DE69204092T2

DE69204092T2 - Verfahren zur Herstellung von gehärteten Blechen aus Aluminiumlegierung mit sehr guter thermischer Stabilität.

Info

Publication number: DE69204092T2
Application number: DE69204092T
Authority: DE
Inventors: Hiroki Tanaka; Shin Tsuchida
Original assignee: Sumitomo Light Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Light Metal Industries Ltd
Priority date: 1991-03-29
Filing date: 1992-03-27
Publication date: 1996-01-25
Anticipated expiration: 2012-03-28
Also published as: DE69204092D1; EP0506100B1; EP0506100A1; US5240522A

Description

1. Technisches Gebiet

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung von Blechwerkstoffen aus Aluminiumlegierung, die besonders als Werkstoffe für die Ober- und Unterseiten von Retortendosen zur Aufbewahrung von Kaffee, Tee etc. geeignet sind. Insbesondere bezieht sich die vorliegende Erfindung auf ein Verfahren zur Herstellung von gehärteten Blechen aus Aluminiumlegierung mit guter Formbarkeit und hoher Festigkeit, die auch nach einer Ofenhärtung bei 250 bis 300 ºC von Korrosionsschutzschichtmaterialien oder ähnlichen Materialien, die auf die Bleche aufgebracht werden, ohne Weichwerden beibehalten werden.

2. Stand der Technik

Dosen zur Aufbewahrung von Kaffee, Tee und ähnlichen Getränken werden zur Sterilisierung einer bestimmten Wärmebehandlung unterzogen, die als Uretortenerhitzenll bezeichnet wird, wobei die Dosen durch Erhitzen in einem Sterilisationsapparat, der sogenannten "Retorte", sterilisiert werden. In dieser Beschreibung werden die auf diese Weise sterilisierten Dosen lediglich als "Retortendosen" bezeichnet. Da sich in den Retortendosen Materialien befinden, durch die Aluminiumlegierungen sehr leicht korrodieren, werden die Innenflächen mit einer organischen Polymerharzschicht beschichtet, die einen sehr hohen Korrosionsschutz bewirkt. Von diesen Polymerharzschichten sind mehrere Arten bekannt, wie zum Beispiel Beschichtungen aus Vinylharz, Vinylorganosol, Epoxyamin, Epoxyphenol, Epoxyacryl etc. Bei der Beschichtung eines gehärteten Bandes oder Blechs wird eines der zuvor erwähnten Beschichtungsmaterialien mit Hilfe einer geeigneten Beschichtungsvorrichtung wie zum Beispiel einem Walzenbeschichter oder ähnliches auf das Band oder das Blech aufgebracht und bei 250 bis 300 ºC in einem kontinuierlichen Ofen einer Wärmebehandlung unterzogen, um die für die Schutzschicht erforderlichen Eigenschaften zu erhalten.
Bisher wurden die folgenden Verfahren für die Herstellung von Blechwerkstoffen aus Aluminiumlegierung, die zu Ober- und Unterseiten von Retortengetränkedosen für Kaffee, Tee und ähnliches verarbeitet werden, vorgeschlagen. Ein Barren einer Aluminiumlegierung wird homogenisiert und zu einer Dicke von 3 bis 5 mm heißgewalzt. Anschließend wird die heißgewalzte Aluminiumlegierung in den folgenden Schritten zu einem gehärteten Blech mit einer Dicke von 0,4 mm oder weniger verarbeitet:
(1) Kaltwalzen, zwischendurch Glühen bei 300 bis 450 ºC und endgültiges Kaltwalzen auf eine Blechdicke von 0,4 rnrn oder weniger, oder
(2) Heißwalzen auf eine Blechdicke von ungefähr 2 mm, wobei das Blech bei dieser Dicke gegebenenfalls zwischendurch geglüht werden kann, und endgültiges Kaltwalzen auf eine Blechdicke von 0,4 mm oder weniger.
Wie oben erwähnt, werden die Blechwerkstoffe aus Aluminiumlegierung für Ober- und Unterseiten von Retortengetränkedosen mit Hilfe eines Walzenbeschichters oder ähnlichem mit einer organischen Polymerharzschicht beschichtet und in einem kontinuierlichen Ofen bei einer Temperatur von 250 bis 300 ºC erhitzt, um die Beschichtung zu trocknen und zu härten. Beim Beschichten und Ofenhärten dieser herkömmlichen Blechwerkstoffe aus Aluminiumlegierung werden die Blechwerkstoffe weich, wodurch die Festigkeit reduziert wird. Daher ist eine Reduzierung der Wanddicke bei den herkömmlichen Werkstoffen sehr schwierig - eine ausreichende Reduzierung der Dicke ist nicht möglich, wenn gleichzeitig ausreichende Festigkeitsgrade beibehalten werden sollen.
EP-A-0 234 044, die ebenfalls das Problem des "Weichwerdens" behandelt, offenbart ein Verfahren, das aus folgenden Schritten besteht: Homogenisieren, Heißund Kaltwalzen einer Al-Legierung, die aus 4-5,8 % Mg, 0,2-0,9 % Mn, 0,02-0,4 % Cu und ansonsten aus Al und nebensächlichen Verunreinigungen besteht. EP-A-0 413 907 offenbart ein ähnliches Verfahren, wobei der Werkstoff zwischen den Kaltwalzphasen zwischendurch bei 350-500 ºC geglüht wird.

