EP1518000B1 - Al-cu-mg-ag-legierung mit si, halbzeug aus einer solchen legierung sowie verfahren zur herstellung eines solchen halbzeuges - Google Patents

Al-cu-mg-ag-legierung mit si, halbzeug aus einer solchen legierung sowie verfahren zur herstellung eines solchen halbzeuges Download PDF

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EP1518000B1
EP1518000B1 EP02751094A EP02751094A EP1518000B1 EP 1518000 B1 EP1518000 B1 EP 1518000B1 EP 02751094 A EP02751094 A EP 02751094A EP 02751094 A EP02751094 A EP 02751094A EP 1518000 B1 EP1518000 B1 EP 1518000B1
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per cent
semi
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Dieter Sauer
Gregor Terlinde
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FUCHS FA OTTO
Otto Fuchs KG
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    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/057—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with copper as the next major constituent
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    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/16—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with magnesium

Definitions

  • the invention relates to an Al-Cu-Mg-Mn alloy for the production of semi-finished products with high static and dynamic strength properties. Furthermore, the invention relates to a semifinished product from such an alloy with high static and dynamic strength properties and a method for producing such Semi-finished product.
  • Static and dynamically high load aluminum alloys are about the alloys AA 2014, AA 2214. These are made of Al alloys in the hot-hardened state, for example, drop forgings for wheel and braking systems manufactured by aircraft. While the mentioned Strength properties of the produced from such an alloy Semi-finished products, especially at lower temperatures to the semi-finished to own are, so take these properties at temperatures of more than 100 ° C faster than with alloys of group AA 2618. Semi-finished products from such alloys have a higher heat resistance and are used, for example, as compressor wheels for rechargeable diesel engines or for rotors of ultracentrifuges. At temperatures below 100 ° C however, are the aluminum alloys of Group AA 2014 and AA 2214 higher load capacity.
  • the wheel brake system of aircraft is created during braking a considerable heat development. This also leads in the wheels, the typically made of AA 2014 or AA 2214 alloy, to temperature increases. These can be an early aging of this Alloying and associated with a strong limitation of Lifetime of the component.
  • the invention has the object, such an alloy, a manufactured from such an alloy semi-finished with high static and dynamic load capacity, high heat resistance, high fracture toughness and high creep resistance, and a method of manufacturing to provide such a semi-finished product.
  • the claimed alloy has over the prior art alloys AA 2014 and AA 2214 have a higher static and dynamic Heat resistance and improved creep resistance at the same time very good fracture mechanical properties. These will be particular at a copper-magnesium ratio between 5 and 9.5, in particular achieved at a ratio between 6.3 and 9.3.
  • the copper content is preferably between 3.8 and 4.2 wt .-% and the magnesium content between 0.45 and 0.6% by weight.
  • the copper content is clearly under the maximum solubility for copper in the presence of the claimed Magnesium content. This has the consequence that the proportion of insoluble, copper-containing phases also taking into account the rest Alloy and accompanying elements is very low. This results an improvement in terms of dynamic properties and the Fracture toughness of the semi-finished products produced from such an alloy.
  • the manganese content of the claimed alloy is 0.1 to 0.5% by weight. preferably 0.2-0.4% by weight.
  • the manganese content is 0.4 % By weight limited. In principle, however, manganese is one of the microstructural controls required alloying component.
  • Microstructure contains the alloy zirconium between 0.10-0.25% by weight, preferably 0.14-0.20% by weight.
  • the precipitating zirconium aluminides are usually even more finely dispersed than manganese aluminides.
  • the zirconium aluminides for contribute to thermal stability of the alloy.
  • the alloy is 0.05-0.15% by weight, preferably 0.10%. 0.15 wt .-% titanium added.
  • the titanium of the alloy added in the form of an Al-5Ti-1B master alloy, whereby the alloy automatically contains boron. This form finely distributed, not soluble titanium diboride. These contribute to the thermal stability the alloy.
  • the alloy can not exceed 0.15% Iron, preferably 0.10% iron.
