WO2003052154A1 - VERFAHREN ZUM HERSTELLEN EINES SCANDIUM (Sc)- UND/ODER ZIRKON (Zr)-LEGIERTEN ALUMINIUMBLECHMATERIALS MIT HOHER RISSZÄHIGKEIT - Google Patents

VERFAHREN ZUM HERSTELLEN EINES SCANDIUM (Sc)- UND/ODER ZIRKON (Zr)-LEGIERTEN ALUMINIUMBLECHMATERIALS MIT HOHER RISSZÄHIGKEIT Download PDF

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WO2003052154A1
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Eads Deutschland Gmbh
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    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific alloys
    • B22D11/003—Aluminium alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a scandium (Sc) - and / or zircon (Zr) - alloyed aluminum sheet material with high fracture toughness.
  • the aluminum sheet produced according to the invention is used, for example, in aerospace technology, in particular as a skinning material for aircraft pressure fuselages.
  • Such alloyed aluminum-magnesium alloys are described, for example, in DE 198 38 017, DE 198 38 018 and DE 198 38 015, with these alloys preferably being used to produce rolled, extruded, welded or forged components.
  • AISc metallurgy and the resulting possibilities are not dealt with in these publications.
  • EP 0 918 095 e.g. a structural component made of an aluminum die-casting alloy is known.
  • US Pat. No. 5,624,632 also describes the strength-increasing effect based on dispersoid formation, caused by the addition of scandium. But here, too, only the special behavior and ability of AISc dispersoids (or dispersoids in which Sc has been replaced by Zr or other phases with the same effect, such as Hf) is used for the representation of the materials, with the aim of deforming (rolling ) To be able to maintain solidifications in the sheet material, since the AISc phases prevent the recrystallization and softening of the sheet material when the sheet is annealed in the temperature interval of 300-500 ° C.
  • Alloyed materials like other commercial aluminum alloys, are generally cast using the continuous casting process.
  • An approx. 200 - 400 mm thick cast ingot produced in this way is then homogenized at 350 - 500 ° C to homogenize the alloying elements and rolled in several passes, interrupted by renewed annealing operations (300 - 450 ° C) to restore the forming properties, hot or cold ,
  • a desirable increase in strength of the final semi-finished product is no longer possible via precipitation hardening by means of coherent Al 3 Sc phases, since the many glow operations and long holding times above 300 ° C mean that scandium is no longer dissolved in the mixed crystal.
  • the disadvantage here is in particular that the manufacturing process thus comprises many work steps, is very complex and expensive.
  • the result is a very expensive semi-finished product with only limited crack toughness properties due to the process.
  • the present invention is therefore based on the object of a method for
  • This object is achieved by a process for producing a scandium (Sc) - and / or zircon (Zr) - alloyed aluminum sheet material with high fracture toughness dissolved, the aluminum alloy consisting of at least 1-5% by weight of magnesium (Mg), 0.1-1.0% by weight of scandium (Sc) and / or 0.05-1% by weight of zirconium (Zr) , 0-2% by weight of manganese (Mn), 0-2% by weight of zinc (Zn), 0-1% by weight of silver (Ag), 0-1% by weight of copper (Cu), the rest Aluminum and impurities each with a maximum of 0.1 wt .-%, and is characterized in that a rolling stock in the form of a sheet strand is produced by thin strip casting or casting rolls, the alloy melt being poured between two rolls and the sheet strand solidified by rapid cooling being drawn off; that the sheet metal strip is rolled to the desired thickness by subsequent thermo-mechanical processing steps at a temperature (Ti) which is below the separation sequence for
  • a central idea of the invention is that the Sc- and / or Zr-alloyed aluminum sheet material is not produced using a conventional method (for example continuous casting or another multi-stage thermomechanical process), but by means of strip casting close to the final shape, taking into account the corresponding temperature window during thermo-mechanical processing.
  • the temperature selection during the thermo-mechanical processing enables the precipitation hardening to be used in a targeted manner via the coherent AlSc / Zr phase.
  • the sheet metal strand is cooled by convection during thin strip rolling.
  • air or water spray can advantageously be supplied to accelerate the cooling process.
  • other suitable means for accelerating the cooling process can also be used.
  • the rapid cooling during the production of the sheet metal strand by means of thin strip rolling forces the entire Sc and / or Zr portion to be dissolved in the mixed crystal, so that a supersaturated mixed crystal is formed.
  • thermo-mechanical processing steps for rolling the sheet metal strand to the desired thickness at a temperature less than or equal to 270 ° C., preferably less than or equal to 265 ° C.
  • a temperature less than or equal to 260 ° C. is particularly preferred.
  • the temperature is typically between room temperature and 260 ° C.
  • the temperature range from 200 to 260 ° C. is particularly preferred.
  • the choice of these temperature ranges has the advantage that annealing operations in the lead of rolling processes above 300 ° C, which lead to the premature, undesired elimination of the scandium or zircon as AI 3 Sc / Zr phase, do not occur - in contrast to the established processes.
  • the duration of the heat treatment depends on the coherence of the AlSc / Zr phases and is typically between 10 minutes and 100 hours. This has the advantage that in the last annealing operation the scandium and / or zircon is excreted as a coherent Al-Sc / Zr phase and an optimal relationship between strength and toughness is set.
  • the final heat treatment process takes place during a shaping forming process (e.g. creep forming) or, for example, during the aftertreatment of fusion weld seams (stress relieving, hot aging).
  • a shaping forming process e.g. creep forming
  • aftertreatment of fusion weld seams stress relieving, hot aging
  • the aluminum sheet material produced according to the invention or semi-finished products produced therefrom are expediently used for aircraft fuselage skins, sheet-shaped fastening elements, sheet metal frames, fittings, cladding for wings and other tough systems. It can also be used for transport containers or body-in-white elements, doors, floor assemblies, welded chassis components and body pillars.
  • 1 shows a schematic representation of different strip casting processes: a) roll caster; b) Belt-Caster; c) block caster; 2 shows a schematic representation of the production of a strip or sheet metal strand using a roll caster;
  • Figure 3 is a sectional view through rolling and the resulting tape.
  • FIG. 2 shows, in further details, the strip production by means of a roll caster, ie the process from the liquid metal via the roll caster to the rolling mill and thus to the finished strip or sheet metal strand.
  • the conditions are as constant as possible.
  • the parameters of metal temperature and metal pressure are particularly important.
  • the roll jacket surface, roll coating and the roll jacket material also play a role. This also means that the metal feed and distribution in the nip is of crucial importance for the quality of the cast strip. The thinner the strip, the greater the demands on the metal distribution in the gap in terms of pressure and temperature.
  • the metal melt and the metal supply therefore require special attention when optimizing the process. This can be achieved, for example, with the help of a melting furnace (not shown) and a separate holding furnace (not shown) in order to ensure a constant flow of material in terms of melting constancy and temperature.
  • the influencing variables listed above have a direct effect on the required rolling force and on the strip quality. Load fluctuations (rolling force) also have a direct influence on the strip thickness tolerances and the strip profile.
  • FIG. 3 shows an enlarged view of the roll gap in a sectional view through rolls and strip.
  • the rollers are identified by reference number 1 and the resulting strip is identified by reference number 2.
  • a roller cooled by means of cooling water 5 is shown by way of example in FIG. 3.
