Verfahren zur Herstellung von Tiefziehbleehen aus veredelbaren Aluminiumlegierungen. Tiefziehbleche aus veredelbaren Alumi niumlegierungen, die zur Herstellung ver wickelter Tiefziehteile, beispielsweise im Flugzeugbau, verwendet werden sollen, müs sen vor allem die Eigenschaft besitzen, bei mehrfacher Verformung und Glühung fein körnig zu bleiben.
Dieser Anforderung zu ge nügen, bietet besondere Schwierigkeiten. Die allgemein bekannten Gesetzmässigkeiten über die Rekristallisation betreffen. die erste Re krista.llisation. Für die mehrfache, d. h. die zweite, dritte usw. Rekristallisation haben sie keine strenge Gültigkeit mehr. Hierbei spielt vor allem die Vorgeschichte der Bleche eine erhebliche Rolle.
Gegenstand der Erfindung ist ein Ver fahren zur Herstellung von Tiefziehblechen aus veredelbaren Aluminiumlegierungen, da durch gekennzeichnet, dass die auf Fertigmass gewalzten, noch nicht veredelten Bleche bei einer solchen unter 400 C liegenden Rekri- stallisationstemperatur, bei der nach einer Glühdauer von einer Minute eine vollständige Rekristallisation des Gefüges noch nicht ein getreten ist, einer Vorglühung von solcher Dauer unterworfen werden,
dass- eine minde stens teilweise Rekristallisation des Gefüges erfolgt. Durch diese Massnahme gelingt es, die Neigung zur Bildung eines unerwünseht gro ben Kornes bei mehrfacher Verformung und Glühung erheblich herabzusetzen.
Wichtig ist dieses Verfahren für- die Her stellung von Tiefziehblechen aus veredel- baren Aluminiumlegierungen, die der Gat tung Al-Cu-Mg (des Normblattes DIN 1713) mit 3,5-5,5% Cu, 0;
2=2,0% Mg, 0,2 bis <B>1.,5,%</B> Si, 0<B>,1-1,5%</B> Mn, Rest Aluminium angehören oder zuzurechnen sind, beispiels weise auch noch Legierungen mit einem ge ringeren Kupfergehalt als<B>3-,5%.</B> Es ist von besonderer Bedeutung für die Legierungen, die einen geringen Mn-Gehalt, etwa unter 0,4%, aufweisen oder manganfrei sind. Als Vorglühtemperaturen haben sich Temperaturen von 320-316,0 C als geeignet ergeben. Die Glühtemperatur kann für die üblichen Walzgrade im allgemeinen in die sen Grenzen gehalten werden.
Sie darf keines falls über 400 C gewählt werden, da dann die günstige Wirkung des Vorglühens wie der verringert wird. Die hohen Temperatu ren bis 3.60 C oder sogar noch höhere Tem peraturen als 3,60 C sind zweckmässig bei Legierungen mit höheren Hn-Gehalten zu nehmen.
Die niedrigen Temperaturen sind vorteilhaft, wenn vor allem der Mn-Gehalt geringer ist und gleichzeitig auch noch die andern Elemente an den untern Grenzen der angegebenen Zusammensetzung oder noch darunter bleiben. Die Glühdauer muss dabei so bemessen werden, dass eine mindestens teilweise Rekri- sta.llisa.tion des Gefüges der gewalzten Bleche erfolgt. Besonders zweckmässig ist es, die Glühdauer so zu wählen, dass nur eine teil weise Rekristallisation erfolgt.
Bei Glühun- gen im Salzbad können alsdann Glühzeiten von 1/.4 bis 1 Stunde ausreichend sein. Län- ere Glühzeiten werden zweckmässig vermie- g <B>o</B> den. Bei Glühungen in Luftöfen oder Luft- umwälzöfen sind die Zeiten länger als im Salzbad zu nehmen. Es ist jedoch zweck mässig\ ein ein Salzbad zu benutzen, da hierin der Wärmeausgl-eieh schneller und besser erfolgt.