  • Table 1 reproduced below gives the chemical composition of four alloys according to the invention (B, C, D, E) and the composition of the comparatively investigated alloys AA 2214 and AA 2618 (data in% by weight) (nb: not determined): alloy Si Fe Cu Mn mg Ni Zn Ti Ag Zr V B 0.47 0.08 4.40 0,200 0.58 0,003 0.048 0.135 0.45 0,150 0,018 C 0.47 0.08 3.64 0.210 0.59 0,003 0,015 0.115 0.52 0,150 0,017 D 0.47 0.08 3.87 0,200 0.61 0,003 0,015 0,117 0.52 0,150 0.019 e 0.52 0.08 4.14 0,200 0.61 0,003 0.02 0.115 0,44 0,150 0,018 AA 2214 0.77 0.17 4.29 0.883 0.57 0,003 0.031 0.024 0,003 0,007 nb AA 2618 0.22 1.1 2.58 0,020 1.53 1,007 0.043 0.059 0,003 0,002 nb
  • the improved strengths of the alloy according to the invention can be clearly seen from Tables 2 and 3. So shows For example, the previously known alloy AA 2214, although good strength values at room temperature, but not at higher temperatures. Moreover, the creep resistance as well as the fracture toughness are not only at room temperature but especially at higher temperatures in the claimed alloy significantly better than in the prior art Alloys. It is also clear from this comparison that the examined prior art alloys in each case only in relation have good properties on individual strength parameters. In none In case these show good properties for all relevant strength values both at room temperature and at elevated temperatures on. As well as the fatigue properties is the creep resistance this prior art alloy unsatisfactory. about All tested strength parameters very good properties are found exclusively in the alloy according to the invention.
  • the step of quenching the solution-annealed Semi-finished product can be used in a temperature range between Room temperature and 100 ° C (boiling) in water. Likewise it is possible to use a water-glycol mixture for quenching, however, its temperature should not exceed 50 ° C.
  • the step of Thermosetting is feasible over a period of 5 to 35 hours, preferably between 10 and 25 hours in a temperature window between 170 ° C and 210 ° C.

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Description

Gegenstand der Erfindung ist eine Al-Cu-Mg-Mn-Legierung zur Herstellung von Halbzeugen mit hohen statischen und dynamischen Festigkeitseigenschaften. Ferner betrifft die Erfindung ein Halbzeug hergestellt aus einer solchen Legierung mit hohen statischen und dynamischen Festigkeitseigenschaften sowie ein Verfahren zum Herstellen eines solchen Halbzeuges.
Statisch und dynamisch hoch belastbare Aluminiumlegierungen sind etwa die Legierungen AA 2014, AA 2214. Aus diesen Al-Legierungen werden im warmausgehärteten Zustand bspw. Gesenkschmiedestücke für Rad- und Bremssysteme von Flugzeugen hergestellt. Während die genannten Festigkeitseigenschaften der aus einer solchen Legierung hergestellten Halbzeuge insbesondere bei tieferen Temperaturen dem Halbzeug zu eigen sind, so nehmen diese Eigenschaften bei Temperaturen von mehr als 100 °C schneller ab als bei Legierungen der Gruppe AA 2618. Halbzeuge aus solchen Legierungen weisen eine höhere Warmfestigkeit auf und werden eingesetzt bspw. als Verdichterräder für aufladbare Dieselmotoren oder für Rotoren von Ultrazentrifugen. Bei Temperaturen unter 100 °C sind jedoch die Aluminiumlegierungen der Gruppe AA 2014 und AA 2214 höher belastbar.
Das Dokument POLMEAR, I. J. et al., "After Concorde : evaluation of an Al-Cu-Mg-Ag alloy for use in the proposed European supersonic transport", MATERIALS SCIENCE FORUM, Vols. 217-222 (1996), pp. 1759-1764, offenbart eine Legierung, deren Zusammensetzung in Gewichtsprozent:
   Cu 4,5; Fe 0,08; Mg 0,45; Mn 0,30; Si 0,07; Ag 0,41; Ti 0,06; Zr 0,18; Al Rest enthält.
