CH310564A
CH310564A - Process for artificial aging of precipitation hardenable metal alloys.

Info

Publication number: CH310564A
Authority: CH
Inventors: Junghans Siegfried Ing Dr
Original assignee: Junghans Siegfried Ing Dr
Priority date: 1949-05-06
Filing date: 1951-07-30
Publication date: 1955-10-31
Description

  

  Verfahren zur     Warmaushärtung    von     ausscheidungshärtbaren    Metall-Legierungen.'    Die vorliegende Erfindung     befasst    sich mit  der Warmaushärtung von solchen     aussehei-          dungshärtbaren        Legierungen,

      welche nach der  Abschreckung von der Temperatur -der     Lö-          sungsglühung    bei Raumtemperatur spontan       altern        und    bei welchen eine solche Kalt  aushärtung beiden Temperaturen der Warm  aushärtung gar nicht oder nur unvollständig       rückgebildet        wird.    Vorzugsweise soll die Er  findung bei solchen     LegieL-,ingen    und Tempe  raturen angewendet werden, bei denen die       '6#'rarmausliärtung    und damit die     Änderung     des     unterkühlten        Mischkristalles    als ein ein  stufiger Vorgang abläuft.  



  Die oben genannten Voraussetzungen tref  fen     beispielsweise    bei den     Aluminiumlegerun-          gen    des Typus     Al-Mg-Si    zu. Diese     Legierrin-          gen    sind sowohl kalt- als auch     warmaushärt-          ba.r.    Es war lange Zeit unbekannt, ob     diese          Legierungen    überhaupt eine     Rückbildung    der  Kaltaushärtung bei höheren Temperaturen  aufweisen.

   Erst in neuerer Zeit wurde gefun  den, dass bei Temperaturen, die um min  destens 25 bis 45  höher als die höchsten       üblicherweise    benützten     Warmaushä        rtungs-          temperaturen    liegen, eine teilweise Rückbil  dung stattfindet.  



  Die     handelsüblichen        Aliiminiiunlegierun-          gen    dieser Gattung enthalten als die wesent  lichsten     Legierungselemente    Magnesium     -Lund     Silizium in einer solchen Höhe, dass die       Summe    beider Elemente im allgemeinen     zvi-          sehen    1 und 3      /a    liegt.

      Jede     Veränderung    im -Aufbau des unter  kühlten     Mischkristalles        (AusseheidLung    oder       Vorbereitung    dazu     und/oder    einphasige     Ent-          ini.sehung),    welche bei andern als den Warm  aushärtetemperaturen stattfindet und nach  deren Erreichen     nicht    mehr zurückgeht, er  scheint daher für die     Warmaushärtung          schädlich,    weil sie den von den Veränderun  gen betroffenen Teil des     Mischkristalles    daran  hindert, warm     auszuhärten.    Bei allen Legie  rungen,

   bei welchen die Temperatur der  Warmaushärtung noch nicht ausreicht, um  eine einmal eingetretene     Kaltaushärtung    wie  der rückgängig zu machen, das heisst den     Zu-.     stand des unterkühlten     Mischkristalles    wie  der     herzustellen,    muss ausser den - durch zu  langsames Abschrecken verursachten - Aus  scheidungen bei höherer Temperatur auch  jede einphasige Entmischung (Kaltaushär  tung) bei tieferen Temperaturen verhindert  werden.  



  Magnetische Messungen an kupferhaltigem.  Aluminium haben     bereits    zu der Anschauung       geführt,    dass die Kaltaushärtung eine Art  Sackgasse darstelle und daher vor der Keim  bildung als Vorstufe der heterogenen Aus  scheidung die negative Diffusion der gelösten  Fremdatome wieder aufgelöst     werden    müsse.

    Es ist jedoch daraus nicht der Schluss gezo  gen worden, dass     -deshalb    .bei denjenigen Le  gierungen, bei denen die Temperatur der  Warmaushärtung nicht ausreicht,     diese    nega  tive Diffusion aufzulösen     (rückzubilden),    vor           Beginn    der     'Warmaushärtung    jede Kaltaus  härtung     vermieden    werden muss. im allgemei  nen     wird    jedenfalls die Auffassung, .vertreten,  dass die     Kaltaushärtung    eine Vorstufe der       Warmaushärtung    darstelle;

   es     gibt    sogar     Le-          ggi.erimgen,        z.    B. der Gruppe     Al-Zn-Mg-Cu,     bei denen die Aushärtung bei Temperaturen  oberhalb 100  C zu höheren     Festigkeiten.     führt, wenn die     Legierungen    vorher bei       Rahmtemperatur    kalt     ausgehärtet    werden.  



  Der vorliegenden Erfindung liegen Er  kenntnisse über     die    Zerfallskinetik des unter  kühlten     Mischkristalles        zugrunde,    die zu  nächst dargestellt werden müssen.  



  Der     Aluminiiunmischkristall    (als Beispiel  für einen Mischkristall) vermag im festen       Zustand    bei höheren Temperaturen dicht  unterhalb des Schmelzpunktes des am nieder  sten schmelzenden     Eutektikums    eines oder  mehrerer Legierungselemente mit dem Al er  heblich höhere Gehalte an diesen Legierungs  elementen aufzunehmen     (zu    lösen) als etwa  bei     Raumtemperatur.    Die     durch    eine     Glühung     bei     diesen    Temperaturen     (Lösungsglühung)          erzeugte    feste Lösung (gesättigter Misch  kristall)

   kann unter gewissen Umständen (ge  nügend hohe     Abkühlungsgeschwindigkeit)    auf  tiefere Temperaturen gebracht werden, ohne       äass    sieh die Konstitution der festen Lösung  sofort ändert     (Unterkühlung).    Bei diesen  tieferen Temperaturen ist die Löslichkeit klei  ner, der     Mischkristall    ist also übersättigt und  entspricht nicht dem Gleichgewichtszustand,  der bei dieser Temperatur sich, einstellen  müsste.

   Wird die     Unterkühlungstemperatur     konstant gehalten, dann strebt der instabile  unterkühlte Mischkristall mit einem     bestimiii-          ten    Zeitgesetz, das für die betreffende Tempe  ratur     charakteristisch        ist,    einem bestimmten       Gleichgewichtszustand        zü,    welcher wieder für  die betreffende Temperatur charakteristisch  ist. Dabei können unter Umständen zwei oder  mehrere Vorgänge zeitlich neben- oder nach  einander bei derselben     Temperatur    ablaufen,  ehe der     Gleichgewichtszustand    erreicht ist.  



  Ein     stark    schematisiertes Bild der Tempe  raturabhängigkeit der Zerfallskinetik des un-         terkühlten        Mischkristalles    würde etwa wie  folgt aussehen:  Abgesehen von den jeweiligen Grenzgebie  ten     sind    im wesentlichen drei grosse Tempera  turgebiete zu unterscheiden: Bei Unterküh  lung .auf Temperaturen zwischen etwa 400  und 300 , wobei diese Zahlenangaben nur als  rohe     Anhaltswerte    gelten sollen,     .erfolgt    eine  reine     Ausscheidung    der überschüssigen Phase.

    Gleichzeitig     nimmt    die Härte während der       isothermen        Änderung    des unterkühlten Misch  kristallen ab     (isotherme        Weichglühung).    Nach  einem mehr oder weniger breiten Übergangs  gebiet folgt bei Temperaturen zwischen etwa  220 und 150  C das eigentliche Gebiet der  Warmaushärtung, das dadurch charakteri  siert     wird,    dass .die Härte und andere Festig  keitswerte sehr stark     ansteigen    (und bei Über  alterung     .unter    Umständen auch wieder zu  rückgehen).

   Dann erfolgt bei den tieferen  Temperaturen bis zur Raumtemperatur und  darunter die eigentliche     Kaltaushärtung.    Bei  einzelnen Legierungen,     wie    z. B. bei den       Al-Cu-Mg-Legierungen,    dehnt sich ein Grenz  gebiet, in .dem sowohl eine Kalt- wie eine       -V#@'armatishärtung    zeitlich nacheinander ab  läuft, nach oben bis etwa 200", bei     Al-Ag    bis  etwa 180  C aus. Dieses Grenzgebiet, in dem  die     Aushärtiuig    in zwei deutlich getrennten  Phasen vor sich geht, hat wohl .dazu beigetra  gen, die     bisherige    Auffassung eines mehrstufi  gen Charakters der Warmaushärtung zu  stützen.

   Aber auch bei den angegebenen Le  gierungen existiert oberhalb der angegebenen  Temperaturen ein Temperaturgebiet, in dein  direkt aus dein Mischkristall die Warmaushär  tung als einstufiger Vorgang abläuft.  



  Die für die Erfindung wichtigste Er  kenntnis ist die, dass die Warmaushärtung  eben der Vorgang ist, welcher bei     isotheraner          Änderung    des unterkühlten     Mischkristalles     bei Temperaturen der Warmaushärtung di  rekt abläuft; dass er     also    zu seinem unge  störten Ablauf das Vorhandensein eines un  veränderten unterkühlten     Mischkristalles    vor  aussetzt; dass anderseits ebenso die Kaltaus  härtung nur dann ungestört ablaufen kann,  wenn bei Erreichen der Raumtemperatur      noch er Mischkristall im unverändert unter  kühlten Zustand vorliegt.  



  Wenn die oben angegebene Auffassung  über die Warmaushärtung richtig ist,     müssen     die Erscheinungen der Warmaushärtung auch  dann und unter Umständen, wie sich zeigen    wird, sogar noch deutlicher, ablaufen, wenn  auf das übliche Abkühlen bis auf Raumtempe  ratur vor dem     Warmaushärten    verzichtet  wird. Dafür werden im folgenden eine Reihe  von Beispielen gegeben.

           Beispiel   <I>1:</I>         Amerikanische        Legierung        61.S        (0,25%        Cu;          1,17        %        Mg;        0,7        %        Si;

          0,25        %        Cr).        Blech-          abschnitte        aus    dieser Legierung wurden in  einem geschmolzenen Salzbad von einer     Tein-          peratur    von 178 C abgeschreckt, nachdem sie  vorher bei 530  C lösungsgeglüht     worden     waren. Nach     drei    Minuten     wurde    die erste  Probe entnommen und in kaltem Wasser ab  geschreckt, sie wies eine Härte von 59     Brinell       auf.

   Eine zweite, nach fünf Minuten entnom  mene Probe hatte bereits 66,5     Brinell,    eine  dritte nach 7,5 Minuten entnommene 74; eine  vierte nach 15 Minuten 91; eine     fünfte    nach  30 Minuten 101; eine sechste nach 60     Minu-          i.en    105;     eine    siebente nach 120     Minuten    be  reits 107; eine achte nach 210 Minuten 107  und eine neunte nach 360 Minuten 108     Bri-          nell.       <I>Beispiel 2:</I>    Deutsche     Al-Mg-Si-LegierLmg    nach DIN  1713.

   Proben aus einem     Vorwalzblech    dieser       Legierung    wurden     2i/2    Stunden bei 560 bis  570  in einem     hIuffelofen        lösungsgeglüht,     dann wurde ein Teil der Proben in Wasser  abgeschreckt, getrocknet und in Öl von 150  C   armausgehärtet. Der zweite Teil der Proben  wurde direkt in Öl von 150  C abgeschreckt         und.    darin warmausgehärtet. Nach verschiede  nen Zeiten wurden jeweils eine Probe der  wasserabgeschreckten und wiedererwärmten  und der direkt in Öl     abgeschreckten    Serie  aus dem Öl entnommen und in Wasser abge  kühlt.

   Die folgende Zahlentafel enthält die       Härtewerte    nach den verschiedenen Zeiten.  
EMI0003.0044     
  
    Warmaushärtungsdauer <SEP> in <SEP> Stunden: <SEP> 1 <SEP> 2 <SEP> 4 <SEP> 8 <SEP> 16 <SEP> 72 <SEP> Std.
<tb>  Wasserabgeschreckt, <SEP> erwärmt <SEP> in <SEP> Öl <SEP> 102,5 <SEP> 109 <SEP> 111,5 <SEP> 116,5 <SEP> 120 <SEP> 120,5
<tb>  Abgeschreckt <SEP> in <SEP> <B>öl</B> <SEP> 150<B>0</B> <SEP> C <SEP> 104;5 <SEP> 108 <SEP> 113,5 <SEP> 117,5 <SEP> 119,5 <SEP> 120,5            Beispiel   <I>3:</I>    Dieses Beispiel soll dem Beweis dienen,  dass :

  dieselbe Gesetzmässigkeit auch für an  dere     Aluminiumlegierungen    gilt, das heisst,  dass Warmaushärtung unmittelbar von der  festen Lösung ausgehen kann, die lediglich  auf die Temperatur der     Warmaushärtung          unterkühlt    ist, und dass es nicht notwendig  ist, zuerst auf Raumtemperatur abzuschrecken  und mit einer Kaltaushärtung bei solchen  tieferen Temperaturen zu beginnen,     zum     Zweck, damit die folgende     Warmaushärtiuig          einzuleiten.    Dieses Beispiel soll ausserdem zei-    gen, dass Aushärtung bei solchen     TemperatLt-          r    en,

   die im allgemeinen zur     Warmaushärtmig     von     Al-Cu-Mg-Legierungen    angewendet wer  den, nicht ein einstufiger Vorgang ist, son  dern sich zusammensetzt aus einer Aushär  tung vom Typus der Kaltaushärtung (bis  etwa 40 Minuten bei     160     C) und sich daran  ein Abschnitt anschliesst, während dessen die       physikalischen    Werte sich nicht ändern (bis  zu etwa 5 Stunden bei 160  C) und die End  stufe in einer Aushärtung vom Typus der  Warmaushärtung besteht.

        3a) Aushärtung in einem Temperaturbereich, in welchem lediglich eine Aushärtung vom       Typus    der Warmaushärtung stattfindet:  
EMI0004.0002     
  
    Temperatur: <SEP> 220  <SEP> C
<tb>  Warmaushärtungszeit <SEP> 5 <SEP> sec <SEP> 20 <SEP> sec <SEP> 1 <SEP> min <SEP> 5 <SEP> min <SEP> 15 <SEP> min
<tb>  Brinellhärte <SEP> 92,5 <SEP> 97,0 <SEP> 101,3 <SEP> 114,7 <SEP> 116,9
<tb>  Warmaushärtungszeit <SEP> 25 <SEP> min <SEP> 40 <SEP> min <SEP> 45 <SEP> min <SEP> 55 <SEP> min <SEP> <B>.60</B> <SEP> min
<tb>  Brinellhärte <SEP> 120 <SEP> 122 <SEP> 125,5 <SEP> 125,7 <SEP> 125,8
<tb>  Warmaushärtungszeit <SEP> 70 <SEP> min <SEP> 80 <SEP> min
<tb>  Brinellhärte <SEP> 126 <SEP> 126
<tb>  Warmaushärtungszeit <SEP> 65 <SEP> min
<tb>  Streckgrenze <SEP> 40,4 <SEP> kg/mm2
<tb>  Zugfestigkeit <SEP> 51,9 <SEP> kg/mm2       <B>3b)

  </B> - Aushärtung in einem Temperaturbereich, in welchem 1. eine Aushärtung vom-- Typus  der     Kaltaushärtung    eintritt und nach einer mehr oder weniger langen     Zwischenzeit     2. eine     Aushärtung    vom     Typus    der     'Srarmaushärtung    stattfindet.  



  Temperatur: 160  C  
EMI0004.0008     
  
    Warmaushärtungszeit <SEP> 5 <SEP> sec <SEP> 20 <SEP> sec <SEP> 1 <SEP> min <SEP> 5 <SEP> min <SEP> 10 <SEP> min
<tb>  Brinellhärte <SEP> 96,3 <SEP> 102 <SEP> 106 <SEP> 109,6 <SEP> 113
<tb>  Warmaushärtumgszeit <SEP> 40 <SEP> min <SEP> 3 <SEP> Std. <SEP> 5 <SEP> Std. <SEP> 10 <SEP> Std. <SEP> 32 <SEP> Std. <SEP> 96 <SEP> Sud.
<tb>  Brinellhärte <SEP> <B>113,5</B> <SEP> 116 <SEP> 114 <SEP> 117 <SEP> 123 <SEP> 130
<tb>  Streckgrenze <SEP> (0,2,1/o) <SEP> kg/mm2 <SEP> 31,1.

