EP3918102A1 - Verfahren zur herstellung eines blechs oder bands aus einer aluminiumlegierung sowie ein dadurch hergestelltes blech, band oder formteil - Google Patents

Verfahren zur herstellung eines blechs oder bands aus einer aluminiumlegierung sowie ein dadurch hergestelltes blech, band oder formteil

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Publication number
EP3918102A1
EP3918102A1 EP20706105.2A EP20706105A EP3918102A1 EP 3918102 A1 EP3918102 A1 EP 3918102A1 EP 20706105 A EP20706105 A EP 20706105A EP 3918102 A1 EP3918102 A1 EP 3918102A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
weight
sheet
strip
rolling
particles
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
EP20706105.2A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Paul EBENBERGER
Werner FRAGNER
Bodo Gerold
Stefan Pogatscher
Lukas STEMPER
Peter J. Uggowitzer
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.)
Amag Rolling GmbH
Original Assignee
Amag Rolling GmbH
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Filing date
Publication date
Application filed by Amag Rolling GmbH filed Critical Amag Rolling GmbH
Publication of EP3918102A1 publication Critical patent/EP3918102A1/de
Pending legal-status Critical Current

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a sheet or strip from an aluminum alloy and a sheet, strip or molded part produced thereby.
  • Al-Mg-Mn alloys are therefore, for example, only for outer skin parts in body construction where ssf (strech strain free) quality or ffa (low-flow) quality, i.e. freedom or reduction of type A flow figures, is only required suitable to a limited extent.
  • the process should be easy to use and reproducible.
  • the invention solves the problem with respect to the method by the features of claim 1.
  • the sheet or strip is in the process of an aluminum alloy with the composition, namely from 2.0 to 5.5% by weight of magnesium (Mg), from 0.2 to 1.2% by weight of manganese (Mn) , optionally up to 0.45% by weight silicon (Si), optionally up to 0.55% by weight iron (Fe), optionally up to 0.35% by weight chromium (Cr), optionally up to 0.2% by weight % Titanium (Ti), optionally up to 0.2% by weight silver (Ag), optionally up to 4.0% by weight zinc (Zn), optionally up to 0.8% by weight copper (Cu), optionally up to 0.8% by weight of zirconium (Zr), optionally up to 0.3% by weight of niobium (Nb), optionally up to 0.25% by weight of tantalum (Ta), optionally up to 0.05% by weight % Vanadium (V) and the remainder aluminum as well as production-related unavoidable impurities, each with a maximum of 0.05% by weight and a total of
  • the method has the following method steps according to
  • the method can optionally have the following method steps:
  • the sheet or strip cold-rolled to the final thickness has at least one, in particular primary, intermetallic phase with first particles with an average particle size of 5 pm to 10 pm (measured according to the line-cutting method ASTM E1 12) - by the process steps heat treatment.
  • the at least casting and the cold rolling in particular after the intermediate annealing, are coordinated with one another in such a way that the sheet or strip has at least one intermetallic phase with first particles with an average particle size of 5 pm to 10 pm.
  • These first and therefore primary particles are relatively coarse.
  • These particles of the primary phase also have a high stability - also with respect to a subsequent recrystallization annealing or a subsequent heat treatment.
  • a sheet or strip with high strength and formability as well as ssf quality or ffa quality can be produced - and that if the sheet or strip cold-rolled to the final thickness after heat treatment also has an average crystal grain size D of ⁇ 60 pm (measured according to the line cutting method ASTM E1 12) and the average crystal grain size D in mm and the number A of the first particles per mm 2 in the aluminum alloy fulfills the condition V ⁇ * A> 1.8 - for example in that the recrystallization annealing of the heat treatment in this way is carried out.
  • This process is also easy to use and has, for example, water cooling for accelerated cooling, the highest reproducibility to produce a sheet or strip in ssf quality or ffa quality.
  • the number of dislocations in the sheet or strip can be increased further in the process if U * A> 2.
  • VU * A> 2.5 the sheet or strip can meet comparatively high quality standards without flow figures, for example Lüders lines of type A, on the surface of the formed sheet or even with comparatively complex geometries or unfavorable plastic deformations Bands have to be feared.
  • the reproducibility of the method can be further improved if, in the heat treatment, the recrystallization annealing is carried out by holding at a temperature of 300 ° C. (degrees Celsius) or more, in particular up to 600 ° C. This can be further improved if the recrystallization annealing at 450 ° C to 550 ° C follows. In addition, this annealing temperature may be sufficient to prestress the structure sufficiently by accelerated cooling in order to produce those dislocations on the first particles which subsequently do not make it necessary to dislodge Lüders lines.
  • the heated sheet is accelerated at a cooling rate of at least 10 K / s (Kelvin per second), in particular at least 20 K / s or at least 50 K / s, this accelerated cooling to in particular below 180 ° C, especially at room temperature.
  • K / s Kelvin per second
  • the billet is solidified while maintaining a cooling rate (or cooling rate) of ⁇ 2.5 ° C./s. This can be further improved if the cooling rate is ⁇ 2 ° C / s or ⁇ 1 ° C / s or ⁇ 0.75 ° C / s.
  • a possible reduction in the average particle size can be intercepted by subsequent process steps, for example by cold rolling, to ensure an average particle size of 5 pm to 10 pm before the heat treatment.
  • the optional homogenization can be done by holding at 450 ° C to 550 ° C for at least 0.5 h.
  • Hot rolling can take place at 280 ° C to 550 ° C.
  • the cold rolling to the final thickness can take place with a rolling degree of 10% to 65%, in particular from 20% to 50%.
  • the cold rolling is carried out after the intermediate annealing with a rolling degree of 10% to 65%, in particular from 20% to 50%, in order to improve the reproducibility of the average particle size from 5 pm to 10 pm.
  • the optional intermediate annealing can be done by holding at 300 ° C to 500 ° C.
  • the optional stabilization can be carried out by holding at 80 ° C to 120 ° C for at least 0.5 h.
  • An average particle size of 5 pm to 10 pm before the heat treatment can be ensured in particular if the product of the degree of rolling in% after the intermediate annealing and the cooling rate in ° C./s fulfills the condition 10 ⁇ degree of rolling * cooling rate ⁇ 50, in particular 20 ⁇ degree of rolling * Cooling rate ⁇ 45, fulfilled.
  • the intermetallic phase has an Al-Mn base, those dislocations can be created in the aluminum alloy, based on which flow figures can be avoided in a particularly stable manner.
  • the intermetallic phase is preferably of the type Ali3 (Mn, Fe) 6 or of the type AhsFeM S or of the type Ali2Mn or of the type AIbMh. These first particles of the primary phase are a particularly stable phase. It is also conceivable that the primary phase forms the intermetallic phase in order to create a sufficient number of dislocations in cooperation with the heat treatment of the sheet or strip.
  • the aluminum alloy (with an Al-Mg-Mn base) is 4.0 to 5.0% by weight magnesium (Mg) and / or from 0.2 to 0.5% by weight of manganese (Mn).
  • Mg magnesium
  • Mn manganese
  • the aluminum alloy additionally contains 2.0 to 4.0% by weight of zinc (Zn) (Al-Mg-Zn base).
  • this aluminum alloy can also contain up to 0.8% by weight of copper (Cu).
  • the invention achieves the stated object with regard to the sheet or strip by the features of claim 8.
  • the average crystal grain size D according to the invention of ⁇ 60 pm leads to the fact that the comparatively fine crystal grain of the sheet or strip enables high strength and formability.
  • the first particles present in the sheet or strip have a limited average particle size of 5 pm to 10 pm, the average crystal grain size D in mm and the number A of first particles in the aluminum alloy per mm 2 fulfills the condition U * A> 1.8.