Beim Rad-Bremse-System von Flugzeugen entsteht beim Bremsvorgang eine beträchtliche Wärmeentwicklung. Diese führt auch in den Rädern, die typischerweise aus einer AA 2014- oder AA 2214-Legierung gefertigt sind, zu Temperaturerhöhungen. Diese können eine frühe Überalterung dieser Legierung hervorrufen und damit verbunden eine starke Begrenzung der Lebensdauer des Bauteils.
Bei Verdichterrädem ist man dazu übergegangen, Titanlegierungen einzusetzen, damit den daraus hergestellten Verdichterrädem auch bei höheren Temperaturen die notwendigen statischen und dynamischen Festigkeitseigenschaften zuteil werden. Der Einsatz von Titan ist jedoch teuer
und insbesondere auch aus diesem Grund zur Herstellung von Flugzeugrädern nicht geeignet. Ferner ist Titan aufgrund seiner begrenzten Wärmeleitfähigkeit als Räderwerkstoff weniger gut geeignet.
Die oben aufgezeigte Problematik ist nicht neu. Es besteht daher seit vielen Jahren der Wunsch nach einer Al-Legierung, die die hohen Festigkeitseigenschaften der Legierungen AA 2014 bzw. AA 2214 bei Raumtemperatur und die thermische Stabilität der Legierungen AA 2618 bzw. 2618 A in sich vereint.
Daher liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, eine solche Legierung, ein aus einer solchen Legierung hergestelltes Halbzeug mit hoher statischer und dynamischer Belastbarkeit, hoher Warmfestigkeit, hoher Bruchzähigkeit und hoher Kriechbeständigkeit sowie ein Verfahren zum Herstellen eines solchen Halbzeuges bereitzustellen.
Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, dass die Legierung folgende Zusammensetzung aufweist:
  • 0,3 - 0,7 Gew.-% Silizium (Si)
  • max. 0,15 Gew.-% Eisen (Fe)
  • 3,5 - 4,5 Gew.-% Kupfer (Cu)
  • 0,1 - 0,5 Gew.-% Mangan (Mn)
  • 0,3 - 0,8 Gew.-% Magnesium (Mg)
  • 0,05 - 0,15 Gew.-% Titan (Ti)
  • 0,1 - 0,25 Gew.-% Zirkon (Zr)
  • 0,3 - 0,7 Gew.-% Silber (Ag)
  • max. 0,05 Gew.-% andere, einzeln
  • max. 0,15 Gew.-% andere, insgesamt
  • Rest Gew.-% Aluminium (Al).
    • Die beanspruchte Legierung weist gegenüber den vorbekannten Legierungen AA 2014 und AA 2214 eine höhere statische und dynamische Warmfestigkeit und eine verbesserte Kriechbeständigkeit bei gleichzeitig sehr guten bruchmechanischen Eigenschaften auf. Diese werden insbesondere bei einem Kupfer-Magnesium-Verhältnis zwischen 5 und 9,5, insbesondere bei einem Verhältnis zwischen 6,3 und 9,3 erreicht. Der Kupfergehalt liegt bevorzugt zwischen 3,8 und 4,2 Gew.-% und der Magnesiumgehalt zwischen 0,45 und 0,6 Gew.-%. Der Kupfergehalt liegt deutlich unter der maximalen Löslichkeit für Kupfer in Gegenwart des beanspruchten Magnesiumgehaltes. Dies hat zur Folge, dass der Anteil an unlöslichen, kupferhaltigen Phasen auch unter Berücksichtigung der übrigen Legierungs- und Begleitelemente sehr gering ist. Dadurch ergibt sich eine Verbesserung hinsichtlich der dynamischen Eigenschaften und der Bruchzähigkeit der aus eine solchen Legierung hergestellten Halbzeuge.
