Verfahren zur Herstellung von Voll- und Hohlprofilen auf Strangpressen. Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung von Voll and Hohlprofilen auf Strangpressen, im be sonderen auf ein Verfahren zur l lerstellung von Voll- und Hohlprofilen auf Strangpres sen, das bei hoher Pressgeschwindigkeit und kolier Blockeinsatztemperatur und bei hoher Werkzeugtenmperatur ausgeführt wird.
Massgebend für die Leistung einer Strang presse mit gegebenem spezifischemn Pressen druck sind die drei Faktoren Verformun gs- grad, Fliessdrucek und Pressgeschwindigkeit. Grundsätzlich gestattet das Strangpressen im Gegensatz zum Walzen und Gesenkschmieden hohe Verfornungsgrade. Der Fliessdruck und die Pressgeschwindigekeit stehen in bekannter Wechselwirkung zueinander; bei niedrigen Verfornmungstenmperaturen steht einem un günstig hohen Fliessdruck eine relativ hohe Pressgeschwindigkeit gegenüber, bei hohen Verformungstemperaturen liegen die Verhält nisse unigekehrt.
Aus wirtschaftlichen (le- sichtspunkten hat man beim Stran gpressen grundsätzlich niedrige Verformungstempera turen eingehalten, dla die Leistung einer Strangpresse im Hinblick auf den im Glegren- satz zum Gesenkpressen relativ langen Fliess weg des lherzustellenden Werkstückes in erster Linie von demn Faktor Pressgesclwindiglkeit beeinflusst wird. Bei gesteigerter Press- geschwindigkeit kommt es aber bei der Her stellung von Voll- und Hohlprofilen auf Strangpressen gegebenenfalls zu Spannungen, die sich dahin auswirken können, dass das Profil aufreiht.
Naclh einenm neuerdings be kanntgewordenen Schnellpressverfahren wen- ,Im man erheblich lhölere als die bisher üb lichen Prelsszeschwindiglkeiten an und verhin- dlet eine die Warmbrücchigkeit hervorrufende Temperatursteigerung des austretenden Stran ges, indem man die durch die höhere Press- gesclwindigkeit verursachte Mlelrerzeugung ain Verfornmungswärme durech Anwendung zeitweise oder dauernd gekühlter Werkzeuge (Aufnehmer, Lochdorn, Pressstempel) und bzw. oder durch die Verminderung der Block einsatztemperatur ausgleicht.
Nach einem weiteren Vorschlag worden ebenfalls hohe Pressgeschwindigkeiten, aber im Gegensatz zu dein eben erwähnten Verfahren hohe Block einsatz- und Werkzeugtemperaturen ange wendet und die erzeugte hohe Reibungs- und Verformungswärme unmittelbar an ihrem Entstehungsort, das heisst an der Matrizen reibfläche, dureh einen an dieser vorbeifliessen den Wärmeträger abgeführt. Die bei dieseln Verfahren verwendete Matrize besitzt einen in geringem Abstand von der Matrizenreib fläche ringförmig nm diese angeordneten Kanal, durch den der Wärmeträger, vorzugs weise Wasser, mit einer Zuflusstemperatur von etwa 10 C fliesst, und eine an der der Reibfläche gegenüberliegenden Seite der Ka nalwand angeordnete Wärmeisolierung.
Bei Versuchen des Erfinders, bei denen Guss- liliieke aus _lluminiiiiiile@Yieruii',len der Gat- tung Al-Cu-Mg mit über 90 % Ver- pressungsgrad bei Blockeinsatztemperaturen von 490 C mit Pressgesehwindigkeiten von 25 m/Min. ohne irgendeine Kühlung der Werkzeuge zu Flaehstangen verformt wurden, wurde nun festgestellt, dass der mit einer Temperatur von etwa 540 C ans der Matrize austretende Strang nicht die geringsten Risse oder Oberflachenfehler aufwies, trotzdem hierbei ein sogenannter Warmbruch auf Grund der bisherigen faehmännischen Erfah rungen hätte erartet werden müssen.
Dieses unerwartete Ergebnis veranlasste den Erfin der zu einer wohl erstmliu eindeutigen Klar stellung der Bedingungen, unter dellen Risse und Brüche beim Strangpressen überhaupt auftreten. Die hierbei gewonnenen Erkennt nisse ermöglichten es dann unter Benutzung der Ergebnisse weiterer Versuche, die Bedin gungen festzulegen, unter denen das neue Strau pressverfahren nach der vorliegenden Erfindung mit den erwähnten hohen Strang austrittstemperaturen und Pressgeschwindig- keiten allgemein erfolgreich durchgeführt werden kann.
Naeh den Beobachtungen des Erfinders treten beim Strangpressen voll metallischen Werkstoffen zwei Arten voll Rissen und Brü chen auf, die im naehfolgenden a1s Gewalt brüche in der Wärme und als eigentliche Warmbrüchen bezeichnet werden sollen. Die erste Art von Brüchen macht sieh in Form von Rissen bemerkbar, die unter einem Win kel von etwa 4ö gegen die Pressrichtung ver laufen; die zweite Art unterscheidet sich schon rein äusserlich voll den Brüchen der ersten Art dadurch, class sie meistens sehr tief in den Strang eindringen und unter einem Winkel von rieht ganz 90 zur Pressrichtung verlaufen.
