EP2924135B1 - Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus einer hochumformbaren, mittelfesten Aluminiumlegierung für Halbzeuge oder Bauteile von Kraftfahrzeugen - Google Patents

Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus einer hochumformbaren, mittelfesten Aluminiumlegierung für Halbzeuge oder Bauteile von Kraftfahrzeugen Download PDF

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EP2924135B1
EP2924135B1 EP14162348.8A EP14162348A EP2924135B1 EP 2924135 B1 EP2924135 B1 EP 2924135B1 EP 14162348 A EP14162348 A EP 14162348A EP 2924135 B1 EP2924135 B1 EP 2924135B1
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aluminium alloy
aluminum alloy
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rolling
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Henk-Jan Brinkman
Dr. Olaf Engler
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Definitions

  • the invention relates to a method for producing a strip of an aluminum alloy, a corresponding aluminum alloy strip or sheet and a structural part of a motor vehicle consisting of an aluminum alloy sheet.
  • Semi-finished products and components for motor vehicles must meet different requirements depending on their place of use and purpose in the motor vehicle.
  • the forming properties of the aluminum alloy or of the strips and metal sheets produced therefrom are decisive.
  • the strength values but also, in particular, the corrosion properties play a significant role.
  • the mechanical properties are primarily determined by the rigidity, which depends above all on the shape of the inner door parts.
  • the tensile strength has a rather minor influence.
  • the materials used for a door inner part must not be too soft either.
  • good formability is particularly important for the introduction of aluminum alloy materials into the motor vehicle sector, since the components and semi-finished products undergo particularly complex forming processes during their production. This particularly relates to components that are manufactured in a one-piece sheet metal shell construction, such.
  • B. Interior panel door parts with integrated window frame area Such components have by the saving of integrated window frame area.
  • the aluminum alloy to be used should therefore be as resistant to corrosion as possible, in particular in the painted state against intercrystalline corrosion and against filiform corrosion.
  • Filiform corrosion is understood to mean a type of corrosion which occurs in coated components and exhibits a thread-like course. Filiform corrosion occurs at high humidity in the presence of chloride ions.
  • the aluminum alloy AA8006 AlFe1.5Mn 0.5
  • the alloy AA8006 is thus less suitable for coated, in particular painted components such as door inner parts.
  • an aluminum alloy is known as an alternative to the aluminum alloy of the type AA8006, which has the following alloy constituents in% by weight: Fe ⁇ 0 ,8th% . Si ⁇ 0 , 5% . 0.9 % ⁇ Mn ⁇ 1 , 5% . mg ⁇ 0 25% . Cu ⁇ 0 , 20% . Cr ⁇ 0 , 05% . Ti ⁇ 0 , 05% . V ⁇ 0 , 05% . Zr ⁇ 0 , 05% .
  • JP 2006-152358 A is an aluminum alloy for the production of beverage cans is known, which has high formability and strength.
  • the present invention therefore has for its object to provide a method for producing an aluminum alloy strip for the production of semi-finished products or components for motor vehicles, which is highly deformable, medium-strength and very resistant to corrosion.
  • an aluminum strip or sheet, its use and a structural part of a motor vehicle to be proposed.
  • the aluminum alloy for the production of semi-finished products or components of motor vehicles has the following alloy constituents in% by weight: 0.6 % ⁇ Si ⁇ 0 , 9% . 0.6 % ⁇ Fe ⁇ 1 , 0% . Cu ⁇ 0 ,1% . 0.6 % ⁇ Mn ⁇ 0 , 9% . 0.5 % ⁇ mg ⁇ 0 ,8th% . Cr ⁇ 0 , 05% .
  • the present aluminum alloy is based on the recognition that Al-Mg-Si alloys of the alloy type AA6XXX in the as-annealed state have a very good formability. However, they were too soft for the previous applications.
  • the lower limits of the forcibly provided alloying elements of 0.6 wt% for Si, 0.6 wt% for Fe, 0.6 wt% for Mn and 0.5 wt% for Mg ensure that the Aluminum alloy in soft annealed condition can provide sufficient strength.
  • the upper limits of 0.9% by weight for Si, 1.0% by weight for Fe, 0.9% by weight for Mn and 0.8% by weight for Mg prevent the elongation at break from dropping and thus the forming behavior is deteriorated.
  • the alloying elements Cu are limited to a maximum of 0.1% by weight and Cr to a maximum of 0.05% by weight.
  • the combination of the intended alloy components of Si, Fe, Mg and Mn ensures that, on the one hand, the very good forming behavior of the Al-Mg-Si alloys is combined with increased strength, without having too great losses in ductility.
  • the investigations showed that the specified aluminum alloy in annealed condition meets the requirements for formability and in particular for corrosion resistance and is thus suitable for the production of semi-finished products or components in motor vehicles.
  • the aluminum alloy according to the invention falls into the class of the Al-Mg-Si alloys of the alloy type AA6XXX. This allows for improved recyclability of this aluminum alloy when used in the scrap cycle with the in Automotive applications commonly used Al-Mg-Si alloys of alloy type AA6XXX be mixed.
  • the alloying constituents Si, Fe, Mn and Mg have the following proportions in% by weight: 0.7 % ⁇ Si ⁇ 0 , 9% . 0.7 % ⁇ Fe ⁇ 1 , 0% . 0.7 % ⁇ Mn ⁇ 0 , 9% and 0.6 % ⁇ mg ⁇ 0 ,8th% ,
  • a further improvement of the aluminum alloy in terms of maximum elongation at break is achieved in that the alloying constituents Si, Fe, Mn and Mg have the following proportions in% by weight: 0.7 % ⁇ Si ⁇ 0 ,8th% . 0.7 % ⁇ Fe ⁇ 0 ,8th% . 0.7 % ⁇ Mn ⁇ 0 ,8th% and 0.6 % ⁇ mg ⁇ 0 7% ,
  • the resistance to intergranular corrosion can be further improved in that the Si content of the alloy exceeds the Mg content by at most 0.2% by weight, preferably at most 0. 1 wt .-% exceeds.
  • the elongation at break of the aluminum alloy can be further improved by further reducing the Cr content to a maximum value of 0.01% by weight, preferably to a maximum of 0.001% by weight. It has been shown that chromium has a negative effect on the elongation at break even in very low concentrations.
  • a similar effect also has the reduction of the Cu contents to a maximum of 0.05 wt .-%, preferably at most 0.01 wt .-%, at the same time the tendency to filiform corrosion or intergranular corrosion by reducing the Cu contents generally returns.
  • the hot rolling temperatures allow good recrystallization during hot rolling, so that the structure is as fine as possible after hot rolling.
  • this fine-grained structure is merely stretched and recrystallized again in the final soft annealing.
  • the cold rolling produces a particularly high number of dislocations in the microstructure, which produces a very fine-grained, thoroughly recrystallised microstructure in the final soft annealing.
  • the Abwalzgrad to final thickness before the final annealing must have at least 50%, preferably at least 70% to the desired final thickness.