   <SEP> 30,2 <SEP> 31,3 <SEP> 32,6 <SEP> 39,7 <SEP> 44,0
<tb>  Zugfestigkeit <SEP> kg/mm2 <SEP> 46,2 <SEP> 45,4 <SEP> 45,6 <SEP> 48,7 <SEP> 54,8 <SEP> 53,1       Die erste Stufe bis zu etwa 10 Minuten  gehört zum     Typus    der     Kaltaushärtung,    was  sich insbesondere aus dem niederen Verhält  nis der     Streckgrenze    zur Zugfestigkeit X 100       ergibt,    welches charakteristisch ist für die na  türliche Alterung.     Beispielsweise        isst    dieses  Verhältnis nach 40 Minuten: 67,5 017o; nach  3     Stunden:    66,5 017o; nach 5 Stunden:

       68,711/o;          nach        10        Stunden:        67,0        %,        aber        nach        32        Stun-          den    schon     72,611/o    und nach 96     Stunden,    nach  dem eine     Aushärtung    vom     Typus    der Warm  aushärtung eingetreten ist:

  <B>83</B>     11170.    Ein     Streek-          grenzenverhältnis    von .diesem     Wert    ist charak  teristisch für eine Aushärtung vom Typus der       Warmaushäxtung,        wie    sich auch aus andern       Beispielen    ergibt, etwa aus Beispiel 3a, wo  das Verhältnis nach 65 Minuten bei 220  C  78 017o beträgt.  



       Bei    allen     angegebenen    Beispielen treten  nach dem Abschrecken in einem     Abschreck-          mittel    (Salz oder Öl von etwa der Warm  aushärtetemperatur), welches mit Sicherheit  jede     Änderung    bei Temperaturen unterhalb  der Warmaushärtung unterbindet, alle Effekte    einer Warmaushärtung ein. Damit ist der  Beweis erbracht, dass die Warmaushärtung  direkt aus dem     unterkühlten        Mischkristall     bei der betreffenden' Temperatur gebildet  wird, dass also keine Vorstufen notwendig  sind.  



  Wenn also die Warmaushärtung ein Vor  gang ist, der bei den     Warmaushärtetempera-          turen    direkt aus dem     unterkühlten    Misch  kristall abläuft, dann muss sich jede vor Be  endigung des     Warmaushärtens        eingetretene          Änderung    im     unterkühlten    Mischkristall bei  einer     andern.    Temperatur störend bemerkbar  machen.

   Die Wirkung     einer    solchen nicht  rückgängig     gemachten        Veränderung    des un  terkühlten     Mischkristalles    lässt sich auf  Grund einfacher Überlegungen voraussagen.  Nach Ergebnissen an andern dem Gleich  gewicht bei     konstanter    Temperatur zustreben  den Systemen ist     anzunehmen,    dass die     Warm-          aushärtung    dadurch verzögert wird.

   Die  Festigkeitswerte werden kleiner sein, erstens,  weil die     Aushärtung    langsamer verläuft und,  zweitens, weil jede .andere Änderung des 1n-           terkühlten        Mischkristalles    zu niedereren Fe  stigkeitswerten führt. Die Ausscheidung bei  höheren Temperaturen führt zu sehr niederen       Festigkeitseigenschaften,    wie allein schon  daraus hervorgeht, dass bei diesen Tempera  turen weichgeglüht wird. Aber auch eine       Kaltaushärtung    verursacht nur eine Festig  keitssteigerung, welche wesentlich niedriger  als die mit Warmaushärtung erreichbaren  Werte ist.

   Weiter ist vorauszusehen, dass die  Korrosionsbeständigkeit ungünstig beeinflusst       -N        ird,    wenn neben der     reinen        Warmaushär-          tungsphase    eine zweite Phase vorliegt, deren  elektrochemisches Potential sich unterscheidet.  



  Daraus ergibt sich die Hauptvorschrift  der vorliegenden     Erfindung:    Die Legierungen  müssen von der     Lösungsglühung    auf die  Temperatur der Warmaushärtung derart ge  bracht werden, dass eine Veränderung im  Aufbau des unterkühlten     Mischkristalles    bei  einer andern Temperatur noch nicht einge  treten ist und     bei    der     Warmaushärtungs-          temperatur    mindestens so lange gehalten wer  den, bis eine Warmaushärtung eingetreten ist,  welche     die    Kaltaushärtung bei tieferen Tem  peraturen als der Temperatur der Warm  aushärtung     mindestens    vorübergehend ver  hindert.  



       Grundsätzlich    sind     zwei.    Arten einer sol  chen störenden Änderung des     Mischkristalles     zu unterscheiden, und zwar kann die Unter  scheidimg am einfachsten durch die Angabe  der Temperaturen erfolgen:  1.     Änderungen    bei Temperaturen oberhalb  der     Warmaushärtimgstemperaturen.     



  2. Änderungen bei Temperaturen unterhalb  der     Warmaushärtungstemperaturen.       Die Veränderung bei den höheren Tempe  raturen besteht gefügemässig gesprochen in  einer Ausscheidung der überschüssigen Phase.  Sie kann praktisch dann eintreten, wenn die       Abschreckgeschwindigkeit    von der     Lösungs-          glühung    aus kleiner als die kritische Ab  sehreckgeschwindigk     eit    war.

   Dabei ist die kri  tische     Abschreckgeschwindigkeit    definiert als  diejenige Geschwindigkeit der Abkühlung,  bei der gerade noch keine Ausscheidungen    oder Vorbereitungen dazu oder sonstige     Ände-          rungen    bei Temperaturen eintreten, welche  oberhalb der     Aushärtetemperaturen        liegen.     Die kritische     Geschwindigkeit    ist .offenbar  eine abhängige der jeweiligen Legierung.

   Sie  ist bei den Leichtmetallen noch weitgehend       unerforscht;    es steht bisher mit Sicherheit le  diglich fest; dass Mangan, wahrscheinlich in  folge Bildung einer etwas     andern.        -Modifiva-          tion    der ausscheidenden Phase, die kritische  Geschwindigkeit     herabsetzt.    Daraus folgt, dass  der     Mangangehalt    bzw. soweit     auf    Mangan  verzichtet wird, der Gehalt an denjenigen  Elementen, welche Mn ersetzen sollen (z. B.  Chrom), sowohl der Dicke des Stückes wie auch  der     Abschreckfähigkeit    des verwendeten Ab  schreckbades anzupassen ist.

   Mit. andern Wor  ten, :der Gehalt an Mangan     und/oder    andern  die     Unterkühlung    fördernden Elementen russ  der bei ;den gegebenen     Verhältnissen    herr  schenden tatsächlichen     Abschreckgeschwin-          digkeit    (gegeben durch     Werkstückdicke        und          Abschreekfähigkeit    :

  des     Abschreckinittels)    so       angepasst    werden,     .dass    die kritische Geschwin  digkeit     höchstens    so     gross        lvie    die     tasächliche          Abschreckgeschwindigkeit    wird.

   Daher russ  man bei ,den praktisch     manganfreien    amerika  nischen     Al-Mg-Si-Legierungen,    welche an       S        S        telle        des        fehlenden        Mn        nur        etwa        0,25        %     Chrom enthalten, bei derselben Wandstärke  ein     Abkühlungsmittel    mit höherer     Abschreek-          fähigkeit    benützen, um diese     Ausscheidungen     zu unterdrücken,

   als bei den Legierungen  nach DIN<B>1713,</B> welche bis zu 1,5  /0 Mn ent  halten können.  



  Bei tieferer Temperatur bestehen die     Ver-          änderungen    im Mischkristall gefügemässig  nach . allgemeiner     Auffassung    in     einer    ein  phasigen Entmischung, der Kaltaushärtung.  Die Gefahr solcher Veränderungen ist immer  gegeben,     wenn    vor der Beendigung des Warm  aushärtens bis auf Raumtemperatur abge  kühlt wird, ohne dass     Massnahmen    getroffen  werden, um die     Kaltaushärtung    zu unter  drücken.

   Bei den Legierungen, auf     -welche     sich die Erfindung bezieht, wird beim W     ie-          dererwärmen    auf die     Warmaushärtungs-          temperatur    die vorher entstandene Kalt-           aushärtung    nur unvollständig oder aber gar  nicht     zurückgebildet.    Die Temperatur der       Warmaushärtung    .darf bei diesen Legierungen  vor Beendigung des W     arinaushärtens    nur so  lange und     nur    so weit     unterschritten    werden,  als dabei noch keine Kaltaushärtung eintritt,  wenn die besten Werte der Warmaushärtung  erreicht werden sollen.

    



  Die einfachste     Unterscheidung    der bei  den     Aushärtungsarten    : Kaltaushärtung und       Warmai,ishärtimg        ergibt    sich aus den Eigen  schaften der entsprechend behandelten Werk  stücke; bei Kaltaushärtung sind nämlich Zug  festigkeit,     Streckgrenzenv        erhältnis    und Härte  niedriger als bei Warmaushärtung, während  die     Korrosionsbeständigkeit    bei Kaltaushär  tung höher liegt als bei     Warmaushärtiuig.     Die     mikroskopische        Prüfung    ermöglicht eine  weitere Unterscheidung;

   bei den meisten       m-arm    ausgehärteten     AI-Legierungen    sind  nämlich im Mikroskop bei geeigneter Ätzung  bereits Anzeichen der beginnenden Ausschei  dung zu     erkennen,    bei kaltausgehärteten     Al-          Legierungen    jedoch noch nicht. Die Röntgen  Prüfung     schliesslich    ergibt weitere     Unter-          scheidungsmerkmale.     



  Aus den der     Erfindung    zugrunde liegen  den Erkenntnissen ergeben sich eine Reihe von  Vorschriften für die verschiedenen Phasen der       Aushärtung,    wie Abschrecken. Erreichen der       Wa-rmaushärtungstemperatur,    Halten dersel  ben, Unterbrechung der Warmaushärtung für  eine bestimmte Zeit usw., die an Hand von  Beispielen erläutert werden sollen.    Die für die Abkühlung von der     Lösungs-          glühtemperatur    aus gebrauchten     Abschreck-          mittel    müssen wegen der ersten Bedingung  (keine     Ausscheidung        bei    höheren Tempera  turen) eine möglichst hohe Abschreckwirkung  haben.

   Da Wasser mit oder ohne Zusätze bei  Raumtemperatur     -ungefähr    die grösste erreich  bare     Abschreckfähigkeit    aufweist, könnte aus  der ersten Bedingung abgeleitet werden, dass  die bisher übliche     Abschreckung    in kaltem  Wasser für die Abschreckung nach dieser Er  findung am besten     geeignet    sei. Die zweite  Bedingung (keine     Kaltaushärtung    bei tieferen  Temperaturen) ist aber bei den bisher üblichen  Verfahren, bei welchen     günstigstenfalls    einige  Minuten nach dem Abschrecken in einem  Luftofen ausgehärtet wird, bei denen aber  meist eine viel längere Pause zwischen Ab  schrecken und     Wied.ererwärmen    eintritt, nicht  erfüllt.

      Um das zu zeigen, braucht nur auf die  folgenden Beispiele hingewiesen zu werden.    <I>Beispiel 4:</I>    Al - Mg -     Si    - Legierung mit Mn - Analyse       1,18        %        Mg,;        1,22        %        Si;

          0,60        %        Mn.        Je        ein        Teil          wurde    von der     Lösimgsglühtemperatur        5.10     C  aus in Wasser abgeschreckt und sofort ohne  jede Pause in einem Luftofen (Trocken  schrank) warmausgehärtet, der andere Teil  in Salz bzw. Öl der     Warmaushärtungstempe-          ratur    abgeschreckt und ebenfalls im Liftofen  ausgehärtet.

    
EMI0006.0059     
  
    Brinellhärte <SEP> Streckgrenze <SEP> Zugfestigkeit <SEP> Bruchd.
<tb>  kg/mm2 <SEP> kg/mm2 <SEP> l <SEP> = <SEP> <B>50</B> <SEP> mm
<tb>  a.) <SEP> Aushärtungstemperatur: <SEP> 178-180  <SEP> C
<tb>  <I>aa)</I> <SEP> Warmaushärtungsdauer: <SEP> 10 <SEP> Minuten. <SEP>   Wasserabgeschreckt <SEP> 80 <SEP> 19,3 <SEP> 31,7 <SEP> 20
<tb>  Salzabgeschreckt <SEP> 109 <SEP> 31;6 <SEP> 36,9 <SEP> 12,5
<tb>  Ölabgeschreckt <SEP> 109 <SEP> 32,0 <SEP> 37,2 <SEP>   ab) <SEP> Warmaushärtungsdauer <SEP> :

   <SEP> 25 <SEP> Minuten.
<tb>  Wasserabgeschreckt <SEP> 99 <SEP> 25,6 <SEP> 34,8 <SEP> 19
<tb>  Salzabgeschreckt <SEP> 117 <SEP> 35,0 <SEP> 38,9 <SEP> 13
<tb>  Ölabgeschreckt <SEP> 117 <SEP> 35,2 <SEP> 39,1 <SEP> 9       
EMI0007.0001     
  
    Brinellhärte <SEP> Streckgrenze <SEP> Zugfestigkeit <SEP> Bruchd.
<tb>  kg/mm2 <SEP> kg/mm2 <SEP> l <SEP> = <SEP> So <SEP> mm
<tb>  b) <SEP> Aushärtungstemperatur: <SEP> 163  <SEP> C
<tb>  <I>ba)</I> <SEP> Warmaushärtungsdauer: <SEP> 40 <SEP> Minuten.
<tb>  Wasserabgeschreckt <SEP> 90 <SEP> 24,2 <SEP> 35,2 <SEP> 19
<tb>  Ölabgeschreckt <SEP> 117 <SEP> 35,5 <SEP> 40,6 <SEP> 11
<tb>  <I>bb)</I> <SEP> Warmaushärtimgsdauer:

   <SEP> 45 <SEP> Minuten.
<tb>  Wasserabgeschreckt <SEP> 99 <SEP> 26,3 <SEP> 36,3 <SEP> 15
<tb>  Wasserabgeschreckt <SEP> 99 <SEP> 25,2 <SEP> 36,1 <SEP> 19
<tb>  Salzabgeschreckt <SEP> 117 <SEP> 34,0 <SEP> 39,2 <SEP> 13,5
<tb>  Ölabgeschreckt <SEP> 120 <SEP> 35,9 <SEP> 40,5 <SEP> 14
<tb>  c) <SEP> Aushärtungstemperatur: <SEP> 158  <SEP> C
<tb>  ca) <SEP> Warmaushärtungsdauer: <SEP> 1 <SEP> Stunde.
<tb>  Wasserabgeschreckt <SEP> 105 <SEP> 26,0 <SEP> 35,1 <SEP> 16,5
<tb>  Salzabgeschreckt <SEP> 115 <SEP> 32,0 <SEP> 37,0 <SEP> 13
<tb>  cb) <SEP> Warmaushärtungsdauer: <SEP> 2 <SEP> Stunden.
<tb>  Wasserabgeschreckt <SEP> 105 <SEP> 30,5 <SEP> 33,5 <SEP>   Salzabgeschreckt <SEP> 115 <SEP> 34,0 <SEP> 38,0 <SEP>   c <SEP> c) <SEP> Warmaushärtungsdauer:

   <SEP> 18 <SEP> Stunden.
<tb>  Wasserabgeschreckt <SEP> 119 <SEP> 35,0 <SEP> 39,0 <SEP> 12
<tb>  Salzabgeschreckt <SEP> 123 <SEP> 36,5 <SEP> 39,8 <SEP> 11
<tb>  <I>cd)</I> <SEP> Warmaushärtimgsdauer <SEP> : <SEP> 48 <SEP> Stunden.
<tb>  Wasserabgeschreckt <SEP> 121 <SEP> 34;0 <SEP> 37,4 <SEP> 6,5
<tb>  Salzabgeschreckt <SEP> 123 <SEP> 36,3 <SEP> 39,3 <SEP> 11
<tb>  d) <SEP> Warmaushärtungstemperatur: <SEP> 148  <SEP> C
<tb>  <I>da)</I> <SEP> Warmaushärtungsdauer: <SEP> 54 <SEP> Minuten.
<tb>  Wasserabgeschreckt <SEP> 88 <SEP> 21,4 <SEP> 32,7 <SEP>   Salzabgeschreckt <SEP> 104 <SEP> 27,4 <SEP> 35;0 <SEP> 16
<tb>  db) <SEP> Warmaushärtungsdauer:

   <SEP> 3 <SEP> Stunden.
<tb>  Wasserabgeschreckt <SEP> 109 <SEP> 29,2 <SEP> 37,1
<tb>  Salzabgeschreckt <SEP> 120 <SEP> 32,9 <SEP> 38,8 <SEP> 13       In diesem Beispiel zeigt es sich, dass der       Mangangehalt    der verwendeten Legierung in       Zusammenhang        mit    den andern Elementen  ausreicht, um sowohl .beim     Wasserabschrecken          zvie    auch bei dem Abschrecken in heissem Salz  oder Öl jede     Aussehei:

  dung    .bei höheren Tem  peraturen zu     unterdrücken.    Die erste Bedin  gung     ist    damit     erfüllt.    Der Vergleich der  Härtewerte     und    der Werte für die Streck  grenze     bei    kurzen     Aushärtezeiten    ergibt. je  doch, dass offenbar auch das     unmittelbar    auf  das     Wasserabschrecken    folgende     Erwärmen     im Luftofen nicht ausreicht,     um    :die zweite    Bedingung - keine     Veränderung    im Misch  kristall bei tieferen Temperaturen - zu er  füllen.