  • the area in which the melt solidifies to form a solid strip is referred to as roll gap 3.
  • the molten material 3, which is located downstream (ie to the left) of the roll gap 3 in the embodiment according to FIG. 3, is therefore introduced into the roll gap 3, poured and rolled there, so that the material in the form of a upstream of the roll gap 3 (arrow direction A) Bond solidified.
  • the material in the transition region 6 between the melt and the solid strip which is shown hatched in FIG. 3, has a viscous consistency.
  • This relationship is the basic prerequisite for precipitation hardening, in which the alloy has to be kept in a certain temperature interval for a defined time in order to be able to control the formation of the precipitation hardening phases via diffusion processes.
  • 4 additionally shows the maximum possible amount of dissolved scandium in aluminum for the thermo-physical equilibrium state (ie with very slow cooling from the melt and a long holding time in the temperature window just below 933 K).
  • the aim is to achieve as much as possible through high annealing temperatures Bring alloy components into a compulsory solution, since then the scope and volume of the phases that can be eliminated and thus increase strength also become maximum.
  • Certain processes that allow much faster cooling, such as strip casting can significantly increase the proportion of scandium that is forcibly dissolved in aluminum crystal beyond the equilibrium measure.
  • the material In order to achieve precipitation hardening via the AISc or AlScZr phase, the material must be heat-treated after rapid cooling. 5 shows a compilation of such heat treatment tests. It can be seen that if the aging temperature is greater than or equal to 300 ° C the strength of the material increases significantly within a few minutes or hours and remains constant for a relatively long time. At temperatures greater than or equal to 350 ° C, the strength maximum quickly follows a drop in strength. The cause of this behavior is a change in the AISc phase. Due to the increased temperatures and the longer holding times, the diameter of the AlSc phases increases, which can be seen in FIG. 6.
  • the lattice structure of the AlSc phases changes so that they no longer become coherent, but increasingly incoherent to the aluminum matrix lattice. As a result, they lose their strength-increasing effect. In the curing curves, the strength drops again after passing through a maximum. Nevertheless, the incoherent AlSc phases remain relatively stable and small over a long period of time and also at elevated temperatures, so that they control the softening and recrystallization properties of aluminum materials as finely divided, so-called dispersoids. This effect or capability is used in many known AISc alloys.
  • An alloy is used to manufacture the sheet metal material, which mainly consists of aluminum and alloys of 1 to 5% by weight of magnesium, 0.1 to 1.0% by weight of scandium and / or 0.05 to 1.0 % By weight of zirconium.
  • the alloy can also contain up to 2% by weight of manganese, up to 2% by weight of zinc, up to 1% by weight of silver and up to 1% by weight of copper, as well as impurities up to a maximum of 0.1% by weight .-% contain.
  • thermo-mechanical process steps for sheet metal representation are optimized in such a way that the structure of the AlMgSc / Zr sheet metal alloy and the strength and toughness properties to be derived from it, or extremely important crack toughness properties for aircraft pressure fuselage applications, significantly above those of established AlMgSc sheets. Alloys lie.
  • the temperature for the precipitation sequence is typically in a range from approximately 275 to 400 ° C., so that the thermo-mechanical processing steps are typically carried out at temperatures Ti less than or equal to 270 ° C., preferably at temperatures less than or equal to 265 ° C., 260 ° C, 255 ° C etc. up to room temperature (at room temperature one therefore speaks of cold rolling). More precisely, it is deliberately avoided to reach a temperature / residence time window during the thermo-mechanical processes in which the strength-effective, because coherent A Sc phase increases its strength through incoherence (change in the lattice structure compared to the Al matrix lattice) loses.
  • the desired precipitation hardening is then optimized using coherent Al 3 Sc / Zr phases in accordance with the time-temperature conversion diagrams (FIGS. 5, 6), see above that the desired good strength properties for the sheet metal are available as the end product of the entire manufacturing process.
  • the sheet material rolled to its final thickness is heated to a temperature T 2 for a certain time, which lies within the precipitation sequence for a strength-increasing, coherent A Sc / Zr phase, so that only in this last heat treatment step does targeted hardening occur he follows.
  • the time window for the diffusion-controlled process of precipitation hardening is about 10 - 60 minutes, but can be up to 100 hours depending on the coherence of the AlSc / Zr phases.
  • An AIMg3.0Sc0.15Zr0.1 alloy (all data in percentages by weight) is directly cast using established technology (strand thickness 120 mm).
  • the bars are preheated to 430 ° C, duration 60 min.
  • the ingot is heated again to 400 ° C / 30 min in order to restore the deteriorating forming behavior through a thermally stimulated recovery of the material.
  • a second intermediate annealing (400 ° C / 30 min) is carried out, followed by a few hot rolling steps and the final cold rolling (at room temperature) to a final material sheet thickness of approx. 1.6 mm.
  • the final heat treatment after cold rolling (400 "C / 120 min) sets the desired mixture of properties of good strength and toughness, in which the structure loses part of the deformation hardening due to the annealing and therefore significantly increases toughness. Because the dwell time of the alloy beyond the 400 ° C limit is more than 240 min, a large part of the A Sc / Zr excretion is already out of date (phase coarsening and change from coherent to incoherent interfaces of the phase in relation to the Al matrix) and, according to the representation of Fig.
  • the production of an AlMgSc sheet metal sample according to the invention and its properties are described below.
  • the alloy has the chemical composition AIMg3.05Sc0.38Zr0.14 (in percent by weight).
  • the rolling stock is produced by thin strip rolling.
  • the slightly overheated alloy melt (680 - 700 ° C) is poured between 2 cooled stainless steel rollers and pulled off as an immediately solidified sheet strand with a thickness of approx. 7 mm. Its temperature is about 350 ° C. However, this quickly drops further, because the residual heat is dissipated very well by convection over the large area of the primary material.
  • the residual heat stored in the primary material can also be used for an immediately subsequent rolling process. It is also conceivable for the cast sheet to cool down more quickly by means of forced air or water spray, if this is necessary from a metallurgical point of view. In the present case, the material is not particularly cooled. From an alloying point of view, it is achieved that practically the entire proportion of the alloy of Sc and Zr, forcibly dissolved in the mixed crystal, is present. For the subsequent rolling steps, the material is preheated again in an oven to temperatures of 250 - 275 ° C and then brought to the final thickness of 1.60 mm at this temperature in just 4 passes.
  • the separation window for the strength-increasing, coherent AI 3 Sc / Zr phase is deliberately not reached. Only in the final heat treatment, whose temperature window is between 275 ° C - 400 ° C, for example, is the final structure of the sheet metal product adjusted. In this temperature interval, the Sc and Zr are now excreted as the AbSc / Zr phase, the temperature and time being selected so that maximum solidification is achieved with very good toughness. In terms of process technology, it is also conceivable that temperatures and times at which the AbSc / Zr phase is already eliminated are deliberately chosen during the rolling of the thin-strip-cast primary material, so that final heat treatment can be dispensed with.
  • the sheet material of the new alloy can also be made from a classic cast (continuous continuous casting), thicker raw material (e.g. 50 - 500 mm) instead of from a thin cast strip. Logically, however, the number of necessary rolling steps increases significantly.
  • the invention is mainly used in aircraft and vehicle technology.