    Im Gegensatz zu den vorbekannten AA-Legierungen 2014, 2214 und 2219 ist Teil der beanspruchten Legierung Silber mit Gehalten zwischen 0,3 und 0,7 Gew.-%, bevorzugt 0,45 und 0,6 Gew.-%. Im Zusammenspiel mit Silizium (0,3 - 0,7 Gew.-%, bevorzugt 0,4 - 0,6 Gew.- %) erfolgt eine Aushärtung über die gleichen Mechanismen wie in silberfreien Al-Cu-Mg-Legierungen. Es hat sich jedoch gezeigt, dass bei kleineren Siliziumgehalten durch die Silberzugabe der Ausscheidungsverlauf anders ist. Die aus einer solchen Legierung hergestellten Halbzeuge weisen zwar gute Warmfestigkeiten und Kriechbeständigkeiten bei kühleren Bedingungen auf; sie entsprechen jedoch noch nicht den gewünschten Anforderungen. Erst Siliziumgehalte über 0,3 Gew.% unterdrücken die ansonsten typische Änderung des Ausscheidungsverhaltens von Al-Cu-Mg-Ag-Legierungen, so dass überraschender Weise höhere Festigkeitswerte ohne Einbuße der Warmbeständigkeit und der Kriechbeständigkeit bei den erfindungsgemäßen Cu- und Mg-Gehalten erzielbar sind.
    Der Mangangehalt der beanspruchten Legierung beträgt 0,1 bis 0,5 Gew.-% bevorzugt 0,2 - 0,4 Gew.%. Bei Legierungen mit höheren Mangan-Gehalten wurden bei einer Langzeit-Hochtemperaturbeanspruchung unerwünschte Ausscheidungsvorgänge gefunden, die zu einer Verringerung der Festigkeit führten. Aus diesem Grunde ist der Mangangehalt auf 0,4 Gew.-% begrenzt. Grundsätzlich ist Mangan jedoch ein für die Gefügekontrolle benötigter Legierungsbestandteil.
    Zum Ausgleich der reduzierten Wirkung des Mangans hinsichtlich der Gefügekontrolle enthält die Legierung Zirkon zwischen 0,10 - 0,25 Gew.-%, bevorzugt 0,14 - 0,20 Gew.-%. Die sich ausscheidenden Zirkon-Aluminide sind in der Regel sogar feindisperser ausgebildet sind als Mangan-Aluminide. Überdies hat sich gezeigt, dass die Zirkon-Aluminide zur thermischen Stabilität der Legierung beitragen.
    Zur Kornfeinung ist der Legierung 0,05 - 0,15 Gew.-%, bevorzugt 0,10 - 0,15 Gew.-% Titan zugefügt. Zweckmäßigerweise wird das Titan der Legierung in Form einer Al-5Ti-1B-Vorlegierung zugesetzt, wodurch die Legierung automatisch Bor enthält. Daraus bilden sich fein verteilte, nicht lösliche Titandiboride. Diese leisten einen Beitrag zur thermischen Stabilität der Legierung.
    Als unvermeidbare Verunreinigung kann die Legierung maximal 0,15 % Eisen, bevorzugt 0,10 % Eisen aufweisen.
    Nachfolgend werden Untersuchungsergebnisse unter Bezugnahme auf die beigefügten Figuren beschrieben. Diese zeigen:
    Fig. 1:
    Ein Diagramm, darstellend die 0,2 %-Dehngrenze und die Zugfestigkeit der erfindungsgemäßen Legierung im Zustand T6 im Vergleich zu vorbekannten Legierungen in Abhängigkeit von der Prüftemperatur,
    Fig. 2:
    ein Diagramm, darstellend die Zeitstandfestigkeit der erfindungsgemäßen Legierung im Zustand T6 im Vergleich zu vorbekannten Legierungen,
    Fig. 3:
    ein Diagramm, darstellend die 0,2 %-Dehngrenze und die Zugfestigkeit von aus der erfindungsgemäßen Legierung hergestellten Flugzeugrädern im Vergleich zu solchen, hergestellt aus vorbekannten Legierungen, und
    Fig. 4a, 4b:
    Diagramme, darstellend die Ermüdungsfestigkeit der erfindungsgemäßen Legierung im Vergleich zu einer vorbekannten Legierung im Zustand T6 bei Raumtemperatur und bei einer Temperatur von 200°C.