   Die     Hauptwirkung    der damit ver  knüpften Veränderung liegt in einer Verzöge  rung des     Warmaushärtungsbeginnes;    das Ge  samtmaximum der     Aushärtung    wird weniger  stark beeinflusst. Das zeigt am     deutlielLSten     das Beispiel 4e, aus dem hervorgeht, dass der  bei kurzen     Aushärtezeiten    sehr grosse Unter  schied in :der Härte und der     Streckgrenze     sich bei längerem Aushärten     allmählich    aus  gleicht und bei 18     Stunden    und 158  C nur  noch 1,5     kg/mm2    in der Streckgrenze aus-      macht.

   Mit dem beiden Bedingungen der     Er-          Findung    genügenden Abschrecken in Salz  schmelzen oder Öl, die etwa die Temperatur  der Warmaushärtung haben, wird erreicht,  dass die Aushärtung ungestört abläuft. Die  Ergebnisse dabei zeigen, dass die bisherigen       Aushärtezeiten,    welche im allgemeinen mit  rund 12 bis 20 Stunden bei 160  C und 6 bis  10     Stunden    bei 180  C angegeben werden, bei  ungestörtem Ablauf der Aushärtung durch       Erfüllung    der beiden Bedingungen der Er  findung ganz wesentlich     abgekürzt    werden  können. Bei 180  C genügen     Azshärtezeiten     von unter einer Stunde, um volle Aushärtung.

    zu erreichen; soll das     Streckgrenzenverhältnis     nicht ganz auf den maimal möglichen Wert  gesteigert werden, genügen sogar Zeiten von       rund    einer halben Stunde. Diese Werte än  dern sich etwas mit dem Gesamtgehalt an  Mg     +        Si,    insbesondere mit dem Gehalt an     Si;     je höher dieser ist, desto rascher scheint die  Aushärtung abzulaufen.  



  Dieses Beispiel zeigt weiter, dass beidem  erfindungsgemässen Verfahren die sogenannte  Überalterung, welche durch einen Rückgang  der Festigkeitswerte gekennzeichnet ist, bei  48 Stunden     und    158  C noch nicht     eintritt,     dass sie dagegen bei den wasserabgeschreckten  Proben bereits merklich wird.  



  Weiter ergibt sich aus ,den     Zahlenwerten     dieses Beispiels, dass man sich bei 150  C  offenbar :der Untergrenze der     Warmaushär-          tung    nähert. Der Unterschied wird hier immer  kleiner, der Einfluss einer vorausgegangenen  Kaltaushärtung scheint zu verschwinden. Ver  gleicht man z.

   B. den Unterschied zwischen  den     erfindungsgemäss    erreichten und den  durch Wasserabschreckung und Luftofen  erwärmung erreichten     Streckgrenzenwerten    bei  einem bestimmten Wert der erreichten Streck  grenze, so     ist    die     Differenz    ein Mass für die       Sehädigzngswirkung    der Abkühlung unter  halb der     Warmaushärtungstemperatur    bei den  verschiedenen     Aushärtungstemperaturen.    Der  Wert von     rund    32     kg/mm2    ist für diesen Ver  gleich     geeignet.    Bei 10 Minuten 1800 C beträgt  dabei die Schädigung rund 12,

  5     kg/mm2    (das       sind        rund        65        %        der        Streckgrenze        des    wasser-    abgeschreckten Zustandes);

   bei 1 Stunde  158  C ist die     Schädigung    6     kg/mm2    (rund       24        %)        und        bei    3     Stunden        148         C        nur          2,7        kg/mm2        (rund    9     %).        Weiter        kann        man     die     Schädigung:

      für einen     Streckgrenzenwert     von 34 bis 35     kg/mm2        (erfindungsgemäss)     feststellen. Es ergibt sich: bei 1.80  C (25 Mi  nuten) eine     Schädigung    von rund 9,5     kg/mm2          (gleich        etwa        37'%);        bei        163         C        (40-45        Minu-          ten)        rund    9 bis 10     kg/mm2    (gleich etwa       40        %);

          bei        158         C        (2        .Stunden)        nur        rund     3,5     kg/mm2.     



       Aus    .diesem Grunde scheint es notwendig  zu sein, die Abgrenzung des Gebietes reiner  Warmaushärtung geben die tieferen Gebiete       dadurch    vorzunehmen, dass man unter Warm  aushärtung das Gebiet versteht, in dem eine  nicht     zurückgebildete    Kaltaushärtung (ent  standen bei tieferer Temperatur) sich schäd  lich auf die     Warmaushärtung    auswirkt.  



  Es ist nun noch der Beweis zu führen, dass  es sich bei der Veränderung im     Mischkristall,     welche doch offensichtlich bei .dem. Unter  schreiten der     Warmaushärtetemperatur    wäh  rend des     Abkühlens    in Wasser und des an  schliessenden     Erwärmens    im Luftofen einge  treten ist, um eine Kaltaushärtung handelt.  Es ist bereits - bekannt, dass     längerdauernde          Lagerung    von mehreren Tagen Dauer bei  Raumtemperatur die anschliessende Warm  aushärtung bei den     Al-Mg-Si-Legierungen     schädigt, insbesondere ihren Verlauf verzö  gert und den erreichbaren     Höchstwert    herab  setzt.

   Es wurde als Abhilfe empfohlen, mög  lichst innerhalb einer Stunde nach dein Ab  schrecken     warmauszuhärten,    weil offenbar  angenommen     wurde,    dass in dieser Zeit noch  keine merkliche Kaltaushärtung anlaufen  würde. Die Beobachtung des Beginnes der  Kaltaushärtung ist an und für sich schwierig,  1. befinden sich meistens die     Härtemessgeräte     in einiger Entfernung vom     Abschreekbad,    die       Verbringung    vom einen zum andern Ort er  fordert daher einige Zeit;

   2. die Härtemes  sung selbst benötigt eine gewisse Zeit, bedingt  durch das Einspannen,     Scharfeinstellen,    Be  lasten für die meist vorgeschriebenen 30 Se  kunden Lastdauer,     Entlasten    und Ausmessen.      Dadurch verstreichen meist immer     mindestens     10 oder 20 Minuten, bis die ersten Messungen  vorliegen. Bei.einigen     Untersuchiuigen    wurde  sogar     grundsätzlich    die nach einer Stunde  gemessenen Härtewerte als :die Härte des ab  geschreckten Zustandes angegeben.

   Da an  vielen verschiedenen Legierungen der Gruppe       Al-Mg-Si    festgestellt worden war, dass bei  kurzen     Aushärtezeiten    die Werte :der wasser  abgeschreckten und im Luftofen     erwärmten          Proben.    weit hinter     :denjenigen    erfindungs  gemässer zurückblieben, wurde das Problem  der     Härtemessing        unmittelbar    nach dem Ab  schrecken in Angriff genommen. Dazu wurde  ein Härtemesser unmittelbar     lieben    dein AL  schreckbad aufgestellt, die Proben sofort ent  nommen,     :getrocknet    und belastet.

   Die Ergeb  nisse zweier solcher     Messreihen    sind in der       Fig.    1 :der beiliegenden Zeichnung enthalten.  Diese zeigt,     :dass        :bereits    nach 2 Minuten ein  deutlicher     Aushärtungseffekt    festzustellen ist,  ferner dass die Härte :des     abgeschreckten    Zu  standes zwischen 45 und 50     Brinell        liegt.    Be  reits nach 15 Minuten ist eine Aushärtung  um rund 5     Brinell    eingetreten, nach einer  Stunde um rund insgesamt 15.

   Die Aushär  tung gerade in den ersten Minuten ist sehr  rasch, was mit dem logarithmischen Zeitgesetz    der     Aushärtung        zusammenhängen    dürfte. Be  denkt man     noch    weiter, dass wie bereits be  kannt, die Kaltaushärtung bei etwas höheren  Temperaturen als 200 C erheblich schneller ab  läuft,     :

  dann    wird verständlich, dass es durch  aus möglich ist, dass in der Zeit zwischen dem  Unterschreiten der     Warmaushärtetemperatur     während     des        Abschreckens    und dein Wieder  erreichen dieser Temperatur beim Aufheizen  im Luftofen ein gewisser     Kaltaushärtungs-          betrag    zu     erwarten    ist.  



  Da     anzunehmen    war,     däss    die Kaltaushär  tung noch nicht während     des        Abschreckens     beginnt,     wurde    versucht, die Aufwärmezeit  dadurch abzukürzen, dass     :die    Erwärmung in  einem Salz- oder Ölbad der     Warmaushärte-          temperatur    vorgenommen wurde. Es zeigte  sich,     ;dass    die     Erwärmungsgeschwindigkeit    im  Salzbad ausreichte, um :die Kaltaushärtung zu  unterdrücken.

   Es war allerdings dazu notwen  dig, die Proben sofort aus dem Wasser zu  entnehmen, beim Entnehmen sofort zu trock  nen und innerhalb weniger     Stunden    in das       Salzbad    einzubringen. Die     Erwärmungsge-          schwindigkeit    im heissen Öl reicht dagegen  nicht ;ganz aus, um die     beginnende        Kalt-          aushärtung    zu     unterdrücken,    wie :das folgende  Beispiel zeigen soll.    <I>Beispiel 5:</I>  Legierung wie in Beispiel 4.     Lösungsglühtemperatur    5400 C.  a)     Aushärtungstemperatur    1600 C/1,5 h.

    
EMI0009.0052     
  
    Brinell <SEP> Streckgrenze <SEP> Zugfestigkeit
<tb>  Wasserabgeschreckt <SEP> und <SEP> im <SEP> Öl <SEP> erwärmt <SEP> 99/113 <SEP> 32,7 <SEP> 39,4
<tb>  In <SEP> Öl <SEP> von <SEP> 1600 <SEP> C <SEP> abgeschreckt <SEP> 119 <SEP> 35,0 <SEP> 39;6       b)     Aushärtungstemperatur    1600 C/45 Minuten.

   Jedoch Streckgrenze     aus    Diagramm be  stimmt, statt wie bei allen andern Beispielen aus     Feindehnungsmessungen.     
EMI0009.0056     
  
    Brinell <SEP> Streckgrenze <SEP> Zugfestigkeit
<tb>  W <SEP> asserabgeschreckt <SEP> und <SEP> im <SEP> Luftofen <SEP> erwärmt <SEP> 99 <SEP> 28,3 <SEP> 36,6
<tb>  Wasserabgeschreckt <SEP> und <SEP> im <SEP> Öl <SEP> erwärmt <SEP> 111 <SEP> 33,6 <SEP> 39,4
<tb>  In <SEP> Öl <SEP> von <SEP> 1600 <SEP> C <SEP> abgeschreckt <SEP> 117 <SEP> 34,9 <SEP> 39,4       Beim Beispiel     5a    gab es beim Einbringen  der Probe in das heisse Ölbad eine kleine, etwa  ein bis zwei Sekunden dauernde     Verzögerung,

         wodurch dort .die     Streckgrenze    verhältnis  mässig     ungünstiger    als im Beispiel 5b     liegt.         Zusammenfassend kann für .die Legierun  gen, die einen genügend hohen Legierungs  gehalt an solchen Elementen haben, welche  die Unterkühlung     wie    etwa Mangan fördern,  bei     ;denen    also die kritische     Abschreck-          geschwindigkeit    nieder liegt, bezüglich der zu       verwendenden        Abschreckmittel    gesagt wer  den:

         a)    Geschmolzene Salze     (Schmelzpunkt    unter  150  C) unterdrücken die Ausscheidung bei  höheren Temperaturen. Bei :dickeren     Quer-          sehnitten    kann es notwendig sein, das Salz  bad zu bewegen (durch     Rührer    oder. andere  z. B.     elektroinduktive    Mittel)     und/oder    Wasser       zuzusetzen.    Die zweite Bedingung ist immer       erfüllt,    sofern die Salztemperatur noch  innerhalb der     Warmaushärtetemperatur    liegt.  



  b) Heisses Öl unterdrückt ebenfalls die  Ausscheidung bei höheren Temperaturen, wo  mit die erste     Bedingung    erfüllt ist. Die zweite    ist     erfüllt,    sofern die Öltemperatur innerhalb  der     Warmaushärtungstemperaturen    liegt.  



  c) Kaltes Wasser     erfüllt    die erste     Bedin-          gung"    in der normalen Kombination mit     Er-          wärmirig    im Luftofen jedoch die zweite nicht.  Unter     Beachtung    grösster Schnelligkeit, wie  sie im     allgemeinen    ohne grossen     technischen     Aufwand nur im Laboratorium erreicht wer  den kann, wird die zweite Bedingung durch  Erwärmung im Salzbad der     Warmaushärte-          temperatur    erfüllt.  



  Ehe     auf    die Möglichkeiten der Verwen  dung anderer     Abschreckmittel    eingegangen  wird, soll auf die Verhältnisse bei Legierun  gen der Gruppe     Al-Mg-Si    hingewiesen wer  den, bei denen nur ein relativ niederer Gehalt  an solchen zusätzlichen Elementen vorhanden  ist, welche die Unterkühlung des     Mischkristal-          les    fördern, die also eine relativ hohe kritische  Geschwindigkeit haben.

           Beispiel   <I>6:</I>    Amerikanische Legierung 61S,     Zusammensetzung    wie in     dem    Beispiel 1.     Lösungsglühungs-          temperatur    5400 C.     Aushärtungstemperatur        l79     C. Dauer 1 Stunde.

