DE2500084C3

DE2500084C3 - Verfahren zur Herstellung von Aluminium-Halbzeug

Info

Publication number: DE2500084C3
Application number: DE2500084A
Authority: DE
Inventors: Jean Marie Amedee Grenoble Bouvaist (Frankreich)
Original assignee: Societe de Vente de lAluminium Pechiney SA
Current assignee: Rio Tinto France SAS
Priority date: 1974-01-07
Filing date: 1975-01-03
Publication date: 1980-07-10
Also published as: GB1484391A; SE418092B; IL46384A; SU649329A3; NO750015L; JPS50117615A; NL7500183A; JPS5948859B2; DE2500084B2; FR2278785B1; AU7683974A; CH594058A5; DE2500084A1; FR2278785A1; SE7500037L; ZA7570B; CA1047375A; BE824151A; ES433511A1; NO141171B

Description

Die Erfindung betrifft die Herstellung eines Halbzeugs aus einer Aluminiumknetlegierung, welche ein von Rosetten und Verbindungsstellen aus verdicktem Korn freies Mikrogefüge und einen Wasserstoffgehalt von unter 50 ppm besitzt, durch Lösungsglühen, Abschrecken und Auslagern.

Es besteht seit längerem ein großer Bedarf, insbesondere im Flugzeugbau, nach Aluminiumlegierungen, die einer Wärmebehandlung zur Verbesserung der Eigenschaften zugänglich sind. Die erste dieser Legierungen war A-LJ4G (2917 nach ASTM) aus der Zeit des 1. Weltkrieges.

Danach wurden gleichzeitig mit der Entwicklung neuer Legierungen die Zusammensetzungen der älteren Legierungen häufig verbessert und Wärmebehandlungen entwickelt, um die mechanischen Eigenschafter zu verbessern. Diese Wärmebehandlungen umfassen stets die folgenden drei wesentlichen Stufen:

1) Lösungsglühen,

2) schnelles Abkühlen, beispielsweise Abschrecken mit Wasser und

3) Auslagern bei Raumtemperatur oder erhöhter Temperatur.

Vordem Lösungsglühen wird im allgemeinen in einer oder mehreren Stufen in der Wärme und/oder in der Kälte umgeformt, ausgehend von einem Gußstück.

Zusätzliche Arbeitsgänge, beispielsweise eine Kaltumformung, können auch nach dem Abschrecken vorgenommen werden. Das Auslagern kann in mehre ren Stufen bei unterschiedlichen Temperaturen erfolgen.

Bei sonst gleichen Bedingungen sind die mechanischen Eigenschaften einer auf diese Weise behandelten Legierung um so besser, je mehr Legierungselemente in feste Lösung übergegangen sind. Da die Löslichkeit der Legierungselemente im festen Zustand mit der Temperatur zunimmt, hat eine Erhöhung der Temperatur beim Lösungsglühen eine Anreicherung der festen Lösung an Legierungselementen zur Folge. Diese Anreicherung bedingt ihrerseits, daß nach dem Abschrecken und Warmauslagern die Anzahl der härtenden Ausscheidungen zunimmt und infolgedessen die mechanischen Eigenschaften verbessert werden. Diese Verfahren

haben jedoch ihre Grenzen.

Es ist bekannt, daß die Temperatur des Lösungsglühens stets unterhalb der Temperatur liegen soll, bei der das Metall zu schmelzen beginnt Es ist nämlich bekannt, daß der Schmelzbeginn eine irreversible Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften zur Folge hat Diese Erscheinung wird als Verbrennen oder eutektisches Schmelzen bezeichnet So wird beispielsweise in dem Handbuch »Metals Handbook«, 8. Auflage, Bd. 2

ίο der American Society for Metals in Fig. 2, Seite 272, entnommen dem Aufsaf? »Heat Treating of aluminium alloys« — ASM-Commettee on heat treting of Al Alloys, das Mikrogefüge eines Bleches aus einer Aluminiumlegierung der Sorte 2024 im Zustand T4 (gemäß ASTM) gezeigt bei dem ein leichtes Oberhitzen beim Lösungsglühen die Erscheinung des »eutektischen Schmelzens« bewirkt hat; dies zeigen »Rosetten« und Schmelzverbindungsstellen des Korns. Die Ersuieinung der »Verbrennung« oder des »eutektischen Schmelzens« erfolgt bei einer Temperatur T₀. To liegt stets unter oder höchstens bei der Solidus-Temperatur T. also bei der die Legierung unter thermodynamischen Gleichgewichtsbedingungen zu schmelzen beginnt Sie ist gebunden an die Anwesenheit ven metastabilen

2"> Eutektika, die sich im Verlauf der Verarbeitung bilden und die beim Lösungsglühen noch vorhanden sind.

