DE69520007T3 - Wärmebehandlungsverfahren für blech aus aluminium-legierung - Google Patents

Wärmebehandlungsverfahren für blech aus aluminium-legierung Download PDF

Info

Publication number
DE69520007T3
DE69520007T3 DE69520007T DE69520007T DE69520007T3 DE 69520007 T3 DE69520007 T3 DE 69520007T3 DE 69520007 T DE69520007 T DE 69520007T DE 69520007 T DE69520007 T DE 69520007T DE 69520007 T3 DE69520007 T3 DE 69520007T3
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
temperature
heat treatment
peak temperature
subsequent heat
range
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Lifetime
Application number
DE69520007T
Other languages
English (en)
Other versions
DE69520007D1 (de
DE69520007T2 (de
Inventor
Alok Kumar Kingston GUPTA
Michael J. Kingston WHEELER
Michael Jackson Brighton BULL
Pierre H. Kingston MAROIS
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Novelis Inc Canada
Original Assignee
Novelis Inc Canada
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=23162257&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=DE69520007(T3) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Novelis Inc Canada filed Critical Novelis Inc Canada
Publication of DE69520007D1 publication Critical patent/DE69520007D1/de
Publication of DE69520007T2 publication Critical patent/DE69520007T2/de
Application granted granted Critical
Publication of DE69520007T3 publication Critical patent/DE69520007T3/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/043—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/14—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/16—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with magnesium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/05—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/057—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with copper as the next major constituent

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Application Of Or Painting With Fluid Materials (AREA)
  • Heat Treatments In General, Especially Conveying And Cooling (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
  • Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)

