DE2953182C3

DE2953182C3 - Verfahren zum Herstellen eines Legierungsproduktes aus einer Aluminiumlegierung

Info

Publication number: DE2953182C3
Application number: DE2953182A
Authority: DE
Inventors: Michael V Hyatt; William E Quist
Original assignee: Boeing Co
Current assignee: Boeing Co
Priority date: 1978-09-29
Filing date: 1979-09-24
Publication date: 1994-09-29
Anticipated expiration: 1999-09-25
Also published as: JPS55500767A; EP0020505A1; DE2953182C2; EP0020505A4; SE8003997L; JPS6317901B2; GB2052558A; USRE34008E; EP0020505B1; SE447128B; GB2052558B; US4305763A; DE2953182A1; WO1980000711A1; EP0020505B2

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Legierungsproduktes, bei dem (a) ein Block aus einer Legierung geschaffen wird, die aus 5,9 bis 6,9% Zink, 2,0 bis 2,7% Magnesium, 1,9 bis 2,5% Kupfer, 0,08 bis 0,15% Zirkonium, bis zu 0,15% Eisen, bis zu 0,12% Silicium, bis zu 0,06% Titan, bis zu 0,04% Chrom, bis zu 0,05% für jedes von sonstigen Spurenelementen in der Legierung, wobei das Gesamtmaximum solcher Spurenelemente 0,15% beträgt, und Aluminium als Rest besteht, (b) dieser Block warmgewalzt, (c) dieses Produkt einem Lösungsglühen und einem Abschrecken und (d) einer künstlichen Alterung bei erhöhter Temperatur unterworfen wird.

Die Erfindung betrifft insbesondere die Herstellung von plattenförmigen Produkten mit verbesserten Eigenschaften aus Aluminium-Zink-Magnesium-Kupfer-Legierungen vom Typ 7000, die sich durch hohe Festigkeit, hohe Dauerfestigkeit und hohe Bruchzähigkeit auszeichnen.

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, Dauerfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit beibehalten wird.

Beispielsweise ist eine Legierung, die häufig für die obere Tragflächenhaut einiger Düsenflugzeuge verwendet wird, die Legierung 7075 in dem T651-Härtezustand. Die Legierung 7075-T651 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 7075-T651, jedoch ist die Legierung 7178-T651 in bezug auf Bruchzähigkeit und Dauerfestigkeit der Legierung 7075-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 Dauerfestigkeit 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 7075-T651. Beispiele solcher Legierungen sind 7475-T651, T7651 und T7351 und 7050-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 7075-T651 erreichbar ist.

Aufgabe der Erfindung ist es daher, ein Verfahren zur Herstellung eines plattenförmigen Produkts aus einer speziellen Aluminiumlegierung für die Verwendung in Flugzeugbauteilen, welche ein höheres Verhältnis von Festigkeit zu Gewicht als die verfügbare Legierung 7075-T651 aufweist, zur Verfügung zu stellen. Das plattenförmige Produkt soll verbesserte Dauerfestigkeits- und Bruchzähigkeits eigenschaften aufweisen, während die Spannungskorrosions beständigkeit und Beständigkeit gegen Abblätterungskorrosion auf einem Niveau gehalten werden, das annähernd gleich dem der Legierung 7075-T651 ist.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß durch ein Verfahren zur Herstellung eines plattenförmigen Aluminium-Produkts für eine obere Tragflächenhaut eines Flugzeugs gelöst, das durch die Stufen

(1) Bereitstellung eines Blocks aus einer Aluminium- Legierung der 7000-Reihe vom Aluminium-Zink-Magnesium- Kupfer-Zirkonium-Typ mit einer Zusammensetzung von (Gew.-% der Gesamtlegierung): Zink 5,9 bis 6,9
Magnesium 2,0 bis 2,7
Kupfer 1,9 bis 2,5
Zirkonium 0,08 bis 0,15
Eisen maximal 0,15
Silicium maximal 0,12
Titan maximal 0,06
Chrom maximal 0,04
jedem eines beliebigen anderen Spurenelements maximal 0,05
Gesamtmenge der anderen Spurenelemente maximal 0,15
Aluminium Rest
(2) Heißbearbeiten des Legierungsblocks durch Heißwalzen zur Herstellung des plattenförmigen Legierungsprodukts, wobei das Heißwalzen kontrolliert wird, indem die Temperatur des Legierungsblocks auf einem genügend hohen Niveau gehalten wird, wodurch die Mikrostruktur des plattenförmigen Legierungsprodukts weniger als 50 Vol.-% rekristallisiert ist;
(3) Unterwerfung des plattenförmigen Legierungsprodukts einer Lösungsglühbehandlung und einem Abschrecken;
(4) Strecken des plattenförmigen Legierungsprodukts um 1,5 bis 3% in Walzrichtung; und
(5) Unterwerfung des plattenförmigen Legierungsprodukts einer künstlichen Alterungsbehandlung bei erhöhter Temperatur bis die Spitzenfestigkeit erreicht wird,

wobei das genannte Verfahren in der Weise durchgeführt wird, daß das hergestellte plattenförmige Legierungsprodukt mit einer Dicke von 9,5 bis ungefähr 38,1 mm und einer Mikrostruktur von weniger als 50 Vol.-% rekristallisiert, bestimmt unter Verwendung eines Probekörpers des plattenförmigen Legierungsprodukts mit voller Dicke, die folgende Kombination von Kompressionsfließfestigkeit, Bruchzähigkeit und Ermüdungseigenschaften besitzt:

