CH624147A5

CH624147A5 -

Info

Publication number: CH624147A5
Application number: CH1629976A
Authority: CH
Inventors: Dieter Dr Dipl Ing Lenz; Erich Dipl Ing Traegner
Original assignee: Alusuisse
Priority date: 1976-12-24
Filing date: 1976-12-24
Publication date: 1981-07-15
Also published as: FR2375332A1; GB1593899A; JPS6115148B2; JPS5380313A; SE467879B; DE2714395A1; IT1089077B; ATA923077A; US4174232A; NO774380L; SE7714669L; NO146290C; FR2375332B1; BE861992A; CA1097196A; DE2714395C2; NO146290B; AT362593B; NL7714339A

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung von gut verformbaren, zipfelarmen Blechen, Bändern und Dünnbändern mit hoher Festigkeit aus Alu-miniumlegierungen der Gattung Al-Si-Mg.

Es ist bekannt, dass dünne Bleche aus Aluminium und AI-Legierungen mittlerer bis hoher Festigkeit vielfach im Wettbewerb oder in Kombination mit Weissblech für Dosen und Dosendeckel eingesetzt werden, wobei die häufigste Blechdicke 0,3 bis 0,2 mm beträgt und im Zuge der Entwicklung weiter reduziert wird. Das setzt allerdings voraus, dass die Umformenergie zum Abwälzen der extrem dünnen Bleche innerhalb wirtschaftlicher Grenzen bleibt, desgl.

dass Beständigkeit und Festigkeit der Bleche ausreichen und durch gute Tiefzieheigenschaften, insbesondere durch Feinkorn und verlässlich niedrige Zipfel restlos ausgenutzt werden können.

Es ist weiterhin bekannt, dass diese generell an Dünnblech zur Dosenherstellung gestellten Anforderungen bislang zum Teil auf verschiedenen Wegen erfüllt werden. So besitzt z. B. Weissblech von vornherein die guten Festigkeits- und Verformungseigenschaften des Eisens; aber dieses muss durch eine Zinnschicht, welche zudem an Schnittkanten offengelegt wird, korrosionsgeschützt werden und die hohe

Naturhärte des Eisens erfordert zufolge der starken Verfestigung bzw. des stark ansteigenden Formänderungswiderstandes beim Kaltwalzen dünner Bleche eine erheblich zunehmende Formänderungsarbeit bzw. Umformenergie. Ähnlich kritisch steigen die Umformenergiekosten beim Kaltwalzen von Dünnblechen auch bei Verwendung von naturharten AlMg(Mn)-Legierungen z. B. zur Herstellung von Dosendeckeln mit bis zu 5 % Magnesiumzusatz. Dort wird versucht, durch zahlreiche Abstufungen des Legierungsgehaltes die jeweils erforderliche Mindest-Festigkeit bei bestimmten Enddicken wirtschaftlicher zu erreichen, z. B. indem man Zwischenglühungen spart, dafür aber auf die Verformbarkeit fast völlig verzichtet oder Teillösungen sucht, bei denen Konzessionen an die Festigkeit und meist auch an die Tiefzieheigenschaften, besonders an die Zipfelbindung, unvermeidlich sind, so z. B. bei der Herstellung von halbharten Dosenkörpern mit Besäumabfall bis zu 10% wegen Zipfeln.

Insbesondere ist aus der DT-PS1184 968 bekannt, die eingangs genannten Anforderungen an dünne Dosenbleche wirtschaftlicher und umfassender als bei AlMg(Mn)-Legie-rungen durch Anwendung von aushärtbaren Aluminiumlegierungen, z. B. von AlMgSi 0,5 zu erfüllen. Dort wird die Festigkeit auf Weissblech-Niveau angehoben durch kombinierte Kaltaushärtung und Kaltverfestigung und Teil-Warmaushärtung, wobei letztere mit der bei Dosenblechen üblichen Einbrennlackierung gekoppelt wird, welche ihrerseits noch die Bruchdehnung erhöht.

