Technisches Gebiet

Die Erfindung betrifft eine Platte aus einer gewalzten Aluminiumlegierung und ein Verfahren zur Herstellung dieser Platte.

Platten aus einer gewalzten EN AW-6082 Aluminiumlegierung sind bekannt. Derartige Platten können im Zustand T6 eine Streckgrenze (R _P o,2) um die 260 MPa erreichen.

Stand der Technik

Um bei Platten aus einer gewalzten Al-Mg-Si Aluminiumlegierung ein feineres Korngefüge im rekristallisierten Zustand zu schaffen, ist es bekannt (EP1614760A1 ), die Legierung mit 0,1 bis 0,4 % Gew.-% Zirkonium (Zr) zu versetzen. Die Streckgrenzen (R _P O,2) der Platten im Zustand T4 mit oder ohne Zr-Gehalt sind im Wesentlichen gleich.

Darstellung der Erfindung

Die Erfindung hat sich daher die Aufgabe gestellt, eine Platte aus einer Al-Mg-Si Aluminiumlegierung in der Festigkeit, insbesondere Streckgrenze (R _P o,2), zu verbessern. Zudem ist es die Aufgabe der Erfindung, hierzu ein reproduzierbares Verfahren zu schaffen. Die Erfindung löst die gestellte Aufgabe hinsichtlich der Platte durch die Merkmale des Anspruchs 1 .

Wenn die Aluminiumlegierung von 0,7 bis 1 ,5 Gew.-% Silizium (Si), von 0,5 bis 1 ,3 Gew.-% Magnesium (Mg), von 0,05 bis 0,6 Gew.-% Mangan (Mn), von 0,1 bis 0,3 Gew.-% Zirkonium (Zr) aufweist, können die Voraussetzungen für eine erhöhte Festigkeit vorzugsweise in der Streckgrenze (R _P o,2) geschaffen werden. Mit dieser Komposition kann nämlich unter Berücksichtigung des erhöhten Zr Gehalts im Vergleich mit anderen gewalzten 6xxx Legierungen ein besonderes Gefüge der Platte eingestellt werden - nämlich ein im Wesentlichen erholtes Gefüge, also ein Gefüge mit einem niedrigen Anteil an rekristallisierten Körnern. Dafür weist die Platte ein teilrekristallisiertes Gefüge mit einem Rekristallisationsgrad kleiner 25 % auf, was für eine erhöhte Festigkeit sorgen kann, wenn sich zudem der nicht rekristallisierte Gefügebereich des Gefüges im erholten Zustand befindet und eine mittleren Subkorngröße in Walzrichtung kleiner 10 pm aufweist. So konnte überraschend festgestellt werden, dass aufgrund der Komposition der Aluminiumlegierung mit Zr vergleichsweise fein verteilte intermetallische Zr-haltige Teilchen, beispielsweise (AI,Si)sZr bzw. AhZr Teilchen, im Gefüge ausbilden, was zu einem Pinnen der Subkorngrenzen für einen vergleichsweise niedrigen Rekristallisationsgrad unter Erreichung vergleichsweise kleiner Subkorngrößen führte. Mit dieser besonderen Mikrostruktur bzw. Gefüge der Platte kann die Streckgrenze (R _P o,2) der Platte erheblich gesteigert werden.

Die Aluminiumlegierung kann zudem zusätzlich jeweils optional eines oder mehrere der nachfolgend aufgezählten Elemente mit folgendem Gehalt enthalten: bis 0,5 Gew.-% Kupfer (Cu); bis 0,7 Gew.-% Eisen (Fe); bis 0,1 Gew.-% Chrom (Cr); bis 0,2 Gew.-% Titan (Ti); bis 0,5 Gew.-% Zink (Zn); bis 0,2 Gew.-% Zinn (Sn), bis 0,1 Gew.- % Strontium (Sr), bis 0,2 Gew.-% Vanadium (V), bis 0,2 Gew.-% Molybdän (Mo); Vorzugsweise ist die Platte aus einer gewalzten Aluminiumlegierung der 6xxx-Reihe. Vorzugsweise ist der Rekristallisationsgrad geringer, um einen erhöhten Anteil an erholtem Gefüge zu erreichen. Dies insbesondere dann, wenn der Rekristallisationsgrad kleiner 15 % ist. Vorteilhaft ist der Rekristallisationsgrad kleiner 5 %, um einen hohen Anteil an erholter Struktur im Gefüge für hohe Festigkeiten sicherstellen zu können.