  • a sheet or strip made of an aluminum alloy preferably with an Al-Mg base (or Mg as one of the main alloying elements) in ssf quality or ffa quality is created, which is also characterized by sufficient strength and formability, for example for outer skin parts in the bodywork.
  • the number of dislocations in the sheet or strip can be increased further if VH * A> 2.
  • ⁇ * A> 2.5 the sheet or strip can meet comparatively high quality standards without flowing elements, for example Lüders lines of type A, on the surface of the formed part, even with comparatively complex geometries or unfavorable plastic deformations Sheet or band must be feared.
  • a sufficient number of dislocations to avoid flow figures on the formed sheet or band can result if the crystal structure on each first particles has more than 200, in particular more than 400, dislocations. This can be achieved if the sheet or strip has been heat-treated by heating and then accelerated cooling such that the crystal structure has more than 200, in particular more than 400, dislocations for each first particle.
  • the number A of the first particles is preferably> 10 particles / mm 2 , which can enable a sufficient distribution of the dislocations in the sheet or strip in order to avoid flow figures. This is particularly the case if the number A of the first particles is> 25 particles / mm 2 , preferably> 35 particles / mm 2 .
  • the intermetallic phase has an Al-Mn base, those dislocations can be created in the aluminum alloy that can be used to avoid stable flow figures.
  • the intermetallic phase is preferably of the type Ali3 (Mn, Fe) 6 or of the type AhsFeM S or of the type Ali2Mn or of the type AteMn. These first parts of the primary phase are a particularly stable phase. It is also conceivable that the primary phase forms the intermetallic phase in order to create a sufficient number of dislocations through the subsequent heat treatment of the sheet or strip.
  • the aluminum alloy contains 4.0 to 5.0% by weight of magnesium (Mg) and / or 0.2 to 0.5% by weight of manganese (Mn).
  • the aluminum alloy additionally contains 2.0 to 4.0% by weight of zinc (Zn) (with an Al-Mg-Zn base).
  • This aluminum alloy can optionally have up to 0.8% by weight of copper (Cu).
  • the sheet or strip according to the invention can also be particularly suitable for the production of a molded part, in particular a vehicle part, preferably a body part, by sheet metal forming.
  • a plate is preferably produced from the sheet or strip in order to be able to carry out a sheet metal forming process.
  • the average crystal grain size and the average particle size are measured according to the line cut method ASTM E 1 12.
  • the aluminum alloy preferably has an Al-Mg base.
  • the sheet or strip can have an average crystal grain size D of ⁇ 50 gm
  • cooling rate (or cooling rate) ⁇ 2.4 ° C / s, ⁇ 2.3 ° C / s,
  • the strip can be separated into a split strip or into metal sheets or can also be cut off from the metal sheet or strip in order to reshape these semi-finished products, for example to reshape them.
  • Forming can be deep drawing, roll profiling, etc.
  • the aluminum alloy can be of the type, for example, EN AW-5083 or EN AW-5086 or EN AW-5182 or EN AW-5454 or EN AW- 5457 or EN AW-5754.
  • cold-rolled semi-finished products for example, thin sheets made of an aluminum alloy with an Al-Mg-Mn base and thin sheets made of an aluminum alloy with an Al-Mg-Zn-Mn base were produced.
  • Table 1 A wide variety of aluminum alloys and the remainder aluminum and production-related unavoidable impurities, each with a maximum of 0.05% by weight and a total of at most 0.15% by weight, were used.
  • a thin sheet A1 with a sheet thickness of 1.2 mm was made from an alloy of type AA5182 (Al-Mg-Mn base) with the chemical composition C1.
  • the manufacture of the ingot was solidified with a comparatively reduced cooling rate (or cooling rate), the rolling steps for hot and cold rolling were carried out according to the standard scheme.
  • the last rolling pass during cold rolling was 63% (from 3.25 mm to 1.2 mm) and the final heat treatment was carried out at 500 ° C. with subsequent water quenching.
  • the average crystal grain size or final grain size of the thin sheet A1 was 15 gm (measured according to the line cutting method ASTM E1 12) and in the primary intermetallic phase there were 44, an average particle size of 5 pm to 10 pm (measured according to the line cutting method ASTM E 1 12 ) having first particles per mm 2 . These primary particles were also formed comparatively roughly. In addition, with the product of the cooling rate after the intermediate annealing and the degree of rolling of 44, the condition 10 ⁇ degree of rolling * cooling rate ⁇ 50 is met.
  • VD * A> 1, 8 The criterion (VD * A> 1, 8) is met with a VD * A value of 5.4.
  • a tensile test showed no lines of Lüders on the surface of the sheet A1.
  • the intermetallic phase according to the invention with the first particles could therefore provide a sufficient number of dislocations to prevent Lüders lines from being formed.
  • a sheet A2 with a sheet thickness of 1.2 mm was made from an alloy of type AA5182 with the chemical composition C2.
  • the rolling ingot was solidified at a cooling rate (or cooling rate) of 1.8 ° C./s, and the rolling steps during hot and cold rolling were carried out according to the standard scheme.
  • the last rolling pass during cold rolling was 15% (from 1.41 mm to 1.2 mm), the final heat treatment was carried out at 500 ° C with subsequent water quenching.
  • the condition 10 ⁇ degree of rolling * cooling rate ⁇ 50 is met.
  • the average crystal grain size or final grain size of the thin sheet A1 after the heat treatment was found to be 35 pm and in the primary intermetallic phase there were 12 first particles per mm 2 having an average particle size of 5 pm to 10 pm.
  • the criterion (VD * A> 1, 8) is met with a VD * A value of 2.24.
  • a tensile test showed no lines of Lüders on the surface of the sheet A2.
  • the intermetallic phase according to the invention with the first or primary part was therefore able to provide a sufficient number of dislocations to prevent Lüder lines during the forming.
  • Example 3 Example 3:
  • a thin sheet A3 with a sheet thickness of 1.2 mm was made from an alloy of type AA5182 with the chemical composition C3.
  • the rolling bar was solidified at a cooling rate (or cooling rate) of 1.8 ° C./s, and the rolling steps during hot and cold rolling were carried out according to the standard scheme.
  • the last rolling pass during cold rolling was 18% (from 1.46 mm to 1.2 mm), the final heat treatment was carried out at 500 ° C with subsequent water quenching.
  • the average crystal grain size or final grain size was 29 pm and in the primary intermetallic phase there were 14 first particles per mm 2 with an average particle size of 5 pm to 10 pm.
  • the condition 10 ⁇ degree of rolling * cooling rate ⁇ 50 is met.
  • VD * A> 1, 8 The criterion (VD * A> 1, 8) is met with a VD * A value of 2.38.
  • a tensile test showed no lines of Lüders on the surface of the sheet A3.
  • the intermetallic phase according to the invention with the first or primary particles could therefore ensure a sufficient number of dislocations in order to prevent Lüders lines from being formed.
  • Two fine sheets A4.1 and A4.2 with a sheet thickness of 1.2 mm were produced from an alloy of type AA5182 with the chemical composition C4.
  • the rolling bar was solidified at a cooling rate (or cooling rate) of 1.8 ° C / s and the rolling steps in hot and cold rolling were carried out according to the standard scheme.
  • the last rolling pass during cold rolling was 25% (from 1.60 mm to 1.2 mm).
  • the final heat treatment was carried out on sheet A4.1 at 500 ° C with subsequent water quenching.
  • the A4.2 thin sheet was finally heat-treated at 370 ° C with subsequent cooling in still air.
  • the mean crystal grain size or final grain size of both thin sheets A4.1 and A4.2 was 32 pm and in their primary intermetallic phase there were 12, one average particle size of 5 gm to 10 gm, the first particles per mm 2 . With a VD * A value of 2, 14, the criterion (VD * A> 1, 8) is met by both thin sheets A4.1 and A4.2.