Besonders zweckmässig ist es, die Vor- L, bei der 1derstellung der Bleche mit einer an sieh bekannten geeigneten Kaltwal zung zu verbinden. Die \#'rirl-,ung des Verfah rens ist bei allen Kaltw alzgraden von etwa 10-50/00' vorhanden, doch ist es besonders vorteilhaft, für den letzten Stich einen nied rigen Walzgrad von 10-25 % zu nehmen.
Zweckmässig wird also die Vorglühung an einem noch nicht veredelten 'NVerlrstoff vor genommen, der einen letzten Kaltstich von 10-25% erhalten hat.
Die Erfindung wird an folgenden Bei spielen erläutert: Aus Gussblöcken einer veredelbaren Alu miniumlegierung mit etwa U% Cu, <B>0,70'</B> blb, 0,2%1 < m, Rest handelsübliches Alumi- nium mit, Beimengungen von je etwa 0,
3 % Fe und Si wurden in üblicher \'eise durch Pres- zen und Warm-#valzen Vorwalzplatten von etwa 6 mm Dicke heräestellt. Diese wurden dann unter Einschaltung von Zwischenglü- hungen auf Bleche von 1 mm Dicke so ge walzt, dass der letzte Kaltwalzbrad etwa 45 % betrug. Ein Teil der Bleche wurde dann sofort veredelt, ein anderer Teil erst nach dem er vorher gemäss Erfindung z.
B. im Salzbad bei 35O' <B>C</B> etwa 20 Minuten vorge glüht war, so dass eine teilweise Rekrista.lli- sation erfolgte. Aus den veredelten Blechen wurden dann konische Zerreissstäbe heraus gearbeitet und die üblichen sogenannten Keil zugproben gemacht, d. h. die veredelten Zer reissstäbe wurden zerrissen, nochmals ver edelt und zerrissen, ein drittes Mal veredelt und zerrissen usw. An der Glätte bezw. Rau beit der Oberfläche des zerrissenen' Stabes lässt sieh dann jeweils die Korngrösse beurtei len.
Dabei waren die Proben aus niehtvorge- blübten Blechen bereits nach der zweiten Veredelungsbehandflung sehr grobkörnig, wäh rend die Proben aus den vorgeglühten Ble- ehen selbst nach sechsmaligem Veredeln nur gerade eine etwas muhe Oberfläche bekom men hatten.
In einer zweiten Versuchsreibe wurden die auf 1 mm mit einem letzten Kaltstich von etwa 45 % gewalzten Bleche zum Teil eine Stunde im Salzbad bei Temperaturen von 300, 340 und 380 C geglüht. Dabei waren bereits nach der zweiten Veredelung die nichtvorgeglühten Proben wiederum sehr grob. Auch die bei 30a1 C vorgeglühten Pro ben -aren bereits nach der zweiten Verede lung grobkörnig
geworden. so dass eine Wei terverarbeitung für Tiefziehzwecke nicht in Frage kam. Die bei 340 und<B>3809C</B> geglüh- ten Proben waren dagegen nach der zweiten Veredelung noch vollkommen in Ordnung. Nach sechsmaliger Veredelung jedoch war das Gefüge der bei 380 C vorgeglühten Pro ben ebenfalls so grob geworden, dass es für Tiefziebz@vecke nicht mehr geeignet war.
Da gegen hatte sieh in den bei 34a1 C vorgeölüh- ten Proben nur eine ganz geringe Kornver- gröberung eingestellt, die jedoch der weite ren Verarbeitung noch nicht abträglich ist.
Es wurde schliesslich an derselben Legie rung eine dritte Versuchsreihe mit Blechen durchgeführt, die vor der Vorglühung um verschiedene Beträge kalt gewalzt waren. Die letzte Kaltwalzung lag zwischen 0 und 50 %.
