EP2703508B1 - Gegen interkristalline Korrosion beständige Aluminiumlegierung - Google Patents

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EP2703508B1
EP2703508B1 EP12182038.5A EP12182038A EP2703508B1 EP 2703508 B1 EP2703508 B1 EP 2703508B1 EP 12182038 A EP12182038 A EP 12182038A EP 2703508 B1 EP2703508 B1 EP 2703508B1
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EP
European Patent Office
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aluminium alloy
alloy
strip
weight
aluminum alloy
Prior art date
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EP12182038.5A
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EP2703508A1 (de
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Olaf Dr. Engler
Henk-Jan Dr. Brinkman
Thomas Dr. Hentschel
Eike Brünger
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Speira GmbH
Original Assignee
Hydro Aluminium Rolled Products GmbH
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Publication date
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Priority to KR1020157007982A priority patent/KR101644584B1/ko
Priority to RU2015111238A priority patent/RU2634822C2/ru
Priority to CN201380045479.4A priority patent/CN104797727B/zh
Priority to JP2015528968A priority patent/JP5908178B2/ja
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    • 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
    • C22F1/047—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 magnesium 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
    • 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

Definitions

  • the invention relates to an aluminum alloy, the use of an aluminum alloy strip or sheet, and a method for producing an aluminum alloy strip or sheet.
  • Aluminum magnesium (AlMg) alloys of type 5xxx are used in the form of sheets or plates or strips for the construction of welded or joined structures, in shipbuilding, automotive and aircraft construction. They are characterized by a particularly high strength, with increasing the magnesium content, the strength of the AlMg alloys increase.
  • Typical examples of the 5xxx aluminum alloys are, for example, aluminum alloys of the type AA 5049, AA 5454 or AA 5918.
  • the alloys are AlMg 2 Mn (5049) AlMg 3 Mn (5454) or AlMg 3.5 Mn (5918) aluminum alloys ,
  • the constant need for additional weight reduction requires aluminum alloys with higher strengths and thus with correspondingly higher magnesium (Mg-) held to provide the desired strengths.
  • AlMgMn aluminum alloys with Mg contents of more than 2.4% by weight are increasingly prone to intergranular corrosion when exposed to elevated temperatures for longer times. It has been found that in AlMgMn aluminum alloys containing more than 2.4% by weight of magnesium at temperatures of 70 to 200 ° C., ⁇ -Al 5 Mg 3 phases precipitate along the grain boundaries. If the Grain boundaries are consistently occupied with ⁇ -particles, in the presence of a corrosive medium, the dissolution of these ⁇ -phases can lead to a selective corrosion attack along the grain boundaries.
  • the aluminum alloy allows a content of up to 0.25 wt .-% zirconium, which is considered in terms of recycling of the aluminum alloy as critical. From the international patent application WO 99/42627 In addition, a zirconium-containing aluminum alloy is known, which indeed achieved very good results in the ASTM G67 test, but is problematic because of the necessarily present zirconium content in use.
  • the present invention has the object to provide an aluminum alloy is available, which has only a low tendency to intergranular corrosion, ie in the ASTM G67 test a mass loss value ⁇ 15 mg / cm 2 , at the same time high strength and good formability provides and Contains standard alloy components, so that the recycling of the aluminum alloy is simplified.
  • a use of the aluminum alloy and a method for the production of products of the aluminum alloy to be proposed.
  • the above-described object for an aluminum alloy is achieved by comprising alloy components which have the following composition in% by weight: 2.91% ⁇ Mg ⁇ 4.5%, 0.5% ⁇ Mn ⁇ 0.8%, 0.05% ⁇ Cu ⁇ 0.30%, 0.05% ⁇ Cr ⁇ 0.30%, 0, 05% ⁇ Zn ⁇ 0.9%, Fe ⁇ 0.40%, Si ⁇ 0.25%, Ti ⁇ 0.20%,
  • composition of the invention is based on the finding that the alloying components Zn, Cr, Cu and Mn at magnesium contents of at least 2.91 wt .-% suppresses the precipitation of ⁇ -Al 5 Mg 3 particles, by the presence of these alloying elements, the formation of ⁇ phases supported.
  • the alloying component zinc can for example serve to compensate for 2.3 times the amount of magnesium above 2.91% by weight of Mg, so that the resulting aluminum alloy shows only a very slight tendency to intergranular corrosion.
  • the efficiency of suppressing the intercrystalline corrosion or the excretion of ⁇ -phases decreases with the alloying components chromium, copper and manganese.
  • aluminum alloys can be provided in any case, which have relatively high magnesium contents and thus show higher strengths without these tend to intercrystalline corrosion after exposure to temperature. Higher strengths with comparable corrosion resistance is achieved at a Mg content of at least 3.0 wt .-%.
  • the aluminum alloy according to the invention In order to be able to produce the aluminum alloy according to the invention economically and, moreover, to have no negative effects with regard to formability and no or only slight changes in the physical properties of the aluminum alloy, for example during casting and rolling, it is advantageous according to a first embodiment of the aluminum alloy according to the invention, the following applies to the alloy components Zn, Cr, Cu and Mn: (2.3 *% Zn + 1.25 *% Cr + 0.65 *% Cu + 0.05 *% Mn) + 1.4 ⁇ % Mg.
  • an upper limit of the addition of the alloy components Zn, Cr, Cu and Mn is given to one To achieve the most economical production of aluminum alloy. Additions beyond this upper limit show no additional positive effect on the resistance to intergranular corrosion. In addition, unwanted side effects due to high contents of the alloy components in this embodiment of the aluminum alloy according to the invention can be excluded.
  • the alloying component Cu has the following content in% by weight: 0.05% ⁇ Cu ⁇ 0.20%, to make the aluminum alloy generally more corrosion resistant.
  • the formability can be maximized by the alloying component Cr having the following content in% by weight: 0.05% ⁇ Cr ⁇ 0.20%.
  • an aluminum alloy which is further optimized with respect to the addition of alloy components and which is resistant to intercrystalline corrosion is provided in that the alloy components Mg and Zn have the following contents in% by weight: 2.91% ⁇ Mg ⁇ 3.6% 0.05% ⁇ Zn ⁇ 0.75%.
  • the reduction of the upper limit of the magnesium content allows a further reduction of the maximum zinc concentration, so that a cost-optimized aluminum alloy with very high resistance to intergranular corrosion can be provided.
  • the Mg content of this embodiment is preferably 3.0% by weight to 3.6% by weight, in particular 3.4% by weight to 3.6% by weight.
  • the aluminum alloy according to the invention can be further optimized with respect to its strength by virtue of the content of the alloying component Mg being at least 3.6% by weight and not more than 4.5% by weight.
  • the increased magnesium contents cause a significant increase in the strength of the aluminum alloy with good formability. Due to the specific composition of the aluminum alloy according to the invention, this aluminum alloy shows only small mass losses ⁇ 15 mg / cm 2 despite the high Mg contents and is therefore free from intercrystalline corrosion according to ASTM G67.
  • the Mg content is limited to a maximum of 4.0 wt .-% in order to improve the corrosion behavior.
  • the aluminum alloys according to the invention are characterized in that, in addition to very good strength and formability, they also have a very good resistance to intergranular corrosion.
  • Chassis and structural components of vehicles, automobiles or aircraft are frequently exposed to heat sources, for example the exhaust gases of the internal combustion engine or other heat sources, so that aluminum alloys, which tend to undergo intercrystalline corrosion after a heat treatment, can not normally be used here.
