EP1587965A1 - Aluminiumlegierung mit hoher festigkeit und geringer abschreckempfindlichkeit - Google Patents

Aluminiumlegierung mit hoher festigkeit und geringer abschreckempfindlichkeit

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EP1587965A1
EP1587965A1 EP03789376A EP03789376A EP1587965A1 EP 1587965 A1 EP1587965 A1 EP 1587965A1 EP 03789376 A EP03789376 A EP 03789376A EP 03789376 A EP03789376 A EP 03789376A EP 1587965 A1 EP1587965 A1 EP 1587965A1
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EP
European Patent Office
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temperature
max
bars
aluminum alloy
cooling
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EP03789376A
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EP1587965B1 (de
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Günther Höllrigl
Christophe Jaquerod
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Constellium Switzerland AG
Original Assignee
Alcan Technology and Management Ltd
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Publication date
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/053—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/057—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with copper as the next major constituent

Definitions

  • the invention relates to an aluminum alloy with high strength and low quench sensitivity.
  • a method for producing thick plates from the aluminum alloy is also within the scope of the invention.
  • hot-rolled and thermoset plates are usually used today. Larger molds with a thickness of more than 300 mm were either made from forged blocks or even directly from continuous cast ingots.
  • a major disadvantage of the aluminum alloys used today for mold making is their high quenching sensitivity.
  • the rate of cooling from the homogenization or solution annealing temperature must be increased with increasing plate thickness. Due to the high temperature gradients that occur between the surface and the core of the ingots or plates, the harmful internal stresses increase, so that for this reason alone there is a limit to a further increase in the cooling rate and thus to the strength level that can ultimately be achieved.
  • the invention has for its object to provide a suitable for the production of thick plates with high strength level aluminum alloy with low To provide quench sensitivity.
  • Another object of the invention is to provide a suitable method with which the aluminum alloy can be processed into thick plates with sufficiently high strength over the entire plate thickness.
  • the composition of the alloy is selected such that it has a very low quenching sensitivity and nevertheless has an extraordinarily high level of strength. Thick cross sections can therefore be brought to a high level of strength with forced air cooling and precipitation hardening.
  • an isotropic distribution of the residual stresses in the cross section of the plate is to be aimed for.
  • the grain size and the shape of the grain in the plate are of importance for the reduction of the internal stresses. The finer and more uniform the crystals are, the better the internal stresses in the cross-section of the plate can balance.
  • the grain boundaries act as sinks for dislocations when local stress peaks are reduced.
  • the addition of zirconium can achieve a fine grain structure in the plate by selecting the rate at which the ingots heat up to the homogenization or solution annealing temperature in such a way that the most homogeneous distribution of submicron excretions of Al 3 Zr in the structure arises.
  • the following two methods are particularly suitable for producing plates from the alloy according to the invention, which, depending on the desired thickness of the mold, lead to a hot-rolled and thermally hardened plate or to a thermally hardened continuous cast ingot used as a plate.
  • the process for producing boards with a thickness of up to 300 mm is characterized by the following steps:
  • a continuous cast ingot produced from the alloy according to the invention can be used directly as a plate.
  • the procedure is characterized by the following steps:
  • thermoset bars As plates.
  • the ingot is preferably cooled from the homogenization temperature of 470 to 490 ° C. to the intermediate temperature of 400 to 410 ° C. in still air.
  • the ingot should be cooled from the intermediate temperature of 400 to 410 ° C so quickly that the loss of strength is as low as possible.
  • the cooling rate must not be too high, since otherwise the residual stresses will build up.
  • the billets are cooled from the intermediate temperature of 400 to 410 ° C. to a temperature of less than 100 ° C. preferably using moving air (forced air cooling) or in a water / air spray.
  • the bar thickness must also be taken into account. However, it is within the scope of professional action to determine the optimal cooling conditions for a given ingot format using simple tests.
  • the low heating rate in the temperature range between 170 and 410 ° C. when the ingot is heated to the homogenization temperature is an essential feature of the process according to the invention.
  • the AlZnMg equilibrium phase (T phase) is stable in the temperature range mentioned, which is also referred to as the heterogenization interval.