Description

  • Technisches Gebiet
  • Die vorliegende Erfindung betrifft ein Wärmebehandlungsverfahren für Aluminiumlegierungsblechmaterial, wodurch die Anstrichsbackreaktion des Materials bzw. dessen sich danach ergebenden Eigenschaften verbessert werden.
  • Stand der Technik
  • Aluminiumlegierungsblech wird nunmehr in größerem Umfang als Struktur- und Abschlussblechmaterial für Fahrzeugkarosserien eingesetzt, zumal die Automobilhersteller danach trachten, den Kraftstoffverbrauch durch Verringerung des Fahrzeuggewichts zu verbessern. Gewöhnlich werden Aluminiumlegierungen entweder durch direkten Kokillenguss als Ingots oder durch kontinuierlichen Guss in der Form eines dicken Streifenmaterials hergestellt und dann auf eine vorläufige Dicke gewalzt. In einem getrennten Arbeitsgang wird der Streifen dann auf die endgültige Dicke kaltgewalzt und auf eine Spule gewickelt. Die Spule muss dann einer Lösungswärmebehandlung unterzogen werden, um die Stärkung des gebildeten Blechs bei der Härtung eines späteren Anstrichs zu ermöglichen.
  • Eine Lösungswärmebehandlung beinhaltet, dass das Metall auf eine entsprechend hohe Temperatur (z.B. 480 bis 580°C) erhitzt wird, um die Auflösung zu einer festen Lösung aller löslichen Legierungsbestandteile zu verursachen, die aus dem Ausgangsmetall beim Heiß- und Kaltwalzen ausgefällt wurden, worauf rasch auf Umgebungstemperatur abgeschreckt wird, um eine feste übersättigte Lösung zu erzeugen (siehe z.B. "Metallurgy for the Non-Metallurgist", veröffentlicht in 1987 von der American Society for Metals, S. 12-5, 12-6). Dann wird das Metall fällungsgehärtet, indem es bei Raumtemperatur (oder manchmal bei höherer Temperatur zur Beschleunigung des Effekts) eine Zeit lang gehalten wird, um die spontane Bildung von Feinausfällungen hervorzurufen. Das Metall kann dann zusätzlich gereinigt, vorbehandelt und vorgrundiert werden, bevor es an den Fahrzeughersteller zur Fertigung von Karosserieblechen und dgl. ausgeliefert wird.
  • Es ist in hohem Maße wünschenswert, dass das Legierungsblech, bei Auslieferung an den Hersteller, relativ leicht verformbar ist, auf dass es zu den gewünschten Formen ohne Schwierigkeit und übermäßigen Ausschuss gestanzt und geformt werden kann. Allerdings ist es auch erwünscht, dass die Bleche, sobald sie gebildet und einer normalen Anstrichs- und Backprozedur unterzogen worden sind, relativ hart sein sollen, auf dass Dünnblech angewandt werden kann und dennoch eine gute Kerbbeständigkeit ergibt. Der Zustand, in welchem das Legierungsblech an den Hersteller geliefert wird, wird als T4-Temper bezeichnet, und der Endzustand des Legierungsblechs nach dem Anstrichs/Back-Zyklus (der durch einen 2%-Streckvorgang und einen Backvorgang bei 177°C über 30 min simuliert werden kann) wird als T8X-Temper bezeichnet. Zielsetzung ist es daher, ein Legierungsblech zu produzieren, das eine relativ niedrige Streckgrenze im T4-Temper und eine hohe Streckgrenze im T8X-Temper auweist.
  • Ein Nachteil der herkömmlichen Lösungswärmebehandlung mit nachfolgender herkömmlicher Alterungshärtungsstufe ist es, dass die sogenannte "Anstrichsbackreaktion" (die Änderung bei der Streckgrenze von einem wünschbaren T4-Temper zu einem wünschbaren T8X-Temper, verursacht durch Anstreichen und Backen) Schaden nehmen kann.
  • Ein weiterer Nachteil bestimmter Lösungswärmebehandlungsverfahren des Standes der Technik ist es, dass dabei das Metall in aufgespulter Form behandelt werden soll und, als Ergebnis (wegen der großen Masse an Metall, die auf einmal behandelt werden muss), in einem Chargen-Betrieb, bei dem die Wärmebehandlungsbedingungen weniger steuerbar sind, die Haltezeiten länger und eine präzise und einheitliche Temperatursteuerung nur schwierig durchführbar sind und hohe Erwärmungs- und Abkühlgeschwindigkeiten nicht erreicht werden können.
  • Es besteht daher ein Bedarf nach verbesserten Behandlungsverfahren von Aluminiumlegierungsblechmaterial, die es ermöglichen, die Anstrichsbackreaktion zu steigern (den T4- nach T8X-Festigkeitsanstieg) zu erhöhen, und die vorzugsweise kontinuierlich durchgeführt werden können, d.h. auf einem Abschnitt des sich bewegenden Blechs, wobei das Blech in einer Spule-zu-Spule Behandlungsstrecke verarbeitet wird.
  • In JP 5-44000 von Mitsubishi Aluminum KK, veröffentlicht am 23.02.1993, ist eine Umkehrbehandlung für Aluminiumblech offenbart, wobei die T4-Streckgrenze (zur besseren Formbarkeit) nach einer langen Periode natürlicher Alterungshärtung erniedrigt wird. Nach einer Lösungswärmebehandlung, Abschreckung und natürlichen Alterungshärtung wird das Aluminiumblech auf 200 bis 260°C erwärmt und bei der Spitzenmetalltemperatur 3 bis 80 s lang gehalten
  • In JP 5-279822 von Sumitomo Light Metal Industries Co., veröffentlicht am 28.10.1993, ist eine Wärmebehandlung einer Aluminiumlegierung zur Verbesserung der Anstrichsbackreaktion offenbart. Nach Lösungswärmebehandlung und Abschreckung wird das Aluminiumlegierungsblech auf 15 bis 120°C innerhalb 1 Tag 1 h lang oder kürzer erwärmt und dann auf 200 bis 300°C 1 min lang oder kürzer erhitzt.
  • In JP 2-209457 von Kobe Steel Ltd., veröffentlicht am 20.08.1990, ist eine Modifikation einer herkömmlichen kontinuierlichen Glühlösungswärmebehandlungsstrecke zur Verbesserung der Anstrichsbackreaktion von Aluminiumblechmaterial offenbart. Eine Wiedererwärmungsvorrichtung wird am Ende der Linie/Strecke zugefügt, um das Aluminiumblech sofort nach der Lösungswärmebehandlung und Abschreckung erneut zu erwärmen. Für andere Offenbahrungen in Bezug auf Wärmebehandlungen zur Steuerung der Alterung in Aluminiumlegierungen weisen wir auf die JP-A-(1993) 70908 und die 1990-209547 sowie die US-A-4897124 und die 48080247 und die EP-A-616044 (Stand der Technik gemäß Art. 54(3) EPÜ).
  • Die Gegenstände dieser Literaturstellen führen jedoch nicht zu dem gewünschten Ausmaß an Verbesserungen.
  • Offenbarung der Erfindung
  • Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein lösungswärmebehandeltes Aluminiumlegierungsblechmaterial bereitzustellen, das eine gute Anstrichsbackreaktion aufweist, wenn es herkömmlichen Anstrich- und Backzyklen unterzogen wird.
  • Eine weitere Aufgabe der Erfindung ist es, ein Metallstabilisierwärmebehandlungsverfahren anzugeben, das an Aluminiumblech auf kontinuierlicher Basis nach einer Lösungswärmebehandlung ohne nachteile Auswirkung auf die angestrebten T4- und T8X-Temper des Materials durchführbar ist.
  • Noch eine Aufgabe der Erfindung ist es, die nachteiligen Auswirkungen der sofortigen natürlichen Alterungshärtung nach einer Lösungswärmebehandlung von Aluminiumlegierungsblechmaterial auf die "Anstrichsbackreaktion" des Metalls herabzusetzen.
  • Schließlich ist es noch eine weitere Aufgabe der Erfindung, ein Aluminiumlegierungsblechmaterial zu erzeugen, das eine niedrige Streckgrenze im T4-Temper und eine hohe Streckgrenze im T8X-Temper aufweist.
  • Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zur Herstellung eines lösungswärmebehandelten Aluminiumlegierungsblechmaterials angegeben, das sich zur Verwendung in der Fabrikation von Automobilblechteilen eignet, die durch die Stufen der Formung und des Backens eines Anstrichs gefertigt werden, umfassend die Schritte, wie sie unten in Anspruch 1 dargelegt sind.
  • Die anschließende Wärmebehandlung (oder die erste derartige Behandlung, wenn mehr als eine angewandt werden) wird innerhalb 12 h der Abschreckungsstufe, die die Lösungserhitzungsbehandlung beendet, gestartet werden, um eine Herabsetzung der Streckgrenze des Metalls in seinem sich ergebenden T8X-Temper zu vermeiden. Noch bevorzugter wird die anschließende bzw. nachfolgende Wärmebehandlung innerhalb 1 h der Abschreckstufe durchgeführt, und in kontinuierlichen Verfahren wird der Zeitaufschub gewöhnlich auf eine Sache von Sekunden verringert.
  • Das sich ergebende wärmebehandelte Material ist im allgemeinen dann stark und fest genug, um (falls gewünscht) die Notwendigkeit einer natürlichen Alterung (d.h. einer Haltestufe bei Raumtemperatur 48 h lang oder länger) zu eliminieren, bevor es einer Fabrikationsstufe unterzogen wird, z.B. auf Länge geschnitten und/oder zu Automobil-Stanzteilen geformt wird. Das Material kann bis zu 10% niedriger bei der Festigkeit im T4-Temper (nach 1 Woche natürlicher Alterung) liegen und bis zu 50% stärker im T8X-Temper als herkömmlich erzeugtes Blechmaterial aus einer identischen Legierung sein. Außerdem kann das Verfahren gegebenenfalls in die herkömmlichen Trocknungs-, Vorbehandlungshärtungs- und Grundierhärtungsvorgänge integriert werden, die Teil der Reinigungs-, Vorbehandlungs- bzw. Vorgrundiervorgänge sind, die zur Erzeugung eines mit einem Voranstrich versehenen Blechprodukts notwendig sind. Alternativ dazu, kann das Verfahren der vorliegenden Erfindung auch auf blankes Blech angewandt werden. In jedem Fall kann die Wärmebehandlung der vorliegenden Erfindung mit einer herkömmlichen Lösungserhitzungsbehandlung des Materials integriert und angewandt werden, um dann entweder blankes oder gereinigtes, vorbehandeltes und vorgrundiertes Material in 1 kontinuierlicher Betriebsweise zu fertigen.
