DE2953182A1

DE2953182A1 - Aluminum alloy

Info

Publication number: DE2953182A1
Application number: DE792953182A
Authority: DE
Inventors: M Hyatt; W Quist
Original assignee: Boeing Co
Current assignee: Boeing Co
Priority date: 1978-09-29
Filing date: 1979-09-24
Publication date: 1980-12-04
Anticipated expiration: 1999-09-25
Also published as: EP0020505B2; GB2052558A; GB2052558B; EP0020505A4; JPS55500767A; DE2953182C3; USRE34008E; SE447128B; EP0020505B1; DE2953182C2; JPS6317901B2; US4305763A; EP0020505A1; WO1980000711A1; SE8003997L

Description

Verfahren zum Herstellen eines Legierungsproduktes und Aluminiumlegierung

Es wird eine Aluminiumlegierung der Reihe 7ooö vorgeschlagen, die sich durch hohe Festigkeit, hohe Dauerfestigkeit und hohe Bruchzähigkeit auszeichnet und im wesentlichen aus 5,9 bis 6,9$ Zink, 2,ο bis 2,7 % Magnesium, 1,9 bis 2,5% Kupfer, 0,08 bis ο,15?ί Zirkonium, maximal o,15% Eisen, maximal o,12£ Silizium, maximal ο, ο6?ό Titan, maximal ο,ο4?ό Chrom, maximal o,o5% eines jeden anderer Spurenelemente in der Legierung, wobei insgesamt die anderen Spurenelemente in der Legierung maximal 0,15% ausmachen, Rest der Legierung Aluminium. Die genannte Legierung wird warm bearbeitet, um ein Schmiedeprodukt zu schaffen, wie beispielsweise ein Strangpreßprodukt oder ein Blech, in welchem Rekristallisation auf einem Minimum gehalten wird. Das Schmiedeprodukt wird einer Lösungsbehandlung bzw. Lösungsglühen

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einem Abschrecken und einem Altern bei erhöhter Temperatur unterworfen, bis sich das Produkt bei oder in der Nähe seiner maximalen Festigkeit befindet.

Die vorliegende Erfindung betrifft Aluminiumlegierungen und insbesondere eine Aluminium-Zink-Magnesium-Kupfer-Legierung vom Typ 7ooo, die sich durch hohe Festigkeit, hohe Dauerfestigkeit und hohe Bruchzähigkeit auszeichnet.

Ein beträchtlicher wirtschaftlicher Faktor beim Betrieb von Flugzeugen ist heutzutage der Treibstoffpreis. Folglich sind Flugzeugkonstrukteure und -hersteller dauernd bestrebt, die gesamte Treibstoffausnutzung zu verbessern. Eine Möglichkeit, um diese Treibstoffausnutzung und auch die Gesamtleistung zu erhöhen, besteht darin, das Konstruktionsgewicht zu reduzieren, Da Aluminiumlegierungen in großem Anteil für Konstruktionselemente bei den meisten Flugzeugen verwendet werden, wurde eine beträchtliche Anstrengung unternommen, um Aluminiumlegierungen zu entwickeln, die höhere Verhältnisse von Festigkeit zu Gewicht als die Legierungen aufweisen, die augenblicklich im Gebrauch sind, während die gleiche oder eine—höhere Bruchzähigkeit, Dauer festigkeit und Korrosionsbeständigkeit beibehalten wird.

Beispielsweise ist eine Legierung, die häufig für die obere Tragflächenhaut einiger Düsenflugzeuge verwendet wird, die Legierung 7o75 in dem T651-Härtezustand. Die Legierung 7o75-T651

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hat ein hohes Verhältnis von Festigkeit zu Gewicht, während sie gute Bruchzähigkeit, gute Dauerfestigkeitseigenschaften und eine adäquate Korrosionsbeständigkeit zeigt.

Eine weitere manchmal bei Flugzeugen verwendete Legierung, die Legierung 7178-T651 ist fester als die Legierung 7o75-T651, jedoch ist die Legierung 7178-T651 in Bezug auf Bruchzähigkeit und Dauer festigkeit der Legierung 7o75-T651 unterlegen. Somit sind mehrere Beschränkungen vorhanden, um vom Vorteil eines hohen Verhältnisses von Festigkeit zu Gewicht der Legierung 7178-T651 Gebrauch zu machen, ohne Bruchzähigkeit und/oder Dauer festigkeit der Komponente zu opfern, für welche die Legierung verwendet werden soll. Andere verfügbare Legierungen und Härtestufen bieten, obwohl sie manchmal gute Zähigkeitseigenschaften und eine hohe Beständigkeit gegen Spannungskorrosionsrisse und Abblätterungskorrosion aufweisen, keine Festigkeitsvorteile gegenüber der Legierung 7o75-T651. Beispiele solcher Legierungen sind 7475-T651, T7651 und T7351 und 7o5o-T7651 und T73651. Mit verfügbaren Legierungen und Härtestufen ist es somit unmöglich, eine Gewichtseinsparung bei Flugzeugbauteilen zu erreichen, während die Bruchzähigkeit, Dauerfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit bei oder oberhalb des Niveaus gehalten werden, das mit der Legierung 7o75-T651 erreichbar ist.

Demzufolge ist ein Gegenstand der Erfindung* eine Aluminiumlegierung für die Verwendung in Flugzeugbauteilen, welche ein

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höheres Verhältnis von Festigkeit zu Gewicht als die verfügbare Legierung 7o75-T651 aufweist. Ein weiterer Gegenstand der Erfindung ist eine solche Legierung, die verbesserte Dauerfestigkeits- und Bruchzähigkeitseigenschaften aufweist, während die Spannungskorrosionsbeständigkeit und Beständigkeit gegen Abblätterungskorrosion auf einem Niveau gehalten werden, das annähernd gleich dem der Legierung 7o75-T651 ist.