Hierbei zeigte sich, dass die vorgeglüh- ten Proben nach sechsmaliger Veredelung stets das bessere Gefüge hatten, und dass ins besondere die Proben, die nur 10 bezw. 2,0 abgewa'lzt und vorgeglüht waren, das feinste Korn besassen. Wie oben bereits erwähnt, ist das Ver fahren gemäss Erfindung wichtig in erster Linie für die hochfesten veredelbaren Alu miniumlegierungen, die der Gattung Al-Cu- Arg (des Normblattes<B>DIN</B> 1718) angehören oder zuzurechnen sind, vor allem dann, wenn der Mn-Gehalt niedrig, d. h.
unter 0,4 % liegt oder Mangan überhaupt nicht vorhanden ist. Die vorteilhaften Glühzeiten belaufen sich bei den oben angegebenen Temperaturen von 32,0, bis 360 C auf etwa 1/,4 bis 1 Stunde und besonders bei manganfreien Legierungen auf noch weniger als 1/.1 Stunde.
Diese verhält nismässig kurzen Glühzeiten sind für den praktischen Betrieb an sich erwünscht und für Einzelteile auch durchaus brauchbar, sie bieten jedoch bei grossen Einsätzen Schwie rigkeiten insofern, als die Gleichmässigkeit der Erwärmung aller Teile des Einsatzes nicht mehr gewährleistet und daher auch der Erfolg nicht für alle Teile gleichmässig sichergestellt ist.
Durch weitere Versuche wurde festge stellt, dass Bleche aus veredelbaren Legie rungen der Gattung Al-Cu-Mg (des Norm blattes DIN 1716) mit 5,5-3,5.%, gegebe nenfalls geringerem Gehalt an Kupfer, 2,0 bis 0,2% Magnesium,<B>1,5-0,2%</B> Silizium, die manganfrei sind, auch bei niedrigeren Temperaturen, und zwar beispielsweise zwi schen 280 und 300 C unter gleichzeitiger Er höhung der Glühzeiten vorgeglüht werden können, so dass eine teilweise Rekristalli- sation des Gefüges erfolgt.
Als besonders günstig hat sich eine Vor- glühung bei einer Temperatur von 290 C unter gleichzeitiger Erhöhung der Glühzei- ten, und zwar zweckmässig auf eine Glüh dauer von etwa 5 Stunden im Salzbad erwie sen. Aber auch durch längere Glühzeiten bis zu 24 Stunden und darüber, in denen sich die Rekristallisation immer vollständiger über das gesamte Gefüge erstreckt, wird die Nei gung zu unerwünschter Kornvergröberung bei mehrfachem Kaltziehen und Veredeln nicht merkbar erhöht.
Naturgemäss wird die vorteilhafte Glühdauer bei einer Unter- bezw. Überschreitung der Glühtemperatur von 290 C erhöht bezw. erniedrigt werden. Bei Glühtemperaturen über 3,00 C werden diese Glühzeiten jedoch schon so kurz, dass der Er folg im praktischen Betrieb nicht immer ge währleistet ist.
Konische Zerreissproben aus Blechen einer Aluminiumlegierung mit etwa 4,0% Cu, 0,8,% Mg, Rest handelsübliches Aluminium mit Verunreinigungen von etwa 0a26% Fe und 0,15,% Si haben beispielsweise im soge- nannten Keilziehversuch nach viermaligem Zerreissen und Veredeln bei etwa 500 C eine nur geringe, praktisch unbedeutende Korn vergröberung ergeben,
wenn sie nach dem Fertigwalzen (letzte Kaltverformung etwa 45 % Dickenabnahme) 5 Stunden bei 2190' C unter teilweiser Rekristallisation des Gefüges vorgeglüht und dann erst in der üblichen Weise bei etwa 5100'#C fertig veredelt wur den. 24 Stunden vorgeglühte Bleche besassen nach viermaligem Zerreissen und Veredeln noch ein günstiges Korn. Wurden die Bleche jedoch nur 1 Stunde vorgeglüht, so war eine erhebliche, praktisch bereits unerwünschte Kornvergröberung festzustellen.