  • Wings and pressure fuselage sheeting made of such an Sc-alloyed material produced by means of strip casting.
  • the following motor vehicle parts are also manufactured with it: impact-relevant, deep-drawn floor panels, suspension strut mounts and partitions of highly stressed, welded chassis components.

Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Scandium (Sc)- und/oder Zirkon (Zr)- legierten Aluminiumblechmaterials mit hoher Risszähigkeit, wobei das Aluminiumblechmaterial zumindest aus 1 - 5 Gew.-% Magnesium (Mg), 0,1 -1,0 Gew.- % Scandium (Sc) und/oder 0,05 -1 Gew.-% Zirkon (Zr), 0 - 2 Gew.-% Mangan (Mn), 0 - 2 Gew.-% Zink (Zn), 0 -1 Gew.-% Silber (Ag), 0 - 1 Gew.-% Kupfer (Cu), Rest Aluminium sowie Verunreinigungen mit jeweils maximal 0,1 Gew.-% besteht, und dadurch gekennzeichnet ist, dass ein Walzvormaterial in Form eines Blechstranges durch Dünnbandgießen oder Gießwalzen erzeugt wird, wobei die Legierungsschmelze zwischen zwei Walzen gegossen und der durch Schnellabkühlung erstarrte Blechstrang abgezogen wird; dass der Blechstrang durch nachfolgende thermo-mechanische Bearbeitungsschritte mit einer Temperatur (T1), die unterhalb der Ausscheidungssequenz für eine festigkeitssteigernde, kohärente Al3Sc/Zr- Phase liegt, auf gewünschte Dicke gewalzt wird; und dass der auf gewünschte Dicke gewalzte Blechstrang abschließend bei einer Temperatur (T2), die innerhalb der Ausscheidungssequenz für eine festigkeitssteigernde, kohärente Al3Sc/Zr- Phase liegt, wärmebehandelt wird.

Description

Verfahren zum Herstellen eines Scandium (Sc)- und/oder Zirkon (Zr)- legierten Aluminiumblechmaterials mit hoher Risszähigkeit
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Scandium (Sc)- und/oder Zirkon (Zr)- legierten Aluminiumblechmaterials mit hoher Risszähigkeit gemäß Patentanspruch 1.
Das erfindungsgemäß hergestellte Aluminiumblech findet beispielsweise in der Luft- und Raumfahrttechnik Anwendung, insbesondere als Behäutungswerkstoff für Flugzeugdruckrümpfe.
Sowohl in der Luftfahrt als auch in der Fahrzeugtechnik werden spezielle Legierungen benötigt, um Halbzeuge und Bauteile mit hoher Festigkeit sowie hoher Duktilität herzustellen. Daneben spielt das Gewicht und die Korrosionsbeständigkeit eine wichtige Rolle. Aus Kostengründen ist des weiteren auf die Verfügbarkeit sowie auf die Herstellbarkeit zu achten.
Zu diesem Zweck sind zahlreiche z.B. auf Aluminium und/oder Magnesium basierende Legierungen entwickelt worden, wobei in letzter Zeit insbesondere Scandium (Sc)- legierte Aluminiumlegierungen mit dem Ziel untersucht worden sind, die Festigkeit weiter zu steigern. Es ist ferner bekannt, dass derartige Sc- legierte Werkstoffe ihre Festigkeitseigenschaften, insbesondere im Hinblick auf statische und dynamische Festigkeit, Risszähigkeit sowie Rissfortschritt, im wesentlichen über 4 Verfestigungsmechanismen erzielen. Diese Verfestigungsmechanismen sind die Mischkristall-, Feinkorn-, Verfestigungs- sowie Ausscheidungshärtung. Gestützt werden diese Mechanismen oft durch Zulegieren von Zirkon oder anderen seltenen Erden und Metallen wie Hafnium, Yttrium, Tantal etc. Derartige Sc- legierte Aluminium-Magnesium-Legierungen sind z.B. in DE 198 38 017, DE 198 38 018 sowie DE 198 38 015 beschrieben, wobei aus diesen Legierungen vorzugsweise gewalzte, stranggepreßte, geschweißte oder geschmiedete Bauteile hergestellt werden. Auf die Besonderheiten der AISc- Metallurgie und die daraus resultierenden Möglichkeiten wird jedoch in diesen Druckschriften nicht eingegangen.
Daneben ist aus EP 0 918 095 z.B. ein Strukturbauteil aus einer Aluminium- Druckgußlegierung bekannt. Femer ist aus US 5,624,632 die auf einer Dispersoidbildung beruhende festigkeitssteigemde Wirkung, hervorgerufen durch die Zugabe von Scandium, beschrieben. Aber auch hier wird für die Darstellung der Materialien einzig das besondere Verhalten und die Fähigkeit von AISc- Dispersoiden (oder Dispersoiden bei denen Sc durch Zr oder andere, gleich wirkende Phasen wie z.B. Hf ersetzt wurde) genutzt, mit dem Ziel Verformumgs- (Walz-) Verfestigungen im Blechmaterial aufrechterhalten zu können, da die AISc- Phasen die Rekristallisation und Entfestigung des Blechmaterials beim Glühen des Bleches im Temperaturintervall von 300 - 500 °C verhindern.
Sc- legierte Werkstoffe werden heute generell, wie andere kommerzielle Al- Luftfahrtlegierungen auch, im Stranggussverfahren abgegossen. Ein so hergestellter ca. 200 - 400 mm dicker Gussbarren wird dann zur gleichmäßigen Einstellung der Legierungselemente bei 350 - 500 °C homogenisierungsgeglüht und in mehreren Stichen, unterbrochen jeweils von erneuten Glühoperationen (300 - 450 °C) zur Wiederherstellung der Umformeigenschaften warm oder kalt abgewalzt. Eine wünschenswerte Festigkeitssteigerung des endgültigen Halbzeuges ist über die Ausscheidungshärtung mittels kohärenter AI3Sc-Phasen jedoch nicht mehr möglich, da durch die vielen Glühoperationen und langen Haltezeiten über 300 °C kein Scandium mehr im Mischkristall zwangsgelöst ist. Damit macht dieses etablierte Herstellungsverfahren aufgrund seiner thermischen Prozesse die Nutzung der Ausscheidungshärtung als festigkeitssteigernden Prozess unmöglich, da durch die Thermalhistorie weitgehend das gesamte Scandium in Form von inkohärentem, kaum festigkeitssteigerndem AI3SC bereits ausgeschieden wird.
Von Nachteil ist hierbei insbesondere, dass das Herstellungsverfahren somit viele Arbeitsschritte umfasst, sehr aufwendig und teuer ist. Zudem ist das Ergebnis dann ein sehr teures Halbzeug mit verfahrensbedingt nur begrenzten Riss- zähigkeitseigenschaften.
Daneben ist in der Druckschrift US 4,689,090, die eine superplastische AISc- Legierung beschreibt, dass Bandgießen (engl. „belt" oder „drum casting") als ein mögliches Herstellungsverfahren genannt, das als solches bereits aus dem 19. Jahrhundert (z.B. GB 199) bekannt ist. Jedoch werden auch in der US 4, 689,090 nur die speziellen Eigenschaften von inkohärenten AlSc-Phasen (Dispersoiden) genutzt, um insbesondere ein superplastisch umformbares Halbzeug zu bekommen. Die dort genannten Prozessschritte für das Walzen des Vormaterials, speziell im Bezug auf eine AlMgSc-Legierung, bevorzugen ein Temperaturfenster zwischen 288 - 427 °C, um einen Blechwerkstoff zu bekommen, der dann bei Temperaturen zwischen 427 - 538 °C sehr gut superplastisch umgeformt werden kann. Das Endprodukt ist dann durch eine große Anzahl an fein verteilten, aber inkohärenten AlSc-Phasen gekennzeichnet.