Die erfindungsgemässe Legierung der 7ooo-Reihe erfüllt den obigen Zweck und schafft eine Festigkeitszunahme von 1ο-15?ό gegenüber der Legierung 7o75 im T6-Zustand. Tatsächlich ist die erfindungsgemässe Legierung fester als jede andere im Handel erhältliche Aluminiumlegierung. Gleichzeitig sind die Bruchzähigkeit und die Dauer festigkeit der erfindungsgemässen Aluminiumlegierung höher als die in Legierungen erzielbaren Werte, welche Festigkeiten aufweisen, die sich dem der erfindungsgemässen Legierung nähern, wie beispielsweise die Legierungen 7o75 und 7178 in dem T6-Zustand. Zusätzlich ist die Korrosionsbeständigkeit der erfindungsgemässen Legierung annähernd äquivalent derjenigen der Legierung 7o75 in dem T6-Zustand.

Die gewünschte Kombination der Eigenschaften der erfindungsgemässen Legierung wurde in einer Legierung der 7ooo-Reihe erreicht, irv-tJein genau die chemischen Zusammensetzungsbereiche der Legierungs- und Spurenelemente gesteuert wurden, die Legierung wärmebehandelt wurde, um die Festigkeit auf hohe Niveaus

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anzuheben und durch Beibehalten einer im wesentlichen nicht rekristallisierten Mikrostruktur. Die erfindungsgemässe Legierung besteht im wesentlichen aus 5,9 bis 6,9% Zink, 2,ο bis 2,7% Magnesium, 1,9 bis 2,5% Kupfer, 0,08 bis o,15% Zirkonium, maximal o,15% Eisen, maximal o,12% Silizium, maximal 0,06% Titan, maximal o,o4% Chrom und einem Maximum von o,o5% für andere Spurenelemente in der Legierung, wobei insgesamt die anderen Spurenelemente maximal o,15% ausmachen, Rest der Legierung ist Aluminium. Wenn die Legierung gegossen ist, wird sie warm bearbeitet, um ein Schmiedeprodukt wie beispielsweise Strangpreßprofile oder eine Platte zu schaffen. Das Produkt wird dann lösungsgeglüht,abgeschreckt und einem künstlichen Altern bzw. Anlaßhärten, Warmaushärten bei einer erhöhten Temperatur unterworfen. Um die hohen Festigkeitsanforderungen zu erreichen, wird die erfindungsgemässe Legierung bei erhöhten Temperaturen gealtert, bis sie ihren Spitzen-Festigkeitszustand erreicht. Das sich ergebende Produkt weist eine Festigkeitszunahme von lo% bis 15% gegenüber im Handel erhältlichen Legierungen wie beispielsweise 7o75-T651 und 7o5o-T7651 auf. Auch kann durch Warmbearbeiten der Legierung beim Formen des

S. ■ ■

Produkten, um eine wesentliche Rekristallisierung in dem abschließenden Produkt zu verhindern, die Bruchzähigkeit der erfindungsgemässen Legierung auf einem Niveau gehalten werden, das ungefähr lo% höher als das der Legierung 7o75-T651 ist und wesentlich oberhalb des Wertes der Legierung 7178-T651 liegt.

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Die Erfindung wird nachfolgend an Ausführungsbeispielen an Hand der beigefügten Zeichnung häher erläutert.

In der Zeichnung zeigen:

Fig. 1 eine graphische Darstellung eines Korrekturfaktors Y gegen die Alterungstemperatur, wie sie verwendet wird, um äquivalente Wärmebehandlungszeiten für die erfindungsgemässe Legierung zu bestimmen,

Fig. 2 graphische Darstellungen, wobei die Eigenschaften der erfindungsgemässen Legierung mit bekannten Aluminiumlegierungen der Reihe 7ooo verglichen werden,

Fig. 3 eine graphische Darstellung der Festigkeit gegen die Alterungszeit für die erfindungsgemässe Legierung und andere Aluminiumlegierungen der Reihe 7doo,

Fig. 4 eine graphische Darstellung der Bruchzähigkeit-Parameter (K ) gegen die Dicke, wobei die erfindungsgemässe Legierung mit bekannten Aluminiumlegierungen der Reihe 7ooo verglichen wird,

Fig. 5 eine graphische Darstellung der Ermüdungsrißwachstumsgeschwindigkeit (da/dN) gegen den zyklischen Spannungsgrößen-Faktor Δ K, wobei die erfindungsgemässe Legierung mit bekannten Legierungen der Reihe 7ooo verglichen

wird,

Fig. 6 eine graphische Darstellung der Ermüdungsrißlänge gegen Spannungswechsel, wobei die erfindungsgemässe Legierung mit bekannten Legierungen der Reihe 7ooo verglichen wird.

Die hohen Werte der Festigkeit, der Ermüdungsbeständigkeit bzw. Dauer festigkeit, der Bruchzähigkeit und der Korrosionsbeständigkeit der erfindungsgemässen Legierung sind abhängig von einer chemischen Zusammensetzung, die innerhalb bestimmter Grenzen genau gesteuert wird, wie diese oben erwähnt sind, von einer sorgältig gesteuerten Wärmebehandlung der aus der Legierung hergestellten Produkte und von einer MikroStruktur, die im wesentlichen nicht rekristallisiert ist. Wenn die Parameter der Zusammensetzung, der Herstellung und der Wärmebehandlung der erfindungsgemässen Legierung von den genannten Grenzen streuen, wird die gewünschte Kombination der Festigkeitszunahme, Bruchzähigkeitzunahme und Verbesserung der Dauerfestigkeiten nicht erreicht.

