DE69031307T2

DE69031307T2 - Metallbehandlung

Info

Publication number: DE69031307T2
Application number: DE69031307T
Authority: DE
Inventors: Roger Aston Hall Lodge Grimes; William Miller
Original assignee: Alcan International Ltd Canada
Current assignee: Rio Tinto Alcan International Ltd
Priority date: 1989-03-21
Filing date: 1990-03-20
Publication date: 1998-03-26
Anticipated expiration: 2010-03-21
Also published as: WO1990011385A1; GB8906468D0; ATE157128T1; DE69031307D1; JPH04504141A; EP0464118B1; AU640641B2; AU5346090A; EP0464118A1; US5490885A

Description

Diese Erfindung bezieht sich auf die Behandlung einer Legierung auf Aluminiumgrundlage, um zu ermöglichen, daß deren superplastische Verformung erzielt wird. Sie schließt auch ein Verfahren zur superplastischen Verformung solcher Legierungen ein.
Superplastisches Verhalten ist bei einer Anzahl von Aluminiumlegierungen bekannt. Es ist im allgemeinen notwendig, daß die Legierung eine feine, stabile Korngröße (1 bis 10 Mikrometer) haben sollte oder in der Lage sein sollte, eine solche Korngröße während einer Warmverformung zu erzielen; bei einer Temperatur von nicht weniger als 0,7 Tm (Schmelztemperatur) und bei Dehnungsraten im Bereich von 10&supmin;² bis 10&supmin;&sup5; Sek.&supmin;¹ verformbar sein sollte.
In dieser Beschreibung, in der vierstellige Zahlen benutzt werden, um Aluminiumlegierungen zu spezifizieren, sind diese wie durch die Aluminum Association Inc. bestimmt.
Es hat sich herausgestellt, daß die zwei wichtigsten Wege, um Superplastizität zu erzielen, wie folgt sind:
(1) Mit Legierungen, die eine für superplastische Verformung geeignete Zusammensetzung haben, aber eine Kornstruktur, die diese ausschließt. Bei solchen Legierungen kann die Kornstruktur häufig durch einen anfänglichen nicht superplastischen Verformungsschritt bei einer geeigneten Umformtemperatur verändert werden, um eine dynamische Rekristallisation zu induzieren, so daß eine feine rekristallisierte Kornstruktur allmählich entwickelt wird und dann superplastische Verformung stattfinden kann. Solche Legierungen können zum Beispiel 2004 und seine Derivate einschließen, und das Verfahren ist in der GB- PS 1 456 050 beschrieben.
Aluminium-/Lithiumlegierungen wie 8090 und 8091 scheinen viele der Eigenschaften des 2004 Typs zu besitzen, dergestalt, daß sie veranlaßt werden können, durch dynamische Rekristallisation eine feine Kornstruktur von einer ursprünglichen Kornstruktur zu entwickeln, die nicht für superplastische Verformung geeignet ist (siehe R. Grimes und W.S. Miller in "Aluminium-Lithium 2, Monterey CA 1984"). Wir haben auch gezeigt, in der GB-PS 2 139 536, wie superplastische Verformung einer Al/Li Legierung durch Veränderung ihrer Hochtemperatur-Verformungseigenschafüen erzielt werden kann.
(2) Mit Legierungen wie 7075 und 7475, die einer statischen Rekristallisationsbehandlung als ihrem abschließenden Schritt in komplexer thermomechanischer Bearbeitung unterworfen werden, um eine feine, stabile Kornstruktur zu entwickeln. Solche Legierungen sind dann von Natur aus einer nachfolgenden superplastischen Verformung fähig. Bezug genommen wird auf durch Rockwell International durchgeführte Arbeiten und auf die Publikationen "Superplasticity in High Strength Aluminium Alloys" Seiten 173 bis 189, und "Superplastic Forming of Structural Alloys", AIME New York 1982 (ISBN 0-89520-389-8).
Erst in jüngster Zeit ist gezeigt worden (J. Wadsworth, C.A. Henshall und T.G. Nieh "Superplastic Aluminium-Lithium alloys" in Aluminium Lithium alloys 3, herausgegeben von C. Baker, P.J. Gregson, S.J. Harns und C.J. Peel, Pub. Inst of Metals 1986, Seite 199), daß dieser Typ von Verfahrensweg auch auf eine Vielzahl von Legierungen auf Aluminium-Lithiumgrundiage angewendet werden kann, um eine superplastisch verformbare Kornstruktur zu erzeugen.
Aluminium-/Lithiumlegierungen sind daher ungewöhnlich, dergestalt, daß beide Verfahrenswege auf dieselbe Ausgangslegierungschemie angewendet werden können, um Superplastizität zu erzielen. Die Arbeit von Wadsworth et al. (siehe oben) hat gezeigt, daß eine gute superplastische Leistung durch beide Verfahrenswege erzielt werden kann.
Somit können die zwei wichtigsten Wege zur superplastischen Verformung, wie oben diskutiert, wie folgt zusammengefaßt werden.
Weg 1 (entspricht dem Absatz, der oben mit 1 beziffert ist)
Warmgewalztes Erzeugnis
Starke Kaltverformung
Dynamische Rekristallisation
Superplastische Verformung
Im Fall von 2004 und seinen Derivaten ist es für den Weg 1 wesentlich, den Gußblock auf eine solche Weise zu gießen, daß er mit Zirkonium übersättigt ist.
Weg 2 (entspricht dem Absatz, der oben mit 2 beziffert ist)