    
EMI0010.0042     
  
    Brinell <SEP> Streckgrenze <SEP> Zugfestigkeit
<tb>  Wasserabgeschreckt <SEP> und <SEP> im <SEP> Luftofen <SEP> erwärmt <SEP> 98 <SEP> 27,3 <SEP> 32,3
<tb>  Wasserabgeschreckt <SEP> und <SEP> im <SEP> Salz <SEP> erwärmt <SEP> 103 <SEP> 30,1 <SEP> 33,2
<tb>  Im <SEP> Salz <SEP> von <SEP> 1790 <SEP> C <SEP> abgeschreckt <SEP> 102 <SEP> 28,4 <SEP> 32,6       Diese     Legierung    enthält kein Mangan,     da-          für        etwa        0,25        %        Chrom,        .das        offenbar        die          Unterkühlbarkeit    ,

  des     Mischkristalles    nicht ge  nügend     fördert.    Die direkt in Salz der       hä.rtetemperatur    abgeschreckte-Probe hat nur       I,mwesentlich    höhere Werte der Streckgrenze  und Härte als die in Wasser abgeschreckte  und im Luftofen     .erwärmte.    Ohne die Werte  für die wasserabgeschreckte und im Salz er  wärmte Proben zu kennen, könnte der Schluss  gezogen werden,     .dass    der Kupferzusatz im Zu  sammenhang mit dem Chromgehalt die Kalt  aushärtung so weit verzögere,

   dass auch die       übliche        Warmaushärtungsmethode    beide     Be-          dingungen    der vorliegenden Erfindung er  fülle. Das ist jedoch nicht :der Fall, wie die    erwähnten Werte nach Wasserabschreckung  und Erwärmung im Salzbad zeigen. Es ist  hier in     Wirklichkeit    so, dass die     Abschreek-          fähigkeit    des nicht bewegten wasserfreien  Salzbades nicht mehr ausreichte, um die erste       Bedingung:    keine Ausscheidung bei höheren  Temperaturen, zu erfüllen.

   Der Schaden  durch die vorausgegangene Ausscheidung bei  den höheren Temperaturen ist hier beinahe so  hoch,     wie    der infolge     des        Cu-Gehaltes    klein  gehaltene Fehler durch die Unterschreitung  der     Warmaushärtetemperatur    mit angelaufe  ner Kaltaushärtung. Wenn wie beim Wasser  abschrecken mit anschliessendem Erwärmen in  Salz eine höhere     Absehreckgeschwindigkeit     erreicht wird, gleichzeitig aber     durch    die Salz-           ervärmung    auch die beginnende Kaltaushär  tung unterdrückt wird, werden-höhere     Werte     der Streckgrenze erreicht.  



  Dieses Beispiel     zeigt,    dass es nicht nur  darauf ankommt, .die     Kaltaushärtung    zu ver  meiden, dass vielmehr auch jede Ausscheidung.  bei den höheren Temperaturen durch entspre  chende Wahl der     Abschreckmittel    bei gege  bener     Legierung    oder .durch entsprechende  Wahl der     Legierung    bei gegebenen     Abschreck          mitteln    unterdrückt     -werden    muss.  



  Die zur Erfüllung der beiden Bedingun  gen möglichen     Abschreckmittel    oder Kombi  nation von Mitteln sind natürlich nicht auf  die bisher erwähnten Mittel beschränkt, viel  mehr kann jedes bekannte     Abschreckmittel     oder     -verfahren    angewendet werden, sofern es  nur die geforderten Bedingungen einhält.

   Aus  der Fülle von     Möglichkeiten    seien nur ge  nannt: Unterbrochenes Abschrecken in     einem          Abschreckmittel,    dessen Temperatur tiefer als  die     Warmaushärtetemperaturen    liegt (bei  spielsweise in Wasser verschiedener Tempera  tur mit     frühzeitigem        Wiederherausnehmen,     ehe das Werkstück     tiefere    Temperaturen als  die     Warmaushärtetemperaturen    angenommen  hat); Verwendung     fester,    z.

   B. metallischer       Abschreckmittel    in Form von Walzen oder  Platten, deren Temperatur so eingerichtet ist,  dass das abzuschreckende Gut vor wesentlicher       Unterschreitung    der     Warmaushärtetempera-          tur    entnommen wird; unter Umständen Ver  bindung dieser     Abschreckung    in festen Ab  schreckmitteln mit einer Verformung, um die  niedere Härte des abgeschreckten Zustandes  ausnützen zu können; Abschrecken mit gas  oder dampfförmigen     Abschreckmitteln;    Ab  schrecken mit versprühten Flüssigkeiten usw.  



  Aus dem     Vörhergehenden    ergibt sich ganz  allgemein folgende     Regel    für .die Art und  Weise, wie von der     Lösungsglühungstempera-          tur    aus die Temperatur der     Warmaushärtung     bei den Legierungen erreicht werden soll, bei  denen die Temperaturen der Warmaushär  tung noch nicht genügen, um eine Kalt  aushärtung     zurückzubilden:

       Die Abkühlung muss in oder mit einem  festen, flüssigen oder gasförmigen Mittel    oder einer Kombination von     Mitteln    erfolgen,  deren     Abschreckfähigkeit    so hoch ist, dass  auch im gern des dicksten vorkommenden       Querschnittes        eineAbkühlungsgeschwindigkeit     erreicht wird,     welche    grösser als     die    kritische  Abkühlungsgeschwindigkeit ist;

   die Zeit, wie  lange die einzelnen Mittel angewendet wer  den, ihre Reihenfolge und ihre Temperatur  soll so eingerichtet werden, dass das Ab  schreckgut nicht so     lange    unterhalb der       Warmaushärtungstemperaturen    vor Beginn  der Warmaushärtung bleibt, dass bereits eine  merkliche Kaltaushärtung eintreten kann.  



  Die schädliche     Wirkung    einer Kalt  aushärtung beschränkt sich nicht auf die bis  her hauptsächlich :aufgeführte     Verzögerung     der Warmaushärtung und die     Verminderung     besonders der Streckgrenzen- und Härte  werte.     Zum    Beispiel ist die Korrosionsbestän  digkeit einer Legierung     im    rein warmausge  härteten Zustand höher, als wenn noch ein     -          v-enn    auch kleiner - Teil     Kaltaushärtung     vorhanden ist.

   Das ist aus elektrochemischen       Überlegungen    leicht vorstellbar, weil damit in  der Grundmasse nicht nur eine, sondern zwei  zusätzliche Phasen (Kaltaushärtung und  Warmaushärtung) vorhanden sind.         Beispiel   <I>7:</I>  -     Al-Mg-Si-Legierung    nach DIN 1713.

   Ver  glichen wurde das bei einer     Korrosionsbean-          spruchung    geeignet geformter Proben in n/2       N        aCl-Lösung,        verstärkt        durch        1/2%        tone.        HCl,     freiwerdende Gasvolumen, einmal bei Pro  ben, welche nach den Vorschriften der Erfin  dung, beispielsweise durch Abschrecken in  Öl von 150  C und sofortigem Altern bei die  .

       ser    Temperatur hergestellt, zum andern bei       I'r    oben, welche in der üblichen Weise in  Wasser abgeschreckt, jedoch zur Beschleuni  gung der Erwärmung in Öl von     1501"C        er-          wärmt    wurden. Die Zeiten waren 4, 8, 16 und  72 Stunden. Die Härtewerte sind im Beispiel.  2 wiedergegeben. Die folgende     Zusammen-          stellung    enthält die     Volumeneinheiten    Gas für  die beiden     Herstellungsarten,    welche in drei  Stunden     Korrosionsbeanspruchung    abgegeben  werden.

      
EMI0012.0001     
  
    Aushärtungsdauer <SEP> bei <SEP> 150  <SEP> C <SEP> : <SEP> 4 <SEP> 8 <SEP> 16 <SEP> 72 <SEP> Stunden
<tb>  Wasserabgeschreckt, <SEP> in <SEP> Öl <SEP> erwärmt <SEP> 25,5 <SEP> 21 <SEP> - <SEP> 17 <SEP> 14
<tb>  In <SEP> Öl <SEP> von <SEP> 150  <SEP> C <SEP> abgeschreckt <SEP> 13,5 <SEP> 13 <SEP> 12 <SEP> 12       Die Korrosionsbeständigkeit ist also offen  bar bei den nach dem erfindungsgemässen  Verfahren     bekannteichen.    Proben erheblich  verbessert,     -und    zwar ist die     Verbesserung        wie     bei den Festigkeitswerten bei den kurzen     Aus-          härttmgszeiten    am grössten,

   weil sich die  wenn auch geringe     Kaltaushärtung    verzö  gernd auf den Verlauf der folgenden     Warm-          aushärtung    auswirkt.  



  Die bisherigen Betrachtungen gelten der  Phase der     Warmbehandlung    zwischen dem  Lösungsglühen und dem Beginn der Warm  aushärtung. Die bisherigen Beispiele zeigten,  welche Massnahmen ergriffen werden können,  um beim Beginn der Warmaushärtung sicher  zustellen, dass der     unterkühlte    .Mischkristall  noch unverändert vorliegt. Es ist nun darzu  legen, welche Schlüsse sich für den weiteren  Verlauf der Warmaushärtung aus den.     zwei          Grundbedingungen    der Erfindung ergeben.  



  Bisher wurde vorausgesetzt,     dass    die Warm  aushärtung, sobald sie einmal begonnen wor  den sei, ohne weitere Unterbrechung und bei  derselben Temperatur bis zu der gewünschten       Aushärtungshöhe        fortgesetzt        wird.    In der  Praxis tritt nun in manchen Fällen das Be  dürfnis auf, eine mehr oder weniger lange  Lagerzeit bei Raumtemperatur nach dem Lö  sungsglühen einzuschalten.

   Auf Grund der in       Fig.    1 gezeigten Verhältnisse bei     Raumtempe-          raturlagerung    ist während einer     solchen     Pause mit einer mehr oder     weniger    vollstän  digen Kaltaushärtung zu rechnen, solange  keine Massnahmen getroffen werden, die Kalt  aushärtung zu unterbinden. Nach einer sol  chen Pause wird bei den bisherigen Verfahren  der volle Wert der     Warmaush>irtung    nicht  mehr erreicht, sonderte die mit .der Kalt  aushärtung bereits erreichten Werte werden  nur noch     umwesentlich    überschritten.  



  Die sich daraus ergebende Forderung,  dass vor     Beendigung    der Warmaushärtung  keine bleibende Veränderung des     unterkühl-          ten        Mischkristalles    bei einer     anderit    Tempera-         tur    stattfinden darf, kann jedoch auch im  Falle einer gewünschten Unterbrechung der  Warmaushärtung erfüllt werden. Die Grund  lage für die dabei zu     ergreifenden    Massnah  men     liegt    in einer weiteren Erkenntnis über  die gegenseitige Beeinflussung der Kalt- und  der Warmaushärtung.

   Es ist auf     Grund    der  in der Einleitung entwickelten theoretischen  Vorstellungen möglich, vorauszusagen, dass  auch die     Kaltaushärtung    nur dann ungestört  ablaufen kann, wenn sie von dem unterkühl  ten Mischkristall     ausgehen    kann.

   Eine Ver  änderung im unterkühlten Mischkristall bei  Temperaturen im Gebiet der reinen Warm  aushärtung wird eine bestimmte Menge an       Faltaushärtung        verhindern.    Eine Haupt  wirkung einer solchen Veränderung im unter  kühlten     Mischkristall    kann analog zu den Ver  hältnissen bei einer     Vorveränderung    vor der       Warmaushärtung    in einer     Verzögerung    der       Kaltaushärtung        erwartet    werden.

   Bei der  Nachprüfung dieses Gedankens zeigte es sich,  dass diese Verhinderung und Verzögerung der       Kaltaushärtung    durch überraschend niedere       Warmaushärtungsbeträge    möglich ist. Es wäre       nämlich    zunächst zu erwarten, dass z. B. die  Warmaushärtung bis zu einer über die mit  ,der Kaltaushärtung erreichbare Härte hinaus  gehende Härtesteigerung getrieben werden  müsse, -am die     beabsichtigte    Wirkung zu er  zielen. Denn der Gesamtbetrag der - Härte  steigerung durch     Warmaushärtung    ist viel  grösser als der durch eine Kaltaushärtung.  



  Die     Fig.    2 zeigt die wirklichen Verhält  nisse an einer     'Al-i#Ig-Si-Legie'rung    nach DIN  1713, deren     Zusammensetzung    die folgende  war: 0,02     1/o        Cu;    0,66 % Mg;

   0;72     1/o        Mn;     1,00 %     Si.    Blechabschnitte     aus    dieser     Legie-          iung        wurden    1,25 Stunden bei 5400 C lösungs  geglüht., ein Teil davon dann in kaltem  Wasser abgeschreckt (bezeichnet     mit     Wasser  abgeschreckt ), andere Teile wurden in Öl  von 1500 C abgeschreckt und darin einige Mi  nuten ,gehalten, in kaltem Wasser abge-      schreckt, das heisst also die Warmaushärtung  in verschiedenen Anfangsstadien     unterbro-          ehen,    und dann bei Raumtemperatur die  Härteänderungen beobachtet.  



  Die Härtekurve der Raumtemperatur  aushärtung nach     Wasserabschrecken    beginnt  wahrscheinlich bei etwas zu hohen Härte  werten, weil keine Härtemessungen sofort  nach dem Abschrecken gemacht wurden. Es  zeigt sich, dass nach einer Stunde 58     kg/mm2,     nach     151/2    Stunden 70, nach 41 Stunden 74  und nach 84 Stunden 78     kg/mm2        Brinell    er  reicht sind.  



  Die nur eine Minute bei 150  C     warm-          -ehärtete    Probe hatte eine Ausgangshärte  <B>i</B> aus.,  von nur 43     Brinell,    also erheblich weniger als  eine in Wasser abgeschreckte. Die Härte  stieg während 1 Stunde bis auf 53 an. Nach  einer reinen Warmaushärtung von 10 Minu  ten Dauer, erzielt -durch Abschrecken in Öl  von 150  C und     10minutigem    Halten auf die  ser Temperatur (Bedingung 1 und 2 für das  Erreichen der     Warmaushärtetemperatur    er  füllt) wurde nach dem Abschrecken in Wasser .  eine Härte von 58     kg/mm9    gemessen.

   Diese  Härte steigt nun nicht etwa bei Raumtempe  ratur an, sie geht eher in den ersten Stunden  um etwa 1 bis 2     kg/mm2    zurück. Bis zu etwa  9 Stunden Lagerung bei Raumtemperatur  werden immer Härtewerte     zwischen    56 und  58     kg/mm2    gemessen. In derselben Zeit ist, die       U.ärte    der wasserabgeschreckten Probe über  den Wert von 58     kg/mm2,    den sie nach einer    Stunde erreicht hat, weiter hinausgegangen.  Die Warmaushärtung von 10 Minuten Dauer  liefert also :ein Material, das bereits nach  einer Stunde Dauer weicher ist als entspre  chendes wasserabgeschrecktes Material.

   Ein  leichtes Ansteigen der Härte nach etwa     151/2     Stunden zeigt an, dass nunmehr die bisher  vollständig verhinderte     Kaltaushärtung    lang  sam beginnt anzulaufen.  



  Eine der weiteren Proben wurde nach Ab  schrecken in Öl von 150  C 20 Minuten bei  dieser Temperatur warmausgehärtet. Nach  dem anschliessenden Abschrecken in Nasser  wies sie eine Härte von etwa 70     kg/mm2    auf.  Diese Härte ging in ähnlicher Weise     wie    bei  der     10-Minuten-Probe    eher etwas zurück.  Selbst bei 84 Stunden ist sie immer noch  69     kg/mm2,    während zu dieser Zeit die       wasserabgeschreekte    Probe bereits 77,5     kg/mm2     Bärte erreicht hat.  