Die erfindungsgemässe Legierung besteht im wesentlichen aus 5,9 bis 6,9?ό Zink, 2,ο bis 2,1% Magnesium, 1,9 bis 2,5% Kupfer, o,o8 bis ο,15?ί Zirkonium, Rest Aluminium und Spurenelemente. Von diesen vorhandenen Spurenelementen ist die erlaubte Maximalmenge an Eisen o,15%, an Silizium o,12%, Mangan o,lo%,

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Chrom ο,οΑ?ό und Titan ο,ο6?ί. Andere verbleibende Spurenelemente haben Maximalgrenzen von o,o5S, wobei die maximale Gesamtmenge der verbleibenden Spurenelemente o,155» beträgt. Die erwähnten Prozente sind Gewichtsprozente auf der Grundlage der Gesamtlegierung. Die kritischsten Spurenelemente sind normalerweise Eisen und Silizium. Wenn Eisen und Silizium in der Legierung im Überschuß zu den obengenannten Mengen vorhanden sind, werden die unerwünschten intermetallischen Verbindungen, die während des Erstarrens, des Hersteilens und der Wärmebehandlung durch Eisen und Silizium gebildet werden, die Eigenschaften der Bruchzähigkeit der Legierung gemäß Erfindung auf unannehmbare Werte herabsetzen.

Die hohen Zink-, Magnesium- und Kupfergehalte der erfindungsgemässen Legierung tragen hauptsächlich zu den hohen Festigkeitseigenschaften der Legierung bei. Wenn die Zink-, Magnesium- und Kupfergehalte unterhalb der Grenzen liegen, die oben erwähnt sind, fällt die Festigkeit der Legierung unterhalb der Festigkeitswerte, die Io bis 15?ό oberhalb der Basis der Standardlegierung 7o75-T651 liegen.

Es werden herkömmliche Schmelz- und Gießverfahren verwendet, um die Legierungzu bilden. Es muß Sorge dafür getragen werden, wie dies oben erwähnt ist, daß eine hohe Reinheit in dem Aluminium und den Legierungselementen vorhanden ist, so daß die Spurenelemente und insbesondere Eisen und Silizium unterhalb

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der genannten Maximalwerte gehalten werden. Blöcke werden aus der Legierung unter Verwendung herkömmlicher Verfahren wie beispielsweise Kokillenguß hergestellt. Wenn der Block gebildet ist, kann er durch herkömmliche Verfahren homogenisiert werden, beispielsweise wird er erhöhten Temperaturen von ungefähr 482 C während einer Zeitperiode arsgesetzt, die ausreichend ist, um die Innenstruktur des Blockes zu homogenisieren und eine im wesentlichen gleichförmige Verteilung der Legierungselemente zu schaffen. Der Block kann dann einer Warmbearbeitung unterworfen werden, um ein gewünschtes Produkt, wie beispielsweise eine Platte oder ein Strangpreßprofil oder ein Blech zu erzeugen. Beim Herstellen von Produkten aus der erfindungsgemässen Legierung sind keine ungewöhnlichen metallurgischen Verfahren erforderlich. Um jedoch die Kombination der mechanischen und Zähigkeitseigenschaften der erfindungsgemässen Legierung aufrechtzuerhalten, ist es wesentlich, die Produkte warmzuwalzen, strangzupressen oder auf andere Weise auf eine solche Weise zu bearbeiten, daß übermässige Rekristallisation der Mikrostruktur des Endproduktes vermieden wird. Ein Eliminieren von Warmbearbeitung (oder Kaltbearbeitung), die zu beträchtlichen Rekristallisationsmengen führt, ist kritisch insbesondere bei dünneren Platten und Strangpreßprofilen,für die eine erhöhte Rekristallisationsneigung während des Lösungsglühens besteht. Demzufolge muß das aus der erfindungsgemässen Legierung hergestellte Produkt im wesentlichen nicht rekristallisiert sein. Mit "im wesentlichen nicht rekristallisiert" ist gemeint, daß

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weniger als ungefähr 5o Vol.?o der Legierungsmikrostruktur in
einem gegebenen Produkt in einer rekristallisierten Form vorliegt mit der Ausnahme von Oberflächenschichten, die oft einen wesentlich höheren Rekristallisationsgrad aufweisen. Die Oberflächenschichten der Platten- und Strangpreßprofilerzeugnisse werden gewöhnlicherweise bei der Herstellung zum Endprodukt
entfernt. Bevorzugt ist es erwünscht, den Volumenanteil der
rekristallisierten MikroStruktur geringer als ungefähr 3ο?ό zu halten. Eine Rekristallisation kann auf ein Minimum herabgesetzt werden, indem die Temperatur während der Warmbearbeitung auf Niveaus gehalten wird, welche ein Ausglühen bzw. Freilassen von inneren Spannungen verursacht, die durch die Bearbeitung erzeugt wurden, so daß die Rekristallisation während der Bearbeitungsstufe selbst oder während anschließender Lösungsglühbehandlung auf ein Minimum herabgesetzt wird. Beispielsweise wird ein Warmwalzen eines Plattenproduktes, das aus der erfindungsgemässen Legierung hergestellt ist, auf eine Dicke
in dem Bereich von 25,4 mm bei einer Metalltemperatur von ungefähr 427 C normalerweise eine wesentliche Rekristallisation verhindern. Unter gegebenen Umständen bei der Herstellung ist es möglich, bei geringeren Temperaturen zu walzen und noch
eine wesentlich höhere Rekristallisation zu verhindern. Es
wurde beispielsweise gefunden, daß die Bruchzähigkeit einer
Legierung mit einer Mikrostruktur, die mehr als 5o% rekristallisiert ist, sich merklich verschlechtert und in der Tat beträchtlich unter die Bruchfestigkeit bekannter Legierungen wie

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-y-

beispielsweise die Legierung 7o75-T651 fallen kann.

Nachdem die Legierung zu einem Produkt warm behandelt worden ist, wird das Produkt normalerweise bei einer Temperatur in der Größenordnung von 477⁰C und vorzugsweise zwischen 477 und 482 C während einerZeit lösungsgeglüht, die ausreichend ist, damit sich die Lösungswirkung bzw. das Homogenisieren einem Gleichgewicht nähert. Wenn dieses Gleichgewicht annähernd erreicht ist, wird das Produkt abgeschreckt, indem normalerweise das Produkt mit Wasser von Raumtemperatur besprüht oder darin eingetaucht wird. Danach wird das Produkt 1 bis 3% in Walz- oder Extrusionsrichtung gedehnt, um restliche Abschreckspannungen zu eliminieren.

