EP3511433A1 - Aluminiumlegierung, verfahren zur herstellung eines aluminiumflachprodukts, aluminiumflachprodukt und verwendung desselben - Google Patents

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EP3511433A1
EP3511433A1 EP18151840.8A EP18151840A EP3511433A1 EP 3511433 A1 EP3511433 A1 EP 3511433A1 EP 18151840 A EP18151840 A EP 18151840A EP 3511433 A1 EP3511433 A1 EP 3511433A1
Authority
EP
European Patent Office
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aluminum
content
flat product
superplastic
aluminum alloy
Prior art date
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Pending
Application number
EP18151840.8A
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English (en)
French (fr)
Inventor
Werner Droste
Olaf Engler
Katrin Kuhnke
Simon Miller-Jupp
Michael RÖSNER-KUHN
Reinhard Pritzlaff
Martin Christoph Lentz
David Goddard
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Speira GmbH
Original Assignee
Hydro Aluminium Rolled Products GmbH
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Filing date
Publication date
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Priority to EP19701587.8A priority patent/EP3740598B1/de
Priority to PCT/EP2019/050899 priority patent/WO2019141666A1/de
Priority to CA3088915A priority patent/CA3088915C/en
Publication of EP3511433A1 publication Critical patent/EP3511433A1/de
Priority to US16/911,628 priority patent/US20200325560A1/en
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
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    • B21B1/24—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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    • B21D3/00—Straightening or restoring form of metal rods, metal tubes, metal profiles, or specific articles made therefrom, whether or not in combination with sheet metal parts
    • B21D3/02—Straightening or restoring form of metal rods, metal tubes, metal profiles, or specific articles made therefrom, whether or not in combination with sheet metal parts by rollers
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
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    • 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

Definitions

  • the invention relates to an aluminum alloy for superplastic aluminum flat products, to a process for producing a superplastic aluminum flat product, to a superplastic aluminum flat product and to its use.
  • a typical method of superplastic forming is the so-called blow molding, in which a sheet-like starting material is pressed by pressurizing with a fluid, in particular a gas, into a die having a negative shape to the mold to be produced.
  • a fluid in particular a gas
  • superplastic forming is traditionally carried out at low strain rates on the order of 10 -4 s -1
  • recent developments in the direction of high speed superplastic forming involve very high strain rates.
  • the alloy AA 5083 is known, which can be used for the production of products by means of superplastic forming.
  • the Na content of the aluminum alloy is preferably max. 2 ppm (ie max 0.0002 wt%), more preferably max. 1.4 ppm, in particular max. 1.0 ppm. It has been found that the sodium content in the aluminum alloy must be kept extremely low, otherwise edge-to-edge cracking may occur during hot rolling of the billet. This is especially true if the Aluminum alloy has a high Mg content of 5.2 wt .-% or more. In order to achieve the low aforementioned Na contents, for example, a chlorine treatment of the melt can be carried out.
  • an aluminum flat product in particular a superplastic aluminum flat product, in which an aluminum melt is provided from the aforementioned aluminum alloy, in which the aluminum melt is poured into a billet, wherein the ingot to a hot strip is hot rolled, in which the hot strip is cold rolled into a cold strip and in which the cold strip is directed.
  • an aluminum flat product in particular a superplastic aluminum flat product which can be produced or produced by the method described above.
  • the above object is further achieved according to the invention by the use of the aluminum flat product described above for producing an aluminum product by superplastic forming of the aluminum flat product, in particular by blow molding.
  • a superplastic aluminum flat product which is particularly well suited for superplastic forming can be produced with the method and the aluminum alloy described above.
  • a heat treatment of the aluminum flat product during the heating to the forming temperature for superplastic forming leads to the formation of a fine structure, so that high degrees of deformation without defects can be achieved.
  • the forming temperature is in the superplastic forming preferably in the range of 450 ° C to 520 ° C.
  • the total elongation during superplastic forming is preferably at least 100%.
  • a strain rate sensitivity m ⁇ 0.3 is typically achieved only in a certain strain rate range, eg in the range of 10 -4 s -1 to 10 -3 s -1 , in which the aluminum flat product is superplastic.
  • the process is used to produce an aluminum flat product.
  • the aluminum flat product may in particular be a band or a sheet.
  • the method provides an aluminum melt of the aluminum alloy described above.
  • the provision of the aluminum melt is effected in particular by adjusting the composition of the aluminum alloy described above in an aluminum furnace by melting primary aluminum, optionally scrap metal and other additives.
  • the supplied molten aluminum is poured in the process to a billet, especially in DC (direct chill) casting.
  • the billet is preheated for hot rolling.
  • a separate billet homogenization may be performed prior to preheating to obtain a more uniform texture.
  • the billet is hot rolled to a hot strip, preferably at a temperature in the range of 280 ° C to 550 ° C, in particular, a hot strip temperature (ie hot strip thickness) in the range of 280 ° C to 350 ° C.
  • a hot strip temperature ie hot strip thickness
  • the cold strip After cold rolling, the cold strip is straightened.
  • the cold strip When straightening the cold strip, the cold strip is passed through a plurality of offset straightening rollers to achieve a flatness suitable for superplastic forming.
  • the aluminum melt has an Si content of 0.03-0.10 wt% and / or an Fe content of 0.05-0.15 wt%.
  • Silicon and iron are dispersoid formers and are therefore fundamentally advantageous for achieving a fine grain structure for superplastic forming.
  • silicon and iron can form coarse intermetallic phases, in particular AlSiFeMn phases, with a size of more than 20 .mu.m or even more than 30 .mu.m, which lead to pore formation during superplastic forming and, in particular, mechanical Properties of the aluminum product made from the aluminum flat product. Therefore, the Si content of the aluminum alloy is preferably limited to 0.10 wt% and the Fe content of the aluminum alloy is preferably limited to 0.15 wt%.
  • a silicon content below 0.03 wt .-% or an iron content below 0.05 wt .-% can be achieved in technical aluminum alloys only very expensive, which would significantly increase the manufacturing cost of the aluminum flat product and the aluminum product produced therefrom.
  • silicon and iron contents in the above ranges a fine grain structure for the superplastic forming with still acceptably low pore formation during superplastic forming can be achieved.
  • the Cu content of the aluminum alloy is at most 0.05% by weight. In this way, the corrosion resistance of the alloy is not adversely affected. In addition, due to the low Cu content, the yield stress at elevated temperatures is kept low, which has a positive effect on the superplastic forming.
  • the aluminum alloy has an Mn content of from 0.7% to 1.0% by weight. It has been found that manganese in the aluminum alloy acts as a strong dispersoid-forming agent, so that a higher manganese content of at least 0.7% by weight produces a high number or density of fine dispersoids in the aluminum flat product. It has been found that these manganese persulants hinder the grain growth, so that after the superplastic forming of an aluminum flat product produced from the aluminum alloy despite the high forming temperatures, a fine-grained structure is present.
  • the aluminum alloy has a magnesium content of from 5.2% to 5.5% by weight. It has been found that by increasing the magnesium content of at least 5.2% by weight, stabilization of the grain sizes can be achieved, thereby further improving the superplastic properties of the aluminum flat product. Furthermore, the increased magnesium content in the stated range results in improved strength and still good rolling properties. In particular, the magnesium content in this range improves the strength of an aluminum product made from the aluminum flat product after superplastic forming.
  • the aluminum alloy has a zinc content of at most 0.06% by weight and / or a titanium content in the range of 0.015-0.03% by weight. It has been found that a zinc content of up to 0.06% by weight and a titanium content of up to 0.03% by weight are not detrimental to the properties for the superplastic forming of the aluminum flat product.
  • a titanium content is desirable as a grain refiner even to a limited extent, in particular with a content of at least 0.015 wt .-%.
  • the aluminum alloy has a boron content of at most 50 ppm (ie of not more than 0.005% by weight) and / or a calcium content of not more than 15 ppm (ie of not more than 0.0015% by weight) and / or a lithium content of a maximum of 15 ppm (ie of not more than 0.0015% by weight).
  • Titanium borides have a finely grained finish during casting and thus have a favorable effect on the rolling process and the homogeneity of the product, wherein a boron content of not more than 50 ppm does not adversely affect the properties for the superplastic forming of the aluminum flat product.
  • Calcium and lithium like sodium, promote the formation of edge cracks, thereby affecting rollability, especially during hot rolling.
  • the aluminum melt is provided by fusing together a preliminary aluminum melt with additives to achieve the composition of the molten aluminum to be provided, in particular the composition described above, wherein at least two of the alloying elements Cr, Mn and Ti, preferably all three alloying elements Cr, Mn and Ti are charged separately.
  • the starting material is first melted in a smelting furnace into a preliminary aluminum melt and then - typically by precalculation - with suitable additives, in particular from alloying metal, master alloys, scrapings and / or suitable additives fused to achieve the desired alloy composition.
  • suitable additives in particular from alloying metal, master alloys, scrapings and / or suitable additives fused to achieve the desired alloy composition.
  • the formation of these coarse particles can be prevented.
  • separately charging two alloying elements it is meant that the additives to be added to adjust the desired content of one of the two alloying elements and those added to adjust the desired content of the other of the two alloying elements are added at different times to the preliminary molten aluminum.
  • the titanium boride rods and the master alloy pieces are preferably melted together with the preliminary molten aluminum at a time interval.
  • the preliminary aluminum melt is mixed until an aluminum melt having a homogeneous composition has been obtained.
  • the homogeneity of the preliminary Aluminum melt in the smelting furnace is sufficient if the chemical analysis of the melt matches the cladding for the first of the alloying elements Cr, Mn and Ti.
  • the sampling to determine the homogeneity is preferably carried out in three different areas of the melting furnace. Accordingly, in the above example, after adding titanium boride and before adding the pieces of the master alloy, it is preferable to homogenize the preliminary molten aluminum by stirring until a matching Ti content is achieved in three different areas of the furnace.
  • the content of the second one of the alloying elements Cr and Mn during charging of the first one of the alloying elements Cr and Mn is provisional
  • Aluminum melt preferably max. 0.05% by weight. If, for example, Mn and then Cr are charged first, the Cr content in the aluminum melt during the charging of Mn is preferably max. 0.05% by weight. This has proven to be advantageous to counteract the formation of coarse particles.
  • the temperature of the preliminary molten aluminum when charging Cr is preferably more than 740 ° C, especially at least 750 ° C. In this way, Cr can be distributed very evenly in the molten aluminum.
  • Mg is preferably charged only after Cr, Mn and / or Ti, preferably as the last element. Furthermore, the temperature of the preliminary molten aluminum during charging of Mg is preferably less than 740 ° C, in particular max. 730 ° C. In this way, the desired Mg content can be better adjusted, since the Mg content can be reduced at higher temperatures or prematurely added by burning.
  • a scrap content of less than 5 wt .-%, preferably less than 1 wt .-%, in particular less than 0.1 wt .-% is used to provide the aluminum melt. It has been found that even small amounts of certain accompanying elements and impurities from the scrap fraction can lead to the formation of large particles in the aluminum melt and in the aluminum flat product produced therefrom, which nucleate and thus contribute to damage during superplastic forming. Therefore, the scrap content in the production of the aluminum melt is preferably kept as low as possible or preferably even completely dispensed with the addition of scrap. Accordingly, the aluminum melt is preferably provided in particular by substantially melting primary aluminum, optionally with additives, to obtain the desired composition.
  • the degree of rolling in cold rolling is generally in the range of 70% to 80%.
  • the aluminum flat product in the state H18 preferably in the state H19 according to DIN EN 515. Due to the high degree of cold-rolling a high dislocation density is introduced into the material. As a result, when heated for superplastic forming, the material of the aluminum flat product spontaneously recrystallizes with a very fine microstructure, which is advantageous for superplastic forming.
  • the cold rolling is carried out in particular without intermediate annealing. If an intermediate annealing is still performed, the above rolling degree in cold rolling refers to the total rolling degree after the last intermediate annealing.
  • the final thickness of the cold strip is preferably in the range of 1 - 3 mm.
  • the Hot strip thickness preferably in the range of 3 to 15 mm, in particular in the range of 4 to 12 mm.
  • the degree of rolling in the last cold-rolling pass is preferably less than 33%.
  • states H18 and H19 can be produced without causing adverse effects on superplastic forming.
  • surface defects, in particular chatter marks are avoided by limiting the Abwalzgrades in the last stitch.
  • the straightening of the cold strip by straightening rolls with a diameter of more than 60 mm it has been found that by using larger straightening rolls undesirable surface defects after superplastic forming can be avoided.