Die in der DT-PS 1184 968 angeführten «weiteren wichtigen Vorteile» des Verfahrens, nämlich Lösungsglühen und Abschrecken bereits bei mindestens zweifacher, vorzugsweise sogar bei drei- bis fünffacher Enddicke, und Blankwalzen der noch aus umständlicher Topfofenglühung stammenden grauen Glühhaut-Oberfläche kennzeichnen jedoch einen unvollkommenen Stand der damaligen Technik. Mit den damals zur Verfügung stehenden Glühöfen war die freie Wahl der optimalen Bedingungen für eine konsequente Einsparung von Umformenergie beim Walzen extrem dünner Bleche, desgl. für eine gezielte Feinkörnigkeit ohne Recknarben und Fliessfiguren beim Tiefzeichen, insbesondere jedoch für eine minimale Zipfelbildung eingeschränkt. Bei Verwendung von inzwischen entwickelten Band-D urchlauf-öfen bringt die damit erreichbare spontane Hochglüh-Re-kristallisation bei ca. 500°C Lösungsglühtemperatur eine erheblich veränderte, freiere Wahl von optimalen Fertigungsbedingungen; diese führt jedoch bei AlMgSi 0,5 und anderen genormten AlMgSi-Legierungen immer noch nicht verlässlich zur Erfüllung der inzwischen weiter gesteigerten Ansprüche.

Das gilt insbesondere für die zur restlosen Ausnutzung der optimalen Festigkeit und Verformbarkeit von dünnen Tiefziehblechen erforderliche gleichmässige Gleitebenenbetätigung des Metallgitters und die daraus resultierende minimale Zipfelbildung. Hierzu sind noch weitere gefügebedingte Voraussetzungen notwendig.

Aufgabe der Erfindung ist nun, unter Beseitigung der Mängel der bisher bekannten Verfahren, dieses Ziel durch eine günstige Auswahl der Legierungszusammensetzung, und für die Extremfälle, durch für bestimmte Verarbeitungsstufen optimierte Arbeitsbedingungen zu erreichen.

Das erfindungsgemässe Verfahren zur Herstellung von gut verformbaren, zipfelarmen Blechen hoher Festigkeit besteht nun darin, dass eine solche Aluminiumlegierung mit Silizium und Magnesiumgehalt verwendet wird, die bei Temperaturen von 450° bis 550°C einen unlösbaren Sili-zium-Überschuss enthält, der in definiert feindisperser Form in der Matrix verbleibt.

Der Silizium- und Magnesiumgehalt dieser Legierung

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ist im beigelegten ternären Diagramm nach Fig. 1 mit dem Feld A-B-C-D-A angegeben, wobei

A = 1 Gew.-% Si / 0,6 Mg (Gew.-%)

B = 1,8 Gew.-% Si / 0,6 Mg (Gew.-%)

C = 1,8 Gew.-%Si/ 0,2 Mg (Gew.-%)

D = 1,2 Gew.- % Si / 0,2 Mg (Gew.- %)

Vorzugsbereiche für den Siliziumgehalt sind 1,1-1,6, bzw. 1,2-1,5 Gew.-%. Ferner kann die Legierung gegebenenfalls Zusätze von jeweils maximal 0,3 Gew.-% Chrom, Mangan, Zirkon und/oder Titan enthalten.

Die Figur 1 ist das Solvus-Diagramm der Al-Mg-Si-Legierungen, d. h. das Diagramm der Löslichkeit im festen Zustand und ist dem Werk METALS HANDBOOK, 8th Edition, Vol 8, Metallography, Structures and Phase Diagrams, ASM, 1973, S. 397 entnommen und in ein orthogonales Koordinatensystem umgezeichnet.

Die Figur 2 zeigt perspektivisch die räumliche Darstellung des interessanten Bereichs oberhalb der Isotherme 400 °C.

Es ist daraus ersichtlich, dass der erfindungsgemässe Legierungsbereich zwischen dem ternären Eutektikum mit Eckpunkt Si 1,16/Mg 0,68 und der daraus fallenden Solvus-Rinne einerseits und der Si-Abszisse andererseits hegt,

dies im Gegensatz zu den üblichen Al-Si-Mg-Legierungen, die generell in der Nähe der Solvus-Rinne und der Mg-Ordinate, liegen.