Es sei hervorgehoben, daß die Zugfestigkeit der erfindungsgemässen Legierung in Bezug auf die Abschreckgeschwindigkeit relativ unempfindlich ist. Somit werden die überlegenen Festigkeitseigenschaften bei Blech und Strangpreßprofilen wesentlicher Dicke beibehalten. Diese Eigenschaft der erfindungsgemässen Legierung ergibt sich aus der Verwendung von Zirkonium anstatt von Chrom als Kornverfeinerungselement. Chrom wird für die meisten anderen Legierungen der Reihe 7ooo verwendet und ergibt eine wesentliche Festigkeitsabnahme für Dicken oberhalb ungefähr 76,3 mm, während die erfindungsgemässe Legierung in ihrer Festigkeit lediglich geringfügig abnimmt, selbst wenn sie zu Dicken oberhalb 76,2 mm verarbeitet wird.

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Obwohl der hohe Zink-, Magnesium- und Kupfergehalt der erfindungsgemässen Legierung gefordert ist, um die überlegenen Festigkeitseigenschaften zu erreichen, ist es ebenfalls notwendig, das aus der Legierung geformte Produkt bei einer erhöhten Temperatur künstlich zu altern, bis die überlegenen Festigkeitseigenschaften erreicht sind. Gemäß der Erfindung besteht das bevorzugte Verfahren zum künstlichen Altern des Produktes aus der erfindungsgemässen Legierung in der Anwendung eines zweistufigen Alterns bzw. Aushärtens. Die Legierung wird vorzugsweise zunächst bei einer Zwischentemperatur von unge-

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fähr 121 C während einer Zeit von 4 bis ungefähr 48 Stunden gealtert. Es sei hervorgehoben, daß diese erste Alterungsstufe modifiziert oder möglicherweise eliminiert werden kann. Beispielsweise zeigen gesammelte Daten an, daß die Legierung während der ersten Stufe bei Temperaturen gealtert werden kann, die von Ip7 bis 134 C reichen.

Die Alterungsbehandlung der zweiten Stufe wird bei einer Temperatur ausgeführt, die oberhalb der Alterungstemperatur liegt, wie sie in der ersten Stufe verwendet wurde. Die zweite Alterungsstufe wird vorzugsweise in dem Bereich von 154 C bis 163 C ausgeführt, bis die Legierung ihre Spitzenfestigkeit erreicht. Mit Spitzenfestigkeit ist eine feotirjkeit bei oder nahe der Maximalfestigkeit der Legierung gemeint. Beispielsweise reicht, wenn das Altern in der zweiten Stufe bei 163 C durchgeführt wird, die Alterungszeit von un-

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gefähr 5 Stunden. Während das Altern der zweiten Stufe bei 154 C durchgeführt wird, reicht die Alterungszeit ungefähr 6 bis ungefähr 12 Stunden.

Gewünschtenfalls kann das Altern der zweiten Stufe ebenfalls bei Temperaturen in dem Bereich von 149 bis 171 C durchgeführt werden, bis die Spitzenfestigkeit erreicht wird. Jedoch muß für Temperaturen im unteren Abschnitt des erwähnten Bereiches die Alterungszeit aufwärts und für Temperaturen im oberen Abschnitt des erwähnten Bereiches die Alterungszeit nach unten eingestellt werden. Die untengenannte Formel kann verwendet werden, um die bevorzugte Alterungszeit (t,.) der zweiten Stufe für Alterungstemperaturen anders als 143 C zu bestimmen. Diese Formel gibt eine Alterungszeit für eine gegebene Temperatur innerhalb des Bereiches von 149 bis 171 C, die äquivalent für die Alterungstemperatur von 163 C ist, wie dies in dem obigen Absatz erläutert ist. Diese Formel lautet:

t_T = ^325

wobei t_T die Zeit ist, während der das erfindungsgemässe Produkt während der zweiten Stufe gealtert wird und zwar bei einer Temperatur T, die anders als 163 C ist, um Spitzenfestigkeit zu erreichen, wobei t,„,. von ungefähr 3 bis ungefähr Stunden für verschiedene Produkte reichen kann, wie dies oben erwähnt ist und wobei Y ein Faktor zum Umwandeln der

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der 163°C-Alterungszeit ^375^ ^{2U der} Alterungszeit t, bei der Temperatur T ist.

Der Faktor Y wird aus der graphischen Darstellung nach Fig. 1 abgeleitet, wo der Faktor Y gegen die Alterungstemperatur aufgetragen ist. Wenn es beispielsweise gewünscht ist, die Alterung der zweiten Stufe bei einer Temperatur von 156⁰C durchzuführen, wird der Faktor Y ungefähr o,5 sein; wenn es gewünscht wird, bei einer Temperatur von 17o°.C zu altern, beträgt der Faktor Y ungefähr 2. Es sei ebenfalls hervorgehoben, daü die aus der obengenannten Formel berechnete Alterungszeit (tj) bis zu ungefähr 3 Stunden variiert werden kann und noch die Spitzenfestigkeitswerte gemäss Erfindung erreicht werden. Beispielsweise ist für Alterungstemperaturen der zweiten Stufe nahe der oberen Grenze des gestreckten Bereiches die Variation von ty vorzugsweise nicht mehr als ungefähr + 1/2 Stunde; jedoch kann im unteren Abschnitt des Bereiches t_T bis zu ungefähr + 3 Stunden variiert werden.

Beispiele

Die folgenden Beispiele sind illustrativ und sollen dom Fachmann anzeigen, wie die Erfindung verwendet wexdpn kann. Sie begrenzen indessen nicht den Schutzumfanq der Erfindung.