Vorstehendes kann weiter verbessert werden, wenn die mittlere Subkorngröße in Walzrichtung kleiner gleich 5 pm ist.

Die Festigkeit der Platte kann weiter erhöht werden, wenn diese den Zustand T6 aufweist, beispielsweise den Zustand T651 .

Auf Grundlage des Zustands T6 kann unter anderem die Platte eine Streckgrenze (R _P O,2) von größer 350 MPa aufweisen.

Die Platte kann weiter verbessert werden, wenn die Aluminiumlegierung in einem oder mehreren der nachfolgend aufgezählten Elemente weiter abgestimmt wird:

Si: Weist die Aluminiumlegierung von 0,9 bis 1 ,3 Gew.-% Silizium (Si) auf, kann dies die Festigkeit weiter steigern. Insbesondere wenn die Aluminiumlegierung von 1 ,0 bis 1 ,2 Gew.-% Silizium (Si) aufweist.

Mg: Weist die Aluminiumlegierung von 0,75 bis 0,95 Gew.-%Magnesium (Mg) auf, kann damit ein Optimum an lösbarem Mg in der Aluminiumlegierung erreicht und zudem die Festigkeit durch Mg- und Si-haltigen Phasen weiter erhöht werden.

Mn: Mit einem Gehalt von 0,3 bis 0,5 Gew.-% Mangan (Mn) in der Aluminiumlegierung kann der Anteil an Mn als auch Zr enthaltende Teilchen erhöht werden, um die Festigkeit der Platte insbesondere im Zustand T6 weiter zu erhöhen.

Zr: Ein weiter erhöhter Gehalt an Zirkonium, nämlich von 0,15 bis 0,25 Gew.-% Zirkonium (Zr), kann die Festigkeit der Platte weiter steigern. Dies beispielsweise in dem Zr die Rekristallisation des Gefüges verbessert hemmt und eine erhöhte Dichte an Teilchen schafft. So konnte durch den erhöhten Zr-Gehalt eine ver- gleichsweise thermisch stabile Subkorngrenzenhärtung festgestellt werden, deren Aktivität selbst nach einer Wärmebehandlung bis zu 570 °C bestand. Vorstehendes wird weiter verbessert, wenn die Aluminiumlegierung von 0,18 bis 0,22 Gew.-% Zirkonium (Zr) aufweist.

Cu: Weist die Aluminiumlegierung von 0,1 bis 0,5 Gew.-% Kupfer (Cu) auf, kann dies die Festigkeit der Platte weiter steigern. Dabei trägt die Obergrenze von 0,5 Gew.- % Kupfer (Cu) dazu bei, die Korrosionsanfälligkeit der Platte gering zu halten.

Si+Mg+Cu: Si und Mg (beispielsweise bis zur maximalen Löslichkeit abgestimmt) in Kombination mit Cu kann ganz besonders zur Steigerung der Vol. -Fraktion an Ausscheidungen beitragen.

Fe: Zur weiteren Steigerung der Festigkeit kann zudem ein Gehalt von bis zu 0,7 Gew.-% Eisen (Fe) beitragen. Beispielsweise kann der Fe Gehalt mindestens 0,1 Gew.-% betragen.

Vorzugsweise weist die intermetallische Phase der Aluminiumlegierung Zr-haltige Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von maximal 100 nm (Nanometer) auf, wobei die Anzahl der Zr-haltigen Teilchen größer gleich 1 x 10 ⁶ Teilchen/mm ² ist. Auf Grundlage solch einer Teilchengröße und Teilchenanzahl kann das Pinnen der Subkorngrenzen verbessert, und somit der Anteil an erholtem und nicht rekristallisiertem Gefüge weiter erhöht werden. Zudem kann dies die mittlere Subkorngröße des erholten Gefügebereichs weiter verringern, was die Festigkeit der Platte weiter steigern kann.

Vorstehendes kann weiter verbessert werden, wenn die mittlere Teilchengröße der Zr-haltigen Teilchen im Bereich von 30 nm bis 100 nm liegt.

Auch kann sich als vorteilhaft herausstellen, wenn die Anzahl der Zr-haltigen Teilchen kleiner gleich 100 x 10 ⁶ Teilchen/mm ² ist.

Zudem kann vorteilhaft sein, wenn die Anzahl der Zr-haltigen Teilchen größer gleich 5 x 10 ⁶ Teilchen/mm ² ist.