Der vorliegenden Erfindung liegt somit die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zum
Herstellen eines Scandium (Sc)- und/oder Zirkon (Zr)- legiertes Aluminiumblech- material zu schaffen, das erheblich kostengünstiger ist und in der Lage ist, ein extrem risszähes Aluminiumblechmaterial für Flugzeuganwendungen herzustellen.
Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren zum Herstellen eines Scandium (Sc)- und/oder Zirkon (Zr)- legierten Aluminiumblechmaterials mit hoher Risszähigkeit gelöst, wobei die Aluminiumlegierung zumindest aus 1 - 5 Gew.-% Magnesium (Mg), 0,1 - 1 ,0 Gew.- % Scandium (Sc) und/oder 0,05 - 1 Gew.-% Zirkon (Zr), 0 - 2 Gew.-% Mangan (Mn), 0 - 2 Gew.-% Zink (Zn), 0 - 1 Gew.-% Silber (Ag), 0 - 1 Gew.-% Kupfer (Cu), Rest Aluminium sowie Verunreinigungen mit jeweils maximal 0,1 Gew.-% besteht, und dadurch gekennzeichnet ist, dass ein Walzvormaterial in Form eines Blechstranges durch Dunnbandgießen oder Gießwalzen erzeugt wird, wobei die Legierungsschmelze zwischen zwei Walzen gegossen und der durch Schnellabkühlung erstarrte Blechstrang abgezogen wird; dass der Blechstrang durch nachfolgende thermo-mechanische Bearbeitungsschritte bei einer Tempe- ratur (T-i), die unterhalb der Ausscheidungssequenz für eine festigkeitssteigemde, kohärente AI3Sc/Zr- Phase liegt, auf gewünschte Dicke gewalzt wird; und dass abschließend der auf gewünschte Dicke gewalzte Blechstrang bei einer Temperatur (T2), die innerhalb der Ausscheidungssequenz für eine festigkeitssteigemde, kohärente AI3Sc/Zr- Phase liegt, wärmebehandelt wird.
Ein zentraler Gedanke der Erfindung besteht darin, dass das Sc- und/oder Zr- legierte Aluminiumblechmaterial nicht mit einem üblichen Verfahren (z.B. Strang- guss oder einem anderen vielstufigen thermomechanische Prozess) hergestellt wird, sondern mittels endkontumahem Bandgießen, unter Berücksichtigung ent- sprechender Temperaturfenster während der thermo-mechanischen Bearbeitung. Durch die Temperaturwahl während der thermo-mechanischen Bearbeitung erfolgt eine gezielte Ausnutzung der Ausscheidungshärtung über die kohärente AlSc/Zr- Phase.
Dies hat den Vorteil, dass die bei den üblichen Verfahren durchzuführende große Anzahl von thermischen Prozessen nicht erforderlich bzw. minimiert sind, so dass die aufgrund des Scandium-tZirkonzusatzes basierende Ausscheidungshärtung und die damit im Zusammenhang stehende technologisch hochwertige Festigkeitssteigerung in vollem Maße ausgeschöpft werden kann. Ein weiterer Vorteil besteht darin, dass aufgrund des Bandgießen das Aluminiumblechmaterial schneller und wesentlich günstiger als bisher herstellbar ist, da Gießen und Walzen in einem Schritt durchgeführt werden. Gleichzeitig weisen derartig hergestellte Aluminiumblechmaterialien nicht nur verbesserte Risszähig- keitseigenschaften auf, sondern auch verbesserte Korrosions- und Verarbeitungseigenschaften.
Ferner ist es zweckmäßig, dass die Abkühlung des Blechstranges beim Dünn- bandwalzen durch Konvektion erfolgt. Dies stellt eine besonders einfache Art der Abkühlung dar. Selbstverständlich kann vorteilhafterweise zur Beschleunigung des Abkühlvorganges Luft oder Wassersprühnebel zugeführt werden. Daneben können auch andere geeignete Mittel zur Beschleunigung des Abkühlvorganges verwendet werden.
Besonders vorteilhaft ist es, dass durch die Schnellabkühlung während der Herstellung des Blechstranges mittels Dünnbandwalzen der gesamte Sc- und/oder Zr- Anteil im Mischkristall zwangsgelöst wird, so dass ein übersättigter Mischkristall entsteht.
Besonders zweckmäßig ist es, die thermo-mechanischen Bearbeitungsschritte zum Walzen des Blechstranges auf gewünschte Dicke bei einer Temperatur kleiner oder gleich 270 °C durchzuführen, vorzugsweise kleiner oder gleich 265 ° C. Besonders bevorzugt ist eine Temperatur kleiner oder gleich 260 °C. Dabei liegt die Temperatur typischerweise zwischen Raumtemperatur und 260 °C. Besonders bevorzugt ist der Temperaturbereich von 200 bis 260 °C. Die Wahl dieser Temperaturbereiche hat den Vorteil, dass Glühoperationen im Vorlauf von Walzprozessen über 300°C, welche zur vorzeitigen, unerwünschten Ausscheidung des Scandiums bzw. Zirkons als AI3Sc/Zr-Phase führen, unterbleiben - im Gegensatz zu den etablierten Verfahren.
Ferner ist es zweckmäßig, die abschließende Wärmebehandlungen bei einer Temperatur oberhalb von 275 °C bis nominal 400 °C, vorzugsweise 325 - 375 °C, durchzuführen. Die Dauer der Wärmebehandlung richtet sich nach der Kohärenz der AlSc/Zr-Phasen und liegt typischerweise zwischen 10 Minuten und 100 Stunden. Dies hat den Vorteil, dass in der letzten Glühoperation zielgerichtet das Scandium und/oder Zirkon als kohärente Al-Sc/Zr-Phase ausgeschieden und ein optimales Verhältnis zwischen Festigkeit und Zähigkeit eingestellt wird.
Dabei ist es besonders zweckmäßig, dass der abschließende Wärmebehand- lungsprozess während einem formgebenden Umformprozesse (z.B. Kriechumformung) oder beispielsweise bei der Nachbehandlung von Schmelzschweißnäh- ten (Spannungsarmglühen, Warmauslagern) erfolgt.
Das erfindungsgemäß hergestellte Aluminiumblechmaterial bzw. daraus erzeugte Halbzeuge werden zweckmäßigerweise für Flugzeug-Druckrumpfhäute, blechför- mige Befestigungselemente, Blechspante, Beschläge, Beplankungen für Flügel und andere zähfeste Systeme verwendet. Darüber hinaus ist auch eine Anwendung für Transportbehälter oder Rohkarosserieelemente, Türen, Bodengruppen, geschweißte Fahrwerkskomponenten sowie Karosseriesäulen möglich.
