DE4123560B4

DE4123560B4 - Verfahren zur Herstellung lithiumhaltiger flachgewalzter Produkte auf Basis einer Aluminiumlegierung sowie die dabei erhaltenen Produkte

Info

Publication number: DE4123560B4
Application number: DE19914123560
Authority: DE
Inventors: Roberto J. Rioja; R. Steve James; Joel A. Bowers
Original assignee: Aluminum Company of America
Current assignee: Howmet Aerospace Inc
Priority date: 1988-01-28
Filing date: 1991-07-16
Publication date: 2006-03-09
Anticipated expiration: 2011-07-17
Also published as: EP0325937A1; EP0325937B1; DE4123560A1; CA1338007C; DE68913561T2; JPH01242750A; DE68913561D1; JP3101280B2

Abstract

Verfahren zur Herstellung lithiumhaltiger flachgewalzter Produkte auf Basis einer Aluminiumlegierung,
dadurch gekennzeichnet, dass es die folgenden Stufen umfasst:
(a) Bereitstellung eines Formkörpers aus einer Aluminiumlegierung, die enthält
0,2 bis 5,0 Gew.-% Li,
0,05 bis 6,0 Gew.-% Mg,
mindestens 2,45 Gew.-% Cu,
0,1 bis 1,0 Gew.-% Mn,
0,05 bis 6,0 Gew.-% Zn,
max. 0,5 Gew.-% Fe,
max. 0,5 Gew.-% Si,
mindestens eines der Elemente Cr, V, Hf, Zr, Ti, Sc und Ce, wobei Cr, V, Zr, Ti und Sc in einer Menge in dem Bereich von 0,01 bis 0,2 Gew.-%, Hf in einer Menge von bis zu 0,6 Gew.-% und Ce in einer Menge in dem Bereich von 0,01 bis 0,5 Gew.-% vorliegen,
wobei Mg und Zn in einem Verhältnis in dem Bereich von 0,1 bis weniger als 1 vorliegen,
Rest Al und zufällige Verunreinigungen;
(b) Durchführung mindestens...

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung lithiumhaltiger flachgewalzter Produkte auf Basis einer Aluminiumlegierung und die dabei erhaltenen Produkte mit isotroper Struktur, die aufgrund ihrer geringeren Dichte in der Größenordnung von 5 bis 15% und ihrer Kombination aus verbesserter Festigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Zähigkeit insbesondere in der Luft- und Raumfahrtindustrie eingesetzt werden können, in der ein niedriges Gewicht und eine hohe Festigkeit und Zähigkeit erhebliche Treibstoffeinsparungen ermöglichen.
In der Luftfahrtindustrie ist es bekannt, dass eine der wirksamsten Methoden zur Senkung des Fahrzeuggewichts eine Herabsetzung der Dichte der im Luftfahrzeugbau verwendeten Aluminiumlegierungen wäre. Um die Dichte derartiger Legierungen zu verringern, ist es bereits bekannt, Lithium zuzusetzen. Dadurch werden jedoch häufig die Duktilität und Bruchzähigkeit derartiger Legierungen herabgesetzt. Außerdem haben derartige Al-Li-Legierungen häufig eine unzureichende Querduktilität und Zähigkeit, d.h. eine sehr niedrige Dehnung und Zähigkeit, die sich als beträchtliches Hindernis für eine wirtschaftliche Verwertung dieser Legierungen im Luftfahrzeugbau erwiesen haben.
Diese Eigenschaften scheinen ein Ergebnis der anisotropen Struktur der Legierungen nach dem Bearbeiten derselben, beispielsweise durch Walzen, zu sein, ein Zustand, der häufig als "Fasergefüge" bezeichnet wird. Dabei sind die Eigenschaften quer zur Faserrichtung oft schlechter als die in der Walz- oder Längsrichtung, insbesondere bei dicken Produkten wie Blechen und Schmiedestücken. Auch die in einer Richtung unter einem Winkel von 45° zur Hauptbearbeitungsrichtung gemessenen Eigenschaften sind häufig unzureichend. Unter diesen 45°-Eigenschaften versteht man hier die Eigenschaften außerhalb der Hauptachsen, d.h. zwischen der Längsachse und der langen Querachse unter einem Winkel von beispielsweise 20 bis 75° zur Hauptbearbeitungsrichtung, da die schlechtesten Eigenschaften nicht immer genau bei einem 45°-Winkel auftreten.

Mit den herkömmlichen Al-Li-Legierungen sind ganz allgemein sowohl eine hohe Festigkeit als auch eine hohe Bruchzähigkeit schwer zu erreichen, wie aus einem Artikel von J. T. Staley, "Microstructure and Toughness of High-Strength Aluminium Alloys, Properties Related to Fracture Toughness, ASTM STP605", abgedruckt in "American Society for Testing and Materials", 1976, Seiten 71–103, ersichtlich ist, in dem herkömmliche Al-Li-Legierungen wie die Sorten AA2024-T3X und AA7050-TX beschrieben werden, die normalerweise in luftfahrttechnischen Anwendungen eingesetzt werden. Generell nimmt nämlich nach diesem Artikel bei AA2024-Feinblech und AA7050-Grobblech die Bruchzähigkeit mit steigender Festigkeit ab.

Wünschenswert wären aber Al-Li-Legierungen, die eine höhere Festigkeit bei minimaler oder keiner Abnahme der Zähigkeit oder eine Bearbeitung mit steigender Festigkeit bei gleichzeitig kontrollierter Zähigkeit erlauben, um eine sinnvolle Kombination von Festigkeit und Zähigkeit einzustellen. Wünschenswert wäre es ferner, in einer Al-Li-Legierung mit geringerer Dichte eine vorteilhafte Kombination von Festigkeit und Zähigkeit einzustellen. Derartige Legierungen würden einen verbreiteten Einsatz in der Luft- und Raumfahrtindustrie erlauben, in der ein niedriges Gewicht und eine hohe Festigkeit und Zähigkeit erhebliche Treibstoffeinsparungen ermöglichen.

Aus EP-A-0 325 937 (Aluminum Company of America) ist eine lithiumhaltige Legierung auf Aluminiumbasis bekannt, die sich durch Warmverformung zu Produkten mit einer verbesserten Kombination von Festigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Bruchzähigkeit verarbeiten lässt. Diese bekannte Legierung besteht aus 0,2 bis 5,0 Gew.-% Li, 0,05 bis 6,0 Gew.-% Mg, mindestens 2,45 Gew.-% Cu, 0,01 bis 0,16 Gew.-% Zr, 0,05 bis 12 Gew.-% Zn, höchstens 0,5 Gew.-% Fe, höchstens 0,5 Gew.-% Si, Rest Aluminium und zufälligen Verunreinigungen. Darin wird Zirkonium als das bevorzugte Additiv zur Kontrolle der Kornstruktur bezeichnet, wobei zu anderen Kornstruktur-Kontrollmaterialien Cr, V, Hf, Mn, Ti gehören, die in der Regel in Mengen in dem Bereich von 0,05 bis 0,2 Gew.-% vorliegen zusammen mit Hf und Mn in Mengen von bis zu 0,6 Gew.-%. Von der Verwendung von Zink in größeren Mengen als 0,1 bis 1,0 Gew.-% wird darin abgeraten, da dadurch die Bruchzähigkeit durch Bildung von intermetallischen Fasern beeinträchtigt wird.

Aus US-A-4 806 174 (Aluminum Company of America) ist eine Al-Li-Legierung bekannt, die verbesserte Eigenschaften in einer "45°-Richtung" aufweist, die besteht aus 0,5 bis 4,0 Gew.-% Li, 0 bis 5,0 Gew.-% Mg, bis zu 5,0 Gew.-% Cu, bis zu 1,0 Gew.-% Zr, bis zu 2,0 Gew.-% Mn, bis zu 7,0 Gew.-% Zn, höchstens 0,5 Gew.-% Fe, höchstens 0,5 Gew.-% Si, Rest Aluminium und zufälligen Verunreinigungen. Eine Al-Li-Legierung mit verbesserten Eigenschaften in allen Richtungen durch eine Kombination von spezifischen Bearbeitungsschritten ist darin jedoch nicht beschrieben.

Aufgabe der Erfindung ist es daher, eine lithiumhaltige Aluminiumlegierung mit isotroper Struktur bereitzustellen, bei der die Eigenschaften, insbesondere die Festigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Bruchzähigkeit, in allen Richtungen maximiert sind.

Die oben genannten Probleme der bisher bekannten Al-Li-Legierungen, die den Einsatz derartiger Legierungen bisher eingeschränkt haben, werden erfindungsgemäß gelöst durch Herstellung einer Al-Li-Legierung mit isotroper Struktur, die verbesserte Eigenschaften, insbesondere eine verbesserte Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit bei gleichzeitig hoher Zähigkeit in allen Richtungen, insbesondere in der kurzen Quer- und in der 45°-Richtung aufweist, in der durch spezifische Bearbeitung die gewünschte Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit bei kontrollierter Zähigkeit erhalten werden kann, sodass die dabei erhaltenen Produkte für den verbreiteten Einsatz in der Luft- und Raumfahrtindustrie geeignet sind, zumal sie aufgrund ihrer geringeren Dichte in der Größenordnung von 5 bis 15% bei gleichzeitig hoher Festigkeit und Zähigkeit erhebliche Treibstoffeinsparungen ermöglichen.