    Die nachfolgend wiedergegebene Tabelle 1 gibt die chemische Zusammensetzung von vier erfindungsgemäßen Legierungen (B, C, D, E) sowie die Zusammensetzung der vergleichsweise untersuchten Legierungen AA 2214 und AA 2618 wieder (Angaben in Gew.-%)(n.b.: nicht bestimmt):
    Legierung Si Fe Cu Mn Mg Ni Zn Ti Ag Zr V
    B 0,47 0,08 4,40 0,200 0,58 0,003 0,048 0,135 0,45 0,150 0,018
    C 0,47 0,08 3,64 0,210 0,59 0,003 0,015 0,115 0,52 0,150 0,017
    D 0,47 0,08 3,87 0,200 0,61 0,003 0,015 0,117 0,52 0,150 0,019
    E 0,52 0,08 4,14 0,200 0,61 0,003 0,02 0,115 0,44 0,150 0,018
    AA 2214 0,77 0,17 4,29 0,883 0,57 0,003 0,031 0,024 0,003 0,007 n. b.
    AA 2618 0,22 1,1 2,58 0,020 1,53 1,007 0,043 0,059 0,003 0,002 n. b.
    Aus diesen Legierungen sind Halbzeuge durch die nachfolgend wiedergegebenen Verfahrensschritte hergestellt worden:
  • a) Gießen eines Barrens aus einer Legierung,
  • b) Homogenisieren des gegossenen Barrens bei einer Temperatur, die möglichst dicht unter der Anschmelztemperatur der Legierung liegt für eine Zeit, die ausreichend lang bemessen ist, um eine möglichst gleichmäßige Verteilung der Legierungselemente im Gussgefüge zu erreichen,
  • c) Warmumformen des homogenisierten Barrens durch Schmieden bei einer Blocktemperatur von etwa 420 °C,
  • d) Lösungsglühen des durch Schmieden umgeformten Halbzeuges bei Temperaturen, die ausreichend hoch sind, um die für die Aushärtung notwendigen Legierungselemente gleichmäßig im Gefüge verteilt in Lösung zu bringen, wobei das Lösungsglühen in einem Temperaturbereich bei 505 °C über einen Zeitraum von 3 Stunden erfolgt,
  • e) Abschrecken des lösungsgeglühten Halbzeuges in Wasser bei Raumtemperatur,
  • f) Kaltumformen der abgeschreckten Halbzeuge durch Kaltstauchen um 1 bis 2 % und
  • g) Warmaushärten des abgeschreckten Halbzeuges bei Temperaturen bei 170 °C über einen Zeitraum von 20 - 25 Stunden.
    • Die auf diese Art und Weise hergestellten Freiformschmiedestücke sind anschließend auf ihre Eigenschaften im warm ausgehärteten Zustand T6 untersucht werden. Die Festigkeitswerte sind in den nachfolgenden Tabellen 2 und 3 wiedergegeben:
    Festigkeitswerte bei RT Bruchzähigkeit bei RT
    Legierung Probenrichtung Rp02 (MPa) Rm (MPa) A5 (%) Probenrichtung KIC (MPa√m)
    C L 448 485 11,2 T - L 31,3
    LT 427 471 7,2 S - L 29,5
    ST 417 479 6,3 S - T 32,2
    D L 456 495 10,7 T - L 28,3
    LT 434 478 8,0 S - L 29,1
    ST 429 484 5,5 S - T 29,6
    E L 454 494 9,9 T - L 26,1
    LT 446 493 6,4 S - L 25,5
    ST 438 494 4,9 S - T 26,9
    AA 2214 L 444 489 9,7 T - L 24,2
    LT 439 483 6,4 S - L 25,9
    ST 429 480 5,8 S - T 27,3
    AA 2219 L 286 408 16,7 T - L 31,1
    LT 288 403 8,4 S - L 34,4
    ST 366 455 5,0 S - T 32,3
    AA 2618 L 389 443 5,1 T - L 19,2
    LT 383 437 4,7 S - L 16,7
    ST 376 427 4,1 S - T 19,3
    Legierung E AA 2214 AA 2618
    TPrüf tHalt Rp02 Rm A5 Rp02 Rm A5 Rp02 Rm A5
    (°C) (h) (MPa) (MPa) (%) (MPa) (MPa) (%) (MPa) (Mpa) (%)
    20 1 454 494 9,9 444 489 9,6 380 434 6,5
    50 1 453 493 12,6 443 485 9,8 382 433 6,1
    100 1 449 474 13,0 425 458 11,0 374 423 6,5
    150 1 404 417 14,3 403 424 13,6 366 404 7,6
    170 1 403 416 16,3 382 400 13,6 382 389 9,6
    200 1 355 372 18,0 348 368 13,8 340 359 12,2
    220 1 340 351 18,0 324 344 14,2 301 332 12,4
    250 1 268 282 19,0 250 268 16,1 282 300 14,7
    Definition Probenrichtungen:
    L = Längsrichtung: parallel zur Hauptformänderungsrichtung
    LT = Lange Querrichtung: parallel zur Breitenrichtung
    ST = Kurze Querrichtung: parallel zur Dickenrichtung.