  • the cold strip is cut to sheet after straightening without intermediate rolling.
  • the flatness of the strip achieved by straightening is not deteriorated again, so that a second straightening process can be dispensed with.
  • the strip temperature is kept between cold rolling and cutting into sheets in the range below 200 ° C, preferably below 50 ° C, in particular at room temperature, for example, about 20 ° C. In this way, a premature recovery is avoided by reducing the displacements introduced by the cold rolling in the aluminum flat product, so that only when heating the sheet for superplastic forming a strong recrystallization effect with fine microstructure can occur.
  • the aluminum flat product after a heat treatment at 500 ° C. for 30 minutes, has a yield strength R p0.2 of at least 160 MPa, in particular at least 170 MPa, and a tensile strength R m of at least 310 MPa, in particular at least 320 MPa.
  • R p0,2 and R m are each to be determined in the tensile test according to DIN EN ISO 6892-1: 2017.
  • the aluminum flat product preferably has a porosity of less than 1.5%, in particular smaller, after a superplastic forming at a forming temperature of 515 ° C., a strain rate of 2.5 ⁇ 10 -4 s -1 and a total elongation of 100% than 1%.
  • the aluminum flat product after a heat treatment of 5 minutes at 500 ° C., has an average grain diameter of at most 15 ⁇ m. Average grain diameters are to be determined according to ASTM E112. It has been found that an aluminum flat product can be produced by the method described above after a short heat treatment by setting a typical forming temperature for the superplastic forming has a correspondingly fine structure. This is especially at the preferred Mg content of at least 5.2 wt .-%, the preferred Cr content between 0.12 and 0.18 wt .-%, the preferred Si content of not more than 0.10 wt. %, the preferred Fe content of at most 0.05% by weight, by the separate charging of Mn, Cr and / or Ti and by the preferred H19 state of the aluminum flat product.
  • the superplastic forming is carried out with a strain rate of more than 10 -3 s -1 , in particular of at least 10 -2 s -1 .
  • superplastic forming occurs at strain rates in the range of 10 -4 to 10 -3 s -1 . It has been found that the aluminum flat products produced by the described method can be superplastically formed at significantly higher strain rates without the material constricting during forming. This is achieved in particular by a strain rate sensitivity m ⁇ 0.3 even at higher strain rates of more than 10 -3 s -1 .
  • FIG. 1 shows an embodiment of the method for producing a flat aluminum product in a schematic representation.
  • a preliminary aluminum melt is first prepared by placing primary metal 4 and alloying additives 6 in an aluminum smelting furnace 8 and melting them there. On the Use of aluminum scrap is preferably largely dispensed with for producing the preliminary aluminum melt 10.
  • the preliminary molten aluminum 10 is homogenized in the furnace 8, which in FIG. 1 is illustrated by the schematically illustrated agitator 14.
  • a separate charging of Mn or Ti and Cr is achieved.
  • the first step 2 first the Mn content and the Ti content are adjusted, while the material 18 to be added for the adjustment of the desired Cr content is separately added thereto only in the third step 16 after homogenization of the preliminary melt 10 in step 12.
  • Ti can also be charged separately from Mn.
  • the contents of further alloying elements in particular Si and Fe
  • the charging of these alloying elements can be carried out simultaneously or else separately from one another.
  • Mg is charged only after Mn / Ti and Cr, preferably as the last alloying element of the molten aluminum to prevent the burnup of Mg.
  • the temperature of the molten aluminum during the charging of Mg is also preferably less than 740 ° C, in particular max. 730 ° C.
  • the temperature of the molten aluminum is preferably more than 740 ° C, especially at least 750 ° C, in order to uniformly disperse Cr in the molten aluminum.
  • the aluminum melt 25 is poured in the following step 27 by DC continuous casting to a billet 28.
  • the aluminum melt 25 is poured, for example by means of a crucible 29, in a cooled and downwardly open frame mold 30 and solidified by spraying with water 31, so that the ingot 28 results.
  • the ingot 28 is subjected to ingot homogenization and / or ingot preheating in a homogenizing furnace 34 and hot rolled in the following step 36 in an example reversing hot rolling stand 38 to the hot strip 40, preferably at a temperature in the range of 280 ° C. to 550 ° C. in particular, a hot strip temperature of 280 ° C to 350 ° C is set. Due to the low Na content of the aluminum alloy of the ingot 28, edge cracks during hot rolling do not occur despite the high Mg content.
  • the hot strip 40 is cold rolled in multiple passes without intermediate annealing on one or more cold rolling stands 44, so that finally a cold strip 46 results in a final thickness in the range of 1 to 3 mm.
  • Theylonabwalzgrad is at least 70% in cold rolling, the degree of rolling in the last pass is less than 33%.
  • the cold strip 46 is guided by a straightening system 50 with a plurality of straightening rollers 52 arranged offset to one another and thereby directed.
  • the straightening rollers 52 each have a diameter of ⁇ 60 mm, so that the formation of surface defects during straightening is avoided.
  • the cold-rolled strip 46 is cut directly into sheets 56 by means of a cutting device 54, without an intermediate rolling up into a coil. This in turn avoids one-sided compression or elongation of the cold strip 46.
  • Aluminum sheets 56 produced by the described processes are particularly well suited for further use in a superplastic forming process.
  • FIG. 2 shows an embodiment for use with the method Fig. 1 produced aluminum sheet 56 for producing a component 66 by means of superplastic forming.
  • a first step 68 the aluminum sheet 56 is heated to a temperature in the range of 450 ° C to 520 ° C.
  • the heating can eg as in Fig. 2 exemplified in a chamber or a continuous furnace 70 done. Additionally or alternatively, the heating of the aluminum sheet 56 can also take place directly in a forming tool 78 for forming the aluminum sheet 56. In this case, in particular, a separate oven 70 can be dispensed with.
  • step 42 Fig. 1 introduced into the material high dislocation density occurs when heating the aluminum sheet 56, for example in the oven 70 or in the tool 78 to a spontaneous recrystallization of the aluminum sheet 56 to form a very fine microstructure, the has an advantageous effect on the subsequent superplastic forming.
  • the heating in the tool or in the continuous furnace favored the superplastic forming because the transfer and residence times at which the material is exposed to high (forming) temperatures are minimized, thereby further minimizing grain growth before the actual forming.
  • a second step 72 the aluminum sheet 56 is arranged between a first die half 74 and a second die half 76 of the forming tool 78 for superplastic forming, if this has not already been done for heating the aluminum sheet 56 in the forming tool 78.
  • the first die half 74 has in Fig. 2
  • a concavity 80 and the second die half 76 have a bulge 82 corresponding thereto.
  • the two die halves 74, 76 may also have more complex contours for producing a more complex shaped component.
  • the two die halves 74, 76 are moved together, wherein the aluminum sheet 56 is superplastically formed.
  • the degree of deformation of the aluminum sheet 56 locally is partially 100% or more. Because of the good properties of the aluminum sheet 56, in particular the fine and uniform microstructure for the superplastic forming, it does not come to the necking or tearing of the aluminum sheet 56 despite the high degrees of deformation.
  • the forming tool 78 After moving apart of the two die halves 74, 76 can the forming tool 78 in the last Step 86 a damage-free finished component 66 are removed.
  • the component 66 produced in this way also has a high surface quality without conspicuous surface defects.
  • the properties of the aluminum sheet 56 make it possible to carry out the superplastic forming very quickly.
  • the production time of the component 66 can be shortened and the clock rate of the forming operations can be increased.
  • FIG. 3 shows another embodiment for the use of one according to the method Fig. 1 produced aluminum sheet 56 'by means of superplastic forming.
  • an aluminum sheet 56 ' for example, as in Fig. 3 exemplified in a chamber, a continuous or a furnace of other type heated to a temperature in the range of 450 ° C and 520 ° C, so that forms a fine particle size distribution. Additionally or alternatively, the heating can also take place directly in a forming tool 98.
  • heating in the tool or in the continuous furnace favors the superplastic forming because the transfer and residence times during which the material is exposed to high (forming) temperatures is minimized, thereby further minimizing grain growth before the actual forming ,
  • the aluminum sheet 56 ' is positioned in step 92 between a first tool half 94 and a second tool half 96 of the forming tool 98 for blow molding, if the aluminum sheet 56' for heating in the forming tool 98 has not been previously arranged there.
  • the first tool half 94 has an indentation 100 corresponding to the target shape of the component to be produced.
  • the illustrated shape of the first tool half 94 is merely exemplary and can be significantly more complex in practice.
  • a channel 102 is provided for injecting a gas.
  • the first and second tool halves 94,96 are moved together and a gas 106 is at a pressure of for example 2 bar is blown through the channel 102 in the region of the concavity 100 against the aluminum sheet 56 ', so that the aluminum sheet 56' is superplastic deformed until it rests against the contour of the concavity 100.
  • the degree of deformation of the aluminum sheet 56 ' is locally partially 100% or more.
  • the forming tool 98 can therefore be removed in the last step 108 a damage-free finished component 110.
  • the component 110 produced in this way also has a high surface quality without conspicuous surface defects.
  • the properties of the aluminum sheet 56 ' make it possible to perform the superplastic forming very quickly.
  • the gas 106 can be introduced at such a pressure through the channel 102, that the aluminum sheet 56 'within a few minutes, preferably in max. 5 minutes, to the contour of the concavity 100 forms.
  • the manufacturing time of the component 110 can be shortened and the cycle rate of the forming operations can be increased.
  • an aluminum melt A with the composition mentioned in Table 1 was first prepared by melting primary aluminum in an aluminum smelting furnace and simultaneously adding it to obtain additives the desired Mn, Mg and Cr contents were provided. Further, an aluminum melt B was prepared with the same composition, wherein Mn and Cr were charged separately, ie, the Cr-containing additives were added to achieve the desired Cr content only after adjusting the desired Mn content and then homogenizing the aluminum melt by stirring. As a result, the Cr content in the preliminary molten aluminum during adjustment of the desired Mn content and during the subsequent homogenization of the melt was less than 0.05% by weight, and was thereafter adjusted to the target value.
  • Ingots were cast from the two aluminum melts A and B produced in different ways, and strips were produced by hot and cold rolling.
  • the ribbons showed coarse particles both at the surface and in the inside, the composition of which was analyzed by WDX analysis (wavelength dispersive X-ray spectroscopy).
  • Table 2 shows the results of WDX analysis on six different coarse particles (Nos. 1-6) of a strip of the aluminum melt A, of which the particles No. 1 - 4 are on the surface and the particles 5 and 6 are on the inside of the band were arranged: ⁇ b> Table 2 ⁇ / b> Particle no.
  • the numbers given in Table 2 are in each case pulse numbers of the WDX analysis for the respective elements.
  • the numbers are approximately proportional to the content of the elements in each particle.
  • a cut was prepared from one piece of the strip produced from the aluminum melt A.
  • Fig. 4 shows a picture of this polished and barked cut.
  • the micrograph clearly shows a coarse Cr-containing phase.
  • the phase has a size of 46 ⁇ m ⁇ 210 ⁇ m.
  • the strips of molten aluminum B showed virtually no coarse particles or phases, i. that only very fine but practically no coarse Al (Mn, Fe, Cr) Si phases have formed due to the separate charging of Mn and Cr in the melt.
  • the tested alloy with the composition of Table 1 has a lower Mg content than is provided according to the present teaching.
  • the separate charging of Ti has also been found to be beneficial to prevent the formation of coarse phases.
  • an aluminum melt C was prepared with the composition listed in Table 3 below, (as in the previously described aluminum melt B) Mn and Cr were charged separately with intermediate homogenization of the melt.
  • Table 3 ⁇ / b> (all figures in% by weight) Si Fe Cu Mn mg Cr Zn Ti N / A B Ca Li al 0.057 0,136 0.009 0.805 5,282 0,136 0,013 0,025 ⁇ 0.0001 0.001 0.0004 ⁇ 0.0001 rest
  • the molten aluminum C was cast into a billet in DC continuous casting.
  • the billet was preheated, and by subsequent hot and cold rolling without intermediate annealing, a cold strip having a thickness of 1.5 mm was produced with a total reduction in cold rolling of 75%.
  • the cold strip was then directed by straightening rolls with a diameter of more than 60 mm and cut into sheets.
  • Fig. 5 shows an image of a polished and barked cut of one of the sheets in the hard-rolling state H19, ie before the heat treatment. The grains elongated by rolling are clearly visible.
  • FIG. 6 shows an image of a polished and barked cut of a sheet heat-treated at 450 ° C for 1 minute.