Gegenstand der Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung lithiumhaltiger flachgewalzter Produkte auf Basis einer Aluminiumlegierung, das dadurch gekennzeichnet ist, dass es die folgenden Stufen umfasst:

(a) Bereitstellung eines Formkörpers aus einer Aluminiumlegierung, die enthält 0,2 bis 5,0 Gew.-% Li, 0,05 bis 6,0 Gew.-% Mg, mindestens 2,45 Gew.-% Cu, 0,1 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,05 bis 6,0 Gew.-% Zn, max. 0,5 Gew.-% Fe, max. 0,5 Gew.-% Si, mindestens eines der Elemente Cr, V, Hf, Zr, Ti, Sc und Ce, wobei Cr, V, Zr, Ti und Sc in einer Menge in dem Bereich von 0,01 bis 0,2 Gew.-%, Hf in einer Menge von bis zu 0,6 Gew.-% und Ce in einer Menge in dem Bereich von 0,01 bis 0,5 Gew.-% vorliegen, wobei Mg und Zn in einem Verhältnis in dem Bereich von 0,1 bis weniger als 1 vorliegen, Rest Al und zufällige Verunreinigungen;
(b) Durchführung mindestens einer Niedertemperatur-Verformung mit dem Formkörper der Stufe (a) bei einer Temperatur in dem Bereich von 315 bis 510°C (600–950°F);
(c) Durchführung mindestens einer Niedertemperatur-Warmverformung mit dem in der Stufe (b) erhaltenen Formkörper bei einer Temperatur von 177 bis 496°C (350–925°F) unter Ausbildung eines Zwischenprodukts,
(d) Rekristallisieren des in der Stufe (c) erhaltenen Zwischenprodukts bei einer Temperatur in dem Bereich von 482 bis 560°C (900–1040°F),
(e) Durchführung einer Warmverformung mit dem in der Stufe (d) erhaltenen rekristallisierten Zwischenprodukt bei einer Temperatur in dem Bereich von 482 bis 560°C (900–1040°F) oder Kaltwalzen des in der Stufe (d) erhaltenen rekristallisierten Produkts und
(f) Durchführung einer Lösungsglühung mit dem in der Stufe (e) erhaltenen warmverformten Produkt bei einer Temperatur in dem Bereich von 482 bis 566°C (900–1050°F), das anschließend abgeschreckt und gealtert (ausgelagert) wird.

Bevorzugte Ausgestaltungen des erfindungsgemäßen Verfahrens sind dadurch gekennzeichnet, dass, einzeln oder in Kombination:
der in der Stufe (a) bereitgestellte Formkörper 1,5 bis 3,0 Gew.-% Li, 0,2 bis 2,5 Gew.-% Mg, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Zn, 2,55 bis 2,90 Gew.-% Cu und 0,1 bis 0,8 Gew.-% Mn enthält;
der in der Stufe (a) bereitgestellte Formkörper 1,8 bis 2,5 Gew.-% Li, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Mg, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Zn, 2,5 bis 2,9 Gew.-% Cu, und 0,1 bis 0,7 Gew.-% Mn enthält;
das Endprodukt weniger als 0,08 Gew.-% Zr enthält und rekristallisiert ist;
der Formkörper vor Durchführung der Stufe (b) bei einer Temperatur in dem Bereich von 482 bis 566°C (900–1050°F) homogenisiert wird;
die Niedertemperatur-Verformung in der Stufe (b) bei einer Temperatur im Bereich von 316 bis 482°C (600–900°F) durchgeführt wird;
die Niedertemperatur-Verformung in der Stufe (b) bei einer Temperatur in dem Bereich von 371 bis 482°C (700–900°F) durchgeführt wird;
in der Stufe (c) eine Folge von Niedertemperatur-Warmverformungen durchgeführt wird;
eine der Niedertemperatur-Warmverformungen der Stufe (c) bei einer Temperatur in dem Bereich von 352 bis 496°C (665–925°F) durchgeführt wird;
eine der Niedertemperatur-Warmverformungen der Stufe (c) bei einer Temperatur in dem Bereich von 260 bis 371°C (500–700°F) durchgeführt wird;
eine der Niedertemperatur-Warmverformungen der Stufe (c) bei einer Temperatur in dem Bereich von 177 bis 260°C (350–500°F) durchgeführt wird;
die erste Niedertemperatur-Warmverformung in der Stufe (c) bei einer Temperatur in dem Bereich von 260 bis 454°C (500–850°F) durchgeführt wird;
die zweite Niedertemperatur-Warmverformung in der Stufe (c) bei einer Temperatur in dem Bereich von 204 bis 260°C (400–500°F) durchgeführt wird;
in der Stufe (c) eine Folge von mindestens zwei Niedertemperatur-Warmverformungen durchgeführt wird;
die erste Niedertemperatur-Warmverformung in der Stufe (c) bei einer höheren Temperatur als die zweite Niedertemperatur-Warmverformung durchgeführt wird;
die erste Niedertemperatur-Warmverformung in der Stufe (c) bei einer Temperatur in dem Bereich von 352 bis 496°C (665–925°F) und die zweite Niedertemperatur-Warmverformung bei einer Temperatur in dem Bereich von 177 bis 343°C (350–650°F) durchgeführt werden;
in der Stufe (c) eine Folge von drei Niedertemperatur-Warmverformungen durchgeführt wird;
von den drei Niedertemperatur-Warmverformungen in der Stufe (c) eine erste bei einer Temperatur in dem Bereich von 352 bis 496°C (665–925°F), eine zweite bei einer Temperatur in dem Bereich von 260 bis 371°C (500–700°F) und eine dritte bei einer Temperatur in dem Bereich von 177 bis 260°C (350–500°F) durchgeführt werden;
die bei einer Temperatur in dem Bereich von 177 bis 260°C (350–500°F) in der Stufe (c) durchgeführte Niedertemperatur-Warmverformung vor den beiden anderen Niedertemperatur-Warmverformungen durchgeführt wird;
die Rekristallisation in der Stufe (d) bei einer Temperatur in dem Bereich von 527 bis 549°C (980–1020°F) durchgeführt wird;
das Zwischenprodukt der Stufe (c) mindestens teilweise rekristallisiert wird;
die Warmverformung in der Stufe (e) mit dem rekristallisierten Produkt der Stufe (d) bei einer Temperatur in dem Bereich von 510 bis 549°C (950–1020°F) durchgeführt wird;
das lösungsgeglühte Produkt in der Stufe (f) bei einer Temperatur in dem Bereich von 66 bis 204°C (150–400°F) künstlich gealtert (ausgelagert) wird;
es sich bei dem in der Stufe (c) erhaltenen Zwischenprodukt um ein flachgewalztes Produkt handelt, dessen Dicke dem 1,5- bis 15-fachen der Dicke des Endprodukts entspricht;
es sich bei dem in der Stufe (e) erhaltenen Produkt um ein im Wesentlichen nicht-rekristallisiertes Produkt handelt;
es sich bei dem in der Stufe (e) erhaltenen Produkt um ein rekristallisiertes Produkt handelt;
der in der Stufe (a) bereitgestellte Formkörper ein Barren ist, dessen Dicke bei einer der Niedertemperatur-Warmverformungen der Stufe (c) um 5 bis 25% vermindert wird;
der in der Stufe (a) bereitgestellte Formkörper ein Barren ist, dessen Dicke nach einer der Niedertemperatur-Warmverformungen in der Stufe (c) um 20 bis 40% vermindert wird;
der in der Stufe (a) bereitgestellte Formkörper ein Barren ist, dessen Dicke durch die dritte Niedertemperatur-Warmverformung in der Stufe (c) um 20 bis 30% vermindert wird;
das Produkt während des Kaltwalzens in der Stufe (e) zwischengeglüht wird;
das in der Stufe (e) nach dem Kaltwalzen erhaltene Produkt geglüht wird, wobei die Temperatur mit einer Geschwindigkeit von 1 bis 111°C/h (2–200°F/h) von 399°C auf 510°C (750–950°F) erhöht wird;
Mg und Zn in dem Endprodukt in einem Verhältnis von 0,2 bis 0,9 vorliegen; und
Mg und Zn in dem Endprodukt in einem Verhältnis von 0,3 bis 0,8 vorliegen.

Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhält man isotrope lithiumhaltige Al-Legierungsprodukte mit verbesserten Eigenschaften, insbesondere in der kurzen Quer- und in der 45°-Richtung, die 0,2 bis 5,0 Gew.-% Li, 0,05 bis 6,0 Gew.-% Mg, mindestens 2,45 Gew.-% Cu, 0,1 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,05 bis 6,0 Gew.-% Zn, max. 0,5 Gew.-% Fe, max. 0,5 Gew.-% Si, Rest Aluminium und zufällige Verunreinigungen enthalten. Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren zur Herstellung eines solchen Produkts geht man aus von einem Formkörper aus einer lithiumhaltigen Al-Legierung und erwärmt diesen für eine Reihe von bei niedriger Temperatur stattfindenden Warmverformungsschritten, bei denen der Formkörper in einen für die Rekristallisation geeigneten Zustand gebracht wird. Danach wird das Zwischenprodukt rekristallisiert und dann zu dem Endprodukt warmverformt.