  • a further positive influence on the fine grain of the structure can be achieved that according to a further embodiment of the method according to the invention, the homogenization is carried out in two stages, the ingot is first heated to 550 ° C to 600 ° C for at least 0.5 h and then the Rolling bar at 450 ° C to 550 ° for at least 0.5 h, preferably at least 2 h is maintained. Subsequently, the rolling ingot is hot rolled.
  • the corrosion properties can be improved by milling the billet after casting or after homogenization on the top and bottom to exclude impurities from the top and bottom of the rolling billet, which can adversely affect the corrosion resistance.
  • the method according to the invention at least one intermediate annealing after a first cold rolling in a Temperature of 300 ° C to 400 ° C, preferably at a temperature of 330 ° C to 370 ° C for at least 0.5 h, wherein before and after the intermediate annealing the Abwalzgrad is at least 50%, preferably at least 70%. Due to the selected degrees of finish before the intermediate annealing or after the intermediate annealing, it is achieved that the microstructure is thoroughly recrystallized during the intermediate annealing.
  • the intermediate annealing time is at least 0.5 h, preferably at least 2 h.
  • the above object is achieved by an aluminum alloy strip or sheet made of an aluminum alloy mentioned above, wherein the strip has a thickness of 0.2 mm to 5 mm and in the soft annealed state, a yield strength R p0.2 of at least 45 MPa and an equi- elongation Ag of at least 23% and an elongation at break A 80mm of not less than 35%.
  • the conditions are given that the aluminum alloy strip or sheet can be used for components in the motor vehicle, which in addition to very good forming properties and a very good Have resistance to intergranular corrosion or filiform corrosion. This is especially true for painted or coated components.
  • the use of the aluminum alloy strip according to the invention for the production of semi-finished products or components of a motor vehicle, in particular structural parts of a motor vehicle solves the above-mentioned Task.
  • structural parts can be produced with very large degrees of deformation and assume very complex shapes without requiring particularly complicated forming operations.
  • these are also particularly resistant to corrosion in lacquered form, in particular against intergranular corrosion and filiform corrosion.
  • the object indicated is achieved by a structural part of a motor vehicle, in particular a door inner part of a motor vehicle comprising at least one formed sheet of an aluminum alloy strip according to the invention.
  • a structural part of a motor vehicle in particular a door inner part of a motor vehicle comprising at least one formed sheet of an aluminum alloy strip according to the invention.
  • the structural part according to the invention is produced from a strip which has been produced by the method according to the invention. It has been shown that with the method according to the invention, the forming properties as well as the strength properties of the structural part can be achieved in a process-reliable manner, so that an economic production of the structural parts which meet the conditions mentioned, is possible.
  • a first embodiment in a schematic flow diagram now shows Fig. 1 ,
  • the rolling ingot is cast, for example in the DC continuous casting process or in the strip casting process.
  • the bar is then heated to a temperature of 500 ° C to 600 ° C and held for at least 0.5 h, preferably at least 2 h at this temperature for homogenization.
  • the so homogenized ingot is then hot rolled at a temperature of 280 ° C to 500 ° C, preferably 300 ° C to 400 ° C to a final thickness of 3 to 12 mm.
  • step 8 a cold rolling to final thickness, followed by a recrystallizing final soft annealing according to step 10 followed.
  • the degree of rolling must be at least 50%, preferably at least 70%, in order to produce a sufficiently fine-grained microstructure in the final soft annealing.
  • the final soft annealing at which the strip recrystallizes again, takes place in the chamber furnace at 300 ° C. to 400 ° C., preferably at 330 ° C. to 370 ° C. in step 10.
  • the alloy components according to the invention of Mg, Si, Fe and Mn, the use is a continuous furnace for the production of the aluminum alloy strip according to the invention is not possible because other structures would be provided due to the different heating and cooling rates.
  • milling may also be performed according to step 12 of the top and bottom of the rolling billet to minimize the impact of contaminants at the edges of the billets in the ingot fabrication on the finished product. In particular, this has a positive influence on the corrosion resistance of the components.
  • Fig. 2 now shows another flowchart which shows the step 16 of the homogenization as an alternative to step 4.
  • the homogenization has an influence on the fine grain of the desired end structure of the strip or finished component.
  • the homogenization is carried out in several stages. So instead of step 4 in Fig. 1 in Fig. 2 a Homogenticians Republic 16 performed.
  • the homogenization step 16 initially has a first homogenization phase, step 18, in which the milled or unmilled roll ingot is heated to a temperature of 550 ° C. to 600 ° C. for at least 0.5 h, preferably at least 2 h.
  • step 20 the so heated ingot is cooled to a temperature of 450 ° C to 550 ° C and held at this temperature for at least 0.5 h, preferably at least 2 h, which in Fig. 2 is shown in step 22.
  • the ingot may also be cooled to room temperature in a step 24 and heated in a subsequent step 26 to the temperature for the second homogenization. This is necessary, for example, if the rolling ingot has to be stored between the homogenization step.
  • this phase can be used at room temperature to mill the ingot at the top and bottom, step 28.
  • the hot rolling is carried out as in Fig. 1 represented with the parameters specified there. It has been shown that the multi-stage homogenization, in particular the two-stage homogenization leads to a finer structure in the final product.
  • Variants 1 to 4 and 9 and 10 are comparative examples which do not correspond to the aluminum alloy according to the invention.
  • embodiments 5 to 8 correspond to the aluminum alloy compositions claimed according to the invention.
  • both the yield strength R p0 , 2 , the tensile strength R m , the uniform elongation Ag, the elongation at break A were measured 80 mm and the draft SZ 32 obtained in the ironing was measured in millimeters.
  • the values for the yield strength R p0.2 and the tensile strength R m were measured in the tensile test perpendicular to the rolling direction of the sheet according to DIN EN ISO 6892-1: 2009.
  • the uniform elongation Ag and the elongation at break A were measured 80 mm in each case perpendicular to the rolling direction of the sheet with a flat tensile specimen according to DIN EN ISO 6892-1: 2009, Annex B, Form 2.
  • the forming behavior can also be used in a Stretch drawing test SZ 32 can be measured by a cupping test according to Erikson (DIN EN ISO 20482), in which a test piece is pressed against the sheet, so that a cold deformation occurs. During cold working, the force as well as the punch travel of the test specimen are measured until there is a load drop, which causes the formation of a crack.
  • the cupping test was carried out with a punch head diameter of 32 mm and die diameter of 35.4 mm coordinated with the sheet metal blanket with the aid of a Teflon drawing film to reduce friction. The overview of the results is shown in Table 2.
