DE2714395C2 - Verfahren zum Herstellen von Blechen, Bändern und Dünnbändern - Google Patents

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von Blechen, Bändern und Dünnbändern mit hoher mechanischer Festigkeit, guter Verformbarkeit und geringer Zipfelbildung aus aushärtbaren Alumlniumleglerungen der Gattung AIMgSl durch Strang- oder Bandgießen, Warm- und Kaltwalzen.

Dünne Bleche aus Aluminium und Al-Leglerungen mittlerer bis hoher Festigkeit werden vielfach Im Wettbewerb oder In Kombination mit Weißblech für Dosen und Dosendeckel eingesetzt, wobei die häufigste Blechdicke 0,3 bis 0,2 mm beträgt. Eine weitere Reduzierung der Blechdicke setzt voraus, daß zum einen die Uniiormenergle zum Abwälzen der extrem dünnen Bleche Inner halb wirtschaftlicher Grenzen bleibt sowie zum anderen Beständigkeit und Festigkeit der Bleche ausreichen und durch gute Tiefzieheigenschaften, insbesondere durch Feinkorn und verläßlich niedrige Zipfel, restlos ausgenutzt werden können.

Diese generell an Dünnblech zur Dosei-herstellung gestellten Anforderungen werden bislang zum Veil auf verschiedenen Wegen erfüllt. So besitzt etwa Weißblech von vornherein die guten Festigkeits- und Verformungs eigenschaften von Elsen, muß aber durch eine Zinn schicht, welche zudem an Schnittkanten unterbrochen wird, korrosionsgeschützt wenden. Zudem erfordert die ru;he Naturhärte des Eisens zufolge der starken Verfestigung bzw. des stark ansteigenden Formänderungswlder- Standes beim Kaltwalzen dünner Bleche eine erheblich zunehmende Formänderungsarbelt bzw. Umfo;mernergie. Ähnlich kritisch steigen die Umformenergiekosten beim Kaltwalzen von Dünnblechen auch bei Verwendung von naturharicn AiMgiMrO-Legierungcn, z. B. zur Herstellung von Dosendeckeln mit bis zu 5% Magnesiumzusatz. Dort wird versucht, durch zahlreiche Abstufungen des Legierungsgehaltes die jeweils erforderliche Mindestfestigkeit bei bestimmten Enddicken wirtschaftlicher zu erreichen, indem man beispielsweise Zwischen- glühungen spart, dafür aber auf die Verformbarkeit fast völlig verzichtet oder Teillösungen sucht, bei denen Konzessionen an die Festigkeit und meist auch an die Tiefzleheigenschaften, besonders an die Zipfelbildung unvermeidlich sind, z. B. bei der Herstellung von halbharten

so Dosenkörpern mit zipfelbedingtem Besäumabfall bis zu 10%.

Aus der DE-PS 11 84 968 ist es bekannt, die genannten Anforderungen an dünne Dosenbleche wirtschaftlicher und umfassender als bei AIMg(Mn)-Leglerungen durch Verwendung von aushärtbaren Aluminiumlegierung^ -z. B. von AIMgSl 0,5 - zu erfüllen. Dort wird die Festigkell durch kombinierte Kaitairchärtuhg und Kaltverfestigung und Teil-Warmaushärtung auf Weißblech-Niveau angehoben, wobei die Tell-Warmaushärtung mit der bei Dosenblechen üblichen Einbrennlacklerung gekoppelt wird, welche Ihrerseits noch die Bruchdehnung erhöht. Die Legierungszusammensetzung wird hier im übrigen pauschal angegeben: »eine Aluminiumlegierung mit 0,3 bis 0,7% Mg und 0,3 bis 0,7% Sl...«, wobei ein angege benes Beispiel sich auf eine Legierung mit 0,4% Mg und 0,6% Si bezieht, also auf eine Zusammensetzung, die im

Al-Mg-Si-Diagramm Im homogenen Gebiet zwischen

dem MgiSl-Schnltt und der Solvus-Rlnne liegt.