  • Lüders lines appear on thin sheet A4.2 after deep drawing.
  • slower cooling in still air did not allow a sufficient number of dislocations to form on the sheet A4.2 to prevent lines of wear and tear. That accelerated water cooling of the sheet A4.1 therefore meant that the intermetallic phase with the first or primary particles could provide a sufficient number of dislocations to prevent Lüders lines from being formed.
  • a sheet A5 with a sheet thickness of 1.2 mm was produced from an alloy of type AA5182 with the chemical composition C4.
  • the rolling ingot was solidified at a cooling rate (or cooling rate) of 1.8 ° C./s, and the rolling steps during hot and cold rolling were carried out according to the standard scheme.
  • the last rolling pass during cold rolling was 63% (from 3.25 mm to 1.2 mm), the final heat treatment was carried out at 500 ° C with subsequent water quenching.
  • the average crystal grain size or final grain size was 10 pm and in the primary intermetallic phase there were 12 first particles per mm 2 , which had an average particle size of 5 pm to 10 pm.
  • a sheet A6.1 with a sheet thickness of 1.2 mm was made from an alloy with an Al-Mg-Zn-Mn base of chemical composition D1.
  • the ingot was solidified at a cooling rate (or cooling rate) of 1.8 ° C / s and the rolling steps during hot and cold rolling were carried out according to the standard scheme.
  • the last rolling pass during cold rolling was 18% (from 1.46 mm to 1.2 mm).
  • the final heat treatment was carried out at 500 ° C with subsequent water quenching. After the accelerated cooling, stabilization was carried out at 100 ° C for 3 h (hours).
  • the average crystal grain size or final grain size was 28 gm and in the primary intermetallic phase there were 14 first particles per mm 2 , which had an average particle size of 5 pm to 10 pm.
  • VD * A value of 2.34 the criterion (VD * A> 1, 8) is met.
  • VD * A the criterion (VD * A> 1, 8) is met.
  • the condition 10 ⁇ degree of rolling * cooling rate ⁇ 50 is met.
  • a tensile test showed no lines of Lüders on the surface of the sheet A6.1.
  • the intermetallic phase according to the invention with the first or primary particles could therefore ensure a sufficient number of dislocations in order to prevent Lüders lines from being formed.
  • Embodiment 6.2
  • a sheet A6.2 with a sheet thickness of 1.2 mm was made from an alloy with an Al-Mg-Zn-Mn base of chemical composition D1.
  • the ingot was solidified at a cooling rate (or cooling rate) of 1.8 ° C / s and the rolling steps during hot and cold rolling were carried out according to the standard scheme.
  • the last rolling pass during cold rolling was 63% (from 3.25 mm to 1.2 mm), the final heat treatment was carried out at 500 ° C. with subsequent water quenching.
  • the average crystal grain size or final grain size was 10 pm and in the primary intermetallic phase there were 14 first particles per mm 2 having an average particle size of 5 pm to 10 pm.
  • VD * A value of 1.4 the criterion for freedom from liability (VD * A> 1.8) is not Fulfills.
  • VD * A the condition 10 ⁇ degree of rolling * cooling rate ⁇ 50 is not met.
  • lines of Lüders were found. The intermetallic phase with the first or primary particles could therefore not ensure a sufficiently high number of dislocations to prevent Lüders lines from being formed.
  • All of the exemplary embodiments according to the invention namely A1, A2, A3, A4.1 and A6.1, have in common that their crystal structure has more than 200, in particular more than 400, dislocations on each first particle.

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Abstract

Es werden ein Verfahren zur Herstellung eines Blechs oder Bands aus einer Aluminiumlegierung sowie ein dadurch hergestelltes Blech, Band oder Formteil gezeigt. Eine raue Oberfläche und Fließfiguren können vermieden werden, wenn das kaltgewalzte Blech oder Band mit einer besonderen Zusammensetzung und Mikrostruktur einer Wärmebehandlung mit einem Rekristallisationsglühen mit nachfolgendem beschleunigtem Abkühlen unterworfen wird.

Description

Verfahren zur Herstellung eines Blechs oder Bands aus einer Aluminiumlegierung sowie ein dadurch hergestelltes Blech, Band oder Formteil
Technisches Gebiet
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Blechs oder Bands aus einer Aluminiumlegierung sowie ein dadurch hergestelltes Blech, Band oder Formteil.
Stand der Technik
Um Festigkeit und Umformbarkeit bzw. Duktilität, insbesondere Tiefziehformbarkeit, an einer 5xxx-Aluminiumlegierung bzw. Aluminiumlegierung auf Al-Mg-Basis einzu stellen, ist es bekannt, am Blech oder Band bzw. bei der Metallstruktur des Alumini umlegierungsblechs oder -bands eine feinere mittlere Kristallkorngröße, nämlich von 60 gm oder nach der EP050741 1A1 kleiner 50 gm, vorzusehen. Nachteilig besteht bei solch einer feineren Kristallkorngröße von 60 gm oder kleiner die Gefahr von Typ A Fließfiguren, nämlich Lüders-Linien, an der Oberfläche des plastisch verformten Blechs oder Bands. Al-Mg-Mn-Legierungen sind daher beispielsweise für Außenhaut teile im Karosseriebau, bei denen ssf (strech strain free)-Qualität oder ffa (fließfigu- renarme)-Qualität, also eine Freiheit oder Reduktion von Typ A Fließfiguren, gefordert wird, nur bedingt geeignet.
Darstellung der Erfindung
Es ist daher die Aufgabe der Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung eines Blechs oder Bands aus einer Aluminiumlegierung mit Mg als eines der Hauptlegierungsele mente sowie ein Blech oder Band der eingangs geschilderten Art zu schaffen, das vergleichsweise hohe Festigkeit und Umformbarkeit sowie ssf-Qualität oder ffa-Qua- lität aufweist. Zudem soll das Verfahren einfach in der Handhabung und reproduzier bar sein.
Die Erfindung löst die gestellte Aufgabe hinsichtlich des Verfahrens durch die Merk male des Anspruchs 1 .
Erfindungsgemäß ist das Blech oder Band im Verfahren aus einer Aluminiumlegie rung mit der Zusammensetzung, nämlich von 2,0 bis 5,5 Gew.-% Magnesium (Mg), von 0,2 bis 1 ,2 Gew.-% Mangan (Mn), optional bis 0,45 Gew.-% Silizium (Si), optio nal bis 0,55 Gew.-% Eisen (Fe), optional bis 0,35 Gew.-% Chrom (Cr), optional bis 0,2 Gew.-% Titan (Ti), optional bis 0,2 Gew.-% Silber (Ag), optional bis 4,0 Gew.-% Zink (Zn), optional bis 0,8 Gew.-% Kupfer (Cu), optional bis 0,8 Gew.-% Zirkon (Zr), optional bis 0,3 Gew.-% Niob (Nb), optional bis 0,25 Gew.-% Tantal (Ta), optional bis 0,05 Gew.-% Vanadium (V) und als Rest Aluminium sowie herstellungsbedingt un vermeidbare Verunreinigungen mit jeweils maximal 0,05 Gew.-% und gesamt höchs tens 0, 15 Gew.-%.
