. Dertil kommer at de tynne metallfilmer er meget ømfintlige for defekter på overflaten av aluminiumssubstratet som de påføres på. Eksempelvis kan store be-standdel-partikler virke skadelig på pletteringen eller avsetningen av de tynne metalliske lag. Som nevnt kan de store partikler dessuten virke skadelig på jevnheten av den finish som kan oppnås på aluminiumssubstratet ved maskinering, hvilket i sin tur gjen-speiles i ruhet hos den tynne metallfilrn som avsettes på substratet. Det må erindres at partikler, eksempelvis støv-partikler på ca. 0,3 yum, kan være til skade for effektiviteten av det hode som anvendes for lagring eller avlesning av data fra medium-laget, spesielt når medium-laget består av et tynt metallisk lag. Følgelig vil det sees hvorfor det er så viktig å minimere ruhet på overflaten av det aluminiumsubstrat på hvilket laget avsettes.

På lignende måte kan slike problemer med store bestanddel-partikler gjøre seg gjeldende ved anodisering av aluminiumlegeringer som anvendes for eksempelvis blanke automobil-deler. Bestanddel-partikkelen på eller nær overflaten kan således reagere eller oksyderes ganske forskjellig fra omgivende materiale, hvilket resulterer i defekter i det anodiske belegg. Slike defekter kan på ugunstig måte påvirke korrosjonsresistensen hos det anodiske belegg på de blanke deler. I de to eksempler som gis vil det således sees at slike partikler best unngås.

Fig. 1 er et'bilde tatt gjennom mikroskop av en aluminium-basert legering som er blitt anvendt for lagerenhetsskive-substrater, hvor lagerenhetslaget spesielt besto av jernoksyd påført ved hjelp av oppslemningen. På mikroskop-bildene tilsvarer eller representerer avstanden mellom de vertikale linjer 1^um i legeringens mikrostruktur. Legeringen inne-

holder 0,20 vekt% Fe, 0,11 vekt% Si, 0,37 vekt% Mn, 4,06 vekt%

Mg, 0,02 vekt% Cu, 0,08 vekt% Cr, 0,02 vekt% Zn og 0,01 vekt% Ti, resten aluminium og forurensninger. Imidlertid vil det sees av mikroskop-bildet at forholdsvis store Al-Fe-Mn-Si-bestanddel-partikler finnes gjennom hele metallet. Noen av partiklene er av størrelsesorden ca. 1^um, og som nevnt tidligere kan slike partikler være skadelige ved maskinering og følgelig for lagerenhetsmediet.

Fig. 2 viser et mikroskop-bilde av et arkprodukt av kna-aluminium, hvilket er spesielt godt egnet for lagerenhetsskive-substrater, i henhold til oppfinnelsen. Legeringen på

fig. 2 inneholder 0>22 vekt% Fe, 0,18 vekt% Si, 0,40 vekt% Mn, 3,85 vekti Mg, 0,08 vekt% Cr, 0,033 vekt% Sr, 0,02 vekt% Zn,

0,03 vekt% Cu og 0,01 vekt% Ti, resten aluminium og tilfeldige forurensninger. Inspeksjon av mikroskopbildet avslører fravær av bestanddel-partikler ved en størrelse som er sammenlignbar ved den som er vist på fig. 1. Det er fravær av relativt store partikler som er skadelige ved maskineringen, som resulterer i det ark—produkt som er vist på fig. 2, med overlegne karakteri-stika. Videre er det fravær av store partikler som gjør produktet velegnet for substrater såsom de som anvendes i lagerenhetsskiver, spesielt når lagerenhetsmediet er et tynt lag eller en film av metallisk materiale som er avsatt på sub-

stratet ved pletteringen. Med sammensetninger eller legeringer 1 henhold til den foreliggende oppfinnelse gjør ennvidere fra-været av slike store partikler ved ekstrudert produkt. Eksempelvis blanke automobil-deler, såvel som arkproduktet særlig godt egnet for anodisering. Ark- eller plate-produktene på fig. 1

og 2 ble valset til 4,11 mm tykkelse. Selv når produktet på fig. 2 valses til en tykkelse på 2,08 mm, bibeholder det imidlertid fremdeles sin raffinerte eller modifiserte struktur, hvilket vil sees ved undersøkelse av mikroskop-bildet på fig. 3.

