DE2462117A1 - Verbessertes knetaluminiumlegierungsprodukt

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Description

Claims

DE2462117A1

Publication number: DE2462117A1
Application number: DE19742462117
Authority: DE
Inventors: Larry Roy Morris
Original assignee: Alcan Research and Development Ltd
Current assignee: Alcan Research and Development Ltd
Priority date: 1973-05-17
Filing date: 1974-05-15
Publication date: 1976-04-29
Also published as: DE2423597B2; CS209469B2; ES426360A1; DE2423597C3; NO143166B; BR7404043D0; CA1038204A; DE2423597A1; DE2462117C2; NL180525C; CH618216A5; AU6904874A; NO741817L; FR2229779A1; JPS5041707A; NO143166C; AR202026A1; DE2462118C2; NL7406673A; DD118895A5

ALCAN RESEARCH AND DEVELOPMENT LIMITED, MONTREAL / KANADA

Verbessertes Knetaluminiumlegierungsprodukt

Die Erfindung betrifft dispersionsverstärkte Knetaluminiumlegierungsprodukte. Die mechanischen Eigenschaften eines dispersionsverstärkten Legierungsproduktes werden durch eine feine Dispersion mikroskopisch kleiner, unlöslicher Teilchen und/oder durch die Versetzungs- oder Kornstruktur, die von diesen Teilchen herrührt, bestimmt.

Dispersionsverstärkte Legierungsprodukte unter Einschluss von Aluminiumlegierungen sind durch Sinterung feiner Pulver erzeugt worden. Auch Festzustandsreaktionsverfahren sind zur Erzeugung von dxspersionsverstarkten Produkten, wie

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Hochgeschwindigkeitsstählen, angewandt worden. Bekannte dispersionsverstärkte Legierungen weisen nützliche Eigenschaften, wie beispielsweise eine hohe Festigkeit bei erhöhten Temperaturen auf.

Durch die Erfindung werden Knetaluminiumlegierungsprodukte zur Verfügung gestellt, worin ein relativ duktiles Metall durch eine Dispersion von relativ harten Teilchen aus intermetallischen Verbindungen oder intermetallischen Phasen verstärkt wird. Die erfindungsgemässen Knetaluminiumslegiex-ungsprodukte basieren auf der Anwendung bekannter Guss- und Herstellungsmethodiken .

Gegenstand der Erfindung ist ein Knetaluminiumlegierungsprodukt, welches 5,ο bis 2o Mol.-% intermetallische Phasen enthält, welche aus zumindest zwei hauptsächlichen legierenden Elementen gebildet werden, ausgewählt aus Fe in einer Menge von zumindest 1,2 %, Ni in einer Menge von zumindest 1,1 %, Mn in einer Menge von zumindest o,3 % und Si in einer Menge von zumindest o,5 %, vorbehaltlich, dass, wenn sowohl Fe als auch Ni gewählt werden, bis zu o,5 % des kombinierten Fe- und Ni-Gehaltes durch eine gleiche Menge an Co ersetzt werden kann, dadurch gekennzeichnet, dass die intermetallischen Phasen in Form von verteilten Partikeln der Grosse von o,1 bis 2 ,u vorliegen und das Gefüge im wesentlichen frei von groben intermetallischen Partikeln ist.

Ein weiterer Gegenstand der Erfindung sind Aluminiumlegierungsbarren, die dadurch gekennzeichnet sind, dass die Gesamtmenge an Fe und Ni 9o bis 1oo % der eines Eutektikums beträgt oder, dass die Gesamtmente an Fe und Mn 9o bis 1oo % der eines Eutektikums beträgt.

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Die erfindungsgemässen dispersionsverstärkten Aluminiumlegierungsprodukte werden durch Bearbeiten einer Gussmasse aus Aluminium,worin brüchige, stabartige, intermetallische Phasen vorliegen, um die' stabartigen Phasen (Nadeln, Stengelkristalle) zur Bildung separater Teilchen zu segmentieren, die über die Masse verteilt sind, hergestellt. Es wurde festgestellt, dass, wenn intermetallische Teilchen einer Grosse innerhalb des Bereiches von etwa o,1 bis 2 ,u (Mikron) Durchmesser etwa 5,ο bis 2o. Vol.-% einer Aluminiumlegierung bilden, die verarbeitete Legierung sehr interessante mechanische Eigenschaften aufweist. Die mechanischen Eigenschaften sind, wenn der Volumenanteil unterhalb 5,ο % abfällt, verschlechtert, während die Duktilität und Zähigkeit abnehmen, wenn der Volumenanteil 2o % übersteigt. Die Eigenschaften werden auch durch das Vorliegen grober intermetallischer Teilchen nachteilig beeinflusst, deren Grosse über 3 ,u Durchmesser liegt. Je gleichmässiger die Dispersion der intermetallischen Teilchen ist, desto besser sind die mechanischen Eigenschaften des Endproduktes, weshalb es aus diesem Grunde am meisten bevorzugt ist, die Aluminiumgussmasse unter solchen Bedingungen zu erzeugen, dass die von stabartigen Phasen (Nadeln, Stengelkristallen) freien Bereiche klein sind.

Nach einer anderen Ausführungsform wird ein Knetaluminiumlegierungsprodukt durch Bearbeitung einer Gussaluminiumlegierungsmasse erzeugt, die 5,ο bis 2o Vol.-% nicht ausgerichteter, intermetallischer Stengelkristalle (Nadeln) eines durchschnittlichen Durchmessers im Bereich von o,1 bis 1,5,u enthält, wobei die Bearbeitung ausreicht, um den Querschnittsbereich der Gussaluminiumlegierungsmasse um zumindest 6o % zu verringern, um die Stengelkristalle in separate Teilchen aufzubrechen.

Nach einem weiteren Aspekt liegt die Erfindung in einer Gussaluminiumlegierungsmasse, die 5,ο bis 2o Vol.-% nicht ausgerichteter

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intermetallischer.Stengelkristalle enthält, die einen durchschnittlichen Durchmesser im Bereich von o,1 bis 1,5,u aufweisen und im wesentlichen frei von groben intermetallischen Teilchen (Partikeln) sind.

Die intermetallischen Stengelkriställchen werden vorzugsweise '" aus einer intermetallischen Phase gebildet, die Aluminium und zumindest ein und gewöhnlich zwei Metalle der aus Fe, Ni und Mn bestehenden Gruppe enthält. Die intermetallische Phase kann auch Si enthalten. Der durchschnittliche Durchmesser der intermetallischen Stäbchen liegt vorzugsweise im Bereich von o,1 bis 0,8 ,u.

Das bequemste Verfahren zur Herstellung intermetallischer Phasen in Form von Stengelkriställchen in einer Aluminiummasse besteht darin, dass man eine eutektische Legierung, unter Einfügung von.Legierungselementen, die mit Aluminium beim Erstarren intermetallische Phasen ausbilden, unter ausgewählten Giessbedingungen unter Erzeugung eines sogenannten "gekoppelten Wachstums" giesst. Dieses Phänomen ist bekannt und wird durch einen Artikel von J.D. Livingston in "Material Science Engineering", Band 7 (1971, Seiten 61 bis 7o, erklärt.

Es ist bekannt, dass, wenn eine geschmolzene Legierungsmasse einer eutektischen oder nahezu eutektischen Zusammensetzung durch derartigen Wärmeentzug erstarrt wird, dass ein Temperaturgradient in Richtung auf ein Ende der Masse ausgebildet wird, ausgerichtete Lamellen oder Stäbchen (Fasern) aus intermetallischen Stoffen in der Metallmatrix gezüchtet werden können, und dass derartige Fasern oder Lamellen einen Verstärkungs- bzw. Verfestigungseffekt und hierbei insbesondere eine Zunahme der Zugfestigkeit in Richtung der Lamellen oder Stäbchen ergeben.

Lamellen-und stäbchenartige, eutektische Strukturen werden manchmal als "regelmässige" oder "normale" Eutektika zu deren Unterscheidung von anderen Strukturen bezeichnet, die sich

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■aus eutektischen Massen mit einer unregelmässigen oder facettierten Struktur erstarren. Es ist bekannt, dass "regelmässige" Eutektika, worin der Volumenanteil an intermetallischen Stoffen gering ist (weniger als etwa 30 %) eine Neigung- zur Verfestigung/in einer stäbchenartigen Weise aufweisen, während jene, die eine mehr gleichvolumige Zusammensetzung aufweisen, mit einer lamellenartigen Struktur wachsen. In einigen Eutektika wird eine lamellenartige Struktur bei niedrigen Wachstumsgeschwindigkeiten und eine stäbchenartige Struktur bei hohen Wachstumsgeschwindigkeiten gebildet. Verunreinigungen und die begleitenden"zellenartigen" oder "Kolonie"-Wachstumsformen begünstigen die Ausbildung einer stäbchenartigen Struktur. Gusslegierungen mit lamellenartiger Struktur sind für die Erzeugung von dispersionsverstärkten Produkten durch das erfindungsgemässe Verfahren nicht von Interesse. Die intermetallische Phase,die als stäbchenartig beschrieben wird, weist nicht notwendigerweise eine zylindrische Form auf und kann beispielsweise einen hexagonalen oder rechtwinkligen Schnitt mit einem Verhältnis von Hauptachse zu Nebenachse eines so hohen Wertes,-wLe 5 : 1 aufweisen. Die. individuellen Stäbchen können etwas verzweigt sein, wenngleich sie im wesentlichen einen gleichförmigen Querschnitt besitzen. Sie unterscheiden sich immer ziemlich deutlich von groben unregelmässigen Struk-· türen oder Strukturen des lamellenartigen Typus.