    Die verbesserten Festigkeiten der erfindungsgemäßen Legierung (etwa Legierung E) ist aus den Tabellen 2 und 3 deutlich entnehmbar. So zeigt beispielsweise die vorbekannte Legierung AA 2214 zwar gute Festigkeitswerte bei Raumtemperatur, nicht jedoch bei höheren Temperaturen. Überdies sind die Kriechbeständigkeit ebenso wie die Bruchzähigkeit nicht nur bei Raumtemperatur sondern insbesondere auch bei höheren Temperaturen bei der beanspruchten Legierung deutlich besser als bei den vorbekannten Legierungen. Aus dieser Gegenüberstellung wird ferner deutlich, daß die untersuchten vorbekannten Legierungen jeweils nur in Bezug auf einzelne Festigkeitsparameter gute Eigenschaften aufweisen. In keinem Fall weisen diese gute Eigenschaften bei sämtlichen relevanten Festigkeitswerten sowohl bei Raumtemperatur als auch bei erhöhten Temperaturen auf. Ebenso wie die Ermüdungseigenschaften ist die Kriechbeständigkeit dieser vorbekannten Legierung nicht zufriedenstellend. Über sämtliche untersuchten Festigkeitsparameter sehr gute Eigenschaften sind ausschließlich bei der erfindungsgemäßen Legierung festzustellen.
    Aus der zugehörigen Darstellung in Figur 1 werden die besseren Festigkeitseigenschaften der erfindungsgemäßen Legierung (Legierung E) gegenüber den vorbekannten Legierungen (AA 2214 sowie AA 2618) auch auf graphische Weise deutlich. Unerwartet war bei den Ergebnissen, dass die Festigkeitswerte der Legierung E auch bei Temperaturen von unter 100 °C besser sind als diejenigen, der vorbekannten Legierung AA 2214, bekannt für ihre besonders hohen Festigkeitswerte in diesem Temperaturbereich.
    Ferner ist die Kriechbeständigkeit der Halbzeuge untersucht worden. Die nachfolgend wiedergegebene Tabelle 4 zeigt zusammenfassend die Prüfergebnisse (LMP: Larson-Miller-Parameter):
    Legierung
    E 2214 2618
    TPrüf σPrüf TBruch LMP Tprüf σPrüf tBruch LMP TPrüf σPrüf tBruch LMP
    (°C) (MPa) (h) (-) (°C) (MPa) (h) (-) (°C) (MPa) (h) (-)
    180 185 2513 10,60 205 200 30 10,27 205 183 10 10,04
    167 4762 10,82 190 50 10,38 179 50 10,38
    181 100 10,52 175 100 10,52
    130 500 10,85 163 500 10,85
    100 800 10,95 159 1000 11,00
    Grafisch aufgetragen wird die deutlich bessere Zeitstandsfestigkeit der Legierung E im T6-Zustand im Vergleich zu den vorbekannten Legierungen AA 2214 und AA 2618 ebenfalls jeweils im T6-Zustand augenscheinlich. Dieses ist in dem Diagramm der Figur 2 als zeitkompensierte Temperaturdarstellung wiedergegeben. Die besonders gute Kriechbeständigkeit der erfindungsgemäßen Legierung war nicht vorhersehbar, so dass dieses Ergebnis überrascht.