Warmgewalztes Erzeugnis
Vergütungsbehandlung
Übervergütungsverfahren
Kalt- oder Warmverformung
Statische Rekristallisation
Superplastische Verformung
Es muß betont werden, daß diese zwei Wege unabhängig voneinander in Bezug auf unterschiedliche Legierungstypen entwickelt wurden. Abgesehen davon, daß jeder mit einem warmgewalzten Erzeugnis beginnt und in einem superplastischen Verformungsschritt endet, unterscheiden sie sich beachtlich in Übereinstimmung mit den unterschiedlichen Eigenschaften der Legierungen, auf die sie angewendet wurden.
Die EP 0 104 774 A des Anmelders bezieht sich auf ein Verfahren zum superplastischen Umformen, in dem ein Rohling kalt bearbeitet wird, um eine veränderte Struktur zu haben, die bei einem nachfolgenden Warmbearbeitungsschritt eine induzierte dynamische Rekristallisation und eine superplastische Verformung erfährt, wobei der Grad der Veränderung der Kristallstruktur während des Kaltbearbeitungsschritts derart ist, daß mit fortschreitender dynamischer Rekristallisation die Korngröße allmählich verfeinert wird. Unter Bezugnahme auf den Stand der Technik, der dem oben definierten Weg 1 gleicht, zeigt diese Beschreibung auf, daß alle (die Legierungen) die Verwendung eines kornsteuernden Bestandteils benötigen, der vorab zugesetzt ist, um nachfolgende superplastische Verformung zu steigern, und das alle vor dem superplastischen Verformungsverfahren eine starke Kaltbearbeitung benötigen.
In vielen Legierungen auf Aluminiumgrundlage sind kornsteuernde Bestandteile wie Zirkonium enthalten, und das Gießen wird zum Erzeugen eines guten Produkts allmählich (und erheblich) schwieriger, wenn der Zr-Gehalt über ungefähr 0,15% steigt.
Überraschenderweise haben wir jetzt herausgefunden, daß viele Legierungen, die in die Kategorie des oben mit 2 numerierten Absatzes fallen, auch einem dynamischen Rekristallisationsweg folgen können, was eine Abänderung desjenigen ist, das im oben mit 1 numerierten Absatz ausgeführt ist. Zum Beispiel enthalten einige der Legierungen des Absatzes 2 in gut bekannter Weise ausreichend Zr (oder anderen ähnlichen Zusatz), das als ein kornsteuernder Bestandteil dient und/oder um statische Rekristallisation zu verhindern. Andere enthalten normalerweise keinen solchen Zusatz.
Nach einem Gesichtspunkt der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zur Behandlung eines Rohlings einer Legierung auf Aluminiumgrundlage bereitgestellt, in dem eine Kombination von Wärmebehandlungen und Kaltverformungsvorgängen auf den Rohling angewandt wird, um ein hoch regeneriertes Schmiedehalbzeug herzustellen, das von Natur aus nicht superplastisch ist und zu superplastischer Verformung erst nach einer anfänglichen nicht superplastischen Verformung zum Erzielen dynamischer Rekristallisation fähig ist, wobei die Kombination mindestens zwei Kaltverformungsvorgänge aufweist, die durch einen zwischengefügten Glühschritt getrennt sind, und wobei die Kaltverformungsvorgänge der Kombination derart sind, und die Wärmebehandlungen der Kombination Temperaturen, Heizraten und -zeiten derart erfordern, daß die Anwendung der Kombination Rekristallisation zwischen Beginn des ersten Kaltverformungsschritts und Beendigung des letzten Kaltverformungsschritts der Kombination im wesentlichen vermeidet.
In einem bevorzugten Verfahren gehen der Kombination Schritte des Haltens des Rohlings auf einer Temperatur zwischen 275ºC und 425ºC für zwischen 1 und 24 Stunden, und danach des Ermöglichens der Abkühlung des Rohlings auf eine Temperatur, die für Kaltverformung geeignet ist, voraus; und der zwischengefügte Glühschritt wird durch Halten auf einer Temperatur zwischen 300ºC und 400ºC für nicht mehr als 2 Stunden unter Verwendung einer ersten gesteuerten Aufheizrate von zwischen 10ºC und 200ºC/Stunde und danach Ermöglichen der Abkühlung des geglühten Halbzeugs bewirkt.
Der Reduktionsgrad in jedem der Kaltverformungsvorgänge kann nicht größer als 25% sein.
Die Legierung kann Zr als einen kornsteuernden Zusatz in einer Menge von nicht mehr als 0,3% und vorzugsweise weniger als 0,2% enthalten.
Das Halbzeug kann schließlich mit einer Temperatur zwischen 450ºC und 500ºC für nicht mehr als 2 Stunden unter Verwendung einer zweiten gesteuerten Aufheizrate von zwischen 40ºC und 200ºC/Stunde, zum Beispiel ungefähr 50ºC/Stunde, geglüht werden.
Das hoch regenerierte Halbzeug kann eine zellenartige Struktur sein, in der die Zellen durch Grenzen kleiner Winkel voneinander getrennt sind und in den Körnern enthalten sind. Die Körner können von einem Gußblock gewonnen werden, von dem der Rohling gewonnen wird, wobei ihr Durchmesser im Gußzustand im Bereich von 75 bis 500 Mikrometer liegt.