Es ist ferner ersichtlich, dass für den ausgewählten Zusammensetzungsbereich bei einer Homogenierungsglühung bei üblichen Temperaturen von 450-550°C, vorzugsweise 480-530 °C ein Überschuss an Silizium besteht, der nicht in feste Lösung übergeht, sondern in Form von sehr feinen Partikeln bzw. Partikelresten in der Matrix verbleibt.

In der Figur 2 sind ausserdem zu erkennen: für Mg = 0 (Null) ein Teil des binären Diagramms Al-Si mit dem Punkt E: Si 1,65/577°, ferner der ternäre Punkt F: Si 1,16/ Mg 0,68/559°C, sowie, entlang der Solvus-Rinne, die Punkte G: Si 1,04/Mg 0,66/550°C, H: Si 0,60/Mg 0,54/500°C und I: Si 0,24/Mg 0,28/400°C und schliesslich die trapezförmigen Grenzebenen KLMN bei 450 und 550°C des Bereiches der Homogenisierungstemperatur und bei 480 und 530°C für den Vorzugsbereich mit ihrem Zusammenwirken mit dem erfindungsgemässen Bereich der Zusammensetzung.

Es ist ersichtlich, dass für die beabsichtigte Siliziumübersättigung der Siliziumgehalt nach unten durch die gekrümmte Fläche EFGHIP der Löslichkeitsgrenze in festem Zustand derart begrenzt ist, dass er von der für die vorgesehene Glühtemperatur geltende Löslichkeitsgrenze Abstand nimmt. Dieser Abstand soll mindestens 0,1 %, vorzugsweise mindestens 0,2% Si entsprechen. Nach oben wird der Siliziumgehalt auf 1,8%, vorzugsweise 1,6% besser noch 1,5% begrenzt. Bei zu hohem Siliziumgehalt, führt der grosse Siliziumüberschuss in unerwünschter Weise zu groben Heterogenitäten, und sogar zu einer Koagulierung, mit dem Endeffekt, dass das Material eine schlechte Duktilität aufweist.

Die erfindungsgemässe Legierung wird in bekannter Weise durch Stranggiessen zu Walzbarren oder durch ein Bandgiess-verfahren zu Bändern vergossen, wobei infolge der raschen Abkühlung in der Gusstruktur feindisperse Ausscheidungen im Bereich von etwa 1/2 [im oder darunter sowie eine starke Übersättigung des Mischkristalls sichergestellt werden.

Das Material lässt sich sodann warm- und kaltwalzen, gegebenenfalls unter Einschaltung von Zwischenglühungen. Bei der Homogenisierungsglühung der Walzbarren und gegebenenfalls der Giessbänder und vor allem des kaltgewalzten Materials vor dem Abschrecken und Kalt- oder Warmaushärten, tritt die günstige Ausbildung und Auswirkung ungelöster Siliziumpartikel in feindisperser Form (gezielte Heterogenisierung) hervor, welche alle auch bei tieferen Temperaturen stattfindenden strukturellen Vorgänge, sowie Kristallverformungen günstig beeinflusst. Die Temperaturbedingungen für das Warmwalzen, für allfällige Zwischenglühungen beim Kaltwalzen, sowie für die thermische Behandlung nach dem Kaltwalzen sind dieselben wir für konventionelle Al-Si-Mg-Legierungen. Allerdings ist es dabei vorteilhaft, die Dauer der Homogenisierungsglühung inklusiv Aufheizzeit so kurz wie möglich zu halten, wodurch eine Koagulierung und Vergröberung der Heterogenitäten sowie ein Wandern an die Korngrenzen vermieden werden kann. Daher sollte die Glühdauer 2 Stunden, vorzugsweise 1 Stunde, besser noch 30 Min. nicht überschreiten. Die Verwendung eines Durchlaufofens ist besonders geeignet,

weil damit sehr kurze Glühdauer von höchstens einigen Minuten und sogar von weniger als einer Minute möglich sind.