Når et knaprodukt ifølge en utførelsesform av oppfinnelsen ønskes, kan legeringen hovedsakelig bestå av 0,5-9 vekt% Mg, 0,1-1,4 vekt% Mn, 0-0,35 vekt% Cr, 0,005-2,5 vekt% Sr, mindre enn 1 vekt% Fe, maks. 1 vekt% Si, maks. 3,5 vekt% Zn, maks. 1 vekt% Cu, resten aluminium og tilfeldige forurensninger.

Magnesium tilsettes eller tilveiebringes i denne klasse

av magnesiumlegeringer hovedsakelig for styrke- eller fasthets-formål og holdes fortrinnsvis i området 0,5-5,6 vekt%. Magnesium er gunstig også fordi det fremmer dannelse av fine aluminium-korn-størrelse i legeringen, hvilket selvsagt øker formbarheten. Det skal imidlertid bemerkes at høyere nivåer av magnesium kan føre til fabrikasjonsproblemer. Således blir det viktig å balansere de ønskede fasthetsegenskaper mot problemer ved frem-stillingen. Med hensyn til maskinering så forbedres maskinerbarheten ved høyere- innhold av magnesium i fast oppløsning. Aluminiumlegeringer ved de dårligste maskineringsegenskaper har et lavt legeringsinnhold og er vanligvis i den glødede eller mykeste tilstand. Omvendt vil økende legeringskonsentrasjon, kald-bearbeidning, oppløsnings- og aldringsbehandlinger resulterer i en forbedret overflate-finish ved herdning av legeringen, ved å redusere vedheftning av metall til verktøy og ved å redusere antallet av grader. Disse tilsetninger eller behandlinger for-bedrer således maskinerbarheten. Ved maskinering av aluminium-legering-substrater for lagerenhetsskiver er det således ønskelig å holde magnesiuminnholdet i området ca. 3,5-5,5 vekt%. Når anvendelsen er aluminiumtråd for trådduk, hvor tråden trekkes til en meget fin diameter,, bør magnesiuminnholdet være i området 4,5-5,6 vekt%, og når anvendelsen er lett-avtagbare lokk av aluminium for mineralvannbeholdere og lignende, bør magnesiuminnholdet være i området 4-5 vekt%. Mens høyere innhold av magnesium er blitt angitt for eksemplifiseringsformål så er lavere magnesiuminnhold også viktig ved visse anvendelser, såsom legeringer som anvendes for stive beholdere, blanke automobil-deler, bygningsprodukter, lastebiler) og lignende og jernbane-vogner og skal ansees å falle innenfor oppfinnelsens ramme.

Hva mangan angår, så kan innholdet derav være opp til 1,4, 1,6 eller 1,8 vekt%, men det holdes fortrinnsvis under 1 vekt%, og i regelen holdes det innen området mellom 0,1 eller 0,2 til 0,8 vekt%. Mangan er et dispersoid-dannende element. Det vil si at mangan er et element som utfelles i små-partiklet form ved varmebehandlinger og har, som en av sine gunstige virkninger,

en forsterkende effekt. Mangan kan danne dispersoid bestående av _ Al-Mn, Al-Fe-Mn og Al-Fe-Mn-Si. Ved noen magnesium-holdige legeringer hvor man ønsker å øke korrosjonsmotstanden,

kan magnesiuminnholdet således nedsettes og man kan tilsettes uten noe tap i styrke, men med øket resistens mot korrosjon.

På lignende måte kan krom ha den fordel at det øker korrosjonsmotstanden, spesielt ved spenningskorrosjon. Videre kan krom forenes med mangan og tilveiebringe mer dispersoid, hvilket som nevnt tidligere kan øke styrken, krom kan også ha en virkning ved at det påvirker den foretrukne orientering med hen-

syn til rynkedannelse, eksempelvis ved beger. Det vil forståes at rynkedannelse er uønsket fordi den resulterer i tap av metall. Krominnholdet bør fortrinnsvis ikke overstige 0,2 5 vekt%- for de fleste andvendelser som legeringen ifølge oppfinnelsen kan brukes til.