Die Legierung kann aus Legierungen von Al/Cu/Mn/Mg; Al/Zn; Al/Li; Al/Mg; Al/Si/Mg; 2004 und ihren Derivaten; 7075; 8090; 8091; 7010; und 7050 ausgewählt sein.
Die obigen und weitere Aspekte der vorliegenden Erfindung werden nun mit Hilfe von Beispielen unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen beschrieben, in denen:
Die Figur 1 ein Diagramm der Warmbehandlungstemperatur des Rohlings über der nachfolgenden superplastischen Verformung für die Legierungen 8090 und 8091 ist;
die Figur 2 ein Diagramm ist, das den Einfluß der Temperatur auf die superplastische Leistung der Legierungen 8090 und 8091 darstellt;
die Figur 3 ein Diagramm ist, das den Einfluß der Dehnungsrate auf die superplastische Leistung der Legierungen 8090 und 8091 darstellt;
die Figur 4 ein Diagramm ist, das Schwankungen der Kavitation im gleichen Material zeigt, das gemäß der vorliegenden Erfindung und durch ein vorbekanntes Verfahren bearbeitet wurde;
die Figuren 5 und 5A; 6 und 6A; 7 und 7A und 8 und 8A Kornstrukturen für unterschiedliche Dehnungsraten im gleichen Material zeigen, das gemäß der vorliegenden Erfindung und durch ein vorbekanntes Verfahren bearbeitet wurde;
die Figur 9 ein Diagramm ist, das den Einfluß von verschiedenen Behandlungen auf die superplastische Leistung von 2004 darstellt;
die Figur 10 ein Diagramm ist, das den Einfluß auf die Duktilität von verschiedenen Dehnungsraten für 2004 zeigt, die wie in Figur 9 behandelt wurde; und
die Figuren 11 und 12 Diagramme ähnlich der Figur 9 für Legierungen 7010 bzw. 7050 sind.
Proben von 8090 warmgewalztem 6 mm Blech wurden dem folgenden Verfahren ausgesetzt:
(a) Stark kaltgewalzt wie im obigen Weg 1,
(b) stark kaltgewalzt, aber während des Kaltwalzens bei 350ºC geglüht,
(c) heißer Rohling, wärmebehandelt und kaltgewalzt,
(d) heißer Rohling, wärmebehandelt und kaltgewalzt, aber während des Kaltwalzens bei 350ºC geglüht.
In allen Fällen betrug die gesamte Kaltwalzreduktion 75%.
Die Proben wurden dann alle dem gleichen, bekannten Hochtemperaturverformungsschritt unterworfen. In jedem Fall wurden die Proben bei 520ºC für 10 Minuten vor der Verformung mit einer konstanten Traversengeschwindigkeit (ccv: "constant crosshead velocity") von 1,5 mm/Minute (eine anfängliche Dehnungsrate von 2x10&supmin;³/Sekunde) vorgeheizt.
Die Ergebnisse der Verformung waren wie folgt:
Für (b) und (d) würde das Glühen bei 350ºC nach ungefähr jeweils 20% der Kaltreduktion stattgefunden haben, d.h. 20% Kaltarbeit - Zwischenglühen - 20% Kaltarbeit usw.
In Probe (a) (identisch zu Weg 1) trat dynamische Rekristallisation ebenso auf wie in Probe (b). Wenn ein zwischengefügtes Glühen auf die vibekannten Weg 1 Legierungeflyl (d.h. 2004) angewendet wird, gibt es einen größeren Abfall der Superplastizität, ziemlich wahrscheinlich auf den Punkt, daß das Blech nicht länger superplastisch ist. Die wie Beispiel (b) bearbeitete 8090 verhielt sich insofern sehr unterschiedlich von der ähnlich behandelten 2004, als die zwischengefügte Glühbehandlung praktisch keinen Einfluß auf das superplastische Verhalten des Blechs hatte.
In Probe (c) wurde eine verbesserte superplastische Verformung erhalten. Das verwendete Wärmebehandlungsverfahren für den Rohling war ähnlich dem des Wegs 2 und es hätte erwartet werden können, daß sich während des Vorheizens für 10 Minuten bei 520ºC eine statisch rekristallisierte Kornstruktur entwickelt haben würde, jedoch zeigte optische Metallographie, daß dies nicht der Fall ist. Außerdem führte in Probe (d) das Glühen während des Kaltwalzens zu einer weiteren Verbesserung der superplastischen Verformung. Dies war unerwartet.
Wie in Figur 1 gezeigt, ist die dargestellte Kurve ein guter Durchschnitt von Proben, die jeweils bei Traversengeschwindigkeiten von 12,5 mm/Minute und 1,5 mm/Minute umgeformt wurden (anfängliche Dehnungsraten von 1,5 x 10&supmin;³/Sekunde bzw. 2 x 10&supmin;³/Sekunde). Figur 1 zeigt, daß 350ºC eine optimale Temperatur für 8090 ist, um eine maximale nachfolgende superplastische Verformung für Material zu erzeugen, das für 16 Stunden wärmebehandelt wurde. In der Praxis hat sich herausgestellt, daß Wärmebehandlungstemperaturen zwischen 275ºC und 450ºC in der Legierung angemessene Superplastizität erzeugen. Es wird für Fachleute offensichtlich sein, daß das Wärmebehandlungsverfahren ein diffusionsgesteuertes Phänomen ist und es deshalb durch die gemeinsamen Einflüsse von Zeit und Temperatur gesteuert ist. Somit können sowohl Zeit als auch Temperatur kontinuierlich verändert werden, um den notwendigen Grad der mikrostrukturellen Veränderung zu erzeugen, der benötigt wird, um die nachfolgende superplastische Leistung des Materials zu verbessern. Es konnte gezeigt werden, daß eine Behandlung bei 350ºC für 16 Stunden für 8090 das Optimum ist und in 8091 ähnliche Ergebnisse erzeugt. Andere Legierungen können sich wegen Unterschieden in ihrem Phasendiagramm und der Diffusionsraten ihrer gelösten Elemente von dieser Praxis unterscheiden.