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Beispiel 1

Mehr als 5o Blöcke der erfindungsgemässen Legierung wurden mit herkömmlichen Verfahren gebildet. Diese Blöcke hatten eine Nominal-Zusammensetzung van 6,4 % Zink, 2,35°ό Magnesium, 2, 2% Kupfer, o_;ll% Zirkonium, o,o7% Eisen, o,o5% Silizium, < o,ol?o Mangan, ο,οΐϊί Chrom, o,o2% Titan und eine Gesamtheit von < ο.ο3?ά anderer Spurenelemente, Rest der Legierung Aluminium. Die Blöcke waren in ihrer Form rechteckig und hatten eine Dicke zwischen 4o,6 und 7o cm. Die Blöcke wurden geschält, homogenisiert bei ungefähr 471 C und auf eine Dicke warmgewalzt, die von 9,5 bis ungefähr 38,1 mm variierte. Diese Platten wurden dann bei ungefähr 477°C während 1 bis 2 Stunden in Abhängigkeit von der Dicke lösungsgeglüht und durch Bestrahlen in Wasser mit Raumtemperatur abgeschreckt. Die Platten wurden dann 1 1/2 bis 3?ö in Walzrichtung gestreckt, um restliche Abschreckspannungen zu eliminieren und wurden bei 121 C künstlich gealtert bzw. warm ausgehärtet, wonach eine Alterung der zweiten Stufe bei ungefähr 154 C während ungefähr 11 bis 12 Stunden erfolgte. Die Druckstreckgrenze bzw. Quetschgrenze -(compression yield strength.),- Bruchzähigkeit- und ErmüdungsriQwachsgeschwindigkeits-Versuche wurden dann bei Proben durchgeführt, die von den Plattenprodukten genommen wurden. Die Daten aus diesen Versuchen wurden analysiert,

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um für jeden der Versuche Minimal- und Mittelwerte zu schaffen.

Ähnliche Daten von im Handel erhältlichen Platten der Legierung 7o75-T651, 7178-T651 und 7o5o-T7651 wurden zwecks Vergleiches ebenfalls analysiert. Die 7o75-Legierung hatte eine Nominal-Zusammensetzung von 5,6?ό Zink, 2,5m Hangesium, 1,6% Kupfer, o,2?£ Chrom, o,o5% Mangan, ο,2?ί Eisen und ο,15?ό Silizium, Rest der Legierung Aluminium und geringe Anteile an anderen Fremdstoffelementen. Die 7178-Legierung hatte eine Nominal-Zusammensetzung von 6,8?ό Zink, 2,1% Magnesium, 2,ο?ί Kupfer, ο,2?ί Chrom, o,o5% Mangan, ο,2?ό Eisen und o,15?i Silizium, Rest der Legierung Aluminium und geringe Mengen von anderen Fremdelementen. Die 7o5o-Legierung hatte eine Nominal-Zusammensetzung von 6,2?ί Zink, 2 , 2 5 ?6 Magnesium, 2,3% Kupfer, ο,12?ί Zirkonium, o,o9% Eisen, ο,ο7?ί Silizium, o,ol?i Chrom, ο,ο2?ί Titan, Rest der Legierung Aluminium und geringe Mengen von Fremdelementen.

Druck-Streckgrenze (F )-Versuche wurden auf herkömmliche

cy

Weise durchgeführt. Die Bruchzähigkeitsversuche wurden ebenfalls bei Raumtemperatur in herkömmlicher Weise durchgeführt, wobei in der Mitte gerissene Platten verwendet wurden, wobei die Daten in Ausdrücken des scheinbaren kritischen Spannungsintensitäts-Faktors K, bei Platteηbruch dargestellt wird. Der Bruchzähigkeitsparameter (K, )

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ist auf die Spannung bezogen, die erforderlich ist, um eine flache Platte zu brechen, die einen Riß aufweist, der senkrecht zu der Belastungsrichtung orientiert ist, und wird durch die folgende Formel bestimmt.

wobei er* die Gesamtspannung ist, die erforderlich ist, um die Platte zu brechen,

a einhalb der anfänglichen Rißlänge für eine einen Mittelriß aufweisende Platte ist, und

oC ein endlicher Breitenkorrekturfaktor ist (für untersuchte Platten, war Cxi etwas größer als 1).

Für die vorliegenden Versuche wurden Platten von 4 0,6 lois 5o,8 cm verwendet, die Mittelrisse annähernd von einem Drittel der Piattenbreite enthielten, um die K -Werte zu erhalten.

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Die Daten für die Vergleiche der Ermüdungsrißwachstumgeschwιndigkeit wurden aus den Daten genommen, die aus vorgerissenen, einfachkanten-gekerbten Platten entwickelt wurden. Die Platten wurden zyklisch in Labor atmosphäre in einer Richtung beansprucht, die senkrecht zu der Orientierung des Ermüdungsrisses war. Das Verhältnis (R) von minimaler zu maximaler Beanspruchung für diese Versuche betrug 0,06. Ermüdungsrißwachstumgeschwindigkeiten (da/dN)

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wurden als eine Funktion des zyklischen Spannungsintensitätsparameters (ΔΚ) bestimmt, angewandt auf vorgerissene Proben. Der Parameter^ K (ksi/in) ist eine Funktion der zyklischen Dauerstandsfestigkeit (4§") angewangewandt auf die Plattendes Spannungsverhältnisses (R), der Rißlänge und der Plattenabmessungen. Ermüdungsvergleiche wurden unternommen, indem die zyklischen Spannungsintensität (ΔΚ) notiert wurde, die erforderlich war, um den Ermüdungsriß mit einer Geschwindigkeit von o,19 mm/Zyklus für jede der Legierungen fortzupflanzen.