Aus der weiteren Beobachtung bei Mikrogefügeuntersuchungen, dass die Brüche oder Risse erster Art intrakristallin, die der zweiten Art interkristallin verlaufen, geht hervor, dass sie durch unterschiedliehe Ur sachen bedingt sein müssen. Beide Arten voll Brüchen werden trotzdem durch die gleiche, dem Strangpressen eigentümliche Beanspru chung des Werkstoffes hervorgerufen. Der Grund hierfür ist folgender: Der Kraftbedarf beim Formungsvorgang dient einesteils zur Überwindung des For- mungs- oder Fliesswiderstandes und andern teils zur Überwindung der äussern Reibungs kräfte. Der zu überwindende Fliesswiderstand (innere Reibung), der im übrigen legierungs abhängig ist, ist im Kern und in der Rand zone der Stange gleieh gross.
Zu seiner Über windung sind deshalb aueh in Pressrichtung in der Rand- lind Kernzone der Stange gleich grosse Kräfte erforderlich. Durch einen zu sätzlichen Kraftaufwand muss der äussere Reibungswiderstand all der Matrizenreib fläche überwunden werden, der sich auf den äussern Rand der Stange überträgt und diesen gegenüber der Kernzone in der dem Aus fliessen entgegengesetzten Richtung zurüekzu- halten versucht. Hieraus erzeben sich zwi- sehen der Randzone und der Kernzone Span nungen, die gegebenenfalls zur Materialtren nung im Werkstoff führen können.
Diese Trennung entstellt hei den grössten teils intrakristallin verlaufenden, oben als Gewaltbrüche in der Wärme bezeichneten Rissem infolge der bei steigender Pressge- schwindigkeit bzw. bei steigender Temperatur des ausfliessenden Strangs den auftretenden Beanspruchungen nicht mehr gewachsenen Festigkeit der heterogenen Bestandteile. Sie kann vermieden werden, wenn die Spannun gen zwischen Rand und Kern durch Anwen dung von Matrizen mit möglichst selmaler Reibfläche gering und die Festigkeit der hete rogenen Bestandteile durch Anwendung rela tiv niedriger Fliessgeschwindigkeiten bzw. Strangaustrittstemperaturen hoch gehalten wird.
Diese Arbeitsweise ist zum Beispiel beim Strangpressen von Legierungen der Gattung Al-Cu-Mg die bisher gebräuchliche. Nach nenen Erkenntnissen des Erfinders ist aber auch noch ein zweiter Weg zur Vermeidung der Gewaltbrüche in der Wärme möglich, der darin besteht, dass all Stelle des Tempe raturgebietes unterhalb der Löslichkeitslinie mit seiner geringen Verformbarkeit dasjenige der lIi,clikri,talle < =cwählt wird, bei dein die Verforinbarkeit erheblich höher ist.
Die weiter oben als eigentliche Warm brüche bezeichneten Erscheinungen treten bei höheren Temperaturen als die Gewalt brüche in der Wärme auf und werden bei Legierungswerkstoffen beobachtet, die eine begrenzte Mischbarkeit im festen Zustande aufweisen. Sie haben ihre Ursache in dem Erweichen der an sieh im Mischkristall lös lichen, jedoch im Augenblick des Strangaus trittes aus der Matrizenöffnung noch unge lösten heterogenen Gefügebestandteile der Korngrenzensubstanz, deren Schmelzpunkte unterhalb des Soliduspunktes des Mischkri stalles liegen, wodurch die Brüche entlang den Korngrenzen ohne weiteres erklärlich sind. @n dem Temperaturgebiet, in dem ein Erwei chen bzw.
Ansehmelzen der im Mischkristall löslichen Gerügebestandteile in den Korn- gronzen stattfindet, besitzt der Mischkristall b,ei geringen absoluten Zerreissfestigkeiten in jedem Falle schon eine so weit gesteigerte Dehnung, dass Die Differenz zwischen den am Rand und im Kern der Stange zur Aus wirkung kommenden Spannungen verschwin dend gering wird und dem Mischkristall ein ausserordentlich gesteigertes Dehnungs- bzw. Arbeitsvermögen innewohnt.
Zur Vermeidung der eigentlichen Warmbrüche ist es daher - und darin besteht das Wesen der vorlie genden Erfindung - erforderlich, durch die Verformungsbedingungen während des Pressvorganges bis spätestens beim Austritt des Stranges eine praktiseh vollständige Auf lösung dieser Bestandteile der Korngrenzen substanz zu bewirken, nm ihr Ansehmelzen zu verhindern. Es wurde schon oben ange deutet, dass diese Bedingungen beispielsweise bei Aluminiumlegierungen der Gattung Al-Cu-Mg erfüllt sind, wenn der austre- (ende Strang eine Temperatur von etwa 340 C aufweist.