(1) eine Festigkeit, gemessen als minimale Kompressionsfließfestigkeit, F_cy, von 524 MPa;
(2) eine Bruchzähigkeit, gemessen durch die mittlere Bruchzähigkeit, K_app, für eine Probekörperdicke von 1 cm, von 77 MPa√m; und
(3) ein Ermüdungsverhalten, gemessen durch die mittlere cyclische Spannungsintensität, ΔK, bei einem Spannungsverhältnis (R) von 0,06 und in Laboratoriumsluft, von 12 MPa√m, das erforderlich ist, um eine Rißwachstumsgeschwindigkeit (da/dN) von 0,185 µm/Zyklus zu erzeugen,

gekennzeichnet ist.

Das erfindungsgemäß hergestellte plattenförmige Produkt aus einer Legierung der 7000-Reihe erfüllt den obigen Zweck und schafft eine Festigkeitszunahme von 10 bis 15% gegenüber der Legierung 7075 im T6-Zustand. Tatsächlich ist das erfindungsgemäß hergestellte plattenförmige Legierungsprodukt fester als entsprechende im Handel befindliche Produkte aus Aluminiumlegierungen. Gleichzeitig sind die Bruchzähigkeit und die Dauerfestigkeit der erfindungsgemäß hergestellten plattenförmigen Produkte höher als die in Legierungen erzielbaren Werte, welche Festigkeiten aufweisen, die sich denen der beim erfindungsgemäßen Verfahren verwendeten Legierung nähern, wie beispielsweise die Legierungen 7075 und 7178 in dem T6-Zustand. Zusätzlich ist die Korrosionsbeständigkeit der erfindungsgemäß hergestellten plattenförmigen Produkte annähernd äquivalent derjenigen der Legierung 7075 in dem T6-Zustand.

Die gewünschte Kombination der Eigenschaften der erfindungsgemäß hergestellten plattenförmigen Produkte wurde ausgehend von einer Legierung der 7000-Reihe erreicht, indem genau die chemischen Zusammensetzungsbereiche der Legierungs- und Spurenelemente eingestellt wurden, die Legierung wärmebehandelt wurde, um die Festigkeit auf hohe Niveaus anzuheben und indem eine im wesentlichen nicht rekristallisierte Mikrostruktur beibehalten wurde.

Erfindungsgemäß wird zunächst ein Block aus einer Legierung geschaffen, die aus 5,9 bis 6,9% Zink, 2,0 bis 2,7% Magnesium, 1,9 bis 2,5% Kupfer, 0,08 bis 0,15% Zirkonium, bis zu 0,15% Eisen, bis zu 0,12% Silicium, bis zu 0,06% Titan, bis zu 0,04% Chrom, bis zu 0,05% für jedes von sonstigen Spurenelementen in der Legierung, wobei das Gesamtmaximum solcher Spurenelemente 0,15% beträgt, und Aluminium als Rest besteht. Nach dem Gießen des Blocks wird dieser warmgewalzt, um ein plattenförmiges Produkt zu erhalten, welches dann einem Lösungsglühen und einem Abschrecken unterworfen wird. Hierauf wird es einer künstlichen Alterung bei erhöhter Temperatur unterworfen.

Erfindungsgemäß wird zur Erhöhung der Festigkeit unter Aufrechterhaltung oder weiterer Verbesserung hoher Bruchzähigkeit und Ermüdungsbeständigkeit aus dem Block eine Platte unter solchen Bedingungen warmgewalzt, daß weniger als 50% der Legierung rekristallisiert werden.

Durch diese Maßnahme weist das erfindungsgemäß erhaltene plattenförmige Produkt gegenüber Produkten aus im Handel erhältlichen Legierungen, wie beispielsweise 7075-T651 und 7050-T7651, eine Festigkeitszunahme von 10 bis 15% auf, und die Bruchzähigkeit des erhaltenen Produkts kann auf einem Niveau gehalten werden, das ungefähr 10% höher ist als dasjenige eines Produkts aus der Legierung 7075-T651 und das wesentlich oberhalb desjenigen eines Produkts aus der Legierung 7178-T651 liegt.