Zusammenfassung

Daher hat die vorliegende Erfindung die Aufgabe, ein Verfahren zur Herstellung eines gehärteten Blechs aus Aluminiumlegierung mit sehr hoher thermischer Stabilität zur Verfügung zu stellen.
Zur Lösung der zuvor erwähnten Probleme wurde die beim Beschichten und Ofenhärten erforderliche, zuvor erläuterte thermische Stabilität verbessert, indem durch Zugabe von Mn oder Mn und Cu, entweder mit oder ohne Si, Fe, Ti und B, feine und gleichmäßige Al-Mn-Verbindungen ausgefällt wurden in Verbindung mit einer thermischen Behandlung bei tiefen Temperaturen. Darüber hinaus wurden die Festigkeit und Formbarkeit des Endblechs im Zusammenhang mit den Herstellungsverfahren untersucht und es wurde festgestellt, daß durch eine Ergänzung des Herstellungsverfahrens mit einer zusätzlichen Kaltwalzphase und einer Wärmebehandlung zur Rekristallisierung ein gehärtetes Blech mit sehr hoher Festigkeit und Formbarkeit erhalten wird. Die vorliegende Erfindung wurde aufgrund dieser Untersuchung und Ergebnisse realisiert.
Die vorliegende Erfindung stellt ein Verfahren zur Herstellung eines gehärteten Blechs aus Aluminiumlegierung mit sehr hoher thermischer Stabilität zur Verfügung, das aus folgenden Schritten besteht:
Homogenisieren eines Barrens einer Aluminiumlegierung, die aus 3,0 bis 6 Gew.-% Mg und 0,4 bis 0,8 Gew.-% Mn und ansonsten aus Al und nebensächlichen Verunreinigungen besteht,
Heißwalzen des homogenisierten Barrens zu einem Blech,
Kaltwalzen des heißgewalzten Blechs mit einer Walzverringerung von mindestens 20 %,
zwischendurch eine Stunde oder länger bei 200 bis 250 ºC das kaltgewalzte Blech wärmebehandeln,
endgültig Kaltwalzen des zwischendurch wärmebehandelten Blechs bei einer Verringerung von mindestens 50 %.
Bei diesem Verfahren kann der Aluminiumbarren außerdem zwischen 0,05 und 0,4 % Cu mit oder ohne 0,05 bis 0,5 % Si, sowie zwischen 0,1 und 0,5 % Fe, zwischen 0,01 und 0,05 % Ti und zwischen 0,0001 und 0,0010 % B enthalten.
Anstelle der zuvor beschriebenen Homogenisierungs- und Heißwalzphasen kann das Verfahren jedoch auch aus folgenden Stufen bestehen: Homogenisieren, Heißwalzen des homogenisierten Barrens auf eine Dicke von 2 bis 6 mm, Kaltwalzen des heißgewalzten Blechs und Glühen des kaltgewalzten Blechs, um eine Umkristallisierung zu erreichen.

