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Die
vorliegende Erfindung betrifft Aluminiumlegierungsbleche bzw. -platten
bzw. -blätter. Insbesondere betrifft sie Bleche aus einer
Al-Mg-Si-Legierung (Aluminium wird nachstehend einfach als Al bezeichnet),
die eine hervorragende Lackeinbrennhärtbarkeit und ein
hervorragendes Biegevermögen (typischerweise Falzbildungsvermögen
(Falzverarbeitungsvermögen)) und eine hervorragende Raumtemperaturstabilität
(natürliche Alterungsbeständigkeit) aufweisen.
Der Begriff „Raumtemperaturstabilität" bezieht
sich hier auf die Beständigkeit gegen eine Verschlechterung
von Eigenschaften durch ein natürliches Altern (Verschlechterung
der Formbarkeit und des Biegevermögens aufgrund einer erhöhten
Festigkeit). Eine hervorragende Raumtemperaturstabilität
ist eine Beständigkeit gegen einer Verschlechterung von
Eigenschaften durch eine natürliche Alterung, nämlich
eine geringere Variation von Eigenschaften bei Raumtemperatur im
Zeitverlauf.
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Zur
Lösung von globalen Umweltproblemen, die durch Abgase verursacht
werden, sollten Karosserien von Transportmaschinen, wie z. B. Automobilen,
ein geringeres Gewicht aufweisen, so dass der Kraftstoffverbrauch
verbessert wird. Demgemäß wurden in Kraftfahrzeugkarosserien
anstelle der vorher verwendeten Stahlmaterialien mehr und mehr Aluminiumlegierungsmaterialien
verwendet, da solche Aluminiumlegierungsmaterialien ein geringeres
Gewicht und eine hervorragende Formbarkeit und Lackeinbrennhärtbarkeit
aufweisen.
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Von
diesen wurden Bleche aus einer Al-Mg-Si-Aluminiumlegierung der AA
6000- oder JIS 6000-Reihe (nachstehend einfach als „6000-Reihe"
bezeichnet) als dünne hochfeste Bleche aus einer Aluminiumlegierung für
Blechtafeln wie z. B. Außenblechtafeln und Innenblechtafeln
von Kraftfahrzeug-Blechtafelstrukturen verwendet, einschließlich
Motorhauben, Kotflügel bzw. Stoßstangen, Türen,
Dächer und Kofferraumdeckel.
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Solche
Bleche aus einer Aluminiumlegierung der 6000-Reihe enthalten grundsätzlich
im Wesentlichen Silizium und Magnesium und weisen eine hervorragende
Alterungshärtbarkeit auf. Wenn sie einem Formpressen oder
Biegen unterzogen werden, zeigen sie eine niedrigere Streckgrenze
und weisen dadurch eine ausreichende Formbarkeit auf. Darüber
hinaus weisen sie eine Einbrennhärtbarkeit (künstliche
Alterungshärtbarkeit oder Lackeinbrennhärtbarkeit)
auf. Insbesondere wenn sie bei relativ niedrigen Temperaturen beim
künstlichen Altern (Härten) erwärmt werden,
wie z. B. beim Lackeinbrennen von Blechtafeln nach dem Formen, unterliegen
sie einer Alterungshärtung, so dass sie eine erhöhte
Streckgrenze aufweisen und dadurch eine ausreichende Festigkeit
zeigen.
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Die
Bleche aus einer Aluminiumlegierung der 6000-Reihe enthalten relativ
kleinere Mengen an Legierungselementen als z. B. Bleche aus einer
Aluminiumlegierung der 5000-Reihe, die größere
Mengen an Legierungselementen, wie z. B. Magnesium, enthalten. Wenn
die Bleche aus einer Aluminiumlegierung der 6000-Reihe in der Form
von Schrott als Aluminiumlegierung-Schmelzmaterialien (Schmelzausgangsmaterialien)
wiederverwendet werden, können daraus einfach Barren aus
Aluminiumlegierungen der 6000-Reihe erhalten werden. Folglich weisen
sie auch ein hervorragendes Recyclingvermögen auf.
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Andererseits
werden Außenblechtafeln von Kraftfahrzeugen dadurch hergestellt,
dass Bleche aus einer Aluminiumlegierung mehreren Formverfahren,
wie z. B. einem Stauchen und Biegen beim Formpressen, unterzogen
werden. Bei der Bildung von großen Außenblechtafelstrukturen,
wie z. B. Motorhauben und Türen, werden Aluminiumbleche
einem Formpressen, wie z. B. einem Stauchen, unterzogen, so dass
Formgegenstände als Außenblechtafeln erhalten
werden, und diese Außenblechtafeln werden mit Innenblechtafeln
zur Bildung von Blechtafelstrukturen durch Falzen, wie z. B. Flachfalzen,
am Umfang von Außenblechtafeln verbunden.
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Bei
diesem Verfahren unterliegen Bleche aus einer Aluminiumlegierung
der 6000-Reihe einer natürlichen Alterung. Insbesondere
wenn sie einer natürlichen Alterung für etwa drei
Monate bis sechs Monate unterliegen, weisen sie eine beträchtlich
verminderte Lackeinbrennhärtbarkeit und ein beträchtlich
vermindertes Biegevermögen aufgrund einer erhöhten
Streckgrenze und einer Bildung von Atomclustern auf.
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Zur
Hemmung einer Verschlechterung der Eigenschaften durch eine natürliche
Alterung und zur Verbesserung der Raumtemperaturstabilität
wurden Vorschläge zur Kontrolle von Atomclustern gemacht,
insbesondere zur Kontrolle von Clustern von Magnesium- und Siliziumatomen,
die gebildet werden, wenn die Bleche aus einer Aluminiumlegierung
nach einer Lösungswärmebehandlung und einer Abschreckbehandlung
bei Raumtemperatur stehengelassen werden.
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Zur
Verbesserung der Lackeinbrennhärtbarkeit betrifft z. B.
JP-A Nr. 2005-139537 eine
Technik zur Kontrolle der Abkühlungsgeschwindigkeit in
einer Lösungswärmebehandlung, während
eine Peakhöhe in einer Differentialthermoanalysekurve beachtet
wird.
JP-A Nr. 10(1998)-219382 und
JP-A Nr. 2000-273567 betreffen
Techniken zur Vermeidung von Clustern von Magnesium- und Siliziumatomen
(Cluster aus Silizium und Atomfehlstelle, Guinier-Preston 1-Zone
(GPI-Zone)).
JP-A
Nr. 2003-27170 betrifft eine Technik des Vermeidens von
Clustern aus Silizium und einer Atomfehlstelle bezüglich
Peaks bei einer Differentialscanningkalorimetrie (DSC).
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Diese
bekannten Techniken zur Hemmung der Verschlechterung von Eigenschaften
durch ein natürliches Altern und zur Verbesserung der Raumtemperaturstabilität
beruhen z. B. auf der Kontrolle der Struktur von Bedingungen für
eine Lösungswärmebehandlung oder dem Hinzufügen
einer Wärmebehandlung, wie z. B. einer Rückführungsbehandlung
(Wärmebehandlung, die nach einer Lösungswärmebehandlung
durchgeführt wird). Techniken auf der Basis einer Kontrolle
der Struktur von Bedingungen für eine Lösungswärmebehandlung
verursachen jedoch eine verminderte Produktivität und Techniken
auf der Basis des Hinzufügens einer Wärmebehandlung,
wie z. B. einer Rückführungsbehandlung, erfordern
einen zusätzlichen Anlassschritt und dadurch erhöhte
Kosten.
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Unter
diesen Umständen ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung,
ein Blech aus einer Aluminiumlegierung bereitzustellen, das eine
hervorragende Raumtemperaturstabilität aufweist und gegen
eine Verschlechterung von Eigenschaften durch ein natürliches
Altern beständig ist.
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Insbesondere
wird ein Aluminiumlegierungsblech bereitgestellt, das eine hervorragende
Raumtemperaturstabilität aufweist und gegen eine Verschlechterung
von Eigenschaften durch ein natürliches Altern beständig
ist.
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Spezifische
Ausführungsformen des Blechs aus einer Aluminiumlegierung
sind wie folgt.
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Insbesondere
wird gemäß einer Ausführungsform der
vorliegenden Erfindung ein Blech aus einer Aluminiumlegierung als
Al-Mg-Si-Aluminiumlegierungsblech bereitgestellt, das 0,35 bis 1,0
Massenprozent Magnesium (Mg), 0,5 bis 1,5 Massenprozent Silizium
(Si), 0,01 bis 1,0 Massenprozent Mangan (Mn) und 0,001 bis 1,0 Massenprozent
Kupfer (Cu) enthält, wobei es sich bei dem Rest um Aluminium
(Al) und unvermeidbare Verunreinigungen handelt, wobei die Menge
an gelöstem Silizium (Si) 0,55 bis 0,80 Massenprozent beträgt, die
Menge an gelöstem Magnesium (Mg) 0,35 bis 0,60 Massenprozent
beträgt und das Verhältnis der Menge an gelöstem
Silizium (Si) zur Menge an gelöstem Magnesium (Mg) 1,1
bis 2 beträgt.
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In
einer anderen Ausführungsform kann das Blech aus einer
Aluminiumlegierung ein Al-Mg-Si-Aluminiumlegierungsblech mit Silizium-Überschuss
sein, das ein Verhältnis, bezogen auf die Masse, des Siliziumgehalts
zu dem Magnesiumgehalt von 1 oder mehr aufweist.
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Gemäß einer
anderen Ausführungsform kann das Blech aus einer Aluminiumlegierung
als die unvermeidbaren Verunreinigungen 1,0 Massenprozent oder weniger
Eisen (Fe), 0,3 Massenprozent oder weniger Chrom (Cr), 0,3 Massenprozent
oder weniger Zirkonium (Zr), 0,3 Massenprozent oder weniger Vanadium
(V), 0,1 Massenprozent oder weniger Titan (Ti), 0,2 Massenprozent
oder weniger Silber (Ag) und 1,0 Massenprozent oder weniger Zink
(Zn) enthalten.
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Das
Blech aus einer Aluminiumlegierung kann gemäß einer
anderen Ausführungsform 0,005 bis 0,2 Massenprozent Titan
(Ti) mit oder ohne 0,0001 bis 0,05 Massenprozent Bor (B) enthalten.
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Ein
solches Blech aus einer Aluminiumlegierung gemäß einer
Ausführungsform der vorliegenden Erfindung kann durch Homogenisieren
eines Blocks aus einer Aluminiumlegierung, Abkühlen des
homogenisierten Blocks, erneutes Erwärmen des abgekühlten
Blocks, Warmwalzen des erneut erwärmten Blocks und Kaltwalzen
des warmgewalzten Produkts ohne Anlassen hergestellt werden.
