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Dokumentenidentifikation DE60309711T2 13.09.2007
EP-Veröffentlichungsnummer 0001522600
Titel Aluminiumlegierungsschmiedematerial mit ausgezeichneter Hochtemperaturermüdungsfestigkeit
Anmelder Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho, Kobe, Hyogo, JP
Erfinder Kamitakahara, Yasuki, Mie 511-0200, JP;
Katsura, Toshihiro, Mie 511-0200, JP;
Nakai, Manabu, Kobe-shi Hyogo 651-2271, JP;
Watanabe, Yasuaki, Mie 511-0200, JP
Vertreter Müller-Boré & Partner, Patentanwälte, European Patent Attorneys, 81671 München
DE-Aktenzeichen 60309711
Vertragsstaaten CH, DE, LI
Sprache des Dokument EN
EP-Anmeldetag 26.09.2003
EP-Aktenzeichen 030218192
EP-Offenlegungsdatum 13.04.2005
EP date of grant 15.11.2006
Veröffentlichungstag im Patentblatt 13.09.2007
IPC-Hauptklasse C22C 21/12(2006.01)A, F, I, 20051017, B, H, EP
IPC-Nebenklasse C22F 1/057(2006.01)A, L, I, 20051017, B, H, EP   

Beschreibung[de]

Die vorliegende Erfindung betrifft Aluminiumlegierungsschmiedematerial der A-2000er-Reihen (anschließend wird Aluminium nur als Al bezeichnet), und insbesondere ein Al-Legierungsschmiedematerial mit einer ausgezeichneten Hochtemperaturermüdungsfestigkeit und anderen ausgezeichneten Hochtemperatureigenschaften (Wärmebeständigkeit und Hochtemperaturfestigkeit).

Al-Legierungsschmiedematerialien mit ausgezeichneten Hochtemperatureigenschaften werden in Materialien für Luft- und Raumfahrtausrüstungen, wie Raketen und Flugzeuge; Materialien für Transportausrüstungen, wie Schienenfahrzeuge, Kraftfahrzeuge und Schiffe; oder Materialien für Maschinenteile, wie Motorenteile und Kompressoren; speziell in Teilen, die aus Al-Legierung hergestellt sind, welche bei Betriebsbedingungen von besonders hohen Temperaturen, die 100°C übersteigen, eingesetzt werden, wie in Drehrotoren und Propellern oder Kolben, verwendet. Die Hochtemperatureigenschaften schließen hier Kriechbeständigkeit und eine Hochtemperaturfestigkeit unter hohen Temperaturen ein.

Üblicherweise wurden die Al-Legierungen der 2000er-Reihen von AA-Standard oder JIS-Standard (nachstehend als 2000er-Reihen bezeichnet) für diese so genannten wärmebeständigen Al-Legierungsschmiedematerialien verwendet. Diese Art von Al-Legierung schließt 2219, 2618, usw. ein. Jedoch die längere Anwendung bei hohen Temperaturen über 120°C ergibt auffällige Festigkeitsverminderung in diesen Aluminiumlegierungen der 2000er-Reihen. Um eine Kriecheigenschaft und eine Hochtemperaturfestigkeit bei Betriebsbedingungen bei hohen, 120°C übersteigenden Temperaturen zu verbessern, wurde aus diesem Grund in den letzten Jahren 2219-Al-Legierung, die 0,3 % Mg einschließt, zugesetzt; das heißt, 2519-Al-Legierung (Al /6,1 Cu; 0,3 Mn; 0,15 Zr; 0,1 V) wurde entwickelt. Zusätzlich wurde auch 2519(Ag)-Al-Legierung entwickelt, worin Ag in 2519-Al-Legierung zugesetzt wird. Und viele Al-Legierungen in Beziehung zu diesen 2519-Al-Legierungen und 2519(Ag)-Al-Legierungen wurden auch vorgeschlagen (siehe beispielsweise JP-A-Nr. 1987-112748 und US-Pat. Nr. 4610733).

Die Erfinder haben auch wärmebeständige Al-Legierungen vorgeschlagen, die die Garantie von verbesserten Hochtemperatureigenschaften mit ausreichender Reproduzierbarkeit ermöglichen. Dies schließt nachstehenden Inhalt ein: eine mittlere Größe der &thgr;' Phase wird als nicht mehr als 120 nm eingestellt, und ein mittleres Intervall zwischen den Ausscheidungen in der &thgr;' Phase wird als nicht mehr als 100 nm eingestellt und eine mittlere Größe der &OHgr; Phase wird als nicht mehr als 100 nm eingestellt, und ein mittleres Intervall zwischen den Ausscheidungen in der &OHgr; Phase wird als nicht mehr als 150 nm eingestellt, wobei in der &thgr;' Phase und/oder &OHgr; Phase einer wärmebeständigen Al-Legierung Cu: 1,5–7,0 % und Mg: 0,01–2,0 % enthalten sind, und weiterhin selektiv Ag: 0,05–0,7 % (siehe JP-A-Nr. 1999-302764, und 93 enthalten ist. Herbsttagung-Vortragsentwurf des Japanischen Instituts für Leichtmetalle (eingereicht am 20. Januar 1997, Seiten 233–234)).

Weiterhin haben Anwendungsteile, für die Hochtemperatureigenschaften gefordert werden, grundsätzlich Formen von einer dicken zylindrischen Form und eine komplizierte Form mit vielen Schneiden darum. Aus diesem Grund werden, wenn diese Teile durch Al-Legierung hergestellt werden, Barren bzw. Rohlinge mit einer Form des Hauptteils von Al-Legierung (massiv) heiß geschmiedet (Kaltschmieden nach Heißschmieden ist auch eingeschlossen) und dann wird erhaltenes geschmiedetes Material durch Schneiden verarbeitet, um Zielteile zu ergeben. Und, da diese Anwendungsteile zwischen engem Raum oder Spielraum bei hohen Geschwindigkeiten gleiten oder rotieren, sind hohe Genauigkeit der Abmessungen und hohe Glätte für dieselben sehr erforderlich.

Um deshalb Hochtemperatureigenschaften für wärmebeständige Al-Legierungs-Schmiedematerialien für Hochgeschwindigkeitsbewegungsteile und Maschinenverarbeitbarkeit beim Schneiden von Hochgeschwindigkeitsbewegungsteilen zu garantieren, schlagen die Erfinder vor: Mikrostrukturen nach Lösungswärmebehandlung von Al-Legierungs-Schmiedematerialien haben &thgr;' Phase und/oder &OHgr; Phase; und ein Kristallkorndurchmesser ist von isometrisch rekristallisierten Teilchen von nicht mehr als 500 &mgr;m (siehe JP-A-Nr. 2000-119786).

Selbst wenn Al-Legierungs-Schmiedematerialien, die in Hochtemperatureigenschaften ausgezeichnet sind, durch solche Technik in der Metallurgie entwickelt werden, können Verfahren zum künstlichen Altern unter Härtung bei hohen Temperaturen, die nach einer Lösungswärmebehandlung und Härtungsverarbeiten in Al-Legierungs-Schmiedematerialien ausgeführt werden, die manchmal ausgeführt werden, die Festigkeit jedoch eigentlich nicht verbessern, und es kann die Festigkeit nach künstlichem Altern unter Härtungsverarbeiten, das für diese Art von Al-Legierungs-Schmiedematerialien (wärmebeständige Al-Legierungs-Schmiedematerialien) und auch für eine Hochtemperaturermüdungsfestigkeit erforderlich ist, senken. Die vorliegende Erfindung erfolgte unter Beachtung einer solchen Situation und einer ihrer Zwecke ist die Bereitstellung von Al-Legierungs-Schmiedematerialien, die nicht nur Hochtemperatureigenschaften, wie Wärmebeständigkeit und Hochtemperaturfestigkeitsbelastung, sondern auch eine ausgezeichnete Hochtemperaturermüdungsfestigkeit aufweisen.