Die Tabelle I, entnommen dem obenerwähnten Handbuch (Seite 271), gibt die Temperaturen 7o des eutektischen Schmelzens für verschiedene Legierungen

U) der Reihe 2000 an sowie die Temperaturen T₁. die beim Lösungsglühen anzuwenden sind.

Tabelle I
*■> Al-Legierungen T₁ T_n

2014
2017
2024

496-507
496-507
488-499

Im gleichen Handbuch sind nach den gleichen Kriterien (Seite 272) die Temperaturen genannt, die beim Lösungsglühen der wichtigsten Aluminium-Knetlegierungen angewandt werden sollen. Diese Temperaturen werden in der nachfolgenden Tabelle Il aufgeführt.

Tabelle Il

Temperatur des Lösungsglühcns
von Al-Knctlcgierungcn aus
»Metals Handbook« (8. Aulluge,
Ud. 2, S. 272)

Legierung	/;
2014	496 -507
2017	496 -507
2024	488 -499
2117	496 -510
2219	529,5-540
2618	521 -532
6053	518 -529,5
6061	521 -538

Fortsetzung

Legierung

I,	-538
C	-538
521	-538
521	-471')
521	-471
460	-471
438
460

6062
6063
6066
7075
7079
7178

') Bleche < 1,27 mm können bei 488 bis
499 "C lösungsgeglüht werden.

Aufgabe der Erfindung ist nun ein Verfahren zum Verbessern der mechanischen Eigenschaften von Halbzeug aus Aluminium-Knetlegierungen, die zumindest eines der Zusaf7elemente, die unmittelbar an der Ausscheidungshärtuftg teilnehmen, wie Cu, Mg, Si, Zn, Ag, Li, in ausreichender Menge enthalten, um mit diesem oder diesen Element(en) die feste Lösung bei der Temperatur 7ö zu sättigen.

Die erfindungsgemäß zu behandelnden Legierungen können zusätzlich noch ein oder mehrere Element(e) wie Mn, Fe, Ni, Cr, Zr, Ti enthalten, die üblicherweise in Aluminiumlegierungen vorhanden sind, ohne daß diese Aufzählung eine Begrenzung darstellt. Diese Elemente können in stabilen Kombinationen einen Teil der Elemente zurückhalten, die an der Ausscheidungshärtung teilnehmen, und dies muß bei der Gattierung berücksichtigt werden-

Wie erwähnt, soll das erfindungrgemäß herzustellende Halbzeug im Mikrogefüge praktisch 'Vei sein von Rosetten und von Verbindungsstellen aus verdicktem Korn, wie sie in dem bereits genannten »Metals Handbook« auf Seite 272 in der Legende zu Fig. 1 beschrieben werden und die charakteristisch sind für ein Metall, das zum Zeitpunkt der Abschreckung flüssige Phasen enthielt.

Dieses oben charakterisierte Halbzeug wird nach dem erfindungsgemäßen Verfahren dadurch erhalten, daß man eine Legierung, deren Menge an die Ausscheidungshärtung bewirkenden Legierungselementen über der Löslichkeit bei T_n liegt, bei einer Temperatur T, lösungsglüht, die über der Lösungsglühtemperatur T₀, jedoch unter oder höchstens bei der Solidustemperatur 71 liegt.

Es hat sich gezeigt, daß eine derartige Behandlung entgegen den bisherigen Annahmen es möglich machte, durch Anwendung einer höheren Temperatur für das Lösungsglühen verbesserte mechanische Eigenschaften des Halbzeugs zu erzielen. Es wird ein partielles Schmelzen beobachtet, diese Schmelze wird jedoch resorbiert durch ausreichend langes Halten bei T₁. Damit die mechanischen Eigenschaften nicht beeinträchtigt werden, soll erst abgeschreckt werden, wenn diese Schmelze vollständig oder praktisch vollständig verschwunden ist.