Die in der DE-PS 11 84 968 angeführten »weiteren

wichtigen Vorteile« des Verfahrens, nämlich Lösungsglühen und Abschrecken bereits bei mindestens zweifacher, vorzugsweise sogar bei drei- bis fünffacher Enddicke und Blank walzen der noch aus umständlicher Topfofenglühung stammenden grauen Glühhaut-Oberfläche kenn- zeichnen jedoch einen unvollkommenen Stand der damaligen Technik. Mit den damr.ls zur Verfügung stehenden Glühöfen war die freie Wahl der optimalen Bedingungen für eine konsequente Einsparung von Umformenergie beim Walzen extrem dünner Bleche und für eine gezielte Feinkörnigkeit ohne Recknarben und Fließfiguren beim Tiefziehen, Insbesondere jedoch für eine minimale Zipfelbildung, eingeschränkt. Bei Verwendung von Inzwischen entwickelten Band-Durchlauföfen bringt die damit erreichbare spontane Rekristallisation bei ca. 500° C Lösungsglühtemperatur eine erheblich veränderte, freiere Wahl von optimalen Fertigungsbedingungen·, diese führt jedoch bei AIMgSl 0,5 und anderen genormten AIMgSi-Leglerungen Immer noch nicht ver-

läßlich zur Erfüllung der Inzwischen weiter gesteigerten Ansprüche.

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

So sind für die Herstellung von Blechen, Bändern und Dünnbändern aus aushärtbaren Aluminiumlegierungen der Gattung Al-Mg-Si, weiche hinsichtlich der gleichzeitig erstrebten, jedoch z. T. entgegenstehenden Eigenschaften Festigkeit, Verformbarkeit und geringe Zipfelbildung, ein Optimum darstellen, unübliche Silizium- und Magnesiumgehalte erforderlich.

In »Aluminium und Aluminiumlegierungen, 1965«, S. 754 bis 766, lehrt D. Altenpohl: »Durch einen Siliziumüberschuß gegenüber dem für Mg₂Si stochiometrischen Verhältnis wird die Löslichkeit des Magnesiumsilizids nicht merklich vermindert, hingegen s»ark durch einen Überschuß an Magnesium« und meint damit handelsübliche Al-Mg-Si-Legierungen, die mit ihrem Mg- und Si-Gehalt im homogenen ατ-Mlschkristallbereich, insbesondere zwischen dem Quasi-binären Mg₂Si-Schnitt und der Solvus-RInne von der Al-Ecke zur ternäreutektischen Al+Mg₂Si+Si-Ebene liegen.

Angesichts dieser Gegebenheiten hat sich der Erfinder das Ziel gesetzt, bei einem Verfahren der eingangs erwähnten Art unter Beseitigung der erkannten Mängel die Verformbarkeit zu verbessern sowie die Zipfelbildung gering zu halten. Durch eine günstige Einstellung der Legierungszusammensetzung sollen für bestimmte Verarbeitungsstufen optimierte Arbeltsbedingungen zu erreichen sein.

Die Lösung dieser Aufgabe besteht nun darin, den Magnesium- und den Sillziumgehalt der AIMgSi-Legierung so einzustellen, daß sie einen bei den für diese Gattung üblicher Hochglüh- oder Lösungsglühtemperaturen von 450 bis 550° C im sr-Mlschkristall unlösbaren, nach einem solchen Glühen In definiert feindisperser Form in der Matrix verbleibenden Siliziumüberschuß von mindestens 0,1%. vorzugsweise von mindestens 0,2% und Insgesamt höchstens 1,8% Silizium enthält.