In ähnlicher Weise kann es im prak tischen Betriebe vorteilhaft sein, auch die manganhaltigen, veredelbaren Aluminium legierungen mit Mn-Gehalten bis zu 0,4%, ,die der Gattung Al-Cu-M,7 (des Normblattes DEIN 1713) angehören oder zuzurechnen sind, bei mit zunehmendem Mn-Gehalt steigenden Temperaturen von 290=320 C mehrere Stun den vorzuglühen,
so dass eine mindestens teil- weiseRekristallisation des Gefiiges erfolgt. So haben sich beispielsweise für Bleche von Alu- miniumlegierungen aus handelsüblichem Alu minium mit etwa 4,0 % Kupfer, 0,8 % 1lIabne- sium und bis zu 1,5 % Silizium Glühzeiten von etwa 5 Stunden als zweckmässig erwie sen, und zwar bei Glühtemperaturen von 2'95 bis 3,05 C, wenn der Mn-Gehalt 0.1.
% be trägt, bei Glühtemperaturen von 305-31.5 C, wenn der Mn-Gehalt bei etwa<B>0,2</B> ?" liegt, und bei Glühtemperaturen von 310_--320" C, wenn der Mn-Gehalt 4,3-(),4% bet.i-äbt1. Die Glühzeiten von 5 Stunden können etwa als Mindestzeiten angesehen werden, da kürzere Glühzeiten- den Erfolg nicht sicher verbür gen; wohl aber kann die Glühdauer die Zeit von 5 Stunden erheblich überschreiten.
Ob wohl dabei auch bei diesen niedri--en Tempe raturen die Rekristallisation erheblich fort schreitet und praktisch zur vollständigen Re- kristallisation führt, ist das Gefüge gegen Grobkornbildunb beim anschliessenden Ver edeln und Tiefziehen weitgehend unempfind lich.
Durch die zuletzt beschriebene A.usfüli- runbsform des Verfahrens gemäss Erfindung wird die Sicherheit in der Ilerstellunb von Tiefziehblechen im praktischen Betrieb bei grossen Einsätzen ausserordentlich erhöht. Sie ist von Bedeutung im tvei#entlieben für di < ,
veredelbaren AluminiumleOlierungen ohne 3In-Zusatz und mit Mn-Gehalten bis zu 0,4"%; bei höheren Mn-Gehalten kann man mit der eingangs beschriebenen Arbeitsweise arbeiten, da diese Lebierunben ohnehin gegen das Grobkörnibwerden unempfindlicher sind.
Process for the production of deep-drawn sheets from refinable aluminum alloys. Deep-drawn sheets made of refinable aluminum alloys, which are to be used for the production of wrapped deep-drawn parts, for example in aircraft construction, must above all have the property of remaining fine-grained after multiple deformation and annealing.
Satisfying this requirement poses particular difficulties. The well-known laws governing recrystallization concern. the first recrystallization. For the multiple, i.e. H. the second, third, etc. recrystallization no longer have any strict validity. The previous history of the sheet metal plays a major role here.
The invention relates to a method for the production of deep-drawn sheets from refinable aluminum alloys, characterized in that the sheets rolled to the finished size, not yet refined, at such a recrystallization temperature below 400 C, at which, after an annealing period of one minute, a complete Recrystallization of the structure has not yet occurred, are subjected to a preheating of such a duration,
that at least partial recrystallization of the structure takes place. This measure makes it possible to considerably reduce the tendency to form an undesirably coarse grain in the event of multiple deformation and annealing.