Bei den bekannten Verfahren zur Herstellung von -Gussmassen mit stäbchenartigen intermetallischen Stoffen, ist die Kühlung am häufigsten-sehr langsam unter Bedingungen durciigeführt worden, die zur Aufrechterhaltung einer im wesentlichen planaren Erstärrungsfront eingestellt wurden, um grobe Stäbchen (Fasern) aus intermetallischen Stoffen, die alle

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in der Gussrichtung ausgerichtet sind, herzustellen. Zahlreiche faserverstärkte Verbundstoffe sind durch langsame, einseitig gerichtete Verfestigung von Eutektika hoher Reinheit erzeugt worden.Diese Materialien sind sehr anisotrop und die Verstärkungswirkung der intermetallischen Phasen wird hauptsächlich in der Richtung der Stäbchen festgestellt. Diese Materialien sind wegen der langsamen Abkühlungsgeschwindigkeit und der hohen Reinheit der zur Ausbildung der gewünschten ausgerichteten Stäbchen erforderlichen metallischen Bestandteile nicht nur sehr teuer in der Herstellung, sondern weisen auch den Nachteil einer Brüchigkeit auf, da sie aufgrund von Sprödbruch oder Delaminierung der groben intermetallischen Phasen versagen. Obgleich faserverstärkte Gussmetalle Gegenstand ausgedehnter Laboratoriumsuntersuchungen gewesen sind, haben die angewandten Produktionsverfahren eine derartige Vorsicht erfordert und sind diese derart langsam gewesen, dass die Produkte lediglich ein begrenztes wirtschaftliches Interesse gefunden haben.

Im Gegensatz zu den bereits vorgeschlagenen faserverstärkten Verbundstoffen besteht bei der vorliegenden Erfindung kein Erfordernis dahingehend, dass die stäbchenartigen Phasen mit der Achse der Gussmasse ausgerichtet sein sollten. Tatsächlich ist es bevorzugt, dass sie nicht ausgerichtet sind. Daher besteht bei der Erzeugung von Gussbarren für die Anwendung in dem erfindungsgemässen Verfahren keine Notwendigkeit, dass die Verfestigungsfront im wesentlichen planar sei. Somit wird die Erzeugung der Gussblöcke durch herkömmlichen kontinuierlichen direkten Hart- bzw. Kokillenguss unter Bedingungen möglich, die zur Sicherstellung des gekoppelten Wachstums der intermetallischen Phase in Stäbchen des erforderlichen Durchmessers

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in der Matrix, die aus dukti-rlerem Aluminium zusammengesetzt ISt_x gewählt sind. Es können sehr befriedigende dispersionsverstärkte Produkte unter der Voraussetzung erzielt werden, dass die Gussmasse derart erzeugt wird, dass die intermetallische Phase in Form von feinen, eng voneinander entfernten Stäbchen eines durchschnittlichen Durchmessers im Bereich von 0,1 bis 1,5,u wächst, so dass sie durch nachfolgende Bearbeitung unter Erzeugung einer gleichmässigen Dispersion feiner intermetallischer Teilchen aufgebrochen werden können.

In der Gussmasse beträgt der durchschnittliche Stabmitte-zu-Stabmitte-Abstand bevorzugt nicht mehr als 1 ,u im Hinblick darauf, dass in dem Endprodukt der durchschnittliche Zwischenteilchenabstand sehr gering ist, wobei die Teilchen selbst im Durchschnitt einen Durchmesser von nicht mehr als 2 ,u und vorzugsweise 0,2 bis 1 /U aufweisen. Eine Methodik zur Bestimmung des durchschnittlichen Teilchendurchmessers wird nachstehend erläutert.

In den Knetprodukten sollte der Teilchendurchmesser der dispergierten intermetallischen Phase ausreichend klein sein, dass der Abstand zwischen einem Teilchen und seinem nächsten Nachbarn 3 ,u oder weniger beträgt, so dass die Teilchen eine Versetzungszellenstruktur jener Grössenordnung während der KaItdeformierung erzeugen und stabilisieren oder einen Korndurchmesser jener Grössenordnung nach der Vergütung bzw. Anlassung behalten. Wenn dieser Zwischenteilchenabstand im Durchschnitt über 3 ,u hinausgeht, wird die Festigkeit zunehmend in Bereiche verringert, für die nur geringes wirtschaftliches Interesse besteht. Wenn die Teilchenzu klein sind (weniger als etwa 0,1 ,u) behalten sie nicht die hohen Winkelumorientierungsfehlergrenzen

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in der Aluminiummatrix, weshalb das Material ein zu dem von Standardlegierungen ähnliches Verhalten zeigt, in welchen die festen Teilchen aus der festen Lösung durch Wärmebehandlung ausgefällt werden. Im ..Gegensatz zu den durch die Desintegration der stäbchenartigen Phase gebildeten Teilchen (=Stengelkristalle)beträgt der Teilchendurchmesser, der bei einer normalen Wärmebehandlung ausgefällten Teilchen, weniger als 0,1 ,u. Wenn die intermetalli- · sehen Teilchen zu gross oder in den aus eutektischen Legierungen, mit stäbchenartigen intermetallischen Phasen erzeugten Produkten zu ungleichmässig verteilt sind, wirken sie als Stellen für eine Spannungskonzentration (S.t€lleri erhöhter Spannung) oder als Linien der Bruchausbreitung,und das Material verliert seine Zähigkeit oder Verformbarkeit. Auch wird die Streckgrenze und Rekristallisier ungs temperatur verringert. Aus dem gleichen Grund sind grobe intermetallische primäre Teilchen unerwünscht.

Die Legierungen, von denen bisher angenommen wurde/ dass für sie das Hauptinteresse im Hinblick auf die wirtschaftliche Verwertung wegen der Festigkeit und Verformbarkeit des Endproduktes besteht, weisen 5,0 bis 12 Vol.% intermetallische Stoffe auf.

Wenngleich ein durchschnittlicher Teilchendurchmesser im Bereich von 0,1 und 2 ,u dem Endprodukt zufriedenstellende Eigenschaften verleihen kann, ist, wie bereits angeführt, ein durchschnittlicher· Teilchendurchmesser im Bereich von 0,2 bis 1,0 ,u bevorzugt. Der durchschnittliche Teilchendurchmesser wird durch Zählung der Zahl der in dem Einheitsbereich in einem Schliffbild bzw. einer Mikrografie eines Querschnitts vorliegenden Teilchen bestimmt, wobei die groben primären intermetallischen Teilchen und die feinen Teilchen, die aus der festen Lösung ausgefällt

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sind, ignoriert werden. Derartige Teilchen sind durch einen erfahrenen Metallurgen leicht erkennbar.

Der durchschnittliche Teilchendurchinesser ist sodann durch die folgende Formel gegeben:

3 d = 0.90 V V

i/ VNp .

v/orin bedeutet: d = Teilchendurchinesser

Np = Zahl der Teilchen/Einheitsfläche V= Volumenanteil der intermetallischen Stoffe (0,05 bis 0,20)

Die vorstehende Formel drückt die Grosse der Teilchen im Sinne des· Durchmesserseiner Kugel gleichen Volumens aus. Der Durchmesser eines länglichen Teilchens/ welches durch Segmentierung eines zylindrischen Stäbchens gebildet wird, ist, wenn es in dieser Weise ausgedrücktwird, normalerweise grosser als der Durchmesser des Stäbchens, aus dem es gebildet wird.

Da keine Notwendigkeit besteht, dass die gekoppelten Phasen in einer einzigen Richtung ausgerichtet " werden, ist es unnötig, die Bildung eines eutektischen zellenartigen Wachstums (hervorgerufen durch die'Trennung von Verunreinigungen) zu unterdrücken, weshalb Aluminiummetall handeMblicher Reinheit für die Herstellung der Gusslegierung angewandt werden kann.Dies zellartige oder "Kolonien"-Art der Verfestigung ergibt nicht ausgerichtete intermetallische Stäbchen. ·

Bei der Herstellung der Gusslegierung sollte das Metall unter derartigen Bedingungen gegossen werden, dass im wesentlichen keine Kernbildung von intermetallischen Stoffen in dem geschmolzenen Metall vor der Front zwischen dem flüssigen Metall

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und dem festen Metall erfolgt. Bis zu etwa 2 Vol.% an groben primären intermetallischen Teilchen können toleriert werden, wenngleich die vollständige Abwesenheit derartiger Teilchen stark bevorzugt wird. Wenn jedoch das Volumen der groben primären intermetallischen Teilchen sich unter 2 % befindet, wird die Gusslegierung als im wesentlichen frei von derartigen Teilchen für die Zwecke der Erfindung angesehen. Um das Erfordernis der Unterdrückung des Wachstums primärer Teilchen zu erfüllen, muss, wie festgestellt wurde, ein Temperaturgradient von zumindest 5 C/cm in dem geschmolzenen Metall in der unmittelbaren Nachbarschaft der Λ Erstar^ungsfront vorliegen. Wenn eine geeignete Kontrolle des Temperaturgradienten in dem Bereich der Verfestigungsfront ausgeübt wird, ist es möglich, das gewünschte Ergebnis der Erzeugung der Gussaluminiumlegierung mit nicht mehr als 2 Vol.% an primären intermetallischen Teilchen (im Gegensatz zu Stäbchen) aus geschmolzenem Metall zu erreichen, worin die legierenden Elemente das Eutektikum in einer Höhe von 10 % übertreffen.