Die Ergebnisse der Versuche hinsichtlich Festigkeit, Bruchzähigkeit und Ermüdungsrißwachstumsgeschwindigkeit sind in der Reihendarstellung nach Fig. 2 als prozentuale Änderungen von der Basislegierung 7o75-T651 wiedergegeben, die zwecks V/ergleiches ausgewählt wurde, weil sie häufig für viele Flugzeugteile einschließlich der oberen Tragflächen heute verwendet wird. Die Werte für die minimale Quetschgrenze (compression yield strength) und der durchschnittliche K sind an der Oberseite der entsprechenden Reihe in Fig. 2 wiedergegeben. (99?ί der Versuchsproben erreichten oder überschritten den Wert, der mit einem Sicherheits- bzw. Vertrauensniveau von 95% gezeigt ist). Das Ermüdungsrißwachstumsgeschuindigkeitsverhalten ist als prozentueller Unterschied der durchschnittlichen zyklischen Spannungsintensität (Δ K), die für eine Rißuachstumsgeschwindigkeit von o,19 mm/Zyklus für eine gegebene Legierung erforderlich is^und dem Δ Κ ausgedrückt, das für eine Rißwachstumsgeschwindigkeit von 1,9 mm pro Zyklus

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-yf-

ι η der Legierung 7ο75-Γ651 erforderlich war. Wie aus Fig. 2 ersichtlich ist, betrug derd K-Pegei, der erforderlich war, um eine Rißwachstumsgeschwindigkeit von o,19 mm pro Zyklus für die Legierung 7o5o-T651 zu schaffen, ungefähr Io ksi V in; für die erfihdungsgemässe Legierung 11 ksiΪ in, für die 7178-Legierung 8,2 ksifin und für die Legierung 7o5o 11 ksi V in.

Die Reihendarstellungen nach Fig. 2 zeigen, daß die erfindungsgemässe Legierung Festigkeits-, Bruchzähigkeits- und Ermüdungs- bzw. Dauerstandseigenschaften aufweist, die Io bis 15% besser als die der Grundlegierung 7o75-T651 sind. Wie ersichtlich ist, hat die Legierung 7o5o-T7651 Bruchzähigkeits- und Ermüdungseigenschaften, die ähnlich der erfindungsgemässen Legierung sind, jedoch ist die Druckstreckgrenze der Legierung 7o5o-T7651 nicht nur unterhalb derjenigen der erfindungsgemässen Legierung, sondern auch etwas unterhalb derjenigen der Grundlegierung 7o75-Γ651. Wie leicht erkennbar ist, sind die Eigenschaften der Bruchzähigkeit und der Ermüdungsrißwachstumsgeschwindigkeit der erfindungsgemässen Legierung wesentlich gegenüber denen der Legierung 7178-T651 verbessert.

Somit sei hervorgehoben, daß lediglich durch Verbleiben innerhalb der Zusammensetzungsgrenzen der erfindungsgemässen Legierung, durch sorgfältiges Uarmbearbeι ten der erfindungsgemessen Legierung, um eine wesentliche Rekristallisation zu verhindern und durch Altern der erfindungsgemässen Legierung auf ihre Spitzenfestigkeit alle drei Eigenschaften der Festigkeit, der

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Bruchzähigkeit und der Ermüdung gegenüber denen der Grundlegierung 7o75-T651 verbessert werden können. Obwohl in den obigen Vergleichen oder in den Daten nach Fig. 2 nicht hervorgehoben ist, sei jedoch bemerkt, daß Vergleiche für stranggepreQte Produkte ähnliche Verbesserungen für die erfindungsgemässe Legierung gegenüber bekannten Legierungen zeigen.

Beispiel II

Die Verfahren nach Beispiel I wurden verwendet, um ein Platten- und Strangpreßprodukt aus typischen Blöcken der erfindungsgemassen Legierung zu schaffen. Nach anfänglichem künstlichem Altern der Produkte während ungefähr 24 Stunden bei ungefähr 121 C wurden die aus der erfindungsgemässen Legierung hergestellten Produkte einer Alterung der zweiten Stufe bei 163⁰C während verschiedener Zeiten unterworfen, die von 0 bis 24 Stunden reichen. Die Legierungen hatten die gleiche nominale Zusammensetzung wie die in Beispiel 1 gezeigten erfindungsgemässen Legierungen. Proben von den Produkten wurden dann in Bezug auf longitudinale Streckgrenze untersucht, wobei herkömmliche Verfahren angewandt wurden. Die sich ergebenden typischen Streckgrenzen gegen Alterungszeit sind in Kurven A und B nach Fig. 3 wiedergegeben. Die Kurve A zeigt die Festigkeitswerte des extrudierten Produktes, und die Kurve B zeigt die Festigkeits-

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Y-

werte des Plattenproduktes. Zusätzlich sind typische Streckgrenzen von Plattenprodukten herkömmlicher Legierungen 7178-T651 und 7o75-T651 gezeigt, die einer Alterung zweiter Stufe bei 163⁰C während verschiedener Zeiten ausgesetzt wurden, die von 0 bis 24 Stunden reichen. Die Festigkeitswerte für die 7178-Platte sind in Kurve C und die Festigkeitswerte für die 7o75-Platte in Kurve D in Fig. 3 wiedergegeben.

Es sei in Bezug auf Fig. 3 bemerkt, daß die erfindungsgemässe Legierung eine Spitzenfestigkeit erreicht und beibehält,

nachdem sie zusätzlich bei 163 C während ungefähr 3 bis 5 Stunden gealtert wurde. Demgegenüber beginnt, wenn die TaIb- und 7178-Platte einer Alterungsbehandlung in zweiter Stufe bei 163⁰C ausgesetzt sind, ihre Festigkeit unverzüglich abzunehmen. Es wurde ebenfalls festgestellt, daß wenn die erfindungsgemässe Legierung beträchtlich überaltert in der Grössenordnung von 15 bis 25 Stunden wurde, ihre Festigkeit unterhalb der Spitzen- oder maximalen Festigkeit abfällt. Bei diesen beträchtlich zu langen Alterungszustanden zeigt die erfindunqsqemässe Legierung jedoch beträchtliche Verbesserungen in Bezug auf Spannungskorrosionsbeständigkeit und Abblätterungsbeständigkeit (short transverse stress-corrosion resistance).