Der Silizium- und Magnesiumgehiilt dieser Legierung ist erfindungsgemäß so einzustellen, daß er in einem Feld des ternären Zustandsdlagramms nach Flg. 1 für AlMgSl-Leglerungen mit den Eckpunkten

A = 1% Sillzlum/0,b% Magnesium
B = 1,8% Sllizlum/0,6% Magnesium
C = 1,8% Sillzium:0,2% Magnesium
D= 1,2% SlIlzlum/0,2% Magnesium liegt.

Vorzugsbereiche für den Siliziumgehalt sind 1,1 bis 1.6, 1.2 bis 1,6 und 1.2 bis \,5%. Ferner kann die Legierung gegebenenfalls Zusätze von jeweils maximal 0,3% Chrom, Mangan, Zirkonium und/oder Titan enthalten.

Jene Flg.] ist das ternäre Zustandsdiagramm der AIMgSl-Legierungen, d. h. das Diagramm der Löslichkeit im festen Zustand und ist dem Werk METALS HAND-BOOK. 8th Edition, VoI 8, Metallography, Structures and Phase Diagrams. ASM. 1973, S. 397 entnommen und in ein othogonales Koordinatensystem umgezeichnet.

Flg. 2 zeigt perspektivisch die räumliche Darstellung des interessanten Bereichs oberhalb der Isotherme 400' C.

Es Ist ersichtlich, daß der erfindungsgemäß einzustellende Zusammensetzungsbereich zwischen dem ternären Eutektlkum mit Eckrunl.. >l 1,16/Mg 0,68 und der daraus fallenden Solvus-Rinne einerseits und der Si-Abszlsse andererseits liegt, dies Im Gegensatz zu den üblichen AlMgSi-Legierungen, die generell in der Nähe des quasi binären Systems Al/MgjSi, im Bereich zwlsehen der Solvus-Rinne und der Mg-Ordinate, Hegen.

Es wird ferner deutlich, daß nach dem erfindungsgemäßen Verfahren die Al-Mg-Si-Legierungen einen solchen Siliziumgehalt aufweisen, daß selbst bei einer üblichen Hochglühung - z. B. bei 450 bis 550° C, bevorzugt

to 480 bis 530° C - das Silizium nicht vollständig In Lösung geht, sondern noch ein ungelöster Siliziumrest (Siliziumüberschuß) vorhanden ist, der nicht in feste Lösung übergeht, sondern in Form sehr feiner Partikel bzw. Partikelreste in der Matrix verbleibt.

In Flg. 2 ist außerdem erkennbar: für Mg = 0 (Null) ein Teil des binären Diagramms Al-Si mit dem Punkt E: Si 1,65/577°, ferner der ternäre Punkt F: Si 1,16/Mg 0,68/559° C, sowie entlang der Solvus-Rinne, die Punkte G: Si 1,04/Mg 0,66/550° C, H: Si Cv^0/Mg 0,54/500° C und I: Si 0,24/Mg 0,28/400° C und schließlich die trapezförmigen Grenzebenen KLMN bei 450 und 550° C des Bereiches der Hochglühtemperatur und bei 480 und 530° C für den Vorzugsbereich mit ihrem Zusammenwirken mi: dem erfindungsgemäß einzustellenden Bereich der Zusammensetzung.

Für die beabsichtigte Siliziumübersättigung ist der Siliziumgehalt nach unten durch die gekrümmte Fläche EFGHIP der Lösllchkeitsgrenze in festem Zustand derart begrenzt, daß er von der für die vorgesehene Glühtemperatur geltenden Löslichkeitsgrenze Abstand nimmt. Dieser Abstand soll mindestens 0,1%, vorzugsweise mindestens 0,2% SI entsprechen. Nach oben wird der Siliziumgehalt auf 1,8%, vorzugsweise 1,6%, besser noch 1,5%, begrenzt. Bei zu hohem Siliziumgehalt führt der große Siliziumüberschuß in unerwünschter Weise zu groben Heterogenitäten und sogar zu einer Koagullerung mit dem Erfolg, daß die Legierung eine schlechte Duktilltät aufweist.