Über T₀ lösungszuglühen, wurde bisher wegen der irreversiblen und nachteiligen Veränderungen des Gefüges und der mechanischen Eigenschaften infolge dieses partiellen Schmelzern nicht für möglich gehalten. Diese Veränderungen sind in der Fachliteratur, insbesondere dem oben erwähnten Handbuch, ausführlich beschrieben.

Wesentlich für das erfindungsgemäße Verfahren ist

ίο

auch, daß der Wasserstoffgehalt auf < 0,5 ppm, vorzugsweise < 0,2 ppm und insbesondere < 0,1 ppm gehalten wird.

Es gibt mehrere bekannte Verfahren, mit denen der Wasserstoffgehalt auf die angegebenen Werte herabgesetzt werden kann, z. B. Entgasen der Schmelze vor dem Abguß, Vakuumbehandlung der Legierung vor dem Lösungsglühen bei einer Temperatur unter To oder in einer Inertgas-Atmosphäre. Eine Wasserstoffaufnahir s des Halbzeugs während des erfindungsgemäßen Verfahrens sollte verhindert werden, so daß man zweckmäßigerweise im Vakuum oder in einer Argon-, Helium oder Stickstoffatmosphäre oder in wasserfreier Luft mit einem Taupunkt von etwa — 15°C oder in einer wasserfreien Salzschmelze arbeitet.

Die sich anfänglich bei dem erfindungsgemäßen Verfahren bildende Schmelze wird in zunehmendem Maße durch die Diffusion der Legierungselemente aus den flüssigen Bereichen in die benachbarten festen und nicht gesättigten Bereiche verschwinden, so daß nach relativ kurzer Zeit die Legierung wieder vollständig oder fast vollständig fest ist, ohne daß in feststellbarem Ausmaß Porosität auftritt.

Die mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäß erhaltenen Halbzeugs sind deutlich besser als in bekannter Weise lösungsgeglühtes Halbzeug, ohne daß diese Verbesserung auf Konten der Duktilität geht.

To variiert in weiten Grenzen je nach Legierungszusammensetzung. Für eine gegebene Legierung hängt sie vom Kneten und von den Wärmebehandlungen ab. So kann man beispielsweise für stark geknetete Produkte erreichen, daß man durch Diffusion im festen Zustand ganz oder teilweise die metastabilen Eutektika eliminiert, die für das Auftreten von partiellem Schmelzen in weniger gekneteten Produkten verantwortlich sind. Man kann dann für diese stark gekneteten Produkte, ohne daß man ein partielles Schmelzen beobachtet, höhere Temperatur für das Lösungsglühen anwenden als die Temperatur, bei welcher an weniger gekneteten Produkten dieses partielle Schmelzen beooachtet wird. Es ist auf diese Weise möglich — wie in der Fußnote der Tabelle Il angegeben — daß man die Temperatur für cias Lösungsglühen der Legierung 7075 bei 488 bis 499°C hält, wenn es sich um Materialstärken von maximal 1,27 mm handelt.

Man muß also in bekannter Weise für jede Legierung die Lösungsglüh-Temperatur To und die Solidus-Temperatur Ti bestimmen, beispielsweise mit Hilfe der Differentialthermoanalysc (DTA). Daraufhin läßt sich die Temperatur T, für das erfindungsgemäße Lösungsglühen festlegen, für die gilt 7ö< T,< T\.

Es hat sich weiterhin gezeigt, daß mit Hilfe des erfindurigsgemäßen Verfahrens überraschenderweise die Widerstandsfähigkeit gegen Spannungsrißkorrosion von ausscheidungsgehärteten Aluminiumlegierungen ganz erheblich verbessert werden kann.

Beispielsweise werden die Legierungen A-U4SG (AFNOR) oder A 02001 oder 2014 (USAA) vielfach für den Flugzeugbau verwendet. Eine Legierung enthält etwa beispielsweise 4,20% Kupfer, 0,75% Silicium, 0,5% Magnesium, 0,6% Mangan, wobei leichte Schwankungen um diese Werte zugelassen sind; der Rest ist Aluminium meistens in einer Reinheit von 99,7% (A7 gemäß AFNOR).