Um den bevorzugten intermetallischen Stäbchenabstand von 1 ,u oder weniger zu erzielen, muss, wie festgestellt wird, die Wachstumsgeschwindigkeit(Geschwindigkeit der Abscheidung von festem¹Metall in einer Richtung, die im wesentlichen senkrecht zu der " -Erstarrungsfront ist) zumindest 1 cm/min betragen. Es wird somit ersichtlich, dass die Erfordernisse des Giessverfahrens derart sind, wie/bereits festgestellt wurde, dass Gussbarren, die die gewünschten Eigenschaften haben, durch das herkömmliche Stranggussverfahren erzeugt werden können, -·■·■ worin das Kühlmittel direkt auf die Oberfläche des Gussbarrens bei dessen Auftauchen aus einer offenendigen Form angewandt wird. Dies steht im vollkommenen Gegensatz zu den sehr langsamen

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und den einseitig gerichteten Wachstumserfordernissen der groben faserverstärkten Verbundstoffe/ wie vorstehend angegeben wurde. Das kontinuierliche Stranggussverfahren, insbesondere bei Anwendung..einer..wärmeisolierten Kokillenoberjcante i_n Verbindung mit einem Glas-Tuch-Verteiler, erlaubt die Aufrechterhaltung relativ stabiler Bedingungen in der Nähe der Erstarorungsfront, während auf das erstarrte Metall eine starke Abkühlung durch die Anwendung eines Kühlmittels auf die Oberfläche des aus der Form austretenden Gussbarrens ausgeübt, und gleichzeitig frisches geschmolzenes Metall in die Form eingeführt wird. Dies ermöglicht die zu erreichende, gewünschte hohe Wachstumsgeschwindigkeit in Verbindung mit dem erforderlichen steilen thermischen Gradienten, die für das gekoppelte Wachstum der Metallmatrix und der intermetallischen Phase ohne Bildung von groben primären intermetallischen Teilchen erforderlich ist.

Der Ausdruck "eutektische .Zusammensetzung bzw. Masse" wird hier zur Bezeichnung von eutektischen Zusammensetzungen, die binär, ternär und höherer Ordnung sind, sov/ie für einen Bereich von Zusammensetzungen in der Nähe dieser Eutektika angewandt, in denen es möglich ist, die gleichzeitige Abscheidung der dukti-len metallischen Aluminiumphase und einer oder mehrerer stäbchenartiger intermetallischer Phasen zu erzielen. In "eutektische Zusammensetzungenjbzw. Massen" sind auch Zusammensetzungen eingeschlossen, die sich den Grenzen zwischen den Phasenfeldern, die dem Charakter nach eutektisch sind, annähern, beispielsweise eine monovariante Legierung, d.h. eine Legierung, die sich durch eine monovariante eutektische Reaktion verfestigt. Im allgemeinen kann angegeben werden, dass die gewünschte stäbchenartige intermetallische Phase ohne übermässiges Wachstum

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grober primärer intermetallischer Teilchen oder übermässiges Wachstum primärer Aluminiumdendriten in "eutektisehen Zusammensetzungen" erzeugt werden kann, worin der Gesamtgehalt der hauptsächlichen legierenden Elemente weniger als 10 % oberhalb oder 20 % unterhalb des Gesamtgehaltsdieser Elemente am Eutektikum oder dem eutektischen Tal (eutectic trough) beträgt.

Es ist jedoch bevorzugt, dass der Gehalt der legierenden Elemente 90 bis 100 % desjenigen betragen sollte, der für das Eutektikum erforderlich ist. Wenn die Legierungselementzusätze geringer als die der eutekischen Zusammensetzung sind, so werden primäre Aluminiumdendriten gebildet (zusätzlich zu der gewünschten eutektischen Struktur).In diesem Fall besteht die Mikrostruktur aus Äluminiumdendritenzellen, die im wesentlichen von intermetallischen Phasen frei sind, und der stäbchenartigen eutektischen Struktur, die sich an den Grenzen der Dendritenzellen ausbildet. Das Vorliegen grosser Bereiche, die von intermetallischen Stäbchen frei sind, ruft offensichtlich eine Neigung zur Verringerung der Gleichmässigkeit der Teilchendispersion hervor, wenn die Gusslegierung zum Aufbrechen und der Dispergierung der brüchigen bzw. spröden intermetallischen Phase gewalzt oder in anderer Weise deformiert wird. Für eine vorgegebene Wachstumsgeschwindigkeit stellt die vollständig · gekoppelte Wachstumsstruktur ein Optimum dar; jedoch ist das Vorliegen von Aluminiumdendriten unter der Voraussetzung annehmbar, dass durchschnittliche Teilchengrösse und Abstand der intermetallischen Teilchen nach der Bearbeitung wie vorstehend angegeben sind. Es ist natürlich offenbar, dass, je feiner die Dendritenzellen sind, d.h. je grosser die Wachstumsgeschwindigkeit ist, desto mehr Aluminiumdendritenvolumen

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toleriert werden kann, um in dem Endprodiikt auf die erforderliche Struktur zu kommen. Unter gewissen Umständen ist ein Volumen an Aluminiumdendriten von einer Höhe von 50 bis 60 Vol.% in relativ dicken Gussbarren tolerierbar, die durch ein kontinuierliches direktes Hartgussverfahren gegossen wurden, wenngleich die Eigenschaften der gewalzten Produkte zunehmend mit dem Anwachsen des Volumens der Dendriten abnehmen bzw. sich verschlechtern. Beim Guss dünnen Materials, d.h. bis zu etwa 2,54 cm (1") Dicke, wo aussergewöhnlich hohe Kühl- bzw. Abschreckungsgeschwindigkeiten erreichbar sind, sind sogar noch höhere Prozentsätze an Aluminiumdendriten einer sehr kleinen Grosse (der Grössenordnung von 5,u) annehmbar und, unter der Voraussetzung, dass die Dendriten ausreichend klein sind, werden die mechanischen Eigenschaften nicht nachteilig beeinflusst.

Wenn die Gußlegierung durch Walzen oder Strangpressen deformiert wird, werden die intermetallischen Stäbchen nicht zufällig gebrochen;sie besitzen jedoch eine Neigung zur gleichmässigen Segmentierung entlang ihrer Längsachse, wodurch gleichmassige, jedoch etwas längliche Teilchen geschaffen werden, deren Durchmesser dem Durchmesser der ursprünglichen intermetallischen Stäbchen entspricht. Diese Teilchen neigen zur gleichmassigen Dispergierung über die duktile Metallmatrix während der nachfolgenden Deformation des Gussbarrens. Da die Teilchen eine geringe Grosse besitzen, einen kleinen Volumenanteil beanspruchen und gleichmässig in der Matrix verteilt sind, beeinflussen sie die Zähigkeit oder Verformbarkeit des Materials nicht in nachteiliger Weise. Das Aspektverhältnis (Verhältnis von Länge zu Durchmesser) der Mehrheit der Teilchen, die durch die Desintegration der intermetallischen Stäbchen gebildet sind, fällt in den Bereich von 1:1 bis 5 : 1. Im Gegensatz

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hierzu beträgt die durchschnittliche Länge der stäbchenartigen intermetallischen Stoffe in der Gusslegierung üblicherweise im wesentlichen mehr als das 100-fache des Durchmessers.

Die Eigenschaften der gewalzten Produkte, die durch das erfindungsgemässe Verfahren erzeugt sind, sind in einem gewissen Ausmass anisotrop. Es ist bevorzugt, die relativen Proportionen der Anisotropie durch Einführung geringer Mengen von Cu und/oder Mg zu verringern, die in fester Lösung in der Al-Phase verbleiben und bekannte festigkeitsverleihende Eigenschaften aufweisen.

Bei der Herstellung vonjgewalzten. Produkten einer guten Verformbarkeit für Zwecke wie AutokarosserJepresslinge .- ist es zulässig ,etwas von der potentielJen Festigkeit des Produktes zur Sicherstellung der gewünschten Verformbarkeitseigenschaften und in gewissen Fällen, um die Produktion brauchbarer, bruch-(linien) freier Gussbarren in dem anfänglichen Guss-Stadium zu erleichtern, zu opfern.Aus diesem Grund und zur Minimierung der Bildung grober primärer intermetallischer Teilchen bei der Herstellung der gewalzten Produkte durch das erfindungsgemässe Verfahren ist es bevorzugt, dass der Gesamtgehalt der hauptsächlichen legierenden Elemente etwas weniger (zwischen 90 bis 100 %) sein sollte, als es für ein Eutektikum erforderlich ist.