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In
einer bevorzugten Ausführungsform kann das Vorwalzen bei
dem Warmwalzen bei einer Anfangstemperatur von 490°C bis
380°C und einer Endtemperatur von 430°C bis 350°C
für 10 min oder weniger durchgeführt werden.
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Solche
Bleche aus einer Aluminiumlegierung gemäß Ausführungsformen
der vorliegenden Erfindung können für Außenblechtafeln
für Kraftfahrzeuge verwendet werden.
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Erfindungsgemäße
Bleche aus einer Aluminiumlegierung weisen eine hervorragende Raumtemperaturstabilität
und Beständigkeit gegen eine Verschlechterung von Eigenschaften
durch eine natürliche Alterung auf.
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1 ist
eine schematische Ansicht, die Temperaturverläufe zeigt,
die Ausscheidungskurven von Ausscheidungen von Mg2Si
und elementarem Silizium schneiden.
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Obwohl
bezüglich des Mechanismus der natürlichen Alterung
viele Theorien vorgeschlagen worden sind, wird davon ausgegangen,
dass die Bildung von Magnesium-Silizium (Mg-Si)- Nanoclustern an
der natürlichen Alterung beteiligt ist. Nach intensiven
Untersuchungen bezüglich der Bedingungen einer festen Lösung und
einer Ausscheidung zur Erzeugung von Blechen von Aluminiumlegierungen,
die eine hervorragende Raumtemperaturstabilität aufweisen,
haben die vorliegenden Erfinder gefunden, dass die Zunahme der Festigkeit
durch Einstellen der Ausgewogenheit zwischen der Menge an gelöstem
Silizium und der Menge an gelöstem Magnesium gehemmt und
dadurch eine Verschlechterung der Formbarkeit, des Biegevermögens
und der Einbrennhärtbarkeit selbst nach dem Halten von
Blechen aus einer Aluminiumlegierung bei Raumtemperatur über
einen langen Zeitraum gehemmt werden kann.
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Die
Gründe für die Festlegung von Parametern von Blechen
aus einer Aluminiumlegierung gemäß Ausführungsformen
der vorliegenden Erfindung werden nachstehend beschrieben.
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Menge an gelöstem Silizium und
Menge an gelöstem Magnesium
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In
wissenschaftlicher Hinsicht wird gegenwärtig davon ausgegangen,
dass die Alterungsverschlechterung (Zunahme der Festigkeit während
der Lagerung bei Raumtemperatur) bei Aluminiumlegierungen der 6000-Reihe
durch Mg-Si-, Si-Si- und Mg-Mg-Nanocluster verursacht wird, die
während der Lagerung bei Raumtemperatur aus Magnesium-
und Siliziumatomen gebildet werden, die in einer Aluminiummatrix
gelöst sind.
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Es
besteht eine Tendenz dahingehend, dass diese Phänomene
mit steigenden Mengen an gelöstem Magnesium und gelöstem
Silizium zunehmen. Demgemäß sollten die Obergrenzen
der Mengen dieser gelösten Elemente festgelegt werden.
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Blechtafelmaterialien
für Kraftfahrzeuge, die Aluminiumlegierungen der 6000-Reihe
enthalten, sollten jedoch eine Lackeinbrennhärtbarkeit
aufweisen. Demgemäß sollten die Untergrenzen der
Mengen der gelösten Elemente auch festgelegt werden, um
ein Minimum an Einbrennhärtbarkeit (Festigkeit nach dem
Einbrennen) sicherzustellen.
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Diesbezüglich
wird die Menge an gelöstem Silizium auf 0,55 bis 0,80 Massenprozent
und die Menge an gelöstem Magnesium auf 0,35 bis 0,60 Massenprozent
eingestellt („Massenprozent" wird nachstehend auch einfach
als „%" bezeichnet). Wenn diese Gehalte ihre Obergrenzen übersteigen,
besteht eine Tendenz dahingehend, dass eine Alterungsverschlechterung
auftritt. Die Menge an gelöstem Silizium beträgt
vorzugsweise 0,78% oder weniger und die Menge an gelöstem
Magnesium beträgt vorzugsweise 0,55% oder weniger. Wenn
diese Mengen im Gegensatz dazu unter ihren Untergrenzen liegen,
ist es schwierig, eine Einbrenn härtbarkeit (Festigkeit
nach dem Einbrennen) sicherzustellen. Die Menge an gelöstem
Silizium beträgt vorzugsweise 0,6% oder mehr und die Menge
an gelöstem Magnesium beträgt vorzugsweise 0,38%
oder mehr.
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Verhältnis der gelösten
Siliziummenge zur gelösten Magnesiummenge
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Nach
weiteren Untersuchungen bezüglich des Mechanismus der Alterungsverschlechterung
haben die vorliegenden Erfinder gefunden, dass die Alterungsverschlechterung
lediglich durch Festlegen der Mengen der gelösten Elemente
nicht ausreichend gehemmt wird und dass zum ausreichenden Hemmen
der Alterungsverschlechterung das Verhältnis der gelösten
Siliziummenge zur gelösten Magnesiummenge in geeigneter Weise
eingestellt werden sollte. Obwohl deren Mechanismus nach wie vor
teilweise unbekannt bleibt, wird die Alterungsverschlechterung bei
einem geeigneten Verhältnis der gelösten Siliziummenge
zur gelösten Magnesiummenge möglicherweise deshalb
gehemmt, da Magnesium und Silizium, die wesentlich in einer Aluminiummatrix
gelöst sind, in einer Form vorliegen, die gegen die Bildung
von Mg-Si-Clustern beständig ist, oder in einer Form vorliegen,
die während der Lagerung bei Raumtemperatur Mg-Si-Cluster
ergibt, jedoch mit einer niedrigeren Geschwindigkeit.
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Das
geeignete Verhältnis der gelösten Siliziummenge
zur gelösten Magnesiummenge beträgt 1,1 bis 2.
Insbesondere sollte das Verhältnis der gelösten
Siliziummenge zur gelösten Magnesiummenge auf 1,1 bis 2
eingestellt werden. Wenn das Verhältnis der gelösten
Siliziummenge zur gelösten Magnesiummenge weniger als 1,1
beträgt, kann die Festigkeit nach dem Einbrennen unzureichend
sein. Wenn es im Gegensatz dazu 2 übersteigt, kann in unerwünschter
Weise eine Alterungsverschlechterung auftreten. Das Verhältnis
beträgt mehr bevorzugt 1,2 oder mehr und/oder 1,8 oder
weniger.
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Aufgrund
der bisherigen Kenntnisse wird die Alterungsverschlechterung durch
Einstellen der Mengen an Magnesium und Silizium und des Verhältnisses
zwischen diesen kontrolliert. Die Alterungsverschlechterung wird
dadurch jedoch nicht ausreichend gehemmt. In solchen bekannten Materialien
beträgt das Verhältnis der gelösten Siliziummenge
zur gelösten Magnesiummenge im Allgemeinen mehr als 2,
wodurch eine Alterungsverschlechterung verursacht wird.
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Chemische Zusammensetzung
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Wenn
sie typischerweise als Bleche für Außenblechtafeln
für Kraftfahrzeuge verwendet werden, sollten Bleche aus
einer Aluminiumlegierung hervorragende Eigenschaften, wie z. B.
Formbarkeit, Einbrennhärtbarkeit, Festigkeit, Schweißbarkeit
und Korrosionsbeständigkeit aufweisen. Um diese Anforderungen
zu erfüllen, enthalten Bleche aus einer Aluminiumlegierung
gemäß Ausführungsformen der vorliegenden
Erfindung 0,35 bis 1,0 Massenprozent Magnesium (Mg), 0,5 bis 1,5
Massenprozent Silizium (Si), 0,01 bis 1,0 Massenprozent Mangan (Mn)
und 0,001 bis 1,0 Massenprozent Kupfer (Cu), wobei es sich bei dem
Rest um Aluminium (Al) und unvermeidbare Verunreinigungen handelt.
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Im
Allgemeinen weisen Bleche aus einer Aluminiumlegierung der 6000-Reihe
häufig Riefenmarkierungen auf. In einer bevorzugten Ausführungsform
gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein Blech
aus einer Aluminiumlegierung der 6000-Reihe mit Silizium-Überschuss
mit einem Verhältnis, bezogen auf die Masse, des Siliziumgehalts
zu dem Magnesiumgehalt (Si/Mg) von 1 oder mehr verwendet. Insbesondere
ist ein Blech aus einer Aluminiumlegierung gemäß einer
Ausführungsform der vorliegenden Erfindung vorzugsweise
ein Blech aus einer Al-Mg-Si-Aluminiumlegierung mit Silizium-Überschuss
mit einem Verhältnis, bezogen auf die Masse, des Siliziumgehalts
zu dem Magnesiumgehalt (Si/Mg) von 1 oder mehr. Die Bleche aus einer
Aluminiumlegierung der 6000-Reihe weisen eine niedrigere Streckgrenze
auf, um dadurch eine Formbarkeit während des Formpressens
oder Biegens sicherzustellen. Darüber hinaus weisen sie
eine hervorragende Alterungshärtbarkeit (Einbrennhärtbarkeit)
auf. Insbesondere wenn sie einem Erwärmen bei relativ niedrigen
Temperaturen in einer künstlichen Alterungsbehandlung,
wie z. B. einem Lackeinbrennen von Blechtafeln nach dem Formen unterzogen
werden, unterliegen sie einer Alterungshärtung, so dass
sie eine erhöhte Streckgrenze aufweisen, um dadurch eine
zufrieden stellende Festigkeit sicherzustellen. Von diesen Blechen
aus einer Aluminiumlegierung der 6000-Reihe weisen Bleche aus einer
Aluminiumlegierung der 6000-Reihe mit Silizium-Überschuss
bezogen auf Bleche aus einer Aluminiumlegierung der 6000-Reihe mit
einem Verhältnis, bezogen auf die Masse, des Siliziumgehalts
zu dem Magnesiumgehalt (Si/Mg) von weniger als 1 eine überlegene Einbrennhärtbarkeit
auf.
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Von
Aluminium, Magnesium, Silizium, Mangan und Kupfer verschiedene Elemente
sind im Wesentlichen Verunreinigungen und deren Gehalt sollte mit
den zulässigen Mengen von jeweiligen Verunreinigungen typischerweise
gemäß Aluminum Association Standards (AA-Standards)
oder Japanese Industrial Standards (JIS) identisch oder niedriger
als diese sein. Im Hinblick auf ein Materialrecycling können
jedoch große Mengen an Schrott von Alumini umlegierungen,
wie z. B. Aluminiumlegierungen der 6000-Reihe und Aluminiumblöcke mit
geringer Reinheit, als Schmelzmaterialien zusätzlich zu
Aluminiumblöcken mit hoher Reinheit verwendet werden. In
diesem Fall können daraus enthaltene Ausgangsmaterial-Aluminiumlegierungen
relativ große Mengen an Verunreinigungselementen enthalten.