Diese Legierungen besitzen gute mechanische Eigenschaften, beispielsweise Zugfestigkeit 45 hbar, Streckgrenze 39 hbar, Bruchdehnung > 5%, aber leider nur mäßige Spannungsriß-Korrosionsbeständigkeit.

Die Norm AIR-9050C der technischen Abteilung des französischen Luftfahrtamtes (Services Techniques de l'Aeronautique Francaise) schreibt alternierende Zyklen vor: Eintauchen-Herausnehmen unter Last in das Reagenz A3, (auf 1 1 entrnineralisiertes Wasser 30 g NaCI, 0,19 g Na₂HPO₄ "nd 1,25 g H₃BO₃, pH-Wert mit einer gesättigten Natriumcarbonatlösung auf 8,1 eingestellt).

Unter diesen Bedingungen beträgt die Maximallast in 60 Tagen für Proben, die in der Dickenrichtung ι ο entnommen worden sind, nicht mehr als 8 bis 12 hbar. Dies wird in vielen Fällen als unzureichend angesehen und stellt eine Beschränkung dar für die Verwendbarkeit dieser Legierungen. Es ist im übrigen bekannt, daß man die Spannungsrißkorrosionsbeständigkeit der Legierungen A-U4SG ein wenig verbessern kann, indem man länger warmauslagert; aber dabei verschlechtern sich die mechanischen Eigenschaften und zwar häufig in nicht annehmbarem Ausmaß.

Man kann den Gehalt dieser Legierungen an 2» Zusatzelementen (Kupfer, Silicium. Magnesium) infolge ihrer größeren Löslichkeit über 7p erhöhen. Die Legierung wird bei T₁ 0,5 bis 12 h gehalten.

Die Erfindung wird anhand der Beispiele näher erläutert.

Beispiel 1

Eine Legierung der Bezeichnung 2014 (A-U4SG) enthaltend Cu 4.7%, Si 0,94%, Mg 0,45%, Mn 0,68%, Fe 0,23% wurde halbkontinuierlich zu einer 200 mm starken Tafel vergossen.

Nach 24stündigem Homogenisieren bei 490^cC und Warmwalzen zu einem Blech 50 mm wurde mittels Differentialthermoanalyse (DTA) der Beginn des Schmelzens To=SH⁰C ermittelt. Die Aufheizgeschwindigkeit bei der DTA betrug 120grd/h und entsprach damit im wesentlichen dem Lösungsglühen; 71 etwa 525° C.

in diesem Beispiel liegt der Gehalt an Kupfer, der in Lösung gebracht werden kann, über der Löslichkeitsgrenze im festen Zustand bei To (etwa 4,3%).

Aus dem Blech wurden 100 mm χ 70 mm χ 50 mm großen Proben entnommen. Die erste Probe wurde in üblicher Weise lösungsgeglüht und zwar 4 h bei 505° C (6°C< T₀) und darauf mit Wasser von 20° C abgeschreckt Nach 4 Tagen Auslagern bei Raumtemperatur wurde 8 h bei 175⁰C wannausgelagert. Die zweite Probe wurde ohne besondere Vorsichtsmaßnahme 4 h bei 520⁰C lösungsgeglüht (9°C> T₀) und anschließend wie Probe 1 abgeschreckt und « armausgelagert.

Schließlich wurde eine dritte Prooe 24 h bei 460° C im Vakuum gehalten, anschließend in getrockneter Luft 12 h bei 521°C lösungsgeglüht (10°C> TT); das Abschrecken und Warmauslagern wurde unter den gleichen Bedingungen wie oben durchgeführt

Aus jeder Probe wurden Prüfkörper für die Werkstoffprüfung entnommen, und zwar in Längsrichtung und in Dickenrichtung. Die Ergebnisse sind in der nachfolgenden Tabelle III zusammengefaßt:

Tabelle III	Lösungsglühen	Streckgrenze	Bruchfestigkeit	Bruch dehnung
Richtung der Prüfkörper		"OJ		C
		in hb	in hb	%
	4 h bei 505 C	443,5	47,5	3,5
	4 h bei 520 C	46,0	47,8	1,3
Dicke	4 h bei 460 C im Vakuum + 5 h bei 521 C	46,5	50,6	5,5
	4 h bei 505 C	45,2	50,3	11,3
Längs	4 h bei 520 C	48,0	50,5	4,5
	4 h bei 460 C im Vakuum + 5 h bei 521 C	48,6	52,9	8,2