  • V Table 2 variant (V): Comparison (E) invention R p0.2 N / mm 2 R m N / mm 2 A g % A 80mm % SZ 32 mm 1 V 65 145 19.6 26.5 15.8 2 V 52 131 21.9 30.3 16.2 3 V 60 135 22.7 30.3 16.4 4 V 51 122 22.3 33.5 15.6 5 e 48 112 23.1 35.3 16.0 6 e 47 118 23.5 35.0 16.5 7 e 50 120 23.4 36.2 16.1 8th e 47 112 23.8 36.6 15.0 9 V 41 98 23.6 37.9 16.5 10 V 41 102 24.2 38.0 16.3
  • the exemplary embodiments show that excessive reduction of the contents Si, Fe, Mn, Mg with an increase in the contents of Cu and Cr results in the yield limit values above 45 MPa remains, but the elongation at break drops significantly to about 30%. This effect can also be demonstrated if the Mn content alone is 1.0%, for example, which already pushes the breaking elongation A 80 mm below 35%, variant 4.
  • the variants 9 and 10 show the effect of reduced contents of Si, Fe, Mn and Mg. Comparative Examples 9 and 10 show a very good elongation at break A 80mm with more than 35%, however, the yield strength with 41 MPa is below that of the inventive embodiments 5 to 8.
  • the embodiments according to the invention showed a very good forming behavior, especially in the case of strong deformations, which can be deduced from the very good stretch drawing results SZ 32 and the high elongation values both in the uniform expansion Ag and in the elongation at break A 80 mm . From this it can be seen that overall the interaction of the alloy contents Si, Fe, Mn, Mg is important, whereby the components Cr and Cu have to be kept particularly low, preferably the Cu content is ⁇ 0.05 wt.%, Preferably ⁇ 0.01 wt% and the chromium content ⁇ 0.01 wt%, preferably ⁇ 0.001 wt%.
  • Coupled with the very good corrosion resistance of the embodiments can be provided for vehicles semi-finished products and components, in particular structural components such as door inner parts, which not only ensures the specifications of the field of application in terms of mechanical and chemical properties, but can be economically produced by a few forming operations.
  • the aluminum alloy strips according to the invention are therefore ideally suited, for example, structural parts of a motor vehicle, such as in Fig. 3 to provide shown door inner parts 30 and to be used for their preparation.
  • the door inner part is made of a sheet metal of an aluminum alloy according to the invention with a thickness of 1.5 mm, which provides only by forming operations, but without joining operations a window frame.

Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus einer Aluminiumlegierung, ein entsprechendes Aluminiumlegierungsband oder -blech sowie ein Strukturteil eines Kraftfahrzeugs bestehend aus einem Aluminiumlegierungsblech.
  • Halbzeuge und Bauteile für Kraftfahrzeuge müssen abhängig von Ihrem Einsatzort und Einsatzzweck im Kraftfahrzeug unterschiedliche Anforderungen erfüllen. Während der Herstellung der Halbzeuge und Bauteile für Kraftfahrzeuge sind die Umformeigenschaften der Aluminiumlegierung bzw. der daraus hergestellten Bänder und Bleche entscheidend. Beim späteren Einsatz im Kraftfahrzeug spielen die Festigkeitswerte aber auch insbesondere die Korrosionseigenschaften eine erhebliche Rolle.
  • Beispielsweise werden bei Strukturteilen eines Kraftfahrzeugs, wie beispielsweise Türinnenteilen, die mechanischen Eigenschaften vorwiegend durch die Steifigkeit bestimmt, welche vor allem von der Formgebung der Türinnenteile abhängt. Demgegenüber hat beispielsweise die Zugfestigkeit einen eher untergeordneten Einfluss. Allerdings dürfen die verwendeten Werkstoffe für ein Türinnenteil auch nicht zu weich sein. Eine gute Umformbarkeit ist dagegen für die Einführung von Aluminiumlegierungswerkstoffen in den Kraftfahrzeugbereich besonders wichtig, da die Bauteile und Halbzeuge bei deren Herstellung besonders komplexe Umformprozesse durchlaufen. Dies betrifft insbesondere Bauteile, die in einer einteiligen Blechschalenbauweise hergestellt werden, wie z. B. Blechinnentürteile mit integriertem Fensterrahmenbereich. Solche Bauteile haben durch die Einsparung von integriertem Fensterrahmenbereich. Solche Bauteile haben durch die Einsparung von Fügeoperationen erhebliche Kostenvorteile gegenüber einer beispielweise gefügten Aluminiumprofillösung für den Fensterrahmen. Ziel ist es beispielsweise Halbzeuge oder Bauteile einteilig aus einer Aluminiumlegierung herstellen zu können und dabei möglichst wenige Umformoperationen anzuwenden. Dies erfordert eine Maximierung des Umformverhaltens der einzusetzenden Aluminiumlegierung. Die für ähnliche Anwendungen gelegentlich eingesetzte Aluminiumlegierung vom Typ AA5005 (AlMg1) erfüllt diese Voraussetzungen nicht, da diese aufgrund von Verfestigungen beim Umformen kein ausreichendes Umformvermögen besitzt.
  • Eine weitere wichtige Rolle spielt die Korrosionsbeständigkeit, da Bauteile von Kraftfahrzeugen häufig Schwitzwasser, Spritzwasser und Kondenswasser ausgesetzt sind. Die zu verwendende Aluminiumlegierung sollte daher möglichst korrosionsbeständig, insbesondere im lackierten Zustand gegenüber interkristalliner Korrosion und gegen Filiform-Korrosion sein. Unter Filiform-Korrosion wird ein Korrosionstyp verstanden, der bei beschichteten Bauteilen auftritt und ein fadenförmigen Verlauf aufzeigt. Die Filiform-Korrosion tritt bei hoher Luftfeuchtigkeit in Gegenwart von Chlorid-Ionen auf. Die Aluminiumlegierung vom Typ AA8006 (AlFe1,5Mn 0,5) weist zwar eine ausreichende Festigkeit und eine sehr hohe Umformbarkeit auf, sie ist aber anfällig für Filiform-Korrosion. Die Legierung AA8006 ist damit für beschichtete, insbesondere lackierte Bauteile wie Türinnenteile weniger geeignet.
  • Aus der bisher noch nicht veröffentlichten internationalen Patentanmeldung der Anmelderin PCT/EP2014/053323 ist eine Aluminiumlegierung als Alternative zur Aluminiumlegierung vom Typ AA8006 bekannt, welche die folgenden Legierungsbestandteile in Gew.-% aufweist: Fe ≤ 0 ,8% ,
    Figure imgb0001
     Si ≤ 0 ,5% ,
    Figure imgb0002
     0,9 % ≤ Mn ≤ 1 ,5% ,
    Figure imgb0003
     Mg ≤ 0 ,25% ,
    Figure imgb0004
     Cu ≤ 0 ,20% ,
    Figure imgb0005
     Cr ≤ 0 ,05% ,
    Figure imgb0006
     Ti ≤ 0 ,05% ,
    Figure imgb0007
     V ≤ 0 ,05% ,
    Figure imgb0008
     Zr ≤ 0 ,05% ,
    Figure imgb0009
  • Rest Aluminium, unvermeidliche Begleitelemente einzeln < 0,05 %, in Summe < 0,15 %, wobei die Summe der Mg und Cu-Gehalte folgende Relation erfüllt: 0,15 % ≤ Mg + Cu ≤ 0 ,25% .
