NO146290B - Fremgangsmaate for fremstilling av aluminiumblikk - Google Patents
Fremgangsmaate for fremstilling av aluminiumblikk Download PDFInfo
- Publication number
- NO146290B NO146290B NO774380A NO774380A NO146290B NO 146290 B NO146290 B NO 146290B NO 774380 A NO774380 A NO 774380A NO 774380 A NO774380 A NO 774380A NO 146290 B NO146290 B NO 146290B
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- alloy
- cold
- annealing
- stated
- rolling
- Prior art date
Links
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 21
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 title description 2
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 title description 2
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 31
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 25
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 19
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 18
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 18
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 12
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 12
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 10
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 8
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910000861 Mg alloy Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910000676 Si alloy Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 claims description 6
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 6
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 5
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 5
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 5
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 3
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 3
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- 239000000654 additive Substances 0.000 claims description 2
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims description 2
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 claims description 2
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims description 2
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 description 21
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 12
- 238000005755 formation reaction Methods 0.000 description 12
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 10
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 7
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 6
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 6
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 5
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 4
- 230000008859 change Effects 0.000 description 3
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 3
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 3
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 3
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005345 coagulation Methods 0.000 description 2
- 230000015271 coagulation Effects 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 2
- 230000002269 spontaneous effect Effects 0.000 description 2
- 239000002699 waste material Substances 0.000 description 2
- 229910018125 Al-Si Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910018520 Al—Si Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910019752 Mg2Si Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000914 Mn alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 238000007743 anodising Methods 0.000 description 1
- 229910002056 binary alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000001447 compensatory effect Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000006073 displacement reaction Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 description 1
- 238000011049 filling Methods 0.000 description 1
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 1
- 230000003993 interaction Effects 0.000 description 1
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 238000005088 metallography Methods 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 230000005012 migration Effects 0.000 description 1
- 238000013508 migration Methods 0.000 description 1
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 238000010587 phase diagram Methods 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 1
- 239000011856 silicon-based particle Substances 0.000 description 1
- 238000010186 staining Methods 0.000 description 1
- 239000003351 stiffener Substances 0.000 description 1
- 238000007669 thermal treatment Methods 0.000 description 1
- 239000005028 tinplate Substances 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
- C22C21/04—Modified aluminium-silicon alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
- C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/05—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
- Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
- Inorganic Insulating Materials (AREA)
- Insulation, Fastening Of Motor, Generator Windings (AREA)
Description
Foreliggende oppfinnelse angår en fremgangsmåte for fremstilling av blikk, bånd og tynne strimler med høy mekanisk fasthet, god formbarhet og liten forekomst av kantfliker, av aluminiumlegeringer med materialsammensetningen Al/Si/Mg. Det er kjent at tynne blikk av aluminium eller aluminiumlegeringer med midlere til høy fasthet ofte anvendes i konkurranse eller kombina-
sjon med hvittblikk i hermetikkbokser eller lokk for sådanne bokser, hvorunder den vanligste blikktykkelse er 0,3 til 0,2 mm og under materialutviklingens gang faktisk har en tendens til å ytterligere reduseres. Dette forut-setter imidlertid at formingsenergien ved nedvalsing til ytterst tynne blikk holdes innenfor økonomisk forsvarlige grenser, hvilket vil si at blikket har tilstrekkelig bestandighet og fasthet og kan utnyttes fullt ut på grunn-lag av gode dyptrekningsegenskaper, særlig finkornet materialstruktur og ubetydelig forekomst av kantfliker.
Det er videre kjent at disse fordringer som generelt
stilles til tynne blikk for hermetikkboksfremstilling er delvis oppfylt på forskjellige måter. Således har f.eks. hvittblikk på forhånd samme gode fasthet- og formingsegenskaper som jern, men må korrosjonsbeskyttes ved hjelp av et tinn-sjikt, som forøvrig legges åpen ved snittkanter. Jernets høye naturlige hårdhet som følge av den sterke fasthets-økning henhv. den sterkt tiltagende formforandringsmotstand krever samtidig ved koldvalsing av tynne blikk betraktelig øket formforandringsarbeid eller formingsenergi. På lignende kritiske måte stiger også formingsenergien ved koldvalsing av tynne blikk ved anvendelse avAl/Mg/Mn-legering med naturlig hårdhet for fremstilling av bokselokk med opptil 5% magnesiumtilsats. I denne forbindelse søkes det ved tallrike trinn, i legeringsinnholdet å oppnå den påkrevede minste fasthet i ethvert foreliggende tilfelle på økonomisk forsvarlig måte ved bestemte endelige materialtykkelser,
f.eks. ved innsparing av mellomglødninger. For dette formål gir man imidlertid også i høy grad avkall på formbarheten, eller man søker delløsninger hvor det til en viss grad uunngåelig må gis avkall på fasthetsegehskaper og for det meste også på dyptrekningsegenskaper, særlig med hensyn til flikdannelser. Ved fremstilling av halvhårde bokselegemer kan det således f.eks. forekomme kantavfall på opptil 10% på grunn av flikdannelser.
Særlig er det kjent fra tysk patentskrift nr. 1.184.968
å oppfylle- de tidligere angitte fordringer til tynt boksebl kk i større økonomisk og omfattende grad enn det som er mulig å oppnå ved Al/Mg (Mn)-legeringer ved anvendelse av herdbare aluminiumlegeringer, f.eks. AlMgSi 0,5. Herved økes fastheten til hvitblikk-nivå ved kombinert koldherding og kold-fasthetsøkning samt delvis varmherding, hvorved sistnevnte behandling utføres i forbindelse med den vanlige brenhl-akkering av bokseblikk, som på sin side ytterligere forhøyer materialets bruddforlengelse.