This process is important for the production of deep-drawn sheets made of refinable aluminum alloys which are of the Al-Cu-Mg type (from the DIN 1713 standard) with 3.5-5.5% Cu.0;
2 = 2.0% Mg, 0.2 to 1., 5,% Si, 0, 1-1.5% Mn, the remainder belonging to or can be attributed to aluminum , for example also alloys with a lower copper content than <B> 3, 5%. </B> It is of particular importance for alloys that have a low Mn content, for example below 0.4%, or are free of manganese. Temperatures of 320-316.0 C have proven to be suitable as preheating temperatures. The annealing temperature can generally be kept within these limits for the usual degrees of rolling.
It must never be selected above 400 C, as this will reduce the beneficial effect of preheating. The high temperatures of up to 3.60 C or even higher temperatures than 3.60 C are advisable for alloys with higher Hn contents.
The low temperatures are advantageous when, above all, the Mn content is lower and at the same time the other elements also remain at the lower limits of the specified composition or even below. The annealing time must be measured in such a way that an at least partial recovery of the structure of the rolled sheets takes place. It is particularly useful to choose the annealing time so that only partial recrystallization occurs.
In the case of annealing in a salt bath, annealing times of 1/4 to 1 hour can then be sufficient. Longer glow times are expediently avoided <B> o </B> den. With annealing in air ovens or air circulation ovens, the times are longer than in the salt bath. However, it is advisable to use a salt bath, as the heat recovery takes place faster and better.
It is particularly expedient to connect the pre-L when the sheets are being produced with a suitable cold roller known per se. The 'rirling' of the process is available for all cold rolling degrees of around 10-50 / 00 ', but it is particularly advantageous to use a low rolling degree of 10-25% for the last pass.
It is therefore advisable to pre-anneal a non-refined consumable material that has received a final cold tint of 10-25%.
The invention is explained using the following examples: From cast blocks of a refinable aluminum alloy with about U% Cu, 0.70 ', 0.2% 1, the remainder being commercial aluminum with admixtures of about 0 each,
3% Fe and Si were produced in the usual way by pressing and hot rolling, pre-rolled plates about 6 mm thick. These were then rolled onto sheets of 1 mm thickness with intermediate annealing in such a way that the last cold rolling mill was around 45%. Some of the sheets were then immediately refined, another part only after it was previously used according to the invention, e.g.
B. in the salt bath at 35O 'C was pre-glowed for about 20 minutes, so that partial recrystallization took place. Conical tear bars were then worked out of the refined sheets and the usual so-called wedge tensile tests were made. H. the refined tear rods were torn, refined and torn again, refined and torn a third time, etc. On the smoothness or. The rough surface of the torn rod then allows the grain size to be assessed.
The samples from sheets that were not pre-bloomed were already very coarse-grained after the second finishing treatment, while the samples from the pre-annealed sheets only had a slightly poor surface even after being refined six times.
In a second test grater, the sheets, rolled to 1 mm with a final cold pass of about 45%, were annealed for one hour in a salt bath at temperatures of 300, 340 and 380 C. After the second refinement, the non-preannealed samples were again very coarse. Even the samples pre-annealed at 30a1 C were already coarse-grained after the second refinement
become. so that further processing for deep-drawing purposes was out of the question. The samples annealed at 340 and <B> 3809C </B>, on the other hand, were still completely in order after the second refinement. After six refinements, however, the structure of the samples pre-annealed at 380 C had also become so coarse that it was no longer suitable for Tiefziebz @ vecke.
On the other hand, the samples pre-oiled at 34a1 C had only a very slight increase in grain size, which, however, is not yet detrimental to further processing.
Finally, a third series of tests was carried out on the same alloy with sheets that had been cold-rolled by various amounts before the preheating. The last cold roll was between 0 and 50%.
It was shown here that the pre-annealed samples always had the better structure after six refinements, and that in particular the samples that were only 10 or 2.0 were rolled and pre-annealed, possessed the finest grain. As already mentioned above, the process according to the invention is important primarily for the high-strength, refinable aluminum alloys that belong to or are to be assigned to the Al-Cu-Arg type (of the standard sheet <B> DIN </B> 1718) when the Mn content is low, i.e. H.
is below 0.4% or manganese is not present at all. The advantageous annealing times at the above-mentioned temperatures of 32.0 to 360 ° C. amount to about 1/4 to 1 hour and, especially in the case of manganese-free alloys, to less than 1/1 hour.