Die Gegenüberstellung zeigt, daß erfindungsgemäß die Streckengrenze und die Bruchfestigkeit um etwa 3 hb verbessert wird, was einem Gewinn von 7% bei der Streckgrenze entspricht, bezogen auf die übliche Behandlung. Hinsichtlich der Bruchdehnung stellt man eine Verbesserung der Isotropie verbunden mit einer t>o leichten Abnahme der Dehnung in Längsrichtung, hingegen mit einer deutlichen Verbesserung in der Dickenrichtung, fest.

Es zeigte sich weiterhin, daß das unmittelbare ohne besondere Vorsichtsmaßnahmen vorgenommene Lösungsglühen bei einer Temperatur über To zu einer Versprödung führte.

In allen 3 Fällen wurde der Wasserstoffgehalt bestimmt: bei üblicher Wärmebehandlung betrug er etwa 0,3 ppiii, bei der erfindungsgemälJün < 0,1 ppm.

Beispiel 2

Eine 100-mm-Tafel aus einer Al-Cu-Mg-Si-Legierung (2,15% Cu, 0,78% Si, 0,80% Mg und 0,10% Cr) wurde bei 500°C homogenisiert und dann zu einem 2 mm Blech abgewalzt; 7Ϊ = etwa 550⁰Q Der Gehalt der Legierung an Silicium und Magnesium überstieg jeweils die Grenze der Löslichkeit im festen Zustand bei To.

Es wurden Proben aus diesem Blech entnommen und wie folgt behandelt: die ersten Probe erhielt die übliche Behandlung, nämlich 30 min Lösungsglühen bei 53O°C

in einem Salzbad, anschließend Abschrecken mit Wasser von 2O⁰C und Warmauslagern 24 h bei 170⁰C.

Die zweite Probe wurde erfindungsgemäß in folgender Weise behandelt: Entgasen 8 h bei 450⁰C im Vakuum, Lösungsglühen 30 min bei 545°C(8°C> T₀) in einem Salzbad, Abschrecken und Warmauslagern unter den gleichen Bedingungen wie oben. Aus beiden Proben wurden Prüfkörper in Walzrichtung geschnitten.

Die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle IV zusammengefaßt:

Tabelle IV

Lösungsglühen

in hb

"H

h b

Üblich

r.rfindungs-

gemiiß

530 (
545 C

28.7
30.6

40,4
43,0

24.2 27,4

A 1 I 1.

in hb

"B

hb

Üblich 53,8 58,4 4,0

Erfindungsgemäß 55,6 60,3 6,1

Man sieht, daß mit Hilfe des erfindungsgemäßen Verfahrens die Bruchfestigkeil und die Streckgrenze um etwa 7% verbessert werden, bezogen auf die übliche Behandlung, und daß die Duktilität steigt.

Beispiel 3

Eine Al-Zn-Mg-Cu-Lcgicrung X 7050 (LJS-A.A./6,2% Zn. 2.25% Mg. 2.40% Cu. 0,08% Fe. 0.06% Si) \Vurde zu einer 30Ox 750 χ 750 mm Tafel verarbeitet. 24 h bei 46O⁰C homogenisiert und auf 55 mm gewalzt: 77i = 478°C. Der Gehalt dieser Legierung an Kupfer und Magnesium überstieg die Grenzen der Löslichkeit im festen Zustand bei Tp.

Es wurden Prüfkörper 1Ox 10 χ 55 mm in Richtung der Dicke geschnitten und in folgender Weise behandelt:

Prüfkörper Nr. 1

Üblich, d.h.: 4 h bei 476°C in einer Salzschmelze, andere Legierung die übliche Zusammensetzung aufwies:

Legierung I (modifiziert)

Kupfer 4,7%

Magnesium 0,6%

Silicium 0,85%

Mangan 0,6%

Aluminium A7 Rest

Legierung Il

Kupfer 4.41%

Magnesium 0,49%

Silicium 0,75%

Mangan 0.57%

Aluminium A7 Rest

Darauf wurden aus beiden Legierungen 120-mm-Tafeln gegossen und die Tafeln üblich bzw. erfindungsgemäß behandelt.