Wenn diese Verunreinigungselemente z. B. auf die Nachweisgrenzen
oder weniger vermindert werden müssen, verursacht dies
erhöhte Kosten. Demgemäß ist es zulässig, dass
Bleche aus Aluminiumlegierungen diese Verunreinigungen in einem
gewissen Maß enthalten. Darüber hinaus beeinflussen
diese Verunreinigungselemente innerhalb gewisser Gehaltsbereiche
die Vorteile der vorliegenden Erfindung nicht negativ, sondern zeigen
vielmehr bestimmte Effekte. Diesbezüglich kann ein Blech aus
einer Aluminiumlegierung gemäß einer Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung die Verunreinigungselemente innerhalb
der folgenden Bereiche enthalten.
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Insbesondere
kann das Blech aus einer Aluminiumlegierung 1,0 Massenprozent oder
weniger Eisen (Fe), 0,3 Massenprozent oder weniger Chrom (Cr), 0,3
Massenprozent oder weniger Zirkonium (Zr), 0,3 Massenprozent oder
weniger Vanadium (V) und 0,1 Massenprozent oder weniger Titan (Ti)
enthalten, und es kann anstelle dieser Elemente oder zusätzlich
zu diesen Elementen 0,2 Massenprozent oder weniger Silber (Ag) und
1,0 Massenprozent oder weniger Zink (Zn) enthalten.
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Effekte
und Gründe für Beschränkungen von Legierungskomponenten
(Si, Mg, Cu und Mn) in einem Blech aus einer Aluminiumlegierung
gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden
Erfindung werden nachstehend beschrieben.
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Siliziumgehalt: 0,5% bis 1,5%
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Das
Element Silizium (Si) ist zum Erhalten von erforderlichen Eigenschaften
als Außenblechtafel für Kraftfahrzeuge, wie z.
B. einer Streckgrenze von 170 MPa oder mehr, wie Magnesium essentiell.
Insbesondere trägt Silizium zur Härtung aufgrund
einer festen Lösung und zur Alterungshärtbarkeit
bei, da Silizium zusammen mit Magnesium während einer künstlichen
Alterungsbehandlung bei relativ niedrigen Temperaturen, wie z. B.
beim Lackeinbrennen, Ausscheidungen durch Altern bildet (nachstehend
auch als „Alterungsausscheidungen" bezeichnet) und diese
Alterungsausscheidungen die Festigkeit erhöhen. Silizium
ist daher ein Schlüsselelement, um zu ermöglichen,
dass ein Blech aus einer Aluminiumlegierung der 6000-Reihe mit Silizium-Überschuss
gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden
Erfindung Eigenschaften wie z. B. ein Formpressvermögen
und ein Falzbildungsvermögen auf zufrieden stellenden Niveaus
aufweist.
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In
einer bevorzugten Ausführungsform weist ein Blech aus einer
Aluminiumlegierung vorzugsweise ein Verhältnis, bezogen
auf die Masse, des Siliziumgehalts zu dem Magnesiumgehalt (Si/Mg)
von 1 oder mehr auf, so dass es eine Zusammensetzung einer Aluminiumlegierung
der 6000-Reihe mit Silizium-Überschuss aufweist, die Silizium
im Überschuss bezogen auf Magnesium enthält. Eine
solche Aluminiumlegierung der 6000-Reihe mit Silizium-Überschuss
kann eine hervorragende Niedertemperatur-Alterungshärtbarkeit
aufweisen und wenn das Blech aus einer Aluminiumlegierung zu einer
Blechtafel geformt wird, weist die Blechtafel eine Streckgrenze
nach einem Niedertemperatur-Lackeinbrennen von 170 MPa oder mehr
auf. Die Festigkeit wird hier z. B. nach dem Anwenden eines 2%-Streckens
auf das Blech aus einer Aluminiumlegierung und Unterziehen des Blechs
aus einer Aluminiumlegierung einer Alterungsbehandlung bei 170°C
für 20 min bestimmt.
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Wenn
der Siliziumgehalt weniger als 0,5% beträgt, weist das
Blech aus einer Aluminiumlegierung gegebenenfalls eine unzureichende
Alterungshärtbarkeit und unzureichende erforderliche Eigenschaften,
wie z. B. Formpressvermögen und Falzbildungsvermögen,
auf. Wenn im Gegensatz dazu der Siliziumgehalt mehr als 1,5% beträgt,
weist das Blech aus einer Aluminiumlegierung gegebenenfalls ein
unzureichendes Falzbildungsvermögen und Formpressvermögen
und eine verminderte Schweißbarkeit auf. Demgemäß wird
der Siliziumgehalt auf 0,5% bis 1,5% eingestellt. Eine bevorzugte
Untergrenze des Siliziumgehalts ist 0,6%. Wenn es als Außenblechtafel
für ein Kraftfahrzeug verwendet wird, beträgt
eine bevorzugte Obergrenze des Siliziumgehalts 1,2%, um das Falzbildungsvermögen
sowie das Formpressvermögen weiter zu verbessern, da das
Falzbildungsvermögen bei einer solchen Außenblechtafel
für ein Kraftfahrzeug besonders wichtig ist. Der Siliziumgehalt
wird vorzugsweise innerhalb eines relativ niedrigen Bereichs, wie
z. B. 0,6 bis 1,2%, eingestellt.
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Magnesiumgehalt: 0,35% bis 1,0%
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Das
Element Magnesium (Mg) ist zum Erhalten von erforderlichen Eigenschaften
als Außenblechtafel für Kraftfahrzeuge, wie z.
B. einer Streckgrenze von 170 MPa oder mehr, wie Silizium essentiell.
Insbesondere trägt Magnesium zur Härtung aufgrund
einer festen Lösung und zur Alterungshärtbarkeit
bei, da Magnesium zusammen mit Silizium während einer künstlichen
Alterungsbehandlung bei relativ niedrigen Temperaturen, wie z. B.
beim Lackeinbrennen, Ausscheidungen durch Altern bildet und diese
Alterungsausscheidungen die Festigkeit erhöhen.
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Wenn
der Magnesiumgehalt weniger als 0,35% beträgt, ist die
absolute Magnesiummenge unzureichend, und die Alterungsausscheidungen
(Verbindungsphase) werden gegebenenfalls nicht gebildet und während
einer künstlichen Alterungsbehandlung tritt gegebenenfalls
keine Alterungshärtbarkeit auf. Demgemäß ist es
schwierig, eine Streckgrenze von 170 MPa oder mehr zu erhalten,
die für eine Blechtafel erforderlich ist. Wenn im Gegensatz
dazu der Magnesiumgehalt 1,0% übersteigt, kann das Formvermögen,
wie z. B. das Formpressvermögen und das Biegevermögen,
vermindert werden. Demgemäß wird der Magnesiumgehalt
auf 0,35% bis 1,0% eingestellt. Um eine Zusammensetzung als Aluminiumlegierung
der 6000-Reihe mit Silizium-Überschuss zu erhalten, kann
der Magnesiumgehalt auf einen Gehalt eingestellt werden, so dass
das Verhältnis, bezogen auf die Masse, des Siliziumgehalts
zu dem Magnesiumgehalt 1 oder mehr beträgt. Wenn der Siliziumgehalt
innerhalb eines relativ niedrigen Bereichs von 0,6% bis 1,2% eingestellt
wird, um das Falzbildungsvermögen weiter zu verbessern,
beträgt die Obergrenze des Magnesiumgehalts vorzugsweise
0,7% und der Magnesiumgehalt liegt vorzugsweise innerhalb eines
relativ niedrigen Bereichs, wie z. B. 0,2% bis 0,7%, so dass das
Blech aus einer Aluminiumlegierung eine Zusammensetzung als eine
Aluminiumlegierung der 6000-Reihe mit Silizium-Überschuss
aufweisen kann.
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Kupfergehalt: 0,001% bis 1,0%
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Kupfer
(Cu) beschleunigt die Bildung von Alterungsausscheidungen in Körnern
in einer Aluminiumlegierung-Mikrostruktur während einer
künstlichen Alterungsbehandlung bei relativ niedrigen Temperaturen
für einen relativ kurzen Zeitraum. Solche Alterungsausscheidungen
tragen zu einer erhöhten Festigkeit bei. Darüber
hinaus verbessert gelöstes Kupfer auch das Formvermögen.
Wenn der Kupfergehalt weniger als 0,001% beträgt, werden
diese Vorteile gegebenenfalls nicht ausreichend erhalten. Wenn der
Kupfergehalt im Gegensatz dazu 1,0% übersteigt, werden
die Beständigkeit gegen eine Spannungsrisskorrosion, die
Fadenrostbeständigkeit als Korrosionsbeständigkeit
nach dem Lackieren und die Schweißbarkeit gegebenenfalls
vermindert. Wenn das Blech aus einer Aluminiumlegierung als Konstruktions-
bzw. Baumaterial verwendet wird, bei dem die Korrosionsbeständigkeit
wichtig ist, beträgt der Kupfergehalt vorzugsweise 0,8%
oder weniger.
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Mangangehalt: 0,01% bis 1,0%
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Mangan
(Mn) wirkt dahingehend, dass es feine Körner bildet, da
dieses Element während der Homogenisierung dispergierte
Teilchen (dispergierte Phase) bildet und diese dispergierten Teilchen
hemmen die Wanderung von Korngrenzen nach der Rekristallisation.
Ein Blech aus einer Aluminiumlegierung gemäß einer Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung kann durch eine Erhöhung der
Feinheit von Körnern in der Aluminiumlegierung-Mikrostruktur
ein verbessertes Formpressvermögen und Falzbildungsvermögen
aufweisen. Diese Vorteile werden gegebenenfalls nicht ausreichend
erhalten, wenn der Mangangehalt weniger als 0,01% beträgt.
Wenn der Mangangehalt im Gegensatz dazu übermäßig
hoch ist, ist es wahrscheinlich, dass das Element während
des Schmelzens und Gießens grobe intermetallische Al-Fe-Si-(Mn,
Cr, Zr)-Verbindungen und kristallisierte Ausscheidungen bildet und
verschlechterte mechanische Eigenschaften des Blechs aus einer Aluminiumlegierung
verursacht. Demgemäß wird der Mangangehalt auf
0,01% bis 1,0% eingestellt.