  • the slow passage through the heterogenization interval leads to a finely dispersed separation of the T phase, the phase interfaces of the separated particles of the T phase forming preferred germ sites for the precipitation of Al 3 Zr particles starting at a temperature of about 350 ° C.
  • the previously separated particles of the T phase dissolve and what remains is an even distribution of the fine, submicron A ⁇ Zr precipitates, which are preferably due to the original particle boundaries of the T phase and to subcom boundaries and so that there is a homogeneous distribution.
  • These fine Al 3 Zr particles cause a strong growth inhibition in the recrystallization of the plates in solution annealing as well as in the homogenization annealing of cast ingots, and the desired isotropic grain structure in the ingot results.
  • the grain-refining additional element Zr is thus optimally used.
  • a further essential feature of the method according to the invention is the combined homogenization and solution annealing with subsequent two-stage cooling, whereas the usual methods according to the state of the art In order to achieve a strength that is still acceptable in the middle of the ingot, a separate solution annealing with subsequent quenching at a high cooling rate is required in the technology.
  • cooling in moving air or “forced air cooling” is understood here to mean an air cooling which is usually supported by fans and which leads to a heat transfer coefficient on the bar surface of approximately 40 W / m 2 K. Cooling in a water / air spray leads to a somewhat higher heat transfer coefficient on the bar surface.
  • the alloy according to the invention has a low quench sensitivity.
  • the loss of strength in the plate core is smaller than in the prior art alloys, despite the relatively mild cooling conditions.
  • this effect is much more pronounced for plates made directly from continuous cast ingots than for hot-rolled plates.
  • the two-stage cooling from the homogenization temperature to room temperature has proven to be particularly advantageous for achieving a structure with low residual stresses.
  • thermosetting room temperature storage
  • a first heat treatment at a first temperature and a second heat treatment at a second temperature higher than the first temperature are preferably carried out in succession, e.g.
  • Heat curing to the heat treatment state is particularly preferred
  • the field of application of the alloy according to the invention and of the thick plates produced therefrom results from the range of properties described above.
  • the plates are particularly suitable for mold making, ie for the production of plastic injection molds, but also generally for machine, tool and mold making.
  • - Fig. 1 shows the distribution of Brinell hardness over part of the cross section of a continuous casting ingot with a cross section of 440 mm x 900 mm after fan cooling.
  • the ingot was heated to a temperature of 480 ° C within 30 hours, taking care that the heating rate in the range between 170 and 410 ° C was less than 20 ° C / h.
  • the ingot was homogenized to compensate for the solidification-induced crystal segregation by holding the ingot at 480 ° C. for 12 hours.
  • the homogenized ingot was cooled in a first stage in still air from the homogenization temperature to an intermediate temperature of 400 ° C and then in a second stage with fans from 400 ° C to 100 ° C. The further cooling to room temperature was again carried out in resting air.
  • the ingot was hot-cured at 95 ° C. for 8 hours and then at 155 ° C. for 18 hours to the over-hardened state T76.
  • the Brinell hardness was determined over the cross-section of the bar on samples of the thermally hardened ingot sawed out perpendicular to the longitudinal direction of the ingot.
  • the areas of the same hardness shown in FIG. 1 clearly show the slight loss of hardness or strength in the bar core compared to the bar surface.
  • FIG. 2 shows the temperature-time curves for a fan cooling for the surface (O) and the core (K) of an ingot with a cross section of 440 ⁇ 900 mm
  • FIG. 3 the gradients between the temperature T derived therefrom «In the bar core and the temperature To on the bar surface.
  • FIGS. 4 and 5 show the corresponding curves for an ingot with a cross section of 1000 x 1200 mm. The results show that bars produced with the method according to the invention with a thickness of up to 1000 mm are still likely to meet the mechanical strength requirements placed on plates for the production of plastic injection molds.

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Description

Aluminiumlegierung mit hoher Festigkeit und geringer Abschreckempfindlichkeit
Die Erfindung betrifft eine Aluminiumlegierung mit hoher Festigkeit und geringer Abschreckempfindlichkeit. Im Rahmen der Erfindung liegt auch ein Verfahren zur Herstellung dicker Platten aus der Aluminiumlegierung.