Ein derartiger Siliziumüberschuß soll im übrigen bei jeder In Betracht kommenden Glühbehandlung in Hochtemperaturbereichen vorhanden sein, d. h. bei der BarrenhochglUhung wie auch bei der am fertigen. Produkt (Bleche, Bänder oder Dünnbänder) vor ^er Aushärtung erforderlichen sogenannten »Lösungsglühung«.

•*5 Die erfindungsgemäß herzustellende Legierung wird In bekannter Weise durch Stranggießen zu Walzbarren oder durch ein Bandgießverfahren zu Bändern vergossen, wobei infolge der raschen Abkühlung In der Gußstruktur feindisperse Ausscheidungen Im Bereich von etwa Vi μηη oder darunter sowie eine starke Übersättigung des Mischkristalls sichergestellt werden.

Die Legierung läßt sich sodann warm- und kaltwalzen, gegebenenfalls unter Einschaltung von Zwlschengltihungen. Bei der Glühung im Hochtemperaturuerelch der Walzbarren und gegebenenfalls der Gleßbänder und vor allem des kaltgewalzten Materials vor dem Abschrecken und Kalt- oder Wamaushärten, irltt die günstige Ausbildung und Auswirkung ungelöster Siliziumpartikel In felndlsperser Form (gezielte Heterogenislerung) hervor, welche alle auch bei tieferen Temperaturen stattfindenden strukturellen Vorgänge, sowie Kristallverformungcn günstig beeinflußt. Die Temperaturbedingungen für das Warmwalzen, für Z\ '.schenglühungen beim Kaltwalzen sowie für die thermische Behandlung nach dem Kaltwalzen sind diejenigen für konventionelle AIMgSl-Legierungen. Allerdings ist es dabei vorteilhaft, die Dauer der Lösungsglühung einschließlich Aufheizzelt so kurz wie mögilch zu halten, wodurch olne Koagullerung und Ver-

gröberung der Heterogenitüten sowie ein Wandern an die Korngrenzen vermieden werden kann. Daher sollte die GlUhdauer erflndungsgemüß 2 Stunden, vorzugsweise 1 Stunde, besser noch 30 Min., nicht überschreiten. Die Verwendung eines Banddurchlaufofens Ist besonders geeignet, da mit diesem sehr kurze Zelten fü^r das Lösungsglühen von höchstens einigen Minuten und sogar von weniger als einer Minute möglich sind.

Auf diese Art lassen sich Bleche herstellen, die für Tlel'zlehzwecke besonders geeignet und zum Beispiel als Karosserlebleche oder für die Fabrikation von Behältern ctnsetzbar sind.

Vor allem zur Herstellung von Dünnbändern, insbesondere für die Dosenfabrlkalion, werden die Walzbarren oder die gegossenen Bänder auf eine Dicke Im Bereich von ^ bis 10 mm warmgewalzt und von der am Ende die-

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luftgekühlt; anschließend wird nach einer Weiterbildung des erfindungsgemüßen Verfahrens die Legierung Im Verlaufe des Kaltwalzens bis knapp vor Enddicken, d.h. bei 1.1- bis Sfacher, vorzugsweise 1,3 bis 4facher Enddicke. - bei 480 bis 530' C - lösungsgeglüht, abgeschreckt und kalt ausgehartet sowie auf Enddickc kaltgewalzt. Gegebenenfalls können die so hergestellten Dünnbänder noch einbrennlackiert werden, und zwar ohne nennenswerten Verlust an Festigkeit und Härte.