Bei der Herstellung der dispersions-verstärkten Aluminiumlegierungen ist die Erfindung am allgemeinsten auf "eutektische Zusammensetzungen bzw. Massen" anwendbar, worin die Ie-•gierenden Bestandteile zwei oder mehr darstellen,die aus der Gruppe ausgewählt sind, die Fe in einer Menge von zumindest 1,2 %, Ni in einer Menge von zumindest 1,1 %, Mn in einer

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Menge von zumindest 0,3 % und Si in einer Menge von zumindest 0,5 % umfasst, wobei solche hauptsächlichen legierenden Bestandteile in einer Gesamtmenge vorliegen, um etwa 5,0 bis 20 Vol.% an intermetallischen Phasen zu liefern, und die Legierung auch derartige-MMengen anderer Elemente enthält, .die die Möglichkeit des Wachstums der feinen stäbchenartigen intermetallischen Phasen nicht zerstören. Eine ganz bestimmte Anwendung der Erfindung stellt die Produktion neuartiger Al-Fe-Mn- und Al-Fe-Ni-dispersionsverstärkter Knetprodukte dar, die durch Bearbeitung von' Gussinassen aus "eühektischen Zusammensetzungen bzw. Massen" gebildet sind, welche unter den erforderlichen Bedingungen erzeugt worden sind, um die intermetallische Phase in Form von Stäbchen geeigneter Grosse (und somit eines geeigneten Abstandes) wachsen zu lassen. Beim Guss von Legierungen, die sowohl Fe und Ni als hauptsächliche legierende Elemente enthalten, können bis zu 0,5 % des gesamten Fe- und Ni-Gehaltes durch eine gleiche Menge an Co ersetzt werden.

Nach Erzeugung einer Gusslegierung der erforderlichen Struktur kann der Zusammenbruch der brüchigen bzw. spröden intermetallischen Phase in dispergierte Teilchen durch entweder Heiss- und/oder Kaltbearbeitung der Gusslegierung durch eine Vielzahl von Wegen erreicht werden. Eine Verringerung von zumindest 60 % ist für die notwendige Dispersion der Teilchen erforderlich, die durch den Zusammenbruch der intermetallischen Stäbchen gebildet sind. Wenngleich Vorsicht walten muss, dass die Zeit/Temperatur-Bedingungen, die für die vorläufige Erhitzung des Gussbarrens vor der Heissbearbeitung gewählt wurden, nicht zu der Koaleszenz der intermetallischen Stoffe

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führen, treten bei der Wahl geeigneter Bedingungen geringe Schwierigkeiten auf. Beispielsweise kann der Gussbarren(d±_e Bramme) Al-Fe-Mn- und Al-Fe-Ni-Eutektika auf eine Temperatur von 5OO°C während einer Stunde vor der Heissbearbeitung erhitzt werden.

Bei der Herstellung gewalzter Produkte ist es bevorzugt, den hauptsächlichen Teil der Reduzierung der ursprünglichen Gussbarren '(Bramme) durch Heisswalzen durchzuführen, wenngleich es ebenfalls bevorzugt ist, einen nachfolgenden Kaltwalzvorgang anzuwenden, um zumindest eine weitere 1O %-ige Reduzierung und vorzugsweise zumindest 50 %-ige Reduzierung der (heissgewalzten).Warmwalzplatte, unter Schaffung der gewünschten Versetzungszellstruktur in der Aluminiummatrix, zu erreichen. Durch die Bezeichnung "Kaltbearbeitung" soll ausgedrückt werden, dass die Legierung einer Bearbeitung bei einer Temperatur unter etwa 250 C unterworfen worden ist.

Die Legierung, die durch Kaltwalzen deformiert worden i.ist, kann bei 200 C (oder höher) gehalten werden, um eine Vergütung (recovery)oder ümkristallisierung zu bewirken. Selbst wenn ein nachfolgender Bearbeitungsvorgang, wie beispielsweise eine Porzellanemaillierung oder Lötung zu einer Umkristailisierung in dem kaltbearbeiteten Material führt, werden noch immer relativ günstige Eigenschaften beibehalten. Ein sehr feines Korn oder eine Unterkorngrösse, die durch eine derartige Behandlung erzielt werden, leisten einen wichtigen Beitrag zu den mechanischen Eigenschaften des Materials.

Die Erfindung kann insbesondere auf die Herstellung gewalzter Bleche im gesamten herkömmlichen Dickenbereich von 0,254 bis 0,0010 cm (0.1 bis 0.0004 inches) angewandt werden.

Ein besonderes Gebiet, auf welches die Erfindung insbesondere anwendbar ist, stellt die Herstellung von Aluminiumlegierungsblech mit relativ geringen Kosten im Hinblick auf die legie-

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renden Bestandteile dar, wobei diese eine gute Formbarkeit und eine höhere Festigkeit nach Behandlungai bei erhöhter Temperatur, wie beispielsweise einer Emaillierung und Lötung, ergeben, als jene Legierungen, die derzeit üblicherweise für jenen Zweck angewandt werden. Dieses verbesserte Blech baut auf den vorstehend erwähnten Al-Fe-Mn- und Al-Fe-Nieutektischen Zusammensetzungen auf. Diese Legierungen mit möglichen Zusätzen an Mg und/oder Cu und/oder , im Fall der Al-Fe-Ni-Legierung,Mn/ergeben, wenn sie einer letzten thermischen Behandlung bei einer Temperatur im Bereich von 230 bis 450 C nach der Kaltbearbeitung ausgesetzt werden, ein gewalztes Produkt, das eine ausgezeichnete Formbarkeit in Beziehung zu seinen erzielten mechanischen Festigkeitseigenschaften aufweist.

Für Produkte, wie beispielsweise Autokarosseriepresstücke ist es sehr wünschenswert, dass Aluminiumblech die folgende minimale Kombination anEigenschaften aufweist:

0,2 % Streckgrenze ' 20 ksi

Dehnung . bei 5,08 cm

(2 inch) Streck]änge 20 %

Erichsen Tiefungsprobe 1,02 cm (0.40 ")

Die Erichsen Probe stellt- eine Tiefungsprobe dar, worin ein Stück eines Metallbleches, das mit Ausnahme der Mitte gefasst ist, durch einen kegelförmigen Stempel mit rundem Ende bis zum Eintritt des Bruches deformiert wird. Die Höhe der Austiefung in mm (oder inches) beim Bruch stellt ein Mass der Duktilität dar. Die vorstehend angegebene Abkürzung "ksi", die auch in den nachfolgenden Beispielen verwendet wird, bedeutet

"1000 lbs/square inch" (454 kg/6,45 cm²). Daher stellen 1,0 ksi

annähernd etwa 70 kg/cm dar.

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Die Probe ist in den British Standards Institution B. S. 3855: 1965 : Titel "Method for Modified Erichsen Cupping Test for Sheet and Strip Metal" beschrieben.

Die bevorzugte eutektische Zusammensetzung für die Al-Fe-Mn-Legierung weist einen Fe- und Mn-Gehalt auf, der innerhalb der Koordinaten 1,9 % Fe, 0 ,3 % Mn; 2,0 % Fe, 0,8 % Mn; 1,4 % Fe, 1,2% Mn; 1 ,4 % Fe, 0,6 % Mn liegt, wobei die Legierung auch Zn, Li, Cu, Mg, Si bis zu 1,5 % insgesamt und bis zu jeweils maximal 1,0 % (Einzelkomponente); weitere bis zu maximal 1 ,0 % insgesamt und bis zu 0,3 % jeweils umfasst, wobei Λ1 den Rest darstellt. Es ist jedoch am meisten bevorzugt, dass die Legierung Fe und Mn innerhalb der Koordinaten enthält 1,8 % Fe, 0,6 % Mn; 1,8 % Fe, 0,8 % Mn; 1,5 % Fe, 1,0 % Mn; 1,5 % Fe, 0,7 % Mn; wobei die Legierung auch 0,1 bis 0,3 % Cu und Si bis zu 0,3 % enthält und andere vorzugsweise unter 0,15 % insgesamt (maximal jedesO,1 %) liegen und Aluminium denRest darstellt. Alle Zusammensetzungen, die sowohl in den grösseren als auch engeren Bereich der vorstehend angeführten Fe- und Mn-Gehalte fallen, liegen innerhalb von mehr als 10"%" oder 20 % unterhalb einer eutektischen Zusammensetzung.

Im Fall der Al-Fe-Ni~Grundlegierung liegen der bevorzugte Fe- und Ni-Gehalt innerhalb der Koordinaten 1,9 % Fe, 1,1 % Ni; 1,9 % Fe, 1,8 % Ni; 1,5 % Fe, 2,5 % Ni; 1,2 % Fe, 2,5 % Ni; 1,2 % Fe, 1,2 % Ni, wobei die Legierung auch Mn bis zu 1,5 %, Zn, Cu, Li, Mg, Si, biszu 1,5 % insgesamt, bis zu 1,0 % maximal jeweils, andere biszu 1,0 % maximal insgesamt und bis zu 0,3 % jeweils enthält und Al den Rest darstellt. Die am meisten

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bevorzugte Zusammensetzung weist einen Fe- und Ni-Gehalt innerhalb der Koordinaten 1,7 % Fe, 1,2 % Ni; 1,8 % Fe, 1,7 % Ni; 1,4 % Fe, 2,3 % Ni;1,4 % Fe, 1,2 % Ni auf, wobei die Legierung auch 0,3·bis 0,6 % Mn, bis zu 0,5 % Cu, bis zu 0,5 % Mg, bis zu.0,3 % Si, weitere bis zu 0,15 % insgesamt und bis zu 0,1 % jeweils,enthält/und der Rest Al darstellt. Bis zu 0,5 % Co können einen äquivalenten Teil des Fe- und/oder Ni- ■ Gehaltes ersetzen, wobei es jedoch die relativ hohen Kosten von Co unwahrscheinlich machen, dass dieses bei industrieller Anwendung verwendet werden würde.