  • In der vorliegenden Anmeldung wird, wie aus der obigen Beschreibung ersichtlich, auf die Begriffe T4-Temper und T8X-Temper Bezug genommen. Um der Klarheit willen, werden diese Begriffe nun in einigem Detail beschreiben.
  • Der als "T4"-Temper bezeichnete Temper ist gut bekannt (siehe z.B. "Aluminum Standards and Data", (1984), S. 11, veröffentlicht von der Aluminum Association). Die in der vorliegenden Erfindung verwendeten Aluminiumlegierungen verändern kontinuierlich ihre Zugspannungseigenschaften nach dem Lösungserhitzungsverfahren, und der T4-Temper bezieht sich auf die Zugspannungseigenschaften des Blechs, nachdem derartige Änderungen bis zu einem vernünftigen Grad stattgefunden haben, aber noch vor Änderungen, die durch herkömmliche Anstrichs- und Backverfahren herbeigeführt werden.
  • Der T8X-Temper mag weniger gut bekannt sein, und er bezieht sich hier auf ein T4-Tempermaterial, das einer Spannungsverformung um 2% und einer anschließenden 30minütigen Behandlung bei 177°C unterzogen worden ist, um die Formungs- plus Anstrichshärtungsbehandlung (simulierend) darzustellen, die in typischer Weise bei Automobilblechteilen durchgeführt werden.
  • Der hier verwendete Begriff "Anstrichsbackreaktion" bedeutet die Änderung bei den Zugspannungseigenschaften des Materials, und zwar so wie sich das Material vom T4-Temper zum T8X-Temper beim tatsächlichen Anstrichs- und Backvorgang verändert. Eine gute Anstrichsbackreaktion ist eine, die den Anstieg der Zugspannungsstreckgrenze bei diesem Verfahren maximiert.
  • Kurze Beschreibung der Zeichnungen
  • 1 ist eine schematische Darstellung einer Temperatur-gegen-die-Zeit-Kurve, die eine Simulation einer kontinuierlichen Hitzebehandlungs- und Glüh-(CASH)-Linie/Strecke mit gemäß der vorliegenden Erfindung durchgeführter Wiedererwärmungsstabilisierstufe zeigt; und
  • 2 ist eine Darstellung von Temperatur-gegen-die-Zeit-Profilen, erhalten gemäß den unten angegebenen Beispielen.
  • Beste Ausführungsformen der Erfindung
  • Wie bereits festgestellt, wird im Verfahren der vorliegenden Erfindung mindestens eine anschließende Wärmebehandlung (d.h. eine bei niedriger Temperatur erfolgende erneute Erwärmungsstufe) sofort oder kurz nach einer Standard-Lösungserhitzungsbehandlung und Abschreckung eines Aluminiumlegierungsbleches eingeführt.
  • Zum Erreichen des angestrebten Effekts der vorliegenden Erfindung ist die Temperatur des Blechmaterials nach der Abschreckstufe, die die Lösungserhitzungsbehandlung beendet, 60°C oder niedriger. Das Blechmaterial wird dann einer oder einer Reihe von anschließenden Wärmebehandlungen unterzogen, in welchen das Metall auf eine Temperatur im Bereich von 100 bis 300°C (vorzugsweise von 130 bis 270°C) erwärmt wird, worauf es abgekühlt wird. Bei der (oder der jeweiligen) Wärmebehandlung wird das Metall direkt auf eine Spitzentemperatur erwärmt, und bei der Spitzentemperatur eine sehr kurze Verweilzeit lang gehalten und dann direkt unter eine bestimmte Endtemperatur abgekühlt (diese Behandlungen werden als "Behandlung mit einer Temperaturspitze" ("spiking") bezeichnet, da das Profil einer Temperatur-gegen-die-Zeit-Kurve für derartige Verfahren eine im allgemeinen dreieckig gepunktete oder leicht abgestumpfte "Spitze" ("spike") ergibt). Die Verweilzeit bei der Maximaltemperatur beträgt 5 s oder weniger und bevorzugt 1 s oder weniger. Diese Verfahrensweise hat den Effekt, dass eine gute Duktilität des Metalls im T4-Temper beibehalten und gleichzeitig die Anstrichsbackre-aktion maximiert werden.
  • In der (oder der jeweiligen) anschließenden Wärmebehandlungsstufe wird das Blechmaterial direkt auf die Spitzentemperatur im festgelegten Bereich mit einer Geschwindigkeit von 10°C/min oder schneller (vorzugsweise mit einer Geschwindigkeit im Bereich von 5 bis 10°C/s) erwärmt und dann direkt von der Spitzentemperatur auf eine Temperatur im Bereich von 55 bis 85°C mit einer Geschwindigkeit von 4°C/s oder schneller (bevorzugter von 25°C/s oder schneller) abgekühlt.
  • Der Grund, warum der vorliegende Erfindungsgegenstand dahingehend wirksam ist, dass eine gute Reaktion bzw. ein entsprechendes Verhalten nach einem später erfolgenden Anstrichsbackvorgang beibehalten bleiben, ist nicht genauer bekannt, es gibt aber eine Theorie, dass der folgende Mechanismus eine Rolle spielt. Bei der Lösungserhitzungs behandlung werden die Partikel der zweiten Phase, die beim Heiß- und Kaltwalzen gebildet werden, oberhalb der Gleichgewichts-Solvus-Temperatur (480 bis 580°C) erneut aufgelöst, und eine rasche Abkühlung des Materials danach während der Abschreckstufe unterdrückt die Wiederausfällung der gelösten Anteile. Bei dieser Stufe ist das Material übersättigt mit gelösten Stoffen und überschüssigen Leerstellen. Die übersättigte feste Lösung ist hoch instabil, und sie zerfällt, wenn eine herkömmliche natürliche Alterung durchgeführt wird, um Zonen und Kluster zu bilden, was die Festigkeit des Materials erhöht, die Festigkeit im T8X-Temper aber deutlich absinken lässt. Die Anwendung der bei niedriger Temperatur durchgeführten anschließenden Wärmebehandlung bzw. der entsprechenden jeweiligen weiteren Wärmebehandlungsstufen soll gemäß der vorliegenden Erfindung dazu führen, dass stabile Kluster und Zonen erzeugt und geschaffen werden, die eine Ausfällung der härtenden Partikel durch die Stamm-Metallmatrix hindurch fördern und begünstigen und die Festigkeit der Legierung im T8X-Temper verbessern. Das Ausmaß der tatsächlich erreichten Verbesserung hängt von der Legierungszusammensetzung und den angewandten Spitzentemperaturen ab.
  • Es ist herausgefunden worden, dass in einigen Fällen, die natürliche Alterung, die auf die anschließende(n) Wärmebehandlung(en) folgt, zu einem gewissen Festigkeitsverlust im T8X-Temper führt. Dieser kann verringert oder eliminiert werden, indem eine Voralterungsstufe durchgeführt wird, die auf die oben genannten anschließenden Wärmebehandlungen folgt. Diese Voralterung wird durch Abkühlung des Materials von einer Temperatur im Bereich von 55 bis 85°C mit einer Geschwindigkeit von weniger als 2°C pro h durchgeführt, welche auf die (oder die endgültige) anschließende Wärmebehandlung folgt. In solch einem Fall würde daher die (oder die endgültige) anschließende Wärmebehandlung eine Abkühlung des Metalls auf eine Temperatur im Bereich von 55 bis 85°C mit der festgelegten Geschwindigkeit von 4°C/s oder schneller (bevorzugter von 25°C/s oder schneller) beinhalten, worauf das Metall auf Umgebungstemperatur mit einer Geschwindigkeit von weniger als 2°C/h abgekühlt wird.
  • Die Anwendung von lediglich einer einzigen anschließenden Wärmebehandlungsstufe reicht gewöhnlich hin, um das angestrebte Ergebnis zu erzielen, es ist aber dann bevorzugt, das Metall auf eine Spitzentemperatur im oberen Teil des festgelegten Bereichs, d.h. auf eine Temperatur im Bereich von 190 bis 300°C, zu erwärmen.
  • Bevorzugter werden allerdings mehr als eine anschließende Niedertemperaturerwärmungsbehandlungsstufe, z.B. 2 bis 4, angewandt. Meistens erfolgen drei derartige Behandlungsstufen, die in die Reinigungs-/Trocknungs-, Vorbehandlungs/Härtungs- und Vorgrundier/Härtungsverfahrensstufen eingegliedert werden, die gewöhnlich bei der Fabrikation eines vorab angestrichenen Spulenprodukts durchgeführt werden. Diese Verfahrensabläufe schließen eine kontinuierlich durchgeführte Reinigung und Vorbehandlung des Materials vor einem Anstrich und dessen Härtung ein. In der vorliegenden Erfindung werden die herkömmlichen Temperaturen und Erwärmungs- und Abkühlgeschwindigkeiten, die in diesen bekannten Stufen angewandt werden, durch die oben beschriebenen Temperaturen und Geschwindigkeiten ersetzt. Dies geschieht ohne nachteilige Auswirkung auf die Reinigungs-/Trocknungs-, Vorbehandlungs/Härtungs- und Vorgrundier/Härtungsverfahrensstufen, zumal die in der vorliegenden Erfindung angewandten Temperaturen und Geschwindigkeiten kompatibel mit diesen bekannten Stufen sind.
  • Die erforderlichen Wärmebehandlungen können ausgeführt werden, indem das kaltgewalzte Material durch eine integrierte kontinuierliche Glüh-Lösungs-Wärme-(Continuous Anneal Solution Heat)-(CASH)-Linie/Strecke (auch bekannt als Kontinuierliche Glüh-Linie/Strecke (Continuous Anneal Line) (CAL)) geleitet wird, worin die oben genannten Oberflächenbehandlungsstufen eingeschlossen werden, durch welche die erforderliche Stabilisier-Wiedererwärmungsstufe oder die jeweiligen weiteren Stufen bereitgestellt werden. Somit kann das Verfahren in einer bevorzugten Ausführungsform aus den folgenden Stufen bestehen:
    • (1) Lösungserhitzungsbehandlung/rasche Abkühlung
    • (2) Nivellierung
    • (3) Reinigung/Trocknung
    • (4) Vorbehandlung/Härtung
    • (5) Vorgrundierung/Härtung
    • (6) Spulenkühlung.
  • In eine jede oder mehrere der obigen Stufen (3) bis (5) kann eine gemäß der Erfindung durchzuführende Stabilisationserwärmungsbehandlung eingegliedert werden.