Auf diese Art lassen sich Bleche herstellen, die für Tiefziehzwecke besonders geeignet sind, und zum Beispiel als Karosseriebleche oder für die Fabrikation von Behältern einsetzbar sind.

Nach einer Weiterbildung der erfindungsgemässen Verfahren werden - vor allem zur Herstellung von Dünnbändern, insbesondere für die Dosenfabrikation, - die Walzbarren oder die gegossenen Bänder auf eine Dicke im Bereich von 5-10 mm warmgewalzt und von der am Ende dieses Formvorgangs vorliegenden Temperatur langsam luftabgekühlt; anschliessend wird bis knapp vor Enddicken, d. h. bei 1,1- bis 4facher, vorzugsweise 1,3- bis 4facher Enddicke, im Banddurchlaufofen bei 480-530 °C lösungsgeglüht, abgeschreckt, kaltausgehärtet und auf Enddicke kaltgewalzt. Gegebenenfalls können die so hergestellten Dünnbänder noch einbrennlackiert werden, und zwar ohne nennenswerten Verlust an Festigkeit und Härte.

Die beschriebene Arbeitsweise ermöglicht es, das warmgewalzte Ausgangsmaterial von 5 bis 10 mm Dicke mit einem Minimum an Umformenergie und sogar ohne zusätzliche Zwischenglühung um mehr als 90% kaltzuwalzen, was auf die spezielle Werkstoffzusammensetzung und den bewusst teilheterogenen Zustand zurückzuführen ist.

Die beschriebene Arbeitsweise ermöglicht andererseits bei der Herstellung von Dünnbändern, dass nach der Lösungs-glühung mit anschliessender Kaltaushärtung und mehr als 30% Kaltwalzgrad eine dem Weissblech entsprechende Festigkeit erreicht wird. Ausserdem ermöglicht die erfindungsgemässe Festlegung des Legierungsgehaltes, die gute Verformbarkeit von AlMgSi 0,5 mit der kräftigen Aushärtung von AlMgSi 0,8 bzw. AlMgSi 1 zu kombinieren und zusätzlich im fertigen Blech oder Dünnband eine wirksame, dosierte Gefügeausscheidung von gleichmässig feindispersen Heterogenitäten in der Grösse von etwa 5.10-5 cm Durchmesser zu erreichen. Diese überraschend gleichmässige Heterogenisierung mit Partikelgrössen im unteren Bereich der Wellenlängen des sichtbaren Lichts anstatt einer mit zunehmender Heterogenitätenmenge zu erwartenden Heterogeni-tätenvergröberung wurde festgestellt anhand der Schichtfärbung nach anodischer Oxydation in einem Bad für das Farbanodisieren. Sie lässt sich durch elektronenmikroskopische Untersuchungen bestätigen.

Die vorteilhafte Wirkung der mit der erfindungsgemässen Zusammensetzung erreichten gleichmässig feindispersen Heterogenisierung bezieht sich sowohl auf die Gleitebenenbetätigung des metallischen Kristallgitters beim Kaltwalzen und Tiefziehen, als auch auf die Steuerung der spontanen Hochtemperatur-Rekristallisation bei der Lösungsglühung im Durchlaufofen nach vorzugsweise besonders wirtschaftlichen, d. h. besonders hohen Kaltwalzgraden beim Vors

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walzen, als auch insbesondere auf die resultierende geringe Zipfelbildung beim fertigen Material.

Die Zipfelbildung, in der Regel geprüft durch Tiefziehen von Ronden (60 mm Durchmesser) mit abgerundeten Stempeln (33 mm Durchmesser), ist bekanntlich bei den konventionellen Legierungen komplex bedingt durch Werkstoffeinheit und -Zusammensetzung, ferner durch Giessart, Giess-format, Gussglühung, Warmwalzbedingungen, Plattenglühung und schliesslich durch den Kaltwalzgrad und die Anzahl und Art der angewendeten Rekristallisationsglühungen. Verlässlich niedrige Zipfel, wie sie zur Einsparung von Besäumabfall und Besäumarbeit, aber auch zur Steigerung und restlosen Ausnutzung der Verformbarkeit durch gleichmässig plastisches Fliessen des Materials beim Tiefziehen erwünscht sind, konnten bislang nur unsicher erreicht werden.