    Figure imgb0010
  • Es hat sich gezeigt, dass auch diese Aluminiumlegierung insbesondere in Bezug auf deren Umformverhalten noch verbesserungswürdig ist. Darüber hinaus kann der hohe Mn-Gehalt zu Problemen beim Recycling dieser Aluminiumlegierung führen, wenn sie im Schrottkreislauf mit den in Automobilanwendungen üblicherweise eingesetzten Al-Mg-Si-Legierungen vom Legierungstyp AA6XXX vermischt werden.
  • Aus der JP 2006-152358 A ist eine Aluminiumlegierung zur Herstellung von Getränkedosen bekannt, welche hohe Umformbarkeit und Festigkeit aufweist.
  • Von diesem Stand der Technik ausgehend liegt der vorliegenden Erfindung daher die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus einer Aluminiumlegierung zur Herstellung von Halbzeugen oder Bauteilen für Kraftfahrzeuge zur Verfügung zu stellen, die hoch-umformbar, mittelfest und sehr korrosionsbeständig ist. Darüber hinaus soll ein Aluminiumband oder -blech, dessen Verwendung und ein Strukturteil eines Kraftfahrzeugs vorgeschlagen werden.
  • Die Aluminiumlegierung zur Herstellung von Halbzeugen oder Bauteilen von Kraftfahrzeugen weist die folgenden Legierungsbestandteile in Gew.-% auf: 0,6 % ≤ Si ≤ 0 ,9% ,
    Figure imgb0011
     0,6 % ≤ Fe ≤ 1 ,0% ,
    Figure imgb0012
     Cu ≤ 0 ,1% ,
    Figure imgb0013
     0,6 % ≤ Mn ≤ 0 ,9% ,
    Figure imgb0014
     0,5 % ≤ Mg ≤ 0 ,8% ,
    Figure imgb0015
     Cr ≤ 0 ,05% ,
    Figure imgb0016
  • Rest Al und Verunreinigungen, einzeln maximal 0,05 Gew.-%, in Summe maximal 0,15 Gew.-%.
  • Anders als die bisherigen Ansätze geht die vorliegende Aluminiumlegierung von der Erkenntnis aus, dass Al-Mg-Si-Legierungen vom Legierungstyp AA6XXX in weichgeglühtem Zustand eine sehr gute Umformbarkeit aufweisen. Allerdings waren sie für die bisherigen Anwendungen zu weich. Die Untergrenzen der zwangsweise vorgesehenen Legierungselemente von 0,6 Gew.-% für Si, 0,6 Gew.-% für Fe, 0,6 Gew.-% für Mn und 0,5 Gew.-% für Mg gewährleisten, dass die Aluminiumlegierung in weichgeglühtem Zustand ausreichende Festigkeiten bereitstellen kann. Die Obergrenzen von 0,9 Gew.-% für Si, 1,0 Gew.-% für Fe, 0,9 Gew.-% für Mn und 0,8 Gew.-% für Mg verhindern, dass die Bruchdehnung sinkt und damit das Umformverhalten verschlechtert wird. Aus dem gleichen Grund werden auch die Legierungselemente Cu auf maximal 0,1 Gew.-% und Cr auf maximal 0,05 Gew.-% begrenzt. Durch die Kombination der vorgesehenen Legierungsbestandteile an Si, Fe, Mg und Mn wird damit sichergestellt, dass einerseits das sehr gute Umformverhalten der Al-Mg-Si-Legierungen mit einer erhöhten Festigkeit kombiniert wird, ohne zu starke Einbußen in der Duktilität zu besitzen. Die Untersuchungen zeigten, dass die angegebene Aluminiumlegierung in weichgeglühtem Zustand die Anforderungen an die Umformbarkeit und insbesondere an die Korrosionsbeständigkeit erfüllen und damit für die Herstellung von Halbzeugen oder Bauteilen in Kraftfahrzeugen geeignet ist. Mit den genannten Bereichen der zwangsweise vorgesehenen Legierungselemente Si, Fe, Mn und Mg fällt die erfindungsgemäße Aluminiumlegierung in die Klasse der Al-Mg-Si-Legierungen vom Legierungstyp AA6XXX. Das ermöglicht eine verbesserte Rezyklierbarkeit dieser Aluminiumlegierung, wenn sie im Schrottkreislauf mit den in Automobilanwendungen üblicherweise eingesetzten Al-Mg-Si-Legierungen vom Legierungstyp AA6XXX vermischt werden.
  • Gemäß einer ersten Ausführungsform der Aluminiumlegierung weisen die Legierungsbestandteile Si, Fe, Mn und Mg die folgenden Anteile in Gew.-% auf: 0,7 % ≤ Si ≤ 0 ,9% ,
    Figure imgb0017
     0,7 % ≤ Fe ≤ 1 ,0% ,
    Figure imgb0018
     0,7 % ≤ Mn ≤ 0 ,9%
    Figure imgb0019
     und 0,6 % ≤ Mg ≤ 0 ,8% .
    Figure imgb0020
  • Durch die Anhebung der unteren Grenzen für Si, Fe, Mn und Mg wird erreicht, dass die Festigkeit der Aluminiumlegierung noch weiter zunimmt, ohne das Umformverhalten bzw. die Bruchdehnung der aus Aluminiumlegierung hergestellten, weichen Bleche oder Bänder zu verschlechtern.
  • Eine weitere Verbesserung der Aluminiumlegierung in Bezug auf eine maximale Bruchdehnung wird dadurch erreicht, dass die Legierungsbestandteile Si, Fe, Mn und Mg die folgenden Anteile in Gew.-% aufweisen: 0,7 % ≤ Si ≤ 0 ,8% ,
    Figure imgb0021
     0,7 % ≤ Fe ≤ 0 ,8% ,
    Figure imgb0022
     0,7 % ≤ Mn ≤ 0 ,8%
    Figure imgb0023
     und 0,6 % ≤ Mg ≤ 0 ,7% .
    Figure imgb0024
  • Es hat sich herausgestellt, dass durch diesen engen Korridor an Zwangsgehalten in Bezug auf die Legierungsbestandteile Si, Fe, Mn und Mg ein sehr guter Kompromiss zwischen erzielter Festigkeit und Bruchdehnungseigenschaften, d. h. Umformeigenschaften der Aluminiumlegierung erzielt wird.
  • Zwar hat die Aluminiumlegierung gute Korrosionseigenschaften, allerdings kann gemäß einer weiteren Ausgestaltung der Aluminiumlegierung die Beständigkeit gegen interkristalline Korrosion dadurch weiter verbessert werden, dass der Si-Gehalt der Legierung den Mg-Gehalt um maximal 0,2 Gew.-%, vorzugsweise maximal 0,1 Gew.-% übersteigt.