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Eine
Flachfalzbildung sollte unter genau festgelegten Arbeitsbedingungen
stattfinden, wenn der gewünschte Gegenstand eine komplizierte
Form oder eine geringe Dicke aufweist, oder wenn zwischen der Kante
einer Innenblechtafel und der gekrümmten Innenfläche
einer entsprechenden Außenblechtafel ein Spalt vorliegt.
Wenn ein Blech aus einer Aluminiumlegierung mit einem Mangangehalt
von mehr als 0,15% einer Flachfalzbildung unter solchen genau festgelegten
Arbeitsbedingungen unterzogen wird, wird das Falzbildungsvermögen
gegebenenfalls verschlechtert. Demgemäß beträgt
der Mangangehalt vorzugsweise 0,01% bis 0,15%, wenn das Blech aus
einer Aluminiumlegierung einer Flachfalzbildung unter genau festgelegten
Arbeitsbedingungen unterzogen wird.
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Die
Aluminiumlegierung-Mikrostruktur weist in der Praxis vorzugsweise
eine kleinere durchschnittliche Korngröße auf,
so dass ein zufrieden stellendes Biegevermögen erhalten
wird. Das Biegevermögen ist die bedeutsamste der Eigenschaften,
die sich aufgrund der Alterung verschlechtern. Insbesondere betragen
die durchschnittlichen Korngrößen an zwei Punkten
in dem Blech aus einer Aluminiumlegierung vorzugsweise jeweils 45 μm
oder weniger, wobei die zwei Punkte ein Punkt in einem zentralen
Teil in einer Dickenrichtung des Blechs und ein optionaler Punkt
in einer Oberflächenschicht sind, die zwischen der äußersten
Oberfläche und einer Tiefe von einem Viertel in einer Dickenrichtung
des Blechs liegt. Mit anderen Worten: Wenn die durchschnittlichen
Korngrößen nicht nur in der äußersten
Schicht, sondern auch im zentralen Teil des Blechs eingestellt werden,
kann ein zufrieden stellendes Biegevermögen erhalten werden
und Riefenmarkierungen können effektiv gehemmt werden.
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Durch
die Verminderung der Korngröße auf diesen Bereich
können das Biegevermögen und das Formpressvermögen
sichergestellt oder verbessert werden. Wenn Körner grob
werden, so dass sie Korngrößen von mehr als 45 μm
aufweisen, werden das Biegevermögen und das Formpressvermögen,
wie z. B. das Stauchbearbeitungsvermögen, gegebenenfalls
verschlechtert, so dass während des Formens selbst dann, wenn
die Kristallorientierung einge stellt wird, Defekte verursacht werden,
wie z. B. eine Rissbildung und Orangenhautoberflächen.
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Die „durchschnittliche
Korngröße" wird hier durch Messen der größten
Durchmesser von jeweiligen Körnern, die in einem vorgegebenen
Messbereich eines Rasterelektronenmikroskop-Elektronenrückstreuungsstrukturanalysegeräts
(SEM-EBSP) unter spezifischen Messbedingungen beobachtet werden,
und Berechnen des Durchschnitts der gemessenen größten
Durchmesser bestimmt.
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Feinere
Körner können durch Zusetzen von Titan (Ti) mit
oder ohne Bor (B) zu einer Aluminiumlegierung zusätzlich
zu Si, Mg, Cu und Mn erhalten werden. Insbesondere kann ein Blech
aus einer Aluminiumlegierung gemäß einer Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung ferner 0,005 bis 0,2 Massenprozent Titan (Ti)
mit oder ohne 0,0001 bis 0,05 Massenprozent Bor (B) zusätzlich
zu Si, Mg, Cu und Mn enthalten.
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Das
Element Titan (Ti) macht Körner feiner. Von Titan und Bor
ist Titan bezüglich dieses Vorteils effektiver und mehr
bevorzugt. Wenn Titan enthalten ist, beträgt der Titangehalt
vorzugsweise 0,005% oder mehr, mehr bevorzugt 0,01% oder mehr und
noch mehr bevorzugt 0,015% oder mehr. Die Obergrenze des Titangehalts
beträgt vorzugsweise 0,2%, mehr bevorzugt 0,1% und noch
mehr bevorzugt 0,05%. Dies ist darauf zurückzuführen,
dass dann, wenn Titan im Überschuss enthalten ist, grobe
intermetallische Al-Ti-Verbindungen auskristallisieren und die Formbarkeit
nachteilig beeinflussen.
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Von
Titan und Bor kann das Blech aus einer Aluminiumlegierung Titan
allein enthalten, wobei es jedoch Titan mit einer Spurenmenge von
Bor enthalten kann. Wenn das Blech aus einer Aluminiumlegierung
zusätzlich zu Titan ferner Bor enthält, können
die Körner effektiv noch feiner werden. In diesem Fall
beträgt der Borgehalt 0,0001% oder mehr, mehr bevorzugt
0,0005% oder mehr und noch mehr bevorzugt 0,0008% oder mehr. Die
Obergrenze des Borgehalts beträgt vorzugsweise 0,05%, mehr
bevorzugt 0,01% und mehr bevorzugt 0,005%. Dies ist darauf zurückzuführen,
dass sich dann, wenn Bor im Überschuss enthalten ist, grobe Ti-B-Teilchen
bilden können und dadurch die Formbarkeit nachteilig beeinflusst
wird.
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Unvermeidbare
Verunreinigungen sind vorzugsweise möglichst wenig enthalten,
um Eigenschaften von Blechen aus einer Aluminiumlegierung nicht
nachteilig zu beeinflussen. Die unvermeidbaren Verunreinigungen
können jedoch in Mengen bis zu ihren zulässigen
Grenzen als jeweilige Elemente in einer Aluminiumlegierung der 6000-Reihe,
wie es z. B. in Japa nese Industrial Standards festgelegt ist, innerhalb
von Bereichen enthalten sein, welche die Eigenschaften der Bleche
aus einer Aluminiumlegierung nicht negativ beeinflussen.
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Solche
Bleche aus einer Aluminiumlegierung können durch ein Verfahren
hergestellt werden, welches das Homogenisieren eines Blocks aus
einer Aluminiumlegierung, Abkühlen des homogenisierten
Blocks, erneutes Erwärmen des abgekühlten Blocks,
Warmwalzen des erneut erwärmten Blocks und Kaltwalzen des warmgewalzten
Produkts ohne Anlassen umfasst.
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Gemäß diesem
Verfahren können Bleche aus einer Aluminiumlegierung in
einer kommerziellen Produktion effizient hergestellt werden, da
in dem Verfahren relativ große Blöcke eingesetzt
werden können und ein Kaltwalzen ohne Anlassen nach dem
Warmwalzen durchgeführt wird. Darüber hinaus wird
verhindert, dass bei dem Blechprodukt aus einer Aluminiumlegierung
Riefenmarkierungen auftreten, da Materialblöcke homogenisiert,
einmal gekühlt, dann erneut erwärmt und warmgewalzt
werden.
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Das
Verfahren zur Herstellung eines Blechs aus einer Aluminiumlegierung
wird nachstehend detailliert veranschaulicht.
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Schmelzen und Gießen
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In
einem Schmelz-Gieß-Schritt wird eine Aluminiumlegierung
geschmolzen, so dass sie eine Zusammensetzung innerhalb spezifischer
Zusammensetzungen von Aluminiumlegierungen der 6000-Reihe aufweist, und
das geschmolzene Metall wird gemäß einem üblichen
Schmelz-Gieß-Verfahren, wie z. B. einem kontinuierlichen
Gießwalzen oder einem halbkontinuierlichen Gießen
(Gießen mit direktem Abkühlen (DC-Gießen)) gegossen.
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Homogenisieren
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Als
nächstes wird der gegossene Block aus einer Aluminiumlegierung
homogenisiert. Die Homogenisierung wird gemäß einem üblichen
Verfahren bei einer geeigneten Temperatur von 500°C oder
höher und niedriger als der Schmelzpunkt der Aluminiumlegierung
durchgeführt. Die Homogenisierung wird zum Homogenisieren
der Mikrostruktur des Blocks durchgeführt, nämlich
zur Beseitigung einer Ausscheidung in Körnern der Mikrostruktur
des Blocks. Wenn die Homogenisierungstemperatur übermäßig
niedrig ist, kann eine Ausscheidung in Körnern gegebenenfalls
nicht ausreichend beseitigt werden, und die restliche Ausscheidung
kann zu einem Bruch führen und dadurch das Streckbördelvermögen
und das Biegevermögen nachteilig beeinflussen.
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Der
Block aus einer Aluminiumlegierung wird nach der ersten Homogenisierung
einmal auf eine Temperatur von 350°C oder niedriger, wie
z. B. Raumtemperatur, gekühlt und dann wieder auf eine
Anfangstemperatur eines Warmwalzens von 380°C bis 490°C
erwärmt, worauf warmgewalzt wird (Vorwarmwalzen). Dieses
Verfahren, bei dem eine erste Homogenisierung, ein Abkühlen
und ein erneutes Erwärmen durchgeführt werden,
wird nachstehend auch als „Doppelhomogenisierung" bezeichnet.
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Das
Abkühlen nach der Homogenisierung (erste Homogenisierung)
wird vorzugsweise bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von
40°C/Stunde oder mehr und 100°C/Stunde oder weniger
durchgeführt. Durch die Durchführung des Abkühlens
bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit innerhalb des festgelegten
Bereichs können Teilchen von Mg2Si-Verbindungen
in dem Block Größen und eine Verteilung aufweisen,
die als Keimbildungsstellen für Körner geeignet
sind, die während des Warmwalzens rekristallisiert sind,
und zwar selbst in einer Warmwalzstraße für eine
kommerzielle Herstellung. Als Ergebnis kann das Auftreten von groben
rekristallisierten Körnern (Warmfasern) während
des Warmwalzens gehemmt werden, die Mikrostruktur nach der Rekristallisation
kann homogenisiert werden und das Auftreten von Riefenmarkierungen
während des Formens kann selbst bei einem Blech aus einer
Aluminiumlegierung der 6000-Reihe mit Silizium-Überschuss
verhindert werden.
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Ein
in der Praxis eingesetzter Block (Bramme) ist groß und
weist eine Dicke von 400 bis 600 mm, eine Breite von 1000 bis 2500
mm und eine Länge von 5 bis 10 m auf. Demgemäß beträgt
die Abkühlungsgeschwindigkeit nach der Homogenisierung
weniger als etwa 20°C/Stunde in einem Chargentiefofen (Warmhalteofen) und
selbst wenn der Block außerhalb des Ofens stehengelassen
wird, beträgt die Abkühlungsgeschwindigkeit höchstens
etwa 30°C/Stunde bis 40°C/Stunde. Wenn das Abkühlen
gemäß einem solchen gebräuchlichen Abkühlungsverfahren
durchgeführt wird, ist die Abkühlungsgeschwindigkeit
unzureichend und Ausscheidungen, wie z. B. Mg2Si-Verbindungen,
werden groß. Dies führt zu einer Verminderung
der Festigkeit, der Einbrennhärtbarkeit (Streckgrenze nach
dem Einbrennhärten) und des Biegevermögens in
dem Schritt des Durchführens einer Doppelhomogenisierung.