Ein wichtiger Aspekt von einem Aluminiumlegierungsschmiedematerial der vorliegenden Erfindung, um den Zweck zu erreichen, ist es, dass das Material einschließt, Cu: 4,0–7,0 %; Mg: 0,2–0,4 %; Ag: 0,05–0,7 %; V: 0,05 %–0,15 %, wobei eine Verteilungsdichte von Ausscheidungen auf Al-V-Basis in der Struktur des Schmiedematerials nicht weniger als 1,5 Stück/&mgr;m3 beträgt, und wobei die Kristallkorngröße des Aluminiumlegierungsschmiedematerial äquiaxial ist und der mittlere Korndurchmesser in einem Bereich von 10–500 &mgr;m liegt.

Um außerdem in erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungsschmiedematerialien eine Verteilungsdichte von Ausscheidungen auf Al-V-Basis in der Struktur des Schmiedematerials auf nicht weniger als 1,5 Stück/&mgr;m3 einzustellen, wird ein Aluminiumlegierungsgießmaterial, einschließlich Cu: 4,0–7,0 %; Mg: 0,2–0,4 %; Ag: 0,05–0,7 %; V: 0,05 %–0,15 %, nach homogenisierter Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 500–535°C für nicht weniger als 15 Stunden, vorzugsweise bei einer Temperatur von 280–430°C, heiß geschmiedet und anschließend wird Lösungswärmebehandlung bei einer Temperatur von 510–545°C ausgeführt, um ein Härtungsverarbeiten zu ergeben.

Außerdem geben alle %-Wiedergaben von einem Legierungselementinhalt ein Masse-% wieder. Nebenbei wird die Definition der Verteilungsdichte von Ausscheidungen auf Al-V-Basis in der Struktur des vorstehend erwähnten Schmiedematerials für thermisch veredelte Aluminiumlegierungsschmiedematerialien ausgewiesen.

Die Erfinder beantragten bereits, als eine Anmeldung für die Japanische Patentanmeldung Nr. 2003-90660, ein Patent als Schmiedematerial-Erfindung, welches V als Legierungselement einschließt, um Hochtemperatureigenschaften, wie Wärmebeständigkeit und Hochtemperaturfestigkeit, von Aluminiumlegierungsschmiedematerialien zu verbessern. Jedoch haben die Erfinder gefunden, dass nur eine geringe Menge an Verbindungen auf Al-V-Basis erhalten werden könnte, die in Schmiedematerialstrukturen ausgeschieden sind, die tatsächlich unter einigen Herstellungsbedingungen hergestellt wurden, auch wenn eine im Wesentlichen ausreichende Menge an V als Legierungselement eingeschlossen war, und folglich hatte die Verbesserung, insbesondere in der Hochtemperaturermüdungsfestigkeit, eine Grenze in den Hochtemperatureigenschaften. Tatsächlich zeigt eine Hochtemperaturermüdungsfestigkeit, die durch die vorstehend erwähnte Japanische Patentanmeldung Nr. 2003-90660 ausgewiesen ist, eine Anzahl von (3 – 6) × 106 -mal [wiederge-geben auch als (3 – 6)e6] von Bruchwiederholungen in dem Dreh-Biege-Ermüdungstest (unter Bedingungen von maximaler Belastung 130 MPa und einem Spannungsverhältnis von 1, und 150°C).

Andererseits wird in der vorliegenden Erfindung eine Verbindung auf Al-V-Basis in einer Schmiedematerialstruktur ausgeschieden, sodass eingeschlossenes V einer ausreichenden Menge (Zahl) genügt, um die Hochtemperaturermüdungsfestigkeit zu erhöhen. Im Ergebnis wird eine Hochtemperaturermüdungsfestigkeit auffällig verbessert, verglichen mit einem Schmiedematerial, einschließlich vergleichsweise kleiner Menge an Verbindung auf Al-V-Basis, die in einer Struktur des Schmiedematerials ausgeschieden wurde, neben einem ähnlichen Gehalt an V.

(Verteilungsdichte von Ausscheidung auf Al-V-Basis)

Um in der vorliegenden Erfindung ein Schmiedematerial mit nicht nur ausgezeichneten Hochtemperatureigenschaften, wie Wärmebeständigkeit und Hochtemperaturfestigkeit, sondern ausgezeichnete Hochtemperaturermüdungsfestigkeit zu erhalten, wird eine Verteilungsdichte von Ausscheidung auf Al-V-Basis in der Struktur des Schmiedematerials auf nicht weniger als 1,5 Stück &mgr;m3 eingestellt. Eine Verteilungsdichte von Ausscheidung auf Al-V-Basis von weniger als 1,5 Stück/&mgr;m3 kann die Hochtemperaturermüdungsfestigkeit nicht auffällig verbessern.

Um die Hochtemperaturermüdungsfestigkeit eines Aluminiumlegierungsschmiedematerials zu sichern, ist es bevorzugt, dass die Verteilungsdichtedefinition von solcher Ausscheidung auf Al-V-Basis über die Gesamtheit der Schmiedematerialstruktur oder mindestens in einem geschmiedeten Materialbereich, der eine Hochtemperaturermüdungsfestigkeit erfordert, genügen kann.

Beobachtung, unter Verwendung eines Transmissions-Elektronen-Mikroskops (TEM) mit 10000-facher Vergrößerung für die Schmiedematerialstruktur, nach Thermoraffinierungsverarbeiten (Wärmebehandlung), die später erwähnt wird, kann die Verteilungsdichte von Ausscheidung auf Al-V-Basis ergeben. Das heißt, die vorstehend erwähnte Beobachtung für eine Vielzahl von Bereichen über die Gesamtheit der Strukturen von jedem Bereich des Schmiedematerials oder für den Schmiedematerialbereich, der mindestens Hochtemperaturermüdungsfestigkeit erfordert, ergibt eine Vielzahl von Ausscheidungen auf Al-V-Basis innerhalb eines mikroskopischen Gebiets (dispergiertes Korn), das in eine Zahl pro &mgr;m3 umgewandelt werden kann. Obwohl die Verteilungsdichtemessung von der Ausscheidung auf Al-V-bei einem Punkt des Schmiedematerialbereichs, der besonders eine Hochtemperaturermüdungsfestigkeit erfordert, um Reproduzierbarkeit zu genügen, Basis ausgeführt werden kann, ist die Messung in zwei oder mehreren Punkten bevorzugt. In der Messung in zwei oder mehreren Punkten werden die Verteilungsdichten von Ausscheidungen auf Al-V-Basis natürlich durch einen Mittelwert von gemessenen Werten einer Vielzahl von Messpunkten ausgedrückt.