Beine Strangpressen von Legierungen, wie den der Gattung Al-Mg mit zum Beispiel 7 % Mg. deren Soliduspunkt bei 546 C liegt, wurden normalerweise die Gewaltbrüche in der Wärme gar nicht beobachtet, da infolge der bei diesen Legierungen angewendeten Verformungsbedingungen die Temperatur des Stranges in der Matrizenöffnung schon bis auf etwa -440 C erhöht wurde und daher so weit an den Soliduspunkt heranrückte, dass dem Mischkristall hei diesen Temperaturen ein hohes Dehnvermögen innewohnte.
Ober halb dieses Temperaturbereiches existiert aber für die Strangaustrittstemperatur dieser Le gierungen ein kritischer Überganasbereieh, in dem die Auflösung der noch vorhandenen heterogenen Bestandteile bzw. der nahezu voll ständige Konzentrationsausgleieh noch rieht schnell genug vor sieh geht und in dem daher interkristalline Warmbrüche infolge An- sehmelzens noch auftreten können. Liegen aber Verformungsbedingungen vor, hei denen der Strang in der Matrizenöffnung Tempera turen oberhalb des kritischen Temperatur bereiches erreicht, so werden die interkristal linen Warmbrüche vermieden.
Beim Strangpressen von Legierungen wie den technisch verwendeten Legierungen der Gattung Al-Cu-Mg mit Solidustemperatu- gen von etwa 600 C liegen die Strangaus trittstemperaturen bei den bisher angewende ten Verformungsbedingungen normalerweise unterhalb etwa -470 C, also noch im hetero genen Bereich des Zustandsdiagrammes. Ober halb dieser Temperaturen des Strangaustrit tes liegt ein Übergangsbereich, in dem in- trakristalline Gewaltbrüche in der Wärme und ein Übergangsbereieh, in dem inter kristalline Warmbrüche auftreten, wobei zu bemerken ist, dass diese Bereiche bei diesen Legierungen eng beieinander liegen bzw. in einander übergehen.
Bei den eingangs erwähnten neueren Ver fahren zur Erhöhung der Pressgeschwindig- keit und damit der Wirtschaftlichkeit des Strangpressens liegt die Temperatur des aus tretenden Stranges je nach Legierung unter halb des kritischen Temperaturhereiches für die Gewaltbrüche in der Wärme , beispiels weise Al-Cu-Mg, oder unterhalb des kriti schen Temperaturbereiches für die Warm brüche , beispielsweise Al-l1g. Bei dem einen mit. nieclri;
-en Blockeinsatz- und-Werkzeugtem- peraturen arbeitenden Verfahren erreielit der Strang auch durch die zusätzlich erzeugte Reibungs- und Verformungswarme überhaupt rieht die untere Temperaturgrenze der kri tischen Übergangsbereiche, und es werden daher die eingangs gekennzeichneten Gewalt brüche und die Warmbrüche vermieden. Bei dein andern Verfahren, welches hohe Blockeinsatz- und Werkzeugtemperaturen ver wendet, wird die Temperatur des Stranges in der Matrizenöffnung durch intensive Küh lung der Matrizenreibfläche niedrig gehalten, so class die Bleiehe Wirkung erzielt wird.
Die Einhaltung einer Temperatur ober halb des oben gekennzeichneten kritischen Übergangsbereiches der Warmbrüche über die Länge des in der Matrize befindlichen Stranges wird durch verschiedene Faktoren bedingt bzw. ermöglicht, und zwar den spezi fischen Druck der Strangpresse, den Verpres- sungsgrad, die Blockeinsatztemperatur, die während des Pressvorganges aufrechterhaltene Pressgeschwindigkeit und die #änge und Koni- zität der Matrizenreibfläche.
In Anhetracht der Forderung, die im Mischkristall löslichen heterogenen Bestandteile der Korngrenzen substanz während der Verpressung praktisch vollständig zur Auflösung zu bringen, sollte eine möglichst holte Blockeinsatztemperatur van Vorteil sein, da sie von vornherein einen möglichst weitgehenden Konzentrationsaus- glcich in Gefüge begünstigt. Je höher die Blockeinsatztemperatur ist, desto schmeller wird auch der Pressblock hei gegebenem Pres sendruck ins Fliessen kommen. Durch Ver wendung längerer und konisch ausgebildeter Matrizenreibflächen wird in bekannter Weise mehr Reibungswärme erzeugt als bei Verwen dung kurzer nichtkonischer Presswerkzeuge.
Hohe Verformungsgrade erhöhen bei gege benem Pressendruck zwar die Anpresszeit, bedingen aber in entsprechendem Masse die Erzeugung von mehr Reibungswärme als nied rige Verformungsgrade. Mit steigendem Ver- pressungsgrad kann daher die Länge der Reibfläche vermindert werden und ihr Nei gungswinkel zur Pressrichtung kleiner seih, was sieh günstig im Hinblick auf den hei holten Verpressungsgraden auch holten An- pressdruuck auswirkt. Hohe Pressgeschwindig- keiten begünstigen die schnelle Erreichung der hohen Temperaturen im Strang.
Ein relativ hoher Pressendruck ermöglicht es, bei kurzen anpresszeiten hohe Verformungsgrade hei relativ niedrigen Blockeinsatztemperatu- rcn mit hohen Pressgeschwindigkeiten einzu halten. Die erwähnten Auswirkungen bei Prcss- hedingungen sind zwar zum Teil bekannt.
