WO2004003244A1 - Al-cu-mg-ag-legierung mit si, halbzeug aus einer solchen legierung sowie verfahren zur herstellung eines solchen halbzeuges - Google Patents

Al-cu-mg-ag-legierung mit si, halbzeug aus einer solchen legierung sowie verfahren zur herstellung eines solchen halbzeuges Download PDF

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    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/16—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with magnesium

Definitions

  • the invention relates to an Al-Cu-Mg-Mn alloy for the production of semi-finished products with high static and dynamic strength properties. Furthermore, the invention relates to a semi-finished product made of such an alloy with high static and dynamic strength properties and a method for producing such a semi-finished product.
  • Aluminum alloys AA 2014, AA 2214 which can withstand high static and dynamic loads, are, for example, die forgings for aircraft wheel and brake systems made from these AI alloys in the heat-hardened state. While the stated strength properties of the semi-finished products made from such an alloy are inherent in the semi-finished product, especially at lower temperatures, these properties decrease more rapidly at temperatures of more than 100 ° C. than in the case of alloys of group AA 2618. Semi-finished products made from such alloys have a higher Heat resistance and are used, for example, as compressor wheels for rechargeable diesel engines or for rotors in ultracentrifuges. At temperatures below 100 ° C, however, the aluminum alloys of groups AA 2014 and AA 2214 can withstand higher loads.
  • Compressor wheels have started to use titanium alloys so that the compressor wheels made from them are given the necessary static and dynamic strength properties even at higher temperatures.
  • titanium is expensive and in particular also not suitable for the production of aircraft wheels for this reason.
  • titanium is less suitable as a wheel material due to its limited thermal conductivity.
  • the alloy has the following composition:
  • zirconium (Zr) 0.1 - 0.25% by weight of zirconium (Zr)
  • the claimed alloy has a higher static and dynamic heat resistance and an improved creep resistance with very good fracture mechanical properties. These are achieved in particular with a copper-magnesium ratio between 5 and 9.5, in particular with a ratio between 6.3 and 9.3.
  • the cup The content is preferably between 3.8 and 4.2% by weight and the magnesium content between 0.45 and 0.6% by weight.
  • the copper content is significantly below the maximum solubility for copper in the presence of the claimed magnesium content. As a result, the proportion of insoluble, copper-containing phases is very low, taking into account the other alloying and accompanying elements. This results in an improvement in the dynamic properties and the fracture toughness of the semi-finished products made from such an alloy.
  • part of the claimed alloy is silver with contents between 0.3 and 0.7% by weight, preferably 0.45 and 0.6% by weight.
  • silicon (0.3-0.7% by weight, preferably 0.4-0.6% by weight)
  • curing takes place using the same mechanisms as in silver-free Al-Cu-Mg alloys.
  • the addition process is different for smaller silicon contents due to the addition of silver.
  • the semi-finished products made from such an alloy do have good heat resistance and creep resistance in cooler conditions; however, they do not yet meet the desired requirements. Only silicon contents above 0.3% by weight suppress the otherwise typical change in the precipitation behavior of Al-Cu-Mg-Ag alloys, so that surprisingly higher strength values without sacrificing heat resistance and creep resistance in the Cu and Mg contents according to the invention are achievable.
  • the manganese content of the claimed alloy is 0.1 to 0.5% by weight, preferably 0.2-0.4% by weight.
  • the manganese content is limited to 0.4% by weight.
  • manganese is an alloy component required for structural control.
  • the zirconium alloy contains between 0.10 - 0.25% by weight.
  • aluminides are even more finely dispersed than man- gan aluminides.
  • zirconium aluminides contribute to the thermal stability of the alloy.
  • titanium for grain refining, 0.05-0.15% by weight, preferably 0.10-0.15% by weight, of titanium is added to the alloy.
  • the titanium is expediently added to the alloy in the form of an Al-5Ti-1 B master alloy, as a result of which the alloy automatically contains boron. This forms finely divided, insoluble titanium diborides. These contribute to the thermal stability of the alloy.