Aus der US-PS 38 81 966 ist bereits ein Verfahren zur Herstellung eines Produktes aus einer Aluminiumlegierung bekannt, die aus 4,5 bis 8% Zink, 1,7 bis 3,25% Kupfer, 1,4 bis 2,6% Magnesium, 0,05 bis 0,25% Zirkonium, bis 0,04% Chrom, bis 0,35% Eisen, bis 0,25% Silicium, bis 0,06% Titan und Aluminium als Rest besteht. Diese Legierung wird dabei zunächst warmgeschmiedet, lösungsgeglüht, abgeschreckt und künstlich gealtert. Der dort beschriebenen Erfindung liegt aber die Aufgabe zugrunde, Produkte mit hoher Beständigkeit gegenüber einer Spannungsrißkorrosion zur Verfügung zu stellen, wobei aber die angestrebten Produkte zur gleichen Zeit hohe Festigkeitswerte haben sollen, während erfindungsgemäß die Herstellung von plattenförmigen Aluminiumprodukten in Betracht gezogen wird, die - zusätzlich zu hohen Festigkeitswerten - eine hohe Bruchzähigkeit und eine ausgezeichnete Ermüdungsbeständigkeit haben. Dies wird erfindungsgemäß dadurch erzielt, daß das Warmwalzen des Blocks zu einer Platte unter solchen Bedingungen durchgeführt wird, daß weniger als 50% der Legierung rekristallisiert werden. Hierfür finden sich aber in der US-PS 38 81 966 keinerlei Hinweise.

Die Erfindung wird nachfolgend an Ausführungsbeispielen anhand der Zeichnung näher erläutert.

In der Zeichnung zeigt

Fig. 1 eine graphische Darstellung eines Korrekturfaktors Y gegen die Alterungstemperatur, wie sie verwendet wird, um äquivalente Wärmebehandlungszeiten für das erfindungsgemäß hergestellte plattenförmige Produkt zu bestimmen,

Fig. 2 graphische Darstellungen, wobei die Eigenschaften des erfindungsgemäß hergestellten plattenförmigen Produkts mit bekannten Aluminiumlegierungen der Reihe 7000 verglichen werden,

Fig. 3 eine graphische Darstellung der Festigkeit gegen die Alterungszeit für das erfindungsgemäß hergestellte plattenförmige Produkt und andere Aluminiumlegierungen der Reihe 7000,

Fig. 4 eine graphische Darstellung der Bruchzähigkeits- Parameter (K_app) gegen die Dicke, wobei das erfindungsgemäß hergestellte plattenförmige Produkt mit bekannten Aluminium legierungen der Reihe 7000 verglichen wird,

Fig. 5 eine graphische Darstellung der Ermüdungsrißwachstums geschwindigkeit (da/dN) gegen den zyklischen Spannungsgrößen-Faktor ΔK, wobei das erfindungsgemäß hergestellte plattenförmige Produkt mit bekannten Legierungen der Reihe 7000 verglichen wird,

Fig. 6 eine graphische Darstellung der Ermüdungsrißlänge gegen Spannungswechsel, wobei das erfindungsgemäß hergestellte plattenförmige Produkt mit bekannten Legierungen der Reihe 7000 verglichen wird.

Die hohen Werte der Festigkeit, der Ermüdungsbeständigkeit bzw. Dauerfestigkeit, der Bruchzähigkeit und der Korrosionsbeständigkeit des erfindungsgemäß hergestellten plattenförmigen Produkts sind abhängig von einer chemischen Zusammensetzung, die innerhalb bestimmter Grenzen genau eingestellt wird, wie diese oben erwähnt sind, von einer sorgfältig 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 des erfindungsgemäß hergestellten plattenförmigen Produkts von den genannten Grenzen streuen, wird die gewünschte Kombination der Festigkeitszunahme, Bruchzähigkeitszunahme und Verbesserung der Dauerfestigkeiten nicht erreicht.

Die zur Schaffung des Blocks verwendete Aluminiumlegierung besteht aus 5,9 bis 6,9% Zink, 2,0 bis 2,7% Magnesium, 1,9 bis 2,5% Kupfer, 0,08 bis 0,15% Zirkonium, bis zu 0,15% Eisen, bis zu 0,12% Silicium, bis zu 0,06% Titan, bis zu 0,04% Chrom, bis zu 0,05% für jedes von sonstigen Spurenelementen in der Legierung, wobei das Gesamtmaximum solcher Spurenelemente 0,15% beträgt, und Aluminium als Rest. Die erwähnten Prozente sind Gewichtsprozente auf der Grundlage der Gesamtlegierung. Die kritischsten Spurenelemente sind normalerweise Eisen und Silicium. Wenn Eisen und Silicium in der Legierung im Überschuß zu den oben genannten Mengen vorhanden sind, werden die unerwünschten intermetallischen Verbindungen, die während des Erstarrens, des Herstellens und der Wärmebehandlung durch Eisen und Silicium gebildet werden, die Eigenschaften der Bruchzähigkeit des erfindungsgemäß hergestellten plattenförmigen Produkts auf unannehmbare Werte herabsetzen.

Die hohen Zink-, Magnesium- und Kupfergehalte des erfindungsgemäß hergestellten plattenförmigen Produkts tragen hauptsächlich zu den hohen Festigkeitseigenschaften bei. Wenn die Zink-, Magnesium- und Kupfergehalte unterhalb der Grenzen liegen, die oben erwähnt sind, fällt die Festigkeit des Produkts unterhalb der Festigkeitswerte, die 10 bis 15% oberhalb der Basis der Standardlegierung 7075-T651 liegen.