Zusätzlich wird visuelle Beobachtung, die auf einer Formeigenschaft von dispergierten Körnern in einer Struktur (Ausscheidung) usw. beruht, Differenzierung zwischen einer Ausscheidung auf Al-V-Basis und anderer Ausscheidung in der Beobachtung ermöglichen, unter Verwendung des vorstehend erwähnten Transmissions-Elektronen-Mikroskops mit 10000-facher Vergrößerung. Jedoch kann herausgefunden werden, dass Elemente und die Mengen der Elemente (im Fall von Ausscheidung auf Al-V-Basis des Elements von V), die die Ausscheidungen in der Schmiedematerialstruktur ausmachen unter Verwendung von EPMA (Röntgenstrahl-Mikroanalyse) für höhere Genauigkeit von anderen Ausscheidungen unterschieden werden können.

(Verbesserung des Verfahrens für die Verteilungsdichte von Ausscheidung auf Al-V-Basis)

Um V auszuscheiden, das als Legierungselement in einer Schmiedematerialstruktur, wie der vorliegenden Erfindung, eingeschlossen ist, sodass nicht weniger als 1,5 Stück &mgr;m3 Verteilungsdichte der Ausscheidung auf Al-V-Basis erhalten werden können, wird längere homogenisierte Wärmebehandlung gefordert, um Gießmaterialien zu ergeben, die eine erfindungsgemäße Komponentenzusammensetzung, einschließlich V, umfassen. Das heißt, eine längere homogenisierte Wärmebehandlung bei Temperaturen von 500–535°C für nicht weniger als 15 Stunden wird gefordert.

Gewöhnlich wird eine homogenisierte Wärmebehandlung für diese Art von Gießmaterial bei Temperaturen von 500–535°C für weniger als 15 Stunden beim Maximum und in vielen Fällen für eine Verarbeitungszeit von etwa 8 Stunden ausgeführt. Auch homogenisierte Wärmebehandlungsbedingungen für einen solchen kurzen Zeitraum ermöglichen Homogenisierung des Gießmaterials selbst. Jedoch hat V eine sehr langsame Diffusionsrate, verglichen mit anderen Elementen. Deshalb behält unter solchen Kurzzeit homogenisierten Wärmebehandlungsbedingungen V, eingeschlossen als Legierungselement, einen Zustand von fester Lösung während der homogenisierten Wärmebehandlung bei, was Ausscheidungen verhindert, um eine tatsächliche Masse zu ergeben, die ausreichend ist, um die Hochtemperaturermüdungsfestigkeit deutlich zu verbessern, wie einer Verbindung auf Al-V-Basis; das heißt, um nicht weniger als 1,5 Stück/&mgr;m3 Verteilungsdichte der Ausscheidung auf Al-V-Basis in der Struktur des Schmiedematerials zu ergeben.

(Herstellungsverfahren für Al-Legierungsschmiedematerial)

Eine Beschreibung über das Herstellungsverfahren des erfindungsgemäßen Schmiedematerials wird nachstehend angegeben. Die Herstellungsbedingungen und das Herstellungsverfahren für ein erfindungsgemäßes Al-Legierungsschmiedematerial sind grundsätzlich die gleichen wie übliche Verfahren, ausgenommen für einen Zeitraum der vorstehend erwähnten homogenisierten Wärmebehandlung. In anderen Worten, ist es auch ein Vorteil der vorliegenden Erfindung, eine starke Modifizierung der Herstellungsbedingungen oder Herstellungsverfahren für ein Al-Legierungsschmiedematerial zu vermeiden.

Beim Gießen wird ein Al-Legierungsschmelzmetall geschmolzen, innerhalb eines Komponentenbereichs der vorliegenden Erfindung eingestellt, und wird zur Herstellung von Barren bzw. Rohlingen unter Anwendung von gewöhnlich Schmelzgießverfahren, ausgewählt in geeigneter Weise, wie ein kontinuierliches Gießwalzverfahren und ein halbkontinuierliches Gießverfahren (direktes Abschreckungsgießverfahren), gegossen.

Bei Temperaturen von 280–430°C wird Heißschmieden der Rohlinge nach der vorstehend erwähnten, längeren homogenisierten Wärmebehandlung ausgeführt, um ein Al-Legierungsschmiedematerial herzustellen. Zusätzlich können als Materialien zum Schmieden, Extrudieren oder walzverarbeiteten Rohlingen extrudierte Materialien und gewalzte Materialien verwendet werden. Temperaturen von weniger als 500°C in der vorstehend erwähnten homogenisierten Wärmebehandlung können keine feste Lösung von kristallisiertem Gegenstand von einem Rohling hier ergeben, liefern jedoch unzureichende Homogenisierung. Andererseits erhöhen Temperaturen, die 535°C der vorstehend erwähnten homogenisierten Wärmebehandlung übersteigen, eine Möglichkeit der Erzeugung von Bränden. Deshalb wird eine Temperatur der vorstehend erwähnten homogenisierten Wärmebehandlung in einen Bereich von 500–535°C eingestellt.

Temperaturbedingungen zum Heißschmieden sind wichtig für das Herstellen eines Al-Legierungsschmiedematerials mit ausreichender Reproduzierbarkeit gemäß vorgesehenen Hochtemperatureigenschaften. Üblicherweise wurden gut bekannte Schmiedeverfahren, wie freies Schmieden und Formschmieden (Streckschmieden), in geeigneter Weise unabhängig oder in Kombination, angepasst, und eine Heißschmiedetemperatur wurde auf etwa 380–430°C eingestellt, um eine Mikrostruktur mit einem äquiaxialen Kristallkorn nach Lösungsbehandlung des Al-Legierungsschmiedematerials zu erhalten, weil es eine Erkenntnis gab, dass Nieder-Heißschmiedetemperaturen in der Regel lokal gemischte Teilchen in der Struktur des Al-Legierungsschmiedematerials bereitstellen, was zur Verschlechterung der Hochtemperatureigenschaften führt.

An diesem Punkt werden in der vorliegenden Erfindung die Heißschmiedetemperaturen vorzugsweise in einem Bereich von 280–430°C eingestellt, das heißt, unterhalb der Rekristallisationstemperaturen. Heißschmiedetemperaturen, die 430°C übersteigen, bilden leicht grobe Körner in Al-Legierungsschmiedematerialien innerhalb eines Bereichs von Komponenten der vorliegenden Erfindung, was die Hochtemperatureigenschaften der Al-Legierungsschmiedematerialien verschlechtert und das Herstellen von Al-Legierungsschmiedematerialien mit ausgezeichneten Hochtemperatureigenschaften unmöglich macht. Andererseits ergeben Heißschmiedetemperaturen von weniger als 280°C in der Regel einen Riss mit der Heißschmiedezeit und machen das Schmiedeverarbeiten selbst schwierig.

Auch wenn die Temperaturen des Heißschmiedens in einem Bereich von 280–430°C in der vorliegenden Erfindung eingestellt werden, ergibt in einem Al-Legierungsschmiedematerial ein Bereich von Komponenten der vorliegenden Erfindung geeignete Lösungsbehandlung und Härtungsverarbeiten, äquiaxiales Kristallkorn bis Mikrostrukturen nach thermischem Raffinieren des Al-Legierungsschmiedematerials und ergeben keine gemischten Körner.