  • the fine-grained microstructure with grain sizes between 5 and 15 microns and an average grain diameter of 7 microns is easy to see. This shows that the fine-grained microstructure important for superplastic forming is achieved virtually instantaneously upon warming up to the temperature for superplastic forming (typically 450 ° C-520 ° C).
  • FIG. 7 shows a picture of a polished and barked cut of a sheet heat treated at 450 ° C for 60 minutes. The structure is as fine-grained as in Fig.
  • the metallographic investigations show that the sheets have no coarse particles which would lead to pore formation during superplastic forming. This is achieved in particular by the low contents of Fe and Si and by the separate charging of Cr.
  • the micrographs in the Fig. 6 and 7 show that the plates form a fine-grained structure at forming temperature, which has a very stable mean grain diameter even at high forming temperatures.
  • the aforementioned strain rate sequence was thus run through for a first sheet sample at a forming temperature of 450 ° C, for a second sheet sample at a forming temperature of 475 ° C, etc.
  • the strain rate 5 ⁇ 10 -4 s -1 in the above-mentioned Dehnraten tiled in the above-mentioned Dehnraten.
  • the derivative of the function F ( ⁇ ), ie dF ⁇ ⁇ d ⁇ ⁇ d ln ⁇ d ln ⁇ ⁇ . or the derivative of the polynomial fit for it, then corresponds to the strain rate sensitivity m ( ⁇ ) as a function of the strain rate ⁇ .
  • Fig. 8 The results of the forming experiments are shown in the diagram in Fig. 8 in which the forming temperature T of the superplastic forming in ° C is plotted on the abscissa axis and the (dimensionless) strain rate sensitivity m is plotted on the ordinate axis.
  • the values of the determined function m ( ⁇ ) for the strain rates 1 ⁇ 10 -4 s -1 (+ symbols), 1 ⁇ 10 -3 s -1 (x-symbote), 1 ⁇ 10 - 2 s -1 (o symbols) and 1 ⁇ 10 -1 s -1 (square symbols) are plotted.
  • Plotted lines connect the m-values of the four forming experiments, which were each determined for the same strain rate.
  • Fig. 8 shows, at the forming temperatures typical for superplastic forming in the range 450 ° C - 520 ° C not only at the typical forming rates 10 -4 s -1 to 10 -3 s -1 , but also at higher forming rates, in particular forming rates of 10 -2 s -1 or higher strain rate sensitivities m> 0.3 achieved.
  • the sheets are suitable not only for superplastic forming at conventional strain rates, but also for high-speed superplastic forming with very high strain rates, significantly reduced by the forming times and thus higher production rates can be achieved.
  • the porosity was determined by means of metallographic cutting and cutting tests in accordance with the VDG leaflet P201.
  • the tested sheets showed a very low porosity in the range of 0.3% to 0.7%.
  • tensile tests were carried out on some of the sheets in order to determine the yield strength R p0.2 and the tensile strength R m according to DIN EN ISO 6892-1: 2017, the test taking place transversely to the rolling direction.
  • the tensile tests were carried out in each case after a heating of the sheets in order to achieve the desired microstructure for the superplastic deformation.
  • the sheets were not superplastically deformed before the tensile tests.
  • the results of the tensile tests are shown in the diagrams in FIGS. 9 and 10 represented in which on the abscissa axis the superplastic forming temperature T in ° C and on the ordinate axis the yield strength R p0.2 and the tensile strength R m , respectively in MPa, are plotted.
  • the sheets had a yield strength R p0.2 of more than 160 MPa over the entire deformation temperature range investigated and even a yield strength R p0.2 of more than 170 MPa at a deformation temperature of 500 ° C.
  • the tensile strength of the sheets was well above 310 MPa, even above 320 MPa, over the entire deformation temperature range investigated.
  • the good mechanical properties after superplastic forming result in particular from the advantageous Mn content of at least 0.7% by weight, the advantageous Mg content of at least 5.2% by weight and the separate charging of Cr and Mn.

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Abstract

Die Erfindung betrifft eine Aluminiumlegierung für superplastische Aluminiumflachprodukte (46; 56, 56'), wobei die Aluminiumlegierung die folgende Zusammensetzung aufweist: Si ≤ 0,4 Gew.-%, Fe ≤ 0,4 Gew.-%, Cu ≤ 0,1 Gew.-%, 0,5 Gew.-% ≤ Mn ≤ 1,0 Gew.-%, 4,7 Gew.-% ≤ Mg ≤ 5,5 Gew.-%, 0,05 Gew.-% ≤ Cr ≤ 0,25 Gew.-%, Zn ≤ 0,25 Gew.-%, Ti ≤ 0,20 Gew.-%, Na ≤ 2 ppm, unvermeidliche Verunreinigungen einzeln ≤ 0,05 Gew.-%, in Summe ≤ 0,15 Gew.-%, Rest Aluminium. Die Erfindung betrifft weiterhin ein Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumflachprodukts (46; 56, 56'), insbesondere eines superplastischen Aluminiumflachprodukts, bei dem eine Aluminiumschmelze (22) aus der zuvor genannten Aluminiumlegierung bereitgestellt wird, bei dem die Aluminiumschmelze (22) zu einem Barren (24) gegossen wird, bei dem der Barren (24) zu einem Warmband (40) warmgewalzt wird, bei dem das Warmband (40) zu einem Kaltband (46) kaltgewalzt wird und bei dem das Kaltband (46) gerichtet wird. Weiterhin betrifft die Erfindung ein mit dem Verfahren hergestelltes Aluminiumflachprodukt (46; 56, 56') sowie eine Verwendung desselben.

Description

  • Die Erfindung betrifft eine Aluminiumlegierung für superplastische Aluminiumflachprodukte, ein Verfahren zur Herstellung eines superplastischen Aluminiumflachprodukts, ein superplastisches Aluminiumflachprodukt und dessen Verwendung.
  • In den vergangenen Jahren hat die Herstellung von Bauteilen durch superplastisches Umformen stark an Bedeutung gewonnen. Beim superplastischen Umformen wird ein für diesen Prozess geeignetes, sogenanntes superplastisches Ausgangsprodukt auf eine Umformtemperatur von bei Aluminiumlegierungen typischerweise 450-520 °C erhitzt und mit großen Umformgraden von teilweise mehreren 100 % umgeformt. Durch das superplastische Umformen ist es möglich, auch komplexe Werkstücke in nur einem Umformschritt und mit hoher Maßhaltigkeit herzustellen.
  • Ein typisches Verfahren zur superplastischen Umformung stellt beispielsweise das sogenannte Blasformen dar, bei dem ein blechförmiges Ausgangsmaterial durch Druckbeaufschlagung mit einem Fluid, insbesondere einem Gas, in eine Matrize gedrückt wird, die eine zu der herzustellenden Form negative Form aufweist. Während die superplastische Umformung klassischer Weise bei niedrigen Dehnraten in der Größenordnung von 10-4 s-1 durchgeführt wird, gehen neuere Entwicklungen in Richtung der Hochgeschwindigkeits-superplastischen-Umformung mit sehr hohen Dehnraten.
  • Als superplastisches Material ist beispielsweise die Legierung AA 5083 bekannt, die zur Herstellung von Produkten mittels superplastischen Umformens verwendet werden kann.
  • Weiterhin wird in dem Artikel "Chronicling the development of a high strength 5xxxbased superplastic aluminium alloy" von S. P. Miller-Jupp, Mat. Sci. For. 838-839 (2016) S. 208-213 die Entwicklung einer auf AA 5456 basierenden superplastischen Legierung beschrieben.
  • Der vorliegenden Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine Aluminiumlegierung, ein Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumflachprodukts sowie ein Aluminiumflachprodukt zur Verfügung zu stellen, das verbesserte Eigenschaften bei der superplastischen Umformung aufweist.
  • Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß gelöst durch eine Aluminiumlegierung, insbesondere für superplastische Aluminiumflachprodukte, wobei die Aluminiumlegierung die folgende Zusammensetzung aufweist:
    • Si ≤ 0,4 Gew.-%,
    • Fe ≤ 0,4 Gew.-%,
    • Cu ≤ 0,1 Gew.-%,
    • 0,5 Gew.-% ≤ Mn ≤ 1,0 Gew.-%,
    • 4,7 Gew.-% ≤ Mag ≤ 5,5 Gew.-%,
    • 0,05 Gew.-% ≤ Cr ≤ 0,25 Gew.-%,
    • Zn ≤ 0,25 Gew.-%,
    • Ti ≤ 0,20 Gew.-%,
    unvermeidliche Verunreinigungen einzeln ≤ 0,05 %, in Summe ≤ 0,15 %, Rest Aluminium. Die Aluminiumlegierung kann insbesondere zur Herstellung eines Aluminiumprodukts durch superplastisches Umformen eines Aluminiumflachprodukts aus der Aluminiumlegierung verwendet werden.
  • Der Na-Gehalt der Aluminiumlegierung beträgt vorzugsweise max. 2 ppm (d.h. max. 0,0002 Gew.-%), weiter bevorzugt max. 1,4 ppm, insbesondere max. 1,0 ppm. Es wurde festgestellt, dass der Natriumgehalt in der Aluminiumlegierung extrem gering gehalten werden muss, da es ansonsten beim Warmwalzen des Barrens zu kantenseitigen Rissen kommen kann. Dies gilt insbesondere, wenn die Aluminiumlegierung einen hohen Mg-Gehalt von 5,2 Gew.-% oder mehr aufweist. Um die geringen zuvor genannten Na-Gehalte zu erreichen, kann zum Beispiel eine Chlorbehandlung der Schmelze durchgeführt werden.
  • Die oben genannte Aufgabe wird erfindungsgemäß weiterhin gelöst durch ein Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumflachprodukts, insbesondere eines superplastischen Aluminiumflachprodukts, bei dem eine Aluminiumschmelze aus der zuvor genannten Aluminiumlegierung bereitgestellt wird, bei dem die Aluminiumschmelze zu einem Barren gegossen wird, bei dem der Barren zu einem Warmband warmgewalzt wird, bei dem das Warmband zu einem Kaltband kaltgewalzt wird und bei dem das Kaltband gerichtet wird.
  • Weiterhin wird die oben genannte Aufgabe erfindungsgemäß gelöst durch ein Aluminiumflachprodukt, insbesondere ein superplastisches Aluminiumflachprodukt, das mit dem zuvor beschriebenen Verfahren herstellbar oder hergestellt ist.
  • Die oben genannte Aufgabe wird erfindungsgemäß weiterhin gelöst durch die Verwendung des zuvor beschriebenen Aluminiumflachprodukts zur Herstellung eines Aluminiumprodukts durch superplastisches Umformen des Aluminiumflachprodukts, insbesondere mittels Blasformen.
  • Es wurde festgestellt, dass sich mit dem zuvor beschriebenen Verfahren und der zuvor beschriebenen Aluminiumlegierung ein superplastisches Aluminiumflachprodukt herstellen lässt, das besonders gut für die superplastische Umformung geeignet ist. Insbesondere führt eine Wärmebehandlung des Aluminiumflachprodukts beim Aufwärmen auf die Umformtemperatur zur superplastischen Umformung zur Bildung eines feinen Gefüges, so dass hohe Umformgrade ohne Defekte erreicht werden können. Die Umformtemperatur liegt beim superplastischen Umformen vorzugsweise im Bereich von 450 °C bis 520 °C. Die Gesamtdehnung liegt beim superplastischen Umformen vorzugsweise bei mindestens 100%.
  • Unter einem superplastischen Aluminiumflachprodukt wird insbesondere ein Aluminiumflachprodukt verstanden, das eine Dehnratenempfindlichkeit m von mindestens 0,3 aufweist, wobei m = d ln σ d ln ε ˙ ,
    Figure imgb0001
     σ die Fließspannung und ε̇ die Dehnrate ist. Eine Dehnratenempfindlichkeit m≥0,3 wird typischerweise nur in einem bestimmten Dehnratenbereich erreicht, z.B. im Bereich von 10-4 s-1 bis 10-3 s-1, in dem das Aluminiumflachprodukt superplastisch ist.
  • Das Verfahren dient zur Herstellung eines Aluminiumflachprodukts. Bei dem Aluminiumflachprodukt kann es sich insbesondere um ein Band oder um ein Blech handeln.
  • Bei dem Verfahren wird eine Aluminiumschmelze aus der zuvor beschriebenen Aluminiumlegierung bereitgestellt. Die Bereitstellung der Aluminiumschmelze erfolgt insbesondere dadurch, dass in einem Aluminiumofen durch Einschmelzen von Primäraluminium, gegebenenfalls Schrott und weiteren Zusätzen die Zusammensetzung der zuvor beschriebenen Aluminiumlegierung eingestellt wird.