Insbesondere in der Automobilindustrie besteht zunehmend ein Bedarf an grossen Kunststoffbauteilen, wie z.B. integrale Stossstangen. Zur Herstellung der entsprechend grossen Spritzgiessformen werden Platten benötigt, deren Dicke sehr oft 150 mm übersteigt und in gewissen Fällen sogar mehr als 500 mm beträgt.
Für den Bau von Spritzgiessformen mit einer Dicke von beispielsweise 50 bis 300 mm werden heute üblicherweise warmgewalzte und warmausgehärtete Platten eingesetzt. Grössere Formen mit einer Dicke von mehr als 300 mm wurden entweder aus geschmiedeten Blöcken oder auch schon direkt aus Stranggussbarren gefertigt.
Ein wesentlicher Nachteil der heute für den Formenbau eingesetzten Aluminiumlegierungen ist deren hohe Abschreckempfindlichkeit. Damit die Barren oder Platten bei der Warmaushärtung das für Kunststoff-Spritzgiessformen geforderte Festigkeitsniveau erreichen, muss die Abkühlungsgeschwindigkeit von der Homogenisierungs- oder Lösungsglühtemperatur mit zunehmender Platten- dicke erhöht werden. Durch die hierbei auftretenden hohen Temperaturgradienten zwischen der Oberfläche und dem Kern der Barren oder Platten nehmen die schädlichen Eigenspannungen zu, so dass schon aus diesem Grund einer weiteren Erhöhung der Abkühlungsgeschwindigkeit und damit dem letztlich erreichbaren Festigkeitsniveau Grenzen gesetzt sind.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine zur Herstellung von dicken Platten mit hohem Festigkeitsniveau geeignete Aluminiumlegierung mit geringer Abschreckempfindlichkeit bereitzustellen.
Ein weiteres Ziel der Erfindung liegt darin, ein geeignetes Verfahren anzugeben, mit dem die Aluminiumlegierung zu dicken Platten mit ausreichend hoher Festigkeit über die gesamte Plattendicke verarbeitet werden kann.
Zur erfindungsgemässen Lösung der Aufgabe führt eine Aluminiumlegierung mit
4,6 bis 5,2 Gew.-% Zn 2,6 bis 3,0 Gew.-% Mg
0.1 bis 0,2 Gew.-% Cu 0,05 bis 0,2 Gew.-% Zr max. 0,05 Gew.-% Mn max. 0,05 Gew.-% Cr max. 0,15 Gew.-% Fe max. 0,15 Gew.-% Si max. 0,10 Gew.-% Ti
und Aluminium als Rest mit herstellungsbedingten Verunreinigungen, einzeln max. 0,05 Gew.-%, insgesamt max. 0,15 Gew.-%.
Die Zusammensetzung der Legierung ist erfindungsgemäss so gewählt, dass sie eine sehr geringe Abschreckempfindlichkeit aufweist und trotzdem ein aus- serordentlich hohes Festigkeitsniveau besitzt. Dicke Querschnitte können daher mit forcierter Luftabkühlung und durch Ausscheidungshärtung auf ein hohes Festigkeitsniveau gebracht werden.
Für die einzelnen Legierungselemente gelten die folgenden Vorzugsbereiche: 4,6 bis 4,8 Gew.-% Zn 2,6 bis 2,8 Gew.-% Mg
0,10 bis 0,15 Gew.-% Cu 0,08 bis 0,18 Gew.-% Zr max. 0,03 Gew.-% Mn max. 0,02 Gew.-% Cr max. 0,12 Gew.-% Fe max. 0,12 Gew.-% Si max. 0,05 Gew.-% Ti
Für die Anwendung der erfindungsgemässen Legierung als Werkstoff für den Formenbau ist eine möglichst isotrope Verteilung der Eigenspannungen im Querschnitt der Platte anzustreben. Für den Abbau der Eigenspannungen ist u.a. die Korngrösse und die Kornform in der Platte von Bedeutung. Je feiner und gleichmässiger die Kristalle vorliegen, desto besser können sich die Eigenspannungen im Querschnitt der Platte ausgleichen. Die Korngrenzen wirken dabei als Senken für Versetzungen beim Abbau von lokalen Spannungsspitzen. Wie weiter unten erläutert, kann durch den Zusatz von Zirkonium ein feines Korngefüge in der Platte erreicht werden, indem man die Aufheizgeschwindigkeit der Barren auf die Homogenisierungs- bzw. Lösungsglühtemperatur so wählt, dass eine möglichst homogene Verteilung von submikronen Ausscheidungen von AI3Zr im Gefüge entsteht.