  - Bei dieser Versuchsreihe wurden     immer     nach bestimmten Zeiten sowohl die wasser  abgeschreckten als auch die bereits kurze Zeit  warmausgehärteten Proben dann 15 Stunden  bei 152  C ausgelagert. Bei dieser langen Aus  h.ä.rtezeit ist eine     gewisse    Ausgleichung der  Einflüsse der     Kaltaushärtung    zu erwarten,       weil    die Wirkung der Verzögerung ziemlich       ausgeglichen    ist. Wie die folgende Zahlen  tafel zeigt, ist die     Schädigung    der     -Warm-          aushärteeffekte    durch die bei den wasser  abgeschreckten Proben eingetretene Kalt  aushärtung sehr gross.

      a)     Brinellhärte.    Nach 15 Stunden 152  C anschliessend an eine     Raumtemperaturlagerungvon     
EMI0013.0037     
  
    Behandlung <SEP> 0 <SEP> 1 <SEP> 151/2 <SEP> 41 <SEP> 84 <SEP> Std. <SEP> Dauer
<tb>  5400 <SEP> C/Wasser <SEP> 200 <SEP> C <SEP> 114,5 <SEP> 95,5 <SEP> 89 <SEP> n. <SEP> b. <SEP> 88
<tb>  540  <SEP> C/Öl <SEP> 150  <SEP> C/ <SEP> 1 <SEP> min <SEP> n. <SEP> b. <SEP> 100 <SEP> n. <SEP> b. <SEP> n. <SEP> b. <SEP> n. <SEP> b.
<tb>  540  <SEP> C/Öl <SEP> 150  <SEP> C/10 <SEP> min <SEP> _ <SEP> n. <SEP> b. <SEP> n. <SEP> b. <SEP> 110 <SEP> n. <SEP> b. <SEP> n. <SEP> b.
<tb>  540  <SEP> C/Öl <SEP> 150  <SEP> C/15 <SEP> min <SEP> n. <SEP> b. <SEP> n. <SEP> b. <SEP> n. <SEP> b. <SEP> 116 <SEP> n. <SEP> b.
<tb>  540  <SEP> C/Öl <SEP> 150  <SEP> C/20 <SEP> min <SEP> n. <SEP> h. <SEP> n. <SEP> b.

   <SEP> n. <SEP> b. <SEP> n. <SEP> b. <SEP> 117       Die Schädigung durch die Raumtempera  turlagerung ist bei der wasserabgeschreckten  Probe nach einer Stunde 19     kg/mm-2,    nach       751/2    Stunden 25,5     und    bei 84 Stunden  26,5     kg/mm2        Brinell.            b)    Zugfestigkeit und     Streckgrenze.     



  Die     Streckgrenze    im wasserabgeschreckten  und unmittelbar im Luftofen warmausgehär  teten Zustand betrug nach 15     Stunden    152  C  31,0     kg/mm2;    die Zugfestigkeit 36,2     kg/mm2.         Nach 84 Stunden Raumtemperatur 15 Stun  den 152 C ausgehärtet war die     ,Streckgrenze     auf 20,0     kg/mm2    und. die Zugfestigkeit auf  32,6     kg/mm2    zurückgegangen.

   Die     zunächst     20     Minuten    warmausgehärtete Probe, die       ebenfalls    84 Stunden bei     Raumtemperatur          ausgelagert        wurde,    wobei sie eine um etwa  7.     kg/mm2    niedere Härte als die wasserabge  schreckte (und kaltausgehärtete) Probe vor  dem     Warmaushärten    aufwies, hatte nach dem       Warmaushärten    (15     Stunden    bei 152  C) eine       Streckgrenze    von 31,0     kg/mm2    und eine Zug  festigkeit von 38,6     kg/rüm2.     



  Die vorweggenommene Warmaushärtung  hat     genügt,    um die Kaltaushärtung während  der     Ruhepause        vollständig    zu. verhindern, wie  die     besonders    .empfindliche Streckgrenze deut  lich     zeigt.     



  Um die Bedingungen für den     ungestörten     Verlauf der     Warmaushärtung    auch für den  Fall zu     erfüllen,    dass vor dem Ende der       Warmaushärtung    eine     Lagereuig    bei Raum  temperatur     erfolgen.    soll, genügt es, vor dem  Abkühlen auf     Raumtemperatur    so lange warm  auszuhärten (wobei die     Bedingungen    der Er  findung eingehalten werden müssen), bis da  mit eine     Härtesteigerung    erreicht wird, welche       derjenigen        entspricht,

      welche nach Wasser  abschreckung     und        Raumtemperaturlagerung     in der Länge der     beabsichtigten    Zwischenlage  rung bei Raumtemperatur     erreicht    werden  würde. Um ein Beispiel zu geben: Ein be  stimmter Fertigungsgang, der erst nach dem       Lösungsglühen,    aber vor dem Ende der    Warmaushärtung vorgenommen werden soll,  beansprucht -einen Zeitraum von etwa 24  Stunden einschliesslich Warte- und Transport  zeiten. Gesucht wird die Zeit der ersten  Warmaushärtung.

   Man geht so vor: An Hand  von Proben, welche von :der     Lösungsglüh-          temperatur    aus in Wasser abgeschreckt und  bei Raumtemperatur 24 Stunden liegen blei  ben, stellt man die Härte 1124h fest. Sie sei  beispielsweise 70     Brinell.    Nun schreckt man  Proben (bei Legierungen mit genügendem       Mn-Gehalt)    in Salz oder Öl oder auf ähnliche  Weise auf .die gewünschte     Warmaushä.rte-          temperatur    ab und hält sie auf dieser einige  Minuten und stellt nach     dem    Abschrecken  fest, bei welcher Haltezeit 70     Brinell    erreicht  werden.

   Diese Zeit ist .die maximal notwen  dige, um in der beabsichtigten Pause die Kalt  aushärtung zu unterdrücken.  



  Die folgenden. zwei Beispiele zeigen die  Wirkung einer solchen präventiven Warm  aushärtung auf die Festigkeitswerte einer  Warmaushärtung mit relativ kurzen Aus  härtezeiten.  



  <I>Beispiel 8:</I>       Al-Mg-Si-Legierung    nach DIN 1713. Zu  sammensetzung: 0,02     0/a        Cu;    0,79     %        112g;     0,79      /o    Mn; 0,93      /a        Si.        Lösungsglühungs-          temperatur    550  C, Dauer: 1 h.

   Die     Legierung     sollte 21 Tage bei Raumtemperatur gelagert  werden, ehe sie     warmausgehärtet        wird.    Für     die          Warmaushärtung    war vorgesehen: eine Tempe  ratur von 180  C und eine Zeit von 2 Stunden.  



  Es wird erzielt ohne Pause:  
EMI0014.0061     
  
    Streckgrenze <SEP> Zugfestigkeit
<tb>  kg/mm2 <SEP> kg/mm2
<tb>  a) <SEP> durch <SEP> Wasserabschreckung <SEP> und <SEP> Luftofenerwärmung <SEP> 31,0 <SEP> 36,5
<tb>  b <SEP> j <SEP> durch <SEP> Abschrecken <SEP> in <SEP> Öl <SEP> 180  <SEP> C <SEP> 34,2 <SEP> 35,9
<tb>  Der <SEP> wasserabgeschreckte <SEP> Blechabschnitt <SEP> aus <SEP> dieser <SEP> Legierung,
<tb>  welcher <SEP> 21 <SEP> Tage <SEP> bei <SEP> Raumtemperatur <SEP> kaltaushärtete, <SEP> erreichte
<tb>  in <SEP> diesem <SEP> Zustand:

   <SEP> 25,4 <SEP> 31,7
<tb>  Nach <SEP> anschliessendem <SEP> Warmaushärten <SEP> (2 <SEP> Stunden <SEP> 180<B>(1</B> <SEP> C) <SEP> stieg
<tb>  die <SEP> Festigkeit <SEP> nur <SEP> auf <SEP> 26,1 <SEP> 32,9
<tb>  Ein <SEP> Blechabschnitt, <SEP> .der <SEP> in <SEP> Öl <SEP> von <SEP> 180  <SEP> C <SEP> abgeschreckt <SEP> -wurde
<tb>  und <SEP> darin <SEP> 10 <SEP> Minuten <SEP> verblieb, <SEP> hatte <SEP> nach <SEP> 21 <SEP> Tagen <SEP> Raum  temperaturlagerung: <SEP> 21,6 <SEP> 28,6
<tb>  Nach <SEP> anschliessendem <SEP> Warmaushärten <SEP> (2 <SEP> Stunden <SEP> 180  <SEP> C) <SEP> 33,6 <SEP> 34,6         Dieses Beispiel zeigt zwei wesentliche  Erkenntnisse der     vorliegenden    Erfindung:

    Erstens die Tatsache,     dass    die sofortige  Warmaushärtung im Luftofen noch nicht aus  reicht, um die     Kaltaushärtung    restlos     auszu-          schliessen;    die in Öl abgeschreckten Teile zei  gen eine -um 3,2     kg/mm2    höhere     Streckgrenze;     zweitens zeigt dieses Beispiel die Unter  drückung der Kaltaushärtung während einer  Zwischenlagerung bei Temperaturen, welche  tiefer als die     Warmaushärtetemperaturen    lie  gen.

   Die Unterdrückung erfolgt durch eine       präventivelnirzzeitigeWarmaushärtung,    durch  welche eine solche     Veränderung    .des unter  kühlten     Mischkristalles    eingeleitet     wird,        ;dass     innerhalb der folgenden     R.aumtemperaturlage-          rung    noch keine     Kaltaushärtung    anläuft.  



  Ein weiterer für die praktische Anwen  dung wichtiger     Prunkt    ist die niederere  Streckgrenze der präventiv warmausgehärte  ten Teile am Ende der     Raumtemperaturlage-          rung.    Die     Verformbarkeit    ist also grösser als  bei den kaltausgehärteten Teilen.  



  <I>Beispiel 9:</I>       Amerikanische    Legierung 61S. Zusammen  setzung wie in Beispiel 1. LösLmgsglühtempe-         ratur        540     C.     Aushärtetemperatur    178  C.       -lushärtedaiier    1 Stunde. Die Pause sollte 31  Tage dauern. In     dieser    Zeit ist die sollte nach Wasserabschreckung nahezu  vollständig abgelaufen. Die Härte in diesem  Zustand (540/20  C/31 Tage 20  C) beträgt  73,5     Brinell.        Präventiv-Warmaushärtungen     wurden mit folgenden     Aushärtezeiten:    3, 5  und 71/2 Minuten Dauer bei 179  C untersucht.

    Die Anfangshärten waren: bei 3 Minuten: 59;  bei 5 Minuten: 72 und bei     7-1/2:-    74     Brinell.     Die Härte der     3-Minuten-Probe    stieg auf 72,  wie auch zu     erwarten    war, .da die Anfangs  härte viel tiefer als die Härte lag, welche nach       Wasserabschrecken    am Ende .der     Raumtempe-          raturlagerung    erreicht wird (73,5). Die Härte  der     5-Miniiten-Pr        obe    war unwesentlich auf  73,5 angestiegen, diejenige der     71/2-Miniiten-          Probe    dagegen noch unverändert.

      Bei der folgenden     Endwarmaushärtung     wurde die Zeit .der     Präventivwarmaushärtung     von der     Stunde    abgezogen, die     3-12inuten-          Probe    also 57, die     5-Minuten-Probe    entspre  chend 55 und die     71/2-Minuten-Probe        521/2,     Minuten bei 178  C ausgehärtet.

   Die Erwär  mung aller Proben erfolgte im     Salzbad.     
EMI0015.0050     
  
    Propr. <SEP> Gr. <SEP> Streckgr. <SEP> Zugfestigk.
<tb>  Wasserabgeschreckt, <SEP> 31 <SEP> Tage <SEP> 20  <SEP> C/1 <SEP> h <SEP> 178  <SEP> C <SEP> 18,5 <SEP> 18,1 <SEP> 29,3
<tb>  Salz <SEP> 178<B>0</B> <SEP> C <SEP> 3 <SEP> min/200 <SEP> C <SEP> 31 <SEP> Tage/57 <SEP> min <SEP> 178<B>0</B> <SEP> C <SEP> 15,4 <SEP> 24,0 <SEP> 32,1
<tb>  Salz <SEP> 178<B>0</B> <SEP> C <SEP> 5 <SEP> min/200 <SEP> C <SEP> 31 <SEP> Tage/55 <SEP> min <SEP> 178<B>0 <SEP> 0</B> <SEP> 23,2 <SEP> 27,9 <SEP> 32,8
<tb>  Salz <SEP> 178<B>11</B> <SEP> C <SEP> 71/2 <SEP> min/200 <SEP> C <SEP> 31 <SEP> Tage/521/2 <SEP> min <SEP> 178<B>0</B> <SEP> C <SEP> 24,8 <SEP> 29,4 <SEP> 33,

  0       In diese Zahlentafel ist die     Proportionali-          tätsgrenze    bestimmt als     ss    0,01 aus Fein  dehnungsmessungen     mitaufgenommen.     



  Wie in Beispiel 6 aufgeführt,     beträgt    die  Streckgrenze bei     Wasserabschreck-    und     Luft-          ofenaushärtung    27,3     kg/mm2    und die Zug  festigkeit 32,3; diese Werte werden mit Hilfe  der     Präventivwarmaushärtilng    von 5 Minuten  178  C     gut    erreicht und mit der von 71/2     Mi-          riuten    übertroffen.  



  Die     Präventivwarmaushärtung    kann nur  bei solchen Legierungen und Temperaturen    angewendet werden, bei denen die Warm  aushärtung in einem einstufigen Vorgang  unmittelbar aus dem unterkühlten Misch  kristall abläuft. Beispielsweise ist es nicht  möglich, sie bei den     Al-Cu-    oder     Al-Cu-1VIg-          Legierungen    und ähnlichen     Legierungen    an  zuwenden, bei welchen die üblichen Warm  aushärtetemperaturen noch im Grenzgebiet  mit aufeinanderfolgender Kalt- und Warm  aushärtung liegen.

   Hier würde eine kurz  zeitige Alterung bei     Waranaushärtetempera-          turen    nur eine Kaltaushärtung verursachen,      welche natürlich nicht in der, Lage ist, die  Aushärtung bei Raumtemperatur in. dem  hier gewünschten Sinne zu beeinflussen. Der  Einfluss der     Ratuntemperatur    ist im übrigen  trotz der bekannten     Rückbildungserscheinung     auch bei den     Al-Cu-yI@g-Legierungen    nachzu  weisen, die Rückbildung ist an und für sich  nicht vollständig.



  Process for artificial aging of precipitation hardenable metal alloys. ' The present invention is concerned with the artificial aging of such precipitation-hardenable alloys,

      which age spontaneously after being quenched from the temperature of the solution annealing at room temperature and at which such cold hardening at both temperatures of hot hardening is not or only incompletely restored. Preferably, the invention should be applied to those alloy, ingen and tempe ratures at which the '6 #' hardening and thus the change in the supercooled mixed crystal takes place as a one-step process.



  The above-mentioned requirements apply, for example, to aluminum layers of the Al-Mg-Si type. These alloy rings are both cold and artificially age-hardened. For a long time it was unknown whether these alloys show any regression of the work hardening at higher temperatures.

   Only recently has it been found that at temperatures which are at least 25 to 45 higher than the highest conventionally used artificial hardening temperatures, a partial regression takes place.



  The commercially available aluminum alloys of this type contain magnesium, silicon and silicon as the most important alloying elements in such an amount that the sum of the two elements is generally between 1 and 3 / a.

      Any change in the structure of the under-cooled mixed crystal (separation or preparation for it and / or single-phase disintegration), which takes place at temperatures other than the hot hardening temperatures and does not decrease after they have been reached, therefore appears to be detrimental to hot hardening because it prevents the part of the mixed crystal affected by the changes from hardening when hot. With all alloys,

   at which the temperature of the artificial hardening is not yet sufficient to reverse a cold hardening that has already occurred, i.e. the cure. If the supercooled mixed crystal is ready to be produced again, apart from the precipitations caused by too slow quenching at higher temperatures, any single-phase separation (cold hardening) at lower temperatures must be prevented.



  Magnetic measurements on copper-containing. Aluminum have already led to the view that cold hardening represents a kind of dead end and that the negative diffusion of the dissolved foreign atoms must therefore be dissolved again before the nucleation as a preliminary stage of heterogeneous precipitation.

    However, the conclusion was not drawn from this that - for those alloys in which the temperature of the artificial hardening is not sufficient to dissolve this negative diffusion (recede), any cold hardening must be avoided before the artificial hardening begins. In general, the opinion is, in any case, represented that cold hardening is a preliminary stage of hot hardening;

   there are even leggi.erimgen, z. B. the group Al-Zn-Mg-Cu, in which the hardening at temperatures above 100 C to higher strengths. leads if the alloys are hardened cold beforehand at frame temperature.