Das Verfahren weist folgende Verfahrensschritte nach auf,
• Gießen eines Walzbarrens,
• Warmwalzen des Walzbarrens zu einem warmgewalzten Blech oder Band;
• Kaltwalzen des warmgewalzten Blechs oder Bands auf eine Enddicke;
• Wärmebehandlung des auf die Enddicke kaltgewalzten Blechs oder Bands, umfassend Rekristallisationsglühen mit nachfolgendem beschleunigtem Ab kühlen;
Optional kann das Verfahren folgende Verfahrensschritte aufweisen:
• Homogenisieren des Walzbarrens;
• Zwischenglühen des Blechs oder Bands beim Kaltwalzen des warmgewalzten Blechs oder Bands auf eine Enddicke
• Stabilisieren des beschleunigt abgekühlten Blechs oder Bands bei der Wär mebehandlung; Erfindungsgemäß weist vor der Wärmebehandlung das auf die Enddicke kaltgewalzte Blech oder Band mindestens eine, insbesondere primäre, intermetallische Phase mit ersten Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm (gemessen nach dem Linienschnittverfahren ASTM E1 12) auf - dies durch die Verfahrensschritte vor der Wärmebehandlung. Beispielsweise in dem zumindest Gießen und das Kalt walzen, insbesondere nach dem Zwischenglühen, derart aufeinander abgestimmt werden, dass das Blech oder Band mindestens eine intermetallische Phase mit ers ten Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm aufweist. Diese ersten und damit primären Teilchen sind relativ grob. Diese Teilchen der primären Phase weisen zudem eine hohe Stabilität auf - auch gegenüber einem nachfolgen dem Rekristallisationsglühen bzw. gegenüber einer nachfolgenden Wärmebehand lung.
Mit solch einer Zusammensetzung und Mikrostruktur ist ein Blech oder Band mit ho her Festigkeit und Umformbarkeit sowie ssf Qualität oder ffa Qualität herstellbar - und zwar, wenn dieses auf die Enddicke kaltgewalzte Blech oder Band nach der Wärme behandlung zudem eine mittlere Kristallkorngröße D von < 60 pm (gemessen nach dem Linienschnittverfahren ASTM E1 12) aufweist und die mittlere Kristallkorngröße D in mm und die Anzahl A der ersten Teilchen pro mm2 in der Aluminiumlegierung die Bedingung Vß * A > 1,8 erfüllt -beispielsweise in dem das Rekristallisationsglü hen der Wärmebehandlung derart durchgeführt wird. Durch ein dem Rekristallisati onsglühen nachfolgendes beschleunigtes Abkühlen, kommt es -bedingt durch die un terschiedlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten- zu inneren Spannungen im Gefüge - und zwar zwischen Aluminiummatrix und den ersten Teilchen der interme tallischen Phase, was für eine ausreichende Anzahl an freien Versetzungen bei den ersten Teilchen der intermetallischen Phase sorgt. Damit werden beim Umformen des Blechs oder Bands Lüderslinien-Versetzungen nicht notwendig oder nicht notwendi gerweise ausgebildet. Dies auch bei ungünstigen Verformungen bzw. bei komplexen Geometrien am umgeformten Blech oder Band.
Dieses Verfahren ist zudem einfach in der Handhabung und weist, beispielsweise durch eine Wasserabkühlung für das beschleunigte Abkühlen, höchste Reproduzier barkeit auf, um ein Blech oder Band in ssf-Qualität oder ffa-Qualität herzustellen. Die Anzahl an Versetzungen im Blech oder Band können im Verfahren weiter erhöht werden, wenn U * A > 2 ist. Insbesondere wenn VU * A > 2,5 ist, kann das Blech oder Band vergleichsweise hohen Qualitätsansprüchen genügen, ohne dass auch bei vergleichsweise komplexen Geometrien oder ungünstigen plastischen Verformungen Fließfiguren, beispielsweise Lüders-Linien des Typs A, an der Oberfläche des umge formten Blechs oder Bands befürchtet werden müssen.
Das Verfahren kann in der Reproduzierbarkeit weiter verbessert werden, wenn bei der Wärmebehandlung das Rekristallisationsglühen durch Halten bei einer Tempera tur von 300 °C (Grad Celsius) oder mehr, insbesondere bis 600°C, erfolgt. Dies kann sich weiter verbessern, wenn das Rekristallisationsglühen bei 450°C bis 550°C er folgt. Zudem kann diese Glühtemperatur ausreichend sein, das Gefüge durch ein be schleunigtes Abkühlen ausreichend vorzuspannen, um jene Versetzungen an den ersten Teilchen zu erzeugen, die in weiterer Folge Lüderslinien-Versetzungen nicht notwendig machen.
Dies insbesondere dann, wenn das erwärmte Blech beschleunigt mit einer Abkühlrate von mindestens 10 K/s (Kelvin pro Sekunde), insbesondere mindestens 20 K/s oder mindestens 50 K/s, abgekühlt wird, wobei dieses beschleunigte Abkühlen auf insbe sondere unter 180 °C, insbesondere auf Raumtemperatur erfolgen kann.
Für, in der mittleren Teilchengröße ausreichend groß ausgebildete ersten Teilchen kann gesorgt werden, wenn der Walzbarren unter Einhaltung einer Abkühlrate (bzw. Abkühlgeschwindigkeit) von < 2,5°C/s zur Erstarrung gebracht wird. Dies kann weiter verbessert werden, wenn die Abkühlrate < 2°C/s oder < 1 °C/s oder < 0.75°C/s be trägt. Außerdem kann damit eine eventuelle Reduktion der mittleren Teilchengröße durch nachfolgende Verfahrensschritte, beispielsweise durch das Kaltwalzen, abge fangen werden, eine mittlere Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm vor der Wärmebe handlung sicherzustellen. Zudem kann das optionale Homogenisieren durch Halten bei 450°C bis 550°C für mindestens 0,5 h erfolgten.
Das Warmwalzen kann bei 280°C bis 550°C erfolgen.
Das Kaltwalzen auf die Enddicke, kann mit einem Abwalzgrad von 10% bis 65%, ins besondere von 20% bis 50%, erfolgt. Insbesondere kann es von Vorteil sein, wenn das Kaltwalzen nach dem Zwischenglühen mit einem Abwalzgrad von 10% bis 65%, insbesondere von 20% bis 50% erfolgt, um die Reproduzierbarkeit der mittleren Teil chengröße von 5 pm bis 10 pm zu verbessern.
Das optionale Zwischenglühen kann durch Halten bei 300°C bis 500°C erfolgen.
Das optionale Stabilisieren kann durch Halten bei 80°C bis 120°C für mindestens 0,5 h erfolgt.
Eine mittlere Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm vor der Wärmebehandlung kann insbesondere dann sichergestellt werden, wenn das Produkt von Abwalzgrad in % nach dem Zwischenglühen und Abkühlrate in °C/s die Bedingung 10 < Abwalzgrad * Abkühlrate < 50, insbesondere 20 < Abwalzgrad * Abkühlrate < 45, erfüllt.
Weist die intermetallische Phase eine Al-Mn-Basis auf, können jene Versetzungen in der Aluminium legierung geschaffen werden, anhand deren Fließfiguren besonders standfest vermeidbar sind. Vorzugsweise ist die intermetallische Phase vom Typ Ali3(Mn,Fe)6 oder vom Typ AhsFeM S oder vom Typ Ali2Mn oder vom Typ AIbMh. Diese ersten Teilchen der Primärphase sind eine besonders stabile Phase. Auch ist vorstellbar, dass die primäre Phase die intermetallische Phase ausbildet, um in Zu sammenwirken mit der Wärmebehandlung des Blechs oder Bands eine ausreichende Anzahl an Versetzungen zu schaffen.
Hohe Festigkeit und Umformbarkeit unter Vermeidung von Orangenhaut und Fließfi guren sind durch das Verfahren erreichbar, wenn die Aluminiumlegierung (mit einer Al-Mg-Mn-Basis) von 4,0 bis 5,0 Gew.-% Magnesium (Mg) und/oder von 0,2 bis 0,5 Gew.-% Mangan (Mn) aufweist. Besonders hohe Festigkeit ist erreichbar, wenn die Aluminiumlegierung zusätzlich von 2,0 bis 4,0 Gew.-% Zink (Zn) aufweist (Al-Mg-Zn-Basis). Optional kann diese Alu miniumlegierung noch bis 0,8 Gew.-% Kupfer (Cu) aufweist.