Die Figuren 2 und 3 zeigen Kurven für die Legierungen 8090 und 8091, die wie die Proben (a) und (d) behandelt wurden. Die Beispiele in Figur 2 wurden alle für 20 Minuten bei 525ºC vorgeheizt und bei einer konstanten Traversengeschwindigkeit von 3,4 mm/Minute (anfängliche Dehnungsrate von 4,5x10&supmin;³/Sekunde) zuggeprüft. In Figur 3 war auch ein Vorheizschritt für 20 Minuten bei 525ºC vorgesehen. Die Vorteile der Proben (d) sind deutlich erkennbar. Des weiteren sind diese Proben bei einer höheren Verformungstemperatur als die Proben (a) superplastisch, was ebenfalls vorteilhaft ist.
Besonders in Figur 1 verbessert die Wärmebehandlung des Rohlings die superplastische Leistung von 8090 um einen Faktor von 2½ bis 2. Die Verbesserung der superplastischen Duktilität steigt mit zunehmender Testtemperatur. Im Fall von 8091 ist die Verbesserung der Superplastizität mit Wärmebehandlung des Rohlings unterhalb 500ºC gering, aber oberhalb 500ºC signifikant, d.h. in dem Vergütungsbehandlungs-Temperaturbereich der Legierung. Die Figur 3 zeigt, daß, wenn bei Vergütungsbehandlungstemperatur der Legierung (525ºC) getestet, die Verbesserung der Superplastizität mit Wärmebehandlung des Rohlings über einen weiten Bereich der Traversengeschwindigkeiten für beide Legierungen erhalten bleibt.
Weitere Versuche wurden mit 8090 und 8091 Legierungen gemacht, die wie für Probe (d) behandelt und dann einer Reihe von abschließenden Glühbehandlungen vor der superplastischen Verformung unterworfen wurden. Es sollte hier angemerkt werden, daß die superplastischen Leistungen von Legierungen, die gemäß den bekannten Wegen 1 und 2 bearbeitet wurden, zurückgehen würden, wenn sie einem abschließenden Glühverfahren unterworfen wären. Die Ergebnisse des abschließenden Glühens waren wie folgt:
Testbedingungen: 10 Minuten Vorheizen auf 520ºC, Test mit konstanter Traversengeschwindigkeit bei 3,4 mm/Minute (anfängliche Dehnungsrate 2 x 10&supmin;³/Sekunde).
Diese Ergebnisse zeigen, daß Glühen bei 350ºC (eine Temperatur, die die von dem kaltwalzverfahren gespeicherte Energie etwas reduziert) das superplastische Umformvermögen der Legierung nicht signifikant verändert, weil genügend gespeicherte Energie des Kaltwalzens für eine gewisse statische Rekristallisation vorhanden bleibt, die auftritt, sobald das Metall nachfolgend auf eine Temperatur für superplastische Verformung erwärmt wird. Glühen bei 450ºC mit einer gesteuerten Aufheizrate verbessert das superplastische Umformvermögen wesentlich (bei dieser Temperatur wird die Kaltarbeit von der Legierung weggenommen und eine wesentliche Erholung findet statt), wobei aber beinahe keine statische Rekristallisation auftritt. Jedoch wird dann das superplastische Umformvermögen signifikant reduziert, wenn die Glühtemperatur auf 520ºC (die Temperatur der Vergütungsbehandlung) erhöht wird. Wir interpretieren dies als dadurch verursacht, daß eine vollständige Lösung der Ausfällungen der Wärmebehandlung des Rohlings stattfindet, die Hindernisse für die Korngrenzenbewegung entfernt, welche eine partielle Rekristallisation und eine gewisse Kornvergräberung erlaubt. Diese letzteren Vorgänge machen die Struktur ungeeignet für die superplastische Verformung.
Eine Reihe von warmgewalzten 8 mm und 10 mm Blechen aus 8090 wurden dann wie folgt bearbeitet:
Beispiel 1 - 8 mm Warmrohling: Wärmebehandelt für 16 Stunden bei 350ºC: Klassisch kaltgewalzt auf 4 mm: Während des Kaltwalzens bei 6 mm für 10 Minuten bei 350ºC geglüht.
Beispiel 2 - Wie Beispiel 1, aber das Walzen fand im rechten Winkel zu der Warmwalzrichtung statt (quergewalzt).
Beispiel 3 - Wie Beispiel 2 mit zusätzlichem Zwischenglühen bei 5 mm für 10 Minuten bei 350ºC.
Beispiel 4 - Wie Beispiel 2, aber mit einer Anfangsdicke von 10 mm.
Beispiel 5 - Wie Beispiel 2, aber die Wärmebehandlung wurde nach Vergütungsbehandlung des Warmrohlings für 30 Minuten und langsamen Abkühlen auf die Wärmebehandlungstemperatur durchgeführt.
Die folgende Tabelle führt die superplastische Umformleistung des Materials mit und ohne ein abschließendes Glühen bei 450ºC (15 Minuten aussetzen, 50ºC/h aufheizen) einzeln auf.
Versuchsbedingung: 10 Minuten Vorheizen auf 520ºC, anfängliche Dehnungsrate 2,0x10&supmin;³ Sekunden&supmin;¹ (konstante Traversengeschwindigkeit 3,4 mm/Minute).