Die beschriebene Arbeitswelse ermöglicht es, das warmgewalzte Ausgangsmaierial von 5 bis 10 mm Dicke mit einem Minimum an Umformenergie und sogar ohne zusätzliche Zwischenglühung um mehr als 90% kaltzuwalzen, was auf die spezielle Werksloffzusammensetzung und den bewußt teilheterogenen Zustand zurückzuführen ist. Andererseits wird bei der Herstellung von Dünnbändern. nach der Lösungsglühung mit anschließender K»!t»u!>h»rtupig und mehr ills 30% Ka!twa!z^CTrad sine dem Weißblech entsprechende Festigkeit erreicht. Außerdem erlaubt es die erfindungsgemäße Festlegung des Legierungsgehaltes, die gute Verformbarkeit von AIMgSi 0,5 mit der kräftigen Aushärtung von AIMgSi 0,8 bzw. AIMgSi 1 zu kombinieren und zusätzlich im fertigen Blech oder Dünnband eine wirksame, dosierte Gefügeausscheidung von gleichmäßig feindispersen Heterogenitäten in der Größe von etwa 5.10r⁵ cm Durchmesser zu erreichen. Diese überraschend gleichmäßige Heterogenisierung mit Partikelgrößen im unteren Bereich der Wellenlängen des sichtbaren Lichts anstatt einer mit zunehmender Heterogenitätenmenge zu erwartenden Heterogenitätenvergröberung wurde anhand der Schichtfärbung nach anodischer O\ydation in einem Bad für das Farbanodisieren festgestellt. Sie läßt sich durch elektronenmikroskopische Untersuchungen bestätigen.

Die vorteilhafte Wirkung der mit der erfindungsgemäß eingestellten Zusammensetzung erreichten gleichmäßig !eindispersen Heterogenisierung bezieht sich sowohl auf die Gleitebenenbetätigung des metallischen Kristallgitters beim Kaltwalzen und Tiefziehen, als auch auf die Steuerung der spontanen Rekristallisation bei der Lösungsglühung im Durchlaufofen nach vorzugsweise besonders wirtschaftlichen, d. h. besonders hohen Kaltwalzgraden beim Vorwalzen, als auch insbesondere auf die resultierende geringe Zipfelbildung beim fertigen Produkt.

Die Zipfelbüdung, in der Regel geprüft durch Tiefziehen von Ronden (60 mm Durchmesser) mit abgerundeten Stempeln (33 mm Durchmesser), ist bekanntlich bei den konventionellen Legierungen komplex bedingt durch Werkstoffreinheit und -Zusammensetzung, ferner durch Gießart, Gießformat. Gußglühung, Warmwalzbedingungen, Plattenglühung und schließlich durch den Kaltwalzgrad und die Anzahl und Art der angewendeten RekrlstalllsatlonsglUhungcn. Verläßlich niedrige Zipfel, wie sie zur Einsparung von Besäumabfall und Besäumarbelt, aber auch zur Steigerung und restlosen Ausnutzung der Verformbarkeit durch gleichmäßig plastisches Fließen der Legierung beim Tiefziehen erwünscht sind, konnten bislang nur unsicher erreicht werden.
So traten z. B. beim Lösungsglühen von AIMgSl 0.5

ίο oder AIMgSI 0,8 nach Kaltwalzgraden von ca. 90% Zipfel von 0,8 bis 10% nach 0/90° zur Walzrichtung auf und dementsprechend unterschiedliche Zipfel auch nach Kaltaushärtung und Kaltwalzen auf Weißblech entsprechender Festigkeit. Ein wesentlicher Grund Ist offenbar darin zu sehen, daß genormte Legierungen vorzugsweise Im Mischkristallbereich der jeweiligen binären und tcrnärcft Systems Ileger; und t!!e komplexen Einflüsse auf die Zipfelbildung in homogenen Mischkristallgittern sich gegenseitig verstärken.

Die erfindungsgemäß einzustellende Zusammensetzung außerhalb der Norm zielt dagegen von vornherein auf die ausgleichende Begrenzung dieser nachteiligen Einflüsse auf die Gleliebenenbetiltlgung des Metallgltiers und auf die Rekristallisation sowie auf die Zipfelbildung mit Hilfe einer definierten Heterogenisierung In polynären Syste ttcn.