  • Die bereitgestellte Aluminiumschmelze wird bei dem Verfahren zu einem Barren gegossen, insbesondere im DC(Direct Chill)-Strangguss. Der Barren wird für das Warmwalzen vorgewärmt. Alternativ kann eine separate Barrenhomogenisierung vor dem Vorwärmen erfolgen, um ein gleichmäßigeres Gefüge zu erhalten.
  • Anschließend wird der Barren zu einem Warmband warmgewalzt, vorzugsweise bei einer Temperatur im Bereich von 280 °C bis 550 °C, insbesondere wird eine Warmbandtemperatur (d.h. an Warmbandenddicke) im Bereich von 280°C bis 350°C eingestellt. Das Warmband wird anschließend zu einem Kaltband kaltgewalzt.
  • Nach dem Kaltwalzen wird das Kaltband gerichtet. Beim Richten des Kaltbands wird das Kaltband durch eine Mehrzahl versetzt zueinander angeordneter Richtwalzen geführt, um eine für die superplastische Umformung geeignete Planheit zu erzielen.
  • Im Folgenden werden verschiedene Ausführungsformen der Aluminiumlegierung, des Verfahrens, des Aluminiumflachprodukts und dessen Verwendung beschrieben, wobei die einzelnen Ausführungsformen jeweils einzeln für die Aluminiumlegierung, das Verfahren, das Aluminiumflachprodukt und die Verwendung gelten. Weiterhin können die einzelnen Ausführungsformen auch untereinander kombiniert werden.
  • Bei einer Ausführungsform weist die Aluminiumschmelze einen Si-Gehalt von 0,03 - 0,10 Gew.-% und/oder einen Fe-Gehalt von 0,05 - 0,15 Gew.-%. Silizium und Eisen sind Dispersoidbildner und daher zum Erreichen einer feinen Kornstruktur für das superplastische Umformen grundsätzlich vorteilhaft. Es wurde jedoch festgestellt, dass sich durch Silizium und Eisen grobe intermetallische Phasen, insbesondere AlSiFeMn-Phasen, mit einer Größe von mehr als 20 µm oder sogar mehr als 30 µm bilden können, die bei der superplastischen Umformung zur Porenbildung führen und dadurch insbesondere die mechanischen Eigenschaften des aus dem Aluminiumflachprodukt hergestellten Aluminiumprodukts beeinträchtigen. Daher wird der Si-Gehalt der Aluminiumlegierung vorzugsweise auf 0,10 Gew.-% und der Fe-Gehalt der Aluminiumlegierung vorzugsweise auf 0,15 Gew.-% beschränkt.
  • Ein Siliziumgehalt unterhalb von 0,03 Gew.-% oder ein Eisengehalt unterhalb von 0,05 Gew.-% lässt sich in technischen Aluminiumlegierungen nur sehr aufwändig erreichen, wobei sich die Herstellungskosten des Aluminiumflachprodukts und des daraus hergestellten Aluminiumprodukts erheblich erhöhen würden. Gleichzeitig wurde festgestellt, dass mit den Silizium- und Eisengehalten in den genannten Bereichen eine feine Kornstruktur für das superplastische Umformen bei noch akzeptabel geringer Porenbildung während der superplastischen Umformung erreicht werden kann.
  • Bei einer weiteren Ausführungsform beträgt der Cu-Gehalt der Aluminiumlegierung maximal 0,05 Gew.-%. Auf diese Weise wird die Korrosionsbeständigkeit der Legierung nicht nachteilig beeinflusst. Darüber hinaus wird durch den geringen Cu-Gehalt die Fließspannung bei erhöhten Temperaturen gering gehalten, was sich positiv auf die superplastische Umformung auswirkt.
  • Bei einer weiteren Ausführungsform weist die Aluminiumlegierung einen Mn-Gehalt von 0,7 Gew.-% bis 1,0 Gew.-% auf. Es wurde festgestellt, dass Mangan in der Aluminiumlegierung als starker Dispersoidbildner wirkt, sodass durch einen höheren Gehalt von Mangan von mindestens 0,7 Gew.-% eine hohe Anzahl bzw. Dichte feiner Dispersoide im Aluminiumflachprodukt erzeugt wird. Es wurde festgestellt, dass diese Mangandispersoide das Kornwachstum behindern, sodass nach dem superplastischen Umformen eines aus der Aluminiumlegierung hergestellten Aluminiumflachprodukts trotz der hohen Umformtemperaturen ein feinkörniges Gefüge vorliegt.
  • Bei einer weiteren Ausführungsform weist die Aluminiumlegierung einen Magnesiumgehalt von 5,2 Gew.-% bis 5,5 Gew.-% auf. Es wurde festgestellt, dass durch einen erhöhten Magnesiumgehalt von mindestens 5,2 Gew.-% eine Stabilisierung der Korngrößen erreicht werden kann, wodurch die superplastischen Eigenschaften des Aluminiumflachprodukts weiter verbessert werden. Weiterhin wird durch den erhöhten Magnesiumgehalt in dem genannten Bereich eine verbesserte Festigkeit bei noch guter Walzbarkeit erreicht. Insbesondere verbessert der Magnesiumgehalt in diesem Bereich die Festigkeit eines aus dem Aluminiumflachprodukt hergestellten Aluminiumprodukts nach dem superplastischen Umformen.
  • Bei einer weiteren Ausführungsform weist die Aluminiumlegierung einen Zinkgehalt von maximal 0,06 Gew.-% und/oder einen Titangehalt im Bereich von 0,015 - 0,03 Gew.-% auf. Es wurde festgestellt, dass sich ein Zinkgehalt bis zu 0,06 Gew.-% und ein Titangehalt bis zu 0,03 Gew.-% nicht nachteilig auf die Eigenschaften für die superplastische Umformung des Aluminiumflachprodukts auswirkt. Ein Titangehalt ist als Kornfeiner sogar in begrenztem Maße insbesondere mit einem Gehalt von mindestens 0,015 Gew.-% erwünscht.
  • Bei einer weiteren Ausführungsform weist die Aluminiumlegierung einen Borgehalt von maximal 50 ppm (d.h. von maximal 0,005 Gew.-%) und/oder einen Calciumgehalt von maximal 15 ppm (d.h. von maximal 0,0015 Gew.-%) und/oder einen Lithiumgehalt von maximal 15 ppm (d.h. von maximal 0,0015 Gew.-%) auf. Titanboride wirken während des Gusses kornfeinend und wirken sich somit günstig auf den Walzprozess sowie die Homogenität des Produktes aus, wobei sich ein Borgehalt von maximal 50 ppm nicht nachteilig auf die Eigenschaften für die superplastische Umformung des Aluminiumflachprodukts auswirkt. Calcium und Lithium begünstigen wie Natrium die Bildung von Kantenrissen und beeinträchtigen dadurch die Walzbarkeit insbesondere während des Warmwalzens.
  • Bei einer weiteren Ausführungsform des Verfahrens wird die Aluminiumschmelze dadurch bereitgestellt, dass eine vorläufige Aluminiumschmelze mit Zusätzen zusammengeschmolzen wird, um die Zusammensetzung der bereitzustellenden Aluminiumschmelze, insbesondere die zuvor beschriebene Zusammensetzung, zu erreichen, wobei mindestens zwei der Legierungselemente Cr, Mn und Ti, vorzugsweise alle drei Legierungselemente Cr, Mn und Ti, getrennt voneinander chargiert werden.
  • Um aus Ausgangsmaterial, beispielsweise Primäraluminium und/oder Aluminiumschrott, eine Aluminiumschmelze mit einer bestimmten Legierungszusammensetzung herzustellen, wird das Ausgangsmaterial in einem Schmelzofen zunächst zu einer vorläufigen Aluminiumschmelze eingeschmolzen und dann - typischerweise nach vorberechneter Gattierung - mit geeigneten Zusätzen, insbesondere aus Legierungsmetall, Vorlegierungen, Schrotten und/oder geeigneten Zusatzstoffen, verschmolzen, um die gewünschte Legierungszusammensetzung zu erreichen.
  • Es wurde festgestellt, dass sich bei gleichzeitigem Hinzulegieren mehrerer der Dispersoidbildner Cr, Mn und Ti grobe Partikel, insbesondere Al(Mn,Fe,Cr)Si-Partikel, die darüber hinaus Mg, Ti und V enthalten können, bilden können, die entsprechend zu groben Partikeln mit einer Größe von mehr als 20 µm oder sogar mehr als 30 µm in dem Aluminiumflachprodukt führen, so dass es beim superplastischen Umformen des Aluminiumflachprodukt zu Defekten und/oder zur verstärkten Porenbildung kommen kann, die die mechanischen Eigenschaften des aus dem Aluminiumflachprodukt hergestellten Aluminiumprodukts beeinträchtigen.
  • Indem mindestens zwei der Legierungselemente Cr, Mn und Ti, vorzugsweise alle drei Legierungselemente Cr, Mn und Ti, getrennt voneinander chargiert werden, kann die Bildung dieser groben Partikel verhindert werden. Unter dem getrennten Chargieren von zwei Legierungselementen wird verstanden, dass die zum Einstellen des gewünschten Gehalts eines der zwei Legierungselemente zuzugebenden Zusätze und die zum Einstellen des gewünschten Gehalts des anderen der zwei Legierungselemente zuzugebenden Zusätze zu verschiedenen Zeitpunkten der vorläufigen Aluminiumschmelze zugegeben werden. Sollen der vorläufigen Aluminiumschmelze zum Beispiel zur Einstellung des Ti-Gehalts Titanboridstäbe und zur Einstellung des Mn-Gehalts Stücke aus einer Mn-haltigen Vorlegierung zugegeben werden, so werden die Titanboridstäbe und die Stücke der Vorlegierung vorzugsweise zeitlich getrennt voneinander mit der vorläufigen Aluminiumschmelze zusammengeschmolzen.
  • Vorzugsweise erfolgt zwischen der Zugabe der Zusätze für ein erstes der Legierungselemente Cr, Mn und Ti und der Zugabe der Zusätze für ein zweites der Legierungselemente Cr, Mn und Ti ein Mischen der Aluminiumschmelze im Schmelzofen, insbesondere durch Rühren. Vorzugsweise wird die vorläufige Aluminiumschmelze nach Zugabe der Zusätze für das erste der Legierungselemente Cr, Mn und Ti im Schmelzofen so lange gemischt, bis eine Aluminiumschmelze mit homogener Zusammensetzung erreicht wurde. Die Homogenität der vorläufigen Aluminiumschmelze im Schmelzofen ist hinreichend, wenn die chemische Analyse der Schmelze mit der Gattierung für das erste der Legierungselemente Cr, Mn und Ti übereinstimmt. Die Beprobung zur Ermittlung der Homogenität erfolgt vorzugsweise in drei verschiedenen Bereichen des Schmelzofens. Im obigen Beispiel erfolgt entsprechend nach der Zugabe von Titanborid und vor der Zugabe der Stücke aus der Vorlegierung vorzugsweise eine Homogenisierung der vorläufigen Aluminiumschmelze durch Rühren, bis in drei verschiedenen Bereichen des Schmelzofens ein übereinstimmender Ti-Gehalt erreicht wurde.
  • Werden ein erstes der Legierungselemente Cr und Mn und ein zweites der Legierungselemente Cr und Mn (also das jeweils andere Legierungselement) getrennt chargiert, so beträgt der Gehalt des zweiten der Legierungselemente Cr und Mn während des Chargierens des ersten der Legierungselemente Cr und Mn in der vorläufigen Aluminiumschmelze vorzugsweise max. 0,05 Gew.-%. Wird zum Beispiel zunächst Mn und dann Cr chargiert, so beträgt der Cr-Gehalt in der Aluminiumschmelze während der Chargierung von Mn vorzugsweise max. 0,05 Gew.-%. Dies hat sich als vorteilhaft herausgestellt, um der Bildung grober Partikel entgegenzuwirken.
  • Die Temperatur der vorläufigen Aluminiumschmelze beträgt beim Chargieren von Cr vorzugsweise mehr als 740 °C, insbesondere mindestens 750 °C. Auf diese Weise kann Cr sehr gleichmäßig in der Aluminiumschmelze verteilt werden.
  • Mg wird vorzugsweise erst nach Cr, Mn und/oder Ti chargiert, vorzugsweise als letztes Element. Weiterhin beträgt die Temperatur der vorläufigen Aluminiumschmelze beim Chargieren von Mg vorzugsweise weniger als 740°C, insbesondere max. 730 °C. Auf diese Weise kann der gewünschte Mg-Gehalt besser eingestellt werden, da der Mg-Gehalt bei höheren Temperaturen oder vorzeitigem Hinzulegieren durch Abbrand reduziert werden kann.