Schlußfolgerungen

1. Das abschließende Glühen ergibt eine signifikante Verbesserung des superplastischen Umformvermögens in allen Fällen.
2. Querwalzen ergibt eine signifikante Reduktion der Anisotropie des superplastischen Umformvermögens.
Eine weitere Optimierung des superplastischen Umformvermögens wurde unter verschiedenen Testbedingungen für die Beispiele 2 bis 5 durchgeführt, wobei alle Materialien vor der superplastischen Verformung einem abschließenden Glühen bei 450ºC unterworfen wurden. Die Ergebnisse sind wie folgt: Legierung 8090

Schlußfolgerungen

1 Alle Materialien zeigen superplastisches Umformvermögen im Vergütungsbehandlungs-Temperaturbereich (500 bis 545 ºC) und bei kommerziell verwendeten Dehnungsraten).
Beispiel 5 hat das niedrigsteif insgesamte superplastische Vermögen. Somit wird eine Vergütungsbehandlung vor einer Wärmebehandlung niedrigerer Temperatur nicht bevorzugt.
Beispiel 3 hat das bessere superplastische Vermögen insbesondere bei den höheren Dehnungsraten und höheren Testtemperaturen.
Es besteht ein kleiner Unterschied mit unterschiedlichen Anfangsdicken.