GENAUE BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSGESTALTUNGEN

Nachfolgend werden die Gründe für die Beschränkungen der Legierungselemente und die Bearbeitungsbedingungen für die Aluminiumlegierung der vorliegenden Erfindung im einzelnen erläutert.
Mg: Mg ist das wichtigste Additivelement der Aluminiumlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung und trägt zur Verbesserung der Festigkeit bei. Bei Zugabe von weniger als 3,0 % Mg wird der erforderliche Festigkeitsgrad nicht erreicht. Bei Zugabe von mehr als 6 % können während der Heißwalzphase Risse entstehen.
Mn: Mn ist ein für die Verbesserung der thermischen Stabilität wesentliches Additivelement. Bei Zugabe von weniger als 0,4 % Mn wird kein ausreichendes Ergebnis erzielt. Eine Zugabe von mehr als 0,8 % Mn führt zu einer Verschlechterung der Bearbeitbarkeit in der Heißwalzphase und gegebenenfalls zur Bildung von groben intermetallischen Al-Fe-Mn-Verbindungen beim Gießen, wodurch die Formbarkeit des gehärteten Blechs verschlechtert wird.
Cu: Ebenso wie Mn verbessert Cu die thermische Stabilität. Insbesondere bewirkt Cu die Ausfällung von feinen Niederschlägen beim Ofenhärten eines Beschichtungsmaterials, wodurch die Übertragung von Versetzungen verhindert wird. Eine Zugabe von mehr als 0,4 % Cu ist ungünstig, da beim Heißwalzen Risse entstehen. Bei Zugabe von weniger als 0,05 % wird jedoch die Wirkung nicht erzielt.
Si: Si bildet beim Ofenhärten zusammen mit Mg Verbindungen (Mg&sub2;Si) und bewirkt eine höhere Festigkeit des Materials. Si hat jedoch ungünstige Auswirkungen auf die Formbarkeit des Materials. Bei der vorliegenden Erfindung sollten nur niedrige Mengen zugegeben werden, vorzugsweise zwischen 0,05 und 0,5 %. Um den Si-Gehalt auf weniger als 0,05 % zu reduzieren, ist ein für ein Aluminiummetall hoher Reinheitsgrad erforderlich. Ein Verfahren zum Erreichen eines derart hohen Reinheitsgrades ist jedoch im Hinblick auf die Kosten ungünstig. Eine Zugabe von mehr als 0,5 % 51 führt zu einer Verschlechterung der Formbarkeit.
Fe: Fe bildet beim Gießen grobe Al-Fe-Mn- Verbindungen, wodurch die Formbarkeit verschlechtert wird. Bei der vorliegenden Erfindung wird der Fe-Gehalt am besten auf einen niedrigen Wert eingestellt, vorzugsweise auf einen Wert zwischen 0,1 und 0,5 %. Um jedoch einen Fe-Gehalt von weniger als 0,1 % zu erhalten, muß das Ausgangsaluminiummetall einen hohen Reinheitsgrad aufweisen. Ein Verfahren zum Erreichen eines derart hohen Reinheitsgrades erhöht jedoch die Produktionskosten. Ein Fe-Gehalt von mehr als 0,5 % führt zu einer Verschlechterung der Forinbarkeit.
Ti: Ti bewirkt eine Verfeinerungder Formstückstruktur und bewirkt damit eine wirksame Verbesserung der Walzbarkeit und Formbarkeitdes gehärteten Blechs. Bei Zugabe von weniger als 0,01% Ti kann die zuvor erwähnte Wirkung nicht ausreichend erzielt werden. Bei Zugabe von mehr als 0,05 % Ti entstehen grobe Ti-B-Verbindungen (TiB&sub2;) und schwerwiegende Fehler wie zum Beispiel Nadelstichporen entstehen.
B: Ähnlich wie Ti bewirkt auch B eine Verfeinerung der Formstückstruktur. Bei Zugabe von weniger als 0,0001 % B ist die Wirkung ungenügend. Bei Zugabe von mehr als 0,0010 % geht B eine grobe Verbindung mit Ti (TiB&sub2;) ein und verursacht schwerwiegende Probleme wie beispielsweise die Entstehung von Nadelstichporen.
Bei Ausführung des Herstellungsverfahrens gemäß der vorliegenden Erfindung wird die zuvor erläuterte Aluminiumlegierung auf herkömmliche Weise zu einem Barren gegossen und dann einer Homogenisierungsbehandlung unterzogen, um vor dem Heißwalzen Absonderungen von gelösten Atomen zu entfernen. Die Homogenisierungsbehandlung wird normalerweise zwischen 3 und 10 Stunden bei 480 bis 530 ºC durchgeführt.
Die Heißwalzphase beginnt normalerweise mit dem Erhitzen des Barrens auf ungefähr 500 ºC und endet bei einer Temperatur, die höher (> 280 ºC) als die Umkristallisierungstemperatur ist. Anstelle dieser Heißwalzphase können auch die folgenden Heißwalz- und Kaltwalzphasen, gefolgt von einer Glühphase zur Rekristallisierung, durchgeführt werden. Diese Phasen sind durch ein Sternchen (*) gekennzeichnet.

Heißwalzen*:

Die Anfangstemperatur sollte nicht mehr als 530 ºC betragen, da bei einer zu hohen Anfangstemperatur die Formbarkeit durch eutektisches Schmelzen und die Bildung von groben Rekristallisierten Körnern verringert wird. Für die Formbarkeit ist eine niedrige Anfangstemperatur wünschenswert, da hierbei umkristallisierte Körner mit feiner Kristallstruktur entstehen. In diesem Fall ist jedoch die Produktivität zu gering und für die industrielle Produktion nicht akzeptabel. Da eine derartige, zu niedrige Anfangstemperatur auch eine niedrigere Endtemperatur nach sich zieht, liegt außerdem die Untergrenze bei 400 ºC. Das Heißwalzen endet vorzugsweise mit einer höheren Temperatur als die Kristallisationstemperatur (280 ºC) und einer niedrigen Blechdicke. Wenn der Werkstoff aus Aluminiumlegierung nach dem Heißwalzen eine nicht kristallisierte Struktur oder eine hohe Blechdicke aufweist, ist das Zipfelbildungsverhältnis des Endblechs ungünstig hoch. Darüber hinaus ist die Produktivität für die Industrie viel zu niedrig, wenn der heißgewalzte Blechwerkstoff zu dick ist. Deshalb wird der Werkstoff der vorliegenden Erfindung auf eine maximale Dicke von 6 mm heißgewalzt. Wenn jedoch der Werkstoff auf eine Blechdicke von weniger als 2 mm heißgewalzt wird, ist die Bndtemperatur zu niedrig und die Walzbarkeit wird verschlechtert. Außerdem ist das Zipfelbildungsverhältnis des Endblechs zu hoch, da der Anteil von nicht kristallisierten Phasen zu hoch ist.

Kaltwalzen* und Glühen zur Rekristallisierung*:

Nach dem zuvor beschriebenen Heißwalzen auf eine Blechdicke von 2 bis 6 mm wird das Blech kaltgewalzt und zur Rekristallisierung geglüht. Die gesamte Kaltwalzverringerung nach dieser Glühphase beeinflußt das Zipfelbildungsverhältnis, die Festigkeit und Formbarkeit des Endblechs sehr stark. Die gesamte Kaltwalzverringerung (Verringerungsverhältnis in bezug auf die Dicke) beträgt mindestens 60 %, wobei ein Bereich von 75 bis 85 % bevorzugt wird. Eine zu hohe Kaltwalzverringerung auf mehr als 95 % führt zu einem höheren Zipfelbildungsverhältnis und einer schlechten Formbarkeit des Endblechs. Das unmittelbar nach dem Heißwalzen durchgeführte Kaltwalzen sollte unter Beachtung der zuvor erläuterten Gesamtverringerung beim Kaltwalzen daher so durchgeführt werden, daß eine bestimmte, festgelegte Dicke erhalten wird. Die Wärmebehandlung für die Rekristallisierung ist erforderlich, um das Zipfelbildungsverhältnis, die Festigkeit und Formbarkeit etc. des Fndblechs einstellen zu können. Für diese Wärmebehandlung eignet sich entweder ein Kastenglühverfahren (oder ein diskontinuierliches Glühverfahren), bei dem der Werkstoff 30 Minuten oder länger auf einer Temperatur zwischen 300 und 450 ºC gehalten wird, oder ein kontinuierliches Bandglühverfahren, bei dem ein aufgewickelter Bandwerkstoff kontinuierlich umgewickelt und so durch einen Durchlaufofen geführt wird, daß der Werkstoff mindestens 5 Sekunden lang auf einer Temperatur zwischen 400 und 530 ºC gehalten wird. Beide Glühverfahren können ohne größere Probleme angewandt werden, wobei jedoch bei dem letztgenannten Glühverfahren im Vergleich zum ersten Glühverfahren eine w feinere Rekristallisierte Struktur und ein besseres Zipfelbildungsverhältnis erhalten werden.

Kaltwalzen vor der Zwischenwärmebehandlung:

Nach dem zuvor beschriebenen Heißwalzen bzw. vor den nachfolgenden Phasen bestehend aus Heißwalzen, Kaltwalzen und Zwischenglühen zur Rekristallisierung muß der Werkstoff bis zu einer Verringerung von mindestens 20 % kaltgewalzt werden, um während der nachfolgenden Zwischenwärmebehandlung gleichmäßig feine Niederschläge von Al-Mn-Verbindungen zu erhalten. Da bei einer Kaltwalzverringerung von weniger als 20 % nicht genügend Ausfällstellen entstehen, kann keine gleichmäßige Ausfällung erhalten werden.

Zwischenwärmebehandlung:

Um eine Ausfällung von feinen Al-Mn-Verbindungen zwischen den Kristallkörnern zu erhalten, wird die Wärmebehandlung mindestens 1 Stunde lang bei einer niedrigen Temperatur zwischen 200 und 250 ºC durchgeführt. Wird die Wärmebehandlung bei einer Temperatur von weniger als 200 ºC durchgeführt, muß die Zeitdauer des Erhitzens verlängert werden. Eine zu niedrige Temperatur ist daher aus industrieller Sicht nachteilig.
Andererseits werden beim Erhitzen auf mehr als 250 ºC Versetzungen, die beim vorangegangen Kaltwalzen entstanden sind, schneller zurückgebildet als die Al-Mn- Verbindungen ausgefällt werden. Daher verschwinden die Ausfällstellen für die Al-Mn-Verbindungen, so daß keine gleichmäßige und feine Ausfällung erhalten und kein ausreichendes Ergebnis erwartet werden kann.
Wird der Werkstoff mindestens 1 Stunde auf einer Temperatur zwischen 200 und 250 ºC gehalten, können gleichmäßige und feine Niederschläge von Al-Mn- Verbindungen erhalten werden. Eine weitere Wirkung kann jedoch selbst dann nicht erhalten werden, wenn der Werkstoff mehr als 24 Stunden auf einer Temperatur gehalten wird. Eine derartige Verlängerung der Zeitdauer ist daher aus industrieller Sicht nachteilig.

Endgültiges Kaltwalzen:

Diese Phase bewirkt eine Erhöhung der Festigkeit, so daß die Werkstoffe für Ober- und Unterseiten von Dosen verwendet werden können. Liegt die Kaltwalzverringerung unter 50 %, kann diese Wirkung nicht erzielt werden. Eine Walzverringerung von mehr als 93,75 % hat jedoch den Nachteil, daß die Formbarkeit und das Zipfelbildungsverhältnis des entstehenden Ausgangswerkstoffs für Ober- und Unterseiten von Dosen verringert wird.

Endgültige Wärmebehandlung und Beschichtung:

Wird ein gehärtete Blech, das mit dem oben erläuterten Verfahren hergestellt wurde, für die Herstellung von Ober- und Unterseiten von Getränkedosen verwendet, so wird das Blech mit einem Korrosionsschutzanstrich beschichtet, mit einer Polymerharzfolie beklebt, bedruckt oder ähnlichen Verfahren unterzogen.
Wenn die durch die vorangegangenen Kaltwalzphasen in dem Material verursachte Restspannung nicht gleichmäßig verteilt ist, führen Wärmebehandlungen zum Trocknen oder Härten der Beschichtung sowie Ankleben oder Bedrucken zu schwerwiegenden Verziehungen und Verzerrungen in dem Blechwerkstoff. Um derartige Probleme zu verhindern, kann das kaltgewalzte gehärtete Blech erhitzt werden, um die erwähnte ungleichmäßig verteilte Restspannung zu beseitigen. Die Temperatur bei der hierzu durchgeführten Wärmebehandlung entspricht vorzugsweise der Temperatur, auf die der Werkstoff bei den vorangegangenen Wärmebehandlungen zur Beschichtung etc. erwärmt wurde, oder einer niedrigeren Temperatur, d.h. die Wärmebehandlung wird über einen Zeitraum von mehreren Stunden bei 300 ºC oder weniger, beispielsweise 150 bis 200 ºC, durchgeführt.
Die Wärmebehandlung zur Entspannung kann in einem kontinuierlichen Wärmeofen für Bandwerkstoffe stattfinden. Wenn Beschichtungen in einem kontinuierlichen Wärmeofen getrocknet, ofengehärtet oder einer ähnlichen Wärmebehandlung unterzogen werden und gleichzeitig eine Spannung auf das Band aufgebracht wird, kann diese Wärmebehandlung auch als entspannende Wärmebehandlung dienen.
Diese Erfindung wird mit bezug auf die Beispiele näher erläutert.