Insbesondere kann sich die Platte für den Maschinenbau eignen. Die Erfindung löst die gestellte Aufgabe hinsichtlich des Verfahrens durch die Merkmale des Anspruchs 10.

Indem ein mehrstufiges Homogenisieren des Walzbarrens mit anschließendem, beschleunigtem Abkühlen (Abschrecken) auf Raumtemperatur, angewandt wird, kann im Vergleich mit anderen bekannten Verfahren ein im Wesentlichen erholtes Gefüge mit einem vergleichsweise niedrigen Rekristallisationsgrad und mit einer vergleichsweise geringen Subkorngröße reproduzierbar erzeugt werden. Dies in dem ein erstes Homogenisieren bei einer ersten Temperatur im Bereich von 300 °C bis 400 °C und ein daran anschließendes zweites Homogenisieren bei einer zweiten Temperatur im Bereich von 500 °C bis 10 °C unterhalb einer Solidustemperatur der Aluminiumlegierung, durchgeführt wird.

Im Allgemeinen wird erwähnt, dass unter einem beschleunigten Abkühlen (und oftmals als Abschrecken bezeichnet) eine schnellere Abkühlung als eine Abkühlung bei Raumtemperatur und ruhender Luft verstanden werden kann (vgl. Friedrich Oster- mann, Anwendungstechnologie Aluminium, 3. Auflage, Erscheinungsjahr 2014: Abkühlen nach dem Lösungsglühen).

Vorzugsweise kann das erste Homogenisieren mit einer ersten Haltezeit von größer gleich 0.5 Stunden und/oder bis zu 4 Tagen und/oder einer maximalen Aufheizrate von 5 K/min erfolgen. Damit kann die Anzahl an Zr-haltigen Teilchen im Gefüge weiter erhöht werden.

Vorzugsweise erfolgt das zweite Homogenisieren mit einer zweiten Haltezeit von größer gleich 0,5 Stunden und/oder bis zu 24 Stunden, um Konzentrationsunterschiede im Gefüge weiter zu verringern.

Das Warmwalzen des homogenisierten Walzbarrens kann bei einer Temperatur, die um 5 °C bis 100 °C geringer als die Solidustemperatur der Aluminiumlegierung ist, erfolgen, um eine präferierte Verformungsstruktur zu erhalten. Das Lösungsglühen der Platte kann bei einer Temperatur im Bereich von 460 °C bis 580 °C erfolgen. Auch kann das Lösungsglühen der Platte mit einer Haltezeit von 1 Minute bis 10 Stunden erfolgen.

Im Allgemeinen wird erwähnt, dass durch das Lösungsglühen eine möglichst vollständige Lösung der an der Aushärtung beteiligten Legierungselemente erreicht werden kann (vgl. Friedrich Ostermann, Anwendungstechnologie Aluminium, 3. Auflage, Erscheinungsjahr 2014, ISBN 987-3-662-43806-0, Seite 175)

Beispielsweise kann das Kaltauslagern bei Raumtemperatur und/oder mit einer Haltezeit vorzugsweise von bis zu 8 Wochen erfolgen. Dies kann zur weiteren Vereinfachung des Verfahrens beitragen.

Das Warmauslagern kann bei einer Temperatur im Bereich 130 °C bis 210 °C und/oder über eine Haltezeit von 1 bis 24 Stunden erfolgen, um die Festigkeit der Platte weiter zu steigern.

Vorstehendes kann weiter gesteigert werden, wenn die Wärmebehandlung die Platte in den Zustand T6, insbesondere T651 , überführt.

Zum Nachweis der erzielten Effekte wurden gewalzte Halbzeuge, nämlich Platten A und B, mit jeweils einer Plattendicke 6 mm (Millimeter) aus einer jeweiligen gewalzten Aluminiumlegierungen und als Rest Aluminium sowie herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen mit jeweils maximal 0,05 Gew.-% und gesamt höchstens 0,15 Gew.-% hergestellt. Im Allgemeinen ist für eine Platte eine Plattendicke von 4 mm bis 150 mm, insbesondere von 6 mm bis 40 mm, denkbar. Die Legierung der Platte A ist eine EN AW-6082 Standardlegierung. Von dieser Standardlegierung EN AW-6082 ausgehend wurden die Legierungselemente Si, Mg und Cu im Gehalt erhöht. Die Platte B weist neben veränderten Si, Mg, Cu Gehalten zudem auch einen Zr Gehalt auf und stellt somit die erfindungsgemäße Ausführungsform dar.