Kavitation

Die Figur 4 zeigt die Kavitation, die in dem Material des optimierten Wegs beobachtet wurde, verglichen mit der, die in der gleichen Legierung gefunden wurde, welche unter Verwendung des obigen Wegs 1 bearbeitet wurde.
Eine signifikante Reduktion der Kavitation ist in dem Material des optimalen Wegs gefunden worden.

Entwicklung der Kornstruktur

Die Figuren 5, 5A; 6, 6A; 7, 7A und 8, 8A vergleichen die während der superplastischen Verformung von Material des optimierten Wegs beobachtete Kornstruktur im Vergleich zu nach dem Weg 1 bearbeitetem Material.
Das Material des optimierten Wegs entwickelt eine feine Kornstruktur (notwendig für gute superplastische Leistung und niedrige Fließspannung) zu einem viel früheren Stadium des Streckens.
Eine transmissionselektronenmikroskopische Untersuchung ist an Material in dem gewalzten und endgeglühten Zustand und in nicht verformten Bereichen der Proben durchgeführt worden, die vor dem Strecken auf der Umformtemperatur gehalten wurden. Wir haben herausgefunden, daß gemäß dem optimalen Weg der vorliegenden Erfindung bearbeitetes Material eine nicht-rekristallisierte Kornstruktur mit einer einheitlichen Struktur hat, während das Material des Wegs 1 eine nicht-rekristallisierte Kornstruktur mit einer uneinheitlichen Struktur ist. In einem nicht verformten Bereich ist das Material des optimalen Wegs erholt, während das Material des Weg 1 nicht-rekristallisiert ist.
Somit kann festgestellt werden, daß im Weg 2 des Stands der Technik das Wesentliche ist, daß eine feinkörnige, statisch rekristallisierte Struktur während des Bearbeitens und vor der superplastischen Verformung produziert wird. Es ist nicht möglich, die feine Kornstruktur im Vorheizen vor der superplastischen Verformung zu erzeugen, da die Heizrate zu langsam und im allgemeinen nicht streng gesteuert ist. Bei dem Weg 1 beginnt dies mit einer nicht-rekristallisierten Struktur, die sich während des Vorheizens bis zur superplastischen Verformung nicht merklich ändert. Sie wandelt sich unter den gemein samen Einflüssen von Dehnung und Temperatur in eine feine Kornstruktur um, um eine dynamische Rekristallisation zu erzeugen, aber die Dehnung, welche benötigt wird, um eine vollständig rekristallisierte, feinkörnige Struktur zu erzeugen, kann sehr groß sein.
Beide Wege können superplastisch verformbare Al/Li Legierungen entwickeln. Im Weg 2 erfordert dies ein komplexes Verfahren (wegen der Schwierigkeit beim statischen Rekristallisieren zu einer feinen Kornstruktur (siehe I.G. Palmer, W.S. Miller, D.J. Lloyd, M.J. Bull in Aluminium Lithium 3, Seite 565)). Im Weg 1 neigt die superplastische Leistung dazu wegen der unzureichenden Menge von Zirkonium in der Legierung (bis zu 0,3 Gew.%) unterschiedlich zu sein.