Die Erfindung löst die gestellte Aufgabe hinsichtlich des Blechs oder Bands durch die Merkmale des Anspruchs 8.
Ist das Blech oder Band aus einer Aluminiumlegierung mit den Legierungsgehalten, nämlich von 2,0 bis 5,5 Gew.-% Magnesium (Mg), von 0,2 bis 1 ,2 Gew.-% Mangan (Mn), optional bis 0,45 Gew.-% Silizium (Si), optional bis 0,55 Gew.-% Eisen (Fe), op tional bis 0,35 Gew.-% Chrom (Cr), optional bis 0,2 Gew.-% Titan (Ti), optional bis 0,2 Gew.-% Silber (Ag), optional bis 4,0 Gew.-% Zink (Zn), optional bis 0,8 Gew.-% Kupfer (Cu), optional bis 0,8 Gew.-% Zirkon (Zr), optional bis 0,3 Gew.-% Niob (Nb), optional bis 0,25 Gew.-% Tantal (Ta) und als Rest Aluminium sowie herstellungsbe dingt unvermeidbare Verunreinigungen mit jeweils maximal 0,05 Gew.-% und gesamt höchstens 0, 15 Gew.-% auf, steht eine Legierungskomposition zur Verfügung, mit der eine ausreichend hohe Festigkeit und Umformbarkeit/Duktilität erreichbar ist - wie dies beispielsweise für Außenhautteile im Karosseriebau gefordert wird.
Freiheit von Orangenhaut und Fließfiguren, unter anderem Lüders-Linien, kann am umgeformten Blech oder Band ermöglicht werden, wenn dieses Blech oder Band eine mittlere Kristallkorngröße D von < 60 pm (gemessen nach dem Linienschnittverfahren ASTM E1 12) und mindestens eine, insbesondere primäre, intermetallische Phase mit ersten Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm (gemessen nach dem Linienschnittverfahren ASTM E1 12) aufweist, und wobei die mittlere Kris tallkorngröße D in mm und die Anzahl A der ersten Teilchen in der Aluminiumlegie rung pro mm2 die Bedingung U * A > 1,8 erfüllt. Zudem ist es notwendig, dass das Blech oder Band einer Wärmebehandlung, umfassend Rekristallisationsglühen mit nachfolgendem beschleunigtem Abkühlen und optional einem Stabilisieren des be schleunigt abgekühlten Blechs oder Bands, unterworfen worden ist. Damit werden an den ersten Teilchen Versetzungen im Gefüge des Blechs oder Bands erzeugt. Diese ersten und damit primären Teilchen sind auch stabil gegenüber der Wärmebehand lung, mit der die Mikrostruktur des Blechs oder Bands weiter eingestellt wird.
So führt die erfindungsgemäße mittlere Kristallkorngröße D von < 60 pm dazu, dass durch das vergleichsweise feine Kristallkorn des Blechs oder Bands eine hohe Fes tigkeit und Umformbarkeit ermöglicht werden.
Letztgenanntes wird jedoch nicht durch Fließfiguren an der Oberfläche des umge formten Blechs oder Bands beeinträchtigt, da erfindungsgemäß die im Blech oder Band vorliegenden ersten Teilchen eine begrenzte mittlere Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm aufweisen sowie die mittlere Kristallkorngröße D in mm und die Anzahl A der ersten Teilchen in der Aluminiumlegierung pro mm2 die Bedingung U * A > 1,8 erfüllt.
Wird nämlich im Verfahren zur Herstellung das Blech oder Band durch Rekristallisa tionsglühen und danach beschleunigtes Abkühlen wärmebehandelt, kann dies auf grund der Zusammensetzung und der sich daraus ergebenden Mikrostruktur für eine ausreichend hohe Anzahl an Versetzungen im Blech oder Band sorgen. Dies behin dert die Ausbildung von Lüderslinien-Versetzungen selbst bei komplexen Geomet rien. Erfindungsgemäß ist damit ein Blech oder Band aus einer Aluminiumlegierung, vorzugsweise mit einer Al-Mg Basis (bzw. Mg als eines der Hauptlegierungsele mente) in ssf-Qualität oder ffa-Qualität geschaffen, das sich zudem durch ausrei chende Festigkeit und Umformbarkeit beispielsweise für Außenhautteile im Karosse riebau auszeichnen kann.
Die Anzahl an Versetzungen im Blech oder Band können weiter erhöht werden, wenn VH * A > 2 ist. Insbesondere wenn Ö * A > 2,5 ist, kann das Blech oder Band ver gleichsweise hohen Qualitätsansprüchen genügen, ohne dass auch bei vergleichs weise komplexen Geometrien oder ungünstigen plastischen Verformungen Fließfigu ren, beispielsweise Lüders-Linien des Typs A, an der Oberfläche des umgeformten Blechs oder Bands befürchtet werden müssen.
Eine ausreichende Anzahl an Versetzungen, um Fließfiguren am umgeformten Blech oder Band zu vermeiden, kann sich ergeben, wenn die Kristallstruktur an jedem ersten Teilchen mehr als 200, insbesondere mehr als 400, Versetzungen aufweist. Dies ist erreichbar, wenn das Blech oder Band durch Erwärmen und durch danach beschleunigtes Abkühlen derart wärmebehandelt wurde, dass die Kristallstruktur bei jedem ersten Teilchen mehr als 200, insbesondere mehr als 400, Versetzungen auf weist.
Vorzugsweise ist die Anzahl A der ersten Teilchen > 10 Teilchen/mm2, was für eine ausreichende Verteilung der Versetzungen im Blech oder Band ermöglichen kann, um Fließfiguren zu vermeiden. Dies insbesondere, wenn die Anzahl A der ersten Teil chen > 25 Teilchen/mm2, vorzugsweise > 35 Teilchen/mm2, ist.
Weist die intermetallische Phase eine Al-Mn-Basis auf, können jene Versetzungen in der Aluminium legierung geschaffen werden, anhand derer standfest Fließfiguren ver meidbar sind. Vorzugsweise ist die intermetallische Phase vom Typ Ali3(Mn,Fe)6 oder vom Typ AhsFeM S oder vom Typ Ali2Mn oder vom Typ AteMn. Diese ersten Teil chen der Primärphase sind eine besonders stabile Phase. Auch ist vorstellbar, dass die primäre Phase die intermetallische Phase ausbildet, um durch die nachfolgende Wärmebehandlung des Blechs oder Bands eine ausreichende Anzahl an Versetzun gen zu schaffen.
Flohe Festigkeit und Umformbarkeit unter Vermeidung von Orangenhaut und Fließfi guren ist erreichbar, wenn die Aluminiumlegierung von 4,0 bis 5,0 Gew.-% Magne sium (Mg) und/oder von 0,2 bis 0,5 Gew.-% Mangan (Mn) aufweist.
Besonders hohe Festigkeit ist erreichbar, wenn die Aluminiumlegierung zusätzlich von 2,0 bis 4,0 Gew.-% Zink (Zn) aufweist (mit einer Al-Mg-Zn-Basis). Optional kann diese Aluminiumlegierung noch bis 0,8 Gew.-% Kupfer (Cu) aufweist.
Das erfindungsgemäße Blech oder Band kann sich außerdem besonders zur Ferti gung eines Formteils, insbesondere Fahrzeugteils, vorzugsweise Karosserieteils, durch Blechumformen eignen. Bevorzugt wird aus dem Blech oder Band eine Platine gefertigt, um ein Blechumformverfahren vornehmen zu können. Im Allgemeinen wird erwähnt, dass die mittlere Kristallkorngröße und die mittlere Teil chengröße nach dem Linienschnittverfahren ASTM E 1 12 gemessen werden.
Vorzugsweise weist die Aluminiumlegierung eine Al-Mg-Basis auf.