  • the alloy can have a maximum of 0.15% iron, preferably 0.10% iron.
  • Fig. 1 A diagram showing the 0.2% proof stress and the
  • Fig. 3 a diagram showing the 0.2% proof stress and the
  • 4a, 4b Diagrams illustrating the fatigue strength of the alloy according to the invention in comparison to a previously known alloy in the state T6 at room temperature and at a temperature of 200 ° C.
  • Table 1 below gives the chemical composition of four alloys according to the invention (B, C, D, E) and the composition of the comparatively examined alloys AA 2214 and AA 2618 again (data in% by weight) (nb: not determined):
  • Semi-finished products were produced from these alloys by the process steps given below: a) casting an ingot from an alloy, b) homogenizing the cast ingot at a temperature which is as close as possible to the melting point of the alloy for a time which is sufficiently long In order to achieve the most uniform possible distribution of the alloy elements in the cast structure, c) hot forming of the homogenized ingot by forging at a block temperature of about 420 ° C, d) solution annealing of the semi-finished product formed by forging at temperatures that are sufficiently high to allow for the Bring the necessary alloying elements evenly distributed in the structure in solution, whereby the solution annealing takes place in a temperature range at 505 ° C over a period of 3 hours, e) quenching the solution-annealed semi-finished product in water at room temperature, f) cold forming the quenched halves euge by cold upsetting by 1 to 2% and g) heat-curing the quenched semi-finished product at temperatures at 170 ° C over a
  • L longitudinal direction: parallel to the main direction of deformation
  • LT long transverse direction: parallel to the width direction
  • ST short transverse direction: parallel to the thickness direction.
  • the improved strengths of the alloy according to the invention can be clearly seen from Tables 2 and 3.
  • the previously known alloy AA 2214 shows good strength values at room temperature, but not at higher temperatures.
  • the creep resistance and the fracture toughness are not only better at room temperature but in particular also at higher temperatures with the claimed alloy than with the previously known alloys.
  • This comparison also shows that the previously known alloys examined only have good properties with respect to individual strength parameters. In no case do they have good properties at all relevant strength values both at room temperature and at elevated temperatures. Just like the fatigue properties, the creep resistance of this previously known alloy is unsatisfactory. All of the strength parameters examined have very good properties and can only be determined in the alloy according to the invention.
  • alloy E alloy according to the invention
  • AA 2214 and AA 2618 previously known alloys
  • the hot-forming step is carried out at a block temperature between 320 ° C and 460 ° C.
  • the step of quenching the solution-annealed semifinished product can take place in a temperature range between room temperature and 100 ° C. (boiling) in water. It is also possible to use a water-glycol mixture for quenching, but the temperature of which should not exceed 50 ° C.
  • thermosetting can be carried out over a period of 5 to 35 hours, preferably between 10 and 25 hours, in a temperature window between 170 ° C. and 210 ° C.
  • continuous cast ingots were produced as described above and aircraft wheels were die-forged in the fore and finished dies at a temperature of 410 to 430 ° C. These wheels were then solution annealed at 505 ° C, quenched in a water-glycol mixture at room temperature and aged for 20 hours at 170 ° C.
  • Fatigue tests on comparable samples of the two alloys mentioned also show that the wheels made from the claimed alloy achieve significantly better values than those made from the wheels made with the AA 2214 alloy. This applies to fatigue tests carried out at room temperature (cf. FIG. 4a) and to fatigue tests which were carried out at a test temperature of 200 ° C. (cf. FIG. 4b).