  • heat sources for example the exhaust gases of the internal combustion engine or other heat sources
  • aluminum alloys which tend to undergo intercrystalline corrosion after a heat treatment
  • the use of an aluminum alloy strip or sheet according to the invention for the production of chassis and structural components also allows the use of higher-strength aluminum magnesium alloys with magnesium contents of at least 2.91 wt .-% in these applications due to the very good resistance to intergranular corrosion.
  • the higher strength aluminum bands or sheets allow the reduction of wall thickness due to the increased strength. In this respect, they contribute to the further weight reduction of vehicles, ships or even aircraft.
  • an aluminum alloy strip or sheet is used consisting of the aluminum alloy according to the invention for producing a chassis and structural part, which is arranged in the region of the engine, the exhaust system or other heat sources of a motor vehicle.
  • a typical example of this is a spring or wishbone of a motor vehicle. Areas of this component, especially if they are located close to the engine, are permanently exposed to increased heat input.
  • bands and sheets of erfindunmultien aluminum alloy new applications which are characterized by an increased heat input.
  • an aluminum alloy strip or sheet consisting of the aluminum alloy according to the invention when the chassis or structural components have at least one weld.
  • Welds are generally areas in which heat has entered the metal. This heat input can lead to intercrystalline corrosion, if the aluminum alloy tends to.
  • the ⁇ -phase precipitate responsible for the intercrystalline corrosion is largely suppressed, so that the component can be readily welded and yet it does not tend to intergranular corrosion.
  • an aluminum alloy strip or sheet of the aluminum alloy of the invention is particularly advantageous when the wall thickness of the aluminum alloy strip or sheet is 0.5 mm to 8 mm, optionally 1.5 to 5 mm. These wall thicknesses are very well suited to provide the necessary strength for a chassis or structural part.
  • the aluminum alloy according to the invention does not require any specific heat treatment step, for example a solution annealing step at the end of the production process, but the aluminum alloy can be produced highly economically with conventional equipment, for example batch ovens. It is also conceivable to provide a direct casting of the strip in place of the casting of a rolling bar, which is then subsequently hot and / or cold rolled.
  • Table 1 shows the chemical analyzes of the standard alloys ST 5049, ST 5454 and ST 5918 and the aluminum alloys V1, V2, V3 and V4 according to the invention.
  • Mg Compensation the value of the amount of magnesium compensated by the alloy components, which is referred to as "Mg Compensation” and calculated by the following formula, is given. (2.3 *% Zn + 1.25 *% Cr + 0.65 *% Cu + 0.05 *% Mn) + 2.4.
  • the minimum compensation is the value of the "compensated" Mg content, which is compensated at least by the alloy components Zn, Cr, Cu and Mn got to.
  • the value given in Table 1 therefore corresponds to the Mg content of the respective aluminum alloys.
  • the Mg compensation value is only relevant for aluminum alloys with magnesium contents of at least 2.91% by weight, this value is not recorded for the standard alloy ST 5049.
  • the other standard alloys ST 5454 and ST 5918 have a Mg compensation value which is below the magnesium content of the alloy. As is known, these alloys tend to intergranular corrosion under certain conditions. The reason is considered that the Mg content of these aluminum alloys is not sufficiently compensated. The situation is different for the aluminum alloys V1, V2, V3 and V4 according to the invention, whose Mg compensation value is significantly higher than the Mg content of the respective aluminum alloy in% by weight.
  • Rolling ingots were cast from all seven aluminum alloys and the ingots were cast at temperatures of 500 to Homogenized 550 ° C for at least two hours.
  • the billets thus produced were hot rolled to hot strip at hot rolling temperatures of 280 ° C to 500 ° C and then cold rolled to final thickness, with intermediate annealing and final annealing of the cold strip at temperatures between 300 and 400 ° C in a batch oven.
  • the strip thickness was 1.5 mm.
  • Sheets were removed from the strips produced and their mechanical properties were determined in a tensile test according to DIN EN 10002-1 perpendicular to the rolling direction.
  • the measured values are shown in Table 2. They show that the exemplary embodiment V1 according to the invention has, for example, a significantly higher tensile strength and yield strength than the standard alloy ST 5049.
  • the elongation values Ag for the uniform elongation and A 50 mm of the alloy strips according to the invention and the standard alloys do not differ significantly, so that it can be assumed that the aluminum alloys according to the invention have an identical formability as the standard alloys.
  • the alloy variant V2 also provides a higher tensile strength and a higher yield strength compared to the standard alloy ST 5454.
  • the aluminum alloys according to the invention have very good mechanical characteristics and can be processed identically to the comparable standard alloys.
  • test strips 50 mm long and 60 mm wide are cut from the sheet or strip and stored with or without thermal pretreatment in concentrated nitric acid at 30 ° C for 24 hours.
  • Nitric acid preferentially dissolves ⁇ -phases from the grain boundaries and thus causes a significant mass loss during the subsequent weight measurement, provided that ⁇ -phases precipitated in the sample along the grain boundaries are present.
  • the samples were subjected to a pre-treatment in the form of storage at elevated temperatures prior to a mass loss measurement according to ASTM G67.
  • ASTM G67 a mass loss measurement according to ASTM G67.
  • the samples were stored for 17, 100 and 500 hours at 130 ° C and then subjected to the mass loss test.
  • a storage was carried out for 100 hours at 100 ° C in order to achieve the comparability of the aluminum alloys according to the invention with those known from the prior art aluminum alloys.
  • Table 3 shows the respective experimental conditions of aging and the measured mass loss according to a test according to ASTM G67 in mg / cm 2 .
  • ASTM G67 intergranular corrosion-resistant aluminum alloys achieve 1 to 15 mg / cm 2 mass loss, whereas unstable 25 to 75 mg / cm 2 mass loss.
  • the standard alloy ST 5049 which has a relatively low magnesium content of 2.05% by weight, has the highest resistance to intergranular corrosion. Even with storage times of 500 hours at 130 ° C, this aluminum alloy does not change its corrosion behavior in the test. On the other hand, it also has the lowest mechanical strength values.
  • the standard alloy ST 5454 and ST 5918 standard alloy behave The ST 5454 was rated at 500 hours presensitization at 130 ° C a mass loss of 16.2 mg / cm 2. The mass loss of the ST 5918 also shows a very marked increase in the storage of the samples for 100 hours or for 500 hours at 130 ° C Mass loss after storage in concentrated nitric acid to a maximum of 30.9 mg / cm 2 . If one compares the aluminum alloys according to the invention during storage for 500 hours at 130.degree. C., then these are significantly more stable to intercrystalline corrosion in spite of similarly high magnesium contents.
  • the maximum mass loss of the aluminum alloy V4 according to the invention was 8.9 mg / cm 2 at 500 hours at 130 ° C. and thus lower by more than a factor of three than the standard alloy ST 5918. According to ASTM G67, it is considered stable to intercrystalline corrosion because of its Mass loss is less than 15 mg / cm 2 . Despite higher magnesium contents and higher strength values compared to the respective standard alloys ST5454 or ST5918, the aluminum alloy according to the invention is distinguished by excellent resistance to intergranular corrosion.