Soll andererseits ein rekristallisiertes Blechprodukt mit langgestreckter Körnung entstehen, kann das Zwischenprodukt auf die Enddicke kalt ausgewalzt werden, um langgestreckte rekristallisierte Körner zu erzeugen. Um diese zu erhalten, können Zwischenglüh-Arbeitsgänge erforderlich sein. Nach dem Warmwalzen hat das Produkt eine metallurgische Struktur, der die Eigenschaften einer für eine kräftigen Verformung charakteristischen Struktur fehlen. Diese Struktur ist ihrem Wesen nach isotrop und sie zeigt verbesserte Eigenschaften, insbesondere in der 45 °-Richtung und in der kurzen Querrichtung. Das geformte Endprodukt wird lösungsgeglüht, abgeschreckt und gealtert (ausgelagert) und kann als rekristallisiertes oder nicht rekristallisiertes Produkt erhalten werden.

Die Erfindung wird in den beiliegenden Zeichnungen näher erläutert.
1 zeigt als Diagramm die Isotropie der Eigenschaften eines Blechprodukts mit der Zusammensetzung des Beispiels 4 nach einer erfindungsgemäßen Behandlung;
2 zeigt rekristallisierte metallurgische Strukturen der Legierung des Beispiels 4.
Die erfindungsgemäß verwendete Legierung enthält bevorzugt 0,2 bis 5,0 Gew.-% Li, 0,5 bis 6,0 Gew.-% Mg, min. 2,45 Gew.-% Cu, 0,05 bis 6,0 Gew.-% Zn, 0,1 bis 1,0 Gew.-% Mn, max. 0,1 Gew.-% Zr, max. 0,5 Gew.-% Si, Rest Aluminium und zufällige Verunreinigungen.
Besonders bevorzugt enthält die erfindungsgemäß verwendete Legierung 1,5 bis 3,0 Gew.-% Li, 2,5 bis 5,0 Gew.-% Cu, 0,2 bis 2,5 Gew.-% Mg, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Zn, 0,1 bis 0,8 Gew.-% Mn, Rest Aluminium und zufällige Verunreinigungen, wobei eine ganz besonders bevorzugte Legierung 1,8 bis 2,5 Gew.-% Li, 2,55 bis 2,9 Gew.-% Cu, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Mg, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Zn, 0,1 bis 0,7 Gew.-% Mn, max. 0,15 Gew.-% Zr sowie jeweils max. 0,3 Gew.-% Fe und Si enthält.
Eine besonders gut geeignete Legierung enthält 1,9 bis 2,4 Gew.-% Li, 2,55 bis 2,9 Gew.-% Cu, 0,1 bis 0,6 Gew.-% Mg, 0,5 bis 1,0 Gew.-% Zn, 0,1 bis 0,7 Gew.-% Mn, max. 0,15 Gew.-% Zr und jeweils max. 0,25 Gew.-% Fe und Si, Rest Aluminium und zufällige Verunreinigungen.
Erfindungsgemäß ist Lithium nicht nur wegen der erheblichen Dichteverringerung wichtig. Es verbessert auch die Zugfestigkeit, die Streckgrenze, den Elastizitätsmodul und darüber hinaus auch die Ermüdungsbeständigkeit. Am wesentlichsten ist, dass Lithium gemeinsam mit kontrollierten Mengen der anderen Legierungsbestandteile Al-Legierungsprodukte ergibt, die sich zu einer bisher nicht gekannten Kombination von Festigkeit und Bruchzähigkeit verformen lassen, wobei die vorteilhaften Verringerungen der Dichte erhalten bleiben. Es hat sich gezeigt, dass weniger als 0,2 Gew.-% die Dichte der Legierung nicht wesentlich senken, während 5,0 Gew.-% Li nahe an der Löslichkeitsgrenze von Li (stark abhängig von den anderen Legierungsbestandteilen) liegen. Derzeit ist nicht zu erwarten, dass höhere Lithiummengen die Kombination Festigkeit/Zähigkeit des erhaltenen Legierungsprodukts verbessern.
Hinsichtlich des Kupfers – insbesondere in den oben für die erfindungsgemäße Verwendung angegebenen Bereichen – ist zu sagen, dass es die Eigenschaften des erfindungsgemäß erhaltenen Legierungsprodukts verbessert, indem es den Verlust der Bruchzähigkeit bei höheren Festigkeiten verringert. Gegenüber Lithium hat in der vorliegenden Erfindung Kupfer beispielsweise die Fähigkeit, höhere Zähigkeiten und Festigkeiten in Kombination zu erzeugen. Würde man zum Steigern der Festigkeit mehr Lithium zugeben, aber kein Kupfer, würde die Zähigkeit stärker abnehmen als bei einer Zugabe von Kupfer zur Erhöhung der Festigkeit. Wählt man also in der vorliegenden Erfindung eine Legierung aus, muß die Wahl so erfolgen, dass man die gewünschte Zähigkeit auf die gewünschte Festigkeit abstimmt, da beide Elemente erfindungsgemäß zur Erzeugung von Zähigkeit und Festigkeit zusammenwirken. Es ist wichtig, die oben angegebenen Bereiche einzuhalten, und zwar insbesondere hinsichtlich der Obergrenzen für Kupfer, da zu hohe Mengen an Kupfer zu einer unerwünschten Bildung von intermetallischen Verbindungen führen können, die dann die Bruchzähigkeit wieder vermindern.
Bei dieser Art von Al-Legierungen gibt man Magnesium hauptsächlich zur Erhöhung der Festigkeit zu, obgleich es auch die Dichte geringfügig verringert und in dieser Hinsicht vorteilhaft ist. Die für Magnesium angegebenen Obergrenzen müssen eingehalten werden, da ein Mg-Überschuß – insbesondere durch Bildung unerwünschter Phasen an den Korngrenzen – ebenfalls die Bruchzähigkeit beeinträchtigen kann.
Zur Einstellung des Korngefüges ist Mangan bevorzugt, das in einer Menge in dem Bereich von 0,1 bis 1,0 Gew.-% vorliegt. Andere Stoffe zum Einstellen des Korngefüges sind u. a. Cr, V, Hf, Zr, Ti und Sc in einer Menge in dem Bereich von 0,01 bis 0,2 Gew.-%, wobei Hf in einer Menge von bis zu 0,6 Gew.-% vorliegen kann. Die eingesetzte Zr-Menge hängt davon ab, ob ein rekristallisiertes Gefüge gewünscht wird oder nicht. Zink erhöht – insbesondere gemeinsam mit Magnesium – die Festigkeit. Ein Zinküberschuß kann jedoch die Zähigkeit durch Bildung intermetallischer Phasen beeinträchtigen.
Zink ist wichtig, da es gemeinsam mit Magnesium eine höhere Festigkeit, begleitet von einer gegenüber zinkfreien Legierungen höheren Korrosionsfestigkeit, ergibt. Besonders wirksame Zn-Mengen liegen im Bereich von 0,1 bis 2,0 Gew.-%, wenn Magnesium im Bereich von 0,05 bis 0,5 Gew.-% vorliegt. Bei 0,1 bis 1 Gew.-% Mg ist es wichtig, ein Mg/Zn-Verhältnis im Bereich von etwa 0,1 bis weniger al 1,0, vorzugsweise im Bereich von 0,2 bis 0,9 und besonders bevorzugt im Bereich von 0,3 bis 0,8 einzuhalten.
Das Arbeiten mit einem Mg/Zn-Verhältnis kleiner eins ist insofern wichtig, weil es das verformte Produkt weniger anisotrop, d.h. isotroper macht, d. h. seine Eigenschaften in allen Richtungen einander annähert. Ein Arbeiten mit einem Mg/Zn-Verhältnis im Bereich von 0,2 bis 0,8 kann dazu führen, dass das Endprodukt seine Warmverformungstextur (beispielsweise als Folge des Warmwalzens) nur stark abgeschwächt zurückbehält und verbesserte Eigenschaften beispielsweise in der 45°-Richtung aufweist.
Ein Mg/Zn-Verhältnis von kleiner eins ist auch aus einem anderen Grund wichtig. Bei einem Mg/Zn-Verhältnis von kleiner als eins – beispielsweise von 0,5 – erhält man nicht nur erheblich bessere Festigkeits- und Bruchzähigkeitseigenschaften, sondern auch eine erheblich höhere Korrosionsbeständigkeit. Bei beispielsweise jeweils 0,5 Gew.-% Mg und Zn nimmt die Korrosionsbeständigkeit stark ab; bei etwa 0,3 Gew.-% Mg und 0,5 Gew.-% Zn haben die Legierungen eine besonders hohe Korrosionsbeständigkeit.
Der Mangananteil sollte ebenfalls möglichst genau eingestellt werden. Mangan wird zugegeben, um das Korngefüge insbesondere im Endprodukt zu kontrollieren. Mangan ist auch ein Dispersoidbildner, seigert bei einer Wärmebehandlung in Form kleiner Teilchen aus und hat u. a. einen Verfestigungseffekt. Mangan kann Dispersoide wie Al₂₀Cu₂Mn₃ und Al₁₂Mg₂Mn bilden. Zur Gefügekontrolle ist auch Chrom geeignet, wird aber weniger bevorzugt eingesetzt. Zink ergibt – insbesondere gemeinsam mit Magnesium – höhere Festigkeiten. Zink im Überschuß kann jedoch die Zähigkeit durch Bildung intermetallischer Phasen beeinträchtigen.
Der Begriff Zähigkeit bzw. Bruchzähigkeit, wie er hier benutzt wird, bezeichnet den Widerstand einer Körpers wie z.B. eines Strangpreßlings, Schmiedestückes, Bleches oder einer Tafel gegen ein instabiles Wachstum von Rissen oder anderen Defekten.
Ohne an eine bestimmte Theorie gebunden zu sein, wird angenommen, dass die Beständigkeit gegen Abblättern und gegen die Ausbreitung von Rissen unter anliegender Spannung mit der Zn-Zugabe steigt. Dieses Verhalten liegt vermutlich daran, dass Zn die Cu-Entsättigung aus der festen Lösung der Matrix durch Fördern der Bildung Cu-reicher Präzipitate anregt. Dieser Effekt verschiebt vermutlich das Lö sungspotential zu elektronegativeren Werten hin. Es wird ferner angenommen, dass Zn an den Korngrenzen Mg-Zn-führende Phasen bildet, die mit sich fortpflanzenden Rissen in Wechselwirkung treten und deren Spitze abstumpfen oder den sich fortpflanzenden Riß ablenken, so dass der Widerstand gegen eine Rißfortpflanzung unter Spannung steigt.