Es werden herkömmliche Schmelz- und Gießverfahren verwendet, um die Legierung zu 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 Silicium unterhalb 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 ausgesetzt, die ausreichend ist, um die Innenstruktur des Blockes zu homogenisieren und eine im wesentlichen gleichförmige Verteilung der Legierungselemente zu schaffen. Der so erhaltene Block wird sodann zu einer Platte warmgewalzt, wobei eine übermäßige Rekristallisation der Mikrostruktur des Endproduktes vermieden wird. Ein Eliminieren von Warmverarbeitung (oder Kaltverarbeitung), die zu beträchtlichen Rekristallisationsmengen führt, ist kritisch, insbesondere bei dünneren Platten, für die eine erhöhte Rekristallisationsneigung während des Lösungsglühens besteht. Demzufolge muß das aus der Legierung hergestellte Produkt im wesentlichen nicht rekristallisiert sein. Mit "im wesentlichen nicht rekristallisiert" ist gemeint, daß weniger als 50 Vol.-% der Legierungsmikrostruktur in einem gegebenen Produkt in einer rekristallisierten Form vorliegt mit der Ausnahme von Oberflächenschichten, die oft einen wesentlich höheren Re kristallisationsgrad aufweisen. Die Oberflächenschichten der Platten werden gewöhnlicherweise bei der Herstellung zum Endprodukt entfernt. Bevorzugt ist es erwünscht, den Volumenanteil der rekristallisierten Mikrostruktur geringer als ungefähr 30% zu halten. Eine Rekristallisation kann auf ein Minimum herabgesetzt werden, indem die Temperatur während des Warmwalzens auf Niveaus gehalten wird, welche ein Ausglühen bzw. Freilassen von inneren Spannungen verursacht, die durch die Bearbeitung erzeugt wurden, so daß die Rekristallisation während des Warmwalzens selbst oder während anschließender Lösungsglühbehandlung auf ein Minimum herabgesetzt wird. Beispielsweise wird ein Warmwalzen eines plattenförmigen Produktes 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 50% rekristallisiert ist, sich merklich verschlechtert und in der Tat beträchtlich unter die Bruchfestigkeit bekannter Legierungen, wie beispielsweise die Legierung 7075-T651, fallen kann.

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

Es sei hervorgehoben, daß die Zugfestigkeiten der Legierung in bezug auf die Abschreckgeschwindigkeit relativ unempfindlich ist. Somit werden die überlegenen Festigkeitseigenschaften bei Blech und Strangpreßprofilen wesentlicher Dicke beibehalten. Diese Eigenschaften der beim erfindungsgemäßen Verfahren verwendeten Legierung ergibt sich aus der Verwendung von Zirkonium anstatt von Chrom als Kornverfeinerungselement. Chrom wird für die meisten anderen Legierungen der Reihe 7000 verwendet und ergibt eine wesentliche Festigkeitsabnahme für Dicken oberhalb ungefähr 76,3 mm, während das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt in seiner Festigkeit lediglich geringfügig abnimmt, selbst wenn es zu Dicken oberhalb 76,2 mm verarbeitet wird.

Obwohl der hohe Zink-, Magnesium- und Kupfergehalt der beim erfindungsgemäßen Verfahren verwendeten 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 in der Anwendung eines zweistufigen Alterns bzw. Aushärtens. Das Produkt wird vorzugsweise zunächst bei einer Zwischentemperatur von ungefähr 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 das Produkt während der ersten Stufe bei Temperaturen gealtert werden kann, die von 107 bis 134°C reichen.

Die Alterungsbehandlung der zweiten Stufe wird bei einer Temperatur durchgeführt, die oberhalb der Alterungstemperatur liegt, wie sie in der ersten Stufe angewendet wurde. Die zweite Alterungsstufe wird vorzugsweise in dem Bereich von 154°C bis 163°C durchgeführt, bis die Legierung ihre Spitzenfestigkeit erreicht. Mit Spitzenfestigkeit ist eine Festigkeit bei oder nahe der Maximalfestigkeit der Legierung gemeint. Beispielsweise genügt, wenn das Altern in der zweiten Stufe bei 163°C durchgeführt wird, eine Alterungszeit von ungefähr 5 Stunden. Wenn das Altern der zweiten Stufe bei 154°C durchgeführt wird, beträgt 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_T) der zweiten Stufe für Alterungstemperaturen anders als 163°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:

wobei t_T die Zeit ist, während der das erfindungsgemäß herzustellende Produkt während der zweiten Stufe gealtert wird und zwar bei einer Temperatur T, die anders als 163°C ist, um Spitzenfestigkeit zu erreichen, wobei t₃₂₅ von ungefähr 3 bis ungefähr 5 Stunden für verschiedene Produkte reichen kann, wie dies oben erwähnt ist und wobei Y ein Faktor zum Umwandeln der 163°C-Alterungszeit (t₃₂₅) zu der Alterungszeit t_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 156°C durchzuführen, wird der Faktor Y ungefähr 0,5 sein; wenn es gewünscht wird, bei einer Temperatur von 170°C zu altern, beträgt der Faktor Y ungefähr 2. Es sei ebenfalls hervorgehoben, daß die aus der obengenannten Formel berechnete Alterungszeit (t_T) 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 t_T vorzugsweise nicht mehr als ungefähr ±½ Stunde; jedoch kann im unteren Abschnitt des Bereiches t_T bis zu ungefähr ±3 Stunden variiert werden.