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Description

  • Die Erfindung betrifft eine Aluminiumlegierung, die Verwendung eines Aluminiumlegierungsbandes oder -blechs sowie ein Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumlegierungsbandes oder -blechs.
  • Aluminiummagnesium(AlMg-)Legierungen vom Typ 5xxx werden in Form von Blechen oder Platten bzw. Bändern für die Konstruktion von geschweißten oder gefügten Strukturen, im Schiffs-, Automobil- und Flugzeugbau verwendet. Sie zeichnen sich durch eine besonders hohe Festigkeit aus, wobei mit zunehmendem Magnesiumgehalt die Festigkeiten der AlMg-Legierungen steigen. Typische Vertreter für die Aluminiumlegierungen vom Typ 5xxx sind beispielsweise die Aluminiumlegierungen vom Typ AA 5049, AA 5454 oder AA 5918. Bei den Legierungen handelt es sich um AlMg2Mn (5049)-AlMg3Mn (5454)- bzw. AlMg3,5Mn (5918)- Aluminiumlegierungen. Das ständige Bedürfnis nach zusätzlicher Gewichtsreduzierung erfordert Aluminiumlegierungen mit höheren Festigkeiten und damit mit entsprechend höheren Magnesium(Mg-)gehalten, um die gewünschten Festigkeiten zur Verfügung zu stellen. Problematisch bei AlMgMn-Aluminiumlegierungen mit Mg-Gehalten von mehr als 2,4 Gew.-% ist, dass diese zunehmend zur interkristallinen Korrosion neigen, wenn sie für längere Zeiten erhöhten Temperaturen ausgesetzt sind. Man hat festgestellt, dass in AlMgMn-Aluminiumlegierungen mit mehr als 2,4 Gew.-% Magnesium bei Temperaturen von 70 bis 200°C β-Al5Mg3-Phasen entlang der Korngrenzen ausscheiden. Wenn die Korngrenzen durchgehend mit β-Partikeln belegt sind, kann bei Anwesenheit eines korrosiven Mediums die Auflösung dieser β-Phasen zu einem selektiven Korrosionsangriff entlang der Korngrenzen führen. Im Ergebnis führt dies dazu, dass Aluminiumlegierungen mit erhöhten Mg-Gehalten entweder nicht in wärmebelasteten Bereichen einsetzbar sind oder aufgrund der Wärmeentwicklung verringerte Mg-Gehalte aufweisen müssen, so dass die Ausscheidung von β-Al5Mg3-Partikeln minimiert wird, und eine durchgehende Korngrenzenbelegung mit β-Al5Mg3-Partikeln ausbleibt. Zu dieser Problematik gibt es im Stand der Technik bereits Lösungsvorschläge. Beispielsweise schlägt die deutsche Offenlegungsschrift DE 102 31 437 A1 vor, durch eine spezifische Aluminiumlegierungszusammensetzung die Anfälligkeit gegenüber interkristalliner Korrosion selbst nach einer Sensibilisierung durch Wärme deutlich zu reduzieren. Sie schlägt hierzu die folgende Aluminiumlegierungszusammensetzung vor:

            3,1 % < Mg < 4,5 %,

            0,4% < Mn < 0,85%,

            0,4 % < Zn < 0,8%,

            0,06 % < Cu < 0,35 %,

            Cr < 0,25 %,

            Fe < 0,35 %,

            Si < 0,2 %,

            Zr < 0,25 %,

            Ti < 0,3 %,

  • Verunreinigungen jeweils ≤ 0,05 % und in Summe max. 0,15 %, Rest Al.
  • Die amerikanische Offenlegungsschrift US 2007/187009 A1 zeigt spezifische Aluminiumlegierungsverbindungen und entsprechende Massenverlustmessungen nach ASTM G67. Für die gemessenen Proben C, D, E, F und J (nach 100 Std. bei 100°C) wird ein Massenverlust zwischen 6-22 mg/cm2 aufgezeigt.
  • Es hat sich jedoch gezeigt, dass die Ergebnisse in Bezug auf die Anfälligkeit für interkristalline Korrosion, welche nach dem Standard ASTM G67 gemessen und bewertet wird, verbesserungsfähig sind. Darüber hinaus erlaubt die Aluminiumlegierung einen Gehalt an bis zum 0,25 Gew.-% Zirkonium, welches in Bezug auf das Recycling der Aluminiumlegierung als kritisch angesehen wird. Aus der internationalen Patentanmeldung WO 99/42627 ist darüber hinaus eine zirkoniumhaltige Aluminiumlegierung bekannt, welche zwar im ASTM G67 Test sehr gute Ergebnisse erzielte, allerdings aufgrund des zwingend vorhandenen Zirkoniumgehaltes im Einsatz problematisch ist.
  • Hiervon ausgehend liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zugrunde, eine Aluminiumlegierung zur Verfügung zu stellen, welche nur eine geringe Neigung zur interkristallinen Korrosion aufweist, d.h. im ASTM G67 Test einem Massenverlustwert <15 mg/cm2, gleichzeitig hohe Festigkeiten und eine gute Umformbarkeit bereitstellt und Standardlegierungskomponenten enthält, so dass das Recycling der Aluminiumlegierung vereinfacht ist. Darüber hinaus soll eine Verwendung der Aluminiumlegierung sowie ein Verfahren zur Herstellung von Produkten aus der Aluminiumlegierung vorgeschlagen werden.
  • Gemäß einer ersten Lehre der vorliegenden Erfindung wird die oben aufgezeigte Aufgabe für eine Aluminiumlegierung dadurch gelöst, dass diese Legierungskomponenten umfasst, welche die folgende Zusammensetzung in Gew.-% aufweisen:

            2,91 % ≤ Mg ≤ 4,5 %,

            0,5% ≤ Mn ≤ 0,8 %,

            0,05 % ≤ Cu ≤ 0,30 %,

            0,05 % ≤ Cr ≤ 0,30 %,

            0, 05 % ≤ Zn ≤ 0,9 %,

            Fe ≤ 0,40 %,

            Si ≤ 0,25 %,

            Ti ≤ 0,20 %,

  • Rest Al und Verunreinigungen einzeln kleiner als 0,05 % in Summe max. 0,15 %, und wobei für die Legierungskomponenten Zn, Cr, Cu und Mn gilt:

            (2,3* %Zn + 1,25* %Cr + 0,65* %Cu + 0,05* %Mn) + 2,4 ≥ %Mg.

  • "%Zn", "%Cr", "%Cu", "%Mn" und "%Mg" entsprechen den Gehalten der Legierungskomponente jeweils in Gewichtsprozent. Die Erfindungsgemäße Zusammensetzung beruht auf der Erkenntnis, dass die Legierungskomponenten Zn, Cr, Cu und Mn bei Magnesiumgehalten von mindestens 2,91 Gew.-% die Ausscheidung von β-Al5Mg3-Partikeln unterdrückt, indem die Anwesenheit dieser Legierungselemente die Bildung von τ-Phasen unterstützt. Diese τ-Phasen vom Typ AlCuMgZn unterdrücken die β-Phasenbildung zu einem erheblichen Teil, so dass auch bei höheren Mg-Gehalten nur eine ganz geringe Neigung zur Ausbildung von β-Phasen bzw. β-Al5Mg3-Partikeln an den Korngrenzen besteht. Darüber hinaus können sich in Gegenwart der Legierungselemente Cr und Mn auch ε-Phasen vom Typ AlCrMgMn bilden, welche ebenfalls die β-Phasenbildung unterdrücken. Im Ergebnis ist die entsprechende Aluminiumlegierung nicht so anfällig für interkristalline Korrosion. Zusätzlich hat man herausgefunden, dass die Kompensierungseffizienz der einzelnen Legierungskomponenten
  • Zn, Cr, Cu und Mn unterschiedlich hoch ist. Die Legierungskomponente Zink kann beispielsweise zur Kompensierung der 2,3-fachen Magnesiummenge oberhalb von 2,91 Gew.-% Mg dienen, so dass die resultierende Aluminiumlegierung nur eine sehr geringe Neigung zur interkristallinen Korrosion zeigt. Die Effizienz zur Unterdrückung der interkristallinen Korrosion bzw. der Ausscheidung von β-Phasen sinkt bei den Legierungskomponenten Chrom, Kupfer und Mangan ab. Im Ergebnis können jedenfalls Aluminiumlegierungen zur Verfügung gestellt werden, welche relativ hohe Magnesiumgehalte aufweisen und insofern höhere Festigkeiten zeigen, ohne dass diese nach Temperatureinwirkung zur interkristallinen Korrosion neigen. Höhere Festigkeiten bei vergleichbarer Korrosionsbeständigkeit wird bei einem Mg-Gehalt von mindestens 3,0 Gew.-% erreicht.
  • Um die erfindungsgemäße Aluminiumlegierung wirtschaftlich herstellen zu können und darüber hinaus keine negativen Effekte bezüglich der Umformbarkeit sowie keine oder nur geringe Änderungen der physikalischen Eigenschaften der Aluminiumlegierung beispielsweise beim Gießen und Walzen in Kauf nehmen zu müssen, ist es gemäß einer ersten Ausgestaltung der erfindungsgemäßen Aluminiumlegierung vorteilhaft, dass für die Legierungskomponenten Zn, Cr, Cu und Mn folgendes gilt:

            (2,3* %Zn + 1,25* %Cr + 0,65* %Cu + 0,05* %Mn) + 1,4 ≤ %Mg.

  • Hiermit wird für eine Ausgestaltung der vorliegenden Erfindung eine Obergrenze der Zugabe der Legierungskomponenten Zn, Cr, Cu und Mn angegeben, um eine möglichst wirtschaftliche Herstellung der Aluminiumlegierung zu erzielen. Zugaben über diese Obergrenze hinaus zeigen keinen zusätzlichen positiven Effekt auf die Beständigkeit gegenüber interkristalliner Korrosion. Daneben können auch unerwünschte Nebeneffekte aufgrund hoher Gehalte der Legierungskomponenten bei dieser Ausgestaltung der erfindungsgemäßen Aluminiumlegierung ausgeschlossen werden.
  • Vorzugsweise weist gemäß einer weiteren Ausführungsform der erfindungsgemäßen Aluminiumlegierung die Legierungskomponente Cu den folgenden Gehalt in Gew.-% auf:

            0,05 % ≤ Cu ≤ 0,20 %,

    um die Aluminiumlegierung allgemein korrosionsbeständiger auszugestalten.
  • Gemäß einer nächsten Ausgestaltung der erfindungsgemäßen Aluminiumlegierung kann die Umformbarkeit dadurch maximiert werden, dass die Legierungskomponente Cr den folgenden Gehalt in Gew.-% aufweist:

            0,05 % ≤ Cr ≤ 0,20 %.

  • Gemäß einer weiteren Ausgestaltung der erfindungsgemäßen Aluminiumlegierung wird eine im Hinblick auf die Zugabe von Legierungskomponenten weiter optimierte, gegen interkristalline Korrosion beständige Aluminiumlegierung dadurch bereitgestellt, dass die Legierungskomponenten Mg und Zn folgende Gehalte in Gew.-% aufweisen:

            2,91 % ≤ Mg ≤ 3,6 %

            0,05 % ≤ Zn ≤ 0,75 %.