Für die Erziehung eileer konstanten Temperatur oberhalb des kritischen Übergangsbereiches für die eigentlichen Warmbrüche ist nun aber zu beachten, dass der spezifische Druck einer vorhandenen Presse konstant ist und Verpres- sungsgrad und Pressgeschwindigkeit im linke einer wirtschaftlichen Fertigung möglichst hoch sein sollen. Da die Reibungs- und Ver formungswärme zum grössten Teil erst in der Matrizenöffnung entsteht, ist stets ein Tem peraturunterschied zwischen dem Block und dein trang in der Matrize vorhanden.
Um ein Anschmelzen des Stranges an der Matrize zu vermeiden, darf daher die Blockeinsatz temperatur nicht zu hoch sein; im allgemeinen wird sie nicht höher als etwa 20 unterhalb des Anschmelzbeginnes des Gussgefüges liegen. Blockeinsatztemperaturen, die um einige Zeh nergrade unterhalb dieser obern Grenze lie gen, ermöglichen einerseits ein schnelles An pressen und anderseits die konstante Ein- haltunhoher Pressgesehwindigkeiten.
Die zur Aufrechthaltung des Temperatursprunges Bloek Stran, erforderlielle 1! ärmeillenge wird dann durch die Reihungs- und Verformungs- Wärme erzeugt, deren Höhe durch die Fak toren Verpressungsgrad und Länge und Koni- zität der Reibfläche bedingt ist. Die maximale Menge an Reibungswärme wird nach neueren Erkenntnissen (los Erfin ders bei Neigungswinkeln von 2 bis 6 der Matrizenreibflächc zur Pressachse erreicht.
Je nach dem Querschnitt des Stranges genügen vielfach aueli Neigungswinkel von\ minde- sten., 1:, oder \ei@un;s@1-inkel bis zu I?". Entsprechendes gilt für die Länge der Reib- I'l:iehe, die hei Profilstangen an den klein- sten im technischen Massstab hergestellten Querschnitten etwa 3 mm und an den gröss ten Querschnitten etwa 200 mm betragen kann.
Bei sytmmetrischen Querschnitten, wie Rund- und Vierkantstangen, wird die Länge und Konizität der Matrizenreibfläche über den geformten Umfang konstant gehalten. Für Flachstangen kann die hänge der Reib fläche ebenfalls konstant sein, jedoch muss zwecks Vermeidung von Rissen an den schma len Seiten, die durch das Destreben der Stan genmitte vorzueilen, verursaeht werden, der Neigungswinkel der Reibfläche an den Selmalseiten kleiner seile als an den Breit seiten.
Aus der folgenden Zahlentafel 1 sind die Verhältnisse der zweckmässig einzuhalten den Neigungswinkel zu entnehmen:
EMI0005.0001
Zahlentafel <SEP> 1:
<tb> Velhältnis <SEP> Neigungs- <SEP> Neigungs Schmalseite <SEP> winkel <SEP> an <SEP> der <SEP> winkel <SEP> an <SEP> der
<tb> zu <SEP> Breitseite <SEP> Breitseite <SEP> Schmalseite
<tb> I <SEP> : <SEP> 1 <SEP> a <SEP> ((
<tb> 1 <SEP> : <SEP> 2 <SEP> a <SEP> O. <SEP> 7i <SEP> . <SEP> r(
<tb> 1 <SEP> . <SEP> @ <SEP> a <SEP> 0,6 <SEP> . <SEP> a
<tb> 1 <SEP> :
<SEP> 5 <SEP> a <SEP> 0,i <SEP> . <SEP> a Bei Pressprotilen mit ungleichen Quer schnittsteilen ist auch eine der Grösse dieser Querschnittsteile entsprechende Anpassung der Reibflächenlängen erforderlich, und zwar müssen sich die Reibflächenlängen der ver schiedenen Querschnittsteile wie die Verhält nisse ihrer Quersehnitte zu ihren Umfängen verhalten. Dies sei durch das folgende Bei spiel in Verbindung mit der beiliegenden Zeichnung erläutert.
Fig. 1 zehgt den Querschnitt eines winkel förmigen Pressprofils.
Fig. 2 zeigt eine Matrize in Draufsicht, Fig. 3 eihen Querschnitt nach Linie III-III der Fig. 2, Fig. 4 einen Querschnitt nach Linie IV-IV der Fig. 2.
Bei dem Winkelprofil gemäss Fig. 1 haben die beiden Schenkel A und B die bleiche Länge von beispielsweise 40 mm, wobei der waagrechte Sehenkel A eine Höhe von 13 mm, der senkrechte Schenkel B eine Dicke von 5 mm hat. Der beide Sehenkel zusammen fassende gemeinsame Teil ist mit C bezeichnet.
Während des Strangpressvorganges würde hei gleich langer Reibfläche der Querschnitts teil ss die Tendenz haben, infolge verhältnis mässig grösserer äusserer Reibung hinter dem Querselmittsteil A zurückzubleiben. Um dies auszuschliessen und die dadurch verursachte Rissbildung an dem Querschnittsteil B zu ver meiden, muss die Reibflächenlänge an diesem Teil gegenüber der des Teils A verkleinert werden.