  The present invention is based on he knowledge of the disintegration kinetics of the cooled mixed crystal, which must be shown next.



  The aluminum mixed crystal (as an example of a mixed crystal) is able in the solid state at higher temperatures just below the melting point of the lowest melting eutectic of one or more alloying elements with the Al to absorb (dissolve) significantly higher contents of these alloying elements than around room temperature . The solid solution (saturated mixed crystal) produced by annealing at these temperatures (solution annealing)

   can under certain circumstances (sufficiently high cooling rate) be brought to lower temperatures without changing the constitution of the solid solution immediately (supercooling). At these lower temperatures, the solubility is smaller, so the mixed crystal is oversaturated and does not correspond to the state of equilibrium that would have to be established at this temperature.

   If the supercooling temperature is kept constant, then the unstable supercooled mixed crystal strives with a certain time law which is characteristic for the temperature in question, a certain state of equilibrium which is again characteristic for the temperature in question. Under certain circumstances, two or more processes can take place simultaneously or one after the other at the same temperature before the equilibrium is reached.



  A highly schematic picture of the temperature dependency of the decay kinetics of the subcooled mixed crystal would look something like this: Apart from the respective boundary areas, three major temperature areas are to be distinguished: In case of subcooling, to temperatures between about 400 and 300, whereby these Numbers should only be used as rough reference values, there is a pure elimination of the excess phase.

    At the same time, the hardness decreases during the isothermal change of the supercooled mixed crystals (isothermal soft annealing). After a more or less broad transition area, the actual artificial hardening area follows at temperatures between around 220 and 150 C, which is characterized by the fact that the hardness and other strength values increase very sharply (and possibly again when overaging to go back).

   The actual cold curing then takes place at lower temperatures down to room temperature and below. In the case of individual alloys, such as B. in the Al-Cu-Mg alloys, a border area extends in .dem both a cold as a -V # @ 'armatishhardening runs sequentially, up to about 200 ", with Al-Ag to about 180 C. This border area, in which the hardening takes place in two clearly separated phases, has probably contributed to supporting the previous view of a multi-stage character of artificial hardening.

   But even with the specified alloys, there is a temperature range above the specified temperatures in which the artificial hardening takes place directly from your mixed crystal as a one-step process.



  The most important knowledge for the invention is that the artificial hardening is the process which takes place directly in the case of an isothermal change in the supercooled mixed crystal at temperatures of the artificial hardening; that it therefore exposes the presence of an unchanged supercooled mixed crystal to its undisturbed process; that on the other hand, the cold curing can only proceed undisturbed if the mixed crystal is still present in the unchanged, sub-cooled state when room temperature is reached.



  If the above view of artificial hardening is correct, the phenomena of artificial hardening must even then and under certain circumstances, as will be shown, take place even more clearly if the usual cooling down to room temperature is dispensed with before artificial hardening. A number of examples of this are given below.

           Example <I> 1: </I> American alloy 61.S (0.25% Cu; 1.17% Mg; 0.7% Si;

          0.25% Cr). Sections of sheet metal made from this alloy were quenched in a molten salt bath at a temperature of 178 C after they had previously been solution annealed at 530 C. After three minutes, the first sample was taken and quenched in cold water; it had a hardness of 59 Brinell.

   A second sample taken after five minutes had already 66.5 Brinell, a third sample taken after 7.5 minutes 74; a fourth after 15 minutes 91; a fifth after 30 minutes 101; a sixth after 60 minutes i 105; a seventh after 120 minutes already 107; an eighth after 210 minutes 107 and a ninth after 360 minutes 108 Brinell. <I> Example 2: </I> German Al-Mg-Si alloy according to DIN 1713.

   Samples from a pre-rolled sheet of this alloy were solution-annealed for 2½ hours at 560 to 570 in a huffel furnace, then some of the samples were quenched in water, dried and arm-hardened in oil at 150.degree. The second part of the samples was quenched directly in oil at 150 ° C and. thermoset therein. After various times, a sample of the water-quenched and reheated series and the series quenched directly in oil were taken from the oil and cooled in water.

   The following table contains the hardness values according to the different times.
EMI0003.0044
  
    Warm curing time <SEP> in <SEP> hours: <SEP> 1 <SEP> 2 <SEP> 4 <SEP> 8 <SEP> 16 <SEP> 72 <SEP> hours.
<tb> water quenched, <SEP> warms up <SEP> in <SEP> oil <SEP> 102.5 <SEP> 109 <SEP> 111.5 <SEP> 116.5 <SEP> 120 <SEP> 120.5
<tb> Deterred <SEP> in <SEP> <B> oil </B> <SEP> 150 <B> 0 </B> <SEP> C <SEP> 104; 5 <SEP> 108 <SEP> 113, 5 <SEP> 117.5 <SEP> 119.5 <SEP> 120.5 Example <I> 3: </I> This example is intended to prove that:

  The same principle also applies to other aluminum alloys, that is, artificial hardening can start directly from the solid solution, which is only supercooled to the temperature of the artificial hardening, and that it is not necessary to first quench to room temperature and then cold hardening at lower temperatures Temperatures to begin with, for the purpose of initiating the following thermal curing process. This example is also intended to show that curing at such temperatures

   which is generally used for the hot-hardening of Al-Cu-Mg alloys who is not a one-step process, but is composed of a hardening of the type of cold hardening (up to about 40 minutes at 160 C) and is followed by a section during which the physical values do not change (up to about 5 hours at 160 C) and the final stage consists of curing of the artificial curing type.

        3a) Hardening in a temperature range in which only hardening of the artificial hardening type takes place:
EMI0004.0002
  
    Temperature: <SEP> 220 <SEP> C
<tb> Warm curing time <SEP> 5 <SEP> sec <SEP> 20 <SEP> sec <SEP> 1 <SEP> min <SEP> 5 <SEP> min <SEP> 15 <SEP> min
<tb> Brinell hardness <SEP> 92.5 <SEP> 97.0 <SEP> 101.3 <SEP> 114.7 <SEP> 116.9
<tb> Artificial curing time <SEP> 25 <SEP> min <SEP> 40 <SEP> min <SEP> 45 <SEP> min <SEP> 55 <SEP> min <SEP> <B> .60 </B> <SEP > min
<tb> Brinell hardness <SEP> 120 <SEP> 122 <SEP> 125.5 <SEP> 125.7 <SEP> 125.8
<tb> Artificial curing time <SEP> 70 <SEP> min <SEP> 80 <SEP> min
<tb> Brinell hardness <SEP> 126 <SEP> 126
<tb> Artificial curing time <SEP> 65 <SEP> min
<tb> Yield strength <SEP> 40.4 <SEP> kg / mm2
<tb> Tensile strength <SEP> 51.9 <SEP> kg / mm2 <B> 3b)

  </B> - Hardening in a temperature range in which 1. hardening of the cold hardening type occurs and, after a more or less long interval, 2. hardening of the arm hardening type takes place.



  Temperature: 160 C
EMI0004.0008
  
    Warm curing time <SEP> 5 <SEP> sec <SEP> 20 <SEP> sec <SEP> 1 <SEP> min <SEP> 5 <SEP> min <SEP> 10 <SEP> min
<tb> Brinell hardness <SEP> 96.3 <SEP> 102 <SEP> 106 <SEP> 109.6 <SEP> 113
<tb> Artificial curing time <SEP> 40 <SEP> min <SEP> 3 <SEP> hours <SEP> 5 <SEP> hours <SEP> 10 <SEP> hours <SEP> 32 <SEP> hours <SEP > 96 <SEP> Sud.
<tb> Brinell hardness <SEP> <B> 113.5 </B> <SEP> 116 <SEP> 114 <SEP> 117 <SEP> 123 <SEP> 130
<tb> Yield strength <SEP> (0.2.1 / o) <SEP> kg / mm2 <SEP> 31.1.

   <SEP> 30.2 <SEP> 31.3 <SEP> 32.6 <SEP> 39.7 <SEP> 44.0
<tb> Tensile strength <SEP> kg / mm2 <SEP> 46.2 <SEP> 45.4 <SEP> 45.6 <SEP> 48.7 <SEP> 54.8 <SEP> 53.1 The first stage up to 10 minutes belongs to the type of cold hardening, which results in particular from the low ratio of the yield point to the tensile strength X 100, which is characteristic of natural aging. For example, after 40 minutes this ratio eats: 67.5 017o; after 3 hours: 66.5 017o; after 5 hours:

       68.711 / o; after 10 hours: 67.0%, but after 32 hours already 72.611 / o and after 96 hours after hardening of the hot hardening type has occurred:

  <B> 83 </B> 11170. A stretch limit ratio of this value is characteristic of hardening of the hot hacking type, as can also be seen from other examples, such as example 3a, where the ratio after 65 minutes is 220 C 78 017o.



       In all of the examples given, after quenching in a quenching agent (salt or oil at about the hot hardening temperature), which definitely prevents any change at temperatures below hot hardening, all effects of hot hardening occur. This proves that the artificial hardening is formed directly from the supercooled mixed crystal at the relevant temperature, so that no precursors are necessary.



  So if artificial hardening is a process that takes place directly from the supercooled mixed crystal at the artificial hardening temperatures, then every change that occurred in the supercooled mixed crystal before the end of the artificial hardening must be different. Make the temperature noticeable.

   The effect of such an irreversible change in the sub-cooled mixed crystal can be predicted on the basis of simple considerations. According to results on other systems that strive for equilibrium at constant temperature, it can be assumed that this will delay hot curing.

   The strength values will be smaller, firstly because the hardening proceeds more slowly and, secondly, because every other change in the subcooled mixed crystal leads to lower strength values. Precipitation at higher temperatures leads to very low strength properties, as can be seen from the fact that soft annealing takes place at these temperatures. But even cold hardening only causes an increase in strength, which is significantly lower than the values that can be achieved with hot hardening.

   It is also to be expected that the corrosion resistance will be adversely affected if, in addition to the pure artificial hardening phase, there is a second phase with a different electrochemical potential.



  This results in the main rule of the present invention: The alloys must be brought from solution annealing to the temperature of artificial hardening in such a way that a change in the structure of the supercooled mixed crystal has not yet occurred at a different temperature and at least as much at the artificial hardening temperature long who held the until artificial hardening has occurred, which at least temporarily prevents the cold hardening at temperatures lower than the temperature of the hot hardening ver.



       Basically there are two. To differentiate between types of such disruptive changes in the mixed crystal, the easiest way to distinguish between them is by specifying the temperatures: 1. Changes at temperatures above the Warmaushärtimg Temperaturen.



  2. Changes in temperatures below the artificial aging temperatures. Structurally speaking, the change at the higher temperatures consists in the elimination of the excess phase. In practice, it can occur when the quenching speed from the solution annealing was less than the critical quenching speed.

   The critical quenching rate is defined as the rate of cooling at which no precipitations or preparations for this or other changes occur at temperatures which are above the hardening temperatures. The critical speed is obviously a function of the respective alloy.

   It is still largely unexplored in light metals; so far it is only certain; that manganese, probably as a result of the formation of something different. -Modification of the exiting phase, which reduces the critical speed. It follows that the manganese content or, if manganese is omitted, the content of those elements which are to replace Mn (e.g. chromium), both the thickness of the piece and the quenching ability of the quenching bath used must be adapted.

   With. In other words: the content of manganese and / or other elements that promote hypothermia soot the actual quenching speed under the given conditions (given by workpiece thickness and quenching ability:

  of the quenching agent) must be adjusted so that the critical speed is at most as great as the actual quenching speed.

   Therefore, the practically manganese-free American Al-Mg-Si alloys, which contain only about 0.25% chromium in place of the missing Mn, use a cooling agent with a higher chipping ability with the same wall thickness in order to remove these precipitates suppress,

   than with the alloys according to DIN <B> 1713 </B>, which can contain up to 1.5 / 0 Mn.



  At lower temperatures, the structural changes in the solid solution persist. general view in a one-phase segregation, the cold hardening. There is always the risk of such changes if the hot curing is finished with cooling down to room temperature without any measures being taken to suppress the cold curing.

   In the case of the alloys to which the invention relates, when reheating to the artificial hardening temperature, the previous cold hardening is only incompletely restored or not at all. In the case of these alloys, before the end of the warm hardening, the temperature of the artificial hardening may only be undercut for so long and only so far as no cold hardening occurs, if the best values of the artificial hardening are to be achieved.

    



  The simplest differentiation between the types of hardening: Cold hardening and Warmai, ishärtimg results from the properties of the workpieces treated accordingly; In the case of cold hardening, the tensile strength, the ratio of the yield point and hardness are lower than in the case of artificial hardening, while the corrosion resistance in the case of cold hardening is higher than in the case of hot hardening. The microscopic examination enables a further distinction;

   With most of the M-poor hardened Al alloys, signs of the incipient precipitation can already be seen in the microscope with suitable etching, but not yet with cold-hardened Al alloys. Finally, the X-ray examination reveals further distinguishing features.



  The knowledge on which the invention is based gives rise to a series of regulations for the various phases of curing, such as quenching. Reaching the hot hardening temperature, holding the same, interrupting hot hardening for a certain time, etc., which will be explained using examples. The quenching agents used for cooling from the solution annealing temperature must have the highest possible quenching effect because of the first condition (no precipitation at higher temperatures).

   Since water with or without additives at room temperature has the greatest possible quenching ability, it could be deduced from the first condition that the previously customary quenching in cold water is best suited for the quenching according to this invention. The second condition (no cold hardening at lower temperatures) is not the case with the methods that have been customary up to now, in which at best hardening takes place a few minutes after quenching in an air oven, but in which there is usually a much longer pause between quenching and reheating Fulfills.

      To show this, one only needs to refer to the following examples. <I> Example 4: </I> Al - Mg - Si alloy with Mn analysis 1.18% Mg ,; 1.22% Si;

          0.60% Mn. One part each was quenched in water from a dissolving annealing temperature of 5.10 C and immediately hot-hardened in an air oven (drying cabinet) without any break, the other part quenched in salt or oil at the hot hardening temperature and also hardened in the lift furnace.