Im Folgenden wird die Erfindung in ihren einzelnen Elementen anhand der beigefügten Abbildungen erläutert. In denen zeigt:
Fig. 1 in schematischer Darstellung unterschiedliche Bandgießprozesse: a) Roll-Caster; b) Belt-Caster; c) Block-Caster; Fig. 2 in schematischer Darstellung die Herstellung eines Bandes bzw. Blechstranges an Hand eines Roll-Casters;
Fig. 3 eine Schnittansicht durch Walzen und das entstehende Band;
Fig. 4 ein typisches AlSc-Phasendiagramm;
Fig. 5 typische Härtekurven nach Auslagerung von AISc0.3 bei unterschiedlichen Temperaturen, nach Homogenisieren bei 640 °C und Wasserabschreckung; und
Fig. 6 die Größe der AI3Sc- Ausscheidungen (Übergang Kohärenz - Inkohä- renz) bei unterschiedlichen Temperaturen, nach Homogenisieren bei 640 °C und Wasserabschreckung.
Wie einleitend bereits erwähnt, sind die Grundlagen des kontinuierlichen Bandgießen bereits seit dem 19. Jahrhundert bekannt (z.B. GB 199). Trotz seiner eindeutigen Kosten red uktion gegenüber den herkömmlichen Prozesstechniken wird diese Technologie in der Industrie auch für Aluminium-Werkstoffe nur begrenzt eingesetzt.
Bis heute haben sich vor allem drei Bandgießprozesse entwickelt, nämlich das Roll-Casting, das Belt-Casting sowie das Block-Casting. Diese drei Verfahren sind schematisch in Fig. 1a, 1b bzw. 1c dargestellt. Daneben zeigt Fig. 2 in weiteren Einzelheiten exemplarisch die Bandproduktion mittels Roll-Caster, d.h. den Prozess vom flüssigen Metall über den Roll-Caster zum Walzwerk und damit zum fertigen Band bzw. Blechstrang. Im Folgenden werden die Begriffe „Band" und „Blechstrang" synonym verwendet. Wesentlich bei jedem der in Fig. 1 schematisch dargestellten Bandgießprozesse ist, dass drei Verfahrensschritte, die in den herkömmlichen Verfahren separat durchgeführt werden, vereinigt sind. Dies ist das Gießen, Homogenisierungsglühen sowie das Warmwalzen.
Bei dem gesamten Prozessablauf ist es insbesondere kritisch, dass im Walzspalt, d.h. in dem Bereich, in dem die Erstarrung zum Band erfolgt, möglichst konstante Verhältnisse herrschen. Dabei sind vor allem die Parameter Metalltemperatur und Metalldruck wichtig. Daneben spielt auch die Walzmanteloberfläche, Walzen be- Schichtung sowie das Walzmantelmaterial eine Rolle. Dies bedeutet auch, dass die Metallzufuhr und -Verteilung im Walzspalt für die Qualität des gegossenen Bandes von entscheidender Bedeutung ist. Je dünner das Band ist, um so größer sind die Anforderungen an die Metallverteilung im Spalt in Bezug auf Druck und Temperatur. Somit bedarf die Metallschmelze sowie die Metallzufuhr besonderer Beachtung bei der Optimierung des Prozesses. Das kann beispielsweise mit Hilfe eines Schmelzofens (nicht dargestellt) sowie eines separaten Halteofens (nicht dargestellt) realisiert werden, um einen konstanten Materialfluss in Bezug auf Schmelzkonstanz und Temperatur zu sichern. Ferner wirken sich die oben aufgeführten Einflussgrößen auf die erforderliche Walzkraft sowie auf die Bandqualität direkt aus. Belastungsschwankungen (Walzkraft) haben zudem einen direkten Einfluss auf die Banddickentoleranzen und das Bandprofil.
Zur Verdeutlichung zeigt Fig. 3 in vergrößerter Darstellung den Walzspalt in einer Schnittansicht durch Walzen und Band. Dabei sind die Walzen mit Bezugsziffer 1 und das entstehende Band ist mit Bezugsziffer 2 bezeichnet. In Fig. 3 ist exemplarisch eine mittels Kühlwasser 5 gekühlte Walze dargestellt. Selbstverständlich können auch andere geeignete Mittel und Vorkehrungen zur Kühlung der Walzen 1 gewählt werden. Der Bereich, in dem die Erstarrung der Schmelze zum festen Band erfolgt, wird als Walzspalt 3 bezeichnet. Der geschmolzene Werkstoff 4, der sich in der Ausführungsform gemäß Fig. 3 stromabwärts (d.h. links) vom Walzspalt 3 befindet, wird also in den Walzspalt 3 eingeführt, dort gegossen und gewalzt, so dass stromaufwärts vom Walzspalt 3 (Pfeilrichtung A) sich der Werkstoff in Form eines Bandes verfestigt. Dabei weist der Werkstoff im Übergangsbereich 6 zwischen Schmelze und festem Band, der in Fig. 3 schraffiert dargestellt ist, eine zähflüssige Konsistenz auf.
Im Hinblick auf die Herstellung von Sc- und/oder Zr-Iegierten Aluminiumblechmaterialien mittels Bandgießen, werden nachstehend zum besseren Verständnis der vorliegenden Erfindung zunächst die metallurgischen Eigenarten derartiger Legierungen unter Bezugnahme auf Fig. 4 bis 6 erläutert.
Wie bereits eingangs erwähnt, ist bekannt, dass das Zulegieren von Scandium zu Aluminium-Werkstoffen erhebliche Festigkeitssteigerungen ermöglicht. In der Hauptsache wird dies durch eine sogenannte Ausscheidungshärtung erzielt, bei der das Scandium aus einem übersättigten Al-Sc-Mischkristall definiert ausgeschieden wird und dann als kohärente Phase (AI3Sc) das Metallgitter des Aluminiums verspannt und so die Festigkeit des Aluminium-Werkstoffs erhöht. Die Menge an lösbarem Scandium im Aluminium-Grundwerkstoff ist Fig. 4 zu entnehmen. Da diese mit abfallender Temperatur abnimmt, spricht man hier von einer nur begrenzten Löslichkeit im festen Zustand. Dieser Zusammenhang ist die grundsätzliche Voraussetzung für eine Ausscheidungshärtung, bei der die Legierung für eine definierte Zeit in einem bestimmten Temperaturintervall gehalten werden muss, um so über Diffusionsvorgänge die Ausbildung der ausscheidungshärtenden Phasen steuern zu können. Fig. 4 zeigt zusätzlich die maximal mögliche Menge an gelöstem Scandium in Aluminium für den thermo- physikalischen Gleichgewichtszustand (d.h. bei sehr langsamer Abkühlung aus der Schmelze und langer Haltezeit im Temperaturfenster knapp unter 933 K). Grundsätzlich strebt man an, möglichst durch hohe Glühtemperaturen viel Legierungsanteile in Zwangslösung zu bringen, da dann auch der Umfang und das Volumen der ausscheidbaren und somit festigkeitssteigernden Phasen maximal wird. Bestimmte Prozesse, die eine viel schnellere Abkühlung erlauben, wie zum Beispiel das Bandgießen, können den zwangsweise in Aluminium-Kristall gelösten Scandium-Anteil über das Gleichgewichtsmaß hinaus erheblich erhöhen. Es ist jedoch zu beachten, dass durch Zugabe von weiteren Legierungselemente die Löslichkeit von Scandium in Aluminium in der Regel dagegen abnimmt. Dies ist auch beim Zulegieren von Magnesium der Fall. Ebenso ist Zirkon als Legierungselement für Aluminium-Werkstoffe weit verbreitet. Man hat schon vor Jahren beobachtet, dass in AlSc-Werkstoffen sich Scandium und Zirkon additiv verhalten; d.h., beide können im Aluminium-Material zwangsgelöst werden und erlauben eine Festigkeitssteigerung durch Ausscheidungshärtung. Dabei wird die AI3Sc Phase durch Al3Scι-xZrx modifiziert, ohne dass sie an festigkeitssteigemder Wirkung verliert. Durch den Zirkon-Zusatz sinkt sogar die kritische minimale Abkühlungs- geschwind ig keit, die man einhalten muss, damit ein mit Scandium und Zirkon übersättigter Mischkristall entstehen kann. Aus diesem Grund ist die Zugabe von Zirkon in AISc- und besonders in AlMgSc-Legierungen sehr verbreitet. Gleichzeitig erlaubt es eine gewisse Verringerung der Scandium-Legierungsmenge bzw. substituiert das Scandium. Da Scandium ein recht seltenes und damit auch relativ teueres Legierungselement ist, können durch eine derartige Substitution Kosten eingespart werden. Der Effekt kann auch mit anderen Legierungsbeimengungen wie z. B. Erbium, Yttrium, Hafnium, Gadolinium, Holmium, Tantal, Niob, Titan, Terbium oder anderen seltenen Erden-Metallen erreicht werden. Ihnen gemein ist die A X-Phasenbildung über Ausscheidungsvorgänge.