Zur Herstellung von Platten aus der erfindungsgemässen Legierung eignen sich insbesondere die folgenden zwei Verfahren, die je nach gewünschter Dicke der Form zu einer warmgewalzten und warmausgehärteten Platte oder zu einem als Platte verwendeten warmausgehärteten Stranggussbarren führen.
Zur Herstellung von Platten mit einer Dicke von bis zu 300 mm ist das Verfahren durch die folgenden Schritte gekennzeichnet:
A. Stranggiessen der Aluminiumlegierung zu Barren mit einer Dicke von mehr als 300 mm,
B. Aufheizen der Barren mit einer Aufheizgeschwindigkeit von max. 20°C/h zwischen 170 und 410°C auf eine Temperatur von 470 bis 490°C,
C. Homogenisieren der Barren während einer Zeitdauer von 10 bis 14 h bei einer Temperatur von 470 bis 490°C, D. Warmwalzen der homogenisierten Barren zu Platten,
E. Abkühlen der Platten von einer Temperatur von 400 bis 410°C auf eine Temperatur von weniger als 100°C,
F. Abkühlen der Platten auf Raumtemperatur, G. Warmaushärten der Platten.
Zur Herstellung von Platten mit einer Dicke von mehr als 300 mm und insbesondere von Platten mit einer Dicke von mehr als 500 mm kann ein aus der erfindungsgemässen Legierung hergestellter Stranggussbarren direkt als Platte verwendet werden. Das Verfahren ist in diesem Fall durch die folgenden Schritte gekennzeichnet:
A. Stranggiessen der Legierung zu Barren mit einer Dicke von mehr als 300 mm,
B. Aufheizen der Barren mit einer Aufheizgeschwindigkeit von max. 20°C/h zwischen 170 und 410°C auf eine Temperatur von 470 bis 490°C,
C. Homogenisieren der Barren während einer Zeitdauer von 10 bis 14 h bei einer Temperatur von 470 bis 490°C,
D. Abkühlen der Barren auf eine Zwischentemperatur von 400 bis 410 °C,
E. Abkühlen der Barren von der Zwischentemperatur von 400 bis 410°C auf eine Temperatur von weniger als 100°C,
F. Abkühlen der Barren auf Raumtemperatur,
G. Warmaushärten der Barren,
H. Verwenden der warmausgehärteten Barren als Platten.
Bevorzugt erfolgt das Abkühlen der Barren von der Homogenisierungstemperatur von 470 bis 490°C auf die Zwischentemperatur von 400 bis 410 °C an ruhender Luft.
Das Abkühlen der Barren von der Zwischentemperatur von 400 bis 410°C sollte einerseits so rasch erfolgen, dass der Festigkeitsverlust möglichst gering ist. Andererseits darf die Abkühlungsgeschwindigkeit auch nicht zu hoch sein, da sonst zu hohe Eigenspannungen aufgebaut werden. Das Abkühlen der Barren von der Zwischentemperatur von 400 bis 410°C auf eine Temperatur von weniger als 100°C erfolgt bevorzugt an bewegter Luft (forced air cooling) oder in einem Wasser/Luft-Sprühnebel.
Bei der Wahl der Abkühlungsbedingungen muss auch die Barrendicke berücksichtigt werden. Es liegt jedoch im Rahmen des fachmännischen Handelns, für ein vorgegebenes Barrenformat die optimalen Abkühlungsbedingungen anhand einfacher Versuche zu ermitteln.