  • Gemäß einer weiteren Ausgestaltung der Aluminiumlegierung kann die Bruchdehnung der Aluminiumlegierung dadurch weiter verbessert werden, dass der Cr-Gehalt weiter reduziert wird, auf einen Wert von maximal 0,01 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,001 Gew.-%. Es hat sich gezeigt, dass Chrom sich bereits in sehr geringen Konzentrationen negativ auf die Bruchdehnungseigenschaften auswirkt.
  • Einen ähnlichen Effekt hat auch die Reduzierung der Cu-Gehalte auf maximal 0,05 Gew.-%, vorzugsweise maximal 0,01 Gew.-%, wobei gleichzeitig die Neigung zur Filiform-Korrosion bzw. interkristallinen Korrosion durch die Reduzierung der Cu-Gehalte allgemein zurückgeht.
  • Gemäß einer ersten Lehre der vorliegenden Erfindung wird die oben aufgezeigte Aufgabe durch ein Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus einer oben genannten Aluminiumlegierung mit folgenden Verfahrensschritten gelöst:
    • Gießen eines Walzbarrens,
    • Homogenisieren bei einer Temp vischen 500°C und 600°C für mindestens 0,5 h
    • Warmwalzen des Walzbarrens bei Temperaturen von 280°C bis 500° C, vorzugsweise bei Temperaturen von 300°C bis 400°C auf eine Dicke von 3 mm bis 12 mm,
    • Kaltwalzen mit oder ohne Zwischenglühung mit einem Abwalzgrad von mindestens 50%, bevorzugt mindestens 70% auf eine Enddicke von 0,2 mm bis 5 mm und
    • Schlussweichglühung bei 300°C bis 400°C, bevorzugt 330°C bis 370°C für mindestens 0,5 h, vorzugsweise mindestens 2 h in einem Kammerofen.
  • Nach dem Gießen sorgt die Homogenisierung bei einer Temperatur von 500°C bis 600°C für mindestens 0,5 h, bevorzugt mindestens 2 h dafür, dass ein homogenes Gefüge für die weitere Verarbeitung des Walzbarrens bereitgestellt wird. Die Warmwalztemperaturen ermöglichen dabei eine gute Rekristallisation während des Warmwalzens, sodass das Gefüge nach dem Warmwalzen möglichst feinkörnig ist. Durch das Kaltwalzen wird dieses feinkörnige Gefüge lediglich gestreckt und im Schlussweichglühen erneut rekristallisiert. Bei einer Fertigung ohne Zwischenglühung wird durch das Kaltwalzen eine besonders hohe Anzahl an Versetzungen in dem Gefüge erzeugt, welches bei der Schlussweichglühung ein sehr feinkörniges durchrekristallisiertes Gefüge erzeugt. Hierzu muss der Abwalzgrad an Enddicke vor der Schlussweichglühung mindestens 50%, bevorzugt mindestens 70 % auf die angestrebte Enddicke aufweisen.
  • Einen weiterer positiver Einfluss auf die Feinkörnigkeit des Gefüges kann dadurch erreicht werden, dass gemäß einer weiteren Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens die Homogenisierung zweistufig erfolgt, wobei der Walzbarren zunächst auf 550°C bis 600°C für mindestens 0,5 h erwärmt wird und anschließend der Walzbarren auf 450°C bis 550° für mindestens 0,5 h, bevorzugt mindestens 2 h gehalten wird. Anschließend wird der Walzbarren warmgewalzt.
  • Die Korrosionseigenschaften können dadurch verbessert werden, dass der Walzbarren nach dem Gießen oder nach dem Homogenisieren auf der Ober- und Unterseite gefräst wird, um Verunreinigungen von der Ober- und Unterseite des Walzbarrens, welche die Korrosionsbeständigkeit negativ beeinflussen können, auszuschließen.
  • Gemäß einer weiteren Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens wird mindestens eine Zwischenglühung nach einem ersten Kaltwalzen bei einer Temperatur von 300°C bis 400°C, vorzugsweise bei einer Temperatur von 330°C bis 370°C für mindestens 0,5 h erfolgt, wobei vor und nach der Zwischenglühung der Abwalzgrad mindestens 50 %, bevorzugt mindestens 70 % beträgt. Durch die gewählten Abwalzgrade vor der Zwischenglühung bzw. nach der Zwischenglühung wird erreicht, dass das Gefüge während der Zwischenglühung ausreichend durchrekristallisiert. Die Zwischenglühungsdauer beträgt mindestens 0,5 h, bevorzugt mindestens 2 h.
  • Findet die Zwischenglühung bei einer Temperatur bei 330°C bis 370°C statt, wird sichergestellt, dass aufgrund der angehobenen unteren Temperatur von 330°C eine ausreichende Rekristallisation stattfindet und gleichzeitig durch die Verringerung der Obergrenze eine effiziente Zwischenglühung durchgeführt wird, welche möglichst wenig Wärmeenergie benötigt.
  • Gemäß einer zweiten Lehre der vorliegenden Erfindung wird die oben aufgezeigte Aufgabe durch ein Aluminiumlegierungsband oder -blech hergestellt aus einer oben genannten Aluminiumlegierung gelöst, wobei das Band eine Dicke von 0,2 mm bis 5 mm besitzt und im weichgeglühten Zustand eine Streckgrenze Rp0.2 von mindestens 45 MPa sowie eine Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 23 % und eine Bruchdehnung A80mm von mindestens 35 % aufweist. Insbesondere bei der angegebenen Dicke des Bandes in Verbindung mit der Legierungszusammensetzung und den daraus resultierenden mechanischen Eigenschaften im weichgeglühten Zustand sind die Voraussetzungen gegeben, dass das Aluminiumlegierungsband bzw. -blech für Bauteile im Kraftfahrzeug verwendet werden kann, welche neben sehr guten Umformeigenschaften auch eine sehr gute Beständigkeit gegen interkristalline Korrosion bzw. Filiform-Korrosion aufweisen. Dies gilt insbesondere auch für lackierte bzw. beschichtete Bauteile.
  • Insofern löst auch die Verwendung des erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungsbandes zur Herstellung von Halbzeugen oder Bauteilen eines Kraftfahrzeugs, insbesondere Strukturteile eines Kraftfahrzeugs, die oben genannte Aufgabe. Insbesondere Strukturteile können mit sehr großen Umformgraden hergestellt werden und sehr komplexe Formen annehmen ohne besonders komplizierte Umformoperationen zu benötigen. Insbesondere sind diese auch in lackierter Form besonders korrosionsbeständig, insbesondere gegen interkristalline Korrosion und Filiform-Korrosion.
  • Gemäß einer weiteren Lehre der vorliegenden Erfindung wird die aufgezeigte Aufgabe durch ein Strukturteil eines Kraftfahrzeugs, insbesondere ein Türinnenteil eines Kraftfahrzeugs aufweisend mindestens ein umgeformtes Blech aus einem erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungsband gelöst. Wie bereits zuvor ausgeführt, haben die Untersuchungen gezeigt, dass die oben genannte Aluminiumlegierung nicht nur die erforderlichen Umformeigenschaften in weichgeglühtem Zustand bereitstellt, sondern auch gleichzeitig die notwendige Korrosionsbeständigkeit und Festigkeit der Strukturteile gewährleistet.