Außerdem werden die Mikrostrukturen der Al-Legierungsschmiedematerialien durch ein Schmiedeverhältnis bei dem Heißschmieden beeinflusst. Um deshalb äquiaxiales Kristallkorn in den Mikrostrukturen zu erhalten, wird vorzugsweise ein geeignetes Schmiedeverhältnis für das Heißschmieden von nicht weniger als 1,5 in den Al-Legierungsschmiedematerialien eingestellt. Schmiedeverhältnisse von weniger als 1,5 stellen leicht gemischte Körner für Strukturen der Al-Legierungsschmiedematerialien bereit. Bevorzugter wird Schmieden nicht nur in einer Richtung ausgeführt, jedoch mindestens in zwei verschiedenen Richtungen und Schmiedeverhältnisse in jeder Richtung werden auf nicht weniger als 1,5 eingestellt.

Nun wird Lösungsbehandlung und Härtungsverarbeiten beschrieben. Das Verarbeiten wird vorzugsweise innerhalb Bedingungen, die in JIS H 4140, AMS-N-6088, usw. angegeben werden, ausgeführt, um lösliche intermetallische Verbindungen zu festen Lösungen erneut zu überführen und wiederholte Ausscheidung während des Kühlens so viel wie möglich in dieser Lösungsbehandlung und im Härtungsverarbeiten zu unterdrücken. Auch wenn die Wärmebehandlung, bezogen auf Standards von AMS-H-6088 usw., ausgeführt wird, wenn Lösungsbehandlungstemperaturen zu hoch sind, wird sich Brennen ergeben, das auffällig die mechanischen Eigenschaften verschlechtern wird. Und Lösungsbehandlungstemperaturen von nicht mehr als den minimalen Temperaturen können eine Festigkeit von nicht weniger als 400 MPa bei Raumtemperaturen nach künstlichem Altern unter Härtungsverarbeiten bereitstellen und auch die Lösungsbehandlung selbst schwierig machen. Deshalb wird ein Maximum der Lösungsbehandlungstemperatur bei 545°C eingestellt und ein Minimum bei 510°C eingestellt.

In Anwendungen, wie kleinen Teilen, Kolben mit Durchmessern bis etwa 100 mm, und in Produkten, worin eine vergleichsweise große verbleibende Belastung keine Probleme beim Verarbeiten durch Schneiden bzw. Drehen, usw. verursacht, wird künstliches Altern unter Härtungsverarbeiten vorzugsweise nach einer Lösungsbehandlung und einem Härtungsverarbeiten ausgeführt, um thermisch veredelte T6-Materialien zu erhalten. Um in diesem Fall Hochfestigkeitseigenschaften und Hochtemperatureigenschaften zu erhalten, auch wenn verbleibende Belastungen vergleichsweise größer werden, ist es erwünscht, dass Härtungstemperaturen nicht mehr als 40°C betragen. Wenn die Härtungstemperaturen hoch sind, ist es schwierig, die Festigkeit bei Raumtemperaturen nach künstlichem Altern unter Härtungsverarbeiten als nicht weniger als 400 MPa einzustellen.

Andererseits wird bei Produkten mit größeren Abmessungen, wie Rotoren, eine stark verbleibende Belastung, die 10 kgf/mm2 in der Produktoberfläche übersteigt, erzeugt, da Kühlraten in einer Produktoberfläche und in einer zentralen Fläche während eines Härtungsverarbeitens sehr unterschiedliche Werte zueinander aufweisen. Die Erzeugung von einer solchen hohen verbleibenden Belastung stellt starke Störung während der Schneidezeit des Produkts bereit, und macht genaues Schneiden sehr schwierig, und schlimmstenfalls wird Bruch durch Risse, die durch die Restspannung usw. verursacht werden, manchmal während des Schneideverarbeitens erzeugt. Auch wenn Bruch durch Risse usw. beim Schneideverarbeiten nicht entsteht, verbreiten sich bei der Verwendung über einen langen Zeitraum des Produkts leicht Risse und wachsen aus intermetallischen Verbindungen, wie kristallisiertem Stoff, der in dem Material verbleibt, oder aus sehr kleinen Oberflächenrissen, die während des Transports des Produkts als Ausgangspunkte erzeugt werden, was möglicherweise dazu führt, dass schließlich ein Bruch erzeugt wird. Deshalb muss aus Produkten mit möglichen Problemen durch Restspannung, wie Rotoren, Restspannung entfernt werden und vorzugsweise auf nicht mehr als 3,0 kgf/mm2 gesenkt werden. Hierzu ist es bevorzugt, dass Wasserhärtungstemperaturen nach Lösungsbehandlung auf vergleichsweise hohe Temperaturen, wie nicht weniger als 90°C, eingestellt und anschließend künstliches Altern unter Härtungsverarbeiten ausgeführt wird, um thermisch veredelte T61-Materialien zu erhalten.

Darüber hinaus muss Restspannung in Abhängigkeit von den Anwendungen und Produkten, ungeachtet der Größe der Produkte, streng gehandhabt werden. In solchen Produkten wird, um möglichst kleine Restspannung zu erzeugen, Kaltpressen oder Kaltbearbeiten hinzugefügt, und die Restspannung wird vorzugsweise entfernt oder auf nicht mehr als 3 kgf/mm2 vermindert und anschließend wird künstliches Altern unter Härtungsverarbeiten ausgeführt, um thermisch veredelte T652-Materialien zu erhalten. Um in diesen Produkten die Restspannung zu entfernen oder auf vorzugsweise nicht mehr als 3 kgf/mm2 zu vermindern, und Hochfestigkeitseigenschaften und Hochtemperatureigenschaften zu erhalten, sind die Härtungstemperaturen vorzugsweise nicht mehr als 40°C. Wenn diese Härtungstemperatur hoch ist, wird es schwierig, die Festigkeit bei Raumtemperatur nach künstlichem Altern unter Härtungsverarbeiten auf nicht weniger als 400 MPa einzustellen. Wenn eine Menge des Kaltpressens (Verarbeitens) oder Kaltbearbeitens gering ist, kann kein ausreichender Verminderungseffekt der Restspannung erhalten werden. Da andererseits während des Bearbeitens für künstliches Alterungshärten oder unter Hochtemperaturen eine große Menge des Kaltpressens eine Menge der Ausscheidung an &thgr;' Phasenerhöhung erzeugt wird, verschlechtert sich leicht die Festigkeit. Deshalb ist es bei dem Kaltpressen (Verarbeiten) bevorzugt, dass eine Verdichtungsrate (Verarbeiten) auf 1–5 % eingestellt wird.

Anschließend werden diese Al-Legierungsschmiedematerialien verarbeitet, um Anwendungsteile herzustellen. Natürlich kann nach Verarbeiten des Al-Legierungsschmiedematerials, um Anwendungsprodukte zu erhalten, Lösungsbehandlung, Härtungsverarbeiten, Kaltpressen, künstliches Alterungshärtungsverarbeiten, usw. in geeigneter Weise ausgeführt werden.

In zum thermischen Raffinerieren verwendeten Öfen (Wärmebehandlung) sind als solche Lösungsbehandlungs- und Härtungsverarbeiten Öfen vom Chargentyp, ein kontinuierlicher Sinterungsofen, ein Salzschmelzenbad-Ofen, ein Ölofen in geeigneter Weise anwendbar. Als Kühlverfahren zum Härten können Verfahren, wie Wassereintauchen, Warmwassereintauchen, Eintauchen in kochendes Wasser, Wassereinspritzung und Lufteinspritzung, in geeigneter Weise ausgewählt werden.