Die niedrige Aufheizgeschwindigkeit im Temperaturbereich zwischen 170 und 410°C beim Aufheizen der Barren auf die Homogenisierungstemperatur ist ein wesentliches Merkmal des erfindungsgemässen Verfahrens. Im erwähnten Temperaturbereich, der auch als Heterogenisierungsintervall bezeichnet wird, ist die AlZnMg-Gleichgewichtsphase (T-Phase) stabil. Das langsame Durch- laufen des Heterogenisierungsintervalls führt zu einem fein dispersen Ausscheiden der T-Phase, wobei die Phasengrenzflächen der ausgeschiedenen Teilchen der T-Phase bevorzugte Keimstellen für die bei einer Temperatur von etwa 350°C einsetzende Ausscheidung von AI3Zr-Teilchen bilden. Beim weiteren Aufheizen der Barren auf die Homogenisierungstemperatur lösen sich die zuvor ausgeschiedenen Teilchen der T-Phase auf und zurück bleibt eine gleichmässige Verteilung der feinen, submikronen A^Zr-Ausscheidungen, welche bevorzugt an den ursprünglichen Teilchengrenzen der T-Phase sowie an Subkomgrenzen liegen und damit eine homogene Verteilung ergeben. Diese feinen AI3Zr-Teilchen bewirken eine sowohl eine starke Wachstumshemmung bei der Rekristallisation der Platten bei der Lösungsglühung als auch bei der Homogenisierungsglühung von Gussbarren, und es resultiert das gewünschte isotrope Korngefüge im Barren. Das kornfeinende Zusatzelement Zr wird damit optimal genutzt.
Ein weiteres wesentliches Merkmal des erfindungsgemässen Verfahrens ist die kombinierte Homogenisierungs- und Lösungsglühung mit anschliessender zweistufiger Abkühlung, wogegen bei den üblichen Verfahren nach dem Stand der Technik zur Erzielung einer auch in der Barrenmitte noch akzeptablen Festigkeit eine separate Lösungsglühung mit nachfolgendem Abschrecken bei hoher Abkühlungsgeschwindigkeit erforderlich ist.
Unter dem Begriff "Abkühlen an bewegter Luft" bzw. "forced air cooling" wird hier eine üblicherweise durch Ventilatoren unterstützte Luftabkühlung verstanden, die zu einem Wärmeübergangskoeffizienten an der Barrenoberfläche von etwa 40 W/m2K führt. Das Abkühlen in einem Wasser/Luft-Sprühnebel führt zu einem etwas höheren Wärmeübergangskoeffizienten an der Barrenoberfläche.
Die erfindungsgemässe Legierung weist eine geringe Abschreckempfindlichkeit auf. Bei der Herstellung dicker Platten ist der Festigkeitsverlust im Plattenkern trotz der verhältnismässig milden Abkühlungsbedingungen kleiner als bei den Legierungen nach dem Stand der Technik. Es hat sich zudem überraschender- weise herausgestellt, dass dieser Effekt bei direkt aus Stranggussbarren gefertigten Platten noch viel ausgeprägter ist als bei warmgewalzten Platten.
Bei der Herstellung der dicken Platten hat sich die zweistufige Abkühlung von der Homogenisierungstemperatur auf Raumtemperatur als besonders vorteil- haft zur Erzielung einer Struktur mit geringen Eigenspannungen herausgestellt.
Zum Warmaushärten wird bevorzugt nacheinander eine Raumtemperaturlagerung, eine erste Wärmebehandlung bei einer ersten Temperatur und eine zweite Wärmebehandlung bei einer gegenüber der ersten Temperatur höheren zweiten Temperatur durchgeführt, z.B.
- 1 bis 30 Tage Lagerung bei Raumtemperatur,
- 6 bis 10 h Lagerung bei einer Temperatur von 90 bis 100°C,
- 8 bis 22 h Lagerung bei einer Temperatur von 150 bis 160°C.
Besonders bevorzugt ist die Warmaushärtung zum Wärmebehandlungszustand Der Anwendungsbereich der erfindungsgemässen Legierung und der aus dieser hergestellten dicken Platten ergibt sich aus dem vorstehend beschriebenen Eigenschaftsspektrum. Die Platten eignen sich insbesondere für den Formenbau, d.h. für die Fertigung von Kunststoff-Spritzgiessformen, aber auch allge- mein für den Maschinen-, Werkzeug- und Formenbau.
Weitere Vorteile, Merkmale und Einzelheiten der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung bevorzugter Ausführungsbeispiele sowie anhand der Zeichnung; diese zeigt schematisch in
- Fig. 1 die Verteilung der Brinell-Härte über einen Teil des Querschnitts eines Stranggussbarrens mit einem Querschnitt von 440 mm x 900 mm nach Ventilatorkühlung.