  • Um die optimalen Umformgrade zu erzielen, wird das erfindungsgemäße Strukturteil aus einem Band hergestellt, welches mit dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt worden ist. Es hat sich gezeigt, dass mit dem erfindungsgemäßen Verfahren die Umformeigenschaften sowie auch die Festigkeitseigenschaften des Strukturteils auf prozesssichere Weise erreicht werden können, sodass eine wirtschaftliche Produktion der Strukturteile, welche die genannten Voraussetzungen erfüllen, möglich ist.
  • Im Weiteren soll die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen in Verbindung mit der Zeichnung näher erläutert werden. Die Zeichnung zeigt in
    • Fig. 1
    ein Ablaufdiagramm eines ersten Ausführungsbeispiels des erfindungsgemäßen Verfahrens zur Herstellung eines Aluminiumlegierungsbandes,
    Fig. 2
    ein Ablaufdiagramm für ein weiteres Ausführungsbeispiel des erfindungsgemäßen Verfahrens und
    Fig. 3
    ein schematisch dargestelltes Ausführungsbeispiel eines Strukturteils eines Kraftfahrzeugs.
  • Ein erstes Ausführungsbeispiel in einem schematischen Ablaufdiagramm zeigt nun Fig. 1. In einem ersten Schritt 2 wird der Walzbarren gegossen, beispielsweise im DC-Stranggussverfahren oder im Bandgussverfahren. Im Verfahrensschritt 4 wird der Barren dann auf eine Temperatur von 500°C bis 600°C erwärmt und für mindestens 0,5 h, bevorzugt mindestens 2 h auf dieser Temperatur zur Homogenisierung gehalten. Der so homogenisierte Walzbarren wird anschließend bei einer Temperatur von 280°C bis 500°C, bevorzugt 300°C bis 400°C bis auf eine Enddicke von 3 bis 12 mm warmgewalzt. Anschließend erfolgt im Schritt 8 ein Kaltwalzen an Enddicke, an welches sich eine rekristallisierende Schlussweichglühung gemäß Schritt 10 anschließt. Beim Kaltwalzen an Enddicke in einem oder mehreren Stichen muss der Abwalzgrad mindestens 50%, bevorzugt mindestens 70 % betragen, um bei der Schlussweichglühung ein ausreichend feinkörniges Gefüge zu erzeugen. Die Schlussweichglühung, bei welcher das Band erneut rekristallisiert, erfolgt im Kammerofen bei 300°C bis 400°C, bevorzugt bei 330°C bis 370°C im Schritt 10. Trotz der erfindungsgemäßen Legierungskomponenten von Mg, Si, Fe und Mn ist der Einsatz eines Durchlaufofens zur Herstellung des erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungsbandes nicht möglich, da aufgrund der unterschiedlichen Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeiten andere Gefüge bereit gestellt würden.
  • Alternativ zur Fertigung des Aluminiumlegierungsbandes ohne Zwischenglühung kann gemäß Schritt 14 auch eine Zwischenglühung in einem Kammerofen bei 300°C bis 400°C, vorzugsweise bei 330°C bis 370°C erfolgen, wobei sowohl vor der Zwischenglühung als auch nach der Zwischenglühung ein Abwalzgrad von mindestens 50%, bevorzugt mindestens 70% gewährleistet werden sollte, um die Feinkörnigkeit des Gefüges nach der rekristallisierenden Schlussweichglühung positiv zu beeinflussen. Optional kann nach dem Gießen des Walzbarrens in Schritt 2 auch ein Fräsen gemäß Schritt 12 der Ober- und Unterseite des Walzbarrens erfolgen, um den Einfluss von Verunreinigungen an den Rändern der Barren bei der Walzbarrenherstellung auf das fertige Produkt zu minimieren. Insbesondere hat dies einen positiven Einfluss auf die Korrosionsbeständigkeit der Bauteile.
  • Fig. 2 zeigt nun ein weiteres Ablaufdiagramm, welches alternativ zum Schritt 4 den Schritt 16 der Homogenisierung zeigt. Die Homogenisierung hat einen Einfluss auf die Feinkörnigkeit des angestrebten Endgefüge des Bandes oder fertigen Bauteils. Um die Feinkörnigkeit des Gefüges weiter zu verbessern, wird das Homogenisieren mehrstufig ausgeführt. So wird anstelle des Schrittes 4 in Fig. 1 in Fig. 2 ein Homogenisierungsschritt 16 durchgeführt. Der Homogenisierungsschritt 16 weist zunächst eine erste Homogenisierungsphase, Schritt 18, auf, bei welcher der gefräste oder ungefräste Walzbarren auf eine Temperatur von 550°C bis 600°C für mindestens 0,5 h, bevorzugt mindestens 2 h erhitzt wird. In einem nächsten Schritt 20 wird der so aufgeheizte Walzbarren auf eine Temperatur von 450°C bis 550°C abgekühlt und für mindestens 0,5 h, bevorzugt mindestens 2 h auf dieser Temperatur gehalten, was in Fig. 2 im Schritt 22 dargestellt ist.
  • Alternativ kann der Walzbarren nach dem ersten Homogenisierungsschritt 18 auch in einem Schritt 24 auf Raumtemperatur abgekühlt und in einem nachfolgenden Schritt 26 auf die Temperatur für das zweite Homogenisieren angewärmt werden. Dies ist beispielsweise notwendig, wenn der Walzbarren zwischen dem Homogenisierungsschritt gelagert werden muss. Optional kann diese Phase bei Raumtemperatur dazu verwendet werden, den Walzbarren an Ober- und Unterseite zu fräsen, Schritt 28. Nach dem zweiten Homogenisierungsschritt 22 erfolgt das Warmwalzen wie in Fig. 1 dargestellt mit den dort angegebenen Parametern. Es hat sich gezeigt, dass die mehrstufige Homogenisierung, insbesondere die zweistufige Homogenisierung zu einem feineren Gefüge im Endprodukt führt.
  • Der erfindungsgemäße Effekt der Bereitstellung einer mittelfesten und sehr hoch umformbaren Aluminiumlegierung bzw. eines Aluminiumlegierungsbandes wurde anhand von 10 Ausführungsbeispielen nachgewiesen.