    
EMI0006.0059
  
    Brinell hardness <SEP> yield point <SEP> tensile strength <SEP> fracture d.
<tb> kg / mm2 <SEP> kg / mm2 <SEP> l <SEP> = <SEP> <B> 50 </B> <SEP> mm
<tb> a.) <SEP> curing temperature: <SEP> 178-180 <SEP> C
<tb> <I> aa) </I> <SEP> Warm curing time: <SEP> 10 <SEP> minutes. <SEP> water quenched <SEP> 80 <SEP> 19.3 <SEP> 31.7 <SEP> 20
<tb> Salt quenched <SEP> 109 <SEP> 31; 6 <SEP> 36.9 <SEP> 12.5
<tb> Oil quenched <SEP> 109 <SEP> 32.0 <SEP> 37.2 <SEP> ab) <SEP> Artificial curing time <SEP>:

   <SEP> 25 <SEP> minutes.
<tb> Water quenched <SEP> 99 <SEP> 25.6 <SEP> 34.8 <SEP> 19
<tb> Salt quenched <SEP> 117 <SEP> 35.0 <SEP> 38.9 <SEP> 13
<tb> Oil quenched <SEP> 117 <SEP> 35.2 <SEP> 39.1 <SEP> 9
EMI0007.0001
  
    Brinell hardness <SEP> yield point <SEP> tensile strength <SEP> fracture d.
<tb> kg / mm2 <SEP> kg / mm2 <SEP> l <SEP> = <SEP> So <SEP> mm
<tb> b) <SEP> curing temperature: <SEP> 163 <SEP> C
<tb> <I> ba) </I> <SEP> Warm curing time: <SEP> 40 <SEP> minutes.
<tb> Water quenched <SEP> 90 <SEP> 24.2 <SEP> 35.2 <SEP> 19
<tb> Oil quenched <SEP> 117 <SEP> 35.5 <SEP> 40.6 <SEP> 11
<tb> <I> bb) </I> <SEP> Artificial curing time:

   <SEP> 45 <SEP> minutes.
<tb> Water quenched <SEP> 99 <SEP> 26.3 <SEP> 36.3 <SEP> 15
<tb> Water quenched <SEP> 99 <SEP> 25.2 <SEP> 36.1 <SEP> 19
<tb> Salt quenched <SEP> 117 <SEP> 34.0 <SEP> 39.2 <SEP> 13.5
<tb> Oil quenched <SEP> 120 <SEP> 35.9 <SEP> 40.5 <SEP> 14
<tb> c) <SEP> curing temperature: <SEP> 158 <SEP> C
<tb> ca) <SEP> Warm curing time: <SEP> 1 <SEP> hour.
<tb> Water quenched <SEP> 105 <SEP> 26.0 <SEP> 35.1 <SEP> 16.5
<tb> Salt quenched <SEP> 115 <SEP> 32.0 <SEP> 37.0 <SEP> 13
<tb> cb) <SEP> Artificial curing time: <SEP> 2 <SEP> hours.
<tb> Water quenched <SEP> 105 <SEP> 30.5 <SEP> 33.5 <SEP> Salt quenched <SEP> 115 <SEP> 34.0 <SEP> 38.0 <SEP> c <SEP> c) < SEP> artificial curing time:

   <SEP> 18 <SEP> hours.
<tb> Water quenched <SEP> 119 <SEP> 35.0 <SEP> 39.0 <SEP> 12
<tb> Salt quenched <SEP> 123 <SEP> 36.5 <SEP> 39.8 <SEP> 11
<tb> <I> cd) </I> <SEP> Warm curing time <SEP>: <SEP> 48 <SEP> hours.
<tb> Water quenched <SEP> 121 <SEP> 34; 0 <SEP> 37.4 <SEP> 6.5
<tb> Salt quenched <SEP> 123 <SEP> 36.3 <SEP> 39.3 <SEP> 11
<tb> d) <SEP> Artificial curing temperature: <SEP> 148 <SEP> C
<tb> <I> da) </I> <SEP> Warm curing time: <SEP> 54 <SEP> minutes.
<tb> water quenched <SEP> 88 <SEP> 21.4 <SEP> 32.7 <SEP> salt quenched <SEP> 104 <SEP> 27.4 <SEP> 35; 0 <SEP> 16
<tb> db) <SEP> Artificial curing time:

   <SEP> 3 <SEP> hours.
<tb> Water quenched <SEP> 109 <SEP> 29.2 <SEP> 37.1
<tb> Salt-quenched <SEP> 120 <SEP> 32.9 <SEP> 38.8 <SEP> 13 This example shows that the manganese content of the alloy used in connection with the other elements is sufficient for both zvie also when quenching in hot salt or oil:

  at higher temperatures. The first condition is thus fulfilled. The comparison of the hardness values and the values for the yield point with short curing times shows. However, the heating in the air furnace immediately following the water quenching is obviously not sufficient to: The second condition - no change in the mixed crystal at lower temperatures - to be fulfilled.

   The main effect of the associated change is a delay in the start of artificial hardening; the total maximum of the hardening is influenced less. This is shown most clearly in Example 4e, which shows that the very large difference in the case of short curing times in: the hardness and the yield point gradually equalize with longer curing and only 1.5 kg / mm2 at 18 hours and 158 ° C in the yield point.

   With the quenching in salt melt or oil, which have about the same temperature as the artificial hardening, which satisfies the two conditions of the invention, the hardening proceeds undisturbed. The results show that the previous curing times, which are generally specified as around 12 to 20 hours at 160 ° C. and 6 to 10 hours at 180 ° C., can be significantly shortened if the curing process proceeds undisturbed by fulfilling the two conditions of the invention can. At 180 C, curing times of less than one hour are sufficient for full curing.

    to reach; if the yield strength ratio is not to be increased to the maximum possible value, even times of around half an hour are sufficient. These values change somewhat with the total content of Mg + Si, in particular with the content of Si; the higher this is, the faster the hardening seems to proceed.



  This example further shows that in the method according to the invention the so-called overaging, which is characterized by a decrease in the strength values, does not yet occur at 48 hours and 158 ° C., whereas it is already noticeable in the water-quenched samples.



  The numerical values of this example also show that at 150 C one is apparently approaching the lower limit of artificial aging. The difference is getting smaller and smaller, the influence of a previous cold curing seems to disappear. If you compare z.

   If, for example, the difference between the yield strength values achieved according to the invention and the yield strength values achieved by water quenching and air oven heating at a certain value of the yield strength reached, the difference is a measure of the visual damage caused by cooling below half the artificial curing temperature at the various curing temperatures. The value of around 32 kg / mm2 is suitable for this comparison. At 1800 C for 10 minutes, the damage is around 12,

  5 kg / mm2 (that is around 65% of the yield point of the water-quenched state);

   at 1 hour 158 C the damage is 6 kg / mm2 (around 24%) and at 3 hours 148 C it is only 2.7 kg / mm2 (around 9%). The damage can also be:

      for a yield strength value of 34 to 35 kg / mm2 (according to the invention). The result is: at 1.80 C (25 minutes) damage of around 9.5 kg / mm2 (equal to around 37%); at 163 C (40-45 minutes) around 9 to 10 kg / mm2 (equal to around 40%);

          at 158 C (2nd hours) only around 3.5 kg / mm2.



       For this reason, it seems to be necessary to delimit the area of pure artificial hardening from the deeper areas by understanding the area in which a non-regressed cold hardening (occurred at lower temperature) is harmful to the Artificial curing affects.



  Now there is still evidence to be given that the change in the mixed crystal, which is obviously in .dem. If the temperature falls below the artificial hardening temperature during the cooling in water and the subsequent heating in the air oven, it is a cold hardening process. It is already known that long-term storage of several days at room temperature damages the subsequent hot hardening in the case of the Al-Mg-Si alloys, in particular delays their progress and lowers the maximum value that can be achieved.

   As a remedy, it was recommended to warm-cure as soon as possible after quenching, because it was apparently assumed that no noticeable cold-curing would start during this time. The observation of the beginning of the cold hardening is difficult in and of itself, 1. the hardness measuring devices are usually at some distance from the sealing bath, the transfer from one place to another therefore requires some time;

   2. The hardness measurement itself requires a certain amount of time, due to the clamping, focusing, loading for the usually prescribed 30 second load duration, relieving and measuring. This usually means that at least 10 or 20 minutes pass before the first measurements are available. In some investigations, the hardness values measured after one hour were given as: the hardness of the quenched state.

   Since it was found on many different alloys of the Al-Mg-Si group that with short hardening times the values: of the water-quenched and heated samples in the air furnace. far behind: those according to the invention lagged behind, the problem of hardness brass was tackled immediately after the quenching. For this purpose, a hardness meter was set up immediately, the samples were taken immediately, dried and loaded.

   The results of two such series of measurements are shown in Fig. 1: the accompanying drawing. This shows: that: already after 2 minutes a clear hardening effect can be determined, furthermore that the hardness of the quenched state is between 45 and 50 Brinell. Already after 15 minutes a hardening of around 5 Brinell has occurred, after one hour around a total of 15.

   The hardening process, especially in the first few minutes, is very rapid, which is probably related to the logarithmic time law of hardening. If one also thinks that, as already known, the cold hardening takes place considerably faster at temperatures slightly higher than 200 C:

  Then it becomes understandable that it is entirely possible that a certain amount of cold hardening can be expected in the time between falling below the artificial hardening temperature during quenching and when this temperature is reached again when heating in the air oven.



  Since it could be assumed that the cold hardening did not start during the quenching, an attempt was made to shorten the warm-up time by: The heating was carried out in a salt or oil bath at the hot hardening temperature. It was found that; the heating speed in the salt bath was sufficient to: suppress cold hardening.

   However, it was necessary to remove the samples from the water immediately, to dry them immediately when they were removed and to bring them into the salt bath within a few hours. On the other hand, the heating rate in the hot oil is not sufficient, quite sufficient to suppress the onset of cold hardening, as: the following example should show. <I> Example 5 </I> alloy as in example 4. Solution annealing temperature 5400 C. a) Hardening temperature 1600 C / 1.5 h.

    
EMI0009.0052
  
    Brinell <SEP> yield point <SEP> tensile strength
<tb> Water quenched <SEP> and <SEP> in <SEP> oil <SEP> warmed up <SEP> 99/113 <SEP> 32.7 <SEP> 39.4
<tb> Quenched in <SEP> oil <SEP> from <SEP> 1600 <SEP> C <SEP> <SEP> 119 <SEP> 35.0 <SEP> 39; 6 b) curing temperature 1600 C / 45 minutes.

   However, the yield point from the diagram is determined instead of from fine elongation measurements as in all other examples.
EMI0009.0056
  
    Brinell <SEP> yield point <SEP> tensile strength
<tb> W <SEP> water quenched <SEP> and <SEP> heated in the <SEP> air oven <SEP> <SEP> 99 <SEP> 28.3 <SEP> 36.6
<tb> Water quenched <SEP> and <SEP> in <SEP> oil <SEP> warms <SEP> 111 <SEP> 33.6 <SEP> 39.4
<tb> Quenched in <SEP> oil <SEP> from <SEP> 1600 <SEP> C <SEP> <SEP> 117 <SEP> 34.9 <SEP> 39.4 In example 5a, when the sample was introduced in the hot oil bath a small delay lasting about one to two seconds,

         whereby the yield point there is relatively less favorable than in example 5b. In summary, for alloys that have a sufficiently high alloy content of elements that promote supercooling, such as manganese, for which the critical quenching speed is low, the following can be said with regard to the quenching agent to be used:

         a) Molten salts (melting point below 150 C) suppress excretion at higher temperatures. In the case of: thicker transverse strands, it may be necessary to move the salt bath (using a stirrer or other, e.g. electro-inductive means) and / or add water. The second condition is always met if the salt temperature is still within the artificial hardening temperature.



  b) Hot oil also suppresses precipitation at higher temperatures, where the first condition is met. The second is fulfilled if the oil temperature is within the artificial aging temperatures.



  c) Cold water fulfills the first condition "in the normal combination with heating in the air oven, but the second does not. In consideration of the greatest speed, which can generally only be achieved in the laboratory without great technical effort, the second Condition fulfilled by heating in the salt bath to the artificial hardening temperature.



  Before discussing the possibilities of using other quenching agents, reference should be made to the situation in alloys of the Al-Mg-Si group, in which there is only a relatively low content of such additional elements that prevent the undercooling of the mixed crystal. promote les that have a relatively high critical speed.

           Example <I> 6: </I> American alloy 61S, composition as in example 1. Solution heat treatment temperature 5400 C. Hardening temperature 179 C. Duration 1 hour.

    
EMI0010.0042
  
    Brinell <SEP> yield point <SEP> tensile strength
<tb> Water quenched <SEP> and <SEP> in the <SEP> air oven <SEP> heated <SEP> 98 <SEP> 27.3 <SEP> 32.3
<tb> Water quenched <SEP> and <SEP> in <SEP> salt <SEP> warmed up <SEP> 103 <SEP> 30.1 <SEP> 33.2
<tb> Quenched in the <SEP> salt <SEP> of <SEP> 1790 <SEP> C <SEP> <SEP> 102 <SEP> 28.4 <SEP> 32.6 This alloy contains no manganese, for example 0.25% chromium, apparently the supercoolability,

  the mixed crystal does not promote sufficient ge. The sample quenched directly in salt at the hardness temperature only has significantly higher values of the yield strength and hardness than the one quenched in water and heated in an air oven. Without knowing the values for the water-quenched samples heated in the salt, the conclusion could be drawn that the addition of copper in connection with the chromium content delayed the cold hardening process to such an extent that

   that the conventional artificial aging method also fulfills both conditions of the present invention. However, this is not the case, as the values mentioned after water quenching and heating in a salt bath show. In reality, the ability of the immobile anhydrous salt bath to be blocked off was no longer sufficient to meet the first condition: no excretion at higher temperatures.

   The damage caused by the previous precipitation at the higher temperatures is almost as high here as the error, which is kept small due to the Cu content, due to the temperature dropping below the artificial hardening temperature with the start of cold hardening. If a higher quenching speed is achieved, as with water quenching with subsequent heating in salt, but at the same time the beginning of cold hardening is suppressed by the salt heating, higher values of the yield strength are achieved.



  This example shows that it is not only important to avoid cold hardening, but also to avoid any precipitation. at the higher temperatures by appropriate choice of the quenching agent for the given alloy or .by appropriate choice of the alloy for the given quenching agent must be suppressed.



  The possible deterrents or combinations of means to meet the two conditions are of course not limited to the means mentioned so far, much more any known deterrent or method can be used, provided it only complies with the required conditions.

   From the abundance of possibilities the following are only mentioned: Interrupted quenching in a quenching agent whose temperature is lower than the artificial hardening temperatures (for example in water of different temperatures with early removal before the workpiece has assumed lower temperatures than the artificial hardening temperatures); Use solid, e.g.

   B. metallic quenching agents in the form of rollers or plates, the temperature of which is set up so that the item to be quenched is removed before it falls below the hot-hardening temperature; under certain circumstances, this deterrent connection in solid detergent Ab with a deformation in order to be able to exploit the low hardness of the quenched state; Quenching with gas or vapor quenching agents; Scare off with sprayed liquids etc.



  From the foregoing, the following general rule arises for the way in which, from the solution annealing temperature, the temperature of the artificial hardening is to be reached in the case of alloys in which the temperatures of the artificial hardening are not yet sufficient to recede a cold hardening :

       The cooling must take place in or with a solid, liquid or gaseous agent or a combination of agents, the quenching capacity of which is so high that even in the thickest possible cross-section a cooling rate is achieved which is greater than the critical cooling rate;

   the time for how long the individual agents are used, their sequence and their temperature should be set up so that the quenched material does not remain below the artificial hardening temperatures for so long before the artificial hardening begins that noticeable cold hardening can occur.



  The harmful effects of cold hardening are not limited to the main ones listed up to now: the delay in hot hardening and, in particular, the reduction in the yield strength and hardness values. For example, the corrosion resistance of an alloy in the purely artificially age-hardened state is higher than if there is still a - if not a small - part of the age-hardening process.

   This is easy to imagine from electrochemical considerations, because there are not just one, but two additional phases (cold curing and warm curing) in the base material. Example <I> 7: </I> - Al-Mg-Si alloy according to DIN 1713.

   This was compared with suitably shaped specimens in n / 2 N aCl solution when exposed to corrosion, reinforced by 1/2% clay. HCl, gas volume released, once for probes, which according to the provisions of the inven tion, for example by quenching in oil at 150 C and immediate aging at the.

       This temperature was established, on the other hand, at the above, which were quenched in water in the usual way, but heated to 1501 "C in oil to accelerate the heating. The times were 4, 8, 16 and 72 hours. The hardness values are shown in example 2. The following compilation contains the volume units of gas for the two types of production, which are released in three hours of corrosion exposure.

      
EMI0012.0001
  
    Curing time <SEP> at <SEP> 150 <SEP> C <SEP>: <SEP> 4 <SEP> 8 <SEP> 16 <SEP> 72 <SEP> hours
<tb> Water quenched, <SEP> heated in <SEP> oil <SEP> <SEP> 25.5 <SEP> 21 <SEP> - <SEP> 17 <SEP> 14
<tb> Quenched in <SEP> oil <SEP> from <SEP> 150 <SEP> C <SEP> <SEP> 13.5 <SEP> 13 <SEP> 12 <SEP> 12 The corrosion resistance is therefore evident with the known by the method according to the invention. Samples considerably improved, and indeed the improvement is greatest with the short curing times, as with the strength values,

   because the cold hardening, albeit slight, has a delayed effect on the course of the subsequent hot hardening.



  The previous considerations apply to the hot treatment phase between solution heat treatment and the start of hot age hardening. The previous examples showed which measures can be taken to ensure at the beginning of artificial hardening that the supercooled mixed crystal is still unchanged. It is now necessary to explain what conclusions can be drawn from the further course of artificial hardening. give two basic conditions of the invention.