So traten z. B. beim Lösungsglühen von AlMgSi 0,5 oder AlMgSi 0,8 nach Kaltwalzgraden von ca. 90% Zipfel von 0,8 bis 10% nach 0/90° zur Walzrichtung auf und dementsprechend unterschiedliche Zipfel auch nach Kaltaushärtung und Kaltwalzen auf Weissblech entsprechende Festigkeit. Ein wesentlicher Grund ist offenbar darin zu sehen, dass genormte Legierungen vorzugsweise im Mischkristallbereich der jeweiligen binären und ternären Systeme liegen und die komplexen Einflüsse auf die Zipfelbildung in homogenen Mischkristallgittern sich gegenseitig verstärken.

Die erfindungsgemässe Zusammensetzung ausserhalb der Norm zielt dagegen von vornherein auf die ausgleichende Begrenzung dieser nachteiligen Einflüsse auf die Gleichebenenbestätigung des Metallgitters und auf die Rekristallisation sowie auf die Zipfelbildung mit Hilfe einer definierten Heterogenisierung in polynären Systemen.

Die ausgleichende Wirkung der erfindungsgemässen Heterogenisierung im Grössenordnungsbereich von 10-5 cm neben der Mischkristallverfestigung im Atomgitterbereich von 10-8 cm und der Kornflächengleitung im Bereich von 10-2 cm bei der plastischen Verformung des Metallgitters ist daran zu erkennen, dass weder Fliessfiguren auftreten,

noch Grobnarben, noch eine so starke Versprödung wie bei reinen Mischkristall-Legierungen oder homogenen aushärtbaren Legierungen ähnlicher Festigkeit. Die Gleichmassdehnung ist relativ hoch.

Die ausgleichende Wirkung der erfindungsgemässen Heterogenisierung insbesondere bei der kombinierten Lösungsglüh-Hochtemperatur-RekTistallisation im Durchlaufofen mit extrem rascher Aufheizung von ca. 200°C/Sek. auf über 500°Cund Abschreckennach 10 bis 30 Sek. Glühdauer ist am besten zu erkennen an der gleichmässigen Feinkörnigkeit auch nach extrem hohen Kaltwalzgraden von

über 90%, während unter gleichen Arbeitsbedingungen z. B. AlMgSi 0,5 als typisch homogene Legierung bereits merkliches Kornwachstum zeigt.

Die ausgleichende Wirkung der erfindungsgemässen s Heterogenisierung auf die Zipfelbildung kann im Zusammenhang mit der gleichmässigen Feinkorn-Rekristallisation und mit der plastischen Verformung ohne Narben und ohne Fliessfiguren als unmittelbar quantifizierbarer Nutzeffekt angewendet werden, um eine gleichmässig minimale Zipfelhöhe io von ca. 2% nach 0/90° zur Walzrichtung bis zu ca. 2% nach 45 ° zur Walzrichtung in einem flachen Nulldurchgang von 0 bis 75 % Kaltwalzgrad nach Durchlaufofenglühungen bei 450 bis 520°C verlässlich sicherzustellen. Damit isterfin-dungsgemäss ein hoher Stand von gleichzeitigen Qualitäts-ls anforderungen an dünne Bänder erfüllt.

Beispiel

Ein nach Warmwalzen luftgekühltes Aluminiumband 20 von ca. 7 mm Dicke mit 0,4% Mg, 1,3 % Si und 0,1 % Mn wird ohne Zwischenglühung um ca. 90% auf 0,7 mm Zwischen-glühdicke kaltgewalzt, dann in einem Banddurchlaufofen bei ca. 500°C lösungsgeglüht, abgeschreckt und kaltausgehärtet.