Zusätzlich zu den oben angegebenen speziellen Mengen der Legierungskomponenten wird die Legierung unter Anwendung bestimmter Verfahrensschritte bearbeitet, wobei man optimale Eigenschaften hinsichtlich sowohl der Festigkeit als auch der Bruchzähigkeit erhält. So läßt sich die erfindungsgemäß behandelte Legierung als Barren oder Knüppel vorsehen, den man nach den derzeit für Gießprodukte eingesetzten Verfahrensweisen – vorzugsweise im Strangguß – zu einem geeigneten Knetprodukt verarbeitet. Außerdem kann die Legierung, abhängig von dem gewünschten Endprodukt, zu Dicken von 3 mm bis 50 oder 76 mm oder mehr Walzen- oder Brammen-gegossen werden. Die Legierung läßt sich jedoch auch in Form von Knüppeln aus gepressten feinen Teilchen, wie z.B. Al-Legierungspulver, mit Zusammensetzungen in den oben angegebenen Bereichen vorsehen.
Das Pulver oder Teilchenmaterial stellt man z.B. durch Zerstäuben, mechanisches Legieren oder Schmelzverdüsen her. Der Barren oder Knüppel kann vorbearbeitet oder vorverformt werden, um ein für die nachfolgenden Bearbeitungsgänge geeignetes Ausgangsmaterial zu erhalten. Vor der Hauptbearbeitung wird dieses Ausgangsmaterial vorzugsweise homogenisiert, und zwar vorzugsweise bei Metalltemperaturen im Bereich von 482 bis 566°C (900–1050°F) für die Dauer von mindestens 1 Std., um lösliche Elemente wie Li, Cu, Zn und Mg zu lösen und das Innengefüge des Metalls zu homogenisieren. Eine bevorzugte Behandlungsdauer beträgt etwa 20 Std. oder mehr im Bereich der Homogenisierungstemperatur. Normalerweise brauchen das Erwärmen und die Homogenisierungsbehandlung nicht länger als 40 Std. zu dauern; längere Zeiten sind normalerweise aber nicht schädlich. 20 bis 40 Std. bei der Homogenisierungstemperatur haben sich als gut geeignet erwiesen.
Nach dem Homogenisieren kann das Metall zu einem Rohmaterial wie Fein- oder Grobblech gewalzt gewalzt, zu Profilen extrudiert oder sonstwie zu einem zur Umformung in das Endprodukt geeigneten Rohmaterial verarbeitet werden. Zur Herstellung eines flächigen Produkts (Grob- oder Feinblech) walzt man vorzugsweise einen Formkörper aus der Legierung bis auf eine Dicke von 3 mm bis 6,5 mm (Feinblech) bzw. 6,5 mm bis 150 mm (Grobblech) warm aus. Zum Warmwalzen sollte die Temperatur im Bereich von 538°C (1000°F) bis herab zu 399°C (750°F) liegen; vorzugsweise beträgt die Metalltemperatur anfänglich 454°C bis 524°C (850°F–975°F).
Soll das Grobblech für Tragflächenholme verwendet werden, für die dickere Querschnitte verwendet werden, sind normalerweise weitere Verarbeitungsgänge als das Warmwalzen nicht erforderlich. Sind hingegen Tragflächen- oder Rumpfbleche gewünscht, die dünner sind, kann danach kalt ausgewalzt werden, und zwar bis zu einer Blechdicke z.B. im Bereich von 2,5 mm bis 6,3 mm und vorzugsweise von 0,76 mm bis 4,1 mm.
Nachdem ein Formkörper aus der Legierung bis zu der gewünschten Dicke verformt worden ist, wird das Blech, die Tafel oder der verformte Gegenstand lösungsgeglüht, um lösliche Elemente zu lösen. Diese Wärmebehandlung erfolgt vorzugsweise bei einer Temperatur im Bereich von 482°C bis 566°C (900°F–1050°F) und erzeugt vorzugsweise für Grobblech ein nicht rekristallisiertes und für Feinblech ein rekristallisiertes Korngefüge.
Erfindungsgemäß lassen sich die Eigenschaften – z.B. die Zähigkeit – in der kurzen Querrichtung verbessern, indem man die thermische und mechanische Behandlung sorgfältig auf die Komponenten der lithiumhaltigen Al-Legierung abstimmt. So ist zur Verbesserung der Eigenschaften – z.B. von Zähigkeit und Duktilität – in der kurzen Querrichtung der Zirkoniumgehalt der lithiumhaltigen Al-Legierung im Bereich von 0 bis 0,15 Gew.-% zu halten. Vorzugsweise liegt das Zirkonium im Bereich von 0,01 bis 0,12 Gew.-% vor; typisch ist ein Anteil im Bereich von 0,01 bis 0,1 Gew.-%. Andere Elemente wie Chrom und Cer (0,01–0,5 Gew.-%), Hafnium, Vanadium, Man gan und Scandium (0,01 bis 0,2 Gew.-%), die feinteilige Dispersoide bilden können, welche die Wanderung der Korngrenzen verlangsamen und ähnlich wie Zirkonium wirken, lassen sich ebenfalls verwenden. Die Mengen dieser anderen Elemente lassen sich jedoch variieren, um den gleichen Effekt wie den von Zirkonium zu erreichen, wobei die Menge jeweils ein Rekristallisieren eines Zwischenprodukts erlauben soll. Die Menge sollte aber hoch genug sein, um die Rekristallisierung während des Lösungsglühens zu verlangsamen, falls ein nicht rekristallisiertes Produkt – z.B. ein Grobblech – gewünscht wird. Ist ein rekristallisiertes Produkt – z.B. ein Feinblech – erwünscht, sollten die Anteile dieser Elemente niedrig gehalten werden.
Zur Erläuterung der Erfindung wird ein Barren aus der Legierung vor einer ersten Warmumformung erwärmt. Die Temperatur sollte so gesteuert werden, dass ein wesentlicher Anteil des Korngrenzenpräzipitats, d. h. der Teilchen an den ursprünglichen dendritischen Grenzen, sich nicht löst. Wird eine höhere Temperatur angewendet, löst dieses Korngrenzenpräzipitat sich größtenteils auf, so dass spätere Bearbeitungsgänge wirkungslos bleiben. Bei einer zu niedrigen Temperatur verformt der Barren sich nicht, ohne zu reißen. Vorzugsweise sollte man also den Barren bzw. das Ausgangsmaterial auf eine Temperatur in dem Bereich von 316°C bis 510°C (600–950°F), besonders bevorzugt von 371°C bis 482°C (700–900°F) und ganz besonders bevorzugt von 427°C bis 466°C (800–870°F) erwärmen. Dieser Schritt läßt sich als Niedertemperatur-Warmverformung bezeichnen.
Falls erwünscht, kann man den Barren vor dieser Niedertemperatur-Warmverformung homogenisieren; das Endprodukt wird dadurch nicht verschlechtert. Es kann aber auch ohne vorhergehende Homogenisierung ohne Einbußen an Eigenschaften warmverformt werden.
Nachdem man den Barren in diesen Zustand vorerwärmt hat, wird er zu einem Zwischenprodukt warmverformt bzw. warmgewalzt. So ist der Barren für die nächste Operation bereit, nachdem er die erwähnte niedrige Temperatur erreicht hat. Längere Verweilzeiten auf der Vorwärmtemperatur sind nicht schädlich. Z.B. kann man den Barren 20 bis 30 Std. lang bei der Vorwärmtemperatur halten; für die Zwecke der vorliegenden Erfindung kann eine Dauer von z.B. weniger als 1 Std. ausreichend sein. Will man den Barren zu Grobblech als Endprodukt auswalzen, kann man mit dieser ersten Warmverformung dieses auf das 1,5- bis 5-fache der Dicke des Grobbleches reduzieren. Eine bevorzugte Reduzierung beträgt das 1,5- bis 5-fache der endgültigen Dicke des Grobbleches. Die Warmverformung kann im Temperaturbereich des Niedertemperatur-Warmverformens eingeleitet und im Bereich von 558 bis 204°C (1000–400°F) durchgeführt werden. Es sei weiterhin darauf hingewiesen, dass der gleiche oder ein ähnlicher Effekt sich mit einer Folge oder Variation von Vorwärm- und Niedertemperatur-Warmverformungsschritten erreichen läßt, die man allein oder im Kombination anwendet; eine solche Maßnahme liegt ebenfalls im Rahmen der vorliegenden Erfindung.
Nach dieser anfänglichen Niedertemperatur-Warmverformung wird das Zwischenprodukt auf eine Temperatur erwärmt, die hoch genug ist, um das Korngefüge zu rekristallisieren. Für die Rekristallisierung kann die Temperatur im Bereich von 482 bis 560°C (900–1040°F) liegen; bevorzugt sind 527 bis 549°C (980–1020°F). Es ist dieser Rekristallisierungsschritt – insbesondere gemeinsam mit den vorhergehenden Schritten –, der die Verbesserung der Eigenschaften des erfindungsgemäß hergestellten Grobblechs in der kurzen Querrichtung gestattet. Bei hohem Zirkoniumgehalt findet keine Rekristallisierung statt. Der Begriff Rekristallisierung soll hier sowohl eine teilweise als auch eine vollständige Rekristallisierung umfassen.
Nach dem Rekristallisieren wird das Zwischenprodukt dann bis zur endgültigen Gestalt des Endprodukts warmverformt bzw. warmgewalzt. Wie weiter oben angegeben, wird zur Herstellung eines Grob- oder Feinblechs das Zwischenprodukt z.B. bis auf eine Dicke von 2,5 mm bis 6,4 mm (Feinblech) bzw. 6,4 mm bis 254 mm (Grobblech) warm ausgegewalzt. Für diese abschließende Warmverformung sollte die Temperatur im Bereich von 549 bis 399°C (1020–750°F) – bei einer bevorzugten Metall-Anfangstemperatur im Bereich von 482 bis 538°C (900–1000°F) – liegen. Bei dieser letzten Warmverformung ist eine sorgfältige Temperaturführung wichtig.