Beispiel 1

Jede Aluminiumlegierung mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen wurde mit dem herkömmlichen Stranggußverfahren (mit beschänkter Stranglänge / DC-Verfahren) zu einem Barren gegossen. Jeder Barren wurde 6 Stunden bei 500 ºC homogenisiert und auf eine Blechdicke von 3,0 mm heißgewalzt, wobei die Anfangstemperatur 480 ºC und die Endtemperatur 300 ºC betrug. Anschließend wurde das heißgewalzte Blech auf eine Blechdicke von 1 mm kaltgewalzt (Walzverringerung: 66,7 %), zwischendurch einer Wärmebehandlung unterzogen und endgültig auf eine Blechdicke von 0,3 mm kaltgewalzt (Walzverringerung: 70 %). Die so erhaltenen kaltgewalzten Werkstoffe wurden sowohl im nur kaltgewalzten Zustand als auch nach Erhitzen über eine Zeitdauer von 20 Sekunden auf eine Temperatur von 300 ºC, was der höchsten Temperatur beim Ofenhärten einer Korrosionsschutzschicht entspricht, oder nach Erhitzen über eine Zeitdauer von 30 Sekunden auf 450 ºC, was der Temperatur für eine vollständige Rekristallisierung, d.h. der Temperatur beim Vollständigglühen, entspricht, geprüft. Die jeweiligen Werkstoffe wurden auf Niederschläge, die sich darin gebildet hatten, sowie auf deren mechanische Eigenschaften untersucht. Aus den durch Zugfestigkeitsmessungen erhaltenen Streckgrenzwerten wurden mit Hilfe der folgenden Gleichung die Erweichungsgrade berechnet.
Erweichungsgrad (%) = 100 x (Streckgrenze des nur kaltgewalzten Werkstoffs - Streckgrenze des bei 300 ºC erhitzten Werkstoffs) / (Streckgrenze des nur kaltgewalzten Werkstoffs - Streckgrenze des bei 450 ºC erhitzten Werkstoffs)
Mit Hilfe des so erhaltenen Erweichungsgrades wurde die Wahrscheinlichkeit einer Erweichung des Werkstoffs beim Ofenhärten einer Korrosionsschutzschicht bestimmt. Die Erwärmtemperaturen von 300 ºC bzw. 450 ºC wurden deshalb verwendet, weil diese Temperaturen der maximalen Temperatur beim Ofenhärten von Beschichtungen, die auf die Werkstoffe aufgebracht werden, bzw. der maximalen Temperatur beim vollständigen Rekristallisieren der Werkstoffe entsprechen. Bei der vorliegenden Erfindung sinkt die thermische Stabilität mit steigendem Erweichungsgrad (maximal 100 %). Im Gegensatz hierzu ist die thermische Stabilität umso besser, je kleiner der Erweichungsgrad ist. Tabelle 1 zeigt die Testergebnisse. Tabelle 1 Probe Nr. Vorbehandlung vor Prüfung Streckgrenze in MPa Zugfestigkeit in MPa Ausdehnung in % Erweichungsgrad in % Rest nur kaltgewalzt Keine Tests durchgeführt wegen Rißbildung beim Heißwalzen Nr. a1 - a4: Werkstoffe gemäß der vorliegende Erfindung Nr. a5 - a8: Vergleichswerkstoffe
Die Proben Nr. a1 - a4 der vorliegenden Erfindung zeigten, daß die meisten Niederschläge in den Kristallkörnern eine Größe von 0,05 um oder weniger aufwiesen. Die Zugfestigkeit (Streckgrenze gemessen nach einer Wärmebehandlung von 20 Sekunden bei 300 ºC; dies gilt auch im folgenden) betrug mindestens 270 MPa. Darüber hinaus wiesen diese Werkstoffe gemäß der Erfindung einen Erweichungsgrad von nicht mehr als 54,9 % auf und hatten somit eine sehr hohe thermische Stabilität.
Nr. a5 hingegen wies aufgrund des ungeeigneten Mn-Gehalts von 0,35% einen hohen Erweichungsgrad von 61,3% auf und hatte somit eine schlechte thermische Stabilität.
Da der Mg- und Mn-Gehalt von Nr. a6 zu niedrig war, d.h. 2,7 % Mg und 0,3 % Mn, war die Zugfestigkeit mit 201 MPa gering und die thermische Stabilität ungenügend, d.h. die Probe wies einen hohen Erweichungsgrad von 64,1 % auf.
Bei den Proben Nr. a7 und a8 traten beim Heißwalzen Risse auf, da Nr. a7 einen hohen Cu-Gehalt von 0,60 % und Nr. a8 einen zu hohen Mg- und Mn-Gehalt, d.h. 6,3 % Mg und 0,82 % Mn, aufwies. Daher wurden die Prüfungen gestoppt.