Den faste oppløselighet av jern i aluminium er meget lav og

er av størrelsesorden ca. 0,04-0,05 vekt% i ingot. En stor del av det tilstedeværende jern foreligger således i aluminiumlegeringer vanligvis som uoppløselig bestanddel i kombinasjon med andre elementer som for eksempel mangan og silisium. Typisk for slike kombinasjoner er Al-Fe-Si og Al-Fe-Mn-Si. Det vil forståes at elementene i disse kombinasjoner kan foreligge i varierende støkiometriske mengder. For eksempel kan Al-Fe-Si foreligge som Al^F^Si og AlgFe2Si2fsom ansees å være de mest vanlig forekommende faser. Videre kan Al-Fe-Mn foreligge som Al,(Fe Mn,_ ), hvor x er et tall større enn 0 og mindre enn 1.

Med hensyn til Al-Fe-Mn-Si, så kan denne kombinasjon foreligge

som Al.. „ (Fe Mn, )-,Si, hvor x er et tall større enn 0 og mindre enn 1. Det skal bemerkes at disse bestanddeler ansees å være de mest vanlige intermetalliske faser som finnes i disse legerings-typer. Det må imidlertid være klart at andre elementer, såsom Cu, Ti og Cr og lignende, kan fremkomme i eller inntre i de

nevnte intermetalliske faser i mindre mengder ved at d e vanligvis erstatter en del av Fe eller Mn. Slike intermetalliske faser skal også ansees å falle innenfor oppfinnelsens ramme.

Disse uoppløselige bestanddeler har tendens til å agglomerere

og danne relativt store partikler såsom Al-Fe-Mn-Si-bestanddeler, slik det fremgår av fig. 1, hvorav noen av en lengde på ca.

<1>^um.. Som allerede nevnt er det disse•større, uoppløselige bestanddeler som er så uønsket av hensyn til maskinerbarheten og formbarheten. Det må imidlertid erindres at jern har en gunstig virkning som et korn-forfinende middel, som selvsagt bidrar til maskinerbarhet og formbarhet. Videre vil det for ståes at jern normalt er til stede i de fleste aluminiumlegeringer, hovedsakelig av økonomiske grunner. Opparbeidelse av aluminium for fjerning av jern er således normalt ikke økonomisk gjørlig for de fleste anvendelser. Således er mange forsøk blitt gjort på å arbeide med jern i legeringen

ved at man drar fordel av jernets gode virkninger og nøytrali-serer dets ulemper, ofte med bare begrenset hell. For oppfinnelsens formål holdes derfor jerninnholdet fortrinnsvis ved 0,8 vekt% eller lavere og typisk under 0,5 vekt%, idet mengder på 0,4 vekt% eller mindre er ganske hensiktsmessig.

Titan bidrar også til kornforfining og bør holdes på høyst 0,2 vekt%.

For oppfinnelsens formål menes det at mengden av silisium også, bør minimeres, da det ved relativt lave nivåer kan forenes med magnesium, hvilket resulterer i betydelige styrke-reduksjoner.- Silisiuminnholdet bør derfor fortrinnsvis holdes under 0,5 vekt%, typisk under 0,35 vekt%.

Strontium, som bør ansees å være et karakter-dannende element, er også en viktig bestanddel i legeringene ifølge oppfinnelsen. Strontiuminnholdet bør ikke være mindre enn 0,005 vekt% og holdes fortrinnsvis 1 området 0,005-0,5 vekt%; mengder utover dette antas for tiden ikke å påvirke produktenes egenskaper på ugunstig måte, bortsett fra at økte mengder normalt ikke er ønskelige av økonomiske grunner. For de fleste anvendelser som legeringene ifølge foreliggende oppfinnelse kan brukes til', er strontiuminnholdet fortrinnsvis i området 0,01-0,25 vekt%, med typiske mengder i området 0,01-0,1 vekt%.

Tilsetning av strontium til legeringen- av den virkning at de intermetalliske faser eller uoppløselige bestanddeler av

den type som inneholder Al-Fe-Si, Al-Fe-Mn og Al-Fe-Mn-Si, forfines eller modifiseres, som påpekt ovenfor. På grunn av disse fasers komplekse natur er det ikke helt klarlagt hvordan

denne virkning oppnåevs. På grunn av de mange legeringselementer og deres gjensidige påvirkning er det således meget overraskende at en betydningsfull forfining av uoppløselige bestanddeler opp-nåes.