I) Übliche Behandlung:
Übliche Homogenisierung

(in 12 h auf 490^cC und 12 h bei 490 C. langsames Abkühlen im Ofen);

10 mm Schälen über die Flächen; Warmwalzen: Aufwärmen auf 440"C. Abwälzen von 100 auf 50 mm in 5 Zügen. Endiemperatur 380 bis 390°C;

Übliches Lösungsglühen in belüftetem Ofen

(in 2 h auf 505"C. 6 h bei 505 C. mit Wasser abschrecken):

Herstellung von Prüfkörpern in Dicker,- und Breitenrichtung.

2) Erfindungsgemäße Behandlung:

Homogenisierung in trockener Atmosphäre (Taupunkt -10/-15°C):

in 10hauf515^cC,

4 Tage, dann Warmauslagern an der Luft 4 h bei 120°C + 9hbei162°C.

Prüfkörper Nr. 2

Erfindungsgemäß, d. h.: Entgasen im Vakuum 8 h bei 430⁰C, 4 h bei 488°C in der Salzschmelze (10⁼C> Γη); Abschrecken und Auslagern wie bei Prüfkörper 1.

Tabelle Y

Erfindungsgemäß ist die Spannungsrißkorrosionsbeständigkeit verbessert.

Beispiel 4

Es wurden zwei Legierungen AU4SG hergestellt und die eine Legierung durch erhöhten Gehalt an Kupfer, Magnesium und Silicium modifiziert, während die

ι L ι : cif

10 mm Schälen über die Flächen; Wasserstoffgehalt 0,15 ppm;
Lösungsglühen bei T₁-. ΤΌ< Ti;
71 =516 bis 518⁰C

(durch mikrophotographische Untersuchung und DTA); r,max. wurde auf 513 bis 514° C festgelegt. Diese Behandlung wurde in trockener bewegter Luft (Taupunkt - 15 bzw. -20⁰C vorgenommt,:

in 7 häuf 511°C,
2hbei5U°C( + 2^oC/-0°C),
Abschrecken mit Wasser.

Kaltziehen um 2%,

Probenahme in Richtung der Dicke (D) und der Breite (B).

Die Prüfkörper wurden zunächst 4 Tage bei Raumtemperatur gealtert und dann wie üblich warm ausgelagert:

in4hauf 154°Curid22 hbei 154°C( + 2°C/-0°C).

Andere Prüfkörper wurden langer bei höherer Temperatur warmausgeiagert:

48 h bei 175° C (48 h entspricht dem Optimum zwischen 24 und 72 h).

ίο

Bestimmung der Spannungsrißkorrosionsbeständigkeit mit Eintauch-Herausnahme-Zyklen (10 min, 30 min) in Reagens A3 bei 20 bis 22⁰C. Die Prüfkörper waren zuvor mit Aceton entfettet, mit einem Flußsäure/Salpetersäurereagens abgebeizt, mit destilliertem Wasser gespült und getrocknet worden.

In der folgenden Tabelle Vl sind die Ergebnisse der verschiedenen Versuche zusammengefaßt; sie zeigen, wie die Spannungsrißkorrosionsbeständigkeit und die mechanischen Eigenschaften der Legirungen I und II sich in Abhängigkeit von den verschiedenen Parameter entwickeln: übliche Homogenisierung und erfindungsgemäß ungewandte Homogenisierung, übliches Warmauslagern und erfindungsgemäß angewandtes Warmauslagern.

Es zeigt sich vor allem, daß die kombinierte Anwendung von erfindungsgemäß angewandter Homogenisierung und Warmauslagerung (Sp. 6) auf die Knntrnll-I ra'irninv Il rlrrrn Snnnniingirinimrmunn«- beständigkcit in zufriedenstellender Weise verbessert (kein Bruch in 60 Tagen unter 16 hb und in 30 Tagen unter 24 und 28 hb). daß hierfür aber ein Abfall der mechanischen Eigenschaften in Kauf genommen werden muß. Wird hingegen die erfindungsgemäß ange- wandte Homogenisierung und Warmauslagerung auf die modifizierte Legierung I angewandt, so werden hier weitgehend die guten mechanischen Eigenschaften der in üblicher Weise behandelten Kontroll-Legierung erhalten aber in Verbindung mit einer verbesserten

to Spannungsrißkorrosionsbeständigkeit: ohne Bruch 30 Tage bei 24 bis 28 hb und 60 Tage bei 8 hb.