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Wenn
relativ große Blöcke mit einer Dicke von etwa
400 mm oder mehr nach der Homogenisierung abgekühlt werden,
sollte der Block durch ein Gebläseluftkühlen mit
Gebläsen in einen Tiefofen oder außerhalb des
Tiefofens abgekühlt werden, so dass er mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit
innerhalb des festgelegten Bereichs von 40°C/Stunde oder
mehr und 100°C/Stunde oder weniger abkühlt. Die
Gebläseluftkühlung wird in diesem Fall dadurch
in dem Tiefofen oder außerhalb des Tiefofens durchgeführt,
dass Gebläse gemäß der Größe und
der Anordnung der Blöcke so angeordnet werden, dass die
Blöcke mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit innerhalb
des festgelegten Bereichs homogen abgekühlt werden. Im
Gegensatz dazu werden die Blöcke dann, wenn relativ große
Blöcke mit einer Dicke von etwa 400 mm oder mehr mittels
Abstrahlung in einem Tiefofen oder außerhalb des Tiefofens
ohne die Verwendung von Gebläsen abgekühlt werden,
mit einer zu niedrigen Abkühlungsgeschwindigkeit abgekühlt.
Die Abkühlungsgeschwindigkeit ist in diesem Fall zwangsläufig
niedriger als die Untergrenze von 40°C/Stunde.
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JP-A Nr. 8(1996)-232052 und
JP-A Nr. 7(1995)-228956 beschreiben
eine Technik zum Abkühlen eines Blocks nach der Homogenisierung
mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von z. B. 100°C/Stunde
oder mehr oder 150°C/Stunde oder mehr. Eine so hohe Abkühlungsgeschwindigkeit
kann bei kleinen Blöcken erreicht werden, jedoch ist sie
ziemlich schwer bei relativ großen Blöcken mit
einer Dicke von etwa 400 mm oder mehr zu erreichen, wie es vorstehend
beschrieben worden ist. Wenn ein so großer Block mit einer
so hohen Abkühlungsgeschwindigkeit abgekühlt wird,
muss er mit einem zusätzlichen Zwangsabkühlungsverfahren
abgekühlt werden, einschließlich einem Wasserkühlen,
wie z. B. einem Nebelkühlen oder Sprühkühlen.
Dieses Zwangsabkühlungsverfahren kann zusätzliche
Probleme bezüglich der Form aufgrund einer Wärmeschrumpfung,
wie z. B. ein Verformen und Verziehen, verursachen.
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Warmwalzen
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Für
eine kommerzielle Herstellung wird das Warmwalzen vorzugsweise mit
einem relativ großen Block in einer Warmwalzstraße
durchgeführt, wobei die Warmwalzstraße eine Umkehrvorwalzmaschine
und Tandemfertigwalzmaschinen umfasst. Die Warmwalzstraße
umfasst im Allgemeinen eine Umkehrvorwalzmaschine und drei bis fünf
Tandemfertigwalzmaschinen. Walzverfahren, die jeweils aus zwei oder
mehr Durchgängen bestehen, werden jeweils in diesen Umkehrvorwalzmaschinen
und Fertigwalzmaschinen durchgeführt.
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Die
Einstellung der spezifischen Menge an gelöstem Silizium,
der Menge an gelöstem Magnesium und des Verhältnisses
der gelösten Siliziummenge zur der gelösten Magnesiummenge
wird nachstehend veranschaulicht.
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Es
wird davon ausgegangen, dass ein Blech aus einer Aluminiumlegierung
durch Homogenisieren eines Blocks aus einer Aluminiumlegierung,
Abkühlen, erneutes Erwärmen, Warmwalzen und Kaltwalzen
ohne Anlassen hergestellt wird und das Blech aus einer Aluminiumlegierung
einem Lösungswärmebehandlung/erneutes Erwärmen-Schritt
unterzogen wird. In diesem Fall werden die Mengen an festen Lösungen
in dem resultierenden Blech aus einer Aluminiumlegierung (fertiges
Blech) bestimmt durch: (i) Die Zustände von Ausscheidungen
nach der Homogenisierung (Halten) und vor dem Warmwalzen, (ii) die
Größen von Mg-Si-Ausscheidungen, die Menge an
gelöstem Magnesium und die Menge an gelöstem Silizium
nach dem Warmwalzen, und (iii) die Menge an erneut gelösten
Mg-Si-Ausscheidungen, die in dem warmgewalzten Blech vor dem Kaltwalzen
verblieben sind, wobei die Menge an erneut gelösten Mg-Si-Ausscheidungen
abhängig von den Bedingungen für die Lösungswärmebehandlung
variieren.
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Die
Lösungswärmebehandlung/das erneute Erwärmen
werden vorzugsweise unter den nachstehend genannten empfohlenen
Bedingungen durchgeführt. Es ist jedoch schwierig, Ausscheidungen
im Hinblick auf die Produktivität in einem tatsächlich
durchgeführten Herstellungsverfahren vollständig
erneut zu lösen, und die Einstellung durch den vorstehend
genannten Parameter (iii) ist beschränkt.
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Demgemäß ist
es wichtig, die Größenverteilung von Ausscheidungen
in dem warmgewalzten Blech einzustellen, um die festgelegten spezifischen
Mengen an gelösten Elementen zu erreichen.
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Zur
Einstellung der Größenverteilung wird das Vorwarmwalzen
in dem Warmwalzschritt vorzugsweise mit einer Geschwindigkeit durchgeführt,
die höher ist als in einem normalen Temperaturverlauf.
Dies beruht darauf, wie die Temperatur einer Stelle abhängig
von der vergangenen Zeit während des Vorwarmwalzens variiert.
Insbesondere ist ein Temperaturverlauf, der eine Ausscheidungskurve
von Mg2Si-Ausscheidungen und eine Ausscheidungskurve
einer elementaren Siliziumausscheidung schneidet, vorzugsweise verkürzt.
Die Ausscheidungskurven und die Temperaturverläufe sind
in der 1 beispielhaft veranschaulicht.
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Nach
intensiven Untersuchungen und Experimenten haben die vorliegenden
Erfinder gefunden, dass die Größenverteilung von
Mg-Si-Ausscheidungen abhängig von dem Temperaturverlauf
vom Beginn bis zum Ende des Vorwalzens variiert und dass die Mengen
an festen Lösungen in einem Endprodukt durch Einstellen des
Temperaturverlaufs eingestellt werden können.
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Insbesondere
durch Einstellen der Walzzeit beim Vorwalzen auf einen kürzeren
Wert als beim gewöhnlichen Vorwalzen kann das Verhältnis
der gelösten Siliziummenge zu der gelösten Magnesiummenge
auf 2 oder weniger eingestellt werden, wodurch eine Alterungsver schlechterung
von Eigenschaften bei Raumtemperatur gehemmt werden kann. Dies ist
wahrscheinlich auf den folgenden Grund zurückzuführen.
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Grundsätzlich
befindet sich die Wölbung der Ausscheidungskurve von Mg2Si-Ausscheidungen bei einer höheren
Temperatur als diejenige einer elementaren Siliziumausscheidung
und die gelöste Magnesiummenge neigt aufgrund einer Ausscheidung
in diesem Bereich in einem Blech aus einer Aluminiumlegierung, das
die spezifische Zusammensetzung aufweist, zu einer Verminderung.
Darüber hinaus neigt elementares Silizium bei mittleren
Temperaturen beim Vorwalzen zu einer Ausscheidung in einer erhöhten
Menge. Demgemäß wird durch ein Verkürzen
der Walzzeit beim Vorwalzen die Ausscheidung bei höheren
Temperaturen beschleunigt, die Große von gebildeten Mg2Si-Ausscheidungen wird vermindert und eine
Menge an gelöstem Magnesium in einem ausreichenden Niveau
wird erhalten. Folglich wird das Verhältnis der gelösten
Siliziummenge zu der gelösten Magnesiummenge auf 2 oder
weniger eingestellt.
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Das
Vorwalzen wird vorzugsweise bei einer Anfangstemperatur von 490°C
bis 380°C und einer Endtemperatur von 430°C bis
350°C für eine Walzzeit zwischen dem Beginn und
dem Ende von 10 min oder weniger durchgeführt. Wenn die
Anfangstemperatur des Vorwalzens 490°C übersteigt,
können Ausscheidungen grob werden. Wenn die Anfangstemperatur
im Gegensatz dazu niedriger als 380°C ist, nimmt eine elementare Siliziumausscheidung
zu. Die Anfangstemperatur des Vorwalzens beträgt mehr bevorzugt
450°C bis 380°C. Die Walzzeit beträgt
mehr bevorzugt 9 Minuten oder weniger. Wenn die Anfangstemperatur
des Vorwalzens auf etwa 490°C eingestellt wird, beträgt
die Walzzeit vorzugsweise 8 Minuten oder weniger, da die Ausscheidungsgeschwindigkeit
mit steigender Temperatur zunimmt. In diesem Zusammenhang beträgt
die Walzzeit in einem bekannten Vorwalzverfahren etwa 15 Minuten,
wodurch feste Lösungen in gut ausgewogenen Mengen (mit
einem guten Verhältnis) nicht erhalten werden können.
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Empfohlene
Bedingungen und Parameter von Blechen aus einer Aluminiumlegierung
zur Verbesserung des Biegevermögens und zur Hemmung des
Auftretens von Riefenmarkierungen werden nachstehend veranschaulicht.
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Einstellung der Korngröße
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Die
folgenden Bedingungen sind zum Erhalten der gewünschten
Korngrößen an zwei Punkten bevorzugt, wobei die
zwei Punkte ein Punkt in einem zentralen Teil in einer Dickenrichtung
des Blechs und ein optionaler Punkt in einer Oberflächenschicht
sind, die zwischen der äußersten Oberfläche
und einer Tiefe von einem Viertel in einer Dickenrichtung des Blechs
liegt. insbesondere ist es bevorzugt, dass das Vorwalzen in dem
Warmwalzschritt bei einer Anfangstemperatur von 350°C bis
500°C durchgeführt wird, das Fertigwalzen in dem
Warmwalzschritt bei einem Gesamtreduktionsgrad von 90% oder mehr
und bei einer Endtemperatur von 350°C oder weniger durchgeführt
wird und das Blech mit einer durchschnittlichen Spannung von 20
MPa oder mehr zu einem Coil gewickelt wird.
