DE102008004163B4

DE102008004163B4 - Blech aus einer Aluminiumlegierung

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Publication number: DE102008004163B4
Application number: DE102008004163A
Authority: DE
Inventors: Katsura Kobe Kajihara; Takeshi Kobe Kudo; Yasuhiro Kobe Aruga; Katsushi Kobe Matsumoto
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2007-01-18
Filing date: 2008-01-14
Publication date: 2010-06-24
Anticipated expiration: 2028-01-15
Also published as: US20080175747A1; CN101225491B; CN101225491A; DE102008004163A1; US7824607B2; JP2008174797A; JP5059423B2; KR20080068564A; KR100999208B1

Abstract

Blech aus einer Aluminiumlegierung als Al-Mg-Si-Aluminiumlegierungsblech, 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) umfasst, 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,
das Verhältnis der Menge an gelöstem Silizium (Si) zur Menge an gelöstem Magnesium (Mg) 1,1 bis 2 beträgt, und
die durchschnittlichen Korngrößen an zwei Punkten jeweils 45 μm oder weniger betragen, wobei die zwei Punkte ein Punkt in einem zentralen Teil in einer Dickenrichtung des Blechs und ein optionaler Punkt in einer Oberflächenschicht,
die zwischen der äußersten Oberfläche und einer Tiefe von einem Viertel in einer Dickenrichtung des Blechs liegt, sind,
wobei das Blech aus...