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Abstract

Eine Al-Cu-Mg-Mn-Legierung zur Herstellung von Halbzeugen mit hohen statischen und dynamischen Festigkeitseigenschaften weist folgende Zusammensetzung auf: 0,3 - 0,7 Gew.-% Silizium (Si) max.0,15 Gew.-% Eisen (Fe) 3,5 - 4,5 Gew.-% Kupfer (Cu) 0,1 - 0,5 Gew.-% Mangan (Mn) 0,3 - 0,8 Gew.-% Magnesium (Mg) 0,05 - 0,15 Gew.-% Titan (Ti) 0,1 - 0,25 Gew.-% Zirkon (Zr) 0,3 - 0,7 Gew.-% Silber (Ag) max. 0,05 Gew.-% andere, einzeln max. 0,15 Gew.-% andere, insgesamt Rest Gew.-% Aluminium (Al). Beschrieben wird ferner ein Halbzeug aus einer solchen Legierung sowie ein Verfahren zur Herstellung eines Halbzeuges aus einer solchen Legierung.

Description

AL-CU-MG-AG-LEGIERUNG MIT SI, HALBZEUG AUS EINER SOLCHEN LEGIERUNG SOWIE VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINES SOLCHEN HALBZEUGES
Gegenstand der Erfindung ist eine Al-Cu-Mg-Mn-Legierung zur Herstellung von Halbzeugen mit hohen statischen und dynamischen Festig- keitseigenschaften. Ferner betrifft die Erfindung ein Halbzeug hergestellt aus einer solchen Legierung mit hohen statischen und dynamischen Festigkeitseigenschaften sowie ein Verfahren zum Herstellen eines solchen Halbzeuges.
Statisch und dynamisch hoch belastbare Aluminiumlegierungen sind etwa die Legierungen AA 2014, AA 2214. Aus diesen AI-Legierungen werden im warmausgehärteten Zustand bspw. Gesenkschmiedestücke für Rad- und Bremssysteme von Flugzeugen hergestellt. Während die genannten Festigkeitseigenschaften der aus einer solchen Legierung hergestellten Halbzeuge insbesondere bei tieferen Temperaturen dem Halbzeug zu eigen sind, so nehmen diese Eigenschaften bei Temperaturen von mehr als 100 °C schneller ab als bei Legierungen der Gruppe AA 2618. Halbzeuge aus solchen Legierungen weisen eine höhere Warmfestigkeit auf und werden eingesetzt bspw. als Verdichterräder für aufladbare Dieselmotoren oder für Rotoren von Ultrazentrifugen. Bei Temperaturen unter 100 °C sind jedoch die Aluminiumlegierungen der Gruppe AA 2014 und AA 2214 höher belastbar.
Beim Rad-Bremse-System von Flugzeugen entsteht beim Bremsvorgang eine beträchtliche Wärmeentwicklung. Diese führt auch in den Rädern, die typischerweise aus einer AA 2014- oder AA 2214-Legierung gefertigt sind, zu Temperaturerhöhungen. Diese können eine frühe Überalterung dieser Legierung hervorrufen und damit verbunden eine starke Begrenzung der Lebensdauer des Bauteils.
Bei Verdichterrädern ist man dazu übergegangen, Titanlegierungen einzusetzen, damit den daraus hergestellten Verdichterrädern auch bei höheren Temperaturen die notwendigen statischen und dynamischen Festigkeitseigenschaften zuteil werden. Der Einsatz von Titan ist jedoch teuer und insbesondere auch aus diesem Grund zur Herstellung von Flugzeugrädern nicht geeignet. Ferner ist Titan aufgrund seiner begrenzten Wärmeleitfähigkeit als Räderwerkstoff weniger gut geeignet.
Die oben aufgezeigte Problematik ist nicht neu. Es besteht daher seit vielen Jahren der Wunsch nach einer AI-Legierung, die die hohen Festigkeitseigenschaften der Legierungen AA 2014 bzw. AA 2214 bei Raumtemperatur und die thermische Stabilität der Legierungen AA 2618 bzw. 2618 A in sich vereint.