Dies hat nach der folgenden Formel zu geschehen:
EMI0005.0002
Darin bedeuten
EMI0005.0003
RA <SEP> = <SEP> Reibflächenlänge <SEP> am <SEP> Querschnittsteil <SEP> A
<tb> RB <SEP> = <SEP> " <SEP> " <SEP> " <SEP> B
<tb> QA <SEP> = <SEP> Querschnittsfläche <SEP> am <SEP> Querschnittsteil <SEP> A
<tb> QB <SEP> = <SEP> " <SEP> " <SEP> " <SEP> B
<tb> UA <SEP> = <SEP> Umfang <SEP> am <SEP> Querschnittsteil <SEP> A
<tb> UB <SEP> = <SEP> " <SEP> " <SEP> " <SEP> B.
Wählt man RB mit 8 mm. wie es sich für eine Wanddicke von 5 mm als zweckmässig er- wiesen hat, so errechnet sich Ra nach der olli < ,.cl1 Formel zu:
EMI0005.0006
Bei der hohen Werkstofftemperatur er- iulgt die Auflösung der im Mischkristall lös lichen Bestandteile der Korngrenzensubstanz zwar sozusagen spontan, genau genommen, ist sie natürlich jedoch wie jede Gleichgewichts reaktion ein zeitabhängiger Vorgang.
In Anbe- tracht der holten Pressgeschwindigkeit oder, zu treffender ausgedrückt, Durchfliessgeschwin digkeit des Werkstoffquerschnittes durch die Matrizenöffnung ist die Reibfläche aber in jedem Falle so genügend lang zu bemessen, dass die Auflösung bis zum Austritt des Stran des aus der Matrizenöffnung mit Sicherheit stattgefunden hat.
Demnach betrifft die Erfindung ein Ver fahren zur Herstellung von Voll- und Hohl profilen auf Strangspressen aus Legierungen, die unterhalb ihrer Solidustemperatur zur Bildung einer homogenen Mischkristallphase befähigt sind, welches dadurch gekennzeich net ist, dass die Temperatur des aus der Matrizenöffnung austretenden Stranges so hoch ist und die Matrizenreibfläche so land bemessen wird, dass während des Pressvorgan- ges bis spätestens beim Austritt des Stranges eine praktisch vollständige Auflösung der un terhalb der Solidustemperatur des Grund gefüges schmelzenden und darin löslichen Be standteile der Korngreuzensubstanz der zu verformenden Legierung erreicht wird und die hei dieser Strangaustrittstemperatur vor handene Verformharkeit derart gross ist,
dass die Differenz zwischen den am Rande und im lern des Stranges zur Auswirkung kommen den Kräften zu keiner Rissbildung Anlass Übt. Durch Abschrecken des Stranges unmit- telhar nach seinem Austritt aus der Matrizen- Offnung kann das Ausmass der Auflösung der Korngrenzensubstanz ohne Schwierigkeit nachgeprüft bzw. ermittelt werden.
Grundsätzlich ist das erfindungsgemässe Verfahren hei allen legierungen an wendbar, die unterhalb ihrer Solidustemperatur zur Bildung eitler homogenen Mischkristallphase befähigt sind. Nun ist dieses Temperatur intervall (Abstand Soliduslinie/Entmischungs- linie) aber sowuhl bezüglich seiner absoluten Hölle als quell seiner Ausdehnunh bekannter massen von Legierung zu Legierung verschie den. Die folgende Zahlentafel 2 enthält die entsprechenden Werte für einige bekannte technisch verwendete Legierungen, wobei be tont sei, dlass diese Werte natürlich durch neuere Messungen noch geringfügig korrigiert werden können: für die nachstehenden Er örterungen spielt dieser Umstand aber keine Rolle.
In der Zahlentafel 2 sind weiterhin auch noch später zu erörternde Werte der Warmzerreissdehnung bei 300 C aufgenom men.