Außerdem kann das Blech oder Band eine mittlere Kristallkorngröße D von < 50 gm,
< 40 gm oder < 30 gm aufweisen.
Außerdem kann die Abkühlrate (bzw. Abkühlgeschwindigkeit) < 2,4°C/s, < 2,3°C/s,
< 2,2°C/s, < 2, 1 °C/s, < 2,0°C/s, < 1 ,9°C/s, < 1 ,8°C/s, < 1 ,7°C/s, < 1 ,6°C/s, < 1 ,5°C/s,
< 1 ,4°C/s, < 1 ,3°C/s, < 1 ,2°C/s, < 1 , 1 °C/s, < 1 ,0°C/s, < 0,9°C/s, < 0,8°C/s, < 0,7°C/s oder < 0,6°C/s sein.
Im Allgemeinen wird erwähnt, dass das Band in ein Spaltband oder in Bleche getrennt oder auch vom Blech oder Band Platinen abgetrennt werden können, um diese Halb zeuge umzuformen, beispielsweise blechumzuformen. Das Umformen kann ein Tief ziehen, Rollprofilieren etc. sein.
Im Allgemeinen wird erwähnt, dass die Aluminiumlegierung beispielsweise vom Typ EN AW-5083 oder EN AW-5086 oder EN AW-5182 oder EN AW-5454 oder EN AW- 5457 oder EN AW-5754 sein kann.
Wege zur Ausführung der Erfindung
Zum Nachweis der erzielten Effekte wurden beispielsweise kaltgewalzte Halbzeuge, nämlich Feinbleche aus einer Aluminiumlegierung mit einer Al-Mg-Mn-Basis und Feinbleche aus einer Aluminiumlegierung mit einer Al-Mg-Zn-Mn-Basis hergestellt. Folgende Aluminiumlegierungen, bestehend aus
Tabelle 1 : verschiedenste Aluminiumlegierungen und als Rest Aluminium sowie herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigun gen mit jeweils maximal 0,05 Gew.-% und gesamt höchstens 0,15 Gew.-%, wurden verwendet.
Die Herstellung dieser Feinbleche erfolgte folgenden Verfahrensparametern:
Tabelle 2: Übersicht zu den Herstellungsverfahren WQ: Wasserabschreckung (als ein Beispiel einer beschleunigten Abkühlung) AC: Abkühlung an ruhender Luft
Aus diesen Feinblechen wurden Platinen -also Blechzuschnitte- gefertigt, die zu ei nem Karosserieteil, nämlich einer Motorhaube, umgeformt, nämlich blechumgeformt, und zwar tiefgezogen, wurden.
Tabelle 3: Übersicht zu den tiefgezogenen Feinblechen
Ausführunqsbeispiel 1 :
Aus einer Legierung vom Typ AA5182 (Al-Mg-Mn-Basis) mit der chemischen Zusam mensetzung C1 wurde ein Feinblech A1 der Blechdicke 1 ,2 mm gefertigt. Die Her stellung des Walzbarrens wurde mit vergleichsweise reduzierter Abkühlrate (bzw. Ab kühlgeschwindigkeit) zur Erstarrung gebracht, die Walzschritte bei der Warm- und Kaltwalzung wurden nach Standardschema durchgeführt. Der letzte Abwalzstich bei der Kaltwalzung betrug 63% (von 3,25 mm auf 1 ,2 mm) und die abschließende Wär mebehandlung erfolgte bei 500°C mit nachfolgender Wasserabschreckung. Die mittlere Kristallkorngröße bzw. Endkorngröße des Feinblechs A1 ergab sich mit 15 gm (gemessen nach dem Linienschnittverfahren ASTM E1 12) und in der primären intermetallischen Phase fanden sich 44, eine mittlere Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm (gemessen nach dem Linienschnittverfahren ASTM E 1 12) aufweisende, erste Teilchen pro mm2. Diese primären Teilchen waren zudem vergleichsweise grob aus gebildet. Zudem wird mit dem Produkt aus Abkühlrate nach dem Zwischenglühen und Abwalzgrad von 44 die Bedingung 10 < Abwalzgrad * Abkühlrate < 50 erfüllt.
Mit einem VD*A-Wert von 5,4 wird das Kriterium (VD*A > 1 ,8) erfüllt. Ein Zugversuch zeigte keine Lüderslinien an der Oberfläche des Feinblechs A1 . Die erfindungsge mäße intermetallische Phase mit den ersten Teilchen konnte daher für eine ausrei chende Anzahl an Versetzungen sorgen, um Lüders-Linien beim Umformen zu ver hindern.
Ausführunqsbeispiel 2:
Aus einer Legierung vom Typ AA5182 mit der chemischen Zusammensetzung C2 wurde ein Feinblech A2 der Blechdicke 1 ,2 mm gefertigt. Der Walzbarren wurde mit einer Abkühlrate (bzw. Abkühlgeschwindigkeit) von 1 ,8°C/s zur Erstarrung gebracht und die Walzschritte bei der Warm- und Kaltwalzung wurden nach Standardschema durchgeführt. Der letzte Abwalzstich bei der Kaltwalzung betrug 15% (von 1 ,41 mm auf 1 ,2 mm), die abschließende Wärmebehandlung erfolgte bei 500°C mit nachfol gender Wasserabschreckung. Zudem wird mit dem Produkt aus Abkühlrate nach dem Zwischenglühen und Abwalzgrad von 27 die Bedingung 10 < Abwalzgrad * Ab kühlrate < 50 erfüllt.
Die mittlere Kristallkorngröße bzw. Endkorngröße des Feinblechs A1 nach der Wär mebehandlung ergab sich mit 35 pm und in der primären intermetallischen Phase fanden sich 12, eine mittlere Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm aufweisende, erste Teilchen pro mm2. Mit einem VD*A-Wert von 2,24 wird das Kriterium (VD*A > 1 ,8) erfüllt. Ein Zugversuch zeigte keine Lüderslinien an der Oberfläche des Feinblechs A2. Die erfindungsgemäße intermetallische Phase mit den ersten bzw. primären Teil chen konnte daher für eine ausreichende Anzahl an Versetzungen sorgen, um Lü ders-Linien beim Umformen zu verhindern. Ausführungsbeispiel 3:
Aus einer Legierung vom Typ AA5182 mit der chemischen Zusammensetzung C3 wurde ein Feinblech A3 der Blechdicke 1 ,2 mm gefertigt. Der Walzbarren wurde mit Abkühlrate (bzw. Abkühlgeschwindigkeit) von 1 ,8°C/s zur Erstarrung gebracht und die Walzschritte bei der Warm- und Kaltwalzung wurden nach Standardschema durchgeführt. Der letzte Abwalzstich bei der Kaltwalzung betrug 18% (von 1 ,46 mm auf 1 ,2 mm), die abschließende Wärmebehandlung erfolgte bei 500°C mit nachfol gender Wasserabschreckung. Die mittlere Kristallkorngröße bzw. Endkorngröße be trug 29 pm und in der primären intermetallischen Phase fanden sich 14, eine mittlere Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm aufweisende, erste Teilchen pro mm2. Zudem wird mit dem Produkt aus Abkühlrate nach dem Zwischenglühen und Abwalzgrad von 32 die Bedingung 10 < Abwalzgrad * Abkühlrate < 50 erfüllt.
Mit einem VD*A-Wert von 2,38 wird das Kriterium (VD*A > 1 ,8) erfüllt. Ein Zugversuch zeigte keine Lüderslinien an der Oberfläche des Feinblechs A3. Die erfindungsge mäße intermetallische Phase mit den ersten bzw. primären Teilchen konnte daher für eine ausreichende Anzahl an Versetzungen sorgen, um Lüders-Linien beim Umfor men zu verhindern.