  • Zunächst wurden 10 verschiedene Walzbarren bestehend aus unterschiedlichen Legierungen im DC-Strangguss gegossen. Die Ober- und Unterseiten der Walzbarren wurden nach dem Gießen entsprechend dem Schritt 12 gefräst. Anschließend erfolgte eine zweistufige Homogenisierung, bei welcher zunächst die Walzbarren für 3,5 h bei 600°C und anschließend für 2 h bei 500°C gehalten wurden. Unmittelbar nach dem Homogenisieren wurden die Walzbarren direkt bei ca 500°C zu einem Aluminiumlegierungswarmband mit einer Dicke von 8 mm warmgewalzt. Das 8 mm dicke Warmband wurde schließlich ohne Zwischenglühung jeweils auf eine Enddicke von 1,5 mm kaltgewalzt, d. h. mit einem Abwalzgrad von mehr als 70%. Die rekristallisierende Schlussweichglühung der kaltgewalzten Aluminiumlegierungsbänder mit einer Dicke von 1,5 mm erfolgte für 1 h bei 350°C in einem Kammerofen. Die verschiedenen, getesteten Aluminiumlegierungen zeigt Tabelle 1. Tabelle 1
    (V):Vergleich (E);Erfindung Aluminiumlegierungsbestandteile in Gew.-%,
    Variante Si Fe Cu Mn Mg Cr
    1 V 0,66 0,66 0,26 0,7 0,62 0,14
    2 V 0,53 0,46 0,19 0,52 0,44 0,13
    3 V 0,67 0,66 0,27 0,69 0,61 0,0005
    4 V 0,73 0,68 0,0016 1,0 0,67 0,0002
    5 E 0,72 0,69 0,0016 0,74 0,66 0,0006
    6 E 0,67 0,65 0,07 0,69 0,61 0,0005
    7 E 0,72 1,0 0,0017 0,72 0,66 0,0004
    8 E 0,8 0,68 0,0015 0,72 0,63 0,0003
    9 V 0,4 0,41 0,004 0,47 0,41 0,001
    10 V 0,5 0.27 0,0013 0,66 0,42 0,0008
  • Die Varianten 1 bis 4 sowie 9 und 10 sind Vergleichsbeispiele, welche nicht der erfindungsgemäßen Aluminiumlegierung entsprechen. Die Ausführungsbeispiele 5 bis 8 entsprechen dagegen der erfindungsgemäß beanspruchten Aluminiumlegierungszusammensetzungen.
  • An den so hergestellten, kalt gewalzten Aluminiumlegierungsbändern wurden sowohl die Streckgrenze Rp0,2, die Zugfestigkeit Rm, die Gleichmaßdehnung Ag, die Bruchdehnung A80mm und die beim Streckziehen erreichte Tiefung SZ 32 in Millimeter gemessen. Die Werte für die Dehngrenze Rp0,2 sowie die Zugfestigkeit Rm wurden im Zugversuch senkrecht zur Walzrichtung des Blechs nach DIN EN ISO 6892-1:2009 gemessen. Gemäß derselben Norm wurden die Gleichmaßdehnung Ag sowie die Bruchdehnung A80mm in Prozent gemessen jeweils senkrecht zur Walzrichtung des Blechs mit einer Flachzug-Probe nach DIN EN ISO 6892-1:2009, Anhang B, Form 2. Das Umformverhalten kann darüber hinaus beispielsweise in einem Streckziehversuch SZ 32 durch eine Tiefungsprüfung nach Erikson (DIN EN ISO 20482) gemessen werden, bei welcher ein Prüfkörper gegen das Blech gedrückt wird, so dass es zu einer Kaltverformung kommt. Während der Kaltverformung werden die Kraft sowie der Stempelweg des Prüfkörpers gemessen, bis es zu einem Lastabfall, welcher die Bildung eines Risses als Ursache hat, kommt. In den vorliegenden Ausführungsbeispielen wurde die Tiefungsprüfung mit einem auf die Blechdecke abgestimmten Stempelkopfdurchmesser von 32 mm und Matrizendurchmesser von 35,4 mm unter Zuhilfenahme einer Teflon-Ziehfolie zur Reduzierung der Reibung durchgeführt. Die Übersicht der Ergebnisse ist in Tabelle 2 dargestellt. Tabelle 2
    Variante (V):Vergleich (E) Erfindung R p0,2 N/mm2 R m N/mm2 A g % A 80mm % SZ 32 mm
    1 V 65 145 19,6 26,5 15,8
    2 V 52 131 21,9 30,3 16,2
    3 V 60 135 22,7 30,3 16,4
    4 V 51 122 22,3 33,5 15,6
    5 E 48 112 23,1 35,3 16,0
    6 E 47 118 23,5 35,0 16,5
    7 E 50 120 23,4 36,2 16,1
    8 E 47 112 23,8 36,6 15,0
    9 V 41 98 23,6 37,9 16,5
    10 V 41 102 24,2 38,0 16,3
  • Die Ausführungsbeispiele zeigen durch den Vergleich beispielsweise der Variante 2 mit den erfindungsgemäßen Varianten 5 bis 8, dass eine zu starke Reduzierung der Gehalte Si, Fe, Mn, Mg mit einer Anhebung der Gehalte für Cu und Cr dazu führt, dass zwar die Streckgrenzwerte oberhalb von 45 MPa verbleibt, allerdings die Bruchdehnung deutlich zurückgeht auf etwa 30 %. Dieser Effekt lässt sich auch nachweisen, wenn allein der Mn-Gehalt beispielsweise 1,0 % beträgt, was bereits die Bruchdehnung A80mm auf unter 35 % drückt, Variante 4. Die Varianten 9 und 10 zeigen den Effekt reduzierter Gehalte an Si, Fe, Mn und Mg. Die Vergleichsbeispiele 9 und 10 zeigen zwar eine sehr gute Bruchdehnung A80mm mit mehr als 35 %, allerdings liegt die Streckgrenze mit 41 MPa unterhalb der der erfindungsgemäßen Ausführungsbeispiele 5 bis 8.
  • Die erfindungsgemäßen Ausführungsbeispiele zeigten insbesondere bei starken Umformungen ein sehr gutes Umformverhalten, was an den sehr guten Streckziehergebnissen SZ 32 und den hohen Dehnungswerten sowohl bei der Gleichmaßdehnung Ag als auch bei der Bruchdehnung A80mm abgelesen werden kann. Hieran lässt sich erkennen, dass es insgesamt auf das Zusammenspiel der Legierungsgehalte Si, Fe, Mn, Mg ankommt, wobei die Komponenten Cr und Cu besonders niedrig gehalten werden müssen, vorzugsweise ist der Cu-Gehalt ≤0,05 Gew.-%, bevorzugt ≤ 0,01 Gew.-% und der Chromgehalt ≤0,01 Gew.-%, bevorzugt ≤ 0,001 Gew.-%. Gekoppelt mit der sehr guten Korrosionsbeständigkeit der Ausführungsbeispiele können für Fahrzeuge Halbzeuge und Bauteile, insbesondere Strukturbauteile wie Türinnenteile bereitgestellt werden, welche nicht nur die Spezifikationen des Anwendungsgebietes hinsichtlich mechanischer und chemischer Eigenschaften gewährleistet, sondern noch durch wenige Umformoperationen wirtschaftlich hergestellt werden können.