- Fig. 2 den gemessenen Temperaturverlauf bei einem Stranggussbarren mit einem Querschnitt von 440 mm x 900 mm an der Oberfläche und in der Mitte bei Ventilatorkühlung;
- Fig. 3 den berechneten Verlauf der inneren Temperaturgradienten beim
Temperaturverlauf von Fig. 2;
- Fig. 4 den berechneten Temperaturverlauf bei einem Stranggussbarren mit einem Querschnitt von 1000 mm x 1200 mm an der Oberfläche und in der Mitte bei Ventilatorkühlung;
- Fig. 5 den berechneten Verlauf der inneren Temperaturgradienten beim
Temperatuπterlauf von Fig. 4;
Beispiel
Eine Legierung mit der Zusammensetzung (in Gew.-%): 0.040 Si, 0.08 Fe, 0.14 Cu, 0.0046 Mn, 2.69 Mg, 0.0028 Cr, 4.69 Zn, 0.017 Ti, 0.16 Zr, Rest AI, wurde in industriellem Massstab zu einem Stranggussbarren mit einem Querschnitt von 440 x 900 mm vergossen. Der Barren wurden innerhalb von 30 h auf eine Temperatur von 480°C aufgeheizt, wobei darauf geachtet wurde, dass die Auf- heizgeschwindigkeit im Bereich zwischen 170 und 410°C weniger als 20°C/h betrug. Die Homogenisierung des Barrens zum Ausgleich der erstarrungsbedingten Kristallseigerungen erfolgte durch Halten des Barrens während 12h bei 480°C.
Der homogenisierte Barren wurden in einer ersten Stufe an ruhender Luft von der Homogenisierungstemperatur auf eine Zwischentemperatur von 400°C und anschliessend in einer zweiten Stufe mit Ventilatoren von 400°C auf 100°C abgekühlt. Die weitere Abkühlung auf Raumtemperatur erfolgte wiederum an ru- hender Luft.
Der Barren wurde nach 14 Tagen Lagerung bei Raumtemperatur während 8h bei 95°C und anschliessend während 18h bei 155°C zum überhärteten Zustand T76 warm ausgehärtet.
An senkrecht zur Barrenlängsrichtung herausgesägten Proben der warmausgehärteten Barren wurde die Brinell-Härte über den Barrenquerschnitt bestimmt. Die in Fig. 1 dargestellten Bereiche gleicher Härte zeigen deutlich den geringen Härte- bzw. Festigkeitsverlust im Barrenkern gegenüber der Barrenoberfläche.
In Fig. 2 sind die für die Oberfläche (O) und den Kern (K) eines Barrens mit einem Querschnitt von 440 x 900 mm berechneten Temperatur-Zeit-Kurven bei einer Ventilatorabkühlung und in Fig. 3 die daraus abgeleiteten Gradienten zwischen der Temperatur T« im Barrenkern und der Temperatur To an der Bar- renoberfläche dargestellt. Zum Vergleich zeigen die Fig. 4 und 5 die entsprechenden Kurven für einen Barren mit einem Querschnitt von 1000 x 1200 mm. Die Ergebnisse zeigen, dass mit dem erfindungsgemässen Verfahren hergestellte Barren mit einer Dicke bis zu 1000 mm immer noch die an Platten zur Fertigung von Kunststoff-Spritzgiessformen bezüglich der mechanischen Festigkeit gestellten Anforderungen erfüllen dürften.

Claims

Patentansprüche
1. Aluminiumlegierung mit hoher Festigkeit und geringer Abschreckempfindlichkeit, mit
4,6 bis 5,2 Gew.-% Zn
2,6 bis 3,0 Gew.-% Mg
0.1 bis 0,2 Gew.-% Cu
0,05 bis 0,2 Gew.-% Zr max. 0,05 Gew.-% Mn max. 0,05 Gew.-% Cr max. 0,15 Gew.-% Fe max. 0,15 Gew.-% Si max. 0,10 Gew.-% Ti
und Aluminium als Rest mit herstellungsbedingten Verunreinigungen, einzeln max. 0,05 Gew.-%, insgesamt max. 0,15 Gew.-%.