Um über die AISc bzw. AlScZr-Phase eine Ausscheidungshärtung erzielen zu können, muss der Werkstoff nach der Schnellabkühlung wärmebehandelt werden. Fig. 5 zeigt eine Zusammenstellung von solchen Wärmebehandlungsversuchen. Es ist zu erkennen, dass bei einer Auslagerungstemperatur von größer/gleich 300 °C die Festigkeit des Werkstoffs innerhalb einiger Minuten bzw. Stunden erheblich an steigt und relativ lange konstant bleibt. Bei Temperaturen größer/gleich 350 °C folgt dem Festigkeitsmaximum schon nach kurzer Zeit ziemlich schnell ein Festigkeitsabfall. Die Ursache für dieses Verhalten ist eine Veränderung der AISc- Phase. Aufgrund der erhöhten Temperaturen und der längeren Haltezeiten vergrößert sich der Durchmesser der AlSc-Phasen, was Fig. 6 zu entnehmen ist. Andererseits verwandelt sich die Gitterstruktur der AlSc-Phasen, so dass diese nicht mehr kohärent, sondern zunehmend inkohärent zum Aluminium-Matrix-Gitter werden. Damit verlieren sie ihre festigkeitssteigemde Wirkung. In den Aushärte- kurven fällt die Festigkeit nach Durchlaufen eines Maximums wieder ab. Nichtsdestotrotz bleiben die inkohärenten AlSc-Phasen über lange Zeit und auch bei erhöhten Temperaturen relativ stabil und klein, so dass sie als fein verteilte, sogenannte Dispersoide die Entfestigungs- und Rekristallisationseigenschaften von Aluminium-Werkstoffen steuern. Dieser Effekt bzw. diese Fähigkeit wird in vielen bekannten AISc-Legierungen genutzt.
Im Folgenden wird nun auf das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren genauer eingegangen. Zur Herstellung des Blechmaterials wird von einer Legierung ausgegangen, die in der Hauptsache aus Aluminium sowie Zulegierungen von 1 bis 5 Gew.-% Magnesium, 0,1 bis 1 ,0 Gew.-% Scandium und/oder 0,05 bis 1 ,0 Gew.-% Zirkon besteht. Daneben kann die Legierung auch bis zu 2 Gew.-% Mangan, bis zu 2 Gew.-% Zink, bis zu 1 Gew.-% Silber und bis zu 1 Gew.-% Kupfer, sowie Verunreinigungen jeweils bis maximal 0,1 Gew.-% enthalten.
Da dieser Werkstoffe mit dieser nominellen Zusammensetzung aufgrund seiner besonderen Metallurgie erfahrungsgemäß nur sehr schwierig walztechnisch und damit teuer verarbeitet werden kann, wird zunächst ein Vormaterial zum Walzen auf Blechdicke mittels dem an sich bekannten, aber für hochlegierte Al- Luftfahrtwerkstoffen ungewöhnlichen Dünnbandgießverfahren statt mit dem sonst, für AI-Luftfahrtwerkstoffen, verbreitetem Stranggussverfahren hergestellt. Dadurch wird vorteilhafterweise die Anzahl der notwendigen Walzstiche und Zwischen- Wärmebehandlungsschritte zur Herstellung des Blechs erheblich reduziert, was gleichzeitig die Herstellungskosten reduziert. Durch das Dunnbandgießen werden dabei neben der besonderen metallurgischen Möglichkeiten (Schnellerstarrung, Erhöhung der Löslichkeit bestimmter Legierungselemente, Erzielung eines „übersättigten Mischkristalls") speziell wichtige Wirtschaftlichkeitsaspekte durch die erheblich reduzierte Anzahl der Prozessschritte geltend gemacht. Zur Erzeugung des Walzvormaterials in Form eines Blechstranges wird die Schmelze der oben aufgeführten Legierungszusammensetzung zwischen zwei Walzen, wie im Zusammenhang mit Fig. 3 beschrieben, gegossen, und der durch Abkühlung erstarrte Blechstrang wird abgezogen.
Anschließend wird der Blechstrang durch nachfolgende thermo-mechanische Bearbeitungsschritte auf gewünschte Dicke gewalzt. Dabei sind die thermo- mechanischen Prozessschritte, insbesondere Walzen und Glühen, zur Blechdarstellung derart optimiert, dass das Gefüge der AlMgSc/Zr-Blechlegierung und die daraus abzuleitenden Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften bzw. für Flugzeugdruckrumpfanwendungen extrem wichtigen Risszähigkeitseigenschaften signifi- kant über denen etablierter AlMgSc-Legierungen liegen. Dies wird dadurch erreicht, dass die verfahrenstechnisch notwendigen Walzschritte und Zwischen- glühmaßnahmen in einem Temperaturbereich ausgeführt werden, welcher in seiner Höhe und Verweilzeit unterhalb der Ausscheidungssequenzen für die, die Festigkeit steigernde, kohärente AI3Sc-Phase liegt. Die Temperatur für die Ausscheidungssequenz liegt typischerweise in einem Bereich von ca. 275 - 400 °C, so dass die thermo-mechanischen Bearbeitungsschritte typischerweise bei Temperaturen T-i kleiner oder gleich 270 °C durchgeführt werden, vorzugsweise bei Temperaturen kleiner oder gleich 265 °C, 260 °C, 255 °C usw. bis Raumtemperatur (bei Raumtemperatur spricht man daher von Kaltwalzen). Genauer gesagt wird bewusst vermieden, während der thermo-mechanischen Prozesse ein Temperatur/Verweilzeit-Fenster zu erreichen, in dem die festigkeitswirksame, weil kohärente A Sc-Phase ihre Festigkeit steigernde Wirkung durch Inkohärenz (Veränderung der Gitterstruktur gegenüber dem AI-Matrix-Gitter) verliert. Diese dann, wie zuvor beschrieben, als AbSc-Disperoide bezeichneten Phasen bewirken keine direkte oder nur unwesentliche Festigkeitsteigerung. Insbesondere würde sich dann im erzeugten Blechmaterial das Verhältnis aus Festigkeit, Dehnung und der, für Flugzeuganwendungen wichtigen, Risszähigkeit, verschlechtern.