  • Die Verringerung der Obergrenze des Magnesiumanteils ermöglicht eine weitere Verringerung der maximalen Zinkkonzentration, so dass eine kostenoptimierte Aluminiumlegierung mit sehr hoher Beständigkeit gegen interkristalline Korrosion zur Verfügung gestellt werden kann. Vorzugsweise beträgt der Mg-Gehalt dieser Ausgestaltung 3,0 Gew.-% bis 3,6 Gew.-%, insbesondere 3,4 Gew.-% bis 3,6 Gew.-%.
  • In einer weiteren Ausgestaltung kann die erfindungsgemäße Aluminiumlegierung in Bezug auf ihre Festigkeit dadurch weiter optimiert werden, dass der Gehalt der Legierungskomponente Mg mindestens 3,6 Gew.-% und maximal 4,5 Gew.-% beträgt. Die erhöhten Magnesium-Gehalte verursachen eine deutliche Steigerung der Festigkeiten der Aluminiumlegierung bei gleichzeitig guter Umformbarkeit. Aufgrund der spezifischen Zusammensetzung der erfindungsgemäßen Aluminiumlegierung zeigt auch diese Aluminiumlegierung trotz der hohen Mg-Gehalte nur geringe Massenverluste <15mg/cm2 und ist somit nach ASTM G67 frei von interkristalliner Korrosion. Bevorzugt ist der Mg-Gehalt auf maximal 4,0 Gew.-% beschränkt, um das Korrosionsverhalten zu verbessern.
  • Wie bereits zuvor ausgeführt, zeichnen sich die erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungen dadurch aus, dass sie neben einer sehr guten Festigkeit und Umformbarkeit auch eine sehr gute Beständigkeit gegen interkristalline Korrosion aufweisen. Insofern wird die oben aufgezeigte Aufgabe gemäß einer weiteren Lehre der Erfindung durch die Verwendung eines Aluminiumlegierungsbandes oder -blechs aus einer erfindungsgemäßen Aluminiumlegierung zur Herstellung von Fahrwerk- und Strukturbauteilen im Fahrzeug-, flugzeug- oder Schiffbau gelöst.
  • Fahrwerk- und Strukturbauteile von Fahrzeugen, Kraftfahrzeugen oder Flugzeugen sind häufig Wärmequellen, beispielsweise den Abgasen des Verbrennungsmotors oder anderen Wärmequellen ausgesetzt, so dass Aluminiumlegierungen, welche nach einer Wärmebehandlung zur interkristallinen Korrosion neigen, hier üblicher Weise nicht eingesetzt werden können. Die Verwendung eines erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungsbandes oder -blechs zur Herstellung von Fahrwerk- und Strukturbauteilen ermöglicht indes aufgrund der sehr guten Beständigkeit gegen interkristalline Korrosion den Einsatz von höherfesten Aluminiummagnesiumlegierungen mit Magnesiumgehalten von mindestens 2,91 Gew.-% auch in diesen Anwendungsgebieten. Die höherfesten Aluminiumbänder oder -bleche ermöglichen die Reduzierung von Wandstärken aufgrund der erhöhten Festigkeiten. Insofern tragen sie zur weiteren Gewichtsreduzierung von Fahrzeugen, Schiffen oder auch Flugzeugen bei.
  • Bevorzugt wird ein Aluminiumlegierungsband oder -blech bestehend aus der erfindungsgemäßen Aluminiumlegierung zur Herstellung eines Fahrwerk- und Strukturteils verwendet, welches im Bereich des Motors, der Abgasanlage oder anderer Wärmequellen eines Kraftfahrzeugs angeordnet ist. Ein typisches Beispiel hierfür ist ein Feder- oder Querlenker eines Kraftfahrzeugs. Bereiche dieser Bauteil, insbesondere wenn sie motornah angeordnet sind, sind dauerhaft einem erhöhten Wärmeeintrag ausgesetzt. Gerade im Kraftfahrzeugbau, aber auch im Bau von Zügen, Flugzeugen und Schiffen eröffnen sich durch die Verwendung von Bändern und Blechen aus der erfindungemäßen Aluminiumlegierung neue Anwendungsbereiche, welche durch einen erhöhten Wärmeeintrag gekennzeichnet sind.
  • Besonders vorteilhaft ist die Verwendung eines Aluminiumlegierungsbandes oder -blechs bestehend aus der erfindungsgemäßen Aluminiumlegierung, dann wenn die Fahrwerk- oder Strukturbauteile mindestens eine Schweißnaht aufweisen. Schweißnähte sind generell Bereiche, in welchen ein Wärmeeintrag in das Metall erfolgt ist. Dieser Wärmeeintrag kann zu interkristalliner Korrosion führen, sofern die Aluminiumlegierung hierzu neigt. Bei den erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungen hingegen, wird die für die interkristalline Korrosion verantwortliche β-Phasenausscheidung weitestgehend unterdrückt, so dass das Bauteil ohne weiteres verschweißt werden kann und es dennoch nicht zur interkristallinen Korrosion neigt.
  • Schließlich ist die Verwendung eines Aluminiumlegierungsbandes oder -blechs aus der erfindungsgemäßen Aliminiumlegierung besonders vorteilhaft, wenn die Wanddicke des Aluminiumlegierungsbandes oder -blechs 0,5 mm bis 8 mm, optional 1,5 bis 5 mm beträgt. Diese Wanddicken sind sehr gut geeignet, um die für ein Fahrwerk- oder Strukturteil notwendigen Festigkeit bereitstellen zu können.
  • Gemäß einer weiteren Lehre der vorliegenden Erfindung soll nun ein wirtschaftliches Herstellverfahren für ein Aluminiumlegierungsband oder -blech angegeben werden, welches aus der erfindungsgemäßen Aluminiumlegierung besteht. Dieses Verfahren umfasst folgende Schritte:
    • Gießen eines Walzbarrens
    • Homogenisieren des Walzbarrens bei 500 bis 550 °C für mindestens 2 Stunden,
    • Warmwalzen des Walzbarrens zu einem Warmband bei Warmwalztemperaturen von 280 °C bis 500 °C,
    • Kaltwalzen des Warmbandes mit oder ohne Zwischenglühung auf Enddicke und
    • Weichglühen des Kaltbandes bei 300 bis 400 °C in einem Batchofen.
  • Entgegen den bisherigen Erfahrungen bedarf es bei der erfindungsgemäßen Aluminiumlegierung keines spezifischen Wärmebehandlungsschrittes, beispielsweise eines Lösungsglühschrittes am Ende des Herstellungsprozesses, sondern die Aluminiumlegierung kann mit konventionellem Equipment, beispielsweise Batchöfen, hoch wirtschaftlich hergestellt werden. Denkbar ist auch, an Stelle des Gießens eines Walzbarrens ein direktes Gießen des Bandes vorzusehen, welches dann anschließend warm- und/oder kaltgewalzt wird.
  • Die Erfindung soll nun anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert werden. Tabelle 1
    Legierung ST5049 ST5454 ST5918 V1 V2 V3 V4
    konv. konv. konv. erf. erf. erf. erf.
    LegierungsKomponenten
    Mg 2,05 2,90 3,45 2,91 3,42 3,75 3,77
    Mn 0,95 0,80 0,55 0,56 0, 6 0, 66 0,66
    Si 0,15 0,15 0,15 0,13 0,12 0,12 0,12
    Fe 0,4 0,30 0,30 0,24 0,24 0,24 0,25
    Cu 0,06 0,03 0,02 0,15 0,2 0,25 0,13
    Cr 0,01 0,07 0,16 0,065 0,11 0,16 0,16
    Ti 0,01 0,01 0,01 0,013 0,014 0,014 0,016
    Zn 0 0,00 0,00 0,4 0,5 0, 6 0,61
    minimale Kompensierung 2,9 3,45 2,91 3,42 3,75 3,77
    Mg-Kompensierung 2,547 2,6405 3,5155 3,8475 4,1755 4,1205
  • Zunächst zeigt die Tabelle 1 die chemischen Analysen der Standardlegierungen ST 5049, ST 5454 und ST 5918 sowie der erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungen V1, V2, V3 und V4. Zusätzlich ist in der Tabelle 1 der Wert für die durch die Legierungskomponenten kompensierte Menge an Magnesium angegeben, welche als "Mg-Kompensierung" bezeichnet ist und über die folgende Formel berechnet wurde:

            (2,3* %Zn + 1,25* %Cr + 0,65* %Cu + 0,05* %Mn) + 2,4.

  • Als minimale Kompensierung ist der Wert des "kompensierten" Mg-Gehaltes angegeben, welcher mindestens durch die Legierungsbestandteile Zn, Cr, Cu und Mn kompensiert werden muss. Der in Tabelle 1 angegebene Wert entspricht daher dem Mg-Gehalt der jeweiligen Aluminiumlegierungen.
  • Da der Mg-Kompensierungswert lediglich für Aluminiumlegierungen mit Magnesiumgehalten von mindestens als 2,91 Gew.-% relevant ist, ist dieser Wert für die Standardlegierung ST 5049 nicht eingetragen. Die übrigen Standardlegierungen ST 5454 sowie ST 5918 weisen einen Mg-Kompensierungswert auf, welcher unterhalb des Magnesiumgehaltes der Legierung liegt. Wie bekannt ist, neigen diese Legierung unter bestimmten Bedingungen zur interkristallinen Korrosion. Der Grund wird darin gesehen, dass der Mg-Gehalt dieser Aluminiumlegierungen nicht ausreichend kompensiert ist. Anders verhält es sich bei den erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungen V1, V2, V3 und V4, deren Mg-Kompensierungswert deutlich über dem Mg-Gehalt der jeweiligen Aluminiumlegierung in Gew.-% liegt. Tabelle 2
    Messgröße Rp0,2 Rm Ag A50mm
    Legierung MPa MPa % %
    ST5049 konv 99 215 16,4 21,9
    ST5454 konv 118 246 17,4 21,8
    ST5918 konv 129 264 18,1 19,8
    V1 erf 115 246 16,2 20,7
    V2 erf 125 271 18,5 21,3
    V3 erf 132 288 15,8 20,6
    V4 erf 133 289 18,7 22,0
  • Aus allen sieben Aluminiumlegierungen wurden Walzbarren gegossen und die Walzbarren bei Temperaturen von 500 bis 550 °C für mindestens zwei Stunden homogenisiert. Die so hergestellten Walzbarren wurden zu einem Warmband bei Warmwalztemperaturen von 280 °C bis 500 °C warmgewalzt und anschließend auf Enddicke kaltgewalzt, wobei eine Zwischenglühung stattfand und das abschließende Weichglühen des Kaltbandes bei Temperaturen zwischen 300 und 400 °C in einem Batchofen stattfand. Die Banddicke betrug 1,5 mm.
  • Aus den hergestellten Bändern wurden Bleche entnommen und deren mechanische Kennwerte im Zugversuch nach DIN EN 10002-1 senkrecht zur Walzrichtung ermittelt. Die Messwerte sind in Tabelle 2 dargestellt. Sie zeigen, dass das erfindungsgemäße Ausführungsbeispiel V1 beispielsweise über eine deutlich höhere Zugfestigkeit und Streckgrenze als die Standardlegierung ST 5049 verfügt. Die Dehnungswerte Ag für die Gleichmaßdehnung und A50mm der erfindungsgemäßen Legierungsbänder und der Standardlegierungen unterscheiden sich nicht signifikant, so dass davon auszugehen ist, dass die erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungen eine identische Umformbarkeit wie die Standardlegierungen aufweisen.
  • Die Legierungsvariante V2 stellt im Vergleich zur Standardlegierung ST 5454 ebenfalls eine höhere Zugfestigkeit und eine höhere Streckgrenze zur Verfügung. Für die Gleichmaßdehnung Ag sowie die Dehnung A50mm ergeben sich auch für die erfindungsgemäße Variante V2 nahezu identische Werte zur Standardlegierung ST 5454. Gleiches gilt auch für die Varianten V3 und V4, welche im Vergleich zur konventionellen Aluminiumlegierungsvariante ST 5918 verbesserte Zugfestigkeitswerte und Streckgrenzen zeigen. Im Ergebnis haben die erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungen sehr gute mechanische Kennwerte und können identisch zu den vergleichbaren Standardlegierungen verarbeitet werden.
  • Die erfindungsgemäßen Ausführungsbeispiele sowie die konventionellen Ausführungsbeispiele wurden nun einem Korrosionstest gemäß ASTM G67 unterworfen, mit welchem durch die Messung des Massenverlusts die Anfälligkeit einer Aluminiumlegierung zur interkristallinen Korrosion gemessen werden kann. Bei diesem Test werden Teststreifen, die 50 mm lang und 60 mm breit sind, aus dem Blech oder Band ausgeschnitten und mit oder ohne thermische Vorbehandlung in konzentrierter Salpetersäure bei 30 °C für 24 Stunden gelagert. Salpetersäure löst bevorzugt β-Phasen aus den Korngrenzen heraus und verursacht dadurch bei der späteren Gewichtsmessung einen deutlichen Massenverlust, sofern in der Probe entlang der Korngrenzen ausgeschiedene β-Phasen vorhanden sind.