2. Aluminiumlegierung nach Anspruch 1 , gekennzeichnet durch 4,6 bis 4,8 Gew.-% Zn.
3. Aluminiumlegierung nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch 2,6 bis 2,8 Gew.-% Mg.
4. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, gekennzeichnet durch 0,10 bis 0,15 Gew.-% Cu.
5. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, gekennzeichnet durch 0,08 bis 0,18 Gew.-% Zr.
6. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6, gekennzeichnet durch max. 0,03 Gew.-% Mn.
7. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, gekennzeichnet durch max. 0,02 Gew.-% Cr.
8. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7, gekennzeichnet durch max. 0,12 Gew.-% Fe.
9. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, gekennzeichnet durch max. 0,12 Gew.-% Si.
10. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9, gekennzeichnet durch max. 0,05 Gew.-% Ti.
11. Verfahren zur Herstellung von Platten mit einer Dicke bis zu 300 mm aus einer Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 10, gekennzeichnet durch die Schritte
A. Stranggiessen der Aluminiumlegierung zu Barren mit einer Dicke von mehr als 300 mm,
B. Aufheizen der Barren mit einer Aufheizgeschwindigkeit von max. 20°C/h zwischen 170 und 410°C auf eine Temperatur von 470 bis 490°C,
C. Homogenisieren der Barren während einer Zeitdauer von 10 bis 14 h bei einer Temperatur von 470 bis 490°C,
D. Warmwalzen der homogenisierten Barren zu Platten,
E. Abkühlen der Platten von einer Temperatur von 400 bis 410°C auf eine Temperatur von weniger als 100°C,
F. Abkühlen der Platten auf Raumtemperatur, H. Warmaushärten der Platten.
12. Verfahren zur Herstellung von Platten mit einer Dicke von mehr als 300 mm aus einer Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 10, gekennzeichnet durch die Schritte A. Stranggiessen der Legierung zu Barren mit einer Dicke von mehr als 300 mm,
B. Aufheizen der Barren mit einer Aufheizgeschwindigkeit von max. 20°C/h zwischen 170 und 410°C auf eine Temperatur von 470 bis 490°C,
C. Homogenisieren der Barren während einer Zeitdauer von 10 bis 14 h bei einer Temperatur von 470 bis 490°C,
D. Abkühlen der Barren auf eine Zwischentemperatur von 400 bis 410 °C,
E. Abkühlen der Barren von der Zwischentemperatur von 400 bis 410°C auf eine Temperatur von weniger als 100°C,
F. Abkühlen der Barren auf Raumtemperatur,
G. Warmaushärten der Barren,
H. Verwendung der warmausgehärteten Barren als Platten.
13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass das Abkühlen der Barren von der Homogenisierungstemperatur von 470 bis 490°C auf die Zwischentemperatur von 400 bis 410 °C an ruhender Luft erfolgt.
14. Verfahren nach Anspruch 11 oder 12, dadurch gekennzeichnet, dass das Abkühlen der Barren von der Zwischentemperatur von 400 bis 410°C auf eine Temperatur von weniger als 100°C an bewegter Luft (forced air cooling) erfolgt.
15. Verfahren nach Anspruch 11 oder 12, dadurch gekennzeichnet, dass das Abkühlen der Barren von der Zwischentemperatur von 400 bis 410°C auf eine Temperatur von weniger als 100°C in einem Wasser/Luft-Sprühnebel erfolgt.
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass zum Warmaushärten nacheinander eine Raumtemperaturlagerung, eine erste Wärmebehandlung bei einer ersten Temperatur und eine zweite Wärmebehandlung bei einer gegenüber der ersten Temperatur höheren zweiten Temperatur durchgeführt wird.
17. Verfahren nach Anspruch 16, gekennzeichnet durch
- 1 bis 30 Tage Lagerung bei Raumtemperatur,
- 6 bis 10 h Lagerung bei einer Temperatur von 90 bis 100°C,
- 8 bis 22 h Lagerung bei einer Temperatur von 150 bis 160°C.
18. Verfahren nach Anspruch 17, dadurch gekennzeichnet, dass die Warmaushärtung zum Wärmebehandlungszustand T76 erfolgt.
19. Verwendung einer mit dem Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 18 hergestellten Platte für den Maschinen-, Werkzeug- und Formenbau, insbesondere für die Fertigung von Kunststoff-Spritzgiessformen.
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