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Wenn
die Anfangstemperatur des Vorwalzens in dem Warmwalzschritt niedriger
als 350°C ist, kann eine Rekristallisation nach dem Warmwalzen
gegebenenfalls nicht ausreichend ablaufen und eine Verformungstextur
kann wachsen, wodurch das Auftreten von Riefenmarkierungen verursacht
wird. Im Gegensatz dazu kann dann, wenn die Anfangstemperatur des
Vorwalzens 500°C übersteigt, während
des Warmwalzens eine Rekristallisation stattfinden, so dass grobe
rekristallisierte Körner gebildet werden, wodurch rekristallisierte
Körner von Kristallorientierungskomponenten häufig
streifenartig ausgerichtet sein können, so dass Riefenmarkierungen
verursacht werden.
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Wenn
die Endtemperatur beim Fertigwalzen in dem Warmwalzschritt 350°C übersteigt,
ist es wahrscheinlich, dass grobe rekristallisierte Körner
auftreten, wodurch rekristallisierte Körner in einer spezifischen Orientierung
des Blechs streifenartig ausgerichtet werden. Dies kann auch auftreten,
wenn die durchschnittliche Spannung während des Wickelns
des Blechs zu einem Coil weniger als 20 MPa beträgt.
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Wenn
die Endtemperatur beim Fertigwalzen weniger als 280°C beträgt,
kann eine Rekristallisation nach dem Warmwalzen gegebenenfalls nicht
ausreichend ablaufen und eine Verformungstextur kann wachsen, wodurch
das Auftreten von Riefenmarkierungen verursacht wird. Demgemäß beträgt
die Endtemperatur des Fertigwalzens in dem Warmwalzschritt vorzugsweise
280°C oder mehr und 350°C oder weniger.
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Anlassen des warmgewalzten
Blechs
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Ein
Anlassen (Zwischenanlassen) des warmgewalzten Blechs vor dem Kaltwalzen
wird für eine höhere Herstellungseffizienz und
für niedrigere Herstellungskosten vorzugsweise nicht durchgeführt.
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Kaltwalzen
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Das
warmgewalzte Blech wird einem Kaltwalzen unterzogen, um ein kaltgewalztes
Blech (einschließlich eines Coils) mit einer gewünschten
Dicke zu erhalten.
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Lösungswärmebehandlung
und Abschreckbehandlung („Quenching")
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Dispergierte
Teilchen (dispergierte Körner), die als Ergebnis der Homogenisierung
(Halten) des Blocks aus einer Aluminiumlegierung gebildet worden
sind, weisen kontrollierte Größen und eine Verteilung
auf, die sie als Keimbildungsstellen für Körner
geeignet machen, die während des Warmwalzens rekristallisiert
werden. Diese dispergierten Teilchen werden vorzugsweise als Rekristallisationskeime
verwendet, um rekristallisierte Kristalle mit statistischen Orientierungen
zu erhalten, um das Auftreten von Riefenmarkierungen während
der letzten Lösungswärmebehandlung und Abschreckbehandlung
zu verhindern. Zu diesem Zweck wird die letzte Lösungswärmebehandlung
bei einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 100°C/Minute
oder mehr durchgeführt. Die dispergierten Teilchen wirken
als Keime zur Bildung rekristallisierter Kristalle, die statistische
Orientierungen aufweisen, während eines solchen Temperaturanstiegsvorgangs
mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 100°C/Minute
oder mehr in der letzten Lösungswärmebehandlung.
Die Temperaturanstiegsgeschwindigkeit in der letzten Lösungswärmebehandlung
beträgt mehr bevorzugt 200°C/Minute oder mehr, und
noch mehr bevorzugt 300°C/Minute oder mehr.
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Die
Lösungswärmebehandlung wird vorzugsweise bei einer
Temperatur durchgeführt, die gleich oder höher
als 500°C ist und gleich oder niedriger als der Schmelzpunkt
der Legierung ist. Folglich scheiden sich Alterungsausscheidungen
in den Körnern durch eine künstliche Alterungsbehandlung
nach dem Formpressen des Blechs, wie z. B. einer Lackeinbrennhärtungsbehandlung,
ausreichend ab. Diese Ausscheidungen tragen zu einer höheren
Festigkeit bei.
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Wenn
eine Abschreckbehandlung von der Temperatur der Lösungswärmebehandlung
mit einer niedrigen Abkühlungsgeschwindigkeit durchgeführt
wird, ist es wahrscheinlich, dass Silizium, Mg2Si
und andere Teilchen an Korngrenzen ausgeschieden werden, was ein
Reißen während des Formpressens und Biegens verursacht,
wodurch die Formbarkeit verschlechtert wird. Um dies zu vermeiden,
wird die Abschreckbehandlung vorzugsweise mit einer hohen Abkühlungsgeschwindigkeit
von 10°C/Sekunde oder mehr unter Verwendung eines geeigneten
Abkühlungsverfahrens unter geeigneten Abkühlungsbedingungen
durchgeführt. Solche Abkühlungsverfahren umfassen
Luftkühlverfahren, wie z. B. das Kühlen mit Ge bläsen,
und Wasserkühlverfahren, wie z. B. Nebelkühlen,
Sprühkühlen und Eintauchen in Wasser.
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Eine
Voralterungsbehandlung kann nach der Abschreckbehandlung durchgeführt
werden, um die Ausscheidung von Alterungsausscheidungen, die zu
einer höheren Festigkeit beitragen, zu beschleunigen. Folglich
kann die Alterungshärtbarkeit während einer künstlichen
Alterungsbehandlung typischerweise in einem Lackeinbrennschritt
einer geformten Blechtafel weiter erhöht werden. Die Voralterungsbehandlung
wird vorzugsweise durch Halten des Gegenstands bei Temperaturen
innerhalb von Bereichen von 60°C bis 150°C, vorzugsweise
von 70°C bis 120°C für 1 bis 24 Stunden
durchgeführt. Wenn die Voralterungsbehandlung durchgeführt
wird, ist es bevorzugt, dass die vorhergehende Abschreckbehandlung
bei einer hohen Abkühlungsendtemperatur von 60°C
bis 150°C durchgeführt wird und dass der Gegenstand
der Voralterungsbehandlung mit oder ohne erneutes Erwärmen
sofort nach dem Abschluss der Abschreckbehandlung (nach dem Abschluss des
Abkühlens) der Voralterungsbehandlung unterzogen wird.
Es ist auch bevorzugt, dass ein Gegenstand nach der Lösungswärmebehandlung
einer Abschreckbehandlung auf Raumtemperatur unterzogen wird, sofort (innerhalb
von 5 Minuten) nach dem Abschluss der Abschreckbehandlung auf 60°C
bis 150°C erwärmt wird und der Voralterungsbehandlung
unterzogen wird.
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Darüber
hinaus kann eine Wärmebehandlung (künstliche Alterungsbehandlung)
bei einer relativ niedrigen Temperatur sofort nach der Voralterungsbehandlung
durchgeführt werden, um das natürliche Altern
zu hemmen. Wenn eine gewisse Verzögerung zwischen der Voralterungsbehandlung
und dem Beginn der künstlichen Alterungsbehandlung vorliegt,
kann eine natürliche Alterung im Lauf der Zeit selbst nach
der Voralterungsbehandlung auftreten. Sobald eine natürliche
Alterung auftritt, ist es schwierig, die Vorteile der Wärmebehandlung
bei relativ niedrigen Temperaturen (künstliche Alterungsbehandlung)
zu erhalten.
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Wenn
eine kontinuierliche Lösungswärme/Abschreckbehandlung
durchgeführt wird, kann die Abschreckbehandlung bei einer
hohen Endtemperatur innerhalb des Bereichs der Voralterungstemperaturen
abgeschlossen werden und der Gegenstand kann als Coil aufgewickelt
werden, während bei der hohen Temperatur gehalten wird.
In diesem Fall kann der Gegenstand vor dem Aufwickeln als Coil erneut
erwärmt werden und/oder der Gegenstand kann nach dem Aufwickeln
als Coil bei der Temperatur gehalten werden. Es ist auch akzeptabel,
dass der Gegenstand einer Abschreckbehandlung auf Raumtemperatur
unterzogen wird, der abgeschreckte Gegenstand erneut auf den Temperaturbereich
erwärmt wird und bei einer solchen hohen Temperatur als
Coil aufgewickelt wird.
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Es
ist auch möglich, die Festigkeit durch die Durchführung
einer Alterungsbehandlung bei hohen Temperaturen und/oder einer
Stabilisierungsbehandlung gemäß der Verwendung
und den erforderlichen Eigenschaften des Endprodukts weiter zu erhöhen.
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Einige
Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung werden nachstehend
unter Bezugnahme auf Beispiele und Vergleichsbeispiele detaillierter
beschrieben. Diese Beispiele werden jedoch lediglich beispielhaft
veranschaulicht und sollen den Schutzbereich der vorliegenden Erfindung
keinesfalls beschränken. Der Fachmann sollte beachten,
dass verschiedene Modifizierungen, Kombinationen, Unterkombinationen
und Veränderungen abhängig von den Gestaltungsanforderungen
und anderen Faktoren durchgeführt werden können,
so lange sie innerhalb des Schutzbereichs der beigefügten
Ansprüche oder deren Äquivalente liegen.
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Experimentelles Beispiel
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Blöcke
aus Aluminiumlegierungen wurden unter den in der Tabelle 2 gezeigten
Bedingungen homogenisiert, warmgewalzt, kaltgewalzt, einer Lösungswärmebehandlung
und einer Abschreckbehandlung unterzogen und dadurch wurden Bleche
aus einer Aluminiumlegierung der 6000-Reihe mit den in der Tabelle
1 gezeigten Zusammensetzungen A bis M erhalten. Das Symbol „–"
beim Gehalt der jeweiligen Elemente in der Tabelle 1 bedeutet, dass
der fragliche Gehalt unterhalb der Nachweisgrenze liegt.
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Die
detaillierten Herstellungsbedingungen der Aluminiumlegierungsbleche
sind wie folgt. Insbesondere wurden Blöcke aus Aluminiumlegierungen
mit Zusammensetzungen, die in der Tabelle 1 gezeigt sind, und einer
Dicke von 500 mm, einer Breite von 2000 mm und einer Länge
von 7 m gemäß einem DC-Gießen gegossen.
Diese Blöcke wurden mit Ausnahme eines Teils davon (Probe
Nr. 10) einer Doppelhomogenisierung unterzogen. Die Probe Nr. 10
wurde einer Einzelhomogenisierung bei 550°C für
4 Stunden unterzogen und ein Vorwalzen beim Warmwalzen wurde bei
dieser Temperatur sofort nach dem Homogenisieren ohne Abkühlen begonnen.