Das Gefüge eines Barrens einer eutektischen Al-Fe-Mn-Legierung besteht beim Erstarren mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit von grosser als ungefähr 1 cm/min mit Temperaturgradienten in der Schmelze von mehr als ungefähr 5 /cm, aus zellenförmigem eutektischen Gefüge, welches Stengelkristalle der " (Fe, Mn)Alg-Phase mit durchschnittlichem Durchmesser von weniger als 1 /u enthält. In Barren von grossem Querschnitt, mittels dem halbkontinuierlichen Wassergussverfahren (Strangguss) gegossen, variiert die Erstarrungsgeschwindigkeit über die Barrendicke von Barrenmitte zum Barrenrand und die Temperaturgradienten in der Schmelze sind nicht klar begrenzt und werden durch konvektives Mischen im Schmelzesumpf verkleinert. Immerhin ist es erwiesen, dass es möglich ist, einen Barren mit dem erforderlichen Gussgefüge mittels halbkontinuierlichen Wassergussverfahrens zu giessen, mit einer Giesstemperatür der Schmelze von 75 bis 1oo°C über dem Schmelzpunkt der Legierung und unter Verwendung von Kokillen mit wärmeisolierten Oberkanten, sowie einem Glasfasernetz im Sumpf, welches mithilft, erzwungenen und natürlichen Wärmefluss in der Schmelze zu verringern während dem Stranggiessen des Barrens.

-2o-

609 818/0633

■ -- 20 -

Metallsumpf "in dem Barren wahrend «tes ©asses emtewor-fen war de.

Wenn ein Barren, der die .geeignete Striakfc®r «afweist* gewalkt oder extrudiert wird» wird die sfclfcelaem&rfclefe C^»Mte)^l„ Phase In eine feine, glelclainilsslge Dispersion vm'feaileiien in der Äluralnluramatrix ausgebrochen» Bei XalfcfcearlteAfcu»!, dieses Materials wird die Festigkeit des üaterlmls erhöht iaiad ein. fell der erhöhten Festigkeit wird selbst nach u&e. Vergütung oder Rekrlstalllslerung infolge des setüt Korns oder der ünterkorngrßsse beibehalten, die durch die intermetallische Dispersion stabilisiert JLst%

Viele andere eutektische fesamienseteangeM kdnnen ebenfalls für die Produktion der disperslonsverstSrkten Produkte durch. das erflndungsgemässe Verfahren a»gewa.iadt werden.Ein weiteres Beispiel einer derartigen eutektische» Zusanaaensetzung „ die durch die angegebene Prozedur vergossen und 'verarbeitet wer~ den kann, stellt eine Al-Fe-Mn-S!-Legierung· dar» Eine bevorzugte Busanmensetzung einer derartigen Legierung ist 1,4 bis 2,2 Fe; O,5 bis 2,0 % Sl; 0,1 bis 1,0 % Mn; bis zu 1,5 % Insgesamt (1,O % maximal jeweils bzw. jedes) Zn, Cu, Li,Mg; bis zu 1,0 % Insgesamt {0,3 maximal jeweils) weitere;■ Rest .Al.

Ein besonders bevorzugter Bereich ist 1,7 bis 2,0 % Fe, 0,5 bis 1,0 % Si, 0,5 bis 0,9 % Mn, bis zu 0,3 % Cu, bis zu 0,3 % Mg, bis zu insgesamt 0,15 % (0,1 % maximal jeweils) weitere, Rest Al.

Ein weiteres Beispiel einer geeigneten eutektischen Zusammensetzung stellt eine Al-Ni-Mn-eutektische Zusammensetzung dar,

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die 4,5 bis 6,5 % Ni und 0,3 bis 2,5 % Mn enthält. Zn, Cu, Li, Mg, Fe und Si sind in Mengen bis zu 1,5 % insgesamt und 1,0 % jeweils zulässig. Die hauptsächlichen legierenden Elemente Ni und Mn werden vorzugsweise innerhalb der Bereiche 5,5 bis 6,0 % Ni und 1,0 bis2,0 % Mn gehalten. Vorzugsweise v/erden Cu, Mg, Fe und Si unter 0,3 % jeweils gehalten.· Andere Elemente werden.nnter 1,5 % (vorzugsweise 0,15 %) insgesamt und unter 0,3 % (vorzugsweise unter 0,1 %) jeweils gehalten.

Ein weiteres Beispiel für eine geeignete eutektische Zusammensetzung stellt eine Al-Fe-Si-eutektische Masse dar. Eine geeignete Zusammensetzung ist etwa 1,8 % Fe und etwa 3 % Si. Obgleich es zulässig ist, bis zu insgesamt 1,5% (1,0 % maximal jedes) Zn, Cu, Li,Mg, Mn, bis zu 1,0 % insgesamt (0,3 % maximal jeweils) weitere einzuschliessen, ist es bevorzugt, die folgenden Maximalwerte für zusätzliche legierende Elemente aufrechtzuerhalten: bis zu 0,5 % Cu, bis zu 0,5 % Mg, bis zu 0,5 % Mn, bis zu 0,15 % insgesamt weitere (0,1 % maximal jeweils).

Ein weiteres Beispiel stellt eine Al-Mn-Si-eutektische Masse dar. Eine geeignete Zusammensetzung enthält etwa 2 % Mn und etwa 2 % Si. Wenngleich es zulässig ist bis zu insgesamt 1,5% (1,0 % maximal jeweils) Zn, Cu, Li, Mg, Fe, bis zu insgesamt 1,0 % (0,3 % maximal jeweils) weitere einzuschliessen, ist es bevorzugt, die folgenden Maximalwerte für weitere legierende Elemente aufrechtzuerhalten: bis zu 0,5 % Cu, bis zu 0,5 % Mg, bis zu 0,5 % Fe, bis zu 1,0 % insgesamt (0,3 % maximal jeweils) weitere.

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Die folgenden Beispiele 1 bis 3 beschreiben Versuche, die durchgeführt wurden, um die Vorteile zu zeigen, welche die Anwendung der vorliegenden Erfindung, bezogen auf eine Aluminiumlegierung mit 1,6 big 2,ο % Fe-und o,8 bis 1,o % Mn-Gehalt bietet, und die entworfen waren, um (1) den Einfluss des Gefüges, (2) die Ergebnisse von Fabrikationsversuchen, (3) den Einfluss von Veränderungen in der Grundlegierungszusammensetzung zu veranschaulichen.

Beispiel 1

Einfluss des Gefüges auf mechanische Eigenschaften

Legierungszusammen- 1,8% Fe; 1,o% Mn; o,1 % Si; sonstige se zung. Beimengungen<o,o1% jede; Rest Aluminium

Giessverfahren: Barren A 3,18 cm Durchmesser im Tütenguss hergestellt. Die intermetallische... (Fe, Mn) Al,-Phase lag in der Form von Stengelkristallen mit einem Durchmesser von etwa 1/2 ,u vor.

Barren B mittels Kokillenguss hergestellte

1 1/4 " dicke Barren. Die intermetallische Phase lag in der Form von groben Kristallen mit zu 1o ,u Grosse unregel-, massig verteilt vor.

Verarbeitung: Beide Barren wurden während einer Stunde auf

5oo°C angewärmt; auf 3,8 mm warmgewalzt; auf 1,27 mm zu Blech kaltgewalzt

Zugfestigkeitsproben wurden aus dem Blech ausgeschnitten und während too Stunden bei den in Tabelle 1 angegebenen Temperaturen vergütet.

-23-

6098 18/063 3

Tabelle;^

Wirkung.der, Struktur auf die ..^ _f 8 % Fe,1,0 %

Barren

Kaltgewalzt
(67 %)

Streck~**Deh-
grenze nung
ksi , ■<»*

4 %
11 %

300°C-1

00 h

Deh
nung

400⁰C-IOO

h

Deh
nung

50O⁰C-IOO

h

Deh
nung

Zugfe
stigkeit
(UIt.)
ksi

31
22,5

Zugfe
stigkeit
ksi

Streck
grenze
ksi

23 %
30 %

Zugfe
stigkeit
ksi

Streck
grenze
ksi

32 %
40 %

Zugfe
stigkeit
ksi

Streck
grenze
ksi

29 %'
40 %

A
B

43
20,5

26
18,5

25
11,5

22
17

18
.7

24
16

17
.6,5

** Die Zugfestigkeitseigenschaften in dieser und anderen Tabellen sind in Longitudinalrichtung, sofern es nicht anders bezeichnet ist..

Die Streckgrenze bzw* Streckfestigkeit ist in dieser und den anderen Tabellen als 0,2 % Streckgrenze ausgedrückt. ■ . ■ ■ ·

Die Dehnung in dieser und den anderen Tabellen ist als die prozentuale Ausdehnung auf einer Streck" länge von 2,54 cm (1 inch) oder5,Ö8 cm (2 inch) angegeben.

7462117

Die Zugfestigkeitseigenschaften eines aus Barren B gewalzten Bleches sind jenen eines herkömmlichen ΑΆ-3οο3 Bleches ähnlich. Die sehr ausgeprägten vorteilhaften Eigenschaften des aus Barren A erzeugten Bleches im Vergleich zu einem aus dem Barren B erzeugten Blech gehen aus den vorstehenden Zahlenangaben hervor.

Beispiel 2 Fabrikationsversuch mit DC-(Strangguss)-Barren

Legierungszusammensetzung:

1,65 % Fe; o,95 % Mn, o,o9 % Si, sonstige Beimengungen<o,o1 % jede? Rest Aluminium.