Ein mittlerer Korndurchmesser der Kristalle eines erfindungsgemäßen Al-Legierungsschmiedematerials, das auf diese Weise erhalten wird, ist nicht mehr als 1 mm, vorzugsweise in einem Bereich von 10–500 &mgr;m und bevorzugter in einem Bereich von 50–300 &mgr;m, und die Kristalle sind kleine, rekristallisierte Körner (äquiaxiales rekristallisiertes Korn) mit fast festgelegter Größe. Das auf diese Weise erhaltene, erfindungsgemäße Al-Legierungsschmiedematerial hat Hochtemperatureigenschaften und Maschinenverarbeitbarkeit, wie ausgezeichnete Kriecheigenschaften, und weist keine Gruppen auf, die durch Aggregation von kleinen, rekristallisierten Körnern (oder Unterkörnern) mit Korndurchmessern von nicht mehr als 1 &mgr;m erhalten werden, wie in den vorstehend erwähnten, gemischten Kornstrukturen gefunden, grobe rekristallisierte Körnern mit Korndurchmessern von etwa einigen Millimetern – einigen Zentimetern oder verbleibende Rohlingsstrukturen.

Jedoch gibt eine Struktur von vorzugsweise äquiaxialem, rekristallisiertem Korn in der vorliegenden Erfindung nicht nur notwendiger Weise eine Struktur, die 100 % von äquiaxialem, rekristallisiertem Korn einschließt, mit einer festen Größe wieder und erlaubt das Untereinandervermischen der gegossenen Strukturen oder vermischten Kornstrukturen innerhalb eines Bereiches, worin Hochtemperatureigenschaften, wie Maschinenverarbeitbarkeit, Kriechbruchfestigkeit, nicht negativ beeinflusst werden. Beispielsweise verschlechtert das Vorliegen in einem dispergierten Zustand von einzelnen Kristallkörnern von kleinen, rekristallisierten Körnern (oder Unterkörnern) mit Korndurchmessern von nicht mehr als 1 &mgr;m nicht die Hochtemperatureigenschaften, wie die Maschinenverarbeitbarkeit, Kriechbruchfestigkeit. Jedoch im Fall, wenn diese Kristallkörner aggregieren oder Gruppe in einem Zustand von gegenseitig eng eingefangen sind, werden Maschinenverarbeitbarkeit und Hochtemperatureigenschaften verschlechtert. Deshalb wird im Hinblick auf diesen Punkt eine Rate von der Fläche des Aggregats aus kleinen, rekristallisierten Körnern mit nicht mehr als 1 &mgr;m Durchmesser in der Mikrostruktur nach Lösungsbehandlung vorzugsweise auf nicht mehr als 10 % eingestellt.

Außerdem wird in der Beschreibung von erfindungsgemäßen äquiaxialen, rekristallisierten Körnern und Identifizierung des Vorliegens von gemischten Kornstrukturen die Probe durch ein Mikroätzverarbeiten, wie elektrolytisches Ätzen, behandelt und kann mit einem optischen Mikroskop mit 50- bis 400-facher Vergrößerung beobachtet oder gemessen werden.

Um nun weiterhin die Hochtemperatureigenschaften, wie Hochtemperaturfestigkeit und Kriechbruchfestigkeit, zu erhöhen, wird in einer Al-Legierungsschmiedematerialstruktur der vorliegenden Erfindung vorzugsweise die &thgr;' Phase in einer Ebene (100) der Al-Legierung, und &OHgr; Phase in einer Ebene (111), unter Bedingungen, ausgewählt aus einem Bereich von 7–60 Stunden, bei 160–190°C in einem künstlichen Alterungshärtungsverarbeiten nach einer Lösungsbehandlung und einem Härtungsverarbeiten ausgeschieden. Das Fehlen von diesem Ausscheiden durch künstliches Alterungshärtungsverarbeiten senkt die Hochtemperaturfestigkeit bei Temperaturen von etwa 180°C, auch wenn das künstliche Alterungshärtungsverarbeiten bereitgestellt wird.

Zusätzlich kann die Identifizierung eines Ausfällungszustands von &thgr;' Phase und &OHgr; Phase in der Al-Legierungsschmiedematerialstruktur durch eine Strukturbeobachtung, unter Anwendung eines Transmissions-Elektronen-Mikroskops (TEM), mit 50000-facher Vergrößerung und, falls erforderlich, unter Anwendung des vorstehend erwähnten EPMA, ermöglicht werden.

(Chemische Komponentenzusammensetzung in dem Al-Legierungsschmiedematerial)

Nun wird Beschreibung über die chemische Komponentenzusammensetzung in dem erfindungsgemäßen Al-Legierungsschmiedematerial gegeben. Obwohl eine chemische Komponentenzusammensetzung der erfindungsgemäßen Al-Legierung grundsätzlich einen Komponentenstandard von auf Al-Legierungen, wie 2519 oder 2618, und 2519(Ag), basierende Al-Legierung, worin das Ag in 2519 zugesetzt wird, aufweist, kann es in geeigneter Weise aus einem Komponentenzusammensetzungsbereich, der nachstehend beschrieben wird, ausgewählt werden. Zunächst werden positiv eingeschlossene Elemente beschrieben.

(Cu: 4,0–7,0 %)

Cu ist eine grundsätzliche Komponente des erfindungsgemäßen Al-Legierungsschmiedematerials, und es zeigt beide Funktionen von fester Lösungs-Verfestigen und Ausscheidungsverfestigen, und weiterhin ist es unabdingbar, um bei normalen Temperaturen und hohen Temperaturen und Hochtemperaturfestigkeit und weiterhin einer Hochtemperaturermüdungsfestigkeit, die hauptsächlich in Anwendungen von dem erfindungsgemäßen Al-Legierungsschmiedematerial gefordert wird, Kriecheigenschaften zu sichern. Spezieller, wie vorstehend ausgewiesen, fällt Cu &thgr;' Phasen und &OHgr; Phasen in einer Ebene (100) und einer Ebene (111) der Al-Legierung in einem kleinen Zustand mit hoher Dichte während eines heißen, künstlichen Alterungshärtungsverarbeiten unter Verbessern einer Festigkeit des Al-Legierungsschmiedematerials nach künstlichem Alterungshärtungsverarbeiten aus. Diese Wirkung wird durch nicht weniger als 4,0 % Gehalt gezeigt, und weniger als 4,0 % des Gehalts an Cu ergibt ein wenig des vorstehend erwähnten Effekts, und ergibt nicht ausreichend Kriecheigenschaften und eine Hochtemperaturfestigkeit bei normalen Temperaturen und hohen Temperaturen von dem Al-Legierungsschmiedematerial. Andererseits ergibt ein Gehalt, der 7,0 % Cu übersteigt, eine zu hohe Festigkeit und verschlechtert die Schmiedbarkeit des Al-Legierungsschmiedematerials. Deshalb wird ein Gehalt an Cu in einem Bereich von 4,0–7,0 % eingestellt.