    Im Rahmen der Erprobung der Verfahrensschritte zum Herstellen dieser Halbzeuge ist festgestellt worden, daß vergleichbare Materialeigenschaften des hergestellten Halbzeuges erreicht werden können, wenn der Schritt des Warmumformens bei einer Blocktemperatur zwischen 320 °C bis 460 °C durchgeführt wird. Der Schritt des Abschreckens des lösungsgeglühten Halbzeuges kann in einem Temperaturbereich zwischen Raumtemperatur und 100 °C (kochend) in Wasser erfolgen. Gleichfalls ist es möglich, zum Abschrecken ein Wasser-Glykol-Gemisch einzusetzen, dessen Temperatur jedoch 50 °C nicht überschreiten soll. Anstelle des zuvor beschriebenen Schrittes der Kaltumformung durch Kaltstauchen beim Schmieden kann als Kaltumformschritt auch ein Recken um 1 % bis 5 % zur Reduzierung der abschreckbedingten Eigenspannungen bei Strangpress- oder Walzprodukten durchgeführt werden. Der Schritt des Warmaushärtens ist durchführbar über einen Zeitraum von 5 bis 35 Stunden, bevorzugt zwischen 10 und 25 Stunden in einem Temperaturfenster zwischen 170 °C und 210 °C.
    Bei weiteren Untersuchungen wurden Stranggussbarren, wie oben beschrieben, hergestellt und Flugzeugräder durch Gesenkschmieden im Vor- und Fertiggesenk bei einer Temperatur von 410 bis 430 °C gefertigt. Diese Räder wurden anschließend bei 505 °C lösungsgeglüht, in einem Wasser-Glykol-Gemisch von Raumtemperatur abgeschreckt und 20 Stunden bei 170 °C warm ausgelagert. Zum Vergleich wurden serienmäßig hergestellte Flugzeugräder aus der Legierung AA 2214 verwendet. An über den Umfang verteilten Stellen sind den Rädern aus der beanspruchten Legierung und der herkömmlichen Legierung Proben entnommen und auf ihre Zugfestigkeit hin untersucht worden. Das Ergebnis ist in Figur 3 grafisch wiedergegeben. Deutlich erkennbar ist, dass die erfindungsgemäße Legierung E gegenüber der vorbekannten Legierung AA 2214 bessere Werte erzielt.
    Ermüdungsversuche bei vergleichbaren Proben der beiden genannten Legierungen zeigen ebenfalls, dass die aus der beanspruchten Legierung hergestellten Räder deutlich bessere Werte erzielen, als die aus den mit der AA 2214-Legierung hergestellten Rädern. Dies trifft zu für bei Raumtemperatur durchgeführte Ermüdungsversuche (vgl. Figur 4a) sowie für Ermüdungsversuche, die bei einer Prüftemperatur von 200°C durchgeführt worden sind (vgl. Figur 4b).
    Die Beschreibung der beanspruchten Erfindung macht deutlich, dass diese überraschend nicht nur hohe dynamische und statische Festigkeitswerte aufweist, sondern dass diese insbesondere auch eine besonders gute Warmfestigkeit, Bruchzähigkeit und Kriechbeständigkeit aufweist. Daher eignet sich diese Legierung insbesondere zum Herstellen von Halbzeugen, die genau diesen Ansprüchen zu genügen haben, wie beispielsweise Flugzeugräder oder Verdichter.

    Claims (14)

    1. Al-Cu-Mg-Mn-Legierung zur Herstellung von Halbzeugen mit hohen statischen und dynamischen Festigkeitseigenschaften, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung folgende Zusammensetzung aufweist:
      0,3 - 0,7 Gew.-% Silizium (Si)
      max. 0,15 Gew.-% Eisen (Fe)
      3,5 - 4,5 Gew.-% Kupfer (Cu)
      0,1 - 0,5 Gew.-% Mangan (Mn)
      0,3 - 0,8 Gew.-% Magnesium (Mg)
      0,05 - 0,15 Gew.-% Titan (Ti)
      0,1 - 0,25 Gew.-% Zirkon (Zr)
      0,3 - 0,7 Gew.-% Silber (Ag)
      max. 0,05 Gew.-% andere, einzeln
      max. 0,15 Gew.-% andere, insgesamt
      Rest Gew.-% Aluminium (Al).