Die Erfindung wird in den Beispielen erläutert.

Beispiel I

Mehr als 50 Blöcke aus der beim erfindungsgemäßen Verfahren zu verwendenden Legierung wurden mit herkömmlichen Verfahren gebildet. Diese Blöcke hatten eine Nominal-Zusammensetzung von 6,4% Zink, 2,35% Magnesium, 2,2% Kupfer, 0,11% Zirkonium, 0,07% Eisen, 0,05% Silizium, <0,01% Mangan, 0,01% Chrom, 0,02% Titan und eine Gesamtheit von <0,03% anderer Spurenelemente, Rest der Legierung Aluminium. Die Blöcke waren in ihrer Form rechteckig und hatten eine Dicke zwischen 40,6 und 70 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 1½ bis 3% 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-, Bruchzähigkeit- und Ermüdungsrißwachsgeschwindigkeits-Versuche wurden dann bei Proben durchgeführt, die von den Plattenprodukten genommen wurden. Die Daten aus diesen Versuchen wurden analysiert, um für jeden der Versuche Minimal- und Mittelwerte zu bestimmen.

Ähnliche Daten von im Handel erhältlichen Platten der Legierung 7075-T651, 7178-T651 und 7050-T7651 wurden zwecks Vergleiches ebenfalls analysiert. Die 7075-Legierung hatte eine Nominal-Zusammensetzung von 5,6% Zink, 2,5% Magnesium, 1,6% Kupfer, 0,2% Chrom, 0,05% Mangan, 0,2% Eisen und 0,15% Silizium, Rest der Legierung Aluminium und geringe Anteile an anderen Fremdstoffelementen. Die 7178-Legierung hatte eine Nominal-Zusammensetzung von 6,8% Zink, 2,7% Magnesium, 2,0% Kupfer, 0,2% Chrom, 0,05% Mangan, 0,2% Eisen und 0,15% Silizium, Rest der Legierung Aluminium und geringe Mengen von anderen Fremdelementen. Die 7050-Legierung hatte eine Nominal-Zusammensetzung von 6,2% Zink, 2,25% Magnesium, 2,3% Kupfer, 0,12% Zirkonium, 0,09% Eisen, 0,07% Silizium, 0,01% Chrom, 0,02% Titan, Rest der Legierung Aluminium und geringe Mengen von Fremdelementen.

Druck-Streckgrenze(F_cy)-Versuche wurden auf herkömmliche 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_app bei Plattenbruch dargestellt werden. Der Bruchzähigkeitsparameter (K_app) 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 σ_g die Gesamtspannung ist, die erforderlich ist, um die Platte zu brechen,
a₀ einhalb der anfänglichen Rißlänge für eine einen Mittelriß aufweisende Platte ist, und
α ein endlicher Breitenkorrekturfaktor ist (für untersuchte Platten war α etwas größer als 1).

Für die vorliegenden Versuche wurden Platten von 40,6 bis 50,8 cm verwendet, die Mittelrisse annähernd von einem Drittel der Plattenbreite enthielten, um die K_app-Werte zu erhalten.

Die Daten für die Vergleiche der Ermüdungsrißwachstumsgeschwindigkeit wurden aus den Daten genommen, die aus vorgerissenen, einfachkanten-gekerbten Platten entwickelt wurden. Die Platten wurden zyklisch in Laboratmosphäre 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. Ermüdungsrißwachstumsgeschwindigkeiten (da/dN) wurden als eine Funktion des zyklischen Spannungsintensitätsparameters (ΔK) bestimmt, angewandt auf vorgerissene Proben. Der Parameter ΔK (MPa ist eine Funktion der zyklischen Dauerstandsfestigkeit (Δσ) angewandt auf die Platte, des Spannungsverhältnisses (R), der Rißlänge und der Plattenabmessungen. Ermüdungsvergleiche wurden unternommen, indem die zyklische Spannungsintensität (ΔK) notiert wurde, die erforderlich war, um den Ermüdungsriß mit einer Geschwindigkeit von 0,19 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 7075-T651 wiedergegeben, die zwecks Vergleiches ausgewählt wurde, weil sie häufig für viele Flugzeugteile einschließlich der oberen Tragflächen heute verwendet wird. Die Werte für die minimale Quetschgrenze und der durchschnittliche K_app sind an der Oberseite der entsprechenden Reihe in Fig. 2 wiedergegeben. (99% der Versuchsproben erreichten oder überschritten den Wert, der mit einem Sicherheits- bzw. Vertrauensniveau von 95% gezeigt ist.) Das Ermüdungsrißwachstumsgeschwindigkeitsverhalten ist als prozentueller Unterschied der durchschnittlichen zyklischen Spannungsintensität (ΔK), die für eine Rißwachstumsgeschwindigkeit von 0,19 mm/Zyklus für eine gegebene Legierung erforderlich ist, und dem ΔK ausgedrückt, das für eine Rißwachstumsgeschwindigkeit von 1,9 mm pro Zyklus in der Legierung 7075-T651 erforderlich war. Wie aus Fig. 2 ersichtlich ist, betrug der ΔK-Pegel, der erforderlich war, um eine Rißwachstumsgeschwindigkeit von 0,19 mm pro Zyklus für die Legierung 7050-T651 zu schaffen, ungefähr 11 MPa ; für das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt 12 MPa , für die 7178- Legierung 9,0 MPa und für die Legierung 7050 12 MPa .