EMI0006.0012
<I>Zahl(Wafel <SEP> 2:</I>
<tb> Temperatur- <SEP> nehiumg
<tb> 'rNinperatur <SEP> der <SEP> di±èrenz <SEP> _e <SEP> resster
<tb> Le@ierinl;,= <SEP> Ent- <SEP> SoliduSliniel <SEP> Span <SEP> et. <SEP> bei
<tb> - <SEP> Solides- <SEP> micchull^s- <SEP> Ent- <SEP> 300o <SEP> Prüf linie <SEP> knie <SEP> miscnunrs- <SEP> Linie <SEP> temperatur
<tb> <B>1. <SEP> (tattun</B>- <SEP> <B>AI-(.'tl-@I@=</B> <SEP> mit <SEP> <B>e1\1'.1 <SEP> J <SEP> Oho <SEP> Cu <SEP> (i017"</B> <SEP> C <SEP> 4700 <SEP> <B>C <SEP> 13011 <SEP> c <SEP> 180./0</B>
<tb> 11. <SEP> Cattun;
<SEP> .11-C'tt <SEP> lt@, <SEP> mit <SEP> etwa <SEP> 4 <SEP> 0;0 <SEP> Cu <SEP> .,000 <SEP> C <SEP> Q011 <SEP> C <SEP> <B>130/0</B>
<tb> <B>111.</B> <SEP> (1iitttni;y <SEP> A1-11; <SEP> mit <SEP> etwa <SEP> a <SEP> % <SEP> ll- <SEP> <B>,)7:%,></B> <SEP> (' <SEP> _'6'?" <SEP> C <SEP> 311 <SEP> (' <SEP> 6;1
<tb> IV. <SEP> Gattung <SEP> A1-11- <SEP> mit <SEP> etwa <SEP> 7 <SEP> % <SEP> Mg <SEP> a-16\ <SEP> (' <SEP> <B>301o(1</B> <SEP> 24511L1 <SEP> 60 <SEP> <B>'VO</B>
<tb> V. <SEP> (tattung <SEP> :11-31g <SEP> 01i1 <SEP> etwa <SEP> 11 <SEP> <B>% <SEP> 31-</B> <SEP> a'?" <SEP> (' <SEP> ;3-3;311(. <SEP> 1J0" <SEP> (-' <SEP> .):l <SEP> "/o
<tb> VI. <SEP> Gattung <SEP> 31g-_11 <SEP> mit <SEP> etwa <SEP> J <SEP> /o <SEP> Al <SEP> -1801l <SEP> (' <SEP> 357" <SEP> C;
<SEP> 1<B>)</B>3 <SEP> (_'. <SEP> 3(1 <SEP> <B>0/0</B> Ein wesentliches Merkmal der Erfindung ist die Temperatur des aus der Matrize austre- tendeutran,=es: diese Temperatur liegt. na- turgemäss in jeden. Falle unterhalb des Soli- duspunktes (Ansehmelzen des Mischkristalles) und wird im Hinblick auf eine betriebssichere Durchführung des Verfahrens immer einige Zelmergrade unterhalb des Solidluspunktes liegen.
Da die Soliduslinie nicht nur von einer Legierungsgattung zur andern auf verschie- dener Temperaturhöhe liegt, sondern auch die Soliduspunkte bei Legierungen en der gleichen Gattung mit unterschiedlichem Gehalt an den Legierungsbestandteilen verschieden hoch lie gen, lassen sich allgemeingültige zahlenmässige Angaben für die obere Temperaturgrenze des austretenden Stranges nach dem erfindungs gemässen Verfahren naturgemäss überhaupt nicht machen.
Die Temperatur des austreten den Stranges muss aber auch oberhalb, und zwar genügend oberhalb der Entmischungs linie liegen, damit eine Auflösung der ins Mischkristall löslichen heterogenen Gefüge bestandteile der Korngrenzensubstanz über haupt, und zwar genügend schnell bis zum Austritt des Stran ges aus der Matrizenöff nung stattfinden kann. Zahlenmässige Anga ben über die untere Temperaturgrenze des austretenden Stranges sind daher gleichfalls nicht möglich.
Da die Temperaturdifferenz Soliduslinie/ Entmischungslinie mit steigendem Legie- rungsgelialt kleiner wird, steht also bei höher prozentigen Legierungen für die Einhaltung der Temperatur des austretenden Stranges ein kleineres Intervall zur Verfügung als bei niedrigerprozentien Legierungen.
Die be kannte Feststellung über die grösseren Ver arbeitungsschwierigkeiten von höherprozenti gen Legierungen en bei den bekannten Strang- pressverfahren (Strangtemperaturen unter- halb) der kritischen Übergangsbereiche) gilt an sich also auch für das erfindungsgemässe Verfahren. ha sei aber betont, dass dieser Uni stand die Durchführung des erfindungege- mässen Verfahrens für höherprozentige Legie rungen nicht etwa verhindert, sondern nur insofern beeinflusst, als die die Einhaltung einer Temperatur oberhalb des kritischen Übergangsbereiches der Warmbrüche bedin genden Faktoren wie Blockeinsatztemperatur, Verpressungsgrad nur jeder für sieh in en geren Grenzen verändert werden können.
Bei der Düse, welche in den Fig. '3 bis 4 dargestellt ist, ist ein Wert U von 75 mm, ein Wert b von 15 mm und ein Wert c von 50 mm angenommen. An den weit voneinander ent fernt liegenden Schmalseiten Beträgt die Ver engung der Düse, wie aus Fig. 4 ersichtlich, 1 30'; bei den Längsseiten ist die Veren gung stärker und beträgt, wie in Fig. 3 ein getragen, 4 .
Wesentlich für die Verformung finit den hohen Strangaustrittstemperaturen ist zwei fellos das bei diesen Temperaturen ausseror dentlich gesteigerte Dehnvermögen des Werk stoffes. Wenn man das in der letzten Spalte der Zahlentafel 2 aufgezeichnete Dehnver mögen der Legierungen bei 300 C betrach tet, erkennt man, dass diese Werkstoffziffer hei den Strangaustrittstemperaturen gemäss Erfindung grössenordnungsgemäss höher sein muss als selbst bei den Strangaustrittstempe raturen, wie sie im höchsten Falle bei den bisherigen Strangpressverfahren angewendet wurden, wobei man beispielsweise etwa die, aus der folgenden Zahlentafel 3 ersichtlichen Werte zugrunde leben kann.