Daher liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, eine solche Legierung, ein aus einer solchen Legierung hergestelltes Halbzeug mit hoher statischer und dynamischer Belastbarkeit, hoher Warmfestigkeit, hoher Bruchzähigkeit und hoher Kriechbeständigkeit sowie ein Verfahren zum Her- stellen eines solchen Halbzeuges bereitzustellen.
Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, dass die Legierung folgende Zusammensetzung aufweist:
0,3 - 0,7 Gew.-% Silizium (Si) max. 0,15 Gew.-% Eisen (Fe)
3,5 - 4,5 Gew.-% Kupfer (Cu)
0,1 - 0,5 Gew.-% Mangan (Mn)
0,3 - 0,8 Gew.-% Magnesium (Mg) 0,05 - 0,15 Gew.-% Titan (Ti)
0,1 - 0,25 Gew.-% Zirkon (Zr)
0,3 - 0,7 Gew.-% Silber (Ag) max. 0,05 Gew.-% andere, einzeln max. 0,15 Gew.-% andere, insgesamt Rest Gew.-% Aluminium (AI).
Die beanspruchte Legierung weist gegenüber den vorbekannten Legierungen AA 2014 und AA 2214 eine höhere statische und dynamische Warmfestigkeit und eine verbesserte Kriechbeständigkeit bei gleichzeitig sehr guten bruchmechanischen Eigenschaften auf. Diese werden insbesondere bei einem Kupfer-Magnesium-Verhältnis zwischen 5 und 9,5, insbesondere bei einem Verhältnis zwischen 6,3 und 9,3 erreicht. Der Kup- fergehalt liegt bevorzugt zwischen 3,8 und 4,2 Gew.-% und der Magnesiumgehalt zwischen 0,45 und 0,6 Gew.-%. Der Kupfergehalt liegt deutlich unter der maximalen Löslichkeit für Kupfer in Gegenwart des beanspruchten Magnesiumgehaltes. Dies hat zur Folge, dass der Anteil an unlöslichen, kupferhaltigen Phasen auch unter Berücksichtigung der übrigen Legierungs- und Begleitelemente sehr gering ist. Dadurch ergibt sich eine Verbesserung hinsichtlich der dynamischen Eigenschaften und der Bruchzähigkeit der aus eine solchen Legierung hergestellten Halbzeuge.
Im Gegensatz zu den vorbekannten AA-Legierungen 2014, 2214 und 2219 ist Teil der beanspruchten Legierung Silber mit Gehalten zwischen 0,3 und 0,7 Gew.-%, bevorzugt 0,45 und 0,6 Gew.-%. Im Zusammenspiel mit Silizium (0,3 - 0,7 Gew.-%, bevorzugt 0,4 - 0,6 Gew.- %) erfolgt eine Aushärtung über die gleichen Mechanismen wie in silberfreien Al-Cu-Mg- Legierungen. Es hat sich jedoch gezeigt, dass bei kleineren Siliziumgehalten durch die Silberzugabe der Ausscheidungsverlauf anders ist. Die aus einer solchen Legierung hergestellten Halbzeuge weisen zwar gute Warmfestigkeiten und Kriechbeständigkeiten bei kühleren Bedingungen auf; sie entsprechen jedoch noch nicht den gewünschten Anforderungen. Erst Siliziumgehalte über 0,3 Gew.-% unterdrücken die ansonsten typische Änderung des Ausscheidungsverhaltens von Al-Cu-Mg-Ag- Legierungen, so dass überraschender Weise höhere Festigkeitswerte ohne Einbuße der Warmbeständigkeit und der Kriechbeständigkeit bei den erfindungsgemäßen Cu- und Mg-Gehalten erzielbar sind.
Der Mangangehalt der beanspruchten Legierung beträgt 0,1 bis 0,5 Gew.- % bevorzugt 0,2 - 0,4 Gew.-%. Bei Legierungen mit höheren Mangan- Gehalten wurden bei einer Langzeit-Hochtemperaturbeanspruchung unerwünschte Ausscheidungsvorgänge gefunden, die zu einer Verringerung der Festigkeit führten. Aus diesem Grunde ist der Mangangehalt auf 0,4 Gew.-% begrenzt. Grundsätzlich ist Mangan jedoch ein für die Gefügekontrolle benötigter Legierungsbestandteil.