Um verbesserte Eigenschaften in der kurzen Querrichtung zu erreichen, wird ein Lösungsglühen, wie weiter oben angegeben, durchgeführt, und man muß sorgfältig vorgehen, um z.B. für Grobblech ein im wesentlichen nicht rekristallisiertes Korngefüge sicherzustellen. Daher muß die Legierung erfindungsgemäß eine Mindestmenge Zirkonium und/oder Mangan enthalten, um die Rekristallisierung des Endprodukts beim Lösungsglühen zu verlangsamen. Aus dem gleichen Grund ist zusätzlich während der abschließenden Warmverformung darauf zu achten, dass die Arbeitstemperaturen nicht zu niedrig sind, um die dabei entstehenden Probleme zu umgehen. So kann eine zu starke Verformung bei der abschließenden Warmverformung zu einer Rekristallisation des Endprodukts beim Lösungsglühen führen und sie ist daher zu vermeiden.
Ist ein Feinblech mit hoher Beständigkeit gegen Abblättern und Spannungskorrosionrisse erwünscht, kann das Zwischenprodukt nach dem Rekristallisierungsschritt bis auf die Blechdicke kalt ausgewalzt werden. Der Begriff Kaltwalzen steht hier für ein Walzen bei niedrigen Temperaturen von z.B. 38 bis 149°C (100–300°F) oder bei Umgebungstemperatur. Diese Behandlung bewirkt ein Verlängern der Körner, die sich im Rekristallisierungsschritt gebildet haben. Diese langgestreckten Körner können eine hohe Beständigkeit gegen Korrosion durch Abblättern und gegen Spannungskorrosionsrissbildung ergeben. Die Körner haben ein Schlankheitsverhältnis von 1,5 bis 20, vorzugsweise von 2 bis 10. Um die langgestreckten Körner auszubilden, können mehrere Kaltwalzdurchläufe mit Zwischenglühen erforderlich sein. Um diese Körner im langgestreckten Zustand zu halten, muß beim Erreichen der Lösungsglühtemperatur darauf geachtet werden, dass sie nicht wieder ihren Ausgangszustand annehmen. Daher kann nach dem Kaltwalzen das Blechprodukt stufenweise geglüht werden, indem man zunächst auf 399 bis 427°C (750–800°F) erwärmt und dann vor dem Erreichen der Lösungsglühtemperaturen innerhalb z.B. 1/2 Std. bis 30 Std. mit 1 bis 111°C/Std. (2–200°F/Std.) und vorzugsweise 6 bis 8°C/Std. (10–15°F/Std.) auf etwa 482°C (900°F) erwärmt.
Muß das Endprodukt weniger anisotrop bzw. isotroper sein, d. h. in allen Richtungen mehr oder weniger gleichmäßige Eigenschaften aufweisen, kann die Niedertempera tur-Warmverformung eine weitere Kontrolle erfordern. Soll also das Endprodukt im wesentlichen frei von einer einer kräftigen Verformung entsprechenden Textur sein, um die Eigenschaften in der 45°-Richtung zu verbessern, kann man die Niedertemperatur-Warmverformung so durchführen, dass man die erwünschten Eigenschaften erhält. Um z.B. die 45°-Eigenschaften zu verbessern, kann man die Niedertemperatur-Warmverformung stufenweise ansetzen, indem man die Verformung und die Temperatur in einer Folge von Schritten durchführt und entsprechend steuert. Hiernach wird bei einer Ausführungsform dieser Behandlung der Barren nach dem Niedertemperatur-Vorwärmen im ersten Schritt der Niedertemperatur-Warmverformung um etwa 5 bis 35% und vorzugsweise 10 bis 25% der Dicke des Ausgangsbarrens reduziert. Die Temperatur für diesen ersten Schritt sollte im Bereich von 352 bis 496°C (665–925°F) liegen. Im zweiten Schritt der Behandlung beträgt die Reduzierung 20 bis 50% und vorzugsweise etwa 25 bis 35% der Dicke des Materials aus dem ersten Schritt. Die Temperaturen des zweiten Schritts sollten nicht höher als 349°C (660°F) sein und bevorzugt im Bereich von 260 bis 343°C (500–650°F) liegen. Im dritten Schritt sollte die Reduktion 20 bis 40% der Dicke des Materials aus dem zweiten Schritt betragen und die Temperatur sollte im Bereich von 177 bis 260°C (350–500°F) und vorzugsweise bei 204 bis 246°C (400–475°F) liegen. Diese Behandlungsstufen ergeben ein Zwischenprodukt, das rekristallisiert ist, wie bereits festgestellt. Ein typisches rekristallisiertes Gefüge des Zwischenprodukts zeigt die 2. Aus Gründen der Zweckmäßigkeit werden das Niedertemperatur-Vorwärmen und das Niedertemperatur-Warmverformen gekoppelt mit einer Temperatursteuerung und die Rekristallisierung des Zwischenprodukts hier als "Rekristallisierungseffekt" bezeichnet, ermöglicht es erfindungsgemäß, die Anisotropie der mechanischen Eigenschaften abzuschwächen und erwünschtenfalls ein der Art nach isotropes Endprodukt zu erzielen.
Während diese Ausführungsform der Erfindung vorstehend anhand einer 3-stufigen Verfahrensweise erläutert wurde, ist klar, dass die Erfindung auf diese Ausführungsform nicht beschränkt ist. Beispielsweise kann es eine Reihe von Niedertemperatur-Warmverformungsschritten durchgeführt werden, um abhängig von den erwünschten Eigenschaften die Anisotropie zu beeinflussen; dies ist nur mit der Lehre der vorlie genden Erfindung erreichbar, insbesondere bei Anwendung der Niedertemperatur-Warmverformung und der Rekristallisierung eines Zwischenprodukts. Diese Kontrolle kann noch wirksamer sein, wenn man sie mit kleinen Änderungen in der Zusammensetzung der Al-Li-Legierungen kombiniert. Z.B. kann man eine 2-stufige Niedertemperatur-Warmverformung anwenden. Bei einer 3-stufigen Behandlung sind für das Erreichen des gewünschten Mikrogefüges im Zwischenprodukt die letzten beiden Schritten wichtig. Oder man kann in den Niedertemperatur-Warmverformungsschritten die Richtung der Temperatur jeweils umkehren oder auch hohe und niedrige Temperaturen in Kombination anwenden. Diese Bemerkungen sollen den Umfang der Erfindung nicht einschränken, sondern lediglich das neue Verfahren und dessen Al-Li-Produkte erläutern, die sich mit den hier beschriebenen neuartigen Verfahrensweisen erreichen lassen.
Um die gewünschte Festigkeit und Bruchzähigkeit sowie die gewünschte Korrosionsbeständigkeit zu erzielen, wird das Produkt abgeschreckt, um das unkontrollierte Präzipitieren von Verfestigungsphasen zu verhindern, auf das weiter unten eingegangen wird.
So ist es für die Durchführung der vorliegenden Erfindung bevorzugt, dass von der Lösungstemperatur mit mindestens 56°C/s (100°F/s) auf eine Temperatur von etwa 93°C (200°F) oder weniger abgeschreckt wird. Eine bevorzugte Abschreckungsgeschwindigkeit beträgt min. 111°C/s (200°F/s) in einem Temperaturbereich von 482°C (900°F) oder höher bis 93°C (200°F) oder weniger. Nachdem das Metall eine Temperatur von etwa 93°C (200°F) erreicht hat, kann es an der Luft abgekühlt werden. Wird die erfindungsgemäße Legierung Brammen- oder Walzen-gegossen, können einige der oben beschriebenen Schritte u. U. entfallen; diese Praxis ist als im Bereich der vorliegenden Erfindung liegend anzusehen.
Nach dem Abschrecken des erfindungsgemäß hergestellten Legierungsproduktes kann es künstlich gealtert (ausgelagert) werden, um jene Kombination von Bruchzähigkeit und Festigkeit einzustellen, die für Luftfahrzeugteile erwünscht ist. Sie läßt sich erreichen, indem man das Grob- oder Feinblech bzw. den Formkörper einer Temperatur im Bereich von 66 bis 204°C (150–400°F) lange genug aussetzt, um die Streckgrenze anzuheben. Bei einigen Zusammensetzungen läßt sich das Produkt künstlich bis auf Streckgrenzen von bis zu 0,655 GPa (95 ksi) altern (auslagern). Die brauchbaren Festigkeiten liegen im Bereich von 0,345 bis 0,586 GPa (50 bis 85 ksi), während entsprechende Bruchzähigkeiten für das Blech im Bereich von 15 bis 75 ksi·in liegen. Vorzugsweise wird künstlich gealtert (ausgelagert), indem man das Legierungsprodukt min. 30 min lang einer Temperatur im Bereich von 121 bis 191°C (250–375°F) aussetzt. Ein geeignetes Vorgehen zum Altern (Auslagern) beinhaltet eine ca. 8- bis 24stündige Behandlung bei einer Temperatur von etwa 163°C (325°F). Es sei ferner darauf hingewiesen, dass das erfindungsgemäß erhaltene Legierungsprodukt einer beliebigen der typischen, aus dem Stand der Technik bekannten "Unteralterungsbehandlungen (underaging treatments)" unterworfen werden kann, z.B. einer natürlichen Alterung und einer Mehrschritt-Alterung.
Während hier nur eine Einzelschritt-Alterung beschrieben wurde, ist auch eine Mehrschritt-Alterung – wie z.B. eine 2- oder 3-Schritt-Alterung, möglich und ein Recken oder eine äquivalente Art der Bearbeitung bzw. Verformung läßt sich vor oder auch nach einem Teil dieser Alterungsschritte anwenden.
Der hier verwendete Ausdruck "spezifische Festigkeit" bezeichnet die Streckgrenze ("tensile yield strength") bezogen auf die Dichte der Legierung. Aus erfindungsgemäßen behandelten Legierungen hergestellte Blechprodukte haben z.B. eine spezifische Festigkeit von mindestens 0,75 × 10⁶ ksi in³/lb., vorzugsweise von mindestens 0,80 × 10⁶ ksi in³/lb. Diese Legierungen sind in der Lage, spezifische Festigkeiten von bis zu 1,00 × 10⁶ ksi in³/lb. zu erreichen.