De gode virkninger av å tilsette strontium vil imidlertid klart fremgå når man sammenligner mikroskop-bildene av de kna-produkter som er vist på fig. 1, 2 eller 3. Sammensetningen for disse ark-produkter ble gitt ovenfor. Den ingot som disse produkter ble fremstilt av ved valsing, var støpt ved vann-støpingsmetoden. En. ingot med denne sammensetning ble først grov-bearbeidet, homogenisert i 2 timer ved 565°C og deretter, idet man begynte ved en temperatur på ca. 510°C, varmvalset til en tykkelse på ca. 4,62 mm. Av fig. 1 vil det sees at en del av Al-Fe-Mn-Si-partiklene eller de uoppløselige bestanddeler er relativt store og har lengder på ca. 1^um. Fig. 2 er et mikroskop-bilde (500X) av en legering med den samme sammensetning som den som er vist på fig. 1 med unntagelse av at 0,02 vekt% strontium var tilsatt. Legeringen ble valset på éamme måte som legeringen på fig. 1. Det vil seees at Al-Fe-Mn-Si-partiklene er sterkt redusert i størrelse sammenlignet med fig. 1. Videre har de uoppløselige bestanddeler innbefattende dipsersoid-fasen en hovedsakelig ensartet fordeling gjennom hele matriksen. Det vil således observeres at strontium hadde den virkning å forfine de intermetalliske faser.

Selv om plateproduktet på fig. 2 kaldvalses videre til

2,08 mm tykkelse etter glødebehandling, bibeholdes fasene av små uoppløselige bestanddeler eller intermetalliske faser. Eksempelvis er fig. 3 et mikroskop-bilde (500X) av en aluminium-basert legering med den samme sammensetning og fremstilt på samme måte som den på fig. 2, med unntagelse av at den ble valset til 2,08 mm tykkelse. Som det vil sees av fig. 3, ble den fin-partiklede bestanddel bibeholdt. Av disse mikroskop-bilder vil det sees at strontium har den virkning å forfine disse intermetalliske faser i legeringen og å opprettholde den forfinede tilstand etter at legeringen er forarbeidet til et kna-plate-produkt, for eksempel.

En røntgen-diffraksjonsanalyse under anvendelse av et kamera av Guinier-typen viser de relative mengder av de intermetalliske faser som er til stede; Resultatene av analysen er angitt i den følgende tabell.

Foruten å tilveiebringe kna-produktet med sammensetninger omfattende regulerte mengder av legeringselementer som beskrevet ovenfor, foretrekkes det at legeringer fremstilles og forarbeides til produkter i henhold til spesielle fremgangsmåtetrinn med sikte på' å oppnå de mest ønskelige egenskaper. De i det foreliggende beskrevne legeringer kan således tilveiebringes som en blokk (ingot) eller et finemne (billet), eller de kan bånd-støpes for fremstilling av et egnet kna-produkt ved kjent teknikk på området. Det støpte materiale, for eksempel blokken, kan preliminært knaes eller formes til et egnet utgangsmateriale for påfølgende bearbeidningsoperasjoner. I visse tilfelle kan dette utgangsmaterialet av legeringen før hovedbearbeidnings-operasjonen underkastes homogeniseringsbehandling, fortrinnsvis ved metalltemperaturer i området 425-595°C i et tidsrom på minst 1 time, med sikte på å oppløse magnesium eller andre oppløselige elementer<p>g å homogenisere den indre struktur i metallet og i noen tilfeller for å utfelle dispersoider. Et foretrukket tids-, rom er 2 timer eller mer ved homogeniseringstemperaturen. For blokker behøver oppvarmnings- og homogeniseringsbehandlingen normalt ikke vare lengre enn 24 timer; lengre tid er imdlertid normalt ikke skadelig. En temperatur-utjevningstid på 1-12 timer ved homogeniseringstemperaturen er blitt funnet å være hensiktsmessig.