  • Um die Anfälligkeit gegenüber interkristalliner Korrosion auch in wärmebelasteten Anwendungsbereichen zu ermitteln, wurden die Proben vor einer Massenverlustmessung nach ASTM G67 einer Vorbehandlung in Form einer Lagerung bei erhöhten Temperaturen unterzogen. Hierzu wurden die Proben für 17, 100 und 500 Stunden bei 130 °C gelagert und anschließend dem Massenverlusttest unterzogen. Darüber hinaus wurde aber auch eine Lagerung für 100 Stunden bei 100 °C durchgeführt, um die Vergleichbarkeit der erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungen mit denen aus dem Stand der Technik bekannten Aluminiumlegierungen zu erreichen. Tabelle 3
    Legierung
    Auslagerung ST5049 ST5454 ST5918 V1 V2 V3 V4
    Ohne 1,1 1,1 1,3 1,3 1,6 2,0 1,8
    17h 130°C 1,0 1,4 2,3 1,4 1,8 2,4 1,9
    100h 130°C 1,0 5,6 11,3 1,5 2,4 3,5 2,9
    500h 130°C 1,1 16,2 30,9 1,9 6,7 8,3 8,9
    100h 100°C 1,0 2,1 5,2 1,4 2,1 2,6 2,1
  • In Tabelle 3 sind die jeweiligen Versuchsbedingungen der Auslagerung und der gemessene Massenverlust nach einem Test gemäß ASTM G67 in mg/cm2 dargestellt. Gemäß ASTM G67 erreichen gegen interkristalline Korrosion beständige Aluminiumlegierungen 1 bis 15 mg/cm2 Massenverlust, wohingegen nicht beständige 25 bis 75 mg/cm2 Massenverlust aufweisen.
  • Deutlich zu erkennen ist, dass die Standardlegierung ST 5049, welche einen relativ geringen Magnesiumgehalt von 2,05 Gew.-% aufweist, die höchste Beständigkeit gegen interkristalline Korrosion besitzt. Selbst bei Lagerungen von 500 Stunden bei 130 °C ändert diese Aluminiumlegierung ihr Korrosionsverhalten im Test nicht. Sie besitzt dagegen aber auch die geringsten mechanischen Festigkeitswerte.
  • Anders verhalten sich dagegen die Standardlegierung ST 5454 und die Standardlegierung ST 5918. Die ST 5454 hat bei 500 Stunden Vorsensibilisierung bei 130 °C einen Massenverlust von 16,2 mg/cm2. Der Massenverlust der ST 5918 zeigt bei Lagerung der Proben für 100 Stunden oder für 500 Stunden bei 130 °C ebenfalls einen sehr deutlichen Anstieg des Massenverlusts nach einer Lagerung in konzentrierter Salpetersäure auf maximal 30,9 mg/cm2. Vergleicht man hierzu die erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungen bei Lagerung für 500 Stunden bei 130 °C, so sind diese deutlicher stabiler gegenüber interkristalliner Korrosion trotz ähnlich hoher Magnesiumgehalte.
  • Der maximale Massenverlust der erfindungemäßen Aluminiumlegierung V4 betrug bei 500 Stunden bei 130 °C 8,9 mg/cm2 und damit um mehr als den Faktor drei niedriger als die Standardlegierung ST 5918. Gemäß ASTM G67 gilt sie als stabil gegenüber interkristalliner Korrosion, denn ihr Massenverlust ist geringer als 15 mg/cm2. Trotz im Vergleich zu den jeweiligen Standardlegierungen ST5454 oder ST5918 höheren Magnesiumgehalten und höheren Festigkeitswerte zeichnet sich die erfindungsgemäße Aluminiumlegierung durch eine hervorragende Beständigkeit gegenüber interkristalliner Korrosion aus.
  • Insbesondere zeigen die Vergleiche mit den aus dem Stand der Technik bekannten Ergebnissen für hochmagnesiumhaltige Aluminiumlegierungen, dass in dem ausgewählten Aluminiumlegierungsbereich eine deutliche Steigerung der Beständigkeit der Aluminiumlegierungen gegenüber interkristalliner Korrosion erreichbar ist, ohne Probleme im Hinblick auf Recycling oder hohe Herstellkosten in Kauf nehmen zu müssen.
  • Schließlich konnte auch gezeigt werden, dass auch die Verwendung von höchst wirtschaftlichen Batchöfen zur Durchführung von Weichglühungen genutzt werden können, um hochmagnesiumhaltige und gegen interkristalline Korrosion beständige Aluminiumlegierungen und Legierungsprodukte zur Verfügung zu stellen. Bisher war man davon ausgegangen, dass ein Lösungsglühen in einer kontinuierlichen Prozesslinie notwendig war, um eine Beständigkeit gegenüber interkristalliner Korrosion zu erreichen.

Claims (11)

  1. Aluminiumlegierung umfassend Legierungskomponenten, welche die folgende Zusammensetzung in Gew.-% aufweisen:

            2,91 % ≤ Mg ≤ 4,5 %,

            0,5 % ≤ Mn ≤ 0,8 %,

            0,05 % ≤ Cu ≤ 0,30 %,

            0,05 % ≤ Cr ≤ 0,30 %,

            0,05 % ≤ Zn ≤ 0,9 %,

            Fe ≤ 0,40 %,

            Si ≤ 0,25 %,

            Ti ≤ 0,20 %,

    Rest Al und Verunreinigungen einzeln kleiner als 0,05 % in Summe max. 0,15 %, und wobei für die Legierungskomponenten Zn, Cr, Cu und Mn gilt:

            (2,3* %Zn + 1,25* %Cr + 0,65* %Cu + 0,05* %Mn) + 2,4 ≥ %Mg.

  2. Aluminiumlegierung nach Anspruch 1,
    dadurch gekennzeichnet, dass für die Legierungskomponenten Zn, Cr, Cu und Mn zusätzlich gilt:

            (2,3* %Zn + 1,25* %Cr + 0,65* %Cu + 0,05* %Mn) + 1,4 ≤ %Mg.