  • Bei einer weiteren Ausführungsform wird zur Bereitstellung der Aluminiumschmelze ein Schrottanteil von weniger als 5 Gew.-%, vorzugsweise weniger als 1 Gew.-%, insbesondere weniger als 0,1 Gew.-% verwendet. Es wurde festgestellt, dass bereits geringe Mengen bestimmter Begleitelemente und Verunreinigungen aus dem Schrottanteil dazu führen können, dass sich in der Aluminiumschmelze und im daraus hergestellten Aluminiumflachprodukt große Partikel bilden, die als Keimbildner zur Porenbildung und damit zur Schädigung während der superplastischen Umformung beitragen. Daher wird der Schrottanteil bei der Herstellung der Aluminiumschmelze vorzugsweise so gering wie möglich gehalten oder vorzugsweise sogar ganz auf die Zugabe von Schrott verzichtet. Entsprechend wird die Aluminiumschmelze vorzugsweise insbesondere dadurch bereitgestellt, dass im Wesentlichen Primäraluminium eingeschmolzen wird, gegebenenfalls mit Zusätzen, um die gewünschte Zusammensetzung zu erhalten.
  • Bei einer weiteren Ausführungsform liegt der Abwalzgrad beim Kaltwalzen insgesamt im Bereich von 70 % bis 80 %. Bei einer entsprechenden Ausführungsform ist das Aluminiumflachprodukt im Zustand H18, vorzugsweise im Zustand H19 nach DIN EN 515. Durch den hohen Umformgrad beim Kaltwalzen wird eine hohe Versetzungsdichte in das Material eingebracht. Dies führt dazu, dass das Material des Aluminiumflachprodukts bei der Erwärmung für die superplastische Umformung spontan mit einer sehr feinen Gefügestruktur rekristallisiert, die für die superplastische Umformung vorteilhaft ist.
  • Das Kaltwalzen wird insbesondere ohne Zwischenglühung durchgeführt. Falls eine Zwischenglühung dennoch durchgeführt wird, bezieht sich der oben genannte Abwalzgrad beim Kaltwalzen auf den Gesamt-Abwalzgrad nach dem letzten Zwischenglühen.
  • Die Enddicke des Kaltbands liegt vorzugsweise im Bereich von 1 - 3 mm. Um die vorteilhaften hohen Abwalzgrade beim Kaltwalzen zu erreichen, liegt die Warmbanddicke vorzugsweise im Bereich von 3 bis 15 mm, insbesondere im Bereich von 4 bis 12 mm.
  • Der Abwalzgrad beträgt im letzten Kaltwalzstich vorzugsweise weniger als 33 %. Dadurch können die Zustände H18 sowie H19 hergestellt werden, ohne nachteilige Effekte auf die superplastische Umformung hervorzurufen. Darüber hinaus werden durch die Begrenzung des Abwalzgrades im letzten Stich Oberflächenfehler, insbesondere Rattermarken vermieden.
  • Bei einer weiteren Ausführungsform erfolgt das Richten des Kaltbands mittels Richtwalzen mit einem Durchmesser von mehr als 60 mm. Es wurde festgestellt, dass sich durch die Verwendung größerer Richtwalzen unerwünschte Oberflächendefekte nach dem superplastischen Umformen vermeiden lassen.
  • Bei einer weiteren Ausführungsform wird das Kaltband nach dem Richten ohne zwischenzeitliches Aufrollen zu Blechen geschnitten. Auf diese Weise wird die durch das Richten erreichte Ebenheit des Bands nicht wieder verschlechtert, so dass ein zweiter Richtvorgang entbehrlich ist. Dies ist insbesondere vorteilhaft, wenn das Kaltband mit Richtwalzen mit einem Durchmesser von mehr als 60 mm und damit unter Reduzierung oder sogar Vermeidung von Oberflächenfehlern gerichtet wurde. Das mögliche Einbringen von Oberflächenfehlern in einem zweiten, ggf. kundenseitigen Richtvorgang kann auf diese Weise vermieden werden.
  • Die Bandtemperatur wird zwischen dem Kaltwalzen und dem Schneiden zu Blechen wird im Bereich unter 200 °C, vorzugsweise unter 50°C, insbesondere bei Raumtemperatur von z.B. ca. 20°C gehalten. Auf diese Weise wird eine vorzeitige Erholung durch Abbau der durch das Kaltwalzen in das Aluminiumflachprodukt eingebrachten Versetzungen vermieden, sodass erst beim Aufheizen des Blechs zum superplastischen Umformen ein starker Rekristallisierungseffekt mit feiner Gefügebildung eintreten kann.
  • Bei einer weiteren Ausführungsform weist das Aluminiumflachprodukt nach einer Wärmebehandlung für 30 Minuten bei 500 °C eine Dehngrenze Rp0,2 von mindestens 160 MPa, insbesondere mindestens 170 MPa, und eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 310 MPa, insbesondere mindestens 320 MPa, auf. Rp0,2 und Rm sind jeweils im Zugversuch nach DIN EN ISO 6892-1:2017 zu bestimmen. Zusätzlich oder alternativ weist das Aluminiumflachprodukt vorzugsweise nach einer superplastischen Umformung bei einer Umformtemperatur von 515°C, einer Dehnrate von 2,5×10-4 s-1 und einer Gesamtdehnung von 100 % eine Porosität von kleiner als 1,5%, insbesondere kleiner als 1% auf.
  • Es wurde festgestellt, dass sich durch das zuvor beschriebene Verfahren, insbesondere durch einen Fe-Gehalt von maximal 0,15 Gew.-% und einen Si-Gehalt von maximal 0,10 Gew.-% sowie durch das vorzugsweise getrennte Chargieren von Mn, Cr und vorzugsweise auch Ti die Bildung grober Partikel im Aluminiumflachprodukt vermeiden lässt, die beim superplastischen Umformen zur Porenbildung führen. Dadurch können mit dem Verfahren Aluminiumflachprodukte hergestellt werden, die nach der superplastischen Umformung eine sehr geringe Porosität aufweisen. Die geringe Porosität nach der superplastischen Umformung, insbesondere kombiniert mit einem Mn-Gehalt von mindestens 0,7 Gew.-% und einem Mg-Gehalt von mindestens 5,2 Gew.-%, führt darüber hinaus zu sehr guten mechanischen Eigenschaften des Aluminiumflachprodukts nach einer durch die typischen Umformtemperaturen einer superplastische Umformung bedingten Wärmebehandlung. Damit lassen sich aus den Aluminiumflachprodukten durch superplastisches Umformen Aluminiumprodukte mit sehr geringer Porosität und sehr guten mechanischen Eigenschaften herstellen.
  • Bei einer weiteren Ausführungsform weist das Aluminiumflachprodukt nach einer Wärmebehandlung von 5 Minuten bei 500°C einen mittleren Korndurchmesser von höchstens 15 µm auf. Die mittleren Korndurchmesser sind nach ASTM E112 zu bestimmen. Es wurde festgestellt, dass sich mit dem zuvor beschriebenen Verfahren ein Aluminiumflachprodukt herstellen lässt, das nach kurzer Wärmebehandlung durch die Einstellung einer typischen Umformtemperatur für das superplastische Umformen ein entsprechend feines Gefüge aufweist. Diese wird insbesondere bei dem bevorzugten Mg-Gehalt von mindestens 5,2 Gew.-%, dem bevorzugten Cr-Gehalt zwischen 0,12 und 0,18 Gew.-%, dem bevorzugten Si-Gehalt von maximal 0,10 Gew.-%, dem bevorzugten Fe-Gehalt von maximal 0,05 Gew.-%, durch das getrennte Chargieren von Mn, Cr und/oder Ti und durch den bevorzugten H19-Zustand des Aluminiumflachprodukts erreicht.
  • Bei einer weiteren Ausführungsform wird das superplastische Umformen mit einer Dehnrate von mehr als 10-3 s-1, insbesondere von mindestens 10-2 s-1, durchgeführt. Typischerweise erfolgt das superplastische Umformen bei Dehnraten im Bereich 10-4 bis 10-3 s-1. Es wurde festgestellt, dass die mit dem beschriebenen Verfahren hergestellten Aluminiumflachprodukte mit deutlich höheren Dehnraten superplastisch umformbar sind, ohne dass das Material bei der Umformung einschnürt. Erreicht wird dies insbesondere durch eine Dehnratenempfindlichkeit m ≥ 0,3 auch bei höheren Dehnraten von über 10-3 s-1. Bei einer entsprechenden Ausführungsform weist das Aluminiumflachprodukt bei einer Dehnrate von mehr als 10-3 s-1, insbesondere von mindestens 10-2 s-1, zum Beispiel zumindest bis 5×10-2 s-1, eine Dehnratenempfindlichkeit m, bestimmt mittels des inkrementellen Dehnungsratentests (incremental strain rate test) nach Lederich (Lederich et al. "Superplastic Formability Testing" Journal of Metals Vol. 34 Issue 8, pp. 16-20,1982) unter Verwendung der Dehnraten 5 × 10-4 s-1, 1 × 10-4 s-1, 5 × 10-4 s-1, 1 × 10-3 s-1, 5 × 10-3 s-1, 1 × 10-2 s-1, 5 × 10-4 s-1 und 1 × 10-1 s-1 sowie einer ISO 20032:2007 konformen Prüfmaschine und Probengeometrie, von mindestens 0,3 auf. Die höheren Dehnraten beim superplastischen Umformen ermöglichen kürzere Umformzeiten und damit höhere Umformtakte, wodurch Produktionskosten gesenkt werden können.
  • Weitere Merkmale und Vorteile des Verfahrens, des Aluminiumflachprodukts und dessen Verwendung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung von Ausführungsbeispielen, wobei auf die jeweilige Zeichnung Bezug genommen wird.
  • In der Zeichnung zeigen
    • Fig. 1
    ein Ausführungsbeispiel des Verfahrens,
    Fig. 2
    ein Ausführungsbeispiel für die Verwendung des mit dem Verfahren hergestellten Aluminiumflachprodukts,
    Fig. 3
    ein zweites Ausführungsbeispiel für die Verwendung des mit dem Verfahren aus Fig. 1 hergestellten Aluminiumflachprodukts,
    Fig. 4
    ein Schliffbild eines Aluminiumflachprodukts mit groben Cr-haltigen Partikeln,
    Fig. 5-7
    Schliffbilder von Aluminiumflachprodukten vor einer Wärmebehandlung (Fig. 4), nach 1 Minute (Fig. 5) und nach 60 Minuten Wärmebehandlung bei 500 °C (Fig. 6),
    Fig. 8
    ein Diagramm mit Versuchsergebnissen zur Umformtemperaturabhängigen Dehnratenempfindlichkeit m und
    Fig. 9-10
    Diagramme mit Versuchsergebnissen zur Dehngrenze Rp0,2 (Fig. 9) und Zugfestigkeit Rm (Fig. 10) bei Raumtemperatur nach 30-minütigen Wärmebehandlungen bei verschiedenen Temperaturen.
  • Figur 1 zeigt ein Ausführungsbeispiel des Verfahrens zur Herstellung eines Aluminiumflachprodukts in schematischer Darstellung.
  • In einem ersten Schritt 2 des Verfahrens wird zunächst eine vorläufige Aluminiumschmelze hergestellt, indem Primärmetall 4 und Legierungszusätze 6 in einen Aluminiumschmelzofen 8 geben und dort eingeschmolzen werden. Auf die Verwendung von Aluminiumschrott wird zur Herstellung der vorläufigen Aluminiumschmelze 10 vorzugsweise weitgehend verzichtet.
  • Im zweiten Schritt 12 wird die vorläufige Aluminiumschmelze 10 im Schmelzofen 8 homogenisiert, was in Figur 1 durch das schematisch dargestellte Rührwerk 14 illustriert wird.
  • Die homogenisierte vorläufige Aluminiumschmelze 10 im Aluminiumschmelzofen 8 weist folgende Zusammensetzung auf:
    • 0,03 Gew.-% Si ≤ 0,10 Gew.-%,
    • 0,05 Gew.-% ≤ Fe ≤ 0,15 Gew.-%,
    • Cu ≤ 0,05 Gew.-%,
    • 0,7 Gew.-% ≤ Mn ≤ 1,0 Gew.-%,
    • Mg ≤ 1 Gew.-%,
    • Cr ≤ 0,05 Gew.-%,
    • Zn ≤ 0,06 Gew.-%,
    • 0,015 Gew.-% ≤ Ti ≤ 0,030%,
    • Na ≤ 1,0 ppm,
    unvermeidbare Verunreinigungen einzeln bis maximal 0,05 Gew.-%, in Summe maximal 0,15 Gew.-%, Rest Aluminium. Der geringe Na-Gehalt kann zum Beispiel durch eine Chlorbehandlung der Schmelze erreicht werden.