Giessverfahren Verarbeitung

Versuch 1

Versuch 2

12,7 cm χ 5o,8 cm Strangguss-Barren. Gxessgeschwindigkeit 7,6 cm/min. Kokillentiefe 2,54 cm mit wärmeisolierter Kolillenoberkante.

Schwimmer unter Düsen.durch welche Schmelze in Kokille fliesst zur Kontrolle des Schmelzmeniskus in der Kokille, Glasfasernetz frei um und unter Schwimmer. Schmelztemperatur 72 5 ⁰C.

Barren auf 5oo °C angewärmt und auf 6,6 mm warmgewalzt.

Warmwalzplatte bis auf 3,8 mm kaltgewalzt, geglüht bei einer Temperatur von 4oo°C während 1 Stunde; kaltgewalzt auf 1,277 mm Blech.

Warmwalzplatte in Stichen von 15 % Abwalzgrad auf 1,27 Blech kaltgewalzt, Walzblech jeweils nach jedem 15 % Abwälzen bei einer Temperatur von 25o C während 1 Stunde geglüht.

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6098 18/0633

Tabelle 2

Zugfestigkeitseigenschaften eines aus D. C.-Barren gewalzten Bleches

kaltgewalzt	Streck	Deh	vergütet bei 200⁰C	Streck- Deh-	vergütet bei	Streck	300°C	vergütet bei	Streck	400°C
Zugf.	grenze	nung	Zugf.	grenze nung	.Zugf.	grenze	Deh	Zugf.	grenze	Deh
ksi	ksi		ksi	ksi	ksi	ksi	nung	ksi	ksi	nung
	27	8 %		28 7.5 %		24			17
1) 34	31	10 %	29	29 . 13. %	25	25	15 %	22	—	3O %
2) 38		30	27	23 %	—	—

Die Untersuchung der Struktur des

gegossenen Barrens zeigte.

dass die intermetallische Phase (Fe,Mn)Al,. in Form von Stäbchen

•eines Durchmessers von etwa 1/2,u in der Metallmatrix vorlag.

Nachdem der Barren einer Bearbeitung durch Heisswalzen und Kaltwalzen unterworfen worden war, ergab die Untersuchung des Bleches, dass die intermetallische Phase in eine gleichförmige Dispersion feiner Teilchen mit einem durchschnittlichen Durchmesser in der Grössenordnung von 0,7,u aufgebrochen worden war.

Beispiel 3 Wirkung anderer Elemente

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"Zusammensetzung

Gussmethodik Verarbei tung

: 1,7 % Fe - 1,0 % Mn - 0,1 % Si weitere <0,01% jeweils - Rest Al plus Zusätze- wie angegeben.

: 3,18 cm (1.1/4 in.) Durchmesser Barren, wie Barren A in Beispiel 1

: wie in Beispiel 1.

Tabelle 3

Auswirkung der Zufügung von Elementen auf die Zugfestigkoitseigenschaften von Blech einer Dicke von 0,127 cm (0.05 in.)

Legierung	kaltgewalzt	(67 %)	Deh nung	vergütet bei 300	Streck grenze ksi	°C-100 h
	Zugfestig keit ksi	Streck grenze ksi	6 %	Zugfe stigkeit ksi	23	Deh nung
Grundlegierung	37	31	6 %	25	24	23 %
+ 0.2 % Cu	42	34	4 %	28	24	24 %
+ 0.3 % Mg	48	39	29	20 %

Die Untersuchung der Strukturen der Barren und der gewalzten Produkte ergab eine im wesentlichen identische Struktur zu der, die im Fall des Barrens A von Beispiel 1 erhalten wurde. Die Zusätze ναι Cu und Mg störten das Wachstum der

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stäbchenartigen (Fe,Mn)Al,-Phase nicht,

Die nachstehenden Beispiele geben die Eigenschaften wieder, wenn gewisse binäre Eutektika und solche höherer Ordnung beim erfindungsgemässen Verfahren angewandt werden.

Beispiel 4

Legierung -. : Aluminium 6,3 % TSTi (plus etwa 0,2 %

Verunreinigungen)

Gussmethodik : 22,8 cm χ 8,9 cm (9 χ 3 1/2 in.) D.C.Barren, gegossen mit 15,24 cm (6 in,)/min,

Mechanis ehe Eigens chaf ten*"

(a) Auf 525 C vorerhitzter Barren und heissgewalzt zu einer Bramme von 0,64 cm (1/4 in.)

Probe Zugfe- * Streck-* Deh-* Kerbfestigkeitswirksamkeit (%) '" stigkeit grenze nung Zugfe- Streckksi ksi stigkeit grenze

Longitü- * - -

dinal 38.3 33.3 7.8 % 87 100

Transversal 33.4 27.5 6.5 % 96 117

(b) 0,64 cm (1/4 in.) heissgev7alzte Bramme, kaltgewalzt zu 0,127 cm (0.050 in.) Blech

- 28 -

-6 09818/0633

Probe Zugfe- * Streck-* Deh~* Kerbfestigkeitswl3~ksamkeit''^o!'X% j stigkelt grenze nung Zugfestigkeit Streckgrenze ksl ksi ksi ksi

Longitudinal 42.2 34.4 5.8 % 85 115

Transversal 38.0 28.3 4.5 % 72 88

* Durchschnitte ναι drei Werten aus . Zugfestigkeltsproben '"* Kerbfes ti gkeltswirksaiakelt aus dem Kahn-Zugtest.

Beispiel 5

Zusammensetzung :A 5,5 % Ni - 0,95 % Mn - Rest Al

(99,8 % Reinheit)

B 6,0 % Ni - 2,0 % Mn - Rest Al (99,8 % Reinheit)

Gussmethodik :12,7 cm χ 50,8 cm D.C.-Barren, gegossen

durch die Methodik des Beispiels 2

Verarbeitung :wie in Beispiel 2

Zugfestigkeitseigenschaften ;0,127 cm (0,050 in.) Blech

kaltgewalzt vergütet bei 300⁰C-IOO h

Ablauf (1) Zugf. Streck- Deh- Zugf. Streck- Dehksi grenze nung ksi grenze nung

ksi ksi

Legierung A 4 6 36 8 % 37 37 6 % Legierung B 53 39 5 % \ 47 46 3 %

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29 -

_ 09 —

Beispiel 6

Zusammensetzung A 1.5 % Fe - 0.0 % Mn - 2.0 % Ni - . 0.1 % Si - andere < 0.01 jeweils Rest Al

Gussmethodik

Verarbeitung

Zugfestigkeitseigenschaften B 1.5% Fe -0.5% Mn -2.0% Ni -0.1% Si - andere<0.01 % jeweils - Rest Al

C 1.5% Fe -1.0% Mn -2.2% Ni -0.1% Si - andere<0.01 % jeweils - Rest Al

: Barren mit Durchmesser von 3,18 cm (11/4 in.) wie Barren A in Beispiel 1

: wie in Beispel 1

: 0,127 cm (0.050 in.) Blech

kaltgewalzt vergütet bei 300 C-100 h

	A	Zugfe stigkeit ksi	Streck grenze ksi	Deh nung	Zugfe stigkeit ksi	Streck grenze ksi	Deh nung
Legierung	B	39	31	10	29	28	25 .
Legierung	C	43	35	8	35	35	7
Legierung	45	37	7	35	33	8

30 -

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In diesem Beispiel betrug im Fall der Legierung B der durchschnittliche Teilchendurchmesser in dem gewalzten Blech 0,5,u (2/U Maximum).

Beispiel 7

Dieses Beispiel zeigt die Veränderung der mechanischen Eigenschaften, die durch Zugabe von Kupfer, Kupfer und Mangan/und Magnesium zu einer Al-Fe-Ni-Legierung des Typs des Beispiels 6 erhalten wird.

Zusammensetzung : A 1.6 %Fe - 1.8 %Ni -0.6 % Cu (andere

weniger als 0.1 %' jeweils, weniger als 0.2 % insgesamt)

B 1.5 % Fe -1.9%·Ni -O.6% Cu -O.6% Mn (andere weniger als 0.1 % jeweils, weniger als 0.2 % insgesamt)

C 1.7 % Fe - 1.7 % Ni - 0.3 % Mg (andere weniger als 0.1 % jeweils, weniger als 0.2 % insgesamt)

Gussmethodik : 9,54 cm (3.3/4 in.) χ 22,86 cm (9 in.)

D.C.-Barren, Verwendung einer Wärmehaube, 73O°C Metalltemperatur, Geschwindigkeit 10,16 cm (4 in.)/min

Verarbeitung : gehäuteter Barren, vorerhitzt auf 500 C,

heissgewalzt auf .0,32 cm (0.125 in.), kaltgewalzt auf 0,102 cm (0.040 in.)/Endteilvergütung bei 35O°C während 2 Stunden

Mechanische Eigenschaften von Blech einer Dicke von 0,102 cm (0.040 in.)

Legierung Zugfestigk. Streckgrenze Dehnung Erichsen (Ü.T.S)ksi (Y.S.) ksi (%) (in.)