Zum Ausgleich der reduzierten Wirkung des Mangans hinsichtlich der Gefügekontrolle enthält die Legierung Zirkon zwischen 0,10 - 0,25 Gew.-
%, bevorzugt 0,14 - 0,20 Gew.-%. Die sich ausscheidenden Zirkon-
Aluminide sind in der Regel sogar feindisperser ausgebildet sind als Man- gan-Aluminide. Überdies hat sich gezeigt, dass die Zirkon-Aluminide zur thermischen Stabilität der Legierung beitragen.
Zur Kornfeinung ist der Legierung 0,05 - 0,15 Gew.-%, bevorzugt 0,10 - 0,15 Gew.-% Titan zugefügt. Zweckmäßigerweise wird das Titan der Legierung in Form einer AI-5Ti-1 B-Vorlegierung zugesetzt, wodurch die Legierung automatisch Bor enthält. Daraus bilden sich fein verteilte, nicht lösliche Titandiboride. Diese leisten einen Beitrag zur thermischen Stabilität der Legierung.
Als unvermeidbare Verunreinigung kann die Legierung maximal 0,15 % Eisen, bevorzugt 0,10 % Eisen aufweisen.
Nachfolgend werden Untersuchungsergebnisse unter Bezugnahme auf die beigefügten Figuren beschrieben. Diese zeigen:
Fig. 1 : Ein Diagramm, darstellend die 0,2 %-Dehngrenze und die
Zugfestigkeit der erfindungsgemäßen Legierung im Zustand T6 im Vergleich zu vorbekannten Legierungen in Abhängigkeit von der Prüftemperatur,
Fig. 2: ein Diagramm, darstellend die Zeitstandfestigkeit der erfindungsgemäßen Legierung im Zustand T6 im Vergleich zu vorbekannten Legierungen,
Fig. 3: ein Diagramm, darstellend die 0,2 %-Dehngrenze und die
Zugfestigkeit von aus der erfindungsgemäßen Legierung hergestellten Flugzeugrädern im Vergleich zu solchen, hergestellt aus vorbekannten Legierungen, und
Fig. 4a, 4b: Diagramme, darstellend die Ermüdungsfestigkeit der erfindungsgemäßen Legierung im Vergleich zu einer vorbekannten Legierung im Zustand T6 bei Raumtemperatur und bei einer Temperatur von 200°C.
Die nachfolgend wiedergegebene Tabelle 1 gibt die chemische Zusammensetzung von vier erfindungsgemäßen Legierungen (B, C, D, E) sowie die Zusammensetzung der vergleichsweise untersuchten Legierungen AA 2214 und AA 2618 wieder (Angaben in Gew.-%)(n.b.: nicht bestimmt):
Figure imgf000006_0001
Aus diesen Legierungen sind Halbzeuge durch die nachfolgend wiedergegebenen Verfahrensschritte hergestellt worden: a) Gießen eines Barrens aus einer Legierung, b) Homogenisieren des gegossenen Barrens bei einer Temperatur, die möglichst dicht unter der Anschmelztemperatur der Legierung liegt für eine Zeit, die ausreichend lang bemessen ist, um eine möglichst gleichmäßige Verteilung der Legierungselemente im Gussgefüge zu erreichen, c) Warmumformen des homogenisierten Barrens durch Schmieden bei einer Blocktemperatur von etwa 420 °C, d) Lösungsglühen des durch Schmieden umgeformten Halbzeuges bei Temperaturen, die ausreichend hoch sind, um die für die Aushärtung notwendigen Legierungselemente gleichmäßig im Gefüge verteilt in Lösung zu bringen, wobei das Lösungsglühen in einem Temperaturbe- reich bei 505 °C über einen Zeitraum von 3 Stunden erfolgt, e) Abschrecken des lösungsgeglühten Halbzeuges in Wasser bei Raumtemperatur, f) Kaltumformen der abgeschreckten Halbzeuge durch Kaltstauchen um 1 bis 2 % und g) Warmaushärten des abgeschreckten Halbzeuges bei Temperaturen bei 170 °C über einen Zeitraum von 20 - 25 Stunden.