Das erfindungsgemäß erhaltene Knetprodukt kann abhängig von der thermomechanischen Behandlung entweder mit rekristallisertem oder mit nicht rekristallisiertem Korngefüge hergestellt werden. Ist ein Grobblech mit nicht rekristallisiertem Gefüge erwünscht, wird die Legierung warmgewalzt und lösungsgeglüht, wie bereits erwähnt. Ist ein rekristallisiertes Grobblech erwünscht, wird der Zr-Anteil sehr niedrig (z.B. bei weniger als 0,08 Gew.-%) gehalten. Es müssen aber noch weitere Elemen te, wie hier erwähnt (z.B. Mn), vorhanden sein und die thermomechanische Behandlung erfolgt bei einer Walztemperatur von etwa 427 bis 454°C (800–850°F) und unter Durchführung des oben erwähnten Lösungsglühens. Für ein nicht rekristallisiertes Gefüge sollten mehr als 0,10 Gew.-% Zr vorliegen und die thermomechanische Behandlung sollte wie oben durchgeführt werden, wobei man beim Lösungsglühen eine Aufheizgeschwindigkeit von nicht höher als 2,8°C/min (5°F/min) und vorzugsweise von weniger als 0,56°C/min (1°F/min) anwendet.
Ist ein rekristallisertes Feinblech mit niedrigem Zr-Anteil (z.B. von weniger als 0,1 Gew.-% und vorzugsweise im Bereich von 0,05 bis 0,08 Gew.-%) erwünscht, wird der Barren zunächst bis auf eine Brammendicke von 50 mm bis 125 mm warm ausgewalzt, wie oben beschrieben, und danach auf 371 bis 454°C (700–850 °F) erwärmt und auf die Feinblechdicke warm ausgewalzt, gefolgt von einem 1- bis 12-stündigen Glühen bei 260 bis 482°C (500–900°F). Dann walzt man das Material kalt unter einer min. 25%igen Dickenreduktion zum Feinblech aus und lösungsglüht, reckt und altert es schließlich. Bei erheblichen Zr- oder Mn-Gehalten (z.B. von etwa 0,12 Gew.-% oder 0,4 Gew.-% Mn) läßt sich, falls erwünscht, ein rekristallisiertes Gefüge erreichen. Dazu wird der Barren bei einer Temperatur im Bereich von 427 bis 538°C (800–1000°F) warmgewalzt und dann 4 bis 16 Std. lang bei etwa 427 bis 454°C (800–850°F) geglüht. Danach wird das Produkt unter einer mindestens 25%igen Dickenreduktion kalt ausgewalzt. Das Blech wird bei einer Temperatur im Bereich von 510 bis 549°C (950–1020°F) mit einer Aufheizrate von nicht weniger als 5,6°C/min (10°F/min) und vorzugsweise bis zu 111°C/min (200°F/min) lösungsgeglüht, wobei höhere Aufheizraten ein feineres Rekristallisationskorn ergeben. Das Blech kann dann abgeschreckt, gereckt und gealtert (ausgelagert) werden.
Knetprodukte wie Grob- und Feinblech sowie Schmiedeteile bilden erfindungsgemäß ein Festkörper-Präzipitat entlang der (100)-Ebenen. Das Präzipitat ist plättchenartig bei einem Durchmesser im Bereich von etwa 50 bis 100 Å (5–10 nm) und einer Dicke von 4 bis 20 Å (0,4–2 nm). Es enthält im wesentlichen Kupfer oder Kupfer-Magnesium, d. h. es ist reich an Kupfer bzw. reich an Kupfer und Magnesium. Diese Präziptate werden generell als GP-Zonen bezeichnet und sind in dem Aufsatz "The Early Stages of wt.-% Zone Formation in Naturally Aged A1-4 Wt Pct Cu Alloys" von R. J. Rioja und D. E. Laughlin in "Metallurgical Transactions A", Vol. 8A, August 1977, S. 1257-61 m, beschrieben. Vermutlich wird die Absonderung von GP-Zonen durch den Mg- und Zn-Zusatz verursacht, die die Löslichkeit von Cu in der Al-Matrix verringern. Weiterhin regen vermutlich Mg und Zn die Keimbildung dieses metastabilen Verfestigungspräzipatats an. Die numerische Dichte der Präzipitate in den (100)-Ebenen pro Kubikzentimeter liegt in dem Bereich von 1 × 10¹⁵ bis 1 × 10¹⁷, bevorzugt bei mehr als 1 × 10¹⁵ bis 5 × 10¹⁶. Diese Präzipitate fördern die Ausbildung hoher Festigkeiten ohne Verlust an Bruchzähigkeit insbesondere bei kürzerer Alterung (z.B. von 15 Std. bei 177°C (350°F)) für die ungereckten Produkte.
Strangpreßlinge und Schmiedestücke werden in der Regel durch Warmverformung bei Temperaturen im Bereich von 316 bis 538°C (600–1000°F) – in Grenzen abhängig von den gewünschten Eigenschaften und Feinstgefügen – hergestellt.
Die folgenden Beispiele sollen die Erfindung erläutern.
Beispiel 1
Zum Vergleich wurde eine Al-Legierung mit (in Gew.-%) 2,4 Li, 2,7 Cu, 0,12 Zr, Rest im wesentlichen Al und Verunreinigungen (AA2090) zu einem zum Walzen geeigneten Barren vergossen, der in einem Ofen bei 510°C (950°F) 8 Std. lang homogenisiert, dann 24 Std. bei 538°C (1000°F) vorgehalten und luftgekühlt wurde. Der Barren wurde dann in einem Ofen 30 min lang bei 524°C (975°F) behandelt und zu einer Dicke von 101 mm (4 in.) ausgewalzt, 30 min bei 524°C (975°F) vorgehalten und dann zu einem 38 mm (1,5 in.) und 13 mm (0,5 in.) dicken Grobblech ausgewalzt. Vor dem Lösungsglühen wurde das Blech 24 Std. lang in einem Ofen bei 427°C (800°F) geglüht, gefolgt von einer Lösungsbehandlung von 2 Std. bei 549°C (1020°F) und einem Abschrecken unter einem stetigen Wassersprühstrahl bei einer Wassertemperatur von 22°C (72°F). Das Blech wurde in der Walzrichtung bei einer permanenten Formänderung von 6% gereckt. Auf das Recken folgte eine künstliche Alterung von 24 Std. bei 163°C (325°F). Die Festigkeit wurde nach ASTM B-557 bestimmt. Die Proben hierfür waren in Längsrichtung 1,63 mm (0,064 in.) dick. Die Bruchzähigkeitsmeßwerte wurden unter Verwendung kompakter Zug-Bruch-Zähigkeits-Proben gemäß ASTM E-399 und B645 erhalten.
Die folgende Tabelle I zeigt die erhaltenen mechanischen Werte. Sämtliche in der Tabelle I angegebenen Eigenschaften wurden bei einem 12,7-mm-Blech (0,5 in.) erhalten, mit Ausnahme der Eigenschaften in der kurzen Querrichtung, die bei einem 38,1 mm dickem Blech (1,5 in.) bestimmt wurden. Die Festigkeit in der Blechmitte (Dicke/2 = T/2) ist erheblich höher als die an der Blechoberfläche (Dicke/10 = T/10) oder auf der Hälfte zwischen der Oberfläche und der Mitte (Dicke/4 = T/4).
Die Röntgen-Polfiguren des 12,7 mm dicken Bleches zeigen das Vorliegen eines gut ausgebildeten Walzgefüges. Weiterhin besteht ein erheblicher Festigkeitsunterschied zwischen der Längsrichtung und der kurzen Querrichtung und die Bruchzähigkeit in der kurzen Querrichtung ist niedrig. Diese mangelhafte Gleichförmigkeit der mechanischen Eigenschaften in verschiedenen Richtungen hat dazu geführt, dass eine Anzahl von Al-Li-Produkten für gewerbliche Zwecke nicht verwendet werden konnte.
Tabelle I
Beispiel 2
Zum Vergleich wurde eine Al-Legierung mit (in Gew.-%) 2,2 Li, 2,7 Cu, 0,11 Zr (AA2090), Rest im wesentlichen Al und Verunreinigungen zu einem walzfähigen Barren vergossen und dieser wurde in einem Ofen 8 Std. lang bei 510°C (950°F) homogenisiert, sofort gefolgt von einem 24-stündigen Vorhalten bei 538°C (1000°F) und einem Kühlen an der Luft. Sodann wurde der Barren in einem Ofen 30 min lang bei 454°C (850°F) vorgehalten und zu einer 76,2 mm (3 in.) dicken Bramme ausgewalzt, die zur Rekristallisierung 8 Std. bei 538°C (1000°F) vorgehalten und dann zu einer Dicke von 38,1 mm (1,5 in.) warm ausgewalzt wurde. Vor dem Lösungsglühen wurde das Blech 24 Std. lang in einem Ofen bei 427°C (800°F) geglüht, gefolgt von einem 2-stündigen Lösungsglühen bei 549°C (1020°F) und einem Abschrecken unter einem stetigen Wassersprühstrahl mit einer Temperatur von 22°C (72°F). Das Blech wurde in der Walzrichtung bei einer Dauerverformung von 6% gereckt, gefolgt von einer 24-stündigen künstlichen Alterung bei 163°C (325°F). Die Festigkeitseigenschaften wurden gemäß ASTM B-557 bestimmt. Die Proben für die Zugfestigkeit über die Dicke waren in Längsrichtung 1,63 mm (0,064 in.) dick. Die Meßwerte für die Bruchzähigkeit wurden bei kompakten Zug-Bruch-Zähigkeits-Proben gemäß ASTM E-399 und B-645 bestimmt.
Die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle II enthalten. Wie daraus ersichtlich, ist der Unterschied der Längs-Festigkeit über die Blechdicke nicht so hoch wie im vorgehenden Beispiel 1; d. h., die Festigkeit in der Blechmitte (Dicke/2 = T/2) ist etwa gleich der an der Oberfläche (Dicke/10 = T/10) oder bei der Hälfte zwischen der Oberfläche und der Mitte (Dicke/4 = T/4).
Die Röntgen-Polfiguren des Bleches zeigen, dass die Walztextur nicht so ausgeprägt war wie im Beispiel 1. Trotz der besseren Gleichförmigkeit der Festigkeit über die Dicke ist in der Tabelle II die Bruchzähigkeit in der kurzen Querrichtung immer noch niedrig. Tabelle II