Die ausgleichende Wirkung der erfindungsgemäßen Heterogenisierung mit einem Korngrößenbereich von 10~^s cm neben der Mischkristallverfestigung im Atomgltterbereich von 10"" cm und der Kornflächengleitung im Bereich von 10r² cm bei der plastischen Verformung des Metallgitters Ist daran zu erkennen, daß weder Flleßfigurcn auftreten noch Grobnarben, auch nicht eine so starke Versprödung wie bei reinen Mischkristall-Legierungen

J5 oder homogenen aushärtbaren Legierungen ähnlicher Festigkeit. Die Gleichmaßdehnung Ist relativ hoch.

Jene Wirkung entfaltet sich auch Insbesondere bei der kombinierten Lösungsglühung und Rekristallisation Im Durchlaufofen mit extrem rascher Aufheizung von

■»o ca. 200° C/Sek. auf über 500° C und Abschrecken nach 10 bis 30 Sek. Glühdauer an der gleichmäßigen Feinkörnigkeit auch nach extrem hohen Kaltwalzgraden von über 90%, während unter gleichen Arbeitsbedingungen z. B. AlMgSi 0,5 als typisch homogene Legierung bereits

•»5 merkliches Kornwachstum zeigt.

Ebenfalls vermag jene ausgleichende Wirkung der erfindungsgemäßen Heterogenisierung auf die Zipfelbildung im Zusammenhang mit der gleichmäßigen Feinkorn-Rekristallisation und mit der plastischen Ve/formung ohne Narben und ohne Fließfiguren als unmittelbar quantifizierbarer Nutzeffekt angewendet zu werden, um eine gleichmäßig minimale Zipfelhöhe von ca. 2% nach 0/90° zur Walzrichtung bis zu ca. 2% nach 45° zur Walzrichtung In einem flachen Nulldurchgang von 0 bis 75% Kaltwalzgrad nach Durchlaufofenglühungen bei 450 bis 520⁰C verläßlich sicherzustellen. Damit ist erfindungsgemäß ein hoher Stand von gleichzeitigen Qualitätsanforderungen an dünne Bänder erfüllt.
Zusammenfassend werden erfindungsgemäß die folgenden Eigenschaften erreicht:

a) bei der Herstellung:

- bessere Verformbarkeit, und zwar sowohl beim Warm- wie auch beim Kaltwalzen;

_ günstige, gleichmäßige Feinkorn-Rekristallisation beim Glühen im Hochtemperaturbereich:

b) am fertigen Walzprodukt:

- bessere Verformbarkeit beim Umformen, verbun-

den mit

- relaiiv hoher Gleichmaßdehnung;

- sehr geringer Zipfelbildung mit flachem Nulldurchgang;

- Verformung ohne Narben und ohne Fließfiguren

- gleichzeitig mit hoher mechanischer Festigkeit.

Dieses Optimum an F.igenschaften kann mit konventionellen AIMgSl-Legierungen nicht erzielt w rden. So stellt das erfindungsgemäße Verfahren einen Durchbruch auf dem Gebiet der AIMgSl-Legierungen dar und hat sich In der Praxis auch bestens bewährt.

Beispiel

Ein nach Warmwalzen luftgekühltes Aluminiumband von ca. 7 mm Dicke mit 0,4% Mg, 1,3% Sl und 0,1% Mn wird ohne Zwischenglühung um ca. 90% auf 0,7 mm Zwischenglühdlcke kaltgewalzt, dann In einem Banddurchlaufofen bei ca. 500° C lösungsgeglüht, abgeschreckt und kaltausgehärtel.