Etter homogeniseringsbehandlingen kan metallet valses eller ekstruderes eller på annen måte underkastes knabehandling for fremstilling av utgangsmaterialer/halvfabrikata såsom plater, ark, ekstruderingsprodukter eller tråd eller andre halvfabrikata egnet til å. formes til sluttproduktet. For fremstilling av et produkt av platetypen blir et legeme av legeringen fortrinnsvis varm-valset til en tykkelse i området 3,17^-6,35 mm. For varm-valsingsformål bør temperaturen være i området 315-ca. 565°C, og fortrinnsvis er temperaturen til å begynne med i området 455-5iO°C. Ved fullførelsen er temperaturen fortrinnsvis 205-315°C.

Når den tilsiktede anvendelse av en valgt legering er et typisk kna-plateprodukt av den art som er egnet for eksempelvis lagerenhetsskive-substrater, kan en endelig reduksjon, som ved kaldvalsing, anvendes. En slik reduksjon kan foretas til platetykkelser i området 1,47-4,11 mm. Skivesubstratene kan deretter utstanses fra platematerialet og flat-rettes termisk ved en temperatur i området 175-400°C i et tidsrom på 1-5 timer; en typisk flat-rettingsbehandling tar 3-4 timer ved 220-345°C under trykk. Substratene blir vanligvis grov-kuttet og deretter presisjonsmaskinert for fjerning av ca. 0,15 mm med sikte på å oppnå den riktige grad av flathet og glatthet før på-føring av lagerenhetsmediet. Etter maskinering kan det være ønskelig å flat-rette substratene termisk på ny. Etter maskinering bør substratene normalt dessuten avfettes og gis eri lett etsebehandling. Før påføringen av lagerenhetsmediet kan substratene gis en kjemisk omdannelsesbehandling, spesielt hvis

det anvendes et lagerenhetsmedium av jernoksyd-typen.

Ved visse anvendelser kan det, avhengig av de tilsiktede egenskaper, være ønskelig å underkaste produktet en termisk behandling etter kna-behandlingen. Den termiske behandling kan være en intermediær glødebehandling eller etter at produktet er blitt kna-behandlet til endelige dimensjoner. Ved en partiell glødebehandling er temperaturen vanligvis i området 95-260°C, med et typisk område mellom 150 og 260°C, i tidsrom i området fra ca. 1 til 4 timer.. Ved full glødebehandling er temperaturen vanligvis i området 315-415°C for de fleste anvendelser og er .ved typisk glødebehandlingspraksis normalt i området 345-400°C. Ved full glødebehandling er tiden ved glødetemperatur innen området 1-2 timer for charge-materiale.

Når den tilsiktede anvendelse av kna-produktet i henhold til oppfinnelsen er, eksempelvis, tråd for trådduk, består legeringen fortrinnsvis hovedsakelig av 4-5,6 vekt% Mg, 0,05-0,2 vekt% Mn, 0,05-0,2 vekt% Cr, ikke mindre enn 0,005 vekt% Sr, maks. 0,4 vekt% Si, maks. 0,4 vekt% Fe, maks. 0,1 vekt% Cr, maks. 0,25 vekt% Zn, resten aluminium og tilfeldige forurensninger. Ytterligere forurensninger bør ikke utgjøre mer enn 0,15 vekt% ialt. Når den tilsiktede anvendelse av kna-plateproduktet eksempelvis er karosserier for lastebiler og lignende, kan legeringen bestå hovedsakelig av 2,2-2,8 vekt% Mg, maks. 0,1 vekt% Mn, 0,15-0,35 vekt% Cr, 0,005-0,25 vekt% Sr, maks. 0,25 vekt% Si, maks. 0,4 vekt% Fe, maks. 0,1 vekt% av både Cu og Zn, resten aluminium og forurensninger, idet de samlede forurensninger ikke overstiger 0,15 vekt%. I tilfeller hvor høyere fastheter kan være påkrevet, såsom for tankbiler og lignende, kan manganinnholdet, under bibeholdelse av sveis-' barhet og formbarhet, økes i sistnevnte legering til området 0,5-1 vekt%. Når høy fasthet er påkrevet, såsom for panser- plater eller gassbeholdere for flytendegjort naturgass, kan magnesiuminnholdet økes til området 4-4,9 vekt%.