  • Im dritten Schritt 16 wird der vorläufigen Aluminiumschmelze 10 chromhaltiges Material 18 zugegeben und die sich daraus ergebende (weiterhin vorläufige) Aluminiumschmelze 22 wird im vierten Schritt 20 wiederum homogenisiert (wie durch das Rührwerk 14 illustriert). Die homogenisierte Aluminiumschmelze 22 weist folgende Zusammensetzung auf:
    • 0,03 Gew.-% ≤ Si ≤ 0,10 Gew.-%,
    • 0,05 Gew.-% ≤ Fe ≤ 0,15 Gew.-%,
    • Cu ≤ 0,05 Gew.-%,
    • 0,7 Gew.-% ≤ Mn ≤ 1,0 Gew.-%,
    • Mg ≤ 1 Gew.-%,
    • 0,12 Gew.-% ≤ Cr ≤ 0,18 Gew.-%,
    • Zn ≤ 0,06 Gew.-%,
    • 0,015 Gew.-% ≤ Ti ≤ 0,030 %,
    • Na ≤ 1,0 ppm,
    unvermeidbare Verunreinigungen einzeln bis maximal 0,05 Gew.-%, in Summe maximal 0,15 Gew.-%, Rest Aluminium.
  • Mit den beschriebenen Schritten 2,12 und 16 wird eine getrennte Chargierung von Mn bzw. Ti und Cr erreicht. Im ersten Schritt 2 wird zunächst der Mn-Gehalt und der Ti-Gehalt eingestellt, während das für die Einstellung des gewünschten Cr-Gehalts hinzuzufügende Material 18 separat davon erst im dritten Schritt 16 nach einer Homogenisierung der vorläufigen Schmelze 10 in Schritt 12 hinzugefügt wird. Auf ähnliche Weise kann auch Ti getrennt von Mn chargiert werden. Neben dem Gehalt von Mn und Ti werden im vorliegenden Beispiel auch die Gehalte weiterer Legierungselemente (insbesondere Si und Fe) im ersten Schritt 2 eingestellt. Die Chargierung dieser Legierungselemente (im vorliegenden Beispiel insbesondere Mn, Ti, Si und Fe) kann gleichzeitig oder auch getrennt voneinander erfolgen.
  • Im fünften Schritt 23 wird der vorläufigen Aluminiumschmelze 22 magnesiumhaltiges Material 24 zugegeben und die sich daraus ergebende Aluminiumschmelze 25 wird im im sechsten Schritt 26 wiederum homogenisiert (wie durch das Rührwerk 14 illustriert). Die homogenisierte Aluminiumschmelze 25 weist folgende Zusammensetzung auf:
    • 0,03 Gew.-% ≤ Si ≤ 0,10 Gew.-%,
    • 0,05 Gew.-% ≤ Fe ≤ 0,15 Gew.-%,
    • Cu ≤ 0,05 Gew.-%,
    • 0,7 Gew.-% ≤ Min ≤ 1,0 Gew.-%,
    • 5,2 Gew.-% ≤ Mg ≤ 5,5 Gew.-%,
    • 0,12 Gew.-% ≤ Cr ≤ 0,18 Gew.-%,
    • Zn ≤ 0,06 Gew.-%, 0,015 Gew.-% ≤ Ti ≤ 0,030%,
    • Na ≤ 1,0 ppm,
    unvermeidbare Verunreinigungen einzeln bis maximal 0,05 Gew.-%, in Summe maximal 0,15 Gew.-%, Rest Aluminium.
  • Auf diese Weise wird Mg erst nach Mn/Ti und Cr chargiert, vorzugsweise als letztes Legierungselement der Aluminiumschmelze, um den Abbrand von Mg zu verhindern. Zu diesem Zweck beträgt die Temperatur der Aluminiumschmelze beim Chargieren von Mg zudem vorzugsweise weniger als 740 °C, insbesondere max. 730 °C. Demgegenüber beträgt die Temperatur der Aluminiumschmelze beim Chargieren von Cr vorzugsweise mehr als 740 °C, insbesondere mindestens 750 °C, beträgt, um Cr gleichmäßig in der Aluminiumschmelze zu verteilen.
  • Die Aluminiumschmelze 25 wird im nachfolgenden Schritt 27 mittels DC-Strangguss zu einem Barren 28 gegossen. Zu diesem Zweck wird die Aluminiumschmelze 25, zum Beispiel mittels eines Tiegels 29, in eine gekühlte und nach unten geöffnete Rahmenkokille 30 gegossen und durch Besprühen mit Wasser 31 erstarrt, so dass sich der Barren 28 ergibt.
  • Der Barren 28 wird im nachfolgenden Schritt 32 in einem Homogenisierungsofen 34 einer Barrenhomogenisierung und/oder Barrenvorwärmung unterzogen und im nachfolgenden Schritt 36 in einem beispielsweise reversierenden Warmwalzgerüst 38 zum Warmband 40 warmgewalzt, vorzugsweise bei einer Temperatur im Bereich von 280°C bis 550°C, wobei insbesondere eine Warmbandtemperatur von 280°C bis 350°C eingestellt wird. Durch den geringen Na-Gehalt der Aluminiumlegierung des Barrens 28 kommt es trotz des hohen Mg-Gehalts nicht zu Kantenrissen beim Warmwalzen.
  • Im nachfolgenden Schritt 42 wird das Warmband 40 in mehreren Stichen ohne Zwischenglühen auf einem oder mehreren Kaltwalzgerüsten 44 kaltgewalzt, so dass sich schließlich ein Kaltband 46 mit einer Enddicke im Bereich von 1 bis 3 mm ergibt. Der Gesamtabwalzgrad beträgt beim Kaltwalzen mindestens 70%, wobei der Abwalzgrad im letzten Walzstich geringer ist als 33%.
  • Im nachfolgenden Schritt 48 wird das Kaltband 46 durch eine Richtanlage 50 mit mehreren versetzt zueinander angeordneten Richtwalzen 52 geführt und dadurch gerichtet. Die Richtwalzen 52 weisen jeweils einen Durchmesser von ≥ 60 mm auf, so dass die Bildung von Oberflächenfehlern beim Richten vermieden wird. Nach dem Richten wird das Kaltband 46 mittels einer Schneidvorrichtung 54 unmittelbar in Bleche 56 geschnitten, ohne dass ein zwischenzeitliches Aufrollen zu einem Coil erfolgt. Dadurch wird wiederum eine einseitige Stauchung oder Dehnung des Kaltbands 46 vermieden.
  • Die mit dem in Figur 1 beschriebenen Verfahren hergestellten Aluminiumbleche 56 sind besonders gut für die weitere Verwendung in einem Prozess mit superplastischem Umformen geeignet.
  • Figur 2 zeigt ein Ausführungsbeispiel für eine Verwendung eines mit dem Verfahren aus Fig. 1 hergestellten Aluminiumblechs 56 zur Herstellung eines Bauteils 66 mittels superplastischer Umformung.
  • In einem ersten Schritt 68 wird das Aluminiumblech 56 auf eine Temperatur im Bereich von 450 °C bis 520 °C erwärmt. Das Erwärmen kann z.B. wie in Fig. 2 exemplarisch dargestellt in einem Kammer- oder einem Durchlaufofen 70 erfolgen. Zusätzlich oder alternativ kann das Erwärmen des Aluminiumblechs 56 auch direkt in einem Umformwerkzeug 78 zur Umformung des Aluminiumblechs 56 erfolgen. In diesem Fall kann insbesondere auf einen separaten Ofen 70 verzichtet werden.
  • Durch die während des Kaltwalzens in Schritt 42 aus Fig. 1 in das Material eingebrachte hohe Versetzungsdichte kommt es beim Erwärmen des Aluminiumblechs 56 z.B. im Ofen 70 oder im Werkzeug 78 zu einer spontanen Rekristallisation des Aluminiumblechs 56 unter Bildung eines sehr feinen Gefüges, das sich vorteilhaft auf das nachfolgende superplastische Umformen auswirkt. Gegenüber einem Kammerofen begünstigten insbesondere die Erwärmung im Werkzeug oder im Durchlaufofen die superplastische Umformung, da die Transfer- und Verweilzeiten, bei denen das Material hohen (Umform)-Temperaturen ausgesetzt ist, minimiert werden und dadurch das Kornwachstum vor der eigentlichen Umformung weiter minimiert wird.
  • In einem zweiten Schritt 72 wird das Aluminiumblech 56 zwischen einer ersten Matrizenhälfte 74 und einer zweiten Matrizenhälfte 76 des Umformwerkzeugs 78 zur superplastischen Umformung angeordnet, sofern dies nicht bereits zuvor für eine Erwärmung des Aluminiumblechs 56 im Umformwerkzeug 78 geschehen ist. Die erste Matrizenhälfte 74 weist in Fig. 2 exemplarisch eine Einwölbung 80 und die zweite Matrizenhälfte 76 eine dazu korrespondierende Auswölbung 82 auf. Stattdessen können die beiden Matrizenhälften 74, 76 auch komplexere Konturen zur Herstellung eines komplexer geformten Bauteils aufweisen.
  • Im nächsten Schritt 84 werden die beiden Matrizenhälften 74, 76 zusammengefahren, wobei das Aluminiumblech 56 superplastisch umgeformt wird. Insbesondere beträgt der Umformgrad des Aluminiumblechs 56 lokal teilweise 100 % oder mehr. Wegen der für die superplastische Umformung guten Eigenschaften des Aluminiumblechs 56, insbesondere der feinen und gleichmäßigen Gefügestruktur, kommt es trotz der hohen Umformgrade nicht zum Einschnüren oder Reißen des Aluminiumblechs 56. Nach dem Auseinanderfahren der beiden Matrizenhälften 74, 76 kann dem Umformwerkzeug 78 daher im letzten Schritt 86 ein beschädigungsfreies fertiges Bauteil 66 entnommen werden. Darüber hinaus weist das auf diese Weise hergestellte Bauteil 66 auch eine hohe Oberflächengüte ohne auffällige Oberflächendefekte auf.
  • Die Eigenschaften des Aluminiumblechs 56 ermöglichen es, die superplastische Umformung sehr schnell durchzuführen. Insbesondere kann das Zusammenfahren der beiden Matrizenhälften 74, 76 innerhalb weniger Minuten, vorzugsweise in max. 5 Minuten erfolgen. Damit kann die Herstellungszeit des Bauteils 66 verkürzt und die Taktrate der Umformvorgänge erhöht werden.
  • Figur 3 zeigt ein weiteres Ausführungsbeispiel für die Verwendung eines gemäß dem Verfahren aus Fig. 1 hergestellten Aluminiumblechs 56' mittels superplastischer Umformung.
  • Im ersten Schritt 90 des Verfahrens wird ein Aluminiumblech 56' z.B. wie in Fig. 3 exemplarisch dargestellt in einem Kammer-, einem Durchlauf- oder einem Ofen anderer Bauart auf eine Temperatur im Bereich von 450 °C und 520 °C erhitzt, so dass sich eine feine Kornverteilung bildet. Zusätzlich oder alternativ kann die Erwärmung auch direkt in einem Umformwerkzeug 98 erfolgen.
  • Gegenüber einer Erwärmung im Kammerofen begünstigt die Erwärmung im Werkzeug oder im Durchlaufofen die superplastische Umformung, da die Transfer- und Verweilzeiten, bei denen das Material hohen (Umform)-Temperaturen ausgesetzt ist, minimiert wird und dadurch das Kornwachstum vor der eigentlichen Umformung weiter minimiert wird.
  • Anschließend wird das Aluminiumblech 56' im Schritt 92 zwischen einer ersten Werkzeughälfte 94 und einer zweiten Werkzeughälfte 96 des Umformwerkzeugs 98 zur Blasumformung positioniert, sofern das Aluminiumblech 56' für eine Erwärmung im Umformwerkzeug 98 nicht schon vorher dort angeordnet worden ist. Die erste Werkzeughälfte 94 weist exemplarisch eine Einwölbung 100 entsprechend der Zielform des herzustellenden Bauteils auf. Die dargestellte Form der ersten Werkzeughälfte 94 ist lediglich exemplarisch und kann in der Praxis erheblich komplexer sein. In der zweiten Werkzeughälfte 96 ist ein Kanal 102 zum Einblasen eines Gases vorgesehen.