Beispiel 2

Die Werkstoffe Nr. a1 und a3 gemäß Tabelle 1 wurden jeweils mit dem herkömmlichen Stranggußverfahren zu Barren gegossen und 6 Stunden bei 500 ºC homogenisiert. Die Anfangstemperatur beim Heißwalzen betrug 480 ºC und jeder Werkstoff wurde auf eine Blechdicke von 0,4 mm heißgewalzt. Dann wurde jeder der heißgewalzten Werkstoffe kaltgewalzt, zwischendurch wärmebehandelt und unter den in den Tabellen 2 und 3 angegebenen Bedingungen endgültig kaltgewalzt. Die Bedingungen gemäß Tabelle 2 wurden angewandt, um Werkstoffe gemäß der vorliegenden Erfindung zu erhalten, während die Bedingungen gemäß Tabelle 3 der Herstellung von Vergleichswerkstoffen dienten. An jeder Probe der so erhaltenen Werkstoffe wurden die gleichen Prüfungen wie in Beispiel 1 durchgeführt und die Erichsen-Werte gemessen. Die Tabellen 2 und 3 zeigen die Prüfergebnisse. Die Proben Nr. a9 - a13 in Tabelle 2 und die Proben Nr. a16 - a20 wurden aus der Probe Nr. a1 in Tabelle 1 und die Proben Nr. a14 und alS in Tabelle 2 sowie a21 und a22 in Tabelle 3 aus der Probe Nr. a3 in Tabelle 1 hergestellt. Tabelle 2 Probe Nr. Kaltwalzverringerung in % Zwischenwärmebehandlung Temp. (ºC) x Zeit (Std.) Verringerung beim endgültigen Kaltwalzen in % a9 - a15: Werkstoffe gemäß der vorliegenden Erfindung Tabelle 2 (Fortsetzung) (Prüfergebnisse für die Werkstoffe gemäß der Erfindung) Probe Nr. Endgültige Wärmebehandlung vor Test Streckgrenze in MPa Zugfestigkeit in MPa Ausdehnung in % Erweichungsgrad in % Erichsen-Wert in mm nur kaltgewalzt Tabelle 3 (Vergleichswerkstoffe) Probe Nr. Kaltwalzverringerung in % Zwischenwärmebehandlung Temp. (ºC) x Zeit (Std.) Verringerung beim endgültigen Kaltwalzen in % Tabelle 3 (Fortsetzung) (Prüfergebnisse für die Vergleichswerkstoffe) Probe Nr. Endgültige Wärmebehandlung vor Prüfung Streckgrenze in MPa Zugfestigkeit in MPa Ausdehnung in % Erweichungsgrad in % Erichsen-Wert in mm nur kaltgewalzt
Die erfindungsgemäßen Werkstoffe Nr. a9 - a15 wiesen eine Zugfestigkeit (Streckgrenze gemessen nach einer Wärmebehandlung von 20 Sekunden bei 300 ºC; dies gilt auch im folgenden) von mindestens 260 MPa und aufgrund des geringen Erweichungsgrades von nicht mehr als 55,8 % eine gute thermische Stabilität auf.
Die Vergleichswerkstoffe Nr. a16 und a17 hingegen hatten eine schlechtere thermische Stabilität, d.h. sie wiesen einen hohen Erweichungsgrad von 62,8 % (Nr. a16) bzw. 60,1 % (Nr. a17) auf, da sie vor der Zwischenwärmebehandlung mit einer ungenügenden Walzverringerung von 10 % (Nr. a16) bzw. 15 % (Nr. a17) kalt-gewalzt wurden.
Da Nr. a18 zwischendurch bei 300 ºC hochtemperaturgeglüht wurde, wies diese Probe einen hohen Erweichungsgrad von 61,4 % und somit eine geringe thermische Stabilität auf.
Nr. a19 hatte einen hohen Erweichungsgrad von 61,3 % und eine geringe thermische Stabilität aufgrund der niedrigen Temperatur von 180 ºC beim Zwischenglühen.
Nr. a20 hatte aufgrund der unzureichenden Kaltwalzverringerung von 40 % einen hohen Erweichungsgrad von 61,3 % und eine geringe thermische Stabilität.
Nr. a21 wurde vor der Zwischenwärmebehandlung mit einer niedrigen Walzverringerung von 10 % kaltgewalzt und Nr. a22 wurde bei einer hohen Temperatur von 400 ºC zwischendurch geglüht. Obwohl diese Vergleichsproben eine andere Zusammensetzung als die anderen Vergleichsproben aufwiesen, war der Erweichungsgrad jeweils hoch. Die thermische Stabilität dieser Proben war also schlecht.