A 31 24 18 0.36 B 32 20 19 0.3 4 C 29 27 19 0.33

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2482117

Beispiel 8

Aus Al-Fe-Mn~Si-Legierungen erzeugtes Blech Zusammensetzung

Gus smethodik Ver arbe i tung

Struktur

: A 1.8 % Fe - O.8 % Mn - 0.5 % Si (weitere weniger als O.01 % jeweils, weniger als 0.2 % insgesamt)

B 2.0 % Fe - 0.8 % Mn - 1-O % Si (weitere weniger als 0.01 % jeweils, weniger als O.2 % insgesamt)

C 2_r1 % Fe - 0.5 % Mn - 1.7 % Si (weitere weniger als O.O1 % jeweils, weniger als 0,2 % insgesamt)

: 3/18 cm (1.1/4 in.) Durchmesser-Barren _r Wachstumsgeschindigkeit 10,16 cm/min.

: Barren vorerhitzt auf 5OO C und heissgewalzt auf 0,953 cm (0.375 in.)_f kaltgewalzt auf 0,127 cm (0.050 in.)

: Barren-gekoppeltes Wachstum, feine Stäbchen von alpha^Al-Fe-Mn-Si

Blech - feine Teilchen mit einen durch-• schnitt liehen Durclmiesser von weniger

	als 1	/^U	-	Deh nung %	vergütet	bei 30O⁰C-IOO h	Deh nung %
		Streck grenze ksi	7	Zugfe stigkeit ksi	Streck grenze ksi	32
Legierung	Zugfestigkeitseigenschaften	28	5	21	16	23
	gewalzt	29	7	22	15	26
A	Zugfe stigkeit ksi	25	19	9
B	36
C	38
	36

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Die Untersuchung der B arren in dem gegossenen Zustand und die untersuchung der Produkte, die durch Walzen jeweils in den Beispielen 4 bis 8 erzeugt wurden, zeigten, dass diese ähnliche Strukturen zu dej2 für Barren A des Beispiels 1 angegebenen aufwiesen.

Angaben,wie thermische Endbehandlungen während 2 Stunden bei verschiedenen Temperaturen im Bereich von 250 bis 45O°C die Eigenschaften einer Äl-1,65 % -Fe, 0,91 % Mn, 0,20 % Cu-Legierung (die Legierung des Beispiels 2 mit zugefügten 0,2 % Cu) und einer Al - 1,6 % Fe, 1,9 % Ni, 0,5 %· Mn - Legierung (ähnlich Zusammensetzung B des Beispiels 6) beeinflussen,sind den Fig. 1 und 2 zu entnehmen. Im allgemeinen ist das. Material, bevor diesem die angegebene thermische Behandlung zuteil wird, als ein 12,7 cm χ 50,8 cm (5 in. χ 20 in.) D.C.-Barren gegossen, von der Oberflächenhaut befreit, auf 500 C wiedererhitzt und auf 0,64 cm (1/4 in.) heissgewalzt, auf 0,381 cm (0.150 in.) kaltgewalzt, während 2 Stunden bei 350 C zwischenvergutet und zu einem Blech einer Dicke von 0,127 cm (0.050 in.) kaltgewalzt worden. Aus diesem Figuren ist ersichtlich, dass die Endbehandlungsternperaturen von etwa 35O°C die erwünschte Kombination der Eigenschaften für die Al-Fe-Mn-Legierung ergeben, während Temperaturen von etwa 400 C für die Al-Fe-Ni-Mn-Legierung bevorzugt sind.

Alle hier unter Bezugnahme auf Legierungszusammensetzungen angegebenen Bestandteile stellen Gewichtsprozente .dar.

Die Erfindung wird weiter unter Bezugnahme auf die Fotomikrograf ien erläutert, die die Fig. 3 bis 6 bilden.

Fig. 3 stellt eine Fotomikrografie in 500-facher Vergrösserung eines Barrens von 1,8 % Fe, 0,8 % Mn und Rest Al (han-

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delsübiiche Reinheit) dar, welcher unter den in
', ι Beispiel 2 agegebenen Bedingungen gegossen wurde.

Fig. 4 stellt eine Fotomikrografie in einer 500-fachen Verr grösserung eines Bleches einer Dicke von 0,127 qm
(0.050 in.) dar, welches durch Walzen des Barrens der
Fig. 3 erzeugt wurde.

Fig. 5 stellt gegensätzlich hierzu bei gleicher Vergrösse- · rung die Struktur eines aus der gleichen Legierung gebildeten Bleches dar, das jedoch aus einem Barren stammte, der unter derartigen Bedingungen gegossen wurde, dass eine erhebliche Bildung grober intermetallischer Teilchen auftrat.

Fig. 6 stellt eine Transmissionselektronenmikrografie in

13000-facher Vergrösserung eines gewalzten und teilweise vergüteten Bleches dar, das aus einer aus Al,
6 % Ni bestehenden eutektischen Masse gebildet ist und langgestreckte NiAl,-Teilchen zeigt.

Zur weiteren Veranschaulichung der Erfindung wirdjauf die beigefügte Fig. 7 Bezug genommen, die in vereinfachter Form die
Liquidusgrenzen zwischen Al, FeAl- und Al₁MnAl, zeigt. Der durch die äussere . . Linie 1 angegebene Bereich definiert
einen allgemeinen Bereich eutektischer Zusammensetzungen, die
in bequemer Weise für die Produktion gegossener Legierungen angewandt werden können, die stäbchenartige intermetallische Phasen des erforderlichen Durchmessers für die Anv/endung bei der Erzeugung dispersionsverstärkter Aluminiumknetlegierungsprodukte gemäss der Erfindung aufweisen. ■" · Der durch die innere

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durchgezogene Line 2 angegebene Bereich definiert einen bevorzugten Bereich von Zusammensetzungen, mit denen Gusslegierungen, die die gewünschten stäbchenartigen Phasen aufweisen ^leichter ohne Wachstum unerwünschter grober intermetallischer Teilchen erzeugt werden können.

In Fig. 8 sind die Grenzen der allgemeinen und bevorzugten Bereiche von Zusammensetzungen .für das System Al-Fe-Ni in ähnlicher Weise durch die äussere und innere durchgezogene- Linie 3 und 4 in bezug auf die Grenzen zwischen den Phasen Al,FeAl- und Al,(Fe,Ni)„Al angegeben.

Während es in dem erfindungsgemässen Verfahren bevorzugt ist, von Gussmaterial auszugehen, worin die stäbchenartigen intermetallischen Stoffe durch gekoppeltes Wachstum der eutektischen Struktur entwickelt worden sind, ist es ebenfalls möglich, von Gussmaterial auszugehen, worin ein grosses Volumen an Aluminiumdendriten befindlich ist. Wie bereits angegeben wurde, kann das Gussmaterial diese grossen Volumina an Al-Dendriten einschliessen, wenn die Verfestigung sehr rasch ist und die Dendriten ausreichend klein sind. Die Fig. 9 stellt eine Fotomikrografie in 500-facher Vergrösserung dar, die eine annehmbare Struktur einer Gussbramme der Al-Fe-Mn-Cu-Legierung des Beispiels 3 zeigt, die durch aussergewöhnlich rasche Abkühlung erzeugt wurde. Die hellen Bereiche in dieser Fotomikrografie stellen einzelne Aluminiumdendriten einer Dimension von etwa 3 bis 5 »u dar, während die dunklen Bereiche aus Grüppchen sehr feiner stäbchenartiger intermetallischer Stoffe eines Durchmessers von etwa 0,2 ,u gebildet sind. Fig. 10 stellt eine Fotomikrografie des gleichen Materials nach erfolgter Kaltwalzung von einer Dicke von O,711 cm (0.280 in.)

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bis hinab zu einer Dicke von o,1o2 cm {o,o4o in.) dar» Die Legierung wurde zwischen einem Paar gekühlter Stahlwalzen in einer Vorrichtung gegossen, die durch die Hunter Engineering Company hergestellt wird. In dem folgenden Beispiel 9 sind typische Bindungen für die Herstellung des Materials der Fig. 9 und 1o zusammen mit dessen mechanischen Eigenschaften angegeben.

Beispiel 9

Blech hergestellt von gegossenen Bändern, welche auf einer Hunter-Bandgiessanlage gegossen wurden

Legierungszusammensetzung:

1,65 % Fe; 0,9ο % Mn, o,24 % Cu, o,12% Si, sonstige Beimengungen "Co,oll % jede; Rest Aluminium.

Giessverfahren Verarbeitung

83,8 cm breites χ 7,11 mm dickes gegossenes Band von Hunter-Bandgiessanlage Giessgeschwindigkeit: 838 cm/min Temperatur der Schmelzeί 7Ho⁰C.

Gegossenes Band kaltgewalzt auf 1,o2 mm und o,31 mm starkes Blech.

Gegossenes Band kaltgewalzt auf 3,8 mm; bei 35o°C während 2 Stunden geglüht, auf 1 mm und o,3 mm starkes Blech kaltgewalzt.

Gegossenes Band kaltgewalzt auf 3,8 mm; bei 5oo°C während 2 Stunden geglüht; auf 1 mm und o,3 mm starkes Blech kaltgewalzt.

Gefüge:

Das Gefüge des gegossenen Bandes bestand aus sehr feinen Aluminiumdendriten; (Zellengrösse~5/u) ,umgeben von sehr feinen intermetallischen Stengelkristallen von

λ.ο,2 zu durchschnittlichem Durchmesser.

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Durch das Kaltwalzen auf 1 mm starkes Blech wurden die Stengelkristalle zerteilt und im Gefüge verteilt. Die Kristallpartikelgrösse wuchs mit der Glühtemperatur, blieb jedoch unter 1 .u Durchmesser.