  • Im nächsten Schritt 104 werden die erste und zweite Werkzeughälfte 94,96 zusammengefahren und ein Gas 106 wird mit einem Druck von beispielsweise 2 bar durch den Kanal 102 im Bereich der Einwölbung 100 gegen das Aluminiumblech 56' eingeblasen, so dass das Aluminiumblech 56' superplastisch umgeformt wird bis es an der Kontur der Einwölbung 100 anliegt. Der Umformgrad des Aluminiumblechs 56' beträgt lokal teilweise 100 % oder mehr.
  • Wegen der für die superplastische Umformung guten Eigenschaften des Aluminiumblechs 56', insbesondere der feinen und gleichmäßigen Gefügestruktur, kommt es trotz der hohen Umformgrade nicht zum Einschnüren oder Reißen des Aluminiumblechs 56'. Nach dem Auseinanderfahren der beiden Werkzeughälften 94, 96 kann dem Umformwerkzeug 98 daher im letzten Schritt 108 ein beschädigungsfreies fertiges Bauteil 110 entnommen werden. Darüber hinaus weist das auf diese Weise hergestellte Bauteil 110 auch eine hohe Oberflächengüte ohne auffällige Oberflächendefekte auf.
  • Die Eigenschaften des Aluminiumblechs 56' ermöglichen es, die superplastische Umformung sehr schnell durchzuführen. Insbesondere kann das Gas 106 mit einem solchen Druck durch den Kanal 102 eingeleitet werden, dass sich das Aluminiumblech 56' innerhalb weniger Minuten, vorzugsweise in max. 5 Minuten, an die Kontur der Einwölbung 100 anformt. Damit kann die Herstellungszeit des Bauteils 110 verkürzt und die Taktrate der Umformvorgänge erhöht werden.
  • In Versuchen wurde die Bildung grober Partikel in der Aluminiumschmelze abhängig von der Chargierung der Dispersoidbildner Cr, Mn bzw. Ti untersucht. Tabelle 1 (alle Angaben in Gew.-%)
    Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Na B Ca Li Al
    0,060 0,126 0,001 0,576 4,282 0,185 0,004 0,017 <0,0001 0,001 0,0001 <0,0001 Rest
  • Hierzu wurde zunächst eine Aluminiumschmelze A mit der in Tabelle 1 genannten Zusammensetzung hergestellt, indem Primäraluminium in einem Aluminiumschmelzofen eingeschmolzen und gleichzeitig mit Zusätzen zur Erzielung der gewünschten Mn-, Mg- und Cr-Gehalte versehen wurde. Weiterhin wurde eine Aluminiumschmelze B mit dergleichen Zusammensetzung herstellt, wobei Mn und Cr getrennt chargiert wurden, d.h. die Cr-haltigen Zusätze zur Erzielung des gewünschten Cr-Gehalts erst nach Einstellung des gewünschten Mn-Gehalts und anschließender Homogenisierung der Aluminiumschmelze durch Rühren zugegeben wurden. Dadurch betrug der Cr-Gehalt in der vorläufigen Aluminiumschmelze während der Einstellung des gewünschten Mn-Gehalts und während der anschließenden Homogenisierung der Schmelze weniger als 0,05 Gew.-% und wurde erst anschließend auf den Zielwert eingestellt.
  • Aus den beiden auf verschiedene Weise hergestellten Aluminiumschmelzen A und B wurden jeweils Barren gegossen und durch Warm- und Kaltwalzen Bänder hergestellt. Die Bänder zeigten sowohl an der Oberfläche als auch in ihrem Innern grobe Partikel, deren Zusammensetzung mittels WDX-Analyse (wellenlängendispersiver Röntgenspektroskopie) analysiert wurde. Die nachfolgende Tabelle 2 zeigt die Ergebnisse der WDX-Analyse an sechs verschiedenen groben Partikeln (Nr. 1 - 6) eines Bands aus der Aluminiumschmelze A, von denen die Partikel Nr. 1 - 4 an der Oberfläche und die Partikel 5 und 6 im Innern des Bands angeordnet waren: Tabelle 2
    Partikel Nr. Mg Al Ti Cr Mn Fe
    1 607 58061 354 5232 2909 223
    2 5890 57001 3339 4806 3086 280
    3 7729 51707 185 4339 1356 --
    4 7194 54343 403 4607 1167 --
    5 445 58683 313 5020 3342 300
    6 499 57399 332 5084 3089 240
  • Bei den in der Tabelle 2 angegebenen Zahlen handelt es sich jeweils um Impulszahlen der WDX-Analyse für die jeweiligen Elemente. Die Zahlen sind in etwa proportional zum Gehalt der Elemente im jeweiligen Partikel.
  • Aus einem Stück des aus der Aluminiumschmelze A hergestellten Bands wurde zudem ein Schliff präpariert. Fig. 4 zeigt ein Bild dieses polierten und gebarkerten Schliffs. In dem Schliffbild ist deutlich eine grobe Cr-haltige Phase zu erkennen. Die Phase hat im Schliff eine Größe von 46 µm × 210 µm.
  • Die zuvor beschriebenen WDX-Analysen zeigen, dass die Bänder aus der Aluminiumschmelze A signifikante Anteile hochschmelzender und schwerlöslicher Cr-haltiger-Phasen, teilweise auch mit gewissen Anteilen von Ti und Mg, aufwiesen. Derartige Phasen (vgl. Fig. 4) lösen sich - einmal gebildet - nur schwer wieder auf und bilden im Band grobe, spröde Partikel, die sich nachteilig auf die superplastischen Eigenschaften des Bands bzw. eines daraus hergestellten Blechs auswirken.
  • Die Bänder aus der Aluminiumschmelze B zeigten praktisch keine groben Partikel bzw. Phasen, d.h. dass sich durch die getrennte Chargierung von Mn und Cr in der Schmelze nur sehr feine, aber praktisch keine groben Al(Mn,Fe,Cr)Si-Phasen gebildet haben.
  • Die untersuchte Legierung mit der Zusammensetzung aus Tabelle 1 weist einen geringeren Mg-Gehalt auf, als gemäß der vorliegenden Lehre vorgesehen ist. Für Legierungen mit einem Mg-Gehalt von 5 Gew.-% und ansonsten identischer Zusammensetzung wie in Tabelle 1 ergeben sich jedoch ähnliche Ergebnisse mit Bildung grober Cr-haltiger Phasen bei gemeinsamer Chargierung der Legierungselemente Mn und Cr und nur geringer bzw. z.T. sogar ohne Bildung grober Cr-haltiger Phasen bei getrennter Chargierung von Mn und Cr. Die getrennte Chargierung von Ti hat sich ebenfalls als vorteilhaft herausgestellt, um die Bildung grober Phasen zu verhindern.
  • In weiteren Versuchen wurde eine Aluminiumschmelze C mit der in der nachfolgenden Tabelle 3 aufgeführten Zusammensetzung hergestellt, wobei (wie bei der zuvor beschriebenen Aluminiumschmelze B) Mn und Cr getrennt voneinander chargiert wurden mit zwischenzeitlicher Homogenisierung der Schmelze. Tabelle 3 (alle Angaben in Gew.-%)
    Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Na B Ca Li Al
    0,057 0,136 0,009 0,805 5,282 0,136 0,013 0,025 <0,0001 0,001 0,0004 <0,0001 Rest
  • Die Aluminiumschmelze C wurde im DC-Strangguss zu einem Barren gegossen. Der Barren wurde vorgewärmt und durch anschließendes Warm- und Kaltwalzen ohne Zwischenglühung wurde ein Kaltband mit einer Dicke von 1,5 mm hergestellt bei einer Gesamtdickenreduktion beim Kaltwalzen von 75%. Das Kaltband wurde anschließend mittels Richtwalzen mit einem Durchmesser von jeweils mehr als 60 mm gerichtet und zu Blechen geschnitten.
  • Einige dieser Bleche wurden anschließend für verschiedene Dauern einer Wärmebehandlung bei 450°C ausgesetzt, um die Bildung der für die superplastische Umformung wichtigen feinen Kornverteilung zu untersuchen. Fig. 5 zeigt ein Bild eines polierten und gebarkerten Schliffs eines der Bleche im walzharten Zustand H19, d.h. vor der Wärmebehandlung. Die durch das Walzen langgezogenen Körner sind deutlich zu erkennen.
  • Von den wärmebehandelten Blechen wurden Schliffbilder aufgenommen und die jeweils durchschnittlichen Korndurchmesser nach ASTM E112 bestimmt. Fig. 6 zeigt ein Bild eines polierten und gebarkerten Schliffs eines Blechs, das für 1 Minute bei 450°C wärmebehandelt wurde. Das feinkörnige Gefüge mit Korngrößen zwischen 5 und 15 µm und einem durchschnittlichen Korndurchmesser von 7 µm ist gut zu erkennen. Dies zeigt, dass das für die superplastische Umformung wichtige feinkörnige Gefüge praktisch schlagartig beim Aufwärmen auf die Temperatur für die superplastische Umformung (typischerweise 450°C - 520°C) erreicht wird. Fig. 7 zeigt ein Bild eines polierten und gebarkerten Schliffs eines Blechs, das für 60 Minuten bei 450 °C wärmebehandelt wurde. Das Gefüge ist ebenso feinkörnig wie in Fig. 6 mit einem mittleren Korndurchmesser von ebenfalls 7 µm. Dies zeigt die Stabilität der feinen Gefügestruktur über die Zeit bei der superplastischen Umformtemperatur. Diese Stabilität wird bei den untersuchten Blechen insbesondere durch die Gehalte an Mn und Cr und deren feine Verteilung in der Aluminiummatrix, insbesondere durch das getrennte Chargieren von Mn, Ti und Cr, erreicht, die das Wachstum der Aluminiumkörner dauerhaft verhindern.
  • Weiterhin zeigen die metallographischen Untersuchungen, dass die Bleche keine groben Partikel aufweisen, die beim superplastischen Umformen zur Porenbildung führen würden. Dies wird insbesondere durch die geringen Gehalte von Fe und Si sowie durch die getrennte Chargierung von Cr erreicht. Die Schliffbilder in den Fig. 6 und 7 zeigen, dass die Bleche bei Umformtemperatur ein feinkörniges Gefüge ausbilden, das auch bei den hohen Umformtemperaturen einen sehr stabilen mittleren Korndurchmesser aufweist.
  • An den wie zuvor beschrieben aus der Aluminiumschmelze C hergestellten Blechen wurden superplastische Umformversuche nach Lederich mittels des incremental strain rate tests (Lederich et al. "Superplastic Formability Testing" Journal of Metals Vol. 34 Issue 8, pp. 16-20,1982) unter jeweils sukzessiver Verwendung der Dehnraten 5×10-4 s-1, 1×10-4 s-1, 5×10-4 s-1, 1×10-3 s-1, 5×10-3 s-1, 1×10-2 s-1, 5×10-4 s-1 und 1×10-1 s-1 sowie einer ISO 20032:2007 konformen Prüfmaschine und Probengeometrie zur Bestimmung der Dehnratenempfindlichkeit m bei vier verschiedenen Umformtemperaturen (450 °C, 475 °C, 500 °C und 525 °C) durchgeführt. Die zuvor genannte Dehnratenfolge wurde also für eine erste Blechprobe bei einer Umformtemperatur von 450°C durchlaufen, für eine zweite Blechprobe bei einer Umformtemperatur von 475 °C durchlaufen usw. Dabei wurde die Dehnrate 5×10-4 s-1 in der oben genannten Dehnratenfolge insgesamt jeweils dreimal verwendet, um eine etwaige Ver- oder Entfestigung durch die Hochtemperaturumformung zu erfassen.
  • Zur Bestimmung der von der Dehnrate abhängigen Dehnratenempfindlichkeit m wurden jeweils die für eine Blechprobe bei den verschiedenen Dehnraten der Dehnratenfolge gemessenen Werte für die Fließspannung σ über den zugehörigen Dehnraten doppellogarithmisch aufgetragen und die von der Dehnrate abhängige Funktion F(ε̇) = ln(σ)/ln( ε̇ ) durch Anfitten eines Polynom zweiten Grades an die Messwerte bestimmt. Die Ableitung der Funktion F(ε̇), d.h. dF ε ˙ d ε ˙ = d ln σ d ln ε ˙ ,
    Figure imgb0002
     bzw. die Ableitung des dafür gefitteten Polynoms, entspricht dann der Dehnratenempfindlichkeit m(ε̇) als Funktion der Dehnrate ε̇.