Die auf diese Art und Weise hergestellten Freiformschmiedestücke sind anschließend auf ihre Eigenschaften im warm ausgehärteten Zustand T6 untersucht werden. Die Festigkeitswerte sind in den nachfolgenden Tabellen 2 und 3 wiedergegeben:
Tabelle 2:
Figure imgf000007_0001
Tabelle 3:
Figure imgf000007_0002
Definition Probenrichtungen:
L = Längsrichtung: parallel zur Hauptformänderungsrichtung LT = Lange Querrichtung: parallel zur Breitenrichtung ST = Kurze Querrichtung: parallel zur Dickenrichtung.
Die verbesserten Festigkeiten der erfindungsgemäßen Legierung (etwa Legierung E) ist aus den Tabellen 2 und 3 deutlich entnehmbar. So zeigt beispielsweise die vorbekannte Legierung AA 2214 zwar gute Festig- keitswerte bei Raumtemperatur, nicht jedoch bei höheren Temperaturen. Überdies sind die Kriechbeständigkeit ebenso wie die Bruchzähigkeit nicht nur bei Raumtemperatur sondern insbesondere auch bei höheren Temperaturen bei der beanspruchten Legierung deutlich besser als bei den vorbekannten Legierungen. Aus dieser Gegenüberstellung wird ferner deut- lieh, daß die untersuchten vorbekannten Legierungen jeweils nur in Bezug auf einzelne Festigkeitsparameter gute Eigenschaften aufweisen. In keinem Fall weisen diese gute Eigenschaften bei sämtlichen relevanten Festigkeitswerten sowohl bei Raumtemperatur als auch bei erhöhten Temperaturen auf. Ebenso wie die Ermüdungseigenschaften ist die Kriechbe- ständigkeit dieser vorbekannten Legierung nicht zufriedenstellend. Über sämtliche untersuchten Festigkeitsparameter sehr gute Eigenschaften sind ausschließlich bei der erfindungsgemäßen Legierung festzustellen.
Aus der zugehörigen Darstellung in Figur 1 werden die besseren Festig- keitseigenschaften der erfindungsgemäßen Legierung (Legierung E) gegenüber den vorbekannten Legierungen (AA 2214 sowie AA 2618) auch auf graphische Weise deutlich. Unerwartet war bei den Ergebnissen, dass die Festigkeitswerte der Legierung E auch bei Temperaturen von unter 100 °C besser sind als diejenigen, der vorbekannten Legierung AA 2214, bekannt für ihre besonders hohen Festigkeitswerte in diesem Temperaturbereich.
Ferner ist die Kriechbeständigkeit der Halbzeuge untersucht worden. Die nachfolgend wiedergegebene Tabelle 4 zeigt zusammenfassend die Prü- fergebnisse (LMP: Larson-Miller-Parameter): Tabelle 4:
Figure imgf000009_0001
Grafisch aufgetragen wird die deutlich bessere Zeitstandsfestigkeit der Legierung E im T6-Zustand im Vergleich zu den vorbekannten Legierungen AA 2214 und AA 2618 ebenfalls jeweils im T6-Zustand augenscheinlich. Dieses ist in dem Diagramm der Figur 2 als zeitkompensierte Tempe- raturdarstellung wiedergegeben. Die besonders gute Kriechbeständigkeit der erfindungsgemäßen Legierung war nicht vorhersehbar, so dass dieses Ergebnis überrascht.