Description

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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
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).
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.
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.
Insbesondere wird ein Aluminiumlegierungsblech bereitgestellt, das eine hervorragende Raumtemperaturstabilität aufweist und gegen eine Verschlechterung von Eigenschaften durch ein natürliches Altern beständig ist.
Spezifische Ausführungsformen des Blechs aus einer Aluminiumlegierung sind wie folgt.
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, und die durchschnittlichen Korngrößen an zwei Punkten jeweils 45 μm oder weniger betragen, wobei die zwei Punkte ein Punkt in einem zentralen Teil in einer Dickenrichtung des Blechs und ein optionaler Punkt in einer Oberflächenschicht, die zwischen der äußersten Oberfläche und einer Tiefe von einem Viertel in einer Dickenrichtung des Blechs liegt, sind, wobei das Blech aus einer Aluminiumlegierung durch Homogenisieren eines Blocks aus einer Aluminiumlegierung, Abkühlen des homogenisierten Blocks, erneutes Erwärmen des abgekühlten Blocks, Varmwalzen des erneut erwärmten Blocks und Kaltwalzen des warmgewalzten Produkts ahne Anlassen hergestellt worden ist, und wobei 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 worden ist, und wobei die Endtemperatur beim Fertigwalzen in dem Warmwalzschritt 280°C oder mehr und 350°C oder weniger beträgt.
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.
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.
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.
Ein solches Blech aus einer Aluminiumlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung wird 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.
Das Vorwalzen bei dem Warmwalzen wird bei einer Anfangstemperatur von 490°C bis 380°C und einer Endtemperatur von 430°C bis 350°C für 10 min oder weniger durchgeführt.
Solche Bleche aus einer Aluminiumlegierung gemäß Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung können für Außenblechtafeln für Kraftfahrzeuge verwendet werden.
Erfindungsgemäße Bleche aus einer Aluminiumlegierung weisen eine hervorragende Raumtemperaturstabilität und Beständigkeit gegen eine Verschlechterung von Eigenschaften durch eine natürliche Alterung auf.
1 ist eine schematische Ansicht, die Temperaturverläufe zeigt, die Ausscheidungskurven von Ausscheidungen von Mg₂Si und elementarem Silizium schneiden.
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.
Die Gründe für die Festlegung von Parametern von Blechen aus einer Aluminiumlegierung gemäß Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung werden nachstehend beschrieben.
Menge an gelöstem Silizium und Menge an gelöstem Magnesium
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.
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.
Blechtafelmaterialien für Kraftfahrzeuge, die Aluminiumlegierungen der 6000-Reihe enthalten, sollten jedoch eine Lackeinbrennhärtbarkeit aufweisen. Demgemäß sollten die Unter grenzen der Mengen der gelösten Elemente auch festgelegt werden, um ein Minimum an Einbrennhärtbarkeit (Festigkeit nach dem Einbrennen) sicherzustellen.
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 Einbrennhärtbarkeit (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.
Verhältnis der gelösten Siliziummenge zur gelösten Magnesiummenge
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.
Des 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.
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.
Chemische Zusammensetzung
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.
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 Alu miniumlegierung 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.
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 Aluminiumlegierungen, 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.
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.
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.
Siliziumgehalt: 0,5% bis 1,5%
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.
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.
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.
Magnesiumgehalt: 0,35% bis 1,0%
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.
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.
Kupfergehalt: 0,001% bis 1,0%
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 ge gebenenfalls 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.
Mangangehalt: 0,01% bis 1,0%
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.
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.
Die Aluminiumlegierung-Mikrostruktur weist in der Praxis 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 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 durch schnittlichen 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.
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 eingestellt wird, Defekte verursacht werden, wie z. B. eine Rissbildung und Orangenhautoberflächen.
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.
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.
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.
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.
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 Japanese Industrial Standards festgelegt ist, innerhalb von Bereichen enthalten sein, welche die Eigenschaften der Bleche aus einer Aluminiumlegierung nicht negativ beeinflussen.
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.
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.
Das Verfahren zur Herstellung eines Blechs aus einer Aluminiumlegierung wird nachstehend detailliert veranschaulicht.
Schmelzen und Gießen
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.
Homogenisieren
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.
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.
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.
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 Ver minderung der Festigkeit, der Einbrennhärtbarkeit (Streckgrenze nach dem Einbrennhärten) und des Biegevermögens in dem Schritt des Durchführens einer Doppelhomogenisierung.
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.
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.
Warmwalzen
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.
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.
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.
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.
Demgemäß ist es wichtig, die Größenverteilung von Ausscheidungen in dem warmgewalzten Blech einzustellen, um die festgelegten spezifischen Mengen an gelösten Elementen zu erreichen.
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.
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.
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 Alterungsverschlechterung von Eigenschaften bei Raumtemperatur gehemmt werden kann. Dies ist wahrscheinlich auf den folgenden Grund zurückzuführen.
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 Größe 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.
Das Vorwalzen wird 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 bevorzugt 450°C bis 380°C. Die Walzzeit beträgt 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.
Empfohlene Bedingungen und Parameter von Blechen aus einer Aluminiumlegierung zur Verbesserung des Biegevermögens und zur Hemmung des Auftretens von Riefenmarkierungen werden nachstehend veranschaulicht.
Einstellung der Korngröße
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 380°C bis 490°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.
Wenn die Anfangstemperatur des Vorwalzens in dem Warmwalzschritt niedriger als 380°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 490°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.
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.
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 280°C oder mehr und 350°C oder weniger.
Anlassen des warmgewalzten Blechs
Ein Anlassen (Zwischenanlassen) des warmgewalzten Blechs vor dem Kaltwalzen wird für eine höhere Herstellungseffizienz und für niedrigere Herstellungskosten vorzugsweise nicht durchgeführt.
Kaltwalzen
Das warmgewalzte Blech wird einem Kaltwalzen unterzogen, um ein kaltgewalztes Blech (einschließlich eines Coils) mit einer gewünschten Dicke zu erhalten.
Lösungswärmebehandlung und Abschreckbehandlung („Quenching”)
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.
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.
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 Gebläsen, und Wasserkühlverfahren, wie z. B. Nebelkühlen, Sprühkühlen und Eintauchen in Wasser.
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.
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.
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.
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.
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.
Experimentelles Beispiel
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.
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.
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.
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.
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).
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.
Die durchschnittliche Korngröße, die Menge an gelöstem Silizium und die Menge an gelöstem Magnesium wurden gemäß den folgenden Verfahren gemessen.
Durchschnittliche Korngröße
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.
Menge an gelöstem Silizium und an gelöstem Magnesium
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.
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.
Riefenmarkierungsbeständigkeit
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.
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.
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.
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 grollen Orangenhautoberflächen auf der gesamten Oberfläche wurde so bewertet, dass sie eine schlechte Riefenmarkierungsbeständigkeit aufweist.
Das Ziehformen wurde wie folgt durchgeführt. Insbesondere wurde ein Prüfkörper mit einem Durchmesser von 100 mm durch Stanzen aus der Blechprobe nach der thermischen Fei nungsbehandlung 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.
AS-Streckgrenze bzw. Formänderungs- bzw. Umformfestigkeit
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.
Streckgrenze bzw. Formänderungs- bzw. Umformfestigkeit nach dem Einbrennhärten
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.
Biegevermögen
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 Bewertungsstufe 5 definiert ist.
5: Der Prüfkörper zeigt zwei oder mehr große Risse.
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.
Alterungsverschlechterung von Eigenschaften durch eine natürliche Alterung: Bewertung durch das Biegevermögen
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 ei nem 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.
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.
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].
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.
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.
Insbesondere weisen die Proben der Beispiele der vorliegenden Erfindung jeweils eine Oberflächenrauhigkeit Ra nach einem Strecken von 15% von 10 μm oder weniger auf, ergeben eine hervorragende Oberfläche eines ziehgeformten Gegenstands mit einigen, jedoch partiellen und kleinen Orangenhautoberflächen, weisen eine gute Riefenmarkierungsbeständigkeit auf und zeigen eine gute Streckgrenze nach einem Einbrennhärten von 190 MPa oder mehr. Darüber hinaus zeigen sie ein hervorragendes Biegevermögen der Bewertungsstufe 1 nach der thermischen Feinungsbehandlung und einem anschließenden natürlichen Altern für 15 Tage. Mit Ausnahme eines Teils der Proben (Probe Nr. 8) zeigen sie alle ein hervorragendes Biegevermögen der Bewertungsstufe 2 nach der thermischen Feinungsbehandlung und einem anschließenden natürlichen Altern für 3 Monate und diese Proben zeigen eine geringe Alterungsverschlechterung des Biegevermögens durch natürliches Altern [(2 – 1]/1 = 1]. Die Probe Nr. 8 zeigt ein Biegevermögen der Bewertungsstufe 2,5 nach der thermischen Feinungsbehandlung und einem anschließenden natürlichen Altern für 3 Monate, was zwischen der Bewertungsstufe 2 und der Bewertungsstufe 3 liegt. Das Biegevermögen wird hier nahe an der Bewertungsstufe 2 liegend bewertet und es ist nicht klar inakzeptabel und wird als akzeptabel bewertet. Von den Proben der Beispiele der vorliegenden Erfindung zeigen die Proben Nr. 1, 2 und 4 eine besonders hervorragende Riefenmarkierungsbeständigkeit.
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.