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Beispiel III

Herkömmliche Bruchzähigkeitsversuche wurden an in der Mitte gerissenen Versuchstafeln aus der erfindungsgemässen Legierung durchgeführt, die in Übereinstimmung mit dem in Beispiel I beschriebenen Verfahren hergestellt wurde und ebenfalls aus Legierungen 7o75-T651 und 7178-T651. Die Versuchtafeln hatten verschiedene Dicken und wurden aus einer Platte gearbeitet, die eine Dicke von 12,7 und 25,4 mm aufwies und aus den Legierungen hergestellt war. Die Nominalzusammensetzung der erfindungsgemässen Legierung und der Legierungen 7o75 und 7178 war die gleiche wie nach Beispiel I. Die Bruchzähigkeitswerte (K ) aus verschiedenen Versuchen bei Raumtemperaturen u/urden gemittelt und gegen die Plattendicke in Fig. 4 aufgetragen. Die Bruchzähigkeit für das Produkt aus der erfindungsgemässen Legierung ist durch Kurve E nach Fig. 4, die Bruchzähigkeit für die Legierung 7o75-T651 durch die Kurve F und die Bruchzähigkeit für die Legierung 7178-T651 durch die Kurve G wiedergegeben. Wie ersichtlich ist, weist die erfindungsgemässe Legierung eine bessere Bruchzähigkeit als die Legierung 7o75-T651 und eine wesentlich verbesserte Zähigkeit im Vergleich mit der Legierung 7178-T651 auf.

Zusätzlich wurde eine Legierung, die die Zusammensetzung der erfindungsgemässen Legierung hat, in Plattenprodukte verschie-

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dener Dicke in Übereinstimmung mit den in Beispiel I wiedergegebenen Verfahren geformt mit der Ausnahme, daß die Warmbearbeitungstemperaturen nicht ausreichend hoch waren, um in den Plattenprodukten eine übermässige Rekristallisation zu verhindern. Es wurde bestimmt, daß annähernd 75 Vol.% der Legierung rekristallisiert war. Die Raumtemperatur-Bruchzähigkeitswerte für diese wesentlich rekristallisierten Platten der Legierung sind gegen die Plattendicke in Kurve H nach Fig. 4 dargestellt. Wie erkennbar ist, fallen die Bruchzähigkeitseigenschaften der erfindungsgemässen Legierung, wenn sie wesentlich rekristallisiert ist, auf annähernd die Niveaus der Legierung 7178-T651 ab. Folglich ist es wesentlich, daß die erfindungsgemässe Legierung in einer solchen Weise warmbearbeitet wird, daO eine wesentliche Rekristallisation verhindert wird. Die rekristallisierten Vol.Si wurden für dieses Beispiel durch das Punktzählverfahren auf Mikrofotografien (loofache Vergrößerung) einer Probe voller Dicke bestimmt. Zum Zwecke des Vergleiches war die erfindungsgemässe Legierung, für welche die Bruchzähigkeitswerte in Kurve E in Fig. 4 dargestellt sind, lediglich ungefähr 17% rekristallisiert, während die Legierung, für welche die Bruchzähigkeit in Kurve H dargestellt ist, ungefähr 15% rekristallisiert war. Hieraus ergibt sich, daß eine Legierung gemäß der Erfindung im wesentlichen nicht rekristallisiert sein darf, um Bruchzähigkeitseigenschaften zu schaffen, die besser als bekannte Legierungen sind.

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Beispiel IV

Die Eigenschaften der ErmüdungsriGwachstumsgeschwindigkei t (da/dN) der erfindungsgemässen Legierung sind gegenüber herkömmlichen Legierungen verbessert, die ähnliche Festigkeitseigenschaften aufweisen, nämlich die Legierungen 7o75-T651 und 7178-T651. Vier Produktionsposten aus Plattenmaterial der erfindungsgemässen Legierung wurden gemäss dem allgemeinen Verfahren nach Beispiel I zubereitet. Zusätzlich u/urden neun Produktionsposten einer 7o75-T651-Legierungsplatte und zwei Produktionsposten einer 7178-T651-Legierungsplatte besorgt. Unter Verwendung der allgemeinen Verfahren nach Beispiel I wurden ErmüdungsriQwachstumsgeschwindigkeitsversuche an vorgerissenen an einer Kante gekerbten Tafeln durchgeführt, die aus den Produktionsposten einer jeden der Legierungen hergestellt wurden. Für die erfindungsgemässe Legierung wurden acht da/dN-Versuche durchgeführt; für die Legierung 7o75-T651 wurden neun da/dN-Versuche durchgeführt _f und für die Legierung 7178-T651 wurden acht da/dN-Versuche durchgeführt. Die da/dN-Werte für die verschiedenen Legierungen wurden dann gemittelt und aufgezeichnet. In Fig. 5 ist eine Darstellung der Mittelwerte der RiGwachstumsgeschu/indigkeiten (da/dN) in Mikroinch pro Zyklus gegen den zyklischen Spannung»intensitatsparameter (4 K) für jede der Legierungen. Die Kurve 1 stellt die Riß-Wachstumsgeschwindigkeit für die Legierung 7178-T65.1, die Kurve J für die Legierung 7o75-T651 und die Kurve K für die

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lh ^2353182

Legierung gemäß Erfindung dar. Wie aus den Darstellungen nach Fig;·; 5-leicht¹ erkennbar'ist, weist die erfindungsgemässe Legie

^r ten^; bei «jedem ^J unter sub'lV£en''5pähhühgsintensitätniveau au f, im Vergleich-mit^;den Legieru^!nge'h7178-T651und7o75-T651.

Die Daten aus Fig. 5-Vwuf'den^! Ver\i/endet, ^: um die Kurven nach Fig. zu zeichnen, in welcher die RiQlänge gegen die Anzahl der Spanhungswechsel¹ dä^E^es't'elTt ^i's't'? 'w'öbe'i' die Maximalbelastung als Io boo psi aüsgeVährt'Mi/lirde' und das Verhältnis (R) von Minimalzu Maximalspannung gleich 0,06 u/ar. Die anfängliche RiQlänge in den Tafeln u/urde mit 11,4 mm gewählt. Die Kurve L ist die Darstellung der Werte für die Legierung 7178-T651, die Kurve M für die Legierung 7o75-T651 und die Kurve N für die erfindungsgemässe Legierung. Wiederum zeigen die Darstellungen in Fig. 6 deutlich, daß die erfindungsgemässe Legierung die Legierungen 717Θ-Τ661 und 7o75-T651 hinsichtlich der RiGu/achs tumsgeschwindigkeitseigenschaften durch wesentliche Abweichungen übertrifft.