Messungen der Fließspannung

Wir haben herausgefunden, daß das 8090 Material des optimierten Wegs der obigen Zusammenfassung eine Fließspannung von
5,3 mPa (L-Richtung) und 4,8 MPa (T-Richtung)
aufzeigt.
Dies ist zu vergleichen mit Werten von 7,8 mPa (L-Richtung) und 7,9 mPa (T-Richtung), die für dieselbe Legierung gemessen wurden, welche ohne jede Glühschritte bearbeitet wurde. Alle Tests, die die obigen Ergebnisse zeigen, wurden bei 525ºC mit einer anfänglichen Dehnungsrate von 2 x 10&supmin;³/Sekunde ausgeführt; somit kann das Verfahren des optimalen Wegs die Fließspannung um 33% reduzieren.
Die Legierung 2004 wird normalerweise unter Verwendung des Verfahrens nach dem obigen Weg 1 erzeugt und ein gutes Superplastisches Verhalten resultiert. Jedoch zeigen die Figuren 9 und 10, daß die Legierung 2004 vorteilhaft in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung bearbeitet werden kann. Dies verbessert die superplastischen Umformeigenschaften und erhöht die optimale Umformtemperatur, was somit eine leichtere Steuerung der Kavitation während der superplastischen Verformung erlaubt. Das Kaltwalzverfahren kann auch durch die Verwendung der vorliegenden Erfindung leichter gemacht werden. Bei 2004 haben wir herausgefunden, daß der abschließende Glühschritt im allgemeinen einen geringeren Einfluß hat, weil eine sehr effiziente Komsteuerdispersion von ZrAl&sub3; Partikeln normalerweise in der Legierung vorhanden ist.
Wir haben auch herausgefunden, wie in den Figuren 11 und 12 gezeigt, daß die vorliegende Erfindung auch auf Legierungen der 7000 Serien mit Vorteil angewendet werden kann; insbesondere 7010 und 7050, die beide Zr enthalten.
Bei der vorliegenden Erfindung ist das wesentliche Merkmal, über die Bearbeitung ein hoch regeneriertes Schmiedehalbzeug zu entwickeln, jedoch statische Rekristallisation zu vermeiden. Diese hoch regenerierte Struktur führt zu verbesserten superplastischen Längungen, reduzierter Tendenz der Legierung zur Kavitation während der Verformung und einer niedrigeren Fließspannung. Alle diese Merkmale sind erwünschte Voraussetzungen für eine Legierung, die superplastisch verformt werden soll.
Es wird somit zu verstehen sein, daß die vorliegende Erfindung einen superplastischen Umformweg für Legierungen auf Al Grundlage bereitstellt, in dem das Ausgangsmaterial Heizraten bei solchen Temperaturen und für solche Zeiten und solchen Kaltumformvorgängen unterworfen wird, daß statische Rekristallisation im wesentlichen sowohl während des Glühens als auch während des Vorheizens für das superplastische Umformen vermieden wird. Genauer gesagt haben wir die folgenden Parameter als geeignet herausgefunden:
Ausgangsmaterial Warmgewalzter Rohling
Glühen auf niedriger Temperatur für 16 Stunden bei 350ºC (siehe Figur 1 für den Temperaturbereich) (vorzugsweise direktgeglüht)
Kaltwalzen zur Enddicke Vorzugsweise Querwalzen Benötigt ungefähr 50% kaltbearbeitung
Zwischenglühen Zwischenglühen während des Kaltwalzens Mindestenseinmal während des Kaltwalzens (vorzugsweise jede 20 bis 25% Kaltreduktion) (bevorzugte Temperatur ist 350ºC, nicht ausgesetzt, 50ºC/h aufheizen)
Abschließendes Glühen Dies sollte bei einer Temperatur von mindestens 350ºC stattfinden, aber unterhalb der Vergütungsbehandlungstemperatur der Legierung. Ein gesteuertes Aufheizen ist notwendig, um statische Rekristallisation zu verhindern. Vorzugsweise sollte die Temperatur 450ºC (Plus/Minus 25) mit einer Aufheizrate von 50 bis 100ºC/Stunde und einer Aussetzzeit von 1 bis 15 Minuten sein.
Der oben beschriebene grundlegende superplastische Verfahrensweg wurde aus Arbeiten an den Legierungen 8090 und 2004 entwickelt.
Der Verfahrensweg wurde auch ausgehend von einem Klappkokillen-Gußstück der nominellen Zusammensetzung Al-6Cu-1,31i- 0,4Mg-0,4Ag-0,14Zr angewendet. Dies beinhaltet:
(i) Extrusion mit einer 20:1 Extrusionsrate in einen 55mm x 4,5mm Abschnitt,
(ii) Übervergütung für 16 Stunden bei 350ºC,
(iii) kaltes Querwalzen auf 3,5mm Dicke,
(iv) Glühen für 15 Minuten bei 350ºC,
(v) weiteres Kaltwalzen auf 2mm Dicke und
(vi) abschließendes Glühen durch Erhitzen bei 50ºC/Stunde auf 450 ºC.
Das Blech wurde unter einachsiger Zugbelastung getestet, während es einem hydrostatischen Druck von 650 psi ausgesetzt war. Bei 485ºC wurde unter Verwendung einer Dehnungsrate von 1x10&supmin;³ Sek.&supmin;¹ eine Längung bis zum Versagen von 400% erhalten Die Fließspannungen wurden als eine Funktion der Dehnungsrate gemessen, und daraus wurde der Superplastizitätsindex m erhalten. Diese Werte sind in Tabelle 1 gezeigt. Tabelle 1 Fließspannung und Schwankungen des Werts m mit einer Dehnungsrate bei T=485ºC
Diese Ergebnisse zeigen klar, daß das Verfahren in dieser Legierung echte Superplastizität ohne die Notwendigkeit von Veränderungen der Zusammensetzung erzeugt.
Der Mechanismus, durch den dies auftritt, ist unter Benutzung optischer Mikroskopie bei verschiedenen Stufen des Verfahrens untersucht worden. Dies hat gezeigt, daß die Mikrostruktur des abschließend superplastisch umgeformten Blechs eine regenerierte Substruktur besitzt. Während des superplastischen Umformens wird sie dynamisch rekristallisiert, um eine für superplastische Materialien typische, feinkörnige Mikrostruktur zu erzeugen.
Das hoch regenerierte Schmiedehalbzeug der vorliegenden Erfin dung kann eine zellenartige Dislokationsstruktur mit einem Zelldurchmesser von ungefähr 10 Mikrometern sein. Die Zellen sind durch Grenzen kleiner Winkel voneinander getrennt und in den Körnern enthalten. Diese Körner können von dem Gußblock gewonnen worden sein, von dem der Rohling gewonnen wurde, und ihr Durchmesser im Gußzustand liegt vorzugsweise im Bereich von 75 bis 500 Mikrometern.