Die Reihendarstellungen nach Fig. 2 zeigen, daß das erfindungsgemäß hergestellte Produkt Festigkeits-, Bruchzähigkeits- und Ermüdungs- bzw. Dauerstandseigenschaften aufweist, die 10 bis 15% besser als die der Grundlegierung 7075-T651 sind. Wie ersichtlich ist, hat die Legierung 7050-T7651 Bruchzähigkeits- und Ermüdungseigenschaften, die ähnlich des erfindungsgemäß hergestellten Produkts sind, jedoch ist die Druckstreckgrenze der Legierung 7050-T7651 nicht nur unterhalb derjenigen des erfindungsgemäß hergestellten Produkts, sondern auch etwas unterhalb derjenigen der Grundlegierung 7075-T651. Wie leicht erkennbar ist, sind die Eigenschaften der Bruchzähigkeit und der Ermüdungsrißwachstumsgeschwindigkeit des erfindungsgemäß hergestellten Produkts wesentlich gegenüber denen der Legierung 7178-T651 verbessert.

Somit sei hervorgehoben, daß lediglich durch Verbleiben innerhalb der Zusammensetzungsgrenzen der beim erfindungsgemäßen Verfahren verwendeten Legierung, durch sorgfältiges Warmverarbeiten der verwendeten Legierung, um eine wesentliche Rekristallisation zu verhindern und durch Altern des erfindungsgemäß hergestellten plattenförmigen Produkts auf seine Spitzenfestigkeit alle drei Eigenschaften der Festigkeit, der Bruchzähigkeit und der Ermüdung gegenüber denen der Grundlegierung 7075-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 stranggepreßte Produkte ähnliche Verbesserungen für das erfindungsgemäß hergestellte Produkt gegenüber bekannten Legierungen zeigen.

Beispiel II

Die Verfahren nach Beispiel I wurden angewendet, um ein plattenförmiges Produkt aus typischen Blöcken der beim erfindungsgemäßen Verfahren verwendeten Legierung zu schaffen. Nach anfänglichem künstlichen Altern der Produkte während ungefähr 24 Stunden bei ungefähr 121°C wurden die Produkte einer Alterung der zweiten Stufe bei 163°C während verschiedener Zeiten unterworfen, die von 0 bis 24 Stunden reichen. Die Legierungen hatten die gleiche nominale Zusammensetzung wie die in Beispiel I gezeigten beim erfindungsgemäßen Verfahren verwendeten Legierungen. Proben von den Produkten wurden dann in bezug auf die longitudinale Streckgrenze untersucht, wobei herkömmliche Verfahren angewandt wurden. Die sich ergebenden typischen Streckgrenzen gegen Alterungszeit sind in Kurve B nach Fig. 3 wiedergegeben. Die Kurve B zeigt die Festigkeitswerte des plattenförmigen Produkts. Zusätzlich sind typische Streckgrenzen von plattenförmigen Produkten herkömmlicher Legierungen 7178-T651 und 7065-T651 gezeigt, die einer Alterung in zweiter Stufe bei 163°C 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 7075-Platte in Kurve D in Fig. 3 wiedergegeben.

Es sei in bezug auf Fig. 3 bemerkt, daß das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt eine Spitzenfestigkeit erreicht und beibehält, nachdem es zusätzlich bei 163°C während ungefähr 3 bis 5 Stunden gealtert wurde. Demgegenüber beginnt, wenn die 7075- und 7178-Platte einer Alterungsbehandlung in zweiter Stufe bei 163°C ausgesetzt sind, ihre Festigkeit unverzüglich abzunehmen. Es wurde ebenfalls festgestellt, daß wenn das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt in der Größenordnung von 15 bis 25 Stunden überaltert wurde, seine Festigkeit unterhalb der Spitzen- oder maximalen Festigkeit abfällt. Bei diesen beträchtlich zu langen Alterungszeiten zeigt das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt jedoch beträchtliche Verbesserungen in bezug auf Spannungskorrosionsbeständigkeit und Abblätterungsbeständigkeit.