Ausführungsbeispiel 4:
Aus einer Legierung vom Typ AA5182 mit der chemischen Zusammensetzung C4 wurden zwei Feinblech A4.1 und A4.2 der Blechdicke 1 .2 mm gefertigt. Die Walzbar ren wurde mit einer Abkühlrate (bzw. Abkühlgeschwindigkeit) von 1 ,8°C/s zur Erstar rung gebracht und die Walzschritte bei der Warm- und Kaltwalzung wurden nach Standardschema durchgeführt. Der letzte Abwalzstich bei der Kaltwalzung betrug 25% (von 1 ,60 mm auf 1 ,2 mm). Die abschließende Wärmebehandlung erfolgte beim Feinblech A4.1 bei 500°C mit nachfolgender Wasserabschreckung. Hingegen wurde das Feinblech A4.2 bei 370°C mit nachfolgender Abkühlung bei ruhender Luft ab schließend wärmebehandelt.
Die mittlere Kristallkorngröße bzw. Endkorngröße beider Feinbleche A4.1 und A4.2 betrug 32pm und in deren primären intermetallischen Phase fanden sich 12, eine mittlere Teilchengröße von 5 gm bis 10 gm aufweisende, erste Teilchen pro mm2. Mit einem VD*A-Wert von 2, 14 wird das Kriterium (VD*A > 1 ,8) von beiden Feinblechen A4.1 und A4.2 erfüllt.
Zudem wird mit dem Produkt aus Abkühlrate nach dem Zwischenglühen und Abwalz grad von 45 die Bedingung 10 < Abwalzgrad * Abkühlrate < 50 von beiden Feinble chen A4.1 und A4.2 erfüllt.
Im Gegensatz zum Feinblech A4.1 zeigen sich am Feinblech A4.2 nach dem Tiefzie hen Lüderslinien. Am Feinblech A4.2 konnten sich trotz der gleichen Zusammenset zung und Mikrostruktur durch die langsamere Abkühlung an ruhender Luft keine aus reichende Anzahl an Versetzungen im Gefüge ausbilden, um Lüderslinien zu verhin dern. Jene beschleunigte Wasserabkühlung des Feinblechs A4.1 führte also dazu, dass die intermetallische Phase mit den ersten bzw. primären Teilchen für eine aus reichende Anzahl an Versetzungen sorgen konnte, um Lüders-Linien beim Umformen zu verhindern.
Ausführungsbeispiel 5:
Aus einer Legierung vom Typ AA5182 mit der chemischen Zusammensetzung C4 wurde ein Feinblech A5 der Blechdicke 1 ,2 mm gefertigt. Der Walzbarren wurde mit einer Abkühlrate (bzw. Abkühlgeschwindigkeit) von 1 ,8°C/s zur Erstarrung gebracht und die Walzschritte bei der Warm- und Kaltwalzung wurden nach Standardschema durchgeführt. Der letzte Abwalzstich bei der Kaltwalzung betrug 63% (von 3,25 mm auf 1 ,2mm), die abschließende Wärmebehandlung erfolgte bei 500°C mit nachfolgen der Wasserabschreckung. Die mittler Kristallkorngröße bzw. Endkorngröße betrug 10 pm und in der primären intermetallischen Phase fanden sich 12, eine mittlere Teil chengröße von 5 pm bis 10 pm aufweisende, erste Teilchen pro mm2.
Mit einem VD*A-Wert von 1.2 wird das Kriterium für Lüdersfreiheit (VD*A > 1 ,8) nicht erfüllt. Zudem wird mit dem Produkt aus Abkühlrate nach dem Zwischenglühen und Abwalzgrad von 1 13 die Bedingung 10 < Abwalzgrad * Abkühlrate < 50 nicht erfüllt. Nach dem Tiefziehen wurden Lüderslinien detektiert. Die intermetallische Phase mit den ersten bzw. primären Teilchen konnte daher für keine ausreichende hohe Anzahl an Versetzungen sorgen, um Lüders-Linien beim Umformen zu verhindern. Ausführungsbeispiel 6.1 :
Aus einer Legierung mit einer Al-Mg-Zn-Mn-Basis der chemischen Zusammenset zung D1 wurden ein Feinblech A6.1 der Blechdicke 1 ,2 mm gefertigt. Der Walzbarren wurde mit einer Abkühlrate (bzw. Abkühlgeschwindigkeit) von 1 ,8°C/s zur Erstarrung gebracht und die Walzschritte bei der Warm- und Kaltwalzung wurden nach Stan dardschema durchgeführt. Der letzte Abwalzstich bei der Kaltwalzung betrug 18% (von 1 ,46 mm auf 1 ,2 mm). Die abschließende Wärmebehandlung erfolgte bei 500°C mit nachfolgender Wasserabschreckung. Nach der beschleunigten Kühlung wurde ein Stabilisieren bei 100°C für 3 h (Stunden) durchgeführt. Die mittlere Kristallkorn größe bzw. Endkorngröße betrug 28 gm und in der primären intermetallischen Phase fanden sich 14, eine mittlere Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm aufweisende, erste Teilchen pro mm2. Mit einem VD*A-Wert von 2,34 wird das Kriterium (VD*A > 1 ,8) erfüllt. Zudem wird mit dem Produkt aus Abkühlrate nach dem Zwischenglühen und Abwalzgrad von 32 die Bedingung 10 < Abwalzgrad * Abkühlrate < 50 erfüllt.
Ein Zugversuch zeigte keine Lüderslinien an der Oberfläche des Feinblechs A6.1 . Die erfindungsgemäße intermetallische Phase mit den ersten bzw. primären Teilchen konnte daher für eine ausreichende Anzahl an Versetzungen sorgen, um Lüders-Li- nien beim Umformen zu verhindern.
Ausführungsbeispiel 6.2:
Aus einer Legierung mit einer Al-Mg-Zn-Mn-Basis der chemischen Zusammenset zung D1 wurde ein Feinblech A6.2 der Blechdicke 1 ,2 mm gefertigt. Der Walzbarren wurde mit einer Abkühlrate (bzw. Abkühlgeschwindigkeit) von 1 ,8°C/s zur Erstarrung gebracht und die Walzschritte bei der Warm- und Kaltwalzung wurden nach Stan dardschema durchgeführt. Der letzte Abwalzstich bei der Kaltwalzung betrug 63% (von 3,25 mm auf 1 ,2mm), die abschließende Wärmebehandlung erfolgte bei 500°C mit nachfolgender Wasserabschreckung. Die mittler Kristallkorngröße bzw. Endkorn größe betrug 10 pm und in der primären intermetallischen Phase fanden sich 14, eine mittlere Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm aufweisende, erste Teilchen pro mm2. Mit einem VD*A-Wert von 1 ,4 wird das Kriterium für Lüdersfreiheit (VD*A > 1 ,8) nicht erfüllt. Zudem wird mit dem Produkt aus Abkühlrate nach dem Zwischenglühen und Abwalzgrad von 1 13 die Bedingung 10 < Abwalzgrad * Abkühlrate < 50 nicht erfüllt. Nach dem Tiefziehen wurden Lüderslinien festgestellt. Die intermetallische Phase mit den ersten bzw. primären Teilchen konnte daher für keine ausreichende hohe Anzahl an Versetzungen sorgen, um Lüders-Linien beim Umformen zu verhindern.
Allen erfindungsgemäßen Ausführungsbeispielen, nämlich A1 , A2, A3, A4.1 und A6.1 , ist gemeinsam, dass deren Kristallstruktur an jedem ersten Teilchen mehr als 200, insbesondere mehr als 400, Versetzungen aufweist.
Im Allgemeinen wird festgehalten, dass„insbesondere“ als„more particularly" ins Englische übersetzt werden kann. Ein Merkmal, dem„insbesondere" vorangestellt ist, ist als fakultatives Merkmal zu betrachten, das wegelassen werden kann, und stellt damit keine Einschränkung, beispielsweise der Ansprüche, dar. Das gleiche gilt für „vorzugsweise“, ins Englische übersetzt als„preferably“.