* Die Proben rissen während des Tests.

Beispiel 3
Eine erfindungsgemäß eingesetzte Al-Legierung mit (in Gew.-%) 2,0 Li, 2,5 Cu, 1,0 Zn, 0,3 Mg, 0,4 Mn, 0,02 Zr, Rest im wesentlichen Al und Verunreinigungen, wurde zu einem walzfähigen Barren vergossen, der in einem Ofen 8 Std. lang bei 510°C (950°F) homogenisiert und dann sofort 24 Std. lang bei 538°C (1000°F) vorgehalten und luftgekühlt wurde. Der Barren wurde dann in einem Ofen 30 min lang bei 482°C (900°F) vorgewärmt und bis zu einer Dicke von 81,3 mm (3,5 in.) warm ausgewalzt. Das Walzstück wurde zum Rekristallisieren 4 Std. lang bei 538°C (1000°F) gehalten und zu einem Grobblech von 38,1 mm (1,5 in.) Dicke warm ausgewalzt. Sodann wurde das Blech 2 Std. lang bei 549°C (1020°F) lösungsgeglüht und in einem stetigen Wassersprühstrahl von 11°C (72°F) Wassertemperatur abgeschreckt. Nach einem Tag natürlicher Alterung wurde das Blech in der Walzrichtung bei einer dauerhaften Verformung von 6% gereckt, gefolgt von einem 36-stündigen künstlichen Altern bei 154°C (310°F). Die Zugeigenschaften wurden gemäß ASTM B-557 bestimmt. Die Proben für die Zugfestigkeit über die Dicke waren in Längsrichtung 1,63 mm (0,064 in.) dick. Die Bruchzähigkeitsmeßwerte wurden bei kompakten Zug-Bruchzähigkeits-Proben gemäß AStM E-399 und B-645 bestimmt. Die Ergebnisse zeigt die folgende Tabelle III. Es sei darauf hingewiesen, dass der erhebliche Unter schied der Längsfestigkeit über die Blechdicke, der sich im Beispiel 1 ergeben hatte, nun wesentlich geringer ist; d. h. die Festigkeit in der Mitte der Blechdicke (Dicke/2) entspricht etwa der auf der Hälfte der Dicke zwischen der Oberfläche und der Mitte (Dicke/4 = T/4).
Die Röntgen-Polfiguren enthalten keinen Hinweis auf ein ausgeprägtes Walzgefüge. Es sei ferner daruf hingewiesen, dass die Bruchzähgikeit in der kurzen Querrichtung erheblich höher ist als in den beiden vorgehenden Beispielen.
Tabelle III
Beispiel 4
Es wurde eine erfindungsgemäß eingesetzte Al-Legierung mit (in Gew.-%) 2,0 Li, 2,7 Cu, 0,08 Zr, 0,3 Mg, 1,0 Zn, 0,4 Mn, 0,01 V, Rest im wesentlichen Al und Verunreinigungen, zu einem zu einem Blechprodukt walzfähigen Barren vergossen. Der Barren wurde in einem Ofen 8 Std. lang bei 510°C (950°F) homogenisiert, sofort gefolgt von einem 24-stündigen Vorhalten bei 538°C (1000°F) und einem Kühlen an der Luft. Der Barren wurde dann in einem Ofen 30 min lang bei 524°C (975°F) vorgewärmt und zu einer Dicke von zu 88,9 mm (3,5 in.) ausgewalzt. Das Walzprodukt wurde zum Rekristallisieren 2 Std. lang bei 524°C (975°F) gehalten und dann zu einem Blech von 4,11 mm (0,162 in.) Dicke warm ausgewalzt, das 2 Std. lang bei 454°C (850°F) geglüht und in einem Ofen auf 204°C (400°F) gekühlt wurde. Das Blech wurde dann bis auf eine Dicke von 2,29 mm (0,090 in.) kalt ausgewalzt und 30 min lang bei 538°C (1000°F) lösungsgeglüht. Das Abschrekken erfolgte durch Eintauchen in Wasser von Zimmertemperatur.
Nach dem Abschrecken wurde das Blech 2% kaltgewalzt und in der Walzrichtung 2 gereckt, gefolgt von einer 22-stündigen künstlichen Alterung bei 154°C (310°F). Die Zugeigenschaften wurden nach ASTM B-557 bestimmt. Die Bruchzähigkeit wurde bei Proben mit den Abmessungen 2,29 mm × 406,4 mm × 1117,6 mm (0,090 × 16 × 44 in.) mit einem mittigen Ermüdungsriß gemäß ASTM B-646 und E-561 bestimmt. Die Ergebnisse der Messungen sind in der folgenden Tabelle IV zusammengefaßt.
Die 1 zeigt das Verfestigungsverhalten beim Altern bei 154°C (310°F).
Die 2 zeigt das rekristallisierte Feinstgefüge des Bleches nach der oben erläuterten Herstellungsweise.
Tabelle IV
Wie sich aus der Tabelle IV ergibt, besteht auch bei einem Blechprodukt kaum ein Unterschied zwischen den Festigkeiten in Längs- und in 45°-Richtung. Bei herkömmlichen Herstellungsverfahren treten dagegen weitaus größere Unterschiede auf. Wie zu ersehen ist, werden erfindungsgemäß sehr gleichmäßige Eigenschaften erzielt.