Beispiel 3

Die Aluminiumlegierung Nr. b1 in Tabelle 4 wurde mit dem normalen Stranggußverfahren gegossen und unter den in Tabelle 5 angegebenen Bearbeitungsbedingungen zu einem Blech verarbeitet. Bei allen Bearbeitungsbedingungen wurde die Homogenisierung 8 Stunden bei 500 ºC durchgeführt. Die auf diese Weise erhaltenen kaltgewalzten Werkstoffe wurden sowohl im nur kaltgewalzten Zustand als auch nach dem Erhitzen über eine Zeitdauer von 20 Sekunden auf eine Temperatur von 300 ºC oder nach dem Erhitzen über eine Zeitdauer von 30 Sekunden auf eine Temperatur von 480 ºC geprüft. bie Temperaturen von 300 ºC und 480 ºC wurden aus demselben Grund wie in Beispiel 1 für die Erhitzung verwendet. Die Erweichungsgrade der einzelnen Werkstoffe wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 erhalten und ähnlich wie in Beispiel 1 ausgewertet.
Tabelle 6 zeigt die Prüfergebnisse. Der Zipfelbildungsanteil bei 45o in vier Richtungen wurde bei einem Blinddurchmesser von 55 mm mit einem Flachbodenstempel, der einen Durchmesser von 33 mm aufwies, gemessen. Tabelle 4 Chemische Zusammensetzung (in Gew.-%) Probe Tabelle 5 Bearbeitungsbedingungen Heißwalzen Bleckdicke nach Heißwalzen (in mm) Kaltwalzverringerung(in %) Zwischenglühen Temp. (ºC) x Zeit (Std.) Verringerung beim endgültigen Kaltwalzen (in %) A - E: Bearbeitungsbedingungen bei der vorliegenden Erfindung F - K: Bearbeitungsbedingungen im Vergleich Tabelle 6 Ergebnisse der Eigenschaften für die Endbleche Wärmebehandlung vor Prüfung Streckgrenze in MPa Zugfestigkeit in MPa Erichsen-Wert in mm Erweichungsgrad in % Zipfelbildung bei 45º - vier Richtungen in % nur kaltgewalzt
A - E: Werkstoffe der Erfindung
F - K: Vergleichswerkstoffe
Nach einer Wärmebehandlung bei 300 ºC wiesen die Werkstoffe der vorliegenden Erfindung eine Streckgrenze von mindestens 290 MPA sowie eine ausgezeichnete thermische Stabilität, d. h. einen geringen Erweichungsgrad von maximal 50 % auf.
Die Vergleichswerkstoffe wiesen folgende Nachteile auf:
Die Erweichung der Werkstoffe F und J betrug mindestens 50 % aufgrund der geringen Walzverringerung unmittelbar vor der Zwischenwärmebehandlung. Bei dem Werkstoff G war die Zipfelbildung aufgrund der hohen Blechdicke am Ende der Heißwalzphase mit mindestens 6 % sehr hoch. Der Werkstoff H wies aufgrund der zu hohen Temperatur bei der Zwischenwärmebehandlung einen Erweichungsgrad von mehr als 50 % auf. Bei dem Werkstoff I betrug die Zipfelbildung aufgrund der zu niedrigen Temperatur beim Heißwalzen mindestens 6 %. Nach der Wärmebehandlung bei 300 ºC betrug die Streckgrenze des Werkstoffs K nur 250 MPa und der Erweichungsgrad lag nicht unter 50 %.

Beispiel 4

Jede der Aluminiumlegierungen mit den in Tabelle 7 aufgeführten Zusammensetzungen wurde mit dem herkömmlichen Stranggußverfahren zu einem Barren gegossen, 8 Stunden lang bei 500 ºC homogenisiert und zu einem 3,2 mm dicken Blech heißgewalzt, wobei die Anfangstemperatur 480 ºC und die Endtemperatur 320 ºC betrug. Anschließend wurde das heißgewalzte Blech zu einem 2,0 mm dicken Blech kaltgewalzt. Anschließend wurde das kaltgewalzte Blech zur Rekristallisierung geglüht, wobei das Material mit einer Geschwindigkeit von 20 bis 50 ºC/Stunde erhitzt, 2 Stunden auf einer Temperatur von 350 ± 10 ºC gehalten und luftgekühlt wurde. Dann wurde das geglühte Blech auf eine Blechdicke von 1,0 mm (50 % Walzverringerung) kaltgewalzt, zwischendurch 10 Stunden bei 200 ºC wärmebehandelt und endgültig auf eine Blechdicke von 0,25 mm (75 % Walzverringerung) kaltgewalzt.
Die so erhaltenen kaltgewalzten Werkstoffe wurden auf dieselbe Weise geprüft wie in Beispiel 3. Tabelle 8 zeigt die Prüfergebnisse. Tabelle 7 Chemische Zusammensetzung (in Gew.-%) Probe b2 - b5: Werkstoffe der Erfindung b6 - b10: Vergleichswerkstoffe Tabelle 8 Ergebnisse der Eigenschaftsprüfungen für die Endbleche Wärmebehandlung vor Test Streckgrenze in MPa Zugfestigkeit in MPa Ausdehnung in % Erichsen-Wert in mm Erweichungsgrads in % nur kaltgewalzt Nr. b2 - b5: Werkstoffe der Erfindung Nr. b6 - b10: Vergleichswerkstoffe
Selbst nach einer Erwärmung auf 300 ºC wiesen die Werkstoffe der vorliegenden Erfindung eine Streckgrenze von nicht weniger als 280 MPA und einen niedrigen Erweichungsgrad von nicht weniger als 50 % auf, was bedeutet, daß die thermische Stabilität hervorragend war.
Die Vergleichswerkstoffe wiesen folgende Nachteile auf.
Da der Fe- und Si-Gehalt von Nr. b6 zu hoch war, waren die Ausdehnungs- und Erichsen-Werte von Nr. b6 etwas niedrig und die Streckgrenze nach der Wärmebehandlung bei 300 ºC sowie der Erweichungsgrad im Vergleich zu den Werkstoffen der vorliegenden Erfindung schlechter.
Bei Nr. b7 war der Erweichungsgrad sehr hoch aufgrund des ungeeigneten Mn-Gehalts.
Nr. b8 enthielt zu viel Mn und Cu, so daß beim Heißwalzen Risse entstanden. Daher wurden keine weiteren Prüfungen mehr durchgeführt.
Da Nr. b9 zu wenig Ti und B enthielt, wies die Probe eine niedrige Streckgrenze nach der Wärmebehandlung bei 300 ºC und den höchsten Erweichungsgrad auf.
Da der Ti- und B-Gehalt von Nr. b10 jeweils zu hoch war, entstanden grobe TiB&sub2;-Verbindungen sowie Nadelstichporen (durchgehende Löcher) im endgültig kaltgewalzten Blechwerkstoff.
Wie zuvor beschrieben, kann der Blechwerkstoff aus Aluminiumlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung, der für die Ober- und Unterseiten von Getränkedosen für Kaffee, Tee oder ähnliche Getränke verwendet wird, mit einer Korrosionschutzschicht oder ähnlichem beschichtet werden und ohne wesentliche Festigkeitseinbußen ofengehärtet werden. Auf diese Weise kann ein beschichtetes Blech hoher Festigkeit erhalten werden.
Außerdem ermöglicht die vorliegende Erfindung eine Reduzierung der Dicke und die Herstellung von gehärteten Werkstoffen mit guter Formbarkeit.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines gehärteten Blechs aus Aluminiumlegierung mit sehr guter thermischer Stabilität, bei dem man