EMI0007.0012
Zahlentafel <SEP> 3:
<tb> Temperatur <SEP> des <SEP> austretenden <SEP> Stranges
<tb> Leierung <SEP> nach <SEP> der <SEP> bisherigen
<tb> nach <SEP> der <SEP> Erfindung <SEP> Arbeitsweise
<tb> Al-Cu-lh <SEP> mit <SEP> etwa <SEP> 3 <SEP> % <SEP> Cu <SEP> 500-540 <SEP> C <SEP> 410-470 <SEP> C
<tb> Al-Cu-Mg <SEP> mit <SEP> etwa <SEP> 4 <SEP> % <SEP> Cu <SEP> 510-540 <SEP> C <SEP> 410-470 <SEP> C
<tb> Al-Mg <SEP> mit <SEP> etwa <SEP> 5 <SEP> % <SEP> Mg <SEP> 460-540 <SEP> C <SEP> 380-450 <SEP> C
<tb> Al-lIg <SEP> finit <SEP> etwa <SEP> 7 <SEP> % <SEP> <B>Mg</B> <SEP> A70-520 <SEP> C <SEP> 350---d50 <SEP> C
EMI0008.0001
Temperatur <SEP> des <SEP> austretenden <SEP> Stranges
<tb> Legierung <SEP> nach <SEP> der <SEP> bisherigen
<tb> nach <SEP> der <SEP> Erfindung <SEP> Arbeitsweise
<tb> Al-Mg <SEP> finit <SEP> etwa <SEP> 9
<SEP> % <SEP> Mg <SEP> 480-300 <SEP> C <SEP> 380-430 <SEP> C'
<tb> M-Zn-Mg <SEP> niit <SEP> etwa <SEP> 1 <SEP> bis <SEP> 6 <SEP> % <SEP> Zn <SEP> und
<tb> etwa <SEP> 1 <SEP> bis <SEP> 6 <SEP> 0/0 <SEP> 1I(# <SEP> -180-.i.50 <SEP> C <SEP> -1t10--160 <SEP> (.'
<tb> <B>31,- <SEP> A</B> <SEP> 1-Zii <SEP> mit <SEP> etwa <SEP> 6 <SEP> 0/0 <SEP> .11, <SEP> 1 <SEP> 0A <SEP> Z11 <SEP> :3.S0--110 <SEP> C <SEP> 320-3i0 <SEP> C
<tb> lI;=-@11-'ln <SEP> tllit <SEP> etwa. <SEP> <B>81/0</B> <SEP> .11, <SEP> 10/0 <SEP> Zu <SEP> .100-(60 <SEP> (_' <SEP> <I>320-11-1</I> <SEP> 0" <SEP> C Beispiel: Gussblöcke von 1i0 mm Durchmesser und 760 mm Länge aus einer Aluminiumlegierun mit 32 % Cu, 1.22 % Mg, 0,S1 % Mn, 0,53 % Si. 0.59 % Fe.
Rest Al, wurden auf einer Strangpresse mit einem Gesamtdruck roll 1500 Tonnen bei einer Einsatztemperatur von 485 C zu Flachstangen roll 15¿80 mm (etwa 95 % Verpressungsgrad) verpresst. Die Reib fläche der verwendeten Matrize besass eilte Länge roll 53 mm lind nies für die Profil bildung an den breiten Seiten der Stange einen Neigungswinkel von 4 und für die Profilbildung all den schmalen Seiten einen Neigungswinkel von 1,5 gegen die Pressachse auf. Die Temperatur vier mit einer (Geschwin digkeit voll 25 his 30 @1t Min. ausgepressten Stange betrug 535 C, die Temperatur des Pressrestes lag bei den' hintereinander durch- geiirtetl Verpressung von 20 Blöcken kon stant bei 460 bis 470 C.
Die an der Luft erkalteten Stallgell besassen eilt weitgehend re- kristallisiertes Gefüge. Sie wurden @ 1_ Stun den bei 490 C im Umluftofen geglüht, abge schreckt und zeiuten nach Stägigem Auslagern bei Raumtemperatur und einer Kaltreckung voll 1 %u die aus der @ahlenta fei 4 ersieht hellen Fesigkeitswerte.
EMI0008.0006
<I>Gahlr_mlrr(c'I <SEP> @:</I>
<tb> L@tn_snerte <SEP> Querwerte
<tb> 1:g <SEP> ttilit#
<tb> Zu-festia'keit <SEP> <B>(</B>rJ <SEP> B) <SEP> : <SEP> .t.0 <SEP> his <SEP> .1'' <SEP> 1:- <SEP> i11111= <SEP> -16 <SEP> his <SEP> 48
<tb> Streek-renze <SEP> (O <SEP> 0,2) <SEP> : <SEP> 37 <SEP> 1)1ä <SEP> -l11 <SEP> kL <SEP> nini# <SEP> <B>'i1 <SEP> 1)1J</B> <SEP> 3-t. <SEP> li#r;ttliti=
<tb> Dehnunur <SEP> (d <SEP> s) <SEP> :
<SEP> 1:. <SEP> his <SEP> 17 <SEP> <B>".\.</B> <SEP> 17 <SEP> bis <SEP> '?0 <SEP> 04 Da die Stangen den sogenannten Press- effekt, welcher bei Strangpressteilen beson ders holte Werte der Zerreissfestigkeit und der Streckgrenze in der Pressrichtun g zur Folge hat, infolge der spontan erfolgten weit- uelhenden Rekristallisation des Gefüges bei den flohen Verformungstemperaturen kann aufwiesen, hätte erfahrungsgenäss ein merk lieber Festigkeitsabfall erwartet werden kön- nest. Wie die Zahlentafel 4 zeigt,
ist der durch die spontan erfolte Rekristallisation des verformten Gefüges weitgehend beseitigte Presseffekt infolge der praktisch vollständigen Auflösung der aushärtenden Bestandteile mehr als ausgeglichen worden. Das Verfahren nach der Erfinding ergibt also auch eine qualitative Verbesserung der erzeugten Halb zeuge.