Claims

Verfahren zur Herstellung lithiumhaltiger flachgewalzter Produkte auf Basis einer Aluminiumlegierung, dadurch gekennzeichnet, dass es die folgenden Stufen umfasst: (a) Bereitstellung eines Formkörpers aus einer Aluminiumlegierung, die enthält 0,2 bis 5,0 Gew.-% Li, 0,05 bis 6,0 Gew.-% Mg, mindestens 2,45 Gew.-% Cu, 0,1 bis 1,0 Gew.-% Mn, 0,05 bis 6,0 Gew.-% Zn, max. 0,5 Gew.-% Fe, max. 0,5 Gew.-% Si, mindestens eines der Elemente Cr, V, Hf, Zr, Ti, Sc und Ce, wobei Cr, V, Zr, Ti und Sc in einer Menge in dem Bereich von 0,01 bis 0,2 Gew.-%, Hf in einer Menge von bis zu 0,6 Gew.-% und Ce in einer Menge in dem Bereich von 0,01 bis 0,5 Gew.-% vorliegen, wobei Mg und Zn in einem Verhältnis in dem Bereich von 0,1 bis weniger als 1 vorliegen, Rest Al und zufällige Verunreinigungen; (b) Durchführung mindestens einer Niedertemperatur-Verformung mit dem Formkörper der Stufe (a) bei einer Temperatur in dem Bereich von 315 bis 510°C (600–950°F); (c) Durchführung mindestens einer Niedertemperatur-Warmverformung mit dem in der Stufe (b) erhaltenen Formkörper bei einer Temperatur von 177 bis 496°C (350–925°F) unter Ausbildung eines Zwischenprodukts, (d) Rekristallisieren des in der Stufe (c) erhaltenen Zwischenprodukts bei einer Temperatur in dem Bereich von 482 bis 560°C (900–1040°F), (e) Durchführung einer Warmverformung mit dem in der Stufe (d) erhaltenen rekristallisierten Zwischenprodukt bei einer Temperatur in dem Bereich von 482 bis 560°C (900–1040°F) oder Kaltwalzen des in der Stufe (d) erhaltenen rekristallisierten Produkts und (f) Durchführung einer Lösungsglühung mit dem in der Stufe (e) erhaltenen warmverformten Produkt bei einer Temperatur in dem Bereich von 482 bis 566°C (900–1050°F), das anschließend abgeschreckt und gealtert wird.
Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der in der Stufe (a) bereitgestellte Formkörper 1,5 bis 3,0 Gew.-% Li, 0,2 bis 2,5 Gew.-% Mg, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Zn, 2,55 bis 2,90 Gew.-% Cu und 0,1 bis 0,8 Gew.-% Mn enthält.
Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der in der Stufe (a) bereitgestellte Formkörper 1,8 bis 2,5 Gew.-% Li, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Mg, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Zn, 2,5 bis 2,9 Gew.-% Cu, und 0,1 bis 0,7 Gew.-% Mn enthält.
Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Endprodukt weniger als 0,08 Gew.-% Zr enthält und rekristallisiert ist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Formkörper vor Durchführung der Stufe (b) bei einer Temperatur in dem Bereich von 482 bis 566°C (900–1050°F) homogenisiert wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Niedertemperatur-Verformung in der Stufe (b) bei einer Temperatur im Bereich von 316 bis 482°C (600–900°F) durchgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass die Niedertemperatur-Verformung in der Stufe (b) bei einer Temperatur in dem Bereich von 371 bis 482°C (700–900°F) durchgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass in der Stufe (c) eine Folge von Niedertemperatur-Warmverformungen durchgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass eine der Niedertemperatur-Warmverformungen der Stufe (c) bei einer Temperatur in dem Bereich von 352 bis 496°C (665–925°F) durchgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass eine der Niedertemperatur-Warmverformungen der Stufe (c) bei einer Temperatur in dem Bereich von 260 bis 371°C (500–700°F) durchgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass eine der Niedertemperatur-Warmverformungen der Stufe (c) bei einer Temperatur in dem Bereich von 177 bis 260°C (350–500°F) durchgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass die erste Niedertemperatur-Warmverformung in der Stufe (c) bei einer Temperatur in dem Bereich von 260 bis 454°C (500–850°F) durchgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass die zweite Niedertemperatur-Warmverformung in der Stufe (c) bei einer Temperatur in dem Bereich von 204 bis 260°C (400–500°F) durchgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass in der Stufe (c) eine Folge von mindestens zwei Niedertemperatur-Warmverformungen durchgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, dass die erste Niedertemperatur-Warmverformung in der Stufe (c) bei einer höheren Temperatur als die zweite Niedertemperatur-Warmverformung durchgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass die erste Niedertemperatur-Warmverformung in der Stufe (c) bei einer Temperatur in dem Bereich von 352 bis 496°C (665–925°F) und die zweite Niedertemperatur- Warmverformung bei einer Temperatur in dem Bereich von 177 bis 343°C (350–650°F) durchgeführt werden.
Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass in der Stufe (c) eine Folge von drei Niedertemperatur-Warmverformungen durchgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 17, dadurch gekennzeichnet, dass von den drei Niedertemperatur-Warmverformungen in der Stufe (c) eine erste bei einer Temperatur in dem Bereich von 352 bis 496°C (665–925°F), eine zweite bei einer Temperatur in dem Bereich von 260 bis 371°C (500–700°F) und eine dritte bei einer Temperatur in dem Bereich von 177 bis 260°C (350–500°F) durchgeführt werden.
Verfahren nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, dass die bei einer Temperatur in dem Bereich von 177 bis 260°C (350–500°F) in der Stufe (c) durchgeführte Niedertemperatur-Warmverformung vor den beiden anderen Niedertemperatur-Warmverformungen durchgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 19, dadurch gekennzeichnet, dass die Rekristallisation in der Stufe (d) bei einer Temperatur in dem Bereich von 527 bis 549°C (980–1020°F) durchgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 20, dadurch gekennzeichnet, dass das Zwischenprodukt der Stufe (c) mindestens teilweise rekristallisiert wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 21, dadurch gekennzeichnet, dass die Warmverformung in der Stufe (e) mit dem rekristallisierten Produkt der Stufe (d) bei einer Temperatur in dem Bereich von 510 bis 549°C (950–1020°F) durchgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 22, dadurch gekennzeichnet, dass das lösungsgeglühte Produkt in der Stufe (f) bei einer Temperatur in dem Bereich von 66 bis 204°C (150–400°F) künstlich gealtert wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 23, dadurch gekennzeichnet, dass es sich bei dem in der Stufe (c) erhaltenen Zwischenprodukt um ein flachgewalztes Produkt handelt, dessen Dicke dem 1,5- bis 15-fachen der Dicke des Endprodukts entspricht.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 24, dadurch gekennzeichnet, dass es sich bei dem in der Stufe (e) erhaltenen Produkt um ein im Wesentlichen nicht-rekristallisiertes Produkt handelt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 24, dadurch gekennzeichnet, dass es sich bei dem in der Stufe (e) erhaltenen Produkt um ein rekristallisiertes Produkt handelt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 26, dadurch gekennzeichnet, dass der in der Stufe (a) bereitgestellte Formkörper ein Barren ist, dessen Dicke bei einer der Niedertemperatur-Warmverformungen der Stufe (c) um 5 bis 25% vermindert wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 26, dadurch gekennzeichnet, dass der in der Stufe (a) bereitgestellte Formkörper ein Barren ist, dessen Dicke nach einer der Niedertemperatur-Warmverformungen in der Stufe (c) um 20 bis 40% vermindert wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 17 bis 19, dadurch gekennzeichnet, dass der in der Stufe (a) bereitgestellte Formkörper ein Barren ist, dessen Dicke durch die dritte Niedertemperatur-Warmverformung in der Stufe (c) um 20 bis 30 vermindert wird.
Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Produkt während des Kaltwalzens in der Stufe (e) zwischengeglüht wird.
Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das in der Stufe (e) nach dem Kaltwalzen erhaltene Produkt geglüht wird, wobei die Temperatur mit einer Geschwindigkeit von 1 bis 111°C/h (2–200°F/h) von 399°C auf 510°C (750–950°F) erhöht wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 31, dadurch gekennzeichnet, dass Mg und Zn in dem Endprodukt in einem Verhältnis von 0,2 bis 0,9 vorliegen.
Verfahren nach Anspruch 32, dadurch gekennzeichnet, dass Mg und Zn in dem Endprodukt in einem Verhältnis von 0,3 bis 0,8 vorliegen.