Ved et annet av oppfinnelsens aspekter kan det være ønskelig å regulere mengden av mangan i legeringen ifølge oppfinnelsen til høyst 0,3 vekt% og fortrinnsvis høyst 0,2 vekt%. Dette kan være ønskelig når plateproduktet skal anvendes for, eksempelvis, lett-fjernbare kapsler eller lokk. Fasediagrammet på figur 4 viser relasjonen mellom sammensetninger og faser når manganinnholdet er i området 0-0,3 vekt% og innholdet av fritt silisium er mindre enn 0,3 vekt% i aluminiumbaserte legeringer inneholdende 0,2 vekt% Fe. På- fasediagrammet betyr det område som er betegnet med 1 at den eneste intermetalliske fase er fasen av Al-Fe-typen, såsom FeAl^, eller den metastabile-fase FeAlg. I det område som er betegnet med 2, erholdes de intermetalliske faser Al-Fe og Al-Fe-Mn [f.eks. (FeMn)Alg)]. Den følgende oppstilling angir de intermetalliske forbindelser som ble funnet i forskjellige områder av fasediagrammet:

Tilsetningen av strontium i legeringen kan ha den virkning å

forfine eller modifisere Al-Fe-fasen når legeringen med hensyn til Mn og fritt Si holdes innenfor disse grenser. Med fritt Si menes at silisiumet i Mg-holdige aluminiumlegeringer ikke for--enes med eller binder Mg. Silisium kan imidlertid forenes med Mn, Fe eller begge. Med hensyn til fasediagrammet vil det sees at intet Mg er til stede, da dettes virkning ville være å nedsette innholdet av fritt silisium.

Fasediagrammet ble utviklet som følger: En serie av legeringer ble fremstilt inneholdende raffinert aluminium med 0,2 % Fe. Mn ble tilsatt til et innhold på 0,1, 0,2, 0,3 og 0,5 vekti, og Si ble tilsatt til ét «innhold på 0-1 vekt%. For- legeringer med 0 % Si og 1 % Si ble fremstilt som 2500, g charger støpt som borrer med hakk. Intermediære Si-innhold ble opp-nådd ved kombinasjoner av for-legeringen. 200 g charger ble smeltet og støpt som blokker med dimensjonene 6,35 x 50,8 x 101 mm i former som var forvarmet til 315°C. Blokkene ble opp-delt i 25,4 mm kvadratiske stykker for forvarmningsforsøk. De ble programmert 28°C/time til 455°C, 510°C, 565°C eller 605°C, holdt i 16 timer ved temperaturen og bråkjølt for opprettholdelse av faser som foregår ved forvarmningstemperaturen. Fasene ble identifisert i prøver ved hjelp av røntgen-dif f raks jon,' og resultatene ble anvendt for fremstilling av fase-diagrammet.

Fase-diagrammet viser at den primære intermetalliske fase

er av Al-Fe-typen i det område som er betegnet med 1, og at denne fase også er til stede i de områder som er betegnet med 2, 3 og 6.

Claims (15)

1. Kna-produkt av aluminiumlegering, karakterisert ved at legeringen omfatter 0,5-10 vekt% Mg, 0-0,35 vekt% Cr, minst 0,005 vekt% Sr, mindre enn 1 vekt% Fe, maks.

3,5 vekt% Zn, maks. 1 vekt% Cu, maks. 0,3 vekt% Ti, resten aluminium og tilfeldige forurensninger, og ved at legeringen ennvidere omfatter enten: (a) 0,1-1,6 vekt% Mn og maks. 1 vekt% Si, og produktet har minst en intermetallisk fase av den type som inneholder Al-Fe-Si, Al-Fe-Mn og Al-Fe-Mn-Si, hvor idet minste én av disse faser er forfinet, eller (b) maks. 0,3 vekt% Mn og maks. 0,3 vekt% fritt Si, og produktet har en intermetallisk fase av den type som inneholder Al-Fe i en forfinet tilstand.