Im Rahmen der Erprobung der Verfahrensschritte zum Herstellen dieser Halbzeuge ist festgestellt worden, daß vergleichbare Materialeigenschaften des hergestellten Halbzeuges erreicht werden können, wenn der Schritt des Warmumformens bei einer Blocktemperatur zwischen 320 °C bis 460 °C durchgeführt wird. Der Schritt des Abschreckens des lösungsgeglühten Halbzeuges kann in einem Temperaturbereich zwischen Raumtemperatur und 100 °C (kochend) in Wasser erfolgen. Gleichfalls ist es möglich, zum Abschrecken ein Wasser-Glykol-Gemisch einzusetzen, dessen Temperatur jedoch 50 °C nicht überschreiten soll. Anstelle des zuvor beschriebenen Schrittes der Kaltumformung durch Kaltstauchen beim Schmieden kann als Kaltumformschritt auch ein Recken um 1 % bis 5 % zur Reduzierung der abschreckbedingten Eigenspannungen bei Strangpress- oder Walzprodukten durchgeführt werden. Der Schritt des Warmaushärtens ist durchführbar über einen Zeitraum von 5 bis 35 Stunden, bevorzugt zwischen 10 und 25 Stunden in einem Temperaturfenster zwischen 170 °C und 210 °C. Bei weiteren Untersuchungen wurden Stranggussbarren, wie oben beschrieben, hergestellt und Flugzeugräder durch Gesenkschmieden im Vor- und Fertiggesenk bei einer Temperatur von 410 bis 430 °C gefertigt. Diese Räder wurden anschließend bei 505 °C lösungsgeglüht, in einem Wasser-Glykol-Gemisch von Raumtemperatur abgeschreckt und 20 Stunden bei 170 °C warm ausgelagert. Zum Vergleich wurden serienmäßig hergestellte Flugzeugräder aus der Legierung AA 2214 verwendet. An über den Umfang verteilten Stellen sind den Rädern aus der bean- spruchten Legierung und der herkömmlichen Legierung Proben entnommen und auf ihre Zugfestigkeit hin untersucht worden. Das Ergebnis ist in Figur 3 grafisch wiedergegeben. Deutlich erkennbar ist, dass die erfindungsgemäße Legierung E gegenüber der vorbekannten Legierung AA 2214 bessere Werte erzielt.
Ermüdungsversuche bei vergleichbaren Proben der beiden genannten Legierungen zeigen ebenfalls, dass die aus der beanspruchten Legierung hergestellten Räder deutlich bessere Werte erzielen, als die aus den mit der AA 2214-Legierung hergestellten Rädern. Dies trifft zu für bei Raum- temperatur durchgeführte Ermüdungsversuche (vgl. Figur 4a) sowie für Ermüdungsversuche, die bei einer Prüftemperatur von 200°C durchgeführt worden sind (vgl. Figur 4b).
Die Beschreibung der beanspruchten Erfindung macht deutlich, dass die- se überraschend nicht nur hohe dynamische und statische Festigkeitswerte aufweist, sondern dass diese insbesondere auch eine besonders gute Warmfestigkeit, Bruchzähigkeit und Kriechbeständigkeit aufweist. Daher eignet sich diese Legierung insbesondere zum Herstellen von Halbzeugen, die genau diesen Ansprüchen zu genügen haben, wie bei- spielsweise Flugzeugräder oder Verdichter.

Claims

Patentansprüche
1. Al-Cu-Mg-Mn-Legierung zur Herstellung von Halbzeugen mit hohen statischen und dynamischen Festigkeitseigenschaften, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung folgende Zusammensetzung aufweist:
0,3 - 0,7 Gew.-% Silizium (Si) max. 0,15 Gew.-% Eisen (Fe)
3,5 - 4,5 Gew.-% Kupfer (Cu)
0,1 - 0,5 Gew.-% Mangan (Mn)
0,3 - 0,8 Gew.-% Magnesium (Mg)
0,05 - 0,15 Gew.-% Titan (Ti) 0,1 - 0,25 Gew.-% Zirkon (Zr)
0,3 - 0,7 Gew.-% Silber (Ag) max. 0,05 Gew.-% andere, einzeln max. 0,15 Gew.-% andere, insgesamt
Rest Gew.-% Aluminium (AI).