Claims

1. Verfahren zur Behandlung eines Rohlings einer Legierung auf Aluminiumgrundlage, in dem eine Kombination von Wärmebehandlungen und Kaltverformungsvorgängen auf den Rohling angewandt wird, um ein hoch regeneriertes Schmiedehalbzeug herzustellen, das von Natur aus nicht superplastisch ist und zu superplastischer Verformung erst nach einer anfänglichen nicht superplastischen Verformung zum Erzielen dynamischer Rekristallisation fähig ist, wobei die Kombination mindestens zwei Kaltverformungsvorgänge aufweist, die durch einen zwischengefügten Glühschritt getrennt sind, und wobei die Kaltverformungsvorgänge der Kombination derart sind, und die Wärmebehandlungen der Kombination Temperaturen, Heizraten und -zeiten derart erfordern, daß die Anwendung der Kombination Rekristallisation zwischen Beginn des ersten Kaltverformungsschritts und Beendigung des letzten Kaltverformungsschritts der Kombination im wesentlichen vermeidet.

2. Verfahren nach Anspruch 1, wobei der Kombination Schritte des Haltens des Rohlings auf einer Temperatur zwischen 275ºC und 425 ºC für zwischen 1 und 24 Stunden, und danach des Ermöglichens der Abkühlung des Rohlings auf eine Temperatur, die für Kaltverformung geeignet ist, vorausgehen; und wobei der zwischengefügte Glühschritt bewirkt wird durch Halten auf einer Temperatur zwischen 300ºC und 400ºC für nicht mehr als 2 Stunden unter Verwendung einer ersten gesteuerten Aufheizrate von zwischen 10ºC und 200ºC/Stunde und danach Ermöglichen der Abkühlung des geglühten Halbzeugs.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, wobei der Reduktionsgrad in jedem der Kaltverformungsvorgänge nicht größer als 25% ist.

4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei die Legierung Zr als einen kornsteuernden Zusatz in einer Menge von nicht mehr als 0,3% enthält.

5. Verfahren nach Anspruch 4, wobei die Menge weniger als 0,2% beträgt.

6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei das Halbzeug schließlich mit einer Temperatur zwischen 450ºC und 500 ºC für nicht mehr als 2 Stunden unter Verwendung einer zweiten gesteuerten Aufheizrate von zwischen 40 ºC und 200ºC/Stunde geglüht wird.

7. Verfahren nach Anspruch 6, wobei die zweite Rate ungefähr 50ºC/Stunde beträgt.

8. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei das hoch regenerierte Halbzeug eine zellenartige Struktur ist, in der die Zellen durch Grenzen kleiner Winkel voneinander getrennt sind und in den Körnern enthalten sind.

9. Verfahren nach Anspruch 8, wobei die Körner von einem Gußblock gewonnen werden, von dem der Rohling gewonnen wird, und ihr Durchmesser im Gußzustand im Bereich von 75 bis 500 Mikrometer liegt.

10. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei die Legierung aus Legierungen von Al/Cu/Mn/Mg; Al/Zn; Al/Li; Al/Mg und Al/Si/Mg ausgewählt ist.

11. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei die Legierung ausgewählt ist aus 2004 und ihren Derivaten; 7075; 8090; 8091; 7010; und 7050.