Wie leicht unter Bezugnahme auf die erwähnten Beispiele ersichtlich ist, hat die erfindungsgemässe Legierung eine überlegene Kombination von Festigkeit, Bruchzähigkeit und Ermüdungsbeständigkeit bzw. Dauer festigkeit im Vergleich mit bekannten Legierungen 7o75-T651, 7178-T651 und 7o5o-T7651. Andere Versuche, die an der erfindungsgemässeη Legierung und den vergleichbaren Legierungen 7o75-T65.1 und 7178-T651 durchgeführt wurden, zeigen

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2 ^CrOVS 0 8:0 £ ö

ebenfalls an, daß die Spannungskorrosionsbeständigkeit und ^: Abblätterungskorrosionsbeständigkeit der erfindungsgemässen ,

■■■■■■'■ '■ ' !

Legierung ungefähr äquivalent den Korrosionsbestandigkeits- : eigenschaften der Legierung 7o75-T651 sind und somit für die gleichen Anwendungsgebiete verwendet werden können, wie bei-

i spielsweise Tragflächenfelder u.dgl. ι

Der Fachmann kann verschiedene Änderungen und Modifikationen durchführen, ohne sich jedoch dabei vom Kern der Erfindung

zu entfernen. ;

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Claims

The Boeing Company, 7733 Hast Marginal Way South, Seattle, Washington 98124 / USA Patentansprüche

1. Verfahren zum Herstellen eines Legierungsproduktes, dadurch gekennzeichnet , daß

a) ein Körper geschaffen wird, der aus einer Legierung besteht, die im wesentlichen von 5,9 bis 6,9% Zink, 2,ο bis 2,7% Magnesium, 1,9 bis 2,5% Kupfer, 0,08 bis o,15% Zirkonium, ein Maximum von o,15% Eisen, ein Maximum von o,12% Silizium, ein Maximum von 0,06% Titan, ein Maximum von o,o4% Chrom, ein Maximum von o,o5% für jedes von sonstigen Spurenelementen in der Legierung, wobei das Gesamtmaximum solcher Spurenelemente ο,15?ό beträgt, Rest Aluminium umfaGt, wobei die Prozentangaben Gewichtsprozente auf der Grundlage der Gesamtlegierung sind, da 13

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b) dieser Körper bearbeitet wird, um ein Schmiedeprodukt zu schaffen, wobei diese Legierung warm bearbeitet wird, um eine wesentliche Rekristallisation der Legierungzu verhindern, daß

c) das Produkt einem Lösungsglühen und einem Abschrecken ausgesetzt wird und daß

d) das Produkt einem künstlichen Altern bei einer erhöhten Temperatur unterworfen wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß dieses künstliche Altern nur fortgesetzt wird, bis diese Legierung ihre Spitzenfestigkeit erreicht.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das künstliche Altern ein erstes Altern des Produktes bei einer Zwischentemperatur oberhalb Raumtemperatur und unterhalb der erhöhten Temperatur und danach ein Altern des Produktes bei dieser erhöhten Temperatur umfaßt, bis die Legierung ihre Spitzenfestigkeit erreicht.

4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß die zweite Alterungsstufe das Altern des Produktes bei der erhöhten Temperatur T von ungefähr 149 C bis 171 C während einer Zeitperiode (t») umfaßt, erläutert durch die folgende Formel

t, = ^fc325
I —γ-

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wobei Y ein Faktor ist, der für eine gewünschte Alterungstemperatur T aus Fig. 1 abzulesen ist, wobei t,„c von 3 bis ungefähr 5 Stunden reichen kann und wobei t_T bis zu ungefähr + 3 Stunden von dem mit der Formel errechneten Wert variiert werden kann.

5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das künstliche Altern das anfängliche Altern des Produktes während einer Periode von 4 bis 48 Stunden bei einer Temperatur von Io6 C bis 135 C und danach ein Altern des Produktes während einer Zeit von 3 bis 12 Stunden bei einer Temperatur von 154°C bis 163°C umfaßt.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet , daß die Legierung bei einer Temperatur warm behandelt wird, die ausreichend groß ist, so daß weniger als ungefähr 5ο?ό der Legierung rekristallisiert wird.

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet , daß die Legierung bei einer Temperatur warm behandelt wird, die ausreichend hoch ist, so daß weniger als ungefähr 3ο?ό der Legierung rekristallisiert wird.

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8. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das künstliche Altern bzw. das Warmaushärten fortgesetzt wird, nachdem die Legierung die Spitzenfestigkeit erreicht hat, um die Korrosionsbeständigkeitseigenschaften der Legierung zu erhöhen.

9. Produkt, dadurch ge k e η η ζ e i c h η e t , daß es mit dem Verfahren nach Anspruch 1 hergestellt ist.

10. Produkt, dadurch g e k e η η ζ e i c h η e t , daß es mit dem Verfahren nach Anspruch 2 hergestellt ist.

11. Produkt, dadurch ge kennzeichnet , daß es mit dem Verfahren nach Anspruch 3 hergestellt ist.

12. Produkt, dadurch g e k e η η zeichnet , daß es mit dem Verfahren nach Anspruch 4 hergestellt ist.

13. Produkt,dadurch gekennzeichnet , daß es mit dem Verfahren nach Anspruch 5 hergestellt ist.

14. Produkt, dadurch gekennzeichnet , daß es mit dem Verfahren nach Anspruch 6 hergestellt ist.

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sa-

15. Produkt, dadurch gekennzeichnet, daß es mit dem Verfahren nach Anspruch 7 hergestellt ist.

16. Produkt, dadurch gekennzeichnet, daß es mit dem Verfahren nach Anspruch 8 hergestelltist.

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