einen Barren einer Aluminiumlegierung, die aus 3,0 bis 6 Gew.-% Mg und 0,4 bis 0,8 Gew.-% Mn und ansonsten aus Al und nebensächlichen Verunreinigungen besteht homogenisiert;

den homogenisierten Barren zu einem Blech heiß walzt;

das heißgewalzte Blech mit einer Walzverringerung von mindestens 20 % kalt walzt;

das kaltgewalzte Blech zwischendurch eine Stunde oder länger bei 200 bis 250ºC wärmebehandelt und

das zwischendurch wärmebehandelte Blech bei einer Verringerung von mindestens 50 % endgültig kalt walzt.

2. Verfahren zur Herstellung eines gehärteten Blechs aus Aluminiumlegierung mit sehr guter Wärmestabilität, bei dem man

einen Barren einer Aluminiumlegierung, die aus 3,0 bis 6 Gew.-% Mg und 0,4 bis 0,8 Gew.-% und ansonsten aus Al und nebensächlichen Verunreinigungen besteht homogenisiert;

den homogenisierten Barren zu einem Blech mit einer Dicke von 2 bis 6 mm heiß walzt;

das heißgewalzte Blech kalt walzt und anschließend zur Umkristallisierung glüht;

das geglühte Blech mit einer Walzverringerung von mindestens 20 % kalt walzt;

3. Verfahren zur Herstellung eines Blechs aus gehärteter Aluminiumlegierung mit sehr guter thermischer Stabilität gemäß Anspruch 1, bei dem der Barren aus einer Aluminiumlegierung zusätzlich 0,05 bis 0,4 % Cu enthält und der Al-Gehalt sich entsprechend verringert.

4. Verfahren zur Herstellung eines gehärteten Blechs aus Aluminiumlegierung mit sehr guter thermischer Stabilität nach Anspruch 1, bei dem der Barren aus einer Aluminiumlegierung aus 3,0 bis 6,0 Gew.-% Mg, 0,4 bis 0,8 Gew.-% Mn, 0,05 bis 0,4 Gew.-% Cu, 0,05 bis 0,5 Gew.-% Si, 0,1 bis 0,5 Gew.-% Fe, 0,01 bis 0,05 Gew.-% Ti und 0,0001 bis 0,0010 Gew.-% B und ansonsten aus Al und nebensächlichen Verunreinigungen besteht.

5. Verfahren zur Herstellung eines gehärteten Blechs aus Aluminiumlegierung mit sehr guter thermischer Stabilität nach Anspruch 2, bei dem der Barren aus einer Aluminiumlegierung zusätzlich 0,05 bis 0,4 % Kupfer besteht und der Anteil an Al sich entsprechend verringert.

6. Verfahren zur Herstellung eines gehärteten Blechs aus Aluminiumlegierung mit sehr guter thermischer Stabilität nach Anspruch 2, bei dem der Barren aus einer Aluminiumlegierung aus 3,0 bis 6,0 Gew.-% Mg, 0,4 bis 0,8 Gew.-% Mn, 0,05 bis 0,4 Gew.-% Cu, 0,05 bis 0,5 Gew.-% Si, 0,1 bis 0,5 Gew.-% Fe, 0,01 bis 0,05 Gew.-% Ti und 0,0001 bis 0,0010 Gew.-% B und ansonsten aus Al und nebensächlichen Verunreinigungen besteht.

7. Verfahren nach den Ansprüchen 1 und 3 bis 4, bei dem nach dem endgültigen Kaltwalzen eine Wärmebehandlung bei einer Temperatur von nicht mehr als 300ºC durchgeführt wird.

8. Verfahren nach den Ansprüchen 2 und 5 bis 6, bei dem nach dem endgültigen Kaltwalzen eine Wärmebehandlung bei einer Temperatur von nicht mehr als 300ºC durchgeführt wird.