Das Herstellverfahren ist nach Fig. 1 schematisch dargestellt, wobei diese in genannter Reihenfolge ein Homogenisieren (H) eines zuvor gegossenen Walzbarrens, ein Warmwalzen (\N\N) des homogenisierten Walzbarrens zu einer Platte, ein Lösungsglühen (LG), Kaltauslagern (KA), Kaltverformen (R) und Warmauslagern (WA) der Platte darstellt. Die durchgezogene Linie nach Fig. 1 zeigt den Verfahrensablauf zur Herstellung der Platte A und der Platte B teilweise. Teilweise dahin gehend, da Platte B beim Homogenisieren (H) zunächst nach der strichlierten Linie und dann weiter nach der durchgezogenen Linie behandelt wird. Dies stellt eine besondere Verfahrensverbesserung dar.

Die Platten A und B wurden nun folgenden Verfahrensschritten in genannter Reihenfolge unterworfen, wobei der Walzbarren für die Platte A eine andere Homogenisierung durchläuft, als dies bei dem Walzbarren für die Platte B der Fall ist: a. Homogenisieren (H) eines gegossenen Walzbarrens:

Walzbarren für die Platte A: einstufiges Homogenisieren (H2) bei einer Temperatur 550 °C (Grad Celsius) während einer Haltezeit von 2 h (Stunden) und einer Aufheizrate von 1 K/min (Kelvin/Minute);

Walzbarren für die Platte B: zweistufiges Homogenisieren mit einem ersten Homogenisieren (H1 ) bei 350 °C während einer Haltezeit von 16 h und einer Aufheizrate von 1 K/min und mit einem zweiten Homogenisieren (H2) bei 550 °C während einer Haltezeit von 2 h, und einer Aufheizrate von 1 K/min, wobei das zweite Homogenisieren (H2) an das erste Homogenisieren (H1 ) direkt anschließt, wie in Fig. 1 zu erkennen ist. b. Warmwalzen (WW) des homogenisierten Walzbarrens bei einer Temperatur von 540 °C zu einer Platte, ausgehend von einer Ausgangsdicke von 40 mm (Millimeter) auf 6 mm; c. Lösungsglühen (LG) der Platte bei einer Temperatur 570 °C über eine Haltezeit von 20 min (Minuten) mit anschließendem, beschleunigtem Abkühlen unter Wasserabschreckung auf Raumtemperatur von 20 °C (RT); d. Kaltauslagern (KA) der Platte mit einer Haltezeit von 14 Tagen und anschließendem Kaltumformen durch Recken der Platte mit einem Verformungsgrad von 2 %; e. Warmauslagern (WA) der Platte bei einer Temperatur von 160 °C über eine Haltezeit von 14 h;

Die diesem Verfahren unterworfenen Platten A und B wurden mittels Zugversuchs (Zugprüfung laut Norm DIN EN 10002-1 ) hinsichtlich mechanischer Kennwerte 0,2 %-Dehngrenze R _P o,2, Zugfestigkeit Rm, Gleichmaßdehnung A _g und Bruchdehnung A untersucht.

Tabelle 1 : Mechanische Kennwerte der Platten A und B im Zustand T6, nämlich T651 (* in Walzrichtung)

Zudem wurden von den beiden Platten, der Rekristallisationsgrad, die mittlere Subkorngröße sowie von den Zr-haltigen Teilchen im Gefüge die Anzahl und die mittlere Größe (die sich aus den maximalen Feret-Durchmessern dieser Zr-haltigen Teilchen errechnet) bestimmt. Der Rekristallisationsgrad wurde mithilfe eines JEOL 7200F FEG-SEM EBSD-Detektors unter Zuhilfenahme der beiden Bedingungen (a) über ein Korn gemittelte Misorientierung innerhalb eines Kernels der 3. Ordnung mit einer Schrittweite von 0,6 pm von unter 0,5° und (b) durchschnittlicher Bandkontrast von über 70 % vom maximalen, gemessenen Bandkontrast bestimmt. Die Werte der Zr- haltigen Teilchen der Platte B wurden mithilfe eines Rastertransmissionselektronenmikroskops (HAADF-Aufnahmen bei 17.000x Vergrößerung, Talos F200X G2 S- TEM) bestimmt.