  • Ein typisches Temperaturprofil, das eine solche Reihe von Stufen ergibt, ist in 1 der beigefügten Zeichnungen als ein Beispiel dargestellt. Die erste Temperaturspitze von links in dieser Zeichnung zeigt eine Lösungserhitzungsbehandlung (Solution Heat Treatment) (SHT) und rasche Abkühlung auf Raumtemperatur (eine Temperatur unterhalb ca. 60°C). Das Metallblech wird dann einer gegebenenfalls durchzuführenden Streckung von nicht mehr als 2% und gewöhnlich von ca. 0,2%, welche einige Sekunden braucht, als Routine-Nivellierstufe unterzogen. Dabei wird der Streifen über besonders angeordnete Walzen gestreckt, um die Welligkeit zu beseitigen. Drei anschließende Wärmebehandlungen werden dann gemäß der vorliegenden Erfindung in Abfolge durchgeführt, währenddessen das Metall auf die Spitzentemperaturen (105°C, 130°C und 240°C) weniger als 1 s lang erwärmt wird. In einer in 1 gezeigten Endstufe wird das Blech einer gesteuerten Voralterungsstufe unterzogen, die vorzugsweise durch gesteuerte Abkühlung von einer Temperatur von ca. 85°C mit einer Geschwindigkeit von weniger als 2°C/h durchgeführt wird. In einem technischen Betriebsablauf würde diese Stufe nicht wirklich Teil des kontinuierlichen Verfahrens sein und abseits der Strecke erfolgen, nachdem der Streifen erneut aufgespult worden ist.
  • Wie aus den Bezeichnungen in 1 ersichtlich, sind die Stabilisations-Erwärmungsbehandlungen in die herkömmlichen Reinigungs/Trocknungs-, Vorbehandlungs/Härtungs- und Vorgrundier/Härtungsstufen eingegliedert. Die endgültige (eigentliche) Wärmebehandlung ist als eine endgültige (eigentliche) Voralterungsstufe (Vorbehandlungsstufe) dargestellt.
  • Die Schritte des Verfahrens gemäß der Erfindung werden nun noch detaillierter durch die vorliegenden Beispiele erläutert.
  • Beispiel 1
  • Die in der folgenden Tabelle 1 angegebenen Legierungen wurden in diesem Beispiel eingesetzt. Diese Legierungen lagen in der Form von Blechen einer Dicke von 0,1 cm (0,039 Inch) vor. TABELLE 1 NOMINAL-ZUSAMMENSETZUNGEN VERSCHIEDENER ANWENDUNGSLEGIERUNGEN (IN GEWICHTSPROZENT)
    Legierungen Cu Fe Mg Mn Si Ti
    X 611* <0,01 0,15 0,77 <0,01 0,93 0,06
    AA6111 0,78 0,11 0,81 0,16 0,60 0,08
    AA6009 0,33 0,23 0,49 0,31 0,80
    AA6016 0,10 0,29 0,40 0,08 1,22 0,01
    AA2036 2,2 0,15 0,18 0,10 0,18
    KSE* 1,10 0,15 1,22 0,08 0,26
    KSG* 1,52 0,15 1,22 0.08 0,33
    • * Versuchslegierungen
  • Diese Legierungen lagen anfänglich im durch Lösungserhitzung handelten und natürlich gealterten Zustand vor, und es wurden Zugspannungsproben aus diesen Legierungen hergestellt. Die Proben wurden erneut bei 560°C 30 s lang lösungserhitzungsbehandelt und dann rasch abgekühlt. Die Zugspannungseigenschaften des durch Lösungserhitzung behandelten Materials wurden in T4- und T8X-Tempern nach 1 Woche natürlicher Alterung bestimmt und ermittelt. Zu Vergleichszwecken wurden die Eigenschaften sofort nach der Lösungserhitzungsbehandlung und Abschreckung ebenfalls bestimmt und ermittelt.
  • Zur Untersuchung der Effekte der angewandten Niedertemperaturerwärmungs-Behandlungen wurden die erneut mit einer Lösungserhitzung behandelten Proben sofort einer Behandlung mit einer Temperaturspitze zwischen 100 und 270°C in einem Förderband-Ofen unterzogen und rasch auf unter 100°C abgekühlt. 2 zeigt die Erwärmungsprofile (a) bis (g), die in typischer Weise in der Behandlung angewandt wurden. Diese Profile wurden durch Erwärmen des Blechs in einem Förderband-Ofen erhalten, dessen Temperatur auf 320°C festgelegt worden war. Die Profile (a) bis (g) wurden durch Abänderung der Bandgeschwindigkeiten wie folgt (ausgedrückt in m/min (Fuß/min) erhalten: (a) 6,8 (22,3); (b) 6,25 (20,5); (c) 5,33 (17,5); (d) 4,42 (14,5); (e) 3,5 (11,5); (f) 2,6 (8,5); und (g) 1,68 (5,5). Die Verzögerung zwischen den thermischen Spitzen wurde auf einem Minimum gehalten. Zum Vergleich der Stabilität des Materials nach verschiedenen Wärmebehandlungen wurde Zugspannungstests in T4 und T8X-Tempern sowohl mit als auch ohne 1 Woche natürlicher Alterung durchgeführt. Einige Proben wurden der zusätzlichen Voralterungsbehandlung gemäß der Erfindung im Bereich von 55 bis 85°C in einem Ofen 8 h lang unterzogen, worauf auf Umgebungstemperatur abgekühlt wurde. Dies erfolgte, um im Labor mit Teststücken die Situation eines Spulenstreifens in der Praxis bei einer Temperatur von 55 bis 85°C zu simulieren, und dann ließ man die Spulen auf natürliche Weise mit einer Geschwindigkeit von weniger als 2°C/h abkühlen.
  • Zugspannungstests wurden an Duplikat-Proben in verschiedenen Tempern mit einer Roboter betriebenen INSTRON®-Testmaschine durchgeführt. Die Festigkeitswerte wurden als genau innerhalb ±1% ermittelt, während die Gesamtdehnung (EL%) um ±5% schwanken konnte.
  • Unter Lösungserwärmung behandelte und natürlich gealterte Materialien
  • Die Zugspannungeigenschaften YS der Materialien im Ist-Zustand, 1 Woche natürlich gealtert (T4) und im T8X-Zustand (2%-Streckung und dann 30 min bei 177°C) sind in Tabelle 2 angegeben: TABELLE 2 ZUGSPANNUNGSEIGENSCHAFTEN DES LÖSUNGSWARMEBEHANDELTEN UND 1 ZYKLUS AUSGESETZTEN MATERIALS
    Legierung PMT (°C) keine natürliche Alterung 1 Woche natürliche Alterung
    Ist-Zustand T8X T4 T8X
    YS kg/cm2 (KSI) %EL YS kg/cm2 (KSI) %EL YS kg/cm2 (KSI) %EL YS kg/cm2 (KSI) %EL
    AA6111 Vergleich 625,7 (8,9) 29 2980,7 (42,4) 14 1427,1 (20,3) 27 2102,0 (29,9) 23
    130 653,8 (9,3) 31 - - 1265,4 (18,0) 27 2165,2 (30,8) 21
    240 1033,4 (14,7) 24 3212,7 (45,7) 13 1462,3 (20,8) 25 2727,6 (38,8) 18
    AA6016 Vergleich 787,4 (11,2) 29 1975,4 (28,1) 18 1195,1 (17,0) 32 1834,8 (26,1) 24
    130 878,8 (12,5) 29 2256,6 (32,1) 17 1068,6 (15,2) 29 2151,2 (30,6) 24
    AA6009 Vergleich - - - - 1258,4 (17,9) 27 1806,7 (25,7) 21
    240 604,6 (8,6) 28 2720,6 (38,7) 14 1153,0 (19,0) 27 2031,7 (28,9) 19
    KSE Vergleich - - - - 1335,7 (19,0) 25 1841,9 (26,2) 25
    240 857,7 (12,2) 26 2095 (29,8) 20 1117,8 (15,8) 26 2052,7 (29,2) 21
    • Anmerkung: In der obigen Tabelle bedeutet PMT Peak Metal Temperature (Spitzenmetalltemperatur), YS bedeutet Yield Strength (Streckgrenze), KSI bedeutet Kilopounds/Square Inch und %EL bedeutet Prozent-Dehnung.
  • In allen Fällen sind die Eigenschaften der Vergleichsproben (siehe Tabelle 2) typisch für ein Material, das in herkömmlicher Weise gefertigt wurde. Das AA6111-Material des Ist-Zustands ergab 625,7 kg/cm2 (8,9 ksi) YS und war um ca. 375% auf 2980,7 kg/cm2 (42,4 ksi) in T8X-Temper erhöht. Nach 1 Woche natürlicher Alterung betrugen die YS-Werte in den T4- und T8X-Tempern 1427,1 bzw. 2102,0 kg/cm2 (20,3 bzw. 29,9 ksi). Es sollte angemerkt sein, dass natürliche Alterung über 1 Woche die Streckgrenze in T4-Temper um ca. 130% erhöhte und die T8X-Reaktion um ca. 25% verringerte.
  • Das AA6016-Material ergab 787,4 bzw. 1975,4 kg/cm2 (11,2 bzw. 28,1 ksi) Streckgrenze in den Ist- bzw. T8X-Tempern. Nach 1 Woche natürlicher Alterung, wie bei AA6111, erhöhte sich die Streckgrenze im T4-Temper auf 1195,1 kg/cm2 (17 ksi), während der T8X-Wert auf 1834,8 kg/cm2 (26,1 ksi) absank. Es sollte allerdings angemerkt sein, dass das Ausmaß des Festigkeitsverlustes wegen natürlicher Alterung in diesem Fall viel geringer, verglichen mit dem des AA6111-Materials, war.
  • Die Zugspannungseigenschaften der weiteren Legierungen zeigten ebenfalls einen Trend ähnlich dem der AA6016- und AA6111-Materialien.
  • Effekt thermischer Behandlung auf die Eigenschaften von durch Lösungserwärmung behandeltem Material
  • 1 Zyklus
  • In obiger Tabelle 2 sind auch die Ergebnisse von Zugspannungstests an AA6111-, AA6016-, AA6009- und KSE-Materialien angegeben, nachdem sie einer Temperaturspitze (PMT) bei 130 oder 240°C in einem Förderband-Ofen ausgesetzt wurden. Wie erwartet, stieg der Wert der Streckgrenze im Ist-Zustand und in den T8X-Tempern wegen Behandlung mit der thermischen Spitze bei 130 oder 240°C an. In allen Fällen, ausser bei AA6111, behandelt mit Erwärmungsspitze bei 240°C, waren die Werte der Streckgrenze des 1 Woche lang natürlich gealterten Materials um ca. 10% niedriger in T4 und geringfügig besser in T8X gegenüber dem Vergleichsmaterial.
  • 2 Zyklen
  • Der Effekt von zwei Zyklen auf frisch durch Lösungserhitzung behandeltes Material wurde an AA6111-und AA6016 Materialien untersucht. In der folgenden Tabelle 3 sind die Ergebnisse der Zugspannungstests an diesen Materialien unter verschieden gealterten Bedingungen zusammengefasst: TABELLE 3 EFFEKT VON 1 WOCHE HALTEN AUF DIE ZUGSPANNUNGSEIGENSCHAFTEN DER DURCH LÖSUNGSERHITZUNG BEHANDELTEN PLUS MIT ZWEI ZYKLEN STABILISIERTEN MATERIALIEN
    Legierung PMT (°C) keine natürliche Alterung 1 Woche natürliche Alterung
    T4 T8X T4 T8X
    YS kg/cm2 (KSI) %EL YS kg/cm2 (KSI) %EL YS kg/cm2 (KSI) %EL YS kg/cm2 (KSI) %EL
    AA6016 keine 787,4 (11,2) 29 1975,4 (28,1) 18 1195,1 (17,0) 32 1834,8 (26,1) 24
    130/240 745,2 (10,6) 30 2460,5 (35,0) 16 1138,9 (16,2) 29 2291,8 (32,6) 21
    150/150 857,7 (12,2) 28 2320 (33,0) 17 1012,3 (14,4) 31 2305,8 (32,8) 23
    AA6111 keine 625,7 (8,9) 29 2980,7 (42,4) 14 1427,1 (20,3) 27 2102 (29,9) 23
    130/240 1075,6 (15,3) 29 3121,3 (44,4) 17 1420,1 (20,2) 26 2770,6 (38,7) 20