  • Die Ergebnisse der Umformversuche sind in dem Diagramm in Fig. 8 dargestellt, in dem auf der Abszissenachse die Umformtemperatur T der superplastischen Umformung in °C und auf der Ordinatenachse die (dimensionslose) Dehnratenempfindlichkeit m aufgetragen sind. Dabei sind in Fig. 8 zu jedem Umformversuch die Werte der wie zuvor beschriebenen bestimmten Funktion m(ε̇) für die Dehnraten 1×10-4 s-1 (+-Symbole), 1×10-3 s-1 (x-Symbote), 1×10-2 s-1 (o-Symbole) und 1×10-1 s-1 (Quadrat-Symbole) aufgetragen. Die in Fig. 8 eingezeichneten Linien verbinden die m-Werte der vier Umformversuche, die jeweils für dieselbe Dehnrate bestimmt wurden.
  • Wie Fig. 8 zeigt, wurde bei den für die superplastische Umformung typischen Umformtemperaturen im Bereich 450 °C - 520 °C nicht nur bei den typischen Umformraten 10-4 s-1 bis 10-3 s-1, sondern auch bei höheren Umformraten, insbesondere Umformraten von 10-2 s-1 oder höher Dehnratenempfindlichkeiten m > 0,3 erreicht. Damit eignen sich die Bleche nicht nur zur superplastischen Umformung bei üblichen Dehnraten, sondern auch zur Hochgeschwindigkeits-superplastischen-Umformung mit sehr hohen Dehnraten, durch die Umformzeiten signifikant reduziert und damit höhere Produktionstaktraten erreicht werden können.
  • Zur Untersuchung der Porosität und der mechanischen Eigenschaften nach der superplastischen Umformung wurden wie zuvor beschrieben aus der Aluminiumschmelze C hergestellte Bleche bei einer Umformtemperatur von 515 °C mit einer ISO 20032:2007 konformen Prüfeinrichtung im uniaxialen Zugversuch superplastisch umgeformt, wobei die Probengeometrie an die vorgenannte Norm angelehnt wurde (ISO 20032:2007 Probenform S-Type). Die Dehnrate betrug 2,5×10-4 s-1 und die Gesamtdehnung ε am Ende der Umformung 100%.
  • An einigen dieser Bleche, die bei einer Umformtemperatur von 515 °C superplastisch umgeformt wurden, ist die Porosität mittels metallographischer Schliff- und Schnittprüfung in Anlehnung an das VDG - Merkblatt P201 bestimmt worden. Die untersuchten Bleche zeigten eine sehr geringe Porosität im Bereich von 0,3% bis 0,7%.
  • Weiterhin wurden Zugversuche an einigen der Blechen durchgeführt, um die Dehngrenze Rp0,2 und die Zugfestigkeit Rm nach DIN EN ISO 6892-1:2017 zu bestimmen, wobei die Prüfung quer zur Walzrichtung erfolgte. Die Zugversuche wurden jeweils nach einer Erwärmung der Bleche durchgeführt, um die gewünschte Gefügestruktur für die superplastische Verformung zu erreichen. Die Bleche wurden vor den Zugversuchen nicht superplastisch verformt.
  • Die Ergebnisse der Zugversuche sind in den Diagrammen in Fig. 9 und 10 dargestellt, in denen auf der Abszissenachse die superplastische Umformtemperatur T in °C und auf der Ordinatenachse die Dehngrenze Rp0,2 bzw. die Zugfestigkeit Rm, jeweils in MPa, aufgetragen sind. Wie die Versuchsergebnisse zeigen, wiesen die Bleche über den gesamten untersuchten Umform-Temperaturbereich eine Dehngrenze Rp0,2 von mehr als 160 MPa und bei einer Umformtemperatur von 500°C sogar noch eine Dehngrenze Rp0,2 von mehr als 170 MPa auf. Die Zugfestigkeit der Bleche lag über den gesamten untersuchten Umform-Temperaturbereich deutlich oberhalb von 310 MPa, sogar oberhalb von 320 MPa. Die guten mechanischen Eigenschaften nach dem superplastischen Umformen ergeben sich insbesondere aus den vorteilhaften Mn-Gehalt von mindestens 0,7 Gew.-%, dem vorteilhaften Mg-Gehalt von mindestens 5,2 Gew.-% sowie aus der getrennten Chargierung von Cr und Mn.
  • Durch den Mn-Gehalt von mindestens 0,7 Gew.-% und der getrennten Chargierung von Cr und Mn wird insbesondere auch die Bildung grober Partikel und dadurch eine die mechanische Eigenschaften beeinträchtigende Porenbildung bei der superplastischen Umformung reduziert oder sogar verhindert. Daher kommt es bei der superplastischen Umformung praktisch zu keiner weiteren Entfestigung über die durch das Erwärmen induzierte Entfestigung hinaus, so dass die in Fig. 9 und 10 gemessenen Werte für Rp0,2 und Rm von den nach der Erwärmung zudem auch noch superplastisch verformten Blechen erreicht werden.

Claims (15)

  1. Aluminiumlegierung für superplastische Aluminiumflachprodukte (46; 56, 56'), wobei die Aluminiumlegierung die folgende Zusammensetzung aufweist:
    Si ≤ 0,4 Gew.-%,
    Fe ≤ 0,4 Gew.-%,
    Cu ≤ 0,1 Gew.-%,
    0,5 Gew.-% ≤ Mn ≤ 1,0 Gew.-%,
    4,7 Gew.-% ≤ Mg ≤ 5,5 Gew.-%,
    0,05 Gew.-% ≤ Cr ≤ 0,25 Gew.-%,
    Zn ≤ 0,25 Gew.-%,
    Ti ≤ 0,20 Gew.-%,
    Na ≤ 2 ppm,
    unvermeidliche Verunreinigungen einzeln ≤ 0,05 Gew.-%, in Summe ≤ 0,15 Gew.-%, Rest Aluminium.
  2. Aluminiumlegierung nach Anspruch 1,
    dadurch gekennzeichnet, dass die Aluminiumlegierung einen Si-Gehalt von 0,03 Gew.-% bis 0,10 Gew.-% und/oder einen Fe-Gehalt von 0,05 - 0,15 Gew.-% und/oder einen Cu-Gehalt von max. 0,05 Gew.-% aufweist.
  3. Aluminiumlegierung nach Anspruch 1 oder 2,
    dadurch gekennzeichnet, dass die Aluminiumlegierung einen Mn-Gehalt von 0,7 Gew.-% bis 1,0 Gew.-% und/oder einen Mg-Gehalt von 5,2 Gew.-% bis 5,5 Gew.-% aufweist.
  4. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3,
    dadurch gekennzeichnet, dass die Aluminiumlegierung einen Zn-Gehalt von max. 0,06 Gew.-% und/oder einen Ti-Gehalt im Bereich von 0,015 - 0,03 Gew.-% aufweist.
  5. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4,
    dadurch gekennzeichnet, dass die Aluminiumlegierung einen B-Gehalt von max. 50 ppm und/oder einen Ca-Gehalt von max. 15 ppm und/oder einen Li-Gehalt von max. 15 ppm aufweist.
  6. Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumflachprodukts (46; 56, 56'), insbesondere eines superplastischen Aluminiumflachprodukts,
    - bei dem eine Aluminiumschmelze (25) aus einer Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5 bereitgestellt wird,
    - bei dem die Aluminiumschmelze (25) zu einem Barren (28) gegossen wird,
    - bei dem der Barren (28) zu einem Warmband (40) warmgewalzt wird,
    - bei dem das Warmband (40) zu einem Kaltband (46) kaltgewalzt wird und
    - bei dem das Kaltband (46) gerichtet wird.
  7. Verfahren nach Anspruch 6,
    dadurch gekennzeichnet, dass die Aluminiumschmelze (25) dadurch bereitgestellt wird, dass eine vorläufige Aluminiumschmelze (10) mit Zusätzen zusammengeschmolzen wird, um die Zusammensetzung der bereitzustellenden Aluminiumschmelze (25) zu erreichen, wobei mindestens zwei der Legierungselemente Cr, Mn und Ti, vorzugsweise alle drei Legierungselemente Cr, Mn und Ti, getrennt voneinander chargiert werden.
  8. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7,
    dadurch gekennzeichnet, dass der Abwalzgrad beim Kaltwalzen insgesamt im Bereich von 70% bis 80% liegt, wobei der Abwalzgrad im letzten Stich vorzugsweise geringer ist als 33%.
  9. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 8,
    dadurch gekennzeichnet, dass das Kaltband (46) nach dem Richten ohne zwischenzeitliches Aufrollen zu Blechen (56, 56') geschnitten wird.
  10. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 9,
    dadurch gekennzeichnet, dass das Richten des Kaltbands (56) mittels Richtwalzen (52) mit einem Durchmesser von mehr als 60mm erfolgt.
  11. Aluminiumflachprodukt (46; 56, 56'), insbesondere superplastisches Aluminiumflachprodukt, herstellbar oder hergestellt mit einem Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 10.
  12. Aluminiumflachprodukt nach Anspruch 11,
    dadurch gekennzeichnet, dass das Aluminiumflachprodukt nach einer Wärmebehandlung für 30 Minuten bei 500 °C eine Dehngrenze Rp0,2 von mindestens 160 MPa, insbesondere mindestens 170 MPa, und eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 310 MPa, insbesondere mindestens 320 MPa, aufweist.
  13. Aluminiumflachprodukt nach Anspruch 11 oder 12,
    dadurch gekennzeichnet, dass das Aluminiumflachprodukt nach einer superplastischen Umformung bei einer Umformtemperatur von 515°C, einer Dehnrate von 2,5×10-4 s-1 und einer Gesamtdehnung von 100 % eine Porosität von kleiner als 1,5%, insbesondere kleiner als 1% aufweist.
  14. Verwendung eines Aluminiumflachprodukts (46; 56, 56') nach einem der Ansprüche 11 bis 13 zur Herstellung eines Aluminiumprodukts (66,110) durch superplastisches Umformen des Aluminiumflachprodukts (46; 56, 56'), insbesondere Blasformen.
  15. Verwendung nach Anspruch 14,
    dadurch gekennzeichnet, dass das superplastische Umformen mit einer Dehnrate von mindestens 10-3 s-1, insbesondere von mindestens 10-2 s-1, durchgeführt wird.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112359253A (zh) * 2020-11-09 2021-02-12 云南云铝润鑫铝业有限公司 一种船舶用5383铝合金圆铸锭的生产方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4645543A (en) * 1983-02-28 1987-02-24 Mitsubishi Aluminum Kabushiki Kaisha Superplastic aluminum alloy
US5181969A (en) * 1990-06-11 1993-01-26 Sky Aluminum Co., Ltd. Rolled aluminum alloy adapted for superplastic forming and method for making
JPH09136185A (ja) * 1995-11-09 1997-05-27 Kobe Steel Ltd ミグ溶接用アルミニウム合金ワイヤ
JP2000317675A (ja) * 1999-05-06 2000-11-21 Kobe Steel Ltd アルミニウム又はアルミニウム合金用ミグ溶接ワイヤ
DE102005036510A1 (de) * 2004-08-03 2006-03-02 Furukawa-Sky Aluminum Corp. Aluminiumlegierungsblech für Hochtemperaturblasformen bei hoher Geschwindigkeit

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4645543A (en) * 1983-02-28 1987-02-24 Mitsubishi Aluminum Kabushiki Kaisha Superplastic aluminum alloy
US5181969A (en) * 1990-06-11 1993-01-26 Sky Aluminum Co., Ltd. Rolled aluminum alloy adapted for superplastic forming and method for making
JPH09136185A (ja) * 1995-11-09 1997-05-27 Kobe Steel Ltd ミグ溶接用アルミニウム合金ワイヤ
JP2000317675A (ja) * 1999-05-06 2000-11-21 Kobe Steel Ltd アルミニウム又はアルミニウム合金用ミグ溶接ワイヤ
DE102005036510A1 (de) * 2004-08-03 2006-03-02 Furukawa-Sky Aluminum Corp. Aluminiumlegierungsblech für Hochtemperaturblasformen bei hoher Geschwindigkeit

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
LEDERICH ET AL.: "Superplastic Formability Testing", JOURNAL OF METALS, vol. 34, no. 8, 1982, pages 16 - 20, XP035303300, DOI: doi:10.1007/BF03338067
S. P. MILLER-JUPP: "Chronicling the development of a high strength 5xxxbased superplastic aluminium alloy", MAT. SCI. FOR., vol. 838-839, 2016, pages 208 - 213

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