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Bei
der Doppelhomogenisierung wurden die Blöcke 4 Stunden bei
550°C homogenisiert (erste Homogenisierung) und die homogenisierten
Blöcke wurden mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit
von 60°C/Stunde in einem Tiefofen unter Verwendung von
Gebläsen bis zu einer Temperatur von 200°C oder
weniger Gebläseluft-gekühlt. Die gekühlten
Blöcke wurden wieder auf 400°C erwärmt
und bei dieser Temperatur wurde mit dem Vorwalzen beim Warmwalzen
begonnen.
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Die
Blöcke wurden dann bis zu einer Dicke von 2,5 mm warmgewalzt.
Insbesondere wurden ein Vorwalzen und ein Fertigwalzen als Warmwalzen
durchgeführt, um warmgewalzte Bleche mit einer Dicke von
2,5 mm zu erhalten. Die Endtemperaturen des Vorwalzens und die Endtemperaturen
des Fertigwalzens sind in der Tabelle 2 gezeigt. Die warmgewalzten
Bleche wurden bei einem Reduktionsgrad beim Kaltwalzen von 60% ohne
Zwischenanlassen direkt kaltgewalzt und ergaben dadurch kaltgewalzte
Bleche mit einer Dicke von 1,0 mm.
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Die
kaltgewalzten Bleche wurden mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit
von etwa 300°C/Minute erwärmt und zu dem Zeitpunkt,
an dem sie eine Lösungswärmebehandlungstemperatur
von 550°C erreicht hatten, wurden sie einer Lösungswärmebehandlung
durch Halten bei dieser Temperatur für 5 Sekunden unterzogen
und dann sofort mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von
100°C/Sekunde oder mehr in einem kontinuierlichen Wärmebehandlungssystem
auf Raumtemperatur abgeschreckt. Innerhalb von 5 Minuten (sofort) nach
dem Abschrecken wurden die abgeschreckten Bleche einer Voralterungsbehandlung
(erneutes Erwärmen) des Haltens bei 100°C für
2 Stunden unterzogen. Die vorgealterten Bleche wurden mit einer
Abkühlungsgeschwindigkeit von 0,6°C/Stunde allmählich
abgekühlt und ergaben dabei Bleche im T4-Zustand (T4-Bleche).
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Blechproben
(Rohlinge) wurden von den T4-Blechen (Bleche aus einer Aluminiumlegierung
nach einer thermischen Feinungsbehandlung) ausgeschnitten. Die Blechproben
wurden bei Raumtemperatur stehengelassen, um einer natürlichen
Alterung zu unterliegen, worauf die durchschnittliche Korngröße,
die Menge an gelöstem Silizium, die Menge an gelöstem
Magnesium und andere Eigenschaften der Blechproben gemessen und
bewertet wurden.
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Die
durchschnittliche Korngröße, die Menge an gelöstem
Silizium und die Menge an gelöstem Magnesium wurden gemäß den
folgenden Verfahren gemessen.
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Durchschnittliche Korngröße
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Die
durchschnittliche Korngröße einer Blechprobe wurde
von einer Blechoberflächenrichtung unter Verwendung eines
SEM-EBSP-Systems bewertet. Dies wurde an zwei Punkten durchgeführt,
einschließlich eines Punkts in einem zentralen Teil in
einer Dickenrichtung des Blechs und einem optionalen Punkt in einer Oberflächenschicht,
die sich zwischen der äußersten Oberfläche
und einem Viertel der Tiefe in einer Dickenrichtung des Blechs befindet.
Beispiele für das SEM- und das EBSP-Analysesystem, die
hier verwendet werden, sind ein Rasterelektronenmikroskop, das von
JEOL erhältlich ist (JEOL JSM5410), und ein EBSP- Analysesystem
(Orientierungsbildgebungsmikroskopie, OIM), das von TSL Solutions
K. K. erhältlich ist. Die Blechprobe wurde in einem Bereich
von 1000 μm Breite und 1000 μm Länge
bei einem Messschrittintervall von z. B. 3 μm oder weniger
bei einer Orientierungsdifferenz zwischen Korngrenzen von 15 Grad
oder mehr gemessen.
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Menge an gelöstem
Silizium und an gelöstem Magnesium
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Die
Mengen von festen Lösungen wurden mit einer Blechprobe
nach der thermischen Feinungsbehandlung und einem anschließenden
natürlichen Altern für 15 Tage bestimmt. Die Mengen
von festen Lösungen wurden in der folgenden Weise bestimmt.
Insbesondere wurde die Blechprobe in heißem Phenol gelöst, der
Rückstand (dispergierte Teilchen in der Probe) wurde durch
Filtration unter Verwendung eines Filters mit einer Porengröße
von 0,1 μm davon abgetrennt und der Siliziumgehalt und
der Magnesiumgehalt des Filtrats wurden durch induktiv gekoppelte
Plasmaemissionsspektroskopie (ICP) bestimmt und der bestimmte Silizium- und
Magnesiumgehalt wurde als die Menge an gelöstem Silizium
bzw. die Menge an gelöstem Magnesium definiert. Insbesondere
umfassen diese Werte auch die Mengen an Silizium und Magnesium,
die in Teilchen mit einer Größe von 0,1 μm
oder weniger enthalten sind.
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Als
Eigenschaften einer Blechprobe wurden die Riefenmarkierungsbeständigkeit,
die 0,2%-Streckgrenze (AS-Streckgrenze: MPa) und die 0,2%-Streckgrenze
nach einer künstlichen Alterungsbehandlung (Streckgrenze
nach dem Einbrennhärten: MPa) mit einer Blechprobe nach
der thermischen Feinungsbehandlung und einem anschließenden
natürlichen Altern für 15 Tage bestimmt. Darüber
hinaus wurde das Biegevermögen analysiert. Diese Eigenschaften
wurden gemäß den folgenden Verfahren bestimmt.
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Riefenmarkierungsbeständigkeit
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Die
Riefenmarkierungsbeständigkeit eines Blechprodukts aus
einer Aluminiumlegierung kann sogar vor der Durchführung
eines Formpressens und Lackierens (Beschichtens) bestimmt werden.
Insbesondere wurde die Oberflächenrauhigkeit Ra einer Blechprobe
nach einem Zugtest gemessen, bei dem die Blechprobe um 15% in einer
Richtung senkrecht zur Walzrichtung gestreckt wurde. Eine Blechprobe
mit einer Oberflächenrauhigkeit Ra nach einem Strecken
von 15% von 10 μm oder weniger wurde so bewertet, dass
sie eine hervorragende Riefenmarkierungsbeständigkeit während
des Formens aufweist.
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Die
Oberflächenrauhigkeit Ra (arithmetische durchschnittliche
Rauhigkeit) der Blechprobe wurde durch Messen der Rauhigkeit (Vorwölbungen
und Vertiefungen) der Oberfläche der Blechprobe mit einem Stift-Oberflächenprofilometer
gemäß der Definition und dem Messverfahren bestimmt,
die in JIS B0601 festgelegt sind.
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Der
Zugtest zum Strecken wurde in der folgenden Weise durchgeführt.
Insbesondere wurde ein Nr. 5-Prüfkörper gemäß JIS
Z2201 (25 mm breit, 50 mm GL (Messlänge) und 2,5 mm dick)
als Probe von dem Blech aus einer Aluminiumlegierung nach der thermischen
Feinungsbehandlung und einem anschließenden natürlichen
Altern für 15 Tage genommen und der Prüfkörper
wurde bei Raumtemperatur gestreckt. Der Prüfkörper
wurde als Probe in einer Richtung senkrecht zur Walzrichtung genommen
und die Zugrichtung war eine Richtung senkrecht zur Walzrichtung.
Der Zugtest wurde bei einer Streckrate von 5 mm/Minute, bis die
Probe eine 0,2%-Streckgrenze zeigte, und danach bei einer Streckrate
von 20 mm/min durchgeführt.
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Zur
Unterstützung der Bestimmung der Riefenmarkierungsbeständigkeit
durch Strecken wurden Orangenhautoberflächen untersucht.
Insbesondere wurde das Blech aus einer Aluminiumlegierung nach der thermischen
Feinungsbehandlung und einem anschließenden natürlichen
Altern für 15 Tage einem Ziehformen unterzogen und dadurch
wurde ein Formgegenstand erhalten, und die Gegenwart oder Abwesenheit
von Orangenhautoberflächen auf der gesamten Oberfläche
des Formgegenstands wurde visuell untersucht. Eine Probe ohne Orangenhautoberflächen
wurde als hervorragend bewertet, eine Probe mit einigen, jedoch
partiellen und kleinen Orangenhautoberflächen wurde als
gut bewertet und eine Probe mit großen Orangenhautoberflächen
auf der gesamten Oberfläche wurde so bewertet, dass sie
eine schlechte Riefenmarkierungsbeständigkeit aufweist.
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Das
Ziehformen wurde wie folgt durchgeführt. Insbesondere wurde
ein Prüfkörper mit einem Durchmesser von 100 mm
durch Stanzen aus der Blechprobe nach der thermischen Feinungsbehandlung
und einem anschließenden natürlichen Altern für
15 Tage hergestellt. Der Prüfkörper wurde mit
einem Erichsen-Testgerät unter Verwendung einer 50%igen
Verdünnung von Castrol Probe Nr. 700 (Handelsbezeichnung,
Castrol Ltd.) als Schmiermittel zu einem Becher geformt. Das Ziehformen
wurde unter Verwendung eines Stempels mit einem Durchmesser von
50 mm und einem Schulterradius R von 4,5 mm und einer Matrize mit
einem Durchmesser von 65,1 mm und einem Schulterradius R von 14
mm bei einer Rohlinghaltekraft von 500 kgf und einem Ziehverhältnis
von 2 (Ziehrate von 50%) durchgeführt.
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AS-Streckgrenze bzw. Formänderungs-
bzw. Umformfestigkeit
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Ein
Nr. 5-Prüfkörper gemäß JIS Z2201
(25 mm breit, 50 mm GL (Messlänge) und 2,5 mm dick) wurde als
Probe von einem Blech aus einer Aluminiumlegierung sofort nach der
thermischen Feinungsbehandlung genommen. Der Prüfkörper
wurde als Probe in einer Richtung senkrecht zur Walzrichtung genommen
und einem Zugtest bei Raumtemperatur unterzogen. Der Raumtemperatur-Zugtest
wurde bei einer Raumtemperatur von 20°C gemäß JIS
Z2241 (1980) (Zugtestverfahren für Metallmaterialien) durchgeführt.