    150/150 780,3 (11,1) 29 2889,3 (41,1) 16 1335,7 (19,0) 27 2369,1 (33,7) 22
  • Wiederum stabilisiert, wie im Fall der mit 1 Zyklus durchgeführten Behandlungen, diese Behandlung teilweise die AA61ll-Festigkeit, und die Endwerte im T8X-Temper sind generell besser als diejenigen des Vergleichs und gleich oder besser als bei einem nur 1 Zyklus ausgesetzten Material. Es sollte dabei angemerkt sein, dass die Wahl der Temperatur der Erwärmungsspitze durchaus signifikant bezüglich der T8X-Reaktion für das AA6111-Material ist. Generell scheint die Wahl einer höheren Temperatur wichtiger als die Anzahl der thermischen Spitzen (Erwärmungsspitzen) zu sein.
  • Das AA6016-Material verhielt sich geringfügig anders als AA6111. Die Legierung ergab, abhängig von der Temperatur der thermischen Spitzen, unterschiedliche Kombinationen der Festigkeit in T4- und T8X-Tempern. Als beispielsweise das Material einer Erwärmungsspitze bei 130 bzw. 240°C ausgesetzt wurde, lag die Streckgrenze im T4-Zustand nahe derjenigen im Ist-Zustand, aber ca. 7% höher im T8X-Zustand, verglichen mit dem Vergleichsmaterial. Nach 1 Woche natürlicher Alterung stieg die Streckgrenze im T4-Temper an, sank aber geringfügig um 211 kg/cm2 (um 3 ksi) im T8X-Temper ab.
  • 3 Zyklen
  • In der folgenden Tabelle 4 sind die Ergebnisse der Zugspannungstests an Materialien zusammengefasst, die dreimal sofort nach Lösungserhitzungsbehandlung einer Erwärmungsspitze unterzogen wurden. Generell verändert die Anwendung eines zusätzlichen Zyklus die mechanischen Eigenschaften der Materialien nicht signifikant (vgl. die Daten in Tabellen 3 und 4). TABELLE 4 EFFEKT VON 1 WOCHE HALTEN AUF DIE ZUGSPANNUNGSEIGENSCHAFTEN DER DURCH LÖSUNGSERHITZUNG BEHANDELTEN PLUS MIT DREI ZYKLEN STABILISIERTEN MATERIALIEN
    Legierung PMT (°C) keine natürliche Alterung 1 Woche natürliche Alterung
    T4 T8X T4 T8X
    YS kg/cm2 (KSI) %EL YS kg/cm2 (KSI) %EL YS kg/cm2 (KSI) %EL YS kg/cm2 (KSI) %EL
    AA6016 Vergleich 787,4 (11,2) 29 1975,4 (28,1) 18 1195,1 (17,0) 32 1834,6 (26,1) 24
    130/130/240 767,4 (11,2) 35 2474,6 (35,2) 16 1138,9 (16,2) 30 2193,4 (31,2) 22
    150/150/150 885,8 (12,6) 31 2298,8 (32,7) 20 1033,4 (14,7) 33 2277,7 (32,4) 21
    AA6111 Vergleich 625,7 (8,9) 29 2980,7 (42,4) 14 1427,1 (20,3) 27 2102 (29,9) 23
    130/130/240 1131,8 (16,1) 29 3121,3 (44,4) 14 1462,2 (20,8) - 2805 (39,9) 19
    150/150/150 794,4 (11,3) 31 2980,7 (42,4) 17 1321,6 (18,8) 26 2390,2 (34,0) 22
  • 3 Zyklen und Voralterung
  • Die Anwendung thermischer Spitzen (Erwärmungsspitzen) in Kombination mit Voralterung bei Temperaturen im Bereich von 55 bis 85°C 8 h lang oder länger ergab ein Material mit einer ausgezeichneten Kombination der T4- und T8X-Eigenschaften, wie in Tabelle 5 gezeigt: TABELLE 5 EFFEKT EINER VORALTERUNG AUF DIE STRECKGRENZE VON MIT DREI ZYKLEN STABILISIERTEN (130/130/240°C) AA6010- und AA6111 MATERIALIEN
    Legierung Voralterung (°C)xh keine naturliche Alterung 1 Woche naturliche Alterung
    T4 T8X T4 T8X
    YS kg/cm2 (KSI) %EL YS kg/cm2 (KSI) %EL YS kg/cm2 (KSI) %EL YS kg/cm2 (KSI) %EL
    AA6016 Vergleich 787,4 (11,2) 35 2474,6 (35,2) 16 1138,9 (16,2) 30 2193,4 (31,2) 21
    55 × 8 984,2 (14,0) 26 2481,6 (35,3) 20 1131,8 (16,1) 27 2390,2 (34,0) 22
    70 × 8 1012,3 (14,4) 28 2467,5 (35,1) 21 1082,6 (15,4) 26 2411,3 (34,3) 22
    85 × 8 1061,5 (15,1) 26 2488,6 (35,4) 21 1153 (16,4) 28 2474,6 (35,2) 21
    AA6111 Vergleich 1131,8 (16,1) 29 3121,3 (44,4) 14 1462,2 (20,8) - 2755,8 (39,2) 19
    55 × 8 1342,7 (19,1) 23 3044 (43,3) 17 1511,5 (21,5) 22 2945,6 (41,9) 17
    70 × 8 1448,2 (20,6) 24 3079,1 (43,8) 16 1497,4 (21,3) 21 3001,8 (42,7) 16
    85 × 8 1567,7 (22,3) 16 3128,4 (44,5) 18 1546,6 (22,0) - 3142,4 (44,7) 17
  • Diese Ergebnisse zeigen, dass die Anwendung von 1 oder mehr thermischer Zyklen im Temperaturbereich von 100 bis 240°C nach Lösungserhitzungsbehandlung die T8X-Temper-Eigenschaften wärmebehandelbarer Aluminiumlegierungen verbessert. Die genaue Auswirkung der Behandlung hängt vom Typ der Legierung, der Wahl der maximalen Temperatur (Behandlung mit Erwärmungsspitze) und den Voralterungsbedingungen ab.
  • Im Fall der in diesem Beispiel getesteten besonderen Legierungen können die folgenden Schlussfolgerungen gezogen werden:
  • AA6016:
    • (a) Eine einzige Behandlung mit einer Niedertemperaturerwärmungsspitze (130 bis 240°C) ergibt eine verbesserte T8X-Reaktion, obwohl ein gewisser Festigkeitsverlust mit natürlicher Alterung auftritt; die Festigkeit stabilisiert sich bei ca. 2179,3 kg/cm2 (31 ksi).
    • (b) Wird das Material mit einer Erwärmungsspitze bei 240°C behandelt und anschließend bei 55 bis 85°C 8 h lang oder länger vorgealtert, steigt die T8X-Festigkeit auf 2460,5 kg/cm2 (35 ksi) an, und die Stabilität gegen natürliche Alterung verbessert sich.
    • (c) Die integrierten Behandlungen verursachen keinen Dehnungsverlust, und typische erhaltene Dehnungswerte betragen 25 bis 30%.
  • AA6111:
    • (a) Behandlung mit Erwärmungsspitze bei 240°C ist für den besten Effekt erwünscht, aber es stellt sich ein Festigkeitsverlust mit natürlicher Alterung von 351,5 kg/cm2 (5 ksi) ein. Trotzdem ist die T8X-Festigkeit nach der durch natürliche Alterung verursachten Verringerung immer noch höher als diejenige des Vergleichsmaterials.
    • (b) Voralterung bei Temperaturen im Bereich von 55 bis 85°C 8 h lang setzt die durch natürliche Alterung verursachte Festigkeitsverringerung herab. Die T8X- Festigkeit ist in diesem Fall auf 3163,5 kg/cm2 (fast auf 45 ksi) stark verbessert.
  • Beispiel 2
  • In der folgenden Tabelle 6 sind die Durchschnittszugspannungseigenschaften von AA6111- und AA6016-Materialien angegeben, die verschiedenen thermischen Spitzen- und Voralterungsbehandlungen unterzogen wurden: TABELLE 6 EFFEKTE EINER DREI-STUFEN-STABILISIERBEHANDLUNG AUF DIE ZUGSPANNUNGSEIGENSCHAFTEN DER FRISCH DURCH LÖSUNGSERHITZUNG BEHANDELTEN AA6111- und AA6016-MATERIALIEN
    Thermische Historie AA6111 AA6016
    T4 T8X T4 T8X
    YS kg/cm2 (KSI) %EL YS kg/cm2 (KSI) %EL YS kg/cm2 (KSI) %EL YS kg/cm2 (KSI) %EL
    SHT plus abgeschreckt plus 1 Woche bei Raumtemperatur (RT) (Vergleich) 1427,1 (20,3) 27 2102 (29,9) 23 1195,1 (17,0) 32 1834,8 (26,1) 24
    SHT plus abgeschreckt* plus Stabilisation (105°C) Plus Stabilisation II (130°C) plus Stabilisation III (240°C) plus a) 1 Woche bei RT b) 5 h bei 85°C und kein Halten bei RT c) 5 h bei 85°C und 1 Woche Halten bei RT 1595,8 (22,7) 1715,3 (24,4) - 23 24 - 3156,5 (44,9) 3262 (46,4) - 15 17 - 984,2 (14,0) - 1047,5 (14,9) 27 - 24 2200,4 (31,3) - 2312,9 (32,9) 19 - 17
    • * Kaltes Wasser für AA6111 und Zwangsluft für AA6016
  • Die Tabelle schließt auch die Daten der auf herkömmliche Weise erzeugten Gegenstücke ebenso ein. Wie erwartet ist ersichtlich, dass beide Materialien eine deutliche Verbesserung bei der Streckgrenze im T8X-Temper nach 1 Woche bei Raumtemperatur (RT) zeigen und ergeben. Eine Voralterung der Materialien bei 85°C 5 h lang verbessert die Streckgrenze sogar noch weiter im T8X-Temper.
  • Bei technischer Lösungserhitzungsbehandlung (SHT) in der Praxis wird das durch Lösungserwärmung behandelte Material nivelliert. Diese Verfahrensstufe ist in einer integrierten Linie/Strecke ebenso hoch erwünscht. Zur Untersuchung des Effekts einer solchen Verfahrensstufe wurden die Legierungen AA6111 und 6016 unterschiedlichen Beträgen einer Streckung sofort nach der SHT unterzogen. In der unten angegebenen Tabelle 7 sind die Ergebnisse der Zugspannungstests zusammengefasst.
  • Die Daten ergeben, dass eine Streckung unterhalb 1% keinen Effekt auf die Streckgrenze in den T4- und T8X-Tempern hat und ausübt. Allerdings steigt, oberhalb 1% Streckung, die T4-Festigkeit an, und die Formbarkeit kann nachteilig beeinflusst werden.
  • Diese Messergebnisse legen es nahe, dass die thermischen Spitzen (Erwärmungsspitzen) zur Verbesserung der Festigkeit im T8X-Temper durch die Trocknungs- und Härtungsstufen bewerkstelligt werden können, die nach Trocknung, Vorbehandlung, Vorgrundierung und Hochtemperaturaufspulen am Ende aller Betriebsstufen angewandt werden. Tabelle 7 EFFEKTE EINER PROZENT-STRECKUNG (VOR DEN STABILISIERBEHANDLUNGEN) AUF DIE ZUGSPANNUNGSEIGENSCHAFTEN DER DURCH LÖSUNGSERWÄRMUNG BEHANDELTEN AA6111- und 6016-LEGIERUNGEN
    Thermische Historie AA6111 AA6016
    T4 T8X T4 T8X
    YS kg/cm2 (KSI) %EL YS kg/cm2 (KSI) %EL YS kg/cm2 (KSI) %EL YS kg/cm2 (KSI) %EL
    SHT plus abgeschreckt plus 1 Woche bei Raumtemperatur (RT) (Vergleich) 1427,1 (20,3) 27 2102 (29,9) 23 1195,1 (17,0) 32 1834,8 (26,1) 24
    SHT Plus abgeschreckt *plus mit Zwangsluft abgeschreckt plus Stabilisation (105°C) plus Stabilisation II (130°C) plus Stabilisation III (240°C) Plus 1 Woche bei RT
    A) 0,2% 1490,4 (21,2) 24 3086,2 (43,9) 16 1047,5 (14,9) 23 2341 (33,3) 16
    B) 0,5% 1518,2 (21,6) 21 3072,1 (43,7) 15 1167 (16,6) 24 2376,1 (33,8) 17
    C) 1,0% 1609,9 (22,9) 23 3121,3 (44,4) 16 1251,3 (17,8) 20 2453,5 (34,9) 15
    D) 2,0% 1694,2 (24,1) 20 3177,6 (45,2) 15 1321,6 (18,8) 16 2453,5 (34,9) 16