Mechanische Eigenschaften - Dehnung (Probenlänge 2")

Probenzustand

Probenher- . ■ gewalzt ' End^ilühung r Endglühung -,

stellung und bei 35O°C-2h bei 5opoc-2h

Stärke Zugfe- Streck- Deh- Zugfe- Streck- Deh- Zugfe- Streck- Dehstigkeit grenze nung stig- grenze nung stig- grenze nung

ksi ksi % keit ksi <j. keit ksi „

ksi ksi

"i-: 1.,o2 mm 47 43 5 35 13 6 .30 25 13

•"o,31 mm: . 52 45 4 35 32 7 29 26 12

~ 1,o2 mm 42 35 6 34 30 · 10 30 26 15

. o,31 mm 44 36 5 34 31 7 31 27 14

~ ; 1,o2 mm·, 36 31 6 22 16 22 21 10 28

C./31 mm 37 · 31 5 24 20 25 22 16 23

Obwohl es ziemlich einfach ist, einen rechteckigen 2\luminiumlegierungswalzbarren mit einer Dicke von bis zu etwa 15,24cm (6 in.) durch kontinuierlichen direkten Hartguss unter Bedingunge

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COPY

zu giessen, die zu einem im wesentlichen vollständig gekoppelten Wachstum in den bevorzugten eutektischen Legierungen gemäss der Erfindung führen, ist es weniger.einfach, das gleiche Ergebnis im Fall der viel dickeren Barren zu erreichen, die üblicherweise bei der Herstellung von Aluminiumlegierungsblechproduktenangewandt werden. Da jedoch dicke Barren, z.B. einer Dicke von 45,7 cm (18 in.) erhebliche Verringerungen bei der Umwandlung zu Blech erfahren, sind in der Gusslegierung ziemlich große Dendriten zulässig.

Beispiel 10 Aus dicken Direkt-Hartguss-Barren erzeugtes Blech

Zusammensetzung : 1.6 % Fe, 0.4 % Mn, 1.4 % Ni, 0.1 % Si,

0-02 % Ga (Verunreinigung),weitere weniger als 0,01 % jeweils, Rest Al

Gussmethodik ϊ Barrenguss durch direktes Har.tgussver-

fahren unter Verwendung grosser Glastuchverteiler in der Form zur Verringerung der Turbulenz in einem Versuch zur Erhöhung des Temperaturgradienten in dem Metallbecken.

Metalltemperatur 735°C, Gussgeschwindigkeit- 7,62 cm (3 in.)/min. Barrendimensionen - 45,7 cm Dicke χ 137,2 cm Breite χ 2,54 m Länge (18x54x100 in'.)

Herstellung : Barren vorerhitzt auf 475°C und heiss-

gewalzt von 45,7 cm (18 in.) auf 0,3 2 cm (0,125 in.), kaltgewalzt von 0,32 cm (0,125 in.) auf 0,102 cm (0.040 in.) , sodann Endpartialvergutung bei 315°C während 2 Stunden.

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Struktur

Der Barren enthielt grosse Bereiche an stäbchenartigen (Fe,Ni)„Al Eutektikum plus etwa 40 Vol.% an primären Aluminiumdendriten. Die Dendritenzellgrösse betrug etwa 20-u. Der durchschnittliche Stäbchendurchmesser war etwa 0,4 ,u. Während der Deformierung wurden die intermetallischen Stabchensegmentiert und die Teilchen dispergiert. In dem 0,102 cm (0.040 in.) Blech waren keine teilchenfreien Zonen von den ursprünglichen Aluminiumdendriten feststellbar.

Mechanische Eigenschaften

Material

Zugfestigkeit Streckgrenze Dehnung Erichsen ksi ksi % cm (in.)

0,102 cm (0,040 in) Blech nach Teilvergütung bei 315°C

26.4

25.3

22

0,965 (0.38)

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Ablauf (2)

Legierung A

Legierung B

Patentansprüche

1. I^etaluminiumlegierungsprodukt, welches 5,ο -

2o "Vol.—% intermetallische Phasen enthält, welche aus zumindest zwei hauptsächlichen legierenden Elementen gebildet, werden, ausgewählt aus Fe in einer Menge von zumindest 1,2 %, Ni in einer Menge von zumindest 1,1 %, Mn in einer Menge von zumindest 0,3) % und Si in einer Menge von zumindest ο,5 % vorbehaltlich, dass, wenn sowohl Fe als auch Ni gewählt werden, bis zu o,5 % des kombinierten Fe- und Ni-Gehaltes durch eine gleiche Menge an Co ersetzt werden kann, dadurch gekennzeichnet , dass die intermetallischen Phasen in Form von verteilten Partikeln der Grosse von o,1 bis 2/u vorliegen und das Gefüge im wesentlichen frei von groben intermetallischen Partikeln ist.

2. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung einen Gehalt an Fe und Hi aufweist, der 9o bis 1oo % dessen eines Eutektikums beträgt.

3. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspurch 1, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung einen Gehalt an Fe und Mn aufweist, der 9o bis 1oo % dessen eines Eutektikums beträgt.

4. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung als hauptsächliche legierende Elemente Fe und Mn innerhalb der Koordinaten 1,9 % Fe, o,3 % Mn; 2,ο % Fe, ο,8 % Mn; 1,4 % Fe

1,2 % Mn; 1,4 % Fe, o,6 % Mn einschliesst und die Legierung auch bis zu 1,5 % insgesamt (bis zu maximal 1,o % jedes ) Zn, Li, Cu, Mg und Si, bis zu 1,o % insgesamt (bis zu o,3 % maximal jedes) weitere Elemente und Rest Al enthält.

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5. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung als hauptsächliche legierende Elemente Fe und Mn innerhalb der Koordinaten 1,8 % Fe, o,6 % Mn; 1,8 % Fe, ο,8 % mn; 1,5 % Fe, 1 ,ο % Mn; 1,5 % Fe, ο, 7 % Mn einschliesst und die Legierung auch 0,1 bis o,3 % Cu, bis zu o,,3 % Si, bis zu o, 15 % insgesamt (o, 1 % maximal jedes)weitere Elemente und Rest Al enthält.

6. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 1, dadurch g e k e η η ζ e i e h η e t , dass die Legierung als hauptsächliche legierende Elemente Fe und Ni innerhalb der Koordinaten 1,9 % Fe, 1,1 % Ni; 1,9 % Fe, 1,8 % Ni; 1,5 % Fe, 2,5 % Ni; 1,2 % Fe, 2,5 % Ni; 1,2 % Fe, 1,2 % Ni einschliesst und die Legierung auch bis zu 1,5 % Mn, bis zu 1,5 % insgesamt (bis zu 1,o % maximal jedes) Zn, Li, Cu, Mg, Si, bis zu Λ _to % insgesamt (bis zu o,3 % maximal jedes ) weitere Elemente und Rest Al enthält.

7. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung als hauptsächliche legierende Elemente Fe und Ni innerhalb der Koordinaten 1,7 % Fe, 1,2 % Ni; 1,8 % Fe, 1,7 % Ni; 1,4 % Fe, 2,3,% Ni; 1,4 % Fe, 1,2 % Ni einschliesst und die Legierung auch o,3 bis o,6 % Mn, bis zu o,5 % Cu, bis zu o,5 % Mg bis zu o,3 % Si, bis zu o,15 % insgesamt (bis zu o,1 % maximal jedes ) weitere Elemente und Rest Al enthält.

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8. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach jedem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet , dass das Produkt in Form eines Bleches in dem Dickenbereich von o,25 - o,öo1 cm (o,1 - o,ooeJ4inch) vorliegt.

9. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung als hauptsächliche legierende Elemente Fe, Mn und Si innerhalb der Bereiche von 1,4 bis 2,2 % Fe, o,5 bis 2,ο % Si, o,1 bis 1,o % Mn einschliesst und die Legierung auch bis zu 1,5 % insgesamt (bis zu 1,o % maximal jedes) Zn, Cu, Li und Mg und bis zu 1,o % insgesamt (o,3 % maximal jedes) sonstige Beimengungen und Rest Al enthält.

10. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung als hauptsächliche legierende Elemente Fe, Mn und Si innerhalb der Bereiche von 1,7 bis 2,ο % Fe, ο,5 bis 1,ο % Si, ο,5 bis ο,9 % Mn einschliesst und die Legierung auch bis zu o,3 % Cu, bis zu o,3 Mg, bis zu o,15 % insgesamt (o,1 % maximal jedes) sonstige Beimengungen und Rest Al enthält.

11. Knetaluminiumlegierungsprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung als hauptsächlich legierende Elemente Ni und Mn innerhalb der Bereiche von 4,5 bis 6,5 % .Ni und o,3 bis 2,5 % Mn einschliesst und die Legierung auch bis zu 1,5 % insgesamt (1,o5 % maximal jedes) Zn, Cu, Li, Mg, Fe und Si, und bis zu 1,5 % insgesamt (0,3 % maximal jedes) sonstige Beimengungen und Rest Al enthält.

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12. KnetalumJniumlegierungsprodukt nach Anspruch 1,

dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung als hauptsächliche legierende Elemente Ni und Mn innerhalb der Bereiche von 5,5 bis 6,o % Ni und 1,o bis 2,ο % Mn, bis zu o,3 % jeweils Cu₇ Mg, Fe und Si und bis zu o,15 % insgesamt (o,1 % maximal jedes) sonstige Beimengungen und Rest Al enthält.

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