25 Durch diese Verarbeitung steigt die Streckgrenze von ca. 5 auf 15 kp/mm2, die Zugfestigkeit von ca. 8 auf 24 kp/ mm2 und die Brinellhärte von ca. 25 auf 70 bis 75 kp/mm2. Die Zipfelhöhe nach Näpfchenziehen aus Ronden 60 mm Durchmesser mit Stempel 33 mm Durchmesser (Ziehverhält-30 nis = 60:33 = 1,82) beträgt weitgehend unabhängig vom vorausgegangenen Kaltwalzgrad nur ca. 2% nach 0/90° zur Walzrichtung.

Beim nachfolgenden Kaltwalzen auf Enddicken von 0,2 bis 0,5 mm (Kaltwalzgrad 30 bis 70%) steigt die Streck-35 grenze auf 28 bis 35 kp/mm2, die Zugfestigkeit auf 30 bis 37 kp/mm2 und die Brinellhärte auf 90 bis 120 kp/mm2. Die Zipfel werden je nach Kaltwalzgrad in einem flachen Nulldurchgang auf 1 bis 2 % nach 45 ° zur Walzrichtung verschoben.

40 Beim üblichen Einbrennlackieren vor der Verarbeitung durch Tiefziehen oder Stülpziehen oder Streckziehen zu Dosen während 1 bis 10 Minuten bei 150 bis 250 °C werden Festigkeit und Härte nur geringfügig geändert bei einer gleichzeitigen Steigerung der Bruchdehnung und Verform-45 barkeit. Letztere ist infolge gleichmässig guter Feinkörnigkeit und gleichmässig feindisperser Gefüge-Heterogenität optimal und kann mit Hilfe der niedrigen Zipfel abfallsparend ausgenutzt werden.

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1 Blatt Zeichnungen

Claims

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1. Verfahren zur Herstellung von Blechen, Bändern und Dünnbändern mit hoher mechanischer Festigkeit, guter Verformbarkeit und geringer Zipfelbildung aus aushärtbaren Aluminiumlegierungen der Gattung Al-Si-Mg durch Strangoder Bandgiessen, Warm- und Kaltwalzen, dadurch gekennzeichnet, dass eine Al-Mg-Si-Legierung verwendet wird,

die einen bei Temperaturen von 450-550° C unlösbaren Siliziumüberschuss enthält, der in definiert feindisperser Form in der Matrix verbleibt.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung eine Zusammensetzung entsprechend Feld ABCDA der Fig. 1 aufweist, wobei

A = 1 % Si / 0,6 % Mg (Gew.- %)

B = 1,8% Si / 0,6% Mg (Gew.-%)

C = 1,8% Si/0,2% Mg (Gew.-%)

D = 1,2% Si / 0,2% Mg (Gew.-%)

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PATENTANSPRÜCHE

3. Verfahren nach Ansprüchen 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung von 1,1 bis 1,6%, vorzugsweise 1,2—1,6% Silizium enthält.

4. Verfahren nach Anspruch 1 und einem der Ansprüchen 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung noch Zusätze von jeweils maximal 0,3 % Chrom, Mangan, Zirkon und/oder Titan enthält.

5. Verfahren nach Anspruch 1 und einem der Ansprüche 2 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass nach dem Warmwalzen luftabgekühlt wird.

6. Verfahren nach Anspruch 1 und einem der Ansprüche 2 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das kaltgewalzte Material einer Homogenisierungsglühung unterworfen wird,

deren Dauer, einschliesslich Aufheizzeit, 2 Stunden, vorzugsweise 1 Stunde, besser noch 30 Min. nicht überschreitet.

7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass die Homogenisierungsglühung in einem Banddurchlaufofen vorgenommen wird.

8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung im Laufe des Kaltwalzens bei 1,1- bis 5facher, vorzugsweise bei 1,3- bis 4facher Enddicke lösungsgeglüht, abgeschreckt und kalt ausgehärtet wird und in diesem Zustand auf Enddicke kaltgewalzt wird.