In einer abschließenden Wärmebehandlung oder einem anderen thermischen Bearbeitungsschritt (z.B. Kriechumformung) des auf Enddicke gewalzten Blechmaterials wird dann die gewünschte Ausscheidungshärtung mittels kohärenter AI3Sc/Zr-Phasen entsprechend der Zeit-Temperatur-Umwandlungsdiagramme (Fig. 5, 6) optimiert ausgeführt, so dass die gewünscht guten Festigkeitseigenschaften für das Blech als Endprodukt des gesamten Herstellungsprozesses zu Verfügung stehen. Mit anderen Worten, bei der abschließenden Wärmebehandlung wird das auf Enddicke gewalzte Blechmaterial auf eine Temperatur T2 eine gewisse Zeit erwärmt, die innerhalb der Ausscheidungssequenz für eine festigkeitssteigemde, kohärente A Sc/Zr Phase liegt, so dass lediglich in diesem letzten Wärmebehandlungsschritt eine zielgerichtete Ausscheidungshärtung erfolgt. Das Zeitfenster für den diffusionsgesteuerten Prozess der Ausscheidungshärtung beträgt in etwa 10 - 60 Minuten, kann jedoch abhängend von der Kohärenz der AlSc/Zr-Phasen bis zu 100 Stunden betragen.
Dies bedeutet aber auch, dass zumindest kurzzeitig die Walztemperaturen über 270 °C (max. 325 °C) liegen dürfen (s. z.B. nachstehendes Beispiel 2). Die Zeit- Temperatur-Umwandlungs-(Aushärte-) Diagramme definieren diese „kürzeste" Zeit in Abhängigkeit von der Legierungszusammensetzung. Durch die folgenden Beispiele werden die Vorteile der Erfindung durch eine Gegenüberstellung von „klassisch" hergestelltem AlMgSc-Blechmaterial mit AISc- Phase als inkohärente Dispersoide (Beispiel 1) und erfindungsgemäß herge- stelltem Blechmaterial (Beispiel 2) deutlich erkennbar.
Beispiel 1:
Eine AIMg3.0Sc0.15Zr0.1 - Legierung (alle Angaben in Gewichtsprozenten) wird nach etablierter Technik direkt stranggegossen (Strangdicke 120 mm). Zum Warmwalzen erfolgt eine Barrenvorwärmung auf 430 °C, Dauer 60 min. Nach dem ersten Warmwalzen (insgesamt 17 Stiche) wird der Barren erneut auf 400 °C/30 min erhitzt, um das schlechter werdende Umformverhalten durch eine thermisch stimulierte Erholung des Materials wieder herzustellen. Nach 10 weiteren Walz- Stichen erfolgt eine 2. Zwischenglühung (400 °C/30 min), gefolgt von einigen Warmwalzschritten sowie dem abschließenden Kaltwalzen (bei Raumtemperatur) auf Endmaterialblechdicke von ca. 1 ,6 mm. Die finale Wärmebehandlung nach dem Kaltwalzen (400 "C/120 min) stellt die angestrebte Eigenschaftsmischung aus guter Festigkeit und Zähigkeit ein, in dem das Gefüge einen Teil der Verformungsverfestigung aufgrund der Glühung wieder verliert und dafür erheblich an Zähigkeit gewinnt. Da die Verweilzeit der Legierung jenseits der 400 °C-Grenze mehr als 240 min beträgt, ist ein großer Teil der A Sc/Zr-Ausscheidung bereits überaltert (Phasenvergröberung und Wechsel von kohärenten zu inkohärenten Grenzflächen der Phase in Bezug zur AI-Matrix) und hat gemäß der Darstellung von Fig. 5 an festigkeitssteigernder Wirkung verloren. Die aber weiterhin sehr fein verteilten AISc/Zr-Dispersoide verhindern durch ihre rekristallisationshemmende Wirkung eine komplette Gefügeneubildung. In einer Sc-freien Legierung dieser Legierungszusammensetzung wäre das stark verformte Walzgefüge bei einer 400 °C-Glühung vollständig rekristallisiert. Die Festigkeitswerte wären dann bei ca. 250 MPa Zugfestigkeit, 150 MPa Streckgrenze und mehr als 20 % Dehnung gelegen. Durch den Sc-Legierungseffekt werden jedoch folgende, gemittelte Kennwerte erzeugt:
Zugfestigkeit (Rm): 346 MPa
Streckgerenze (Rp0.2): 258 MPa
Dehnung (A5): 13 %
Aufreißwiderstand (UPE): 160 N/mm
Beispiel 2
Nachfolgend wird die erfindungsgemäße Herstellung einer AlMgSc-Blechprobe sowie deren Eigenschaften beschrieben. Die Legierung hat die chemische Zusammensetzung AIMg3.05Sc0.38Zr0.14 (in Gewichtsprozenten). Der Gehalt an weiteren Elementen beträgt Si = 0,08, Fe = 0,05, alle anderen Elemente sind als Verunreinigungen anzusehen und liegen in ihren Gehalten < 0,10 %. Die Herstellung des Walzvormaterials erfolgt durch das Dünnbandwalzen. Hierbei wird die leicht überhitzte Legierungsschmelze (680 - 700 °C) zwischen 2 gekühlte Edelstahlwalzen gegossen und als sofort erstarrter Blechstrang mit einer Dicke von ca. 7 mm abgezogen. Dabei beträgt seine Temperatur ca. 350 °C. Diese sinkt jedoch schnell weiter, da über die große Fläche des Vormaterials die Restwärme sehr gut durch Konvektion abgeführt wird. Alternativ kann die im Vormaterial gespeicherte Restwärme auch für einen sofort anschließenden Walzvorgang genutzt werden. Denkbar ist auch, eine schnellere Abkühlung des Gussbleches durch forcierte Luft- oder Wassersprühnebelzufuhr, falls dies aus metallkundlicher Sicht erforderlich ist. Im vorliegenden Fall wird das Material nicht besonders gekühlt. Legierungstechnisch gesehen wird so erreicht, dass praktisch der gesamte Anteil der Legierung an Sc und Zr, im Mischkristall zwangsgelöst, vorliegt. Für die nachfolgenden Walzschritte wird das Material erneut in einem Ofen auf Temperaturen von 250 - 275°C vorgewärmt und dann bei dieser Temperatur in nur 4 Walzstichen auf die Enddicke von 1 ,60 mm gebracht. Aus der Wahl des Temperaturfensters zum Walzen ist ersichtlich, dass bewusst das Ausscheidungsfenster für die festigkeitssteigemde, kohärente AI3Sc/Zr-Phase nicht erreicht wird. Erst in der abschließenden Wärmebehandlung, dessen Temperaturfenster z.B. zwischen 275°C - 400°C liegt, wird das Endgefüge des Blechprodukts eingestellt. In diesem Temperaturintervall wird nun das Sc und Zr als AbSc/Zr-Phase ausgeschieden, wobei Temperatur und Zeit so gewählt werden, dass eine maximale Verfestigung bei gleichzeitig sehr guter Zähigkeit erzielt wird. Verfahrenstechnisch ist auch vorstellbar, dass schon während des Abwalzens des dünnbandgegossenem Vormaterials bewusst Temperaturen und Zeiten gewählt werde, bei denen die AbSc/Zr-Phase sich bereits ausscheidet, so dass auf eine Endwärmebehandlung verzichtet werden kann. Dies erfordert jedoch eine sehr genaue Prozesskontrolle und ist ablauftechnisch, insbesondere beim Auftauchen von Prozessproblemen, egal welcher Art, nur eingeschränkt beherrschbar. Im vorliegenden Fall wird das Material einer Endwärmebehandlung von 300 °C für eine Dauer von 240 min mit anschließender Abkühlung an ruhiger Luft unterzogen. Die Überprüfung der, gemittelten Festigkeitseigenschaften ergab:
Zugfestigkeit (Rm): 386 MPa
Streckgrenze (Rp0.2): 343 MPa Dehnung (A5): 17.9 %
Aufreißwiderstand (UPE): 276 N/mm
Diese Kennwerte liegen deutlich über denen mit etablierter Prozedur hergestellten Eigenschaften. Besonders der Gewinn an Risszähigkeit prädestiniert dieses, so hergestellte, Material für Flugzeugdruckrumpfanwendungen in genieteter, geklebter oder auch geschweißter Bauweise. Bemerkenswert ist, dass das relativ niedrig legierte Material sogar bessere Risszähigkeitseigenschaften aufweist als die neuesten klassischen AI-Luftfahrtlegierungen AA2524 (160 - 200 N/mm) und AA6013 (170 - 220 N/mm), und dies bei nominell gleiche Festigkeitseigenschaften. Dies alles wird erreicht und nutzbar, ohne dass der potentielle Anwender Kompromisse hinsichtlich der bekannt guten Korrosions-, Schweiß- und Verarbeitungs-Eigenschaften von AlMgSc-Legierungen, auch für zukünftige geschweißte Flugzeugrumpfstrukturen, eingehen muss.
Prinzipiell kann das Blechmaterial der neuen Legierung statt aus einem dünnen Gussband auch aus einem klassischen gegossenem (kontinuierlichem Strangguß), dickeren Vormaterial (z.B. 50 - 500 mm) hergestellt werden. Logischerweise steigt dann aber die Anzahl der notwendigen Walzschritte erheblich an.
Die Erfindung findet hauptsächlich in der Flugzeug - sowie Fahrzeugtechnik Anwendung. Insbesondere werden z.B. Tragflächen und Druckrumpfbeplankungs- bleche aus einem derartigen mittels Bandgießen hergestellten Sc-Iegiertem Werkstoff hergestellt. Daneben werden auch folgende Kraftfahrzeugteile damit hergestellt: aufprallrelevante, tiefgezogene Bodenbleche, Federbeinaufnahmen und Trennwände hochbelasteter, geschweißter Fahrwerkskomponenten.

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zum Herstellen eines Scandium (Sc)- und/oder Zirkon (Zr)- legierten Aluminiumblechmaterials mit hoher Risszähigkeit, das zumindest aus 1 - 5 Gew.-% Magnesium (Mg), 0,1 - 1 ,0 Gew.- % Scandium (Sc) und/oder 0,05 - 1 Gew.-% Zirkon (Zr), 0 - 2 Gew.-% Mangan (Mn), 0 - 2 Gew.-% Zink (Zn), 0 - 1 Gew.-% Silber (Ag), 0 - 1 Gew.-% Kupfer (Cu), Rest Aluminium sowie Verunreinigungen mit jeweils maximal 0,1 Gew.-% besteht, dadurch gekennzeichnet, dass ein Walzvormaterial in Form eines Blechstranges durch Dunnbandgießen oder Gießwalzen erzeugt wird, wobei die Legierungsschmelze zwischen zwei Walzen gegossen und der durch Schnellabkühlung erstarrte Blechstrang abgezogen wird; der Blechstrang durch nachfolgende thermo-mechanische Bearbeitungsschritte bei einer Temperatur (T-i), die unterhalb der Ausscheidungssequenz für eine festigkeitssteigemde, kohärente AbSc/Zr- Phase liegt, auf gewünschte Dicke gewalzt wird; und - der auf gewünschte Dicke gewalzte Blechstrang abschließend bei einer Temperatur (T2), die innerhalb der Ausscheidungssequenz für eine festigkeitssteigemde, kohärente AI3Sc/Zr- Phase liegt, wärmebehandelt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlung des Blechstranges beim Dunnbandgießen oder Gießwalzen durch Konvektion erfolgt.
3. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass die Abküh- lung des Blechstranges beim Dunnbandgießen oder Gießwalzen durch Zufuhr von Luft, Wassersprüh nebel oder durch andere geeigneten Mittel beschleunigt wird.
4. Verfahren nach Anspruch 1 , 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, dass während dem Abkühlen des mittels Dunnbandgießen oder Gießwalzen hergestellten Blechstranges der Sc- und/oder Zr- Anteil im Mischkristall zwangsgelöst wird, so dass ein übersättigter Mischkristall entsteht.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Temperatur (T-i) während der thermo-mechanischen Bearbeitungsschritte kleiner oder gleich 270 ° C ist.
6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Temperatur (Ti) während der thermo-mechanischen Bearbei- tungsschritte kleiner oder gleich 265 ° C ist.
7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Temperatur (Ti) während der thermo-mechanischen Bearbeitungsschritte kleiner 260 ° C ist.
8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Temperatur (Ti) während der thermo-mechanischen Bearbeitungsschritte zwischen Raumtemperatur und 260°C liegt.
9. Verfahren nach einem der vorangegangenen Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Temperatur (T2) zur abschließenden Wärmebehandlung zwischen 275 und 400 °C liegt.
10. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass die abschließende Wärmebehandlung für eine Dauer von 10 Minuten bis 100 Stunden erfolgt.
11.Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, dass der
Wärmebehandlungsprozess als formgebender Umformprozess ausgeführt wird.
12. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, dass der Wärmebehandlungsprozess während einer Kriechumformung erfolgt.
13. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, dass der Wärmebehandlungsprozess bei einer Nachbehandlung von Schmelzschweißnähten mittels Spannungsarmglüheπ oder Warmauslagen erfolgt.
14. Halbzeug aus einem Aluminiumblechmaterial, wobei das Aluminiumblechmaterial nach einem der Ansprüche 1 bis 13 hergestellt ist.
15. Verwendung des Halbzeuges nach Anspruch 14 für eine Flugzeug- Druckrumpfhaut, blechförmige Befestigungselemente, Blechspante, Beschläge, Beplankungen für Flügel und andere zähfeste Systeme.
16. Verwendung des Halbzeuges nach Anspruch 14 für Transportbehälter.
17. Verwendung des Halbzeuges nach Anspruch 14 für Strukturen, die eine hohe Dauerfestigkeit und Aufprall-Sicherheit aufweisen, insbesondere Rohkarosserieelemente, Türen, Bodengruppen, geschweißte Fahrwerks- komponenten sowie Karosseriesäulen.
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