Diese Verbesserungen sind für den Flugzeugbau von besonderem Interesse.

Die Tabelle VII zeigt das Verhalten bei Spannung!,-

ti rißkorrosion von jeweils fünf Prüfkörpern aus Legierung Il bzw. I, die üblich Lind erfindungsgemäß behandelt worden sind, in Abhängigkeit von der Last. Die Ziffern in jedem Feld zeigen die Lebensdauer der Prüfkörner bis zum Bruch und clip Anzahl Prüfkörper.

.'» die nach 60Tagen nicht gerissen waren.

Tabelle VI	Versuch	B	2	B	.1	4	.gern
	I	48,9		48,9			B
	Legierung	43.2	I	44,6	Il	M	46.0
	Il	7.2		3,2			40.5
			üblich		erfindungsgemäß	üblich	8,6
Behandlung:	üblich		üblich		üblich	erfindung:
Homogenisierung	üblich		I)		I) B	I)
Warmauslagern	D		48,0		48.4 50,1	44.5
Richtung	47,5	4\7	43,2 45,2	38.8
(Ή (hb)	41.6	3.6	6.4 8.3	5.7
"ii.l (hb)	5,9	8-12	8-12	20-24
f (%)	812
.Max. Last ohne Bruch
nach 3Od (hb)

Tabelle Vl (Fortsetzung)

	Versuch 5	B 51,1 47,0	6	7
	Legierung I		Il	I
Behandlung: Homogenisierung Warmauslagern		erfindungsgemäß erfindungsgemäß	erfindungsgemäß erfindungsgemäß
Richtung σ_Β (hb) O₀₂ (hb) ε (%)		D B 45,8 47,1 39,6 40,7 5,2 8,5	D B 47,5 49,0 43,0 44,0 4,3 5.3
Max. Last ohne Bruch nach 30 d (hb)	erfindungsgemäß üblich	24-28	30
D 49,0 45,3 4,3
18-22

Tabelle VII

Legie
rung

Wärmebehandlung

Waim-
auslagern

Last

in hb

— aus

5 Prüfkörper

16

20

24

45,

28

54,
56

46

8

12

I, I, 1,

-

6Od

-

1 > 6Od

^; 60d

Il

üblich

2,5

2,5 2,5

-

22 h 154 C

5>

60d*

3>

6Od

34 47

35,
55

35,
55.

erfindungsgem.

erfindungs-
gemiil.l

5 > 6OcI

3 >6()d

2 >

-

ertlndungsgeni.

48 h 175 C

5 >

6()d

5 >

6Od

U. 1.5

-

I

üblich

56

1.5 1.5

50

46,

22 h 154 I

5 >

6()d

4

6Od

I. I, I.5.

-

6Od

3 ,

üblich

50

I. I.

.5 3.7

1.5 1.5

22 h 154 C

4 >

60d

2 >

6Od

5 > 6Od

S.l

46.

crUrulungsgcrn.

crfindungs-
gemäli

5 >

60d

5 >

60d

4 >60d

3 >

erUndungsgcm.

48 h 175 C

Claims

Patentansprüche:

1. Verfahren zur Herstellung eines Halbzeugs aus einer Aluminiumknetlegierung, welche ein von Rosetten und Verbindungsstellen aus verdicktem Korn freies Mikrogefüge und einen Wasserstoffgehalt VGn < 0,5 ppm besitzt, durch Lösungsglühen, Abschrecken und Auslagern, dadurch gekennzeichnet, daß man eine Legierung, deren Menge an die Ausscheidungshärtung bewirkenden Legierungselementen über der Löslichkeit bei 7ö liegt, bei einer Temperatur T₁ lösungsglüht, die über der üblichen Lösungsglüh-Temperatur T₀, jedoch unter oder höchstens bei der Solidustemperatur 71 liegt.

2. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 auf Aluminiumknetlegierungen, enthaltend als die Ausscheidungshärte bewirkende Elemente Cu, Mg, Si, Zn, Ag und/oder Li sowie zusätzlich Fe, Ni, Cr, Zr und/oder Ti.