2. Legierung nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass das Kupfer-Magnesium-Verhältnis zwischen 5 und 9,5 beträgt.
3. Legierung nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Kupfergehalt 3,8 - 4,2 Gew.-% und der Magnesiumgehalt 0,45 - 0,6
Gew.-% und das Kupfer-Magnesium-Verhältnis zwischen 6,3 und 9,3 beträgt.
4. Legierung nach einen der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekenn- zeichnet, dass der Silbergehalt 0,45 - 0,6 Gew.-% beträgt.
5. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Siliziumgehalt 0,4 - 0,6 Gew.-% beträgt.
6. Legierung nach einem der Ansprüche 1 - 5, dadurch gekennzeichnet, dass der Mangangehalt 0,2 - 0,4 Gew.-% beträgt.
7. Legierung nach einem der Ansprüche 1 - 6, dadurch gekennzeichnet, dass der Zirkongehalt 0,14 - 0,20 Gew.-% beträgt.
8. Legierung nach einem der Ansprüche 1 - 7, dadurch gekenn- zeichnet, dass der Titangehalt 0,10 - 0,15 Gew.-% beträgt.
9. Legierung nach einem der Ansprüche 1 - 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Titankomponente zum Herstellen der Legierung als Al-Ti-B-Vorlegierung zulegiert ist und der Boranteil 0,01 - 0,03 Gew.-% beträgt.
10. Legierung nach einem der Ansprüche 1 - 9, dadurch gekennzeichnet, dass der Eisengehalt der Legierung max. 0,10 Gew.-% beträgt.
11. Halbzeug hergestellt aus einer Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass dieses durch einen Warmumformprozess hergestellt ist.
12. Verfahren zum Herstellen eines Halbzeuges nach Anspruch 11 gekennzeichnet durch folgende Schritte: a) Gießen eines Barrens aus einer Legierung, b) Homogenisieren des gegossenen Barrens bei einer Temperatur, die möglichst dicht unter der Anschmelztemperatur der Legie- rung liegt für eine Zeit, die ausreichend lang bemessen ist, um eine möglichst gleichmäßige Verteilung der Legierungselemente im Gussgefüge zu erreichen, c) Warmumformen des homogenisierten Barrens durch Schmieden und/oder Schmieden und/oder Walzen bei Temperaturen zwi- sehen 320 °C und 470 °C, d) Lösungsglühen des umgeformten Halbzeuges bei Temperaturen, die ausreichend hoch sind, um die für die Aushärtung notwendigen Legierungselemente gleichmäßig im Gefüge verteilt in Lösung zu bringen, wobei das Lösungsglühen in einem Tempe- raturbereich zwischen 490 und 505 °C über einen Zeitraum von
30 Minuten bis 5 Stunden erfolgt, e) Abschrecken des lösungsgeglühten Halbzeugs entweder im Wasser mit einer Temperatur von max. 100 °C oder in einem Wasser-Glykol-Gemisch bei einer Temperatur kleiner oder gleich 50 °C und f) Warmaushärten des abgeschreckten Halbzeuges bei Tempera- turen zwischen 170 und 210 °C über einen Zeitraum von 5 h bis
35 h.
13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass zwischen dem Schritt des Abschreckens und dem Schritt des War- maushärtens ein Kaltumformschritt vorgesehen ist, bei dem das abgeschreckte Halbzeug zur Reduzierung der Eigenspannungen gestaucht oder gereckt wird um einen Betrag zwischen 1 und 5 %
14. Verfahren nach Anspruch 12 oder 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Schritt des Warmaushärtens über einen Zeitraum von 10 und 25 Stunden durchgeführt wird.
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