Claims

Blech aus einer Aluminiumlegierung als Al-Mg-Si-Aluminiumlegierungsblech, 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) umfasst, 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, das Verhältnis der Menge an gelöstem Silizium (Si) zur Menge an gelöstem Magnesium (Mg) 1,1 bis 2 beträgt, und die durchschnittlichen Korngrößen an zwei Punkten jeweils 45 μm oder weniger betragen, wobei die zwei Punkte ein Punkt in einem zentralen Teil in einer Dickenrichtung des Blechs und ein optionaler Punkt in einer Oberflächenschicht, die zwischen der äußersten Oberfläche und einer Tiefe von einem Viertel in einer Dickenrichtung des Blechs liegt, sind, wobei das Blech aus einer Aluminiumlegierung 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 worden ist, und wobei 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 worden ist, und wobei die Endtemperatur beim Fertigwalzen in dem Warmwalzschritt 280°C oder mehr und 350°C oder weniger beträgt.
Blech aus einer Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, das ein Al-Mg-Si-Aluminiumlegierungsblech mit Silizium-Überschuss ist, das ein Verhältnis, bezogen auf die Masse, des Siliziumgehalts zu dem Magnesiumgehalt von 1 oder mehr aufweist.
Blech aus einer Aluminiumlegierung nach Anspruch 1 oder 2, das 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) umfasst.
Blech aus einer Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, das 0,005 bis 0,2 Massenprozent Titan (Ti) mit oder ohne 0,0001 bis 0,05 Massenprozent Bor (B) umfasst.
Verwendung des Blechs aus einer Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4 in einer Außenblechtafel für Kraftfahrzeuge.