  Up to now it has been assumed that the hot curing, once started, is continued without further interruption and at the same temperature up to the desired curing level. In practice, there is now in some cases the need to switch on a more or less long storage time at room temperature after the solution annealing.

   Due to the conditions shown in FIG. 1 for room temperature storage, a more or less complete cold hardening can be expected during such a break, as long as no measures are taken to prevent the cold hardening. After such a break, the previous methods no longer achieve the full value of artificial aging, but the values already achieved with cold hardening are only exceeded by a substantial amount.



  The resulting requirement that no permanent change in the supercooled mixed crystal may take place at a different temperature before the end of the artificial hardening can, however, also be met in the event of a desired interruption of the artificial hardening. The basis for the measures to be taken lies in a further finding about the mutual influence of cold and hot curing.

   Based on the theoretical ideas developed in the introduction, it is possible to predict that cold hardening can only proceed undisturbed if it can start from the supercooled mixed crystal.

   A change in the supercooled mixed crystal at temperatures in the area of pure hot curing will prevent a certain amount of folding hardening. A main effect of such a change in the undercooled mixed crystal can be expected in a delay in the cold hardening, analogous to the ratios in the case of a preliminary change before the artificial hardening.

   When testing this idea, it was found that this prevention and delay of the cold hardening is possible by means of surprisingly low amounts of hot hardening. Namely, it would initially be expected that z. B. the artificial hardening must be driven up to a hardness increase beyond the hardness attainable with the cold hardening, -am the intended effect to he aim. Because the total amount of hardness increase through artificial hardening is much greater than that caused by cold hardening.



  Fig. 2 shows the real ratios on an 'Al-i # Ig-Si alloy according to DIN 1713, the composition of which was the following: 0.02 1 / o Cu; 0.66% Mg;

   0.72 / o Mn; 1.00% Si. Sheet metal sections made of this alloy were solution annealed for 1.25 hours at 5400 C, part of which was then quenched in cold water (referred to as water quenching), other parts were quenched in oil at 1500 C and held there for a few minutes. Quenched in cold water, which means that the hot hardening is interrupted in various initial stages, and the changes in hardness are then observed at room temperature.



  The hardness curve of room temperature hardening after water quenching probably starts with a hardness value that is slightly too high because no hardness measurements were made immediately after quenching. It can be seen that after one hour 58 kg / mm2 Brinell, after 151/2 hours 70, after 41 hours 74 and after 84 hours 78 kg / mm2 Brinell are sufficient.



  The sample, which was heat-cured for only one minute at 150 C, had an initial hardness <B> i </B> from., Of only 43 Brinell, so considerably less than one quenched in water. The hardness rose to 53 over 1 hour. After pure artificial hardening of 10 minutes, achieved by quenching in oil at 150 ° C. and holding at this temperature for 10 minutes (conditions 1 and 2 for reaching the artificial hardening temperature), after quenching in water. measured a hardness of 58 kg / mm9.

   This hardness does not rise at room temperature, it tends to decrease by around 1 to 2 kg / mm2 in the first few hours. Hardness values between 56 and 58 kg / mm2 are always measured for up to about 9 hours of storage at room temperature. In the same time, the U.hardness of the water-quenched sample has gone beyond the value of 58 kg / mm2, which it reached after one hour. The artificial hardening of 10 minutes therefore delivers: a material that is softer than the corresponding water-quenched material after just one hour.

   A slight increase in hardness after about 151/2 hours indicates that the cold hardening that was previously completely prevented is now slowly starting to take place.



  One of the other samples was hot-cured after quenching in oil at 150 ° C. for 20 minutes at this temperature. After the subsequent quenching in wet, it had a hardness of about 70 kg / mm2. This hardness tended to decrease somewhat in a similar way to the 10-minute sample. Even at 84 hours it is still 69 kg / mm2, while at this time the water-quenched sample has already reached 77.5 kg / mm2 beards.



  - In this series of tests, both the water-quenched and the specimens that had already been heat-cured for a short time were then aged for 15 hours at 152 ° C after certain times. With this long hardening time, a certain leveling out of the effects of the cold hardening is to be expected, because the effect of the delay is fairly balanced. As the following table of figures shows, the damage to the hot hardening effects caused by the cold hardening that occurred in the water-quenched samples is very great.

      a) Brinell hardness. After 15 hours at 152 C, followed by room temperature storage of
EMI0013.0037
  
    Treatment <SEP> 0 <SEP> 1 <SEP> 151/2 <SEP> 41 <SEP> 84 <SEP> hours <SEP> duration
<tb> 5400 <SEP> C / water <SEP> 200 <SEP> C <SEP> 114.5 <SEP> 95.5 <SEP> 89 <SEP> n. <SEP> b. <SEP> 88
<tb> 540 <SEP> C / oil <SEP> 150 <SEP> C / <SEP> 1 <SEP> min <SEP> n. <SEP> b. <SEP> 100 <SEP> n. <SEP> b. <SEP> n. <SEP> b. <SEP> n. <SEP> b.
<tb> 540 <SEP> C / oil <SEP> 150 <SEP> C / 10 <SEP> min <SEP> _ <SEP> n. <SEP> b. <SEP> n. <SEP> b. <SEP> 110 <SEP> n. <SEP> b. <SEP> n. <SEP> b.
<tb> 540 <SEP> C / oil <SEP> 150 <SEP> C / 15 <SEP> min <SEP> n. <SEP> b. <SEP> n. <SEP> b. <SEP> n. <SEP> b. <SEP> 116 <SEP> n. <SEP> b.
<tb> 540 <SEP> C / oil <SEP> 150 <SEP> C / 20 <SEP> min <SEP> n. <SEP> h. <SEP> n. <SEP> b.

   <SEP> n. <SEP> b. <SEP> n. <SEP> b. <SEP> 117 The damage caused by storage at room temperature is 19 kg / mm-2 for the water-quenched sample after one hour, 25.5 kg / mm-2 after 75 1/2 hours and 26.5 kg / mm 2 Brinell at 84 hours. b) Tensile strength and yield point.



  The yield strength in the water-quenched and heat-cured condition immediately in the air oven was 152 C 31.0 kg / mm2 after 15 hours; the tensile strength 36.2 kg / mm2. After 84 hours at room temperature, the 15 hours at 152 C was cured, the yield point was 20.0 kg / mm2 and. the tensile strength decreased to 32.6 kg / mm2.

   The specimen, which was initially hot-cured for 20 minutes and which was also aged for 84 hours at room temperature, had a hardness of about 7 kg / mm2 lower than the water-quenched (and cold-hardened) sample before hot hardening, had after hot hardening (15 hours at 152 C) has a yield strength of 31.0 kg / mm2 and a tensile strength of 38.6 kg / rüm2.



  The anticipated artificial hardening was sufficient to complete the cold hardening during the rest break. prevent, as the particularly sensitive yield point clearly shows.



  In order to meet the conditions for the undisturbed course of the artificial hardening, also in the event that storage takes place at room temperature before the end of the artificial hardening. should, it is sufficient to cure warm before cooling to room temperature (whereby the conditions of the invention must be observed) until an increase in hardness is achieved that corresponds to that

      which, after water quenching and room temperature storage, would be achieved for the length of the intended interim storage at room temperature. To give an example: A certain production process, which is only to be carried out after the solution heat treatment but before the end of the artificial hardening, requires a period of around 24 hours including waiting and transport times. The time of the first artificial hardening is sought.

   The procedure is as follows: The hardness of 1124h is determined on the basis of samples that have been quenched in water from the solution annealing temperature and remain at room temperature for 24 hours. For example, she is 70 Brinell. Now you quench samples (in the case of alloys with sufficient Mn content) in salt or oil or in a similar way to the desired age-hardening temperature and hold it there for a few minutes and after quenching determine the holding time at which 70 Brinell can be achieved.

   This time is the maximum necessary to suppress cold curing during the intended break.



  The following. two examples show the effect of such a preventive hot hardening on the strength values of hot hardening with relatively short hardening times.



  <I> Example 8: </I> Al-Mg-Si alloy according to DIN 1713. Composition: 0.02% a Cu; 0.79% 112g; 0.79 / o Mn; 0.93 / a Si. Solution annealing temperature 550 C, duration: 1 h.

   The alloy should be stored at room temperature for 21 days before being artificially aged. For the artificial hardening was planned: a tempe temperature of 180 C and a time of 2 hours.



  It is achieved without a break:
EMI0014.0061
  
    Yield strength <SEP> tensile strength
<tb> kg / mm2 <SEP> kg / mm2
<tb> a) <SEP> by <SEP> water quenching <SEP> and <SEP> air oven heating <SEP> 31.0 <SEP> 36.5
<tb> b <SEP> j <SEP> by <SEP> quenching <SEP> in <SEP> oil <SEP> 180 <SEP> C <SEP> 34.2 <SEP> 35.9
<tb> The <SEP> water-quenched <SEP> sheet metal section <SEP> made of <SEP> this <SEP> alloy,
<tb> which <SEP> 21 <SEP> days <SEP> at <SEP> room temperature <SEP> cold-cured, reached <SEP>
<tb> in <SEP> this <SEP> state:

   <SEP> 25.4 <SEP> 31.7
<tb> After <SEP> subsequent <SEP> hot curing <SEP> (2 <SEP> hours <SEP> 180 <B> (1 </B> <SEP> C) <SEP> increased
<tb> the <SEP> strength <SEP> only <SEP> to <SEP> 26.1 <SEP> 32.9
<tb> A <SEP> sheet metal section, <SEP>. the <SEP> in <SEP> oil <SEP> from <SEP> 180 <SEP> C <SEP> was quenched <SEP>
<tb> and <SEP> inside <SEP> 10 <SEP> minutes <SEP> remained, <SEP> had <SEP> after <SEP> 21 <SEP> days <SEP> room temperature storage: <SEP> 21.6 < SEP> 28.6
<tb> After <SEP> subsequent <SEP> hot hardening <SEP> (2 <SEP> hours <SEP> 180 <SEP> C) <SEP> 33.6 <SEP> 34.6 This example shows two essential findings of the present Invention:

    Firstly, the fact that immediate hot curing in the air oven is not enough to completely rule out cold curing; the parts quenched in oil show a 3.2 kg / mm2 higher yield strength; Secondly, this example shows the suppression of cold hardening during intermediate storage at temperatures which are lower than the artificial hardening temperatures.

   The suppression is carried out by a preventive short-term heat hardening, through which such a change in the cooled mixed crystal is initiated, that no cold hardening starts within the subsequent room temperature storage.



  Another point that is important for practical use is the lower yield strength of the preventively artificially hardened parts at the end of room temperature storage. The deformability is therefore greater than that of the cold-hardened parts.



  <I> Example 9: </I> American alloy 61S. Composition as in example 1. Dissolving annealing temperature 540 C. Hardening temperature 178 C. -lush hardness duration 1 hour. The break should last 31 days. During this time, the water quenching should almost completely expire. The hardness in this condition (540/20 C / 31 days 20 C) is 73.5 Brinell. Preventive artificial hardening was investigated with the following hardening times: 3, 5 and 71/2 minutes duration at 179 ° C.

    The initial hardnesses were: at 3 minutes: 59; at 5 minutes: 72 and at 7-1 / 2: - 74 Brinell. The hardness of the 3-minute sample rose to 72, as was also to be expected, since the initial hardness was much lower than the hardness which is reached after quenching in water at the end of the room temperature storage (73.5). The hardness of the 5-miniite sample had increased insignificantly to 73.5, while that of the 71/2 miniite sample was still unchanged.

      In the following final heat curing, the time of the preventive heat curing was subtracted from the hour, the 3-12 minutes sample 57, the 5-minute sample accordingly 55 and the 71/2 minute sample 521/2, minutes at 178 C. hardened.

   All samples were heated in a salt bath.
EMI0015.0050
  
    Propr. <SEP> Gr. <SEP> stretch size <SEP> tensile strength
<tb> Water quenched, <SEP> 31 <SEP> days <SEP> 20 <SEP> C / 1 <SEP> h <SEP> 178 <SEP> C <SEP> 18.5 <SEP> 18.1 <SEP> 29.3
<tb> Salt <SEP> 178 <B> 0 </B> <SEP> C <SEP> 3 <SEP> min / 200 <SEP> C <SEP> 31 <SEP> days / 57 <SEP> min <SEP > 178 <B> 0 </B> <SEP> C <SEP> 15.4 <SEP> 24.0 <SEP> 32.1
<tb> Salt <SEP> 178 <B> 0 </B> <SEP> C <SEP> 5 <SEP> min / 200 <SEP> C <SEP> 31 <SEP> days / 55 <SEP> min <SEP > 178 <B> 0 <SEP> 0 </B> <SEP> 23.2 <SEP> 27.9 <SEP> 32.8
<tb> Salt <SEP> 178 <B> 11 </B> <SEP> C <SEP> 71/2 <SEP> min / 200 <SEP> C <SEP> 31 <SEP> days / 521/2 <SEP > min <SEP> 178 <B> 0 </B> <SEP> C <SEP> 24.8 <SEP> 29.4 <SEP> 33,

  0 The proportionality limit is determined as ss 0.01 from fine elongation measurements in this number table.



  As shown in Example 6, the yield strength for water quenching and air oven curing is 27.3 kg / mm2 and the tensile strength is 32.3; these values are well achieved with the help of preventive heat curing of 5 minutes at 178 C and are exceeded with that of 71/2 minutes.



  Preventive hot hardening can only be used with alloys and temperatures at which hot hardening takes place in a one-step process directly from the supercooled mixed crystal. For example, it is not possible to apply them to Al-Cu or Al-Cu-1VIg alloys and similar alloys in which the usual hot hardening temperatures are still in the border area with successive cold and hot hardening.

   Here, a brief aging at monitor hardening temperatures would only cause cold hardening, which of course is not able to influence the hardening at room temperature in the sense desired here. The influence of the Ratuntemperature can also be demonstrated in the case of the Al-Cu-yI @ g alloys, despite the well-known signs of regression; regression is not complete in and of itself.
Claims

PAT ENTANSPRÜCI-IE I. Process for hot hardening of precipitation hardenable metal alloys which age spontaneously after quenching from solution annealing at room temperature and in which such cold hardening is at most incompletely formed back at the temperature of hot hardening ,
that the alloys are brought from the solution annealing to the temperature of the artificial hardening in such a way that a change in the structure of the supercooled mixed crystal has not yet occurred at a different temperature, and are held at the artificial hardening temperature at least until hardening has occurred is, which at least temporarily prevents cold hardening at temperatures lower than the hot hardening temperature. II. Artificially aged alloy, obtained according to the method of claim I.
SUBClaims: 1. Method according to claim I, characterized in that the alloys are held at the temperature of the artificial hardening for so long that cold hardening at room temperature is no longer possible. 2. The method according to claim I, characterized in that the alloys are quenched in a Abschreclunittel who is heated to the temperature of artificial aging. 3.
Method according to patent claim I, characterized in that a quenching agent with a lower temperature than the GV arm hardening temperature is used and cold hardening is avoided before the hot hardening process begins by using the quenching agent only until the hot hardening temperature has not yet reached is exceeded. 4th
Method according to claim I, characterized in that the alloys are quenched from the solution heat treatment to the temperature of artificial aging and are kept at this temperature at least until a hardness has been reached which corresponds to that which is achieved by. Room temperature aging is reached after solution annealing and quenching to room temperature. 5.
Method according to patent claim I, characterized in that the alloys are quenched from the solution annealing temperature to a temperature of artificial aging between 120 and 200 C and are kept at this temperature. 6. The method according to claim I, characterized in that it is carried out with an alloy of the Al-Mg-Si type. 7th
Method according to claim 1 and dependent claim 6, characterized in that it is carried out with an alloy of the type A1-Mg-Si with less than 0.1 1 / a Cu. 8. The method according to claim 1 and dependent claims 5 and 6, characterized in that the alloys are quenched from the solution annealing temperature to a temperature of artificial aging between 160 and 190 C and are kept at this temperature.