(Mg: 0,2–0,4 %)

Mg sowie Cu zeigen sowohl Funktion von fester Lösungs-Verfestigen als auch Ausscheidungsverfestigen, und ist unabdingbar, um hauptsächlich ausreichend Kriecheigenschaften bei normalen Temperaturen und hohen Temperaturen und eine Hochtemperaturfestigkeit und auch eine Hochtemperaturermüdungsfestigkeit des Al-Legierungsschmiedematerials zu sichern. Spezieller scheiden Mg sowie Cu &thgr;' Phasen und &OHgr; Phasen in einer Ebene (100) und einer Ebene (111) von der Al-Legierung in einem geringen Zustand und mit hoher Dichte während eines heißen, künstlichen Alterungshärtungsverarbeitens aus, unter Verbessern einer Festigkeit des Al-Legierungsschmiedematerials nach dem künstlichen Alterungshärtungsverarbeiten. Dieser Effekt wird mit nicht weniger als 0,2 % Gehalt gezeigt, und weniger als 0,2 des Gehalts an Cu ergeben einen kleinen, vorstehend erwähnten Effekt, und ergeben nicht ausreichend Kriecheigenschaften und eine Hochtemperaturfestigkeit bei normalen Temperaturen und hohen Temperaturen des Al-Legierungsschmiedematerials. Andererseits ergibt ein Gehalt an Mg, der 0,4 übersteigt, eine zu hohe Festigkeit und erzeugt Risse, die während der Zeit der Lösungsbehandlung Brennen genannt werden, oder erhöht eine Möglichkeit der Verschlechterung der Schmiedbarkeit. Deshalb wird ein Gehalt an Mg in einem Bereich von 0,2–0,4 % eingestellt.

(Ag: 0,05–0,7 %)

Während Ag kleine und gleichförmige &OHgr; Phasen in einem Al-Legierungsschmiedematerial bildet, ist es auch unabdingbar, um eine Zone ohne das Vorliegen von Ausscheidungsphase (PFZ; gelöster Stoff – verarmte ausscheidungsfreie Zone) mit sehr enger Breite zu bilden, und eine Festigkeit bei normalen Temperaturen und hohen Temperaturen von dem Al-Legierungsschmiedematerial zu verbessern. Ein Gehalt von weniger als 0,05 % Ag zeigt diese Wirkung nicht, und andererseits sättigt ein Gehalt, der 0,7 % Ag übersteigt, die Wirkung. Deshalb wird ein Gehalt von Ag in einem Bereich von 0,05–0,7 % eingestellt.

(V: 0,05 %–0,15 %)

V scheidet in Schmiedematerialstrukturen, wie Verbindungen auf Al-V-Basis, aus, und ist unabdingbares Element, um eine Hochtemperaturermüdungsfestigkeit zu verbessern. Während einer homogenisierten Wärmebehandlung fällt V dispergierte Körner auf Al-V-Basis aus, die thermisch stabile Verbindungen in den Al-Legierungsschmiedematerialstrukturen darstellen. Diese Ausscheidung hat eine Funktion zum Verteilen der Korngrenzenmigration nach Rekristallisation und kann somit eine Wirkung der Verhinderung des Vergröberns zeigen; das heißt, das Raffinieren eines Durchmessers von mittlerem Kristallkorn in einem Bereich von nicht mehr als 500 &mgr;m. Im Ergebnis bildet es Faserstrukturen der Mikrostrukturen des Al-Legierungsschmiedematerials, das eine Festigkeit bei normalen Temperaturen und eine Festigkeit bei Hochtemperaturen und insbesondere eine Hochtemperaturermüdungsfestigkeit verbessert. Und V hat eine vergleichsweise kleine Funktion zum Ausscheiden von stabiler und grober Phase, verglichen mit Zr, Cr und Mn.

Um diese Wirkung zu zeigen, wird nicht weniger als 0,05 % Gehalt gefordert. Ein Gehalt von weniger als 0,05 % V ist unzureichend. Wenn der Gehalt an V weniger als 0,05 % ist, kann auch die vorstehend erwähnte, längere homogenisierte Wärmebehandlung von nicht weniger als 15 Stunden nicht die Ausscheidung auf Al-V-Basis in der Schmiedematerialstruktur um nicht weniger als 1,5 Stück &mgr;m3 Verteilungsdichte ausscheiden. Andererseits wird ein Gehalt, der 0,15 % V übersteigt, in der Regel grobe, unlösliche, intermetallische Verbindungen während der Zeit des Schmelzgießens bilden, was zu mangelhaftem Formen und Bruch führt. Deshalb ist V in einem Bereich von 0,05 %–0,15 % eingeschlossen.

Hierin anschließend erfolgt eine Beschreibung über das Element, das vorzugsweise gesteuert wird. Zr, Cr und Mn scheiden während der Zeit der homogenisierten Wärmebehandlung dispergierte Körner auf Al-Zr-Basis, Al-Cr-Basis bzw. Al-Mn-Basis aus, die thermische stabile Verbindungen in Al-Legierungsschmiedematerialstrukturen darstellen, wie das vorstehend erwähnte V. Und diese dispergierten Körner bilden Faserstrukturen mit Mikrostrukturen des Al-Legierungsschmiedematerials, und haben eine Wirkung auf das Verbessern einer Festigkeit bei normalen Temperaturen und einer Festigkeit bei hohen Temperaturen.

Wenn jedoch eine mittlere Kühlrate zwischen 400°C und 290°C weit unter bis 3000°C/Minute in einem Härtungsbearbeiten nach Lösungsbehandlung eingestellt wird, scheidet ein Gehalt von diesem Zr, Cr und Mn grob stabile Phasen, wie AlCu2, um die dispergierten Körner, auf Al-Cr-Basis, Al-Zr-Basis und Al-Mn-Basis, in einem Verfahren des Härtungsverarbeitens nach Lösungsbehandlung aus. Im Ergebnis kann, auch wenn das heiße, künstliche Alterungshärtungsverfahren in einem nächsten Schritt ausgeführt wird, Festigkeit bei hohen Temperaturen, wie nicht weniger als 310 MPa, nach Verwendung von 100 Stunden bei einer Temperatur von 120°C, nicht erhalten werden. Um deshalb eine Härtungsempfindlichkeit des Al-Legierungsschmiedematerials zu senken, sind Regulierungen für Zr: nicht mehr als 0,09 %, Cr: nicht mehr als 0,05 % bzw. Mn: nicht mehr als 0,8 %, bevorzugt.

Fe wird vorzugsweise auf nicht mehr als 0,15 % reguliert. Da jedoch Verunreinigung von Abfall usw. unvermeidbar ist, und es beim Verbessern von Hochtemperatureigenschaften des Al-Legierungsschmiedematerials effektiv ist, kann der Gehalt an Fe auf bis zu 0,15 % erlaubt werden. Ein Gehalt, der 0,15 % übersteigt, bildet unlösliche intermetallische Verbindungen und wird in der Regel Formdefekte und Bruch erzeugen.

Si vereinigt mit Mg, um Mg1Si und auf Al-Fe-Si basierende, kristallisierte Stoffe in der Al-Legierungsschmiedematerialstruktur zu bilden. Deshalb scheidet dieses Si &thgr;' Phasen und &OHgr; Phasen während des künstlichen Alterungshärtungsverarbeitens bei hohen Temperaturen aus, und verbraucht Mg, das zum Verbessern einer Festigkeit des Al-Legierungsschmiedematerials, das nach künstlichem Alterungshärtungsverarbeiten gefordert wird, aus, was eine Festigkeit der Al-Legierung nach künstlichem Alterungshärtungsverarbeiten verschlechtert. Da Mg ursprünglich weniger, wie verglichen mit Cu, eingeschlossen ist, ist dieser durch das Si eingeführte Einfluss wesentlich. Zusätzlich, obwohl das Meiste von dem kristallisierten Stoff in den festen Lösungszustand durch Lösungsbehandlung gelangt, verbleibt zu hohe Bildung von Mg2Si auch bei der Lösungsbehandlung und bildet Ausgangspunkte für Bruch bis zur Verschlechterung der Formbarkeit. Deshalb wird Si vorzugsweise auf nicht mehr als 0,1 % gesteuert.