Beispiel III

Herkömmliche Bruchzähigkeitsversuche wurden an in der Mitte gerissenen Versuchstafeln aus der beim erfindungsgemäßen Verfahren verwendeten Legierung durchgeführt, die in Übereinstimmung mit dem in Beispiel I beschriebenen Verfahren hergestellt wurden, und ebenfalls aus Legierungen 7075-T651 und 7178-T651. Die Versuchstafeln 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 beim erfindungsgemäßen Verfahren verwendeten Legierung und der Legierungen 7075 und 7178 war die gleiche wie nach Beispiel I. Die Bruchzähigkeitswerte (K_app) aus verschiedenen Versuchen bei Raumtemperaturen wurden gemittelt und gegen die Plattendicke in Fig. 4 aufgetragen. Die Bruchzähigkeit für das erfindungsgemäß hergestellte Produkt ist durch Kurve E nach Fig. 4, die Bruchzähigkeit für die Legierung 7075-T651 durch die Kurve F und die Bruchzähigkeit für die Legierung 7178-T651 durch die Kurve G wiedergegeben. Wie ersichtlich ist, weist das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt eine bessere Bruchzähigkeit als die Legierung 7075-T651 und eine wesentlich verbesserte Zähigkeit im Vergleich mit der Legierung 7178-T651 auf.

Zusätzlich wurde eine Legierung, die die Zusammensetzung der beim erfindungsgemäßen Verfahren verwendeten Legierung hat, in plattenförmige Produkte verschiedener Dicke in Übereinstimmung mit dem in Beispiel I wiedergegebenen Verfahren geformt mit der Ausnahme, daß die Warmverarbeitungstemperaturen nicht ausreichend hoch waren, um in den plattenförmigen Produkten eine übermäßige Rekristallisation zu verhindern. Es wurde bestimmt, daß annähernd 75 Vol.-% der Legierung rekristallisiert waren. 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 beim erfindungsgemäßen Verfahren verwendeten Legierung, wenn sie wesentlich rekristallisiert ist, auf annähernd die Niveaus der Legierung 7178-T651 ab. Folglich ist es wesentlich, daß das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt in einer solchen Weise warmverarbeitet wird, daß eine wesentliche Rekristallisation verhindert wird. Die rekristallisierten Vol.-% wurden für dieses Beispiel durch das Punktzählverfahren auf Mikrofotografien (100fache Vergrößerung) einer Probe voller Dicke bestimmt. Zum Zwecke des Vergleiches war das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt, für welches 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 75% rekristallisiert war. Hieraus ergibt sich, daß das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt im wesentlichen nicht rekristallisiert sein darf, um Bruchzähigkeitseigenschaften zu schaffen, die besser als bekannte Legierungen sind.

Beispiel IV

Die Eigenschaften der Ermüdungsrißwachstumsgeschwindigkeit (da/dN) des erfindungsgemäß hergestellten Legierungsproduktes sind gegenüber herkömmlichen Legierungen verbessert, die ähnliche Festigkeitseigenschaften aufweisen, nämlich die Legierungen 7075-T651 und 7178-T651. Vier Produktionsposten aus plattenförmigem Material des erfindungsgemäß hergestellten Legierungsproduktes wurden gemäß dem allgemeinen Verfahren nach Beispiel I zubereitet. Zusätzlich wurden neun Produktionsposten einer 7075-T651-Legierungsplatte und zwei Produktionsposten einer 7178-T651-Legierungsplatte besorgt. Unter Verwendung der allgemeinen Verfahren nach Beispiel I wurden Ermüdungsrißwachstumsgeschwindigkeitsversuche an vorgerissenen, an einer Kante gekerbten Tafeln durchgeführt, die aus den Produktionsposten einer jeden der Legierungen hergestellt wurden. Für das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt wurden acht da/dN-Versuche durchgeführt; für die Legierung 7075-T651 wurden neun da/dN-Versuche durchgeführt, 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 Rißwachstumsgeschwindigkeiten (da/dN) in µm pro Zyklus gegen den zyklischen Spannungsintensitätsparameter (ΔK) für jede der Legierungen. Die Kurve I stellt die Riß wachstumsgeschwindigkeit für die Legierung 7178-T651, die Kurve J für die Legierung 7075-T651 und die Kurve K für das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt dar. Wie aus den Darstellungen nach Fig. 5 leicht erkennbar ist, weist das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt überlegene Ermüdungsrißwachstumsgeschwindigkeitseigenschaften bei jedem untersuchten Spannungsintensitätsniveau auf, im Vergleich mit den Legierungen 7178-T651 und 7075-T651.