    2. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Kupfer-Magnesium-Verhältnis zwischen 5 und 9,5 beträgt.
    3. Legierung nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Kupfergehalt 3,8 - 4,2 Gew.-% und der Magnesiumgehalt 0,45 - 0,6 Gew.-% und das Kupfer-Magnesium-Verhältnis zwischen 6,3 und 9,3 beträgt.
    4. Legierung nach einen der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass der Silbergehalt 0,45 - 0,6 Gew.-% beträgt.
    5. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Siliziumgehalt 0,4 - 0,6 Gew.-% beträgt.
    6. Legierung nach einem der Ansprüche 1 - 5, dadurch gekennzeichnet, dass der Mangangehalt 0,2 - 0,4 Gew.-% beträgt.
    7. Legierung nach einem der Ansprüche 1 - 6, dadurch gekennzeichnet, dass der Zirkongehalt 0,14 - 0,20 Gew.-% beträgt.
    8. Legierung nach einem der Ansprüche 1 - 7, dadurch gekennzeichnet, dass der Titangehalt 0,10 - 0,15 Gew.-% beträgt.
    9. Legierung nach einem der Ansprüche 1 - 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Titankomponente zum Herstellen der Legierung als Al-Ti-B-Vorlegierung zulegiert ist und der Boranteil 0,01 - 0,03 Gew.-% beträgt.
    10. Legierung nach einem der Ansprüche 1 - 9, dadurch gekennzeichnet, dass der Eisengehalt der Legierung max. 0,10 Gew.-% beträgt.
    11. Halbzeug hergestellt aus einer Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass dieses durch einen Warmumformprozess hergestellt ist.
    12. Verfahren zum Herstellen eines Halbzeuges nach Anspruch 11 gekennzeichnet durch folgende Schritte:
      a) Gießen eines Barrens aus einer Legierung,
      b) Homogenisieren des gegossenen Barrens bei einer Temperatur, die möglichst dicht unter der Anschmelztemperatur der Legierung liegt für eine Zeit, die ausreichend lang bemessen ist, um eine möglichst gleichmäßige Verteilung der Legierungselemente im Gussgefüge zu erreichen,
      c) Warmumformen des homogenisierten Barrens durch Schmieden und/oder Schmieden und/oder Walzen bei Temperaturen zwischen 320 °C und 470 °C,
      d) Lösungsglühen des umgeformten Halbzeuges bei Temperaturen, die ausreichend hoch sind, um die für die Aushärtung notwendigen Legierungselemente gleichmäßig im Gefüge verteilt in Lösung zu bringen, wobei das Lösungsglühen in einem Temperaturbereich zwischen 490 und 505 °C über einen Zeitraum von 30 Minuten bis 5 Stunden erfolgt,
      e) Abschrecken des lösungsgeglühten Halbzeugs entweder im Wasser mit einer Temperatur von max. 100 °C oder in einem Wasser-Glykol-Gemisch bei einer Temperatur kleiner oder gleich 50 °C und
      f) Warmaushärten des abgeschreckten Halbzeuges bei Temperaturen zwischen 170 und 210 °C über einen Zeitraum von 5 h bis 35 h.
    13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass zwischen dem Schritt des Abschreckens und dem Schritt des Warmaushärtens ein Kaltumformschritt vorgesehen ist, bei dem das abgeschreckte Halbzeug zur Reduzierung der Eigenspannungen gestaucht oder gereckt wird um einen Betrag zwischen 1 und 5 %
    14. Verfahren nach Anspruch 12 oder 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Schritt des Warmaushärtens über einen Zeitraum von 10 und 25 Stunden durchgeführt wird.
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