2. Produkt ifølge krav 1, karakterisert ved at Mg holdes i området 0,5-5,6 vekt%, fortrinnsvis 3,5-4,5 vekt%.

3. Produkt ifølge krav 1, karakterisert ved at Mn i del (a) er mindre enn 1 vekt%, fortrinnsvis 0,2-0,8 vekt%.

4. Produkt . ifølge krav 1, karakterisert ved at Sr holdes i området 0,01-0,25 vekt%.

5. Produkt ifølge krav 1, karakterisert ved at den legering som er definert ved del (a) omfattende 0,5-5,6 vekt% Mg, maks. 0,25 vekt% Cr, 0,005-0,5 vekt% Sr, mindre enn 0,5 vekt% Fe og maks. 0,5 vekt% Si.

6. Produkt ifølge et av de foregående krav, karakterisert ved at legeringen under del (a) er i form av et flat-valset plateprodukt egnet for maskinering og anvendelse som et substrat, spesielt et lagerenhetsskive-substrat som fortrinnsvis har et lag av lagerenhetsmedium påført på substratet.

7. Produkt ifølge et av kravene 1, 2, 3 eller 6, karakterisert ved at Mn-innholdet i del (b) er maks. 0,2 vekt%, og at den legering som er definert i del'(b), fortrinnsvis omfatter maks. 0,25 vekt% Cr, 0,005-0,5 vekt% Sr, mindre enn 0,5 vekt% Fe og maks. 0,2 vekt% fritt Si.

8. Fremgangsmåte til fremstilling av et kna-produkt av aluminium-legering, karakterisert ved de følaende trinn: (1) det tilveiebringes et legeme av aluminium-basert legering som angitt i hvilket som helst av kravene 1-7, hvor legeringens sammensetning er i samsvar med del (a), (2) man oppvarmer legemet til en temperatur på høyst 595°C, og (3) man bearbeider legemet for fremstilling av et kna-produkt av aluminium-legering med idet minste én intermetallisk fase av den type som inneholder Al-Fe-Si, Al'-Fe-Mn og Al-Fe-Mn-Si, hvor idet minste én av disse faser er forfinet.

9. Fremgangsmåte ifølge krav 8, karakterisert ved at legemet i trinn (3) varm-valses for fremstilling av et flat-valset produkt eller plate-produkt, og fortrinnvis fremstilles et plate-produkt som er egnet for maskinering og anvendelse som et substrat, såsom et lagerenhetsskive-substrat.

10. Fremgangsmåte ifølge krav 9, karakterisert ved at man for å fremstille en lagerenhetsskive fullfører valsingen i trinn (3) ved en temperatur på 205-315°C, og at man utfører følgende ytterligere trinn: (4) man kald-valser plate-produktet til en endelig tykkelse, idet plate-materialet har minst én intermetallisk fase av den type som inneholder Al-Fe-Si, Al-Fe-Mn og Al-Fe-Mn-Si, hvor idet minste én av disse faser er forfinet, (5) man utstanser et lagerenhetsskive-substrat fra nevnte kald-valsere flate-materiale, (6) man maskinerer substratet for å gi dette en jevn overflate, og (7) man avsetter et lag av lagerenhetsmedium på substratet for fremstilling av en lagerenhetsskive.

11. Fremgangsmåte ifølge krav 10, karakterisert ved at lagerenhetsmediet består av et tynt metallisk lag, eller det består av jernoksyd suspendert i en plastisk-bærer.

12. Fremgangsmåte ifølge krav 10 eller 11, karakterisert ved at legemet valses ved en temperatur i området 315-565°C, ■ fortrinnsvis 400-510°C.

13. Fremgangsmåte ifølge et av kravene 10-12, karakterisert ved at legemet underkastes en homogeniseringsbehandling før nevnte varm-valsingstrinn, idet behandlingen ut-føres ved en temperatur på 482-595 <0> Oi minst 1 time.

14. Fremgangsmåte ifølge et av kravene 10-13, karakterisert ved at legemet varm-valses til en tykkelse i området 3 , 17-6 , 3.5 mm, og at det fortrinnsvis kald-valses til en tykkelse i området 1,47-4,11 mm.

15. Fremgangsmåte ifølge krav 14, karakterisert ved at man etter trinn (5) flat-retter substratene termisk ved en temperatur i området 215-400°C i et tidsrom i området 1-5 timer.