Claims

P a t e n t a n s p r ü c h e:
1. Verfahren zur Herstellung eines Blechs oder Bands aus einer Aluminiumlegie rung, aufweisend
von 2,0 bis 5,5 Gew.-% Magnesium (Mg),
von 0,2 bis 1 ,2 Gew.-% Mangan (Mn),
optional
bis 0,45 Gew.-% Silizium (Si),
bis 0,55 Gew.-% Eisen (Fe),
bis 0,35 Gew.-% Chrom (Cr),
bis 0,2 Gew.-% Titan (Ti),
bis 0,2 Gew.-% Silber (Ag),
bis 4,0 Gew.-% Zink (Zn),
bis 0,8 Gew.-% Kupfer (Cu),
bis 0,8 Gew.-% Zirkon (Zr),
bis 0,3 Gew.-% Niob (Nb),
bis 0,25 Gew.-% Tantal (Ta),
bis 0,05 Gew.-% Vanadium (V)
und als Rest Aluminium sowie herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen mit jeweils maximal 0,05 Gew.-% und gesamt höchstens 0,15 Gew.-%, wobei das Verfahren folgende Verfahrensschritte aufweist:
Gießen eines Walzbarrens;
optional Homogenisieren des Walzbarrens;
Warmwalzen des Walzbarrens zu einem warmgewalzten Blech oder Band;
Kaltwalzen des warmgewalzten Blechs oder Bands auf eine Enddicke, optional mit einem Zwischenglühen des Blechs oder Bands, wobei das auf die Enddicke kaltgewalzte Blech oder Band mindestens eine intermetallische Phase mit ersten Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm aufweist;
Wärmebehandlung des auf die Enddicke kaltgewalzten Blechs oder Bands, um fassend Rekristallisationsglühen mit nachfolgendem beschleunigtem Abkühlen und optional einem Stabilisieren des beschleunigt abgekühlten Blechs oder Bands, wobei das wärmebehandelte Blech oder Band eine mittlere Kristallkorn größe D von < 60 pm aufweist und die mittlere Kristallkorngröße D in mm und die Anzahl A der ersten Teilchen in der Aluminiumlegierung pro mm2 die Bedingung
VÖ * A > 1,8
erfüllt.
2. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass
VU * A > 2, insbesondere > 2,5
ist.
3. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 2, dadurch gekennzeichnet, dass das Rekristallisationsglühen bei 300°C oder mehr, insbesondere bis 600°C, vor zugsweise von 450°C bis 550°C, erfolgt, und/oder
das beschleunigte Abkühlen mit einer Abkühlrate von mindestens 10 K/s, insbe sondere mindestens 20 K/s oder mindestens 50 K/s, auf insbesondere unter 180°C, insbesondere auf Raumtemperatur, erfolgt.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass der Walzbarren unter Einhaltung einer Abkühlrate von < 2,5°C/s, insbesondere < 2°C/s oder < 1 °C/s oder < 0.75°C/s, zur Erstarrung gebracht wird.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass das optionale Homogenisieren bei 450°C bis 550°C für mindestens 0,5 h erfolgt, und/oder
das Warmwalzen bei 280°C bis 550°C erfolgt, und/oder
das Kaltwalzen, insbesondere nach dem Zwischenglühen, auf die Enddicke mit einem Abwalzgrad von 10% bis 65%, insbesondere von 15% bis 65%, erfolgt, und/oder
das optionale Zwischenglühen des Blechs oder Bands bei 300°C bis 500°C er folgt, und/oder das optionale Stabilisieren bei 80°C bis 120°C für mindestens 0,5 h erfolgt.
6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Produkt von Abwalzgrad in % nach dem Zwischenglühen und Abkühlrate in °C/s die Bedingung 10 < Abwalzgrad * Abkühlrate < 50, insbesondere 20 < Abwalzgrad * Ab kühlrate < 45, erfüllt.
7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass die, vorzugsweise primäre, intermetallische Phase eine Al-Mn-Basis aufweist, insbe sondere vom Typ Ali3(Mn,Fe)6 oder vom Typ AisFeM S oder vom Typ Ali2Mn oder vom Typ AkMn ist.
8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Aluminiumlegierung
von 4,0 bis 5,0 Gew.-% Magnesium (Mg) und/oder
von 0,2 bis 0,5 Gew.-% Mangan (Mn) und
optional
von 2,0 bis 4,0 Gew.-% Zink (Zn)
aufweist.
9. Blech oder Band aus einer Aluminiumlegierung aufweisend
von 2,0 bis 5,5 Gew.-% Magnesium (Mg),
von 0,2 bis 1 ,2 Gew.-% Mangan (Mn),
optional
bis 0,45 Gew.-% Silizium (Si),
bis 0,55 Gew.-% Eisen (Fe),
bis 0,35 Gew.-% Chrom (Cr),
bis 0,2 Gew.-% Titan (Ti),
bis 0,2 Gew.-% Silber (Ag),
bis 4,0 Gew.-% Zink (Zn),
bis 0,8 Gew.-% Kupfer (Cu),
bis 0,8 Gew.-% Zirkon (Zr), bis 0,3 Gew.-% Niob (Nb),
bis 0,25 Gew.-% Tantal (Ta),
bis 0,05 Gew.-% Vanadium (V)
und als Rest Aluminium sowie herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen mit jeweils maximal 0,05 Gew.-% und gesamt höchstens 0, 15 Gew.-%, wobei das Blech oder Band eine mittlere Kristallkorngröße D von < 60 gm und mindestens eine intermetallische Phase mit ersten Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von 5 gm bis 10 gm aufweist, und wobei die mittlere Kristallkorngröße D in mm und die Anzahl A der ersten Teilchen in der Aluminiumlegierung pro mm2 die Bedingung
D * A > 1,8
erfüllt, wobei das Blech oder Band einer Wärmebehandlung, umfassend Rekristalli sationsglühen mit nachfolgendem beschleunigtem Abkühlen und optional einem Sta bilisieren des beschleunigt abgekühlten Blechs oder Bands, unterworfen worden ist.
10. Blech oder Band nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass
U * A > 2, insbesondere > 2,5
ist.
1 1 . Blech oder Band nach einem der Ansprüche 9 bis 10, dadurch gekennzeich net, dass die Kristallstruktur an jedem ersten Teilchen mehr als 200, insbesondere mehr als 400, Versetzungen aufweist.
12. Blech oder Band nach einem der Ansprüche 9 bis 1 1 , dadurch gekennzeich net, dass die Anzahl A der ersten Teilchen in der Aluminiumlegierung > 10 Teil- chen/mm2, insbesondere > 25 Teilchen/mm2, vorzugsweise > 35 Teilchen/mm2, ist.
13. Blech oder Band nach einem der Ansprüche 9 bis 12, dadurch gekennzeich net, dass die, vorzugsweise primäre, intermetallische Phase eine Al-Mn-Basis auf weist, insbesondere vom Typ Ali3(Mn,Fe)6 oder vom Typ AhsFeM S oder vom Typ Ali2Mn oder vom Typ AIeMh ist.
14. Blech oder Band nach einem der Ansprüche 9 bis 13, dadurch gekennzeich net, dass die Aluminiumlegierung
von 4,0 bis 5,0 Gew.-% Magnesium (Mg) und/oder
von 0,2 bis 0,5 Gew.-% Mangan (Mn) und
optional
von 2,0 bis 4,0 Gew.-% Zink (Zn)
aufweist.
15. Formteil, insbesondere Fahrzeugteil, vorzugsweise Karosserieteil, aus einem blechumgeformten Blech oder Band nach einem der Ansprüche 9 bis 14.
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