Die Daten aus Fig. 5 wurden verwendet, um die Kurven nach Fig. 6 zu zeichnen, in welcher die Rißlänge gegen die Anzahl der Spannungswechsel dargestellt ist, wobei die Maximalbelastung als 69 N/mm² (10 000 psi) ausgewählt wurde und das Verhältnis (R) von Minimal- zu Minimalspannung gleich 0,06 war. Die anfängliche Rißlänge in den Tafeln wurde mit 11,4 mm gewählt. Die Kurve L ist die Darstellung der Werte für die Legierung 7178-T651, die Kurve M für die Legierung 7075-T651 und die Kurve N für das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt. Wiederum zeigen die Darstellungen in Fig. 6 deutlich, daß das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt die Legierungen 7178-T661 und 7075-T651 hinsichtlich der Rißwachstumsgeschwindig keitseigenschaften durch wesentliche Abweichungen übertrifft.

Wie leicht unter Bezugnahme auf die erwähnten Beispiele ersichtlich ist, hat das erfindungsgemäß hergestellte Legierungsprodukt eine überlegene Kombination von Festigkeit, Bruchzähigkeit und Ermüdungsbeständigkeit bzw. Dauerfestigkeit im Vergleich mit bekannten Legierungen 7075-T651, 7178-T651 und 7050-T7651. Andere Versuche, die mit dem erfindungsgemäß hergestellten Legierungsprodukt und den vergleichbaren Legierungen 7075-T651 und 7178-T651 durchgeführt wurden, zeigen ebenfalls an, daß die Spannungskorrosionsbeständigkeit und Abblätterungskorrosionsbeständigkeit des erfindungsgemäß hergestellten Legierungsproduktes ungefähr äquivalent den Korrosionsbeständigkeitseigenschaften der Legierung 7075-T651 sind und somit für die gleichen Anwendungsgebiete verwendet werden können, wie beispielsweise Tragflächenfelder u. dgl.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines plattenförmigen Aluminium- Produkts für eine obere Tragflächenhaut eines Flugzeugs, gekennzeichnet durch die Stufen:

(1) Bereitstellung eines Blocks aus einer Aluminium- Legierung der 7000-Reihe vom Aluminium-Zink-Magnesium- Kupfer-Zirkonium-Typ mit einer Zusammensetzung von (Gew.-% der Gesamtlegierung): Zink 5,9 bis 6,9
Magnesium 2,0 bis 2,7
Kupfer 1,9 bis 2,5
Zirkonium 0,08 bis 0,15
Eisen maximal 0,15
Silicium maximal 0,12
Titan maximal 0,06
Chrom maximal 0,04
jedes beliebige andere Spurenelement maximal 0,05
Gesamtmenge der anderen Spurenelemente maximal 0,15
Aluminium Rest
(2) Heißbearbeiten des Legierungsblocks durch Heißwalzen zur Herstellung des plattenförmigen Legierungsprodukts, wobei das Heißwalzen kontrolliert wird, indem die Temperatur des Legierungsblocks auf einem genügend hohen Niveau gehalten wird, wodurch die Mikrostruktur des plattenförmigen Legierungsprodukts weniger als 50 Vol.-% rekristallisiert ist;
(3) Unterwerfung des plattenförmigen Legierungsprodukts einer Lösungsglühbehandlung und einem Abschrecken;
(4) Strecken des plattenförmigen Legierungsprodukts um 1,5 bis 3% in Walzrichtung; und
(5) Unterwerfung des plattenförmigen Legierungsprodukts einer künstlichen Alterungsbehandlung bei erhöhter Temperatur bis die Spitzenfestigkeit erreicht wird,

wobei das genannte Verfahren in der Weise durchgeführt wird, daß das hergestellte plattenförmige Legierungsprodukt mit einer Dicke von 9,5 bis ungefähr 38,1 mm und einer Mikrostruktur von weniger als 50 Vol.-% rekristallisiert, bestimmt unter Verwendung eines Probekörpers des plattenförmigen Legierungsprodukts mit voller Dicke, das folgende Kombination von Kompressionsfließfestigkeit, Bruchzähigkeit und Ermüdungseigenschaften besitzt:

(1) eine Festigkeit, gemessen als minimale Kompressionsfließfestigkeit, F_cy, von 524 MPa;
(2) eine Bruchzähigkeit, gemessen durch die mittlere Bruchzähigkeit, K_app, für eine Probekörperdicke von 1 cm, von 77 MPa√m; und
(3) ein Ermüdungsverhalten, gemessen durch die mittlere cyclische Spannungsintensität, ΔK, bei einem Spannungsverhältnis (R) von 0,06 und in Laboratoriumsluft, von 12 MPa√m, das erforderlich ist, um eine Rißwachstumsgeschwindigkeit (da/dN) von 0,185 µm/Zyklus zu erzeugen.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Block unter solchen Bedingungen warmgewalzt wird, daß weniger als 30% der Legierung rekristallisiert werden.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die künstliche Alterung nur solange fortgesetzt wird, bis die Legierung ihre Spitzenfestigkeit erreicht.

4. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß in einer ersten Stufe bei einer Zwischentemperatur oberhalb Raumtemperatur und unterhalb der erhöhten Temperatur und danach in einer zweiten Stufe bei dieser erhöhten Temperatur künstlich gealtert wird, bis die Legierung ihre Spitzenfestigkeit erreicht.