Claims (11)

  1. Verfahren zur Herstellung von durch Lösungsglühung behandeltem Aluminiumlegierungsblechmaterial, das sich zur Verwendung bei der Herstellung von Automobilpaneelen eignet, durch die Schritte der Formung und Einbrennlackierung, wobei das Verfahren das Unterziehen des warm- oder kaltgewalzten Aluminium-Magnesium-Silizium- oder Aluminium-Magnesium-Silizium-Kupfer-Legierungsblechs einer Lösungsglühbehandlung, gefolgt von Abschreckung und natürlicher Alterungshärtung umfasst, wobei innerhalb von zwölf Stunden nach dem Abschreckschritt und bevor eine wesentliche natürliche Alterungshärtung nach dem Abschrecken und vor der Formung und der Einbrenn-Lackierungsbehandlung aufgetreten ist, das Legierungsblechmaterial beginnt, zumindest einer nachfolgenden Wärmebehandlung unterzogen zu werden, die das Aufheizen des Materials von einer Temperatur von 60°C oder weniger bei einer Rate von 10°C/Minute oder mehr auf eine Spitzen-Temperatur im Bereich von 100 bis 300°C, das Halten des Materials bei der Spitzen-Temperatur für eine Zeitdauer von 5 Sekunden oder weniger sowie das Abkühlen der Legierung von der Spitzen-Temperatur auf eine Temperatur im Bereich von 55 bis 85°C bei einer Rate von 4°C/Sekunde oder mehr beinhaltet, woraufhin das Blechmaterial bei dieser Temperatur aufgehaspelt wird und anschließend weiter bei einer Rate von weniger als 2°C/Stunde auf Umgebungstemperatur abgekühlt wird.
  2. Verfahren gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Material in der zumindest einen nachfolgenden Wärmebehandlung auf eine Spitzen-Temperatur innerhalb eines Bereichs von 130 bis 270°C aufgeheizt wird.
  3. Verfahren gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Material in der zumindest einen nachfolgenden Wärmebehandlung bei einer Rate von 5 bis 10°C/Sekunde auf die Spitzen-Temperatur erhitzt wird.
  4. Verfahren gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Material in der zumindest einen nachfolgenden Wärmebehandlung bei einer Rate von 25°C/Sekunde oder mehr von der Spitzen-Temperatur auf eine Temperatur im Bereich von 55 bis 85°C abgekühlt wird.
  5. Verfahren gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Material bei der Spitzen-Temperatur für eine Zeitdauer von 1 Sekunde oder weniger gehalten wird.
  6. Verfahren gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die zumindest eine nachfolgende Wärmebehandlung innerhalb einer Stunde nach dem Abschreckschritt ausgeführt wird.
  7. Verfahren gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass ein einzelner nachfolgender Aufheizschritt, welcher eine Spitzen-Temperatur innerhalb des Bereichs von 190 bis 300°C beinhaltet, innerhalb von 12 Stunden nach der Lösungsglühbehandlung ausgeführt wird.
  8. Verfahren gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass 2 bis 4 nachfolgende Wärmebehandlungen ausgeführt werden.
  9. Verfahren gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass 3 nachfolgende Wärmebehandlungen ausgeführt werden.
  10. Verfahren gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Material in einem Maß von 2% oder weniger nach der Lösungsglühbehandlung, jedoch vor zumindest einer nachfolgenden Wärmebehandlung gedehnt wird.
  11. Verfahren gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass eine Vielzahl von nachfolgenden Wärmebehandlungen ausgeführt wird und dass eine abschließende der Vielzahl nachfolgender Wärmebehandlungen das Abkühlen des Materials von der Spitzen-Temperatur bei einer Rate von 25°C oder mehr auf eine Temperatur im Bereich von 55 bis 85°C und ein anschließendes weiteres Abkühlen des Materials auf Umgebungstemperatur bei der Rate von weniger als 2°C/Stunde beinhaltet.
DE69520007T 1994-09-06 1995-09-05 Wärmebehandlungsverfahren für blech aus aluminium-legierung Expired - Lifetime DE69520007T3 (de)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US301172 1981-09-11
US30117294A 1994-09-06 1994-09-06
PCT/CA1995/000508 WO1996007768A1 (en) 1994-09-06 1995-09-05 Heat treatment process for aluminum alloy sheet