Der Zugtest wurde bei einer konstanten Kreuzkopfgeschwindigkeit
von 5 mm/Minute bis zum Reißen des Prüfkörpers
durchgeführt. Folglich wurde die 0,2%-Streckgrenze gemäß diesem
Verfahren bestimmt und diese wurde als „AS-Streckgrenze"
als Durchschnitt von fünf Prüfkörpern
(N = 5) definiert.
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Streckgrenze bzw. Formänderungs-
bzw. Umformfestigkeit nach dem Einbrennhärten
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Zur
Bewertung des künstlichen Alterungsvermögens (Einbrennhärtbarkeit)
wurde ein Prüfkörper durch Unterziehen einer Blechprobe
aus einer Aluminiumlegierung einem simulierten Schritt eines Formpressens
zu einer Blechtafel hergestellt und die Streckgrenze nach dem Einbrennhärten
des Prüfkörpers wurde bestimmt. Insbesondere wurde
im Vorhinein eine Dehnung von 2% auf den Nr. 5-Prüfkörper
gemäß JIS Z2201 ausgeübt und der Prüfkörper
wurde für einen kurzen Zeitraum von 20 Minuten einer künstlichen
Alterungsbehandlung bei einer niedrigen Temperatur von 170°C
unterzogen. Der behandelte Prüfkörper wurde einem
Raumtemperatur-Zugtest unter den vorstehend genannten Bedingungen
unterzogen, die 0,2%-Streckgrenze des Prüfkörpers
wurde bestimmt und dies wurde als die Streckgrenze nach dem Einbrennhärten
(MPa) definiert. Die Zugrichtung in dem Test war parallel zur Walzrichtung.
Eine Probe mit einer Streckgrenze nach dem Einbrennhärten
von 190 MPa oder mehr wurde so bewertet, dass sie eine gute Einbrennhärtbarkeit
aufweist.
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Biegevermögen
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Ein
Biegeprüfkörper mit einer Länge von 150
mm und einer Breite von 30 mm wurde von der Blechprobe nach der
thermischen Feinungsbehandlung und einem anschließenden
natürlichen Altern für 15 Tage als Probe genommen.
Der Prüfkörper wurde einer Flachfalzbildung unterzogen,
wobei eine Außenblechtafel für ein Kraftfahrzeug
simuliert wurde, und dessen Biegevermögen wurde bewertet.
Insbesondere wurde der Biegeprüfkörper einem scharfen
180 Grad-Biegen mit einem inneren Biegeradius R von etwa 0,25 mm
nach dem Anwenden einer Vordehnung von 10% unterzogen. Es wurde
visuell bewertet, wie eine Rissbildung in dem Umfang des Prüfkörpers
nach dem Biegen aufgetreten war und das Biegevermögen wurde
in fünf Bewertungsstufen gemäß den folgenden
Kriterien bewertet:
- 0: Der Prüfkörper
zeigt weder Orangenhautoberflächen noch einen Riss.
- 1: Der Prüfkörper zeigt geringfügige
Orangenhautoberflächen, jedoch keinen Riss.
- 2: Der Prüfkörper zeigt einige Orangenhautoberflächen,
jedoch keinen Riss (auch keinen feinen Riss).
- 3: Der Prüfkörper zeigt feine Risse.
- 4: Der Prüfkörper zeigt einen großen
Riss, jedoch nicht in dem Ausmaß, wie es in der Bewer tungsstufe
5 definiert ist.
- 5: Der Prüfkörper zeigt zwei oder mehr große
Risse.
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Eine
Probe mit einem Biegevermögen der Bewertungsstufen 0 bis
2 war als Außenblechtafel für ein Kraftfahrzeug
akzeptabel und eine Probe mit einem Biegevermögen der Bewertungsstufen
3 bis 5 war nicht akzeptabel. In diesem Test wurde eine Innenblechtafel
nicht in einen Falz eingesetzt, und zwar für die Annahme,
dass eine sehr dünne Innenblechtafel zwischen dem Falz
sandwichartig angeordnet ist.
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Alterungsverschlechterung von Eigenschaften
durch eine natürliche Alterung: Bewertung durch das Biegevermögen
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Eine
Blechprobe wurde aus dem T4-Blech (Blech aus einer Aluminiumlegierung
nach der thermischen Feinungsbehandlung) ausgeschnitten und für
drei Monate einer natürlichen Alterung (Stehenlassen bei
Raumtemperatur) unterzogen. Das Biegevermögen der Blechprobe
nach der thermischen Feinungsbehandlung und einem anschließenden
3-monatigen natürlichen Altern wurde bestimmt. Das Biegevermögen
wurde hier in einer ähnlichen Weise wie bei der Bewertung
des Biegevermögens bestimmt. Insbesondere wurde ein Biegeprüfkörper
mit einer Länge von 150 mm und einer Breite von 30 mm aus
der Blechprobe nach dem 3-monatigen natürlichen Altern
ausgeschnitten und einem scharfen 180 Grad-Biegen mit einem inneren
Biegeradius R von etwa 0,25 mm nach dem Anwenden einer Vordehnung
von 10% unterzogen. Das Biegevermögen wurde wie bei der
Bewertung des Biegevermögens in fünf Bewertungsstufen
bewertet.
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Die
Ergebnisse sind in den Tabellen 3 und 4 gezeigt. Die Tabellen 1
bis 4 zeigen das Folgende. Die Proben der Vergleichsbeispiele (Proben
Nr. 10 bis 17) sind bezüglich einem oder mehreren der Riefenmarkierungsbeständigkeit
während des Formens, der Streckgrenze nach dem Einbrennhärten,
dem Biegevermögen nach der thermischen Feinungsbehandlung und
einem anschließenden natürlichen Altern für
15 Tage und dem Biegevermögen nach der thermischen Feinungsbehandlung
und einem anschließenden natürlichen Altern für 3
Monate schlecht. Einige davon zeigen eine signifikante Alterungsverschlechterung
des Biegevermögens durch natürliches Altern. Die
Alterungsverschlechterung des Biegevermögens wurde hier
durch die Differenz zwischen dem Biegevermögen nach der
thermischen Feinungsbehandlung und einem anschließenden
natürlichen Altern für 3 Monate und dem Biegevermögen
nach der thermischen Feinungsbehandlung und einem anschließenden
natürlichen Altern für 15 Tage oder durch das
Verhältnis dieser Differenz zu dem Biegevermögen nach
der thermischen Feinungsbehandlung und einem anschließenden
natürlichen Altern für 15 Tage bewertet.
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Insbesondere
weist die Probe Nr. 10 keine Oberflächenrauhigkeit Ra nach
einem Strecken von 15% von 10 μm oder weniger auf und weist
daher eine unzureichende Riefenmarkierungsbeständigkeit
während des Formens auf. Diese Probe wies ein hervorragendes
Biegevermögen der Bewertungsstufe 1 nach der thermischen
Feinungsbehandlung und einem anschließenden natürlichen
Altern für 15 Tage auf, jedoch nur ein schlechtes Biegevermögen
der Bewertungsstufe 3 nach der thermischen Feinungsbehandlung und
einem anschließenden natürlichen Altern für
3 Monate. Darüber hinaus zeigt die Probe eine starke Alterungsverschlechterung
des Biegevermögens durch natürliches Altern [(3 – 1)/1
= 2].
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Die
Probe Nr. 11 weist eine unzureichende Streckgrenze nach dem Einbrennhärten
von weniger als 190 MPa auf. Die Proben Nr. 12 und 13 weisen eine
unzureichende Streckgrenze nach dem Einbrennhärten von
weniger als 190 MPa auf, zeigen ein schlechtes Biegevermögen
der Bewertungsstufe 3 nach der thermischen Feinungsbehandlung und
einem anschließenden natürlichen Altern für
3 Monate und zeigen eine starke Alterungsverschlechterung des Biegevermögens
durch natürliches Altern [(3 – 1)/1 = 2]. Die
Probe Nr. 14 weist eine unzureichende Streckgrenze nach dem Einbrennhärten
von weniger als 190 MPa und eine Oberflächenrauhigkeit
Ra nach einem Strecken von 15% von mehr als 10 μm auf und
zeigt daher eine schlechte Riefenmarkierungsbeständigkeit
während des Formens. Diese Probe wurde auch so bewertet,
dass sie eine schlechte Riefenmarkierungsbeständigkeit
aufweist, da die Oberfläche des Formgegenstands nach dem
Ziehformen als „schlecht" bewertet wurde und da sie Orangenhautoberflächen
auf der gesamten Oberfläche zeigt. Die Probe Nr. 15 zeigt
ein schlechtes Biegevermögen der Bewertungsstufe 4 nach
der thermischen Feinungsbehandlung und einem anschließenden
natürlichen Altern für 3 Monate. Die Proben Nr.
16 und 17 zeigen ein schlechtes Biegevermögen der Bewertungsstufe
3 nach der thermischen Feinungsbehandlung und einem anschließenden
natürlichen Altern für 15 Tage und ein schlechtes
Biegevermögen der Bewertungsstufe 5 nach der thermischen
Feinungsbehandlung und einem anschließenden natürlichen
Altern für 3 Monate. Von den Proben Nr. 16 und 17 ist die
Probe Nr. 17 auch bezüglich der Riefenmarkierungsbeständigkeit
während des Formens unzureichend.
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Im
Gegensatz dazu sind die Proben der Beispiele der vorliegenden Erfindung
(Proben Nr. 1 bis 9) bezüglich allen Eigenschaften der
Riefenmarkierungsbeständigkeit während des Formens,
der Streckgrenze nach dem Einbrennhärten, des Biegevermögens
nach der thermischen Feinungsbehandlung und einem anschließenden
natürlichen Altern für 15 Tage und des Biegevermögens
nach der thermischen Feinungsbehandlung und einem anschließenden
natürlichen Altern für 3 Monate hervorragend.
Darüber hinaus zeigen sie eine geringe Alterungsverschlechterung
des Biegevermögens durch natürliches Altern.
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Wie
es vorstehend beschrieben worden ist, weisen Bleche aus einer Aluminiumlegierung
gemäß Ausführungsformen der vorliegenden
Erfindung eine hervorragende Raumtemperaturstabilität und
eine hervorragende Beständigkeit gegen eine Verschlechterung
von Eigenschaften durch ein natürliches Altern auf und
sie sind daher typischerweise zweckmäßig als Außenblechtafeln
für Kraftfahrzeuge verwendbar.
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ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur
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- - JP 2005-139537
A [0009]
- - JP 10-219382 A [0009]
- - JP 2000-273567 A [0009]
- - JP 2003-27170 A [0009]
- - JP 8-232052 A [0061]
- - JP 7-228956 A [0061]