Zusätzlich wird, obwohl Ti kleine Kristallkörner während des Gießens erzeugt, zu hoher Zusatz grobe intermetallische Verbindungen bilden, um Ausgangspunkte von Bruch während der Herstellung zu bilden, was zur Senkung der Formbarkeit führt. Deshalb kann nicht mehr als 0,1 % Gehalt an Ti erlaubt werden.

Deshalb werden die nachstehenden Elemente in dem Al-Legierungsschmiedematerial vorzugsweise reguliert: Si: nicht mehr als 0,1 %; Fe: nicht mehr als 0,15 %; Zr: nicht mehr als 0,09 %; Cr: nicht mehr als 0,05 %; Mn: nicht mehr als 0,8 % bzw. Ti: nicht mehr als 0,1 %, um die Verschlechterung einer Festigkeit nach künstlichem Alterungshärtungsverarbeiten und einer Festigkeit bei der Verwendung von hohen Temperaturen eines Al-Legierungsschmiedematerials in einer bevorzugten erfindungsgemäßen Ausführungsform zu verhindern.

Außerdem, wie für Zn, Ni und B, außer den vorstehend erwähnten Elementen, kann der Gehalt in einem Bereich liegen, der keine Verschlechterung der Hochtemperatureigenschaften oder anderen Eigenschaften des Al-Legierungsschmiedematerials erlaubt, was die vorliegende Erfindung betrifft, oder Gehalt von etwa einem maximalen Standard für die Aluminium-2000er-Reihen.

[Beispiel 1]

Beschreibungen über Beispiele der vorliegenden Erfindung werden anschließend gegeben. Eine Beziehung wurde zwischen einer Verteilungsdichte von einer Ausscheidung auf Al-V-Basis und einer Hochtemperaturermüdungsfestigkeit in einer Aluminiumlegierungsschmiedematerialstruktur, einschließlich V, und der Einfluss von homogenisierter Wärmebehandlungszeit auf eine Verteilungsdichte einer Ausscheidung auf Al-V-Basis untersucht.

Das heißt, Al-Legierungsrohling (500 mm ∅ × 2000 mm L) wurden zu Rohlingen gegossen, die einen hauptsächlich verschiedenen V-Gehalt, wie in Tabelle 1 gezeigt, aufweisen und die chemische Komponentenzusammensetzungen von A-C innerhalb eines Bereichs der vorliegenden Erfindung bzw. chemische Komponentenzusammensetzungen von D und E außerhalb eines Bereichs der vorliegenden Erfindung aufweisen. Anschließend wurden nur Verarbeitungszeiträume, wie in Tabelle 2 gezeigt, variiert, und homogenisierte Wärmebehandlung (Luftofen) wurde bei einer Temperatur von 510°C ausgeführt.

In jedem Beispiel wurden Rohlinge nach der homogenisierten Wärmebehandlung derart verarbeitet, dass nicht weniger als 1,5 der Schmiedeverhältnisse in allen Richtungen gegeben werden können, um Vierkantstäbe von 150 mm pro Seite (Dicke) und Vierkantstäbe von 80 mm pro Seite (Dicke) zu erhalten. Jene Vierkantstäbe wurden durch eine Länge von 300 mm L geschnitten und Al-Legierungsschmiede-materialien wurden hergestellt. In jedem Beispiel wurden die Al-Legierungsschmie-dematerialien um eine Heizrate von 200°C/h mit Luftofen erhitzt bzw. nach einer Lösungsbehandlung von 528°C × 6 h wurde Wasserhärten bei verschiedenen Härtungstemperaturen, wie in Tabelle gezeigt (mittlere Kühlrate zwischen 400°C und 290°C, mehr als 30000°C/Minute), ausgeführt und wurden dann nach Halten unter Wasser für 10 Minuten herausgenommen.

Basierend auf der Annahme von Anwendungen, wie kleine Teile und Kolben, worin eine vergleichsweise große Restspannung erlaubt wird, wurde ein Wasserhärtungsverarbeiten bei niederer Temperatur von 30°C nach Lösungsbehandlung auf das Al-Legierungsschmiedematerial von diesen Proben (Beispiel 5) mit einer Dicke von 80 mm ausgeführt, und anschließend künstliches Alterungshärtungsverarbeiten bei 175°C × 18 h ausgeführt, um ein veredeltes T6-Material zu erhalten.

Darüber hinaus wurden, basierend auf der Annahme von Anwendungen, in denen eine Restspannung ein Problem induziert, 91 °C Warmwasserhärten nach Lösungsbehandlung auf das Al-Legierungsschmiedematerial mit einer Dicke von 150 mm ausgeführt, um eine Restspannung zu vermindern, und künstliches Alterungshärtungsverarbeiten von 175°C × 18 h wurde ohne Kaltverdichtung ausgeführt, um ein veredeltes T61-Material zu erhalten.

Außerdem wurde, basierend auf der Annahme von Anwendungen, worin eine Restspannung ein Problem induziert, nach Lösungsbehandlung nach Beispiel 6 unter Proben mit 150 mm Dicke ein 30°C Wasserhärtungsverarbeiten ausgeführt. Dann wurde Kaltpressungsverarbeiten bei 0,8 % Rate von Kaltpressen zur Verminderung der Restspannung ausgeführt, und anschließend wurde künstliches Alterungshärtungsverarbeiten von 175°C × 18 h ausgeführt, um ein veredeltes T652-Material zu erhalten.

Proben von diesen veredelten Al-Legierungsschmiedematerialien wurden erhalten und jeweils Ermüdungsfestigkeit bei Raumtemperatur (maximale Belastung 190 MPa, Belastungsverhältnis 1) und bei hoher Temperatur von 150°C (maximale Belastung 130 MPa und Belastungsverhältnis 1) wurden erhalten. Rotierender Biegeermüdungstest wurde in dieser Ermüdungsfestigkeitsbewertung ausgeführt. Die vorstehend erwähnte Belastung wurde wiederholt auf einen als Rundstäbe geformten Probenstäbe mit einem ∅ von 8 mm von parallelem Teildurchmesser und einer Länge von 20 mm vom parallelen Teil gegeben und mit Schleifpapier Nr. 1000 endbehandelt, und eine Anzahl von Malen Wiederholungen, die einen Bruch ergeben, wurde untersucht. Tabelle 2 zeigt die Testergebnisse. Zusätzlich wird in Tabelle 2 eine Anzahl an Wiederholungen an Bruch, wie 1,2e7 für 1,2 × 107-fach und wie 9,0e6 für 9,0 × 106-fach, gezeigt.