Wie der Tabelle 1 zu entnehmen, weist die Platte B im Vergleich mit der Platte A, deutlich erhöhte Festigkeitswerte R _P o,2 und Rm im Zustand T651 auf. Dies begründet sich jedoch nicht ausschließlich durch die erhöhte Zugabe von Si, Mg und Cu, was vornehmlich zu einer Steigerung der Ausscheidungsdichte und damit zu einer Festigkeitssteigerung führt. So beruht die Festigkeit der Platte A im Wesentlichen auf Ausscheidungen, insbesondere auf sich während einer Warmauslagerung bildende ß“- Ausscheidungen (Si, Mg), in Kombination mit Fe- und/oder Mn-haltigen Teilchen, die das Gefüge bei höheren Temperaturen stabilisieren.

Im Gegensatz dazu kommt der deutliche Anstieg der 0,2-%-Dehngrenze (R _P o,2) der Platte B von 73 MPa im Vergleich mit der 6082-Platte A im Wesentlichen durch den härtesteigernden Effekt von Zr, bzw. dessen Teilchen AhZr zustande. So findet sich im Gefüge eine erhöhte Menge an Zr-haltigen Teilchen (AhZr), was den Gefügebereich mit nicht rekristallisierten Verformungsstruktur, die sich im Gefüge aufgrund des Warmwalzens bilden, stabilisiert. Nachfolgende Wärmebehandlungen, beispielsweise das Lösungsglühen bei einer vergleichsweise hohen Temperatur von 570 °C, führen im Wesentlichen zu keiner Rekristallisierung, sondern zu einer Erholung dieses Gefügebereichs, was unter Berücksichtigung der geringen mittleren Subkorngröße von 5 pm in Walzrichtung eine deutlich erhöhte Festigkeit bewirkt, als dies allein durch Zugabe von Si, Mg und Cu erreicht werden könnte. Der Festigkeitszuwachs der Platte B gegenüber der Platte A ist zudem auch in der Fig. 2 zu erkennen.

Untersuchungen der Teilchen zeigen ebenso erhebliche Unterschiede im Gefüge. So weist die intermetallische Phase der Aluminiumlegierung der Platte B Zr-haltige Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von 74 nm auf. Die Anzahl der Zr-haltigen Teilchen liegt bei 7,52 x 10 ⁶ Teilchen/mm ² .

Im Vergleich dazu finden sich in der intermetallischen Phase der Aluminiumlegierung der Platte A ausschließlich AI(Fe,Mn,Cr)Si-haltige Teilchen. Diese weisen eine mittlere Teilchengröße von 101 nm auf. Die Anzahl dieser AI(Fe, Mn, Cr)Si-haltigen Teilchen liegt bei 1 ,2x10 ⁶ Teilchen/mm ² . Diese Teilchen-Werte der Platte A wurden mithilfe von Aufnahmen eines Rasterelektronenmikroskops (BSE-Aufnahmen bei 10.000 facher Vergrößerung, JEOL 7200F FEG-SEM) bestimmt.

Die Teilchen der Platte A sind daher nicht nur deutlich größer, deren Anzahl ist auch um ein Vielfaches geringer als dies für die Zr-haltige Teilchen der Platte B gilt, die zudem auch noch diese AI(Fe,Mn,Cr)Si-haltige Teilchen aufweist. Diese hohe Menge an vergleichsweise kleinsten Zr-haltige Teilchen der Platte B pinnt Subkorngrenzen verbessert und kann damit den Anteil an erholten Gefüge im Endzustand erhöhen sowie die eine weiter verringerte Subkorngrößen sicherstellen.

Diese Effekte führen zu einer besonders mechanisch standfesten Platte, die beispielsweise im für den Werkzeugbau Verwendung finden kann.

Zudem konnte festgestellt werden, dass durch den Zr Gehalt in der Legierung die eingebrachte Energie beim Kaltumformen (Recken mit 2 % Verformungsgrad) durch das anschließende Warmauslagern nicht ausgelöscht wird, da auch hier der stabilisierende Effekt der Zr-haltigen Teilchen wirksam ist.

Im Allgemeinen wird festgehalten, dass „insbesondere“ als „more particularly" ins Englische übersetzt werden kann. Ein Merkmal, dem „insbesondere" oder auch „ge- gebenfalls, vorangestellt ist, ist als fakultatives Merkmal zu betrachten, das wegelassen werden kann, und stellt damit keine Einschränkung, beispielsweise der Ansprüche, dar. Das gleiche gilt für „vorzugsweise“, ins Englische übersetzt als „preferably“.