Publications (3)

Publication Number Publication Date
DE69520007D1 DE69520007D1 (de) 2001-03-01
DE69520007T2 DE69520007T2 (de) 2001-05-23
DE69520007T3 true DE69520007T3 (de) 2008-04-30

Family

ID=23162257

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE69520007T Expired - Lifetime DE69520007T3 (de) 1994-09-06 1995-09-05 Wärmebehandlungsverfahren für blech aus aluminium-legierung

Country Status (12)

Country Link
US (2) US5728241A (de)
EP (1) EP0805879B2 (de)
JP (2) JP4168411B2 (de)
KR (1) KR100374104B1 (de)
CN (1) CN1068386C (de)
AT (1) ATE198915T1 (de)
BR (1) BR9508997A (de)
CA (1) CA2197547C (de)
DE (1) DE69520007T3 (de)
MX (1) MX9701680A (de)
NO (1) NO970966L (de)
WO (1) WO1996007768A1 (de)

Families Citing this family (56)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0881744A (ja) * 1994-09-13 1996-03-26 Sky Alum Co Ltd 成形性および焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法およびその製造装置
NL1002861C2 (nl) * 1996-04-15 1997-10-17 Hoogovens Aluminium Nv Werkwijze voor het vervaardigen van een goed vervormbare aluminiumplaat.
CH690916A5 (de) * 1996-06-04 2001-02-28 Alusuisse Tech & Man Ag Tiefziehbare und schweissbare Aluminiumlegierung vom Typ AlMgSi.
US6406571B1 (en) 1999-05-14 2002-06-18 Alcan International Limited Heat treatment of formed aluminum alloy products
BR0010547A (pt) * 1999-05-14 2002-02-13 Alcan Int Ltd Tratamento térmico de artigos de liga de alumìnio conformados
DE19926229C1 (de) * 1999-06-10 2001-02-15 Vaw Ver Aluminium Werke Ag Verfahren zum prozeßintegrierten Wärmebehandeln
AUPQ485399A0 (en) * 1999-12-23 2000-02-03 Commonwealth Scientific And Industrial Research Organisation Heat treatment of age-hardenable aluminium alloys
AT408763B (de) * 2000-09-14 2002-03-25 Aluminium Ranshofen Walzwerk G Ausscheidungshärten einer aluminiumlegierung
JP4708555B2 (ja) * 2000-12-13 2011-06-22 株式会社神戸製鋼所 成形性と平坦度に優れたアルミニウム合金圧延薄板の連続溶体化焼き入れ処理方法
US6780259B2 (en) 2001-05-03 2004-08-24 Alcan International Limited Process for making aluminum alloy sheet having excellent bendability
JP2004527658A (ja) * 2001-05-03 2004-09-09 アルキャン・インターナショナル・リミテッド 曲げ特性を改善したアルミニウム合金シートを製造する方法及びその製造方法により製造されたアルミニウム合金シート
US20070138239A1 (en) 2005-12-15 2007-06-21 Sumitomo Light Metal Industries, Ltd. Method of joining heat-treatable aluminum alloy members by friction stir welding and joined product obtained by the method and used for press forming
DE10333165A1 (de) * 2003-07-22 2005-02-24 Daimlerchrysler Ag Pressgehärtetes Bauteil und Verfahren zur Herstellung eines pressgehärteten Bauteils
US20050211350A1 (en) * 2004-02-19 2005-09-29 Ali Unal In-line method of making T or O temper aluminum alloy sheets
US7182825B2 (en) * 2004-02-19 2007-02-27 Alcoa Inc. In-line method of making heat-treated and annealed aluminum alloy sheet
WO2006005573A1 (en) * 2004-07-09 2006-01-19 Corus Aluminium Nv Process for producing aluminium alloy sheet material with improved bake-hardening response
DE102005045340B4 (de) * 2004-10-05 2010-08-26 Aleris Aluminum Koblenz Gmbh Verfahren zum Wärmebehandeln eines Aluminiumlegierungselements
US7491278B2 (en) 2004-10-05 2009-02-17 Aleris Aluminum Koblenz Gmbh Method of heat treating an aluminium alloy member and apparatus therefor
CN100429330C (zh) * 2005-08-19 2008-10-29 株式会社神户制钢所 铝合金材的成形方法
US7422645B2 (en) * 2005-09-02 2008-09-09 Alcoa, Inc. Method of press quenching aluminum alloy 6020
CN100419116C (zh) * 2006-03-14 2008-09-17 东北大学 改善6111铝合金汽车板成形性及烤漆硬化性预热处理工艺
US8403027B2 (en) * 2007-04-11 2013-03-26 Alcoa Inc. Strip casting of immiscible metals
US7846554B2 (en) 2007-04-11 2010-12-07 Alcoa Inc. Functionally graded metal matrix composite sheet
EP2075348B1 (de) * 2007-12-11 2014-03-26 Furukawa-Sky Aluminium Corp. Aluminiumlegierungsblech für Kaltpressen, dessen Herstellungsverfahren und verfahren zum Kaltpressen des Aluminiumlegierungsblechs
JP5203772B2 (ja) * 2008-03-31 2013-06-05 株式会社神戸製鋼所 塗装焼付け硬化性に優れ、室温時効を抑制したアルミニウム合金板およびその製造方法
US8956472B2 (en) * 2008-11-07 2015-02-17 Alcoa Inc. Corrosion resistant aluminum alloys having high amounts of magnesium and methods of making the same
ES2426226T3 (es) * 2009-06-30 2013-10-22 Hydro Aluminium Deutschland Gmbh Banda de AlMgSi para aplicaciones con altos requisitos de conformación
US8211251B2 (en) * 2009-08-14 2012-07-03 GM Global Technology Operations LLC Local heat treatment of aluminum panels
JP5709298B2 (ja) * 2010-08-12 2015-04-30 株式会社Uacj 塗装焼付硬化性および成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法
US9254879B2 (en) 2010-11-05 2016-02-09 Aleris Aluminum Duffel Bvba Formed automotive part made from an aluminium alloy product and method of its manufacture
EP2518173B1 (de) 2011-04-26 2017-11-01 Benteler Automobiltechnik GmbH Verfahren zur Herstellung eines Blechstrukturbauteils sowie Blechstrukturbauteil
EP2570509B1 (de) * 2011-09-15 2014-02-19 Hydro Aluminium Rolled Products GmbH Herstellverfahren für AlMgSi-Aluminiumband
CN103305780A (zh) * 2012-03-16 2013-09-18 春兴铸造(苏州工业园区)有限公司 一种航空铝合金的热处理方法
JP5906113B2 (ja) * 2012-03-27 2016-04-20 三菱アルミニウム株式会社 熱交換器用押出伝熱管と熱交換器および熱交換器用押出伝熱管の製造方法
CN102703773B (zh) * 2012-06-11 2014-04-16 东莞市闻誉实业有限公司 铝合金板及其生产工艺
EP2581218B2 (de) 2012-09-12 2018-06-06 Aleris Aluminum Duffel BVBA Verfahren zur Herstellung von Automobilstrukturteilen aus AA7xxx-Aluminiumlegierung
CN102965603A (zh) * 2012-10-31 2013-03-13 邓运来 一种用于减小变形铝合金淬火残余应力，改善合金性能的热处理方法
TWI456078B (zh) * 2013-01-23 2014-10-11 China Steel Corp 降低鋁板淬火變形的方法
US9187800B2 (en) 2013-02-15 2015-11-17 Ford Motor Company Process control for post-form heat treating parts for an assembly operation
EP2964800B2 (de) 2013-03-07 2022-06-15 Aleris Aluminum Duffel BVBA Verfahren zur herstellung eines walzblechprodukts mit al-mg-si-legierung mit ausgezeichneter formbarkeit
US8826712B1 (en) 2013-03-15 2014-09-09 Ford Global Technologies, Llc Pressure sequence process for hydro-forming an extruded structural tube
CN103320728B (zh) * 2013-04-19 2015-05-06 北京有色金属研究总院 一种车身覆盖件制造用铝合金板材的制备方法
US9567660B2 (en) 2013-06-27 2017-02-14 Ford Global Technologies, Llc Method and system for using an irreversible thermo-chromatic indicator for quality assurance of a part subjected to heat treating
DE112015000478T5 (de) * 2014-01-24 2017-03-02 Magna International Inc. Hochfestes Aluminiumprägen
US20150315666A1 (en) 2014-04-30 2015-11-05 Ford Global Technologies, Llc Induction annealing as a method for expanded hydroformed tube formability
US9545657B2 (en) * 2014-06-10 2017-01-17 Ford Global Technologies, Llc Method of hydroforming an extruded aluminum tube with a flat nose corner radius
CN104561855A (zh) * 2014-07-23 2015-04-29 霍山汇能汽车零部件制造有限公司 一种4032铝合金的热处理工艺
AU2016206897B2 (en) 2015-01-12 2019-01-17 Novelis Inc. Highly formable automotive aluminum sheet with reduced or no surface roping and a method of preparation
WO2016157337A1 (ja) * 2015-03-27 2016-10-06 Ykk株式会社 スライドファスナー用エレメント
EP3303648B1 (de) * 2015-05-29 2023-06-28 Arconic Technologies LLC Verfahren zur herstellung von 6xxx-aluminiumlegierungen
EP3400316B1 (de) 2016-01-08 2020-09-16 Arconic Technologies LLC Neue 6xxx-aluminiumlegierungen und verfahren zur herstellung davon
DE102018100842B3 (de) * 2018-01-16 2019-05-09 Ebner Industrieofenbau Gmbh Durchlaufofen für Aluminiumbänder
WO2019174870A1 (en) 2018-03-15 2019-09-19 Aleris Aluminum Duffel Bvba Method of manufacturing an almgsi alloy sheet product
WO2023076889A1 (en) * 2021-10-26 2023-05-04 Novelis Inc. Heat treated aluminum sheets and processes for making
CN115181922B (zh) * 2022-05-20 2023-07-14 上海交通大学 一种压铸Al-Si-Mg系合金的中温热处理工艺
CN115584450A (zh) * 2022-08-30 2023-01-10 河南北方红阳机电有限公司 一种2a12铝合金分级退火热处理工艺