Die nachstehenden Punkte wurden als Streckeigenschaften gemessen: mechanische Eigenschaften bei Raumtemperatur (Bruchlast &sgr;B: MPa; 0,2 % Festigkeit &sgr;0,2: MPa; Dehnung &dgr;: %); mechanische Eigenschaften bei der Temperatur im Fall, dass die Probe einer hohen Temperatur von 180°C × 100 h als Hochtemperatureigenschaften (&sgr;B; &sgr;0,2, Dehnung) ausgesetzt wird; und 1000 h Kriechbruchfestigkeit bei 204°C; Charpy Schlagwert (J/cm2). Der Probenstab mit der Größe des Rundstabs hat einen parallelen Teil von 10 mm ∅ × 28 mm L. Tabelle 2 zeigt diese Testergebnisse.

Drei Positionen mit einem Intervall von 100 mm in der Längsrichtung von einer Probe wurden für eine Verteilungsdichte [Stück/&mgr;m3] von Ausscheidung auf Al-V-Basis in einer Struktur unter Anwendung des vorstehend erwähnten Verfahrens, gemessen und ein Mittelwert wurde erhalten. Tabelle 2 zeigt mittlere Verteilungsdichtemessergebnisse von den Ausscheidungen auf Al-V-Basis.

Weiterhin wurden in jedem Beispiel und im Vergleichsbeispiel, ausgenommen 12, Mikrostrukturbeobachtung für Strukturen der drei vorstehend erwähnten Positionen unter jeder vorstehend erwähnten Bedingung durchgeführt, und Al-Legierungsstrukturen erwiesen sich, dass sie eine äquiaxiale Struktur und als ein mittlerer Kristallkorndurchmesser von fester Größe in einem Bereich von 50–500 &mgr;m aufweisen, bzw. weiterhin wurden Ausscheidung von &thgr;' Phasen auf (100) Ebene und &OHgr; Phasen auf (111) Ebene bestätigt.

Beschreibungen über Punkte, die Tabelle 1 und Tabelle zeigen, werden hierin nachstehend deutlicher angegeben.

Homogenisierte Wärmebehandlung von nicht weniger als 15 Stunden wird in Beispielen 1–6 mit chemischen Komponentenzusammensetzungen innerhalb des Bereichs von A-C, einschließlich V, der vorliegenden Erfindung ausgeführt und die Proben haben eine Verteilungsdichte von 1,5 Stück/&mgr;m3 von Ausscheidung auf Al-V-Basis in einer Schmiedematerialstruktur. Im Ergebnis werden eine Ermüdungsfestigkeit bei Raumtemperatur und eine Ermüdungsfestigkeit bei hoher Temperatur von nicht weniger als 8,0e6 (8,0 × 106) gezeigt, und es wird deutlich, dass diese in diesen physikalischen Eigenschaften ausgezeichnet sind.

Jedoch in homogenisierter Wärmebehandlungszeit in einer gleichen Legierung, wenn Beispiele eine lange Zeit von 20 Stunden ergeben, und Beispiele, die eine vergleichsweise kurze Stundenzahl von 15 Stunden ergeben, werden miteinander verglichen, wobei Beispiel 1 eine vergleichsweise höhere Verteilungsdichte von Ausscheidungen auf Al-V-Basis in einer Schmiedematerialstruktur, verglichen mit Beispiel 2, ergeben; im Ergebnis zeigt es eine vergleichsweise ausgezeichnete Ermüdungsfestigkeit bei hohen Temperaturen.

Andererseits zeigen sie, auch wenn Vergleichsbeispiele 7–10, in denen kurz homogenisierte Wärmebehandlungszeit von 8 Stunden oder 12 Stunden angepasst wird und Legierungen innerhalb eines Bereichs von A-C, gezeigt in Tabelle 1 der vorliegenden Erfindung, verwendet werden, auffällig geringere Verteilungsdichten von weniger als 1,5 Stück &mgr;m3 von Ausfällung auf Al-V-Basis in der Schmiedematerialstruktur, verglichen mit den vorstehend erwähnten Beispielen, die zeigen, dass eine Ermüdungsfestigkeit, insbesondere bei hohen Temperaturen, auffällig verschlechtert ist.

Weiterhin zeigt Vergleichsbeispiel 11, worin ein Legierungsbeispiel D mit einem V-Gehalt, geringer als eine Grenze, verwendet wird, eine Verteilungsdichte von weniger als 1,5 Stück &mgr;m3; auffällig geringer als in dem vorstehend erwähnten Beispiel von Ausscheidung auf Al-V-Basis, in der Schmiedematerialstruktur, trotz 20 Stunden von langem homogenisierten Wärmebehandlungszeitraum, was eine auffällig verschlechterte Ermüdungsfestigkeit, insbesondere bei hohen Temperaturen, zeigt.

Außerdem zeigt in Vergleichsbeispiel 12 unter Verwendung einer Legierung von Beispiel E mit einem V-Gehalt, höher als eine Grenze, die Strukturbeobachtung von dem vorstehend erwähnten Schmiedematerial grobe intermetallische Verbindungen, was in anderen Beispielen nicht gefunden wurde. Deshalb war klar, dass dies verschlechterte mechanische Eigenschaften ergab, und genauere Messungen und Identifizierung wurden nicht weiter ausgeführt.

Deshalb werden diese Ergebnisse eine kritische Bedeutung in der Definition der Verteilungsdichte von einer Ausscheidung auf Al-V-Basis in einer Schmiedematerialstruktur für eine Hochtemperaturermüdungsfestigkeit und eine Bedeutung von einem homogenisierten Wärmebehandlungszeitraum zur Verbesserung in der Verteilungsdichte von einer Ausscheidung auf Al-V-Basis garantieren.

[Tabelle 1]

[Tabelle 2]

a
Beispiel
b
Vergleichbeispiel
c
Klassifizierung
d
Abkürzung
e
Probennummer in Tabelle 1
g
Homogenisierungs-Wärmebehandlung
h
Temperatur (°C)
i
Zeitraum (h)
j
Reinigungsklassifizierung
k
Al-V-basierte Ausscheidungsverteilungsdichte in geschmiedeter Materialstruktur Stück/&mgr;m3
l
&sgr;B MPa
m
Festigkeit MPa
n
Dehnung (%)
o
Kriechspannung
p
Charpy-Schlag-Wert
q
Raumtemperatur Anzahl
r
bei 150°C Anzahl
s
Ermüdungsfestigkeit
t
Raumtemperatur
u
180°C × 100 h
u + t
Zugfestigkeitseigenschaften


Anspruch[de]
Aluminiumlegierungsschmiedematerial, umfassend: Cu: 4,0 %–7,0 %, Mg: 0,2 %–0,4 %, Ag: 0,05–0,7 % und V: 0,05 %–0,15 %, und gegebenenfalls: Si: nicht mehr als 0,1 %, Fe: nicht mehr als 0,15 %, Zr: nicht mehr als 0,09 %, Cr: nicht mehr als 0,05 %, Mn: nicht mehr als 0,8 % und Ti: nicht mehr als 0,1 %, wobei der Rest Al ist, wobei eine Verteilungsdichte von Ausscheidungen auf Al-V-Basis in der Struktur des Schmiedematerials nicht weniger als 1,5 Stück &mgr;m3 beträgt, und wobei ein Kristallkorn des Aluminiumlegierungsschmiedematerials äquiaxial ist und ein mittlerer Korndurchmesser des Kristallkorns in einem Bereich von 10 bis 500 &mgr;m liegt.






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