  • Die erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungsbänder sind daher ideal geeignet, beispielsweise Strukturteile eines Kraftfahrzeugs, wie das in Fig. 3 dargestellte Türinnenteile 30 bereitzustellen bzw. für deren Herstellung verwendet zu werden. Das Türinnenteil ist aus einem Blech aus einer erfindungsgemäßen Aluminiumlegierung mit einer Dicke 1,5 mm gefertigt, welches lediglich durch Umformoperationen, jedoch ohne Fügeoperationen einen Fensterrahmen bereitstellt.

Claims (13)

  1. Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus einer Aluminiumlegierung, welche die folgenden Legierungsbestandteilen in Gew.-% aufweist: 0,6 % ≤ Si ≤ 0 ,9% ,
    Figure imgb0025
     0,6 % ≤ Fe ≤ 1 ,0% ,
    Figure imgb0026
     Cu ≤ 0 ,1% ,
    Figure imgb0027
     0,6 % ≤ Mn ≤ 0 ,9% ,
    Figure imgb0028
     0,5 % ≤ Mg ≤ 0 ,8% ,
    Figure imgb0029
     Cr ≤ 0 ,05% ,
    Figure imgb0030
     Rest Al und Verunreinigungen, einzeln maximal 0,05 Gew.-%, in Summe maximal 0,15 Gew.-%,
    mit folgenden Verfahrensschritten:
    - Gießen (2) eines Walzbarrens,
    - Homogenisieren (4,16) bei einer Temperatur zwischen 500 °C und 600 °C für mindestens 0,5 h,
    - Warmwalzen (6) des Walzbarrens bei Temperaturen von 280 °C bis 500 °C auf eine Dicke von 3 mm bis 12 mm,
    - Kaltwalzen (8) mit oder ohne Zwischenglühung mit einem Abwalzgrad von mindestens 50 %, bevorzugt mindestens 70 % auf eine Enddicke von 0,2 mm bis 5 mm und
    - Schlussweichglühung (10) bei 300°C bis 400 °C für mindestens 0,5h in einem Kammerofen.
  2. Verfahren nach Anspruch 1,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    die Homogenisierung (16) mindestens zweistufig erfolgt, wobei der Walzbarren zunächst auf 550 °C bis 600 °C für mindestens 0,5h erwärmt wird und anschließend der Walzbarren auf 450 °C bis 550 °C abgekühlt wird, für mindestens 0,5 h auf dieser Temperatur gehalten wird und anschließend warmgewalzt wird.
  3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    der Walzbarren nach dem Gießen (2) oder nach dem Homogenisieren (4,16) auf der Ober- und Unterseite gefräst (12) wird.
  4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    eine Zwischenglühung (14) nach einem ersten Kaltwalzen (8) bei einer Temperatur von 300°C bis 400 °C für mindestens 0,5h erfolgt, wobei vor und nach der Zwischenglühung der Abwalzgrad mindestens 50% bevorzugt mindestens 70% beträgt.
  5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass
    die Zwischenglühung (14) bei einer Temperatur von 330 °C bis 370 °C durchgeführt wird.
  6. Aluminiumlegierungsband oder -blech hergestellt aus einer Aluminiumlegierung, welche die folgenden Legierungsbestandteilen in Gew.-% aufweist: 0,6 % ≤ Si ≤ 0 ,9% ,
    Figure imgb0031
     0,6 % ≤ Fe ≤ 1 ,0% ,
    Figure imgb0032
     Cu ≤ 0 ,1% ,
    Figure imgb0033
     0,6 % ≤ Mn ≤ 0 ,9% ,
    Figure imgb0034
     0,5 % ≤ Mg ≤ 0 ,8% ,
    Figure imgb0035
     Cr ≤ 0 ,05% ,
    Figure imgb0036
     Rest Al und Verunreinigungen, einzeln maximal 0,05 Gew.-%, in Summe maximal 0,15 Gew.-%,,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    das Band eine Dicke von 0,2 mm bis 5 mm hat und im weichgeglühtem Zustand eine Streckgrenze Rp0,2 von mindestens 45 MPa und eine Bruchdehnung A80mm von mindestens 35 % aufweist.
  7. Aluminiumlegierungsband nach Anspruch 6,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    die Legierungsbestandteile Si, Fe, Mn und Mg die folgenden Anteile in Gew.-% aufweisen: 0,7 % ≤ Si ≤ 0 ,9% ,
    Figure imgb0037
     0,7 % ≤ Fe ≤ 1 ,0% ,
    Figure imgb0038
     0,7 % ≤ Mn ≤ 0 ,9%
    Figure imgb0039
     und 0,6 % ≤ Mg ≤ 0 ,8% .
    Figure imgb0040
  8. Aluminiumlegierungsband nach Anspruch 7,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    die Legierungsbestandteile Si, Fe, Mn und Mg die folgenden Anteile in Gew.-% aufweisen: 0,7 % ≤ Si ≤ 0 ,8% ,
    Figure imgb0041
     0,7 % ≤ Fe ≤ 0 ,8% ,
    Figure imgb0042
     0,7 % ≤ Mn ≤ 0 ,8%
    Figure imgb0043
     und 0,6 % ≤ Mg ≤ 0 ,7% .
    Figure imgb0044
  9. Aluminiumlegierungsband nach einem der Ansprüche 6 bis 8,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    die Aluminiumlegierung folgenden Cr-Gehalt in Gew.-% aufweist: Cr ≤ 0,01 % .
    Figure imgb0045
  10. Aluminiumlegierungsband nach einem der Ansprüche 6 bis 9,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    die Aluminiumlegierung folgenden Cu-Gehalt in Gew.-% aufweist: Cu ≤ 0,05 % .
    Figure imgb0046
  11. Verwendung eines Aluminiumlegierungsbandes nach Anspruch 6 zur Herstellung von Halbzeugen oder Bauteilen für Kraftfahrzeuge, insbesondere eines Strukturteils eines Kraftfahrzeugs.
  12. Strukturteil, insbesondere Türinnenteil (30) eines Kraftfahrzeugs, aufweisend mindestens ein umgeformtes Blech hergestellt aus einem
    Aluminiumlegierungsband nach Anspruch 6 bis 10.
  13. Strukturteil nach Anspruch 12,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    das Blech aus einem Band zugeschnitten ist, welches mit einem Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5 hergestellt ist.
EP14162348.8A 2014-03-28 2014-03-28 Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus einer hochumformbaren, mittelfesten Aluminiumlegierung für Halbzeuge oder Bauteile von Kraftfahrzeugen Active EP2924135B1 (de)

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ES14162348.8T ES2655434T3 (es) 2014-03-28 2014-03-28 Procedimiento para la fabricación de una cinta de una aleación de aluminio altamente conformable y de resistencia media para productos semiacabados o componentes de automóviles
PT141623488T PT2924135T (pt) 2014-03-28 2014-03-28 Processo para a produção de uma banda de uma liga de alumínio de média tenacidade e de grande deformabilidade para produtos semiacabados ou para componentes de veículos automóveis
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