Durch diese Verarbeitung steigt die Streckgrenze von ca. 50 auf 150 MPa. die Zugfestigkeit von ca. 80 auf 235 MPa und die Brinellhürte von ca. 25 auf 70 bis 75. Die Zipfelhöhe nach Näpfchenziehen aus Ronden mit 60 mm Durchmesser mit einem Stempel von 33 mm Durchmesser (Zlehverhaltnis = 60 : 33 = 1,82) betrügt weitgehend unabhängig vom vorausgegangenen Kaltwalzgrad nur ca. 2% nach 0/90"k zur Walzrichtung.

Beim nachfolgenden Kaltwalzen auf Enddicken von 0,2 bis 0,5 mm (Kaltwalzgrad 30 bis 70%) steigt die Streckgrenze auf 275 bis 345 MPa, die Zugfestigkeit auf 290 bis 360 MPa und die Brinellhärte auf 90 bis 120. Die Zipfel werden je nach Kaltwalzgrad In einem flachen Nulldurchgang auf I bis 2% nach 45° zur Walzrichtung verschoben.

Beim üblichen Einbrennlackleren vor der Verarbeitung durch Tiefziehen oder Stülpziehen oder Streckziehen zu Dosen während I bis 10 Minuten bei 150 bis 250° C werden Festigkeit und Härte nur geringfügig geändert bei einer gleichzeitigen Steigerung der Bruchdehnung und Verformbarkeit. Letztere Ist infolge gleichmäßig guter Feinkörnigkeit und gleichmäßig leindisperser Gefüge-Heterogenltät optimal und kann mit Hilfe der niedrigen Zipfel abfallsparend ausgenutzt werden.

Hierzu 2 Blatt Zeichnungen

Claims (8)

Patentansprüche:

1. Verfahren zur Herstellung von Blechen, Bändern und Dünnbändern mit hoher mechanischer Festigkeit, guter Verformbarkeit und geringer Zlpfelblidung aus aushärtbareri Alumlniumleglerungen der Gattung AlMgSI durch Strang- oder Bandgießen, Warm- und Kaltwalzen, dadurch gekennzeichnet, daß der Magnesium- und der Sillziumgehalt der AlMgSi-Leglerung so eingestellt werden, daß sie einen bei den für diese Gattung üblichen Hochglüh- oder LösungsglOhtemperaturen von 450 bis 550° C im α-Mischkristall unlösbaren, nach einem solchen Glühen In definiert feindisperser Form In der Matrix verbleibenden Slllziumüberschuß von mindestens 0,1%, vorzugsweise von mindestens 0,2%, und insgesamt höchstens 1,8% Silizium enthält.

2. Verfarwea nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Magnesium- und der SÜIziurngchalt In einem Feld des ternären Zustandsdiagramms für AIMgSi-Leglerungen mit den Eckpunkten

A=I* Silizium/0,6% Magnesium B = 1,8% Sillzlum/0,6% Magnesium C = 1,8% Silizium/0,2% Magnesium D = 1,2% Sillzlum/0,2% Magnesium

liegen.

3. Verfahren ■ nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet daß die Legierung 1,1 bis 1,6%, vorzugsweise 1,2 bis 1,6% Silizium, enthält.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß ciM Legierung noch Zusätze von jeweils maximal 0,3» Chrom, Mangan, Zirkonium und/oder Titan enthält.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung nach dem Warmwalzen an der Luft abgekühlt wird.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß die kaltgewalzte Legierung bis zu 2 Stunden, vorzugsweise 1 Stunde, vorzugsweise höchstens 30 Minuten einschließlich Aufhelzzelt lösungsgeglüht wird.

7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß die kaltgewalzte Legierung in einem Banddurchlaufofen lösungsgeglüht wird.

8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung Im Verlauf des Kaltwalzens bei 1,1- bis 5facher, vorzugsweise bei 1,3- bis 4facher Enddicke lösungsgeglüht, abgeschreckt und kalt ausgehärtet sowie In diesem Zustand auf Enddicke kaltgewalzt wird.