Beim @'re.Nsrlt voll Strangpressteilen aus Legierungen, wie denen der Galtung Al-Zn-Mg, deren Homogenisierungstempe raturen im Gebiet der bisher verwendeten Warmverformungstemperatur liegen, auf das Fertigmass, hat man scholl das Pressgut direkt heim Verlassen der Matrize mit Wasser ab geschreckt und so einen Arbeitsgang, näm- C lich die erneute Lösungsglülung eingespart. Für die Legierungen der Gattung Al-Cu-Mg war diese Arbeitsweise grundsätzlich ebenfalls anwendbar, doch konnten hierbei nur niedri gere Festigkeitswerte der ausgehärteten Werk stücke erreicht werden.
Infolge der hohen Verformungstemperaturen kann die wirt schaftlich vorteilhafte Arbeitsweise nunmehr aber für alle aushärtbaren Legierungen, bei spielsweise auch die der Gattung Al-Cu-Mg, allgewendet werden, ohne dass eine Vermin derung der Festigkeitswerte in Kauf ge nommen werden muss. In Anbetracht der hohen Abschreckungstemperaturen ist es nur erforderlich, für besonders wirksame Abküh lungsbedingungen Sorge zu tragen.
Wie weitere Erfahrungen beine Gesenk- schnieden von Werkstücken, z. B. aus einer Magnesinmlegierung mit 7 % Al. 1% Zn und 0,12 % Mu. aus auf der Strangpresse nach dem erfindungsgemässen Verfahren her gestelltem Ausgangsmaterial zeigten, lässt sich dieses ohne die Gefahr der Ausbildung eines groben Rekristallisationsgefüges bei höheren als den bisher üblichen Temperaturen und daher mit höherer Gesehwindigkeit im Gesenk verformen.
Über die Ursachen von Verarbeitungs schwierigkeiten bei der spanlosen Formung wird in der Fachliteratur ausgeführt (ver gleiche Praktische Metallkunde von G. Sachs, 2. Teil, Berlin 1934), dass sehr schwer zu über selten sei, ob ein neuer Stoff einen For- mungsvorgang in der Wärme ohne schwere Schadigungen, also rissfrei, überstehen werde oder nicht. Bei den meisten Werkstoffen sei (s notwendig einen bestimmten Herstellungs- v organg durch Versuche aufzufinden und festzulegen, der je nach denn betreffenden Werkstoff mehr oder weniger genau einge- kalten werden müsse, wenn nicht grobe Schä digungen auftreten sollen.
Es wird auch dar auf hingewiesen, dass das Formänderungsver mögen eines Stoffes bei der Warmverformung oft dadurch eine bedeutende Rolle spiele, dass es in gewissen kritischen Temperatur- hereiehen so gering sei, dass Aufreissen ein- trete. Die Bedingungen hierfür seien bisher aber kaum bekannt.
Beim Strangpressen war man immer dar auf bedacht, die Blockeinsatztemperatur nicht zu hoch zu wählen oder die durch erhöhte Pressgeschwindigkeit erzeugte grössere Rei- buigs- und Verformungswärme so weit. un- schädlieh zu machen, dass das Gut während der Verformung nicht auf Temperaturen in der Nähe des Soliduspunktes kann, da man fast ausnahmslos allen Werkstoffen bei diesen Temperaturen die Eigenschaft der sogenann ten Warmbrüchigkeit zuschrieb, was auf Grund der praktischen Erfahrungen auch seine Berechtigung zu haben schien.
Es wurde hierbei jedenfalls flieht beach tet, dass die auf Grund voll Anschmelzungen beobachteten Risse erst unmittelbar am Aus gang cler Matrizenöffnung auftreten, und es wurde nicht erkannt, dass es daher beim Strangpressen von Legierungen, die unterhalb ihrer Solidustemperatur zur Bildung einer homogenen Misehkristallphase befähigt sind, nur darauf ankommt, eine praktisch vollstän dige Auflosung dieser Bestandteile der Korn grenzensubstanz in jedem Falle vor dem Aus tritt des Stranges aus der Matrizenöffnung z u bewirlieii.
Die unter diesen Bedingungen erreichte Temperatur des Stranges erlaubt dann ohne weiteres, hohe Pressgeschwindig- keiten einzuhalten, ohne dass man, wie bei dem eingangs erwähnte bekannten Schnell- prehverfahren, gezwungen wäre sich bei An wendung hoher Pressgeschwindigkeiten auf niedrige Verpressungsgrade zu beschränken.