  3. Aluminiumlegierung nach Anspruch 1 oder 2,
    dadurch gekennzeichnet, dass die Legierungskomponente Cu den folgenden Gehalt in Gew.-% aufweist:

            0,05 ≤ Cu ≤ 0,20 %.

  4. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3,
    dadurch gekennzeichnet, dass die Legierungskomponente Cr den folgenden Gehalt in Gew.-% aufweist:

            0,05 % ≤ Cr ≤ 0,20 %.

  5. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4,
    dadurch gekennzeichnet, dass die Legierungskomponenten Mg und Zn folgende Gehalte in Gew.-% aufweisen:

            2,91 % ≤ Mg ≤ 3,6 %

            0,05 % ≤ Zn ≤ 0,75 %.

  6. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4,
    dadurch gekennzeichnet, dass der Gehalt der Legierungskomponente Mg mindestens 3,6 Gew.-% und maximal 4,5 Gew.-% beträgt.
  7. Verwendung eines Aluminiumlegierungsbandes oder -blechs aus einer Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6 zur Herstellung von Fahrwerk- und Strukturbauteilen im Fahrzeug-, Flugzeug- oder Schiffsbau.
  8. Verwendung nach Anspruch 7,
    dadurch gekenntzeichnet, dass das Alumininmlegierungsband oder -blech zur Herstellung eines Fahrwerk- oder Strukturteils verwendet wird, welches im Bereich des Motors, der Abgasanlage oder anderer Wärmequellen eines Kraftfahrzeugs angeordnet ist.
  9. Verwendung nach Anspruch 7 oder 8,
    dadurch gekennzeichnet, dass die Fahrwerk- und Strukturbauteile mindestens eine Schweißnaht aufweisen.
  10. Verwendung nach einem der Ansprüche 7 bis 9,
    dadurch gekennzeichnet, dass die Wanddicke des Aluminiumlegierungsbandes oder -blechs 0,5 mm bis 8 mm, optional 1,5 bis 5 mm beiträgt.
  11. Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumlegierungsbandes oder -blechs aus einer Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6 mit folgenden Schritten:
    - Gießen eines Walzbarrens
    - Homogenisieren des Walzbarrens bei 500 bis 550 °C für mindestens 2h
    - Warmwalzen des Walzbarrens zu einem Warmband bei Warmwalztemperaturen von 280 °C bis 500 °C,
    - Kaltwalzen des Warmbandes mit oder ohne Zwischenglühung auf Enddicke und
    - Weichglühen des Kaltbandes bei 300 bis 400 °C in einem Batchofen.
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KR1020157007982A KR101644584B1 (ko) 2012-08-28 2013-08-22 입간 부식에 대한 저항성을 갖는 알루미늄 합금
RU2015111238A RU2634822C2 (ru) 2012-08-28 2013-08-22 Алюминиевый сплав, устойчивый к межкристаллитной коррозии
CA2882613A CA2882613C (en) 2012-08-28 2013-08-22 Aluminium alloy which is resistant to intercrystalline corrosion
CN201380045479.4A CN104797727B (zh) 2012-08-28 2013-08-22 耐晶间腐蚀的铝合金
JP2015528968A JP5908178B2 (ja) 2012-08-28 2013-08-22 粒間腐食に対して耐性を有するアルミニウム合金
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Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BR112019002606B1 (pt) * 2016-08-17 2022-07-12 Novelis Inc Liga e folha de alumínio, e, método para preparar uma folha de alumínio.
HUE060741T2 (hu) * 2018-06-11 2023-04-28 Novelis Koblenz Gmbh Al-Mg-Mn ötvözetbõl készült, fokozott korrózióellenállással rendelkezõ lemeztermék elõállításának módszere
KR102634398B1 (ko) * 2018-12-10 2024-02-06 현대자동차주식회사 피스톤용 알루미늄 합금 및 차량 엔진용 피스톤
FR3093960B1 (fr) 2019-03-19 2021-03-19 Constellium Neuf Brisach Partie basse de caisson de batteries pour véhicules électriques
MX2022007165A (es) * 2019-12-17 2022-07-12 Novelis Inc Supresion de agrietamiento por corrosion bajo tension en aleaciones de alto contenido de magnesio mediante la adicion de calcio.
CN119372529A (zh) * 2024-10-23 2025-01-28 天津忠旺铝业有限公司 地铁车体用铝合金板带材及其制备方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CH638243A5 (de) * 1978-07-05 1983-09-15 Alusuisse Verfahren zur herstellung von magnesium- und zinkhaltigen aluminium-legierungs-blechen.
JPH0463255A (ja) * 1990-02-01 1992-02-28 Kobe Steel Ltd 高強度および高耐食性Ａｌ―Ｍｇ系合金板の製造方法
WO1998024940A1 (en) * 1996-12-04 1998-06-11 Alcan International Limited A1 alloy and method
US20030145912A1 (en) * 1998-02-20 2003-08-07 Haszler Alfred Johann Peter Formable, high strength aluminium-magnesium alloy material for application in welded structures
BR9909219B1 (pt) * 1998-02-20 2011-02-08 liga de alumìnio-magnésio na forma de um produto laminado ou extrudado.
JP3853103B2 (ja) * 1999-03-23 2006-12-06 株式会社神戸製鋼所 開缶性が優れたアルミニウム合金板の製造方法
AU750846B2 (en) * 1999-05-04 2002-08-01 Corus Aluminium Walzprodukte Gmbh Exfoliation resistant aluminium-magnesium alloy
JP2001064744A (ja) * 1999-08-30 2001-03-13 Nippon Light Metal Co Ltd スピニング加工に適した高強度アルミニウム合金板およびその製造方法
DE10231437B4 (de) * 2001-08-10 2019-08-22 Corus Aluminium N.V. Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumknetlegierungsprodukts
RU2230131C1 (ru) * 2002-09-20 2004-06-10 Региональный общественный фонд содействия защите интеллектуальной собственности Сплав системы алюминий-магний-марганец и изделие из этого сплава
RU2280705C2 (ru) * 2004-09-15 2006-07-27 Открытое акционерное общество "Каменск-Уральский металлургический завод" Сплав на основе алюминия и изделие из него
EP1852251A1 (de) * 2006-05-02 2007-11-07 Aleris Aluminum Duffel BVBA Verbundblech aus Aluminium
CN101880803B (zh) * 2010-07-30 2012-10-17 浙江巨科铝业有限公司 汽车车身板用Al-Mg系铝合金及其制造方法
CN104781430A (zh) 2012-08-22 2015-07-15 海德鲁铝业钢材有限公司 耐晶间腐蚀的铝合金带及其制造方法

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