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3135633A (en) * 1959-09-08 1964-06-02 Duralumin Heat treatment process improving the mechanical properties of aluminiummagnesium-silicon alloys
FR2493345A1 (fr) * 1980-11-05 1982-05-07 Pechiney Aluminium Methode de trempe interrompue des alliages a base d'aluminium
US4808247A (en) * 1986-02-21 1989-02-28 Sky Aluminium Co., Ltd. Production process for aluminum-alloy rolled sheet
US4897124A (en) † 1987-07-02 1990-01-30 Sky Aluminium Co., Ltd. Aluminum-alloy rolled sheet for forming and production method therefor
JP2764176B2 (ja) * 1989-02-09 1998-06-11 株式会社神戸製鋼所 再加熱装置を組込んだ連続焼鈍炉
JP2678404B2 (ja) * 1991-02-07 1997-11-17 スカイアルミニウム株式会社 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法
JPH0570908A (ja) † 1991-05-01 1993-03-23 Sumitomo Light Metal Ind Ltd 成形加工用アルミニウム合金材の製造法
JPH0544000A (ja) * 1991-08-12 1993-02-23 Mitsubishi Alum Co Ltd 溶体化焼入れ処理したのち放置されて自然時効硬化したアルミニウム合金板の復元処理方法
JP2599861B2 (ja) * 1992-04-01 1997-04-16 住友軽金属工業株式会社 塗装焼付硬化性、成形性、形状凍結性に優れた成形加工用アルミニウム合金材の製造法
JPH0747808B2 (ja) * 1993-02-18 1995-05-24 スカイアルミニウム株式会社 成形性および焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法
JP2997145B2 (ja) † 1993-03-03 2000-01-11 日本鋼管株式会社 常温遅時効性アルミニウム合金薄板の製造方法
JPH06272002A (ja) * 1993-03-19 1994-09-27 Furukawa Alum Co Ltd 焼き付け塗装硬化性の高いＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材の製造方法
US5616189A (en) * 1993-07-28 1997-04-01 Alcan International Limited Aluminum alloys and process for making aluminum alloy sheet
JP2997156B2 (ja) * 1993-09-30 2000-01-11 日本鋼管株式会社 成形性及び塗装焼付硬化性に優れた常温遅時効性アルミニウム合金薄板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
BR9508997A (pt) 1997-11-25
NO970966D0 (no) 1997-03-03
DE69520007D1 (de) 2001-03-01
KR100374104B1 (ko) 2003-04-18
DE69520007T2 (de) 2001-05-23
CA2197547C (en) 2001-05-01
AU3338995A (en) 1996-03-27
MX9701680A (es) 1997-06-28
ATE198915T1 (de) 2001-02-15
KR970705653A (ko) 1997-10-09
CN1068386C (zh) 2001-07-11
USRE36692E (en) 2000-05-16
EP0805879B1 (de) 2001-01-24
AU699783B2 (en) 1998-12-17
CA2197547A1 (en) 1996-03-14
JP2008106370A (ja) 2008-05-08
EP0805879B2 (de) 2007-09-19
CN1162341A (zh) 1997-10-15
EP0805879A1 (de) 1997-11-12
JPH10505131A (ja) 1998-05-19
WO1996007768A1 (en) 1996-03-14
NO970966L (no) 1997-04-22
US5728241A (en) 1998-03-17
JP4168411B2 (ja) 2008-10-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE69520007T3 (de) Wärmebehandlungsverfahren für blech aus aluminium-legierung
DE3586264T2 (de) Aluminium-lithium-legierungen.
DE2953182C3 (de) Verfahren zum Herstellen eines Legierungsproduktes aus einer Aluminiumlegierung
DE3621671C2 (de)
EP2449145B1 (de) AlMgSi-Band für Anwendungen mit hohen Umformungsanforderungen
DE68928676T2 (de) Erzeugnis aus einer Aluminium-Legierung mit verbesserten Kombinationen der Festigkeit, der Zähigkeit und der Korrosionsbeständigkeit
DE69125436T2 (de) Blech aus einer Aluminiumlegierung mit guter Beständigkeit gegen Beschädigung für Flugzeugblech
EP2570509B1 (de) Herstellverfahren für AlMgSi-Aluminiumband
DE2223114A1 (de) Verfahren zur Waermebehandlung von Legierungen auf Nickel-Eisen-Basis und dafuer insbesondere geeignete Legierungen
DE202015104746U1 (de) Durchlaufglühofen zur Verarbeitung von Blechmaterial aus Aluminiumlegierung
DE69304009T2 (de) Verfahren zur Herstellung von Blech aus Al-Mg - Legierung für Pressformen
DE60315232T2 (de) Verfahren zur Herstellung eines stranggegossenen Aluminiumbleches
DE69402496T2 (de) Verfahren zur Herstellung von Blech aus einer Al-Legierung, die eine verzögerte natürliche Alterung, eine ausgezeichnete Verformbarkeit und Einbrennhärtbarkeit aufweist
DE4123560B4 (de) Verfahren zur Herstellung lithiumhaltiger flachgewalzter Produkte auf Basis einer Aluminiumlegierung sowie die dabei erhaltenen Produkte
DE102005031461A1 (de) Verfahren zur Herstellung eines mikrolegierten Kaltbandes mit einem auf den Dickenverlauf abgestimmten Eigenschaftsprofil
DE69014935T2 (de) Verfahren zur Herstellung gehärteter Bleche aus Aluminiumlegierungen mit hoher Festigkeit und sehr guter Korrosionsbeständigkeit.
DE60006670T2 (de) Wärmebehandlung für geformte produkte aus aluminium-legierung
DE102008056511A1 (de) Verfahren zur Herstellung dünnwandiger Metallbauteile aus einer AI-SiMg-Legierung, insbesondere von Bauteilen eines Kraftfahrzeugs
DE3221840C2 (de)
DE69820058T2 (de) Verfahren zur herstellung eines bleches aus wärmebehandlungsfähiger aluminium-legierung
EP3538682B1 (de) Blech aus einer magnesiumbasislegierung und verfahren zur herstellung eines bleches und blechbauteils aus dieser
DE2657435C2 (de) Verfahren zum Verbessern der physikalischen Eigenschaften eines hochfesten, niedriglegierten Kohlenstoff-Mangan-Stahls
DE69921146T2 (de) Verfahren zur herstellung von wärmebehandlungsfähigen blech-gegenständen
DE10248594B4 (de) Verfahren zum Herstellen eines Scandium (Sc)- legierten Aluminiumblechmaterials mit hoher Risszähigkeit
DE102005031462A1 (de) Verfahren zur Herstellung eines mikrolegierten Kaltbandes mit einer bei vorgegebener Festigkeit erhöhten Dehnung

Legal Events

Date Code Title Description
8363 Opposition against the patent
8327 Change in the person/name/address of the patent owner

Owner name: NOVELIS,INC., TORONTO, ONTARIO, CA

8366 Restricted maintained after opposition proceedings