These relatively short glow times are desirable for practical operation and can also be used for individual parts, but they present difficulties in large-scale operations insofar as the uniformity of the heating of all parts of the insert is no longer guaranteed and therefore success is not guaranteed for all Parts is ensured evenly.
Through further tests it was found that sheets made of refinable alloys of the type Al-Cu-Mg (of the DIN 1716 standard) with 5.5-3.5%, possibly a lower copper content, 2.0 to 0 , 2% magnesium, <B> 1.5-0.2% </B> silicon, which are manganese-free, can also be pre-annealed at lower temperatures, for example between 280 and 300 C with a simultaneous increase in the annealing times, so that a partial recrystallization of the structure takes place.
Pre-annealing at a temperature of 290 ° C. with a simultaneous increase in the annealing times has proven to be particularly favorable, specifically to an annealing period of about 5 hours in the salt bath. But even longer annealing times of up to 24 hours and more, in which the recrystallization extends more and more completely over the entire structure, does not noticeably increase the tendency towards undesired coarsening of the grain after repeated cold drawing and refining.
Naturally, the advantageous annealing time is at a lower or Exceeding the annealing temperature of 290 C increases respectively. to be humiliated. At annealing temperatures above 3.00 C, however, these annealing times become so short that success in practical operation is not always guaranteed.
Conical tear specimens made from aluminum alloy sheets with about 4.0% Cu, 0.8% Mg, the remainder being commercial aluminum with impurities of about 0.26% Fe and 0.15% Si, for example, in the so-called wedge pull test after tearing and refining four times at around 500 C only a slight, practically insignificant grain coarsening results,
if they were pre-annealed after finish rolling (last cold forming about 45% decrease in thickness) for 5 hours at 2190 ° C with partial recrystallization of the structure and then finished in the usual way at about 5100 ° C. Sheets that had been pre-annealed for 24 hours still had a cheap grain after being torn and refined four times. However, if the sheets were only pre-annealed for 1 hour, a considerable, practically undesirable grain coarsening was found.
In a similar way, it can be advantageous in practical operations to also include the manganese-containing, refinable aluminum alloys with Mn content of up to 0.4%, which belong to the genus Al-Cu-M, 7 (of standard sheet DEIN 1713) are to be pre-annealed for several hours with increasing Mn content of 290 = 320 C,
so that an at least partial recrystallization of the structure takes place. For example, for sheets of aluminum alloys made of commercially available aluminum with about 4.0% copper, 0.8% aluminum and up to 1.5% silicon, annealing times of about 5 hours have been found to be expedient, namely at Annealing temperatures of 2'95 to 3.05 C if the Mn content is 0.1.
% be at annealing temperatures of 305-31.5 C, if the Mn content is around <B> 0.2 </B>? ", and at annealing temperatures of 310-320" C, if the Mn content is 4 , 3 - (), 4% bet.i-abb1. The glow times of 5 hours can be regarded as the minimum times, since shorter glow times do not guarantee success; however, the annealing time can considerably exceed the time of 5 hours.
Although the recrystallization progresses considerably at these low temperatures and practically leads to complete recrystallization, the structure is largely insensitive to the formation of coarse grains during the subsequent finishing and deep drawing.
The last-described embodiment of the method according to the invention greatly increases the safety in the production of deep-drawn sheets in practical operation for large-scale operations. It is important in tvei # falling out of love for di <,
Refinable aluminum alloys without 3In addition and with Mn contents of up to 0.4 "%; with higher Mn contents you can work with the method described at the beginning, since these liver varnishes are anyway less sensitive to becoming coarse-grained.