De "ytterligere viktige fordeler" som er angitt for den beskrevne fremgangsmåte i tysk patentskrift nr. 1.184.968, nemlig løsningsglødning og bråkjøling allerede ved minst det dobbelte, fortrinnsvis til og med ved tre til fire ganger den endelige tykkelse, samt blankvalsing av den grå glødehudoverflate som stammer fra omstendelig ovnsgløding, kjennetegner imidlertid datidens ufullkomne teknikk. Med de glodeovner som dengang var tilgjengelig var det frie valg av optimale betingelser for en konsekvent innsparing av formingsenergi ved utvalsing av ytterst tynne blikk temmelig begrenset, og likeledes med hensyn til tilsiktet finkornighet uten narver og flytefigurer ved dyptrekning, samt særlig med hensyn til minimal dannelse av kantfliker. Ved anvendelse av senere utviklede gjennomløpsovner for bånd medfører imidlertid den dermed oppnåelige spontane høyglødnings-rekrystallisasjon ved en løsnings-glødningstemperatur på ca. 500°C en betraktelig forandring med hensyn til fritt valg av optimale fremstillingsbetingelser. Disse fører imidlertid ved legeringen AlMgSi 0,5 og andre normerte Al/Mg/Si-legeringer fremdeles ikke uten videre til oppfyllelse av de ytterligere økede fordringer.
Dette gjelder særlig for den nødvendige ensartede glideflateforskyvning av metallgitteret for å oppnå fullstendig utnyttelse av optimal fasthet og formbarhet av tynne dyptrukkede blikk, samt den minimale dannelse av kantfliker som oppnås under disse forhold. I tillegg til dette er også ytterligere strukturbetingede forut-setninger nødvendig.
Det er derfor et formål for foreliggende oppfinnelse å overvinne ulempene ved tidligere kjente fremgangsmåter ved gunstigere valg av legeringssammensetninger, samt i ekstreme tilfeller, ved optimale arbeidsbetingelser for bestemte bearbeidingsprosesser.
Oppfinnelsen gjelder således en fremgangsmåte for fremstilling av blikk, bånd' og tynne strimler med høy mekanisk fasthet, god formbarhet og liten forekomst av kantfliker, av herdbare aluminiumlegeringer med materialsammensetningen Al/Si/Mg ved streng- eller båndstøpning samt varm- og kold-valsing.
På denne bakgrunn av kjent teknikk har så denne fremgangsmåte i henhold til oppfinnelsen som særtrekk at det anvendes en Al/Mg/Si-legering som ved vanlig homogeniserings-glødetemperaturer i området 450 - 550°C for denne material-sammensetning inneholder et uløselig silisiumoverskudd,
som etter en sådan utglødning fører til en hetrogeni-sering med partikkélstørrelser innenfor den nedre del av bølgelengdeområdet for synlig lys.
Ved utførelse av oppfinnelsens fremgangsmåte anvendes fortrinnsvis legeringer med silisium- og magnesiuminnhold som angitt ved området ABCDA i det ternære diagram i fig. 1 på de vedføyde tegninger. Hjørnepunktene av dette området har følgende koordinater:
A = 1.0% Si / 0, 6% Mg
B = 1,8% Si / 0, 6% Mg
C =1,8% Si / 0, 2% Mg
D =1, 2% Si / 0, 2% Mg
Det foretrukkede område for silisiuminnholdet er 1,1 - 1,6, fortrinnsvis 1,2 - 1,5 vekts». Videre kan legeringen eventuelt inneholde tilsatser på høyst 0,3 vekt% av hver av elementene krom, mangan, sirkonium og/eller titan. Oppfinnelsen vil nå_bli nærmere anskueliggjort ved hjelp av de vedføyde tegninger, hvorpå:
Figur 1 er Solvus-diagrammet for Al/Mg/Si-legeringer,
hvilket vil si et diagram som angir løseligheten i fast tilstand, og er tatt ut av oppslagsverket "METALS HANDBOOK". 8. utgave, bind 8, "Metallography, Structures and Phase Diagrams", ASM, 19 73, side 39 7, samt er omtegnet til et ortogonalt koordinatsystem.
Figur. 2 viser i perspektiv en rommelig fremstilling av det interessante området over isotermen 400°C i diagrammet i fig. 1.
Av dette vil det fremgå at det foretrukne legeringsområdet
i henhold til oppfinnelsen ligger mellom det ternære eutekti-kum med hjørnepunkt Si 1,16/Mg 0,68 og den Solvus-kanal som utgår fra dette punkt på den ene siden og Si-abscissen på
den annen side. Dette ér forskjellig fra de vanlige Al/Si/Mg-legeringer.som vanligvis.'"ligger i nærheten av det kvas i-binære system Al/Mg2Si, i området mellom Solvuskanalen og Mg-ordinaten.
Det vil videre fremgå at det for det utvalgte område av materialsammensetninger vil foreligge et overskudd av silisium ved en homogeniseringsglødning ved vanlige temperaturer i området 450 - 550°C, fortrinnsvis 480 - 530°C. Dette overskudd går ikke over i fast løsning, men for-
blir i materialmatrisen i form av meget fine partikler eller partikkelrester.
Av fig. 2 vil det også fremgå følgende detaljer:
en del av det binære diagram Al-Si for Mg=0, med punktet E: Si 1,54/577°C,videre er det ternære punkt F:Si 1,15/Mg 0,68/559°C, punktene G:Si 1,04/Mg 0,66/550°C,H:Si 0,60/Mg 0,54/500°C og I:Si 1,24/Mg 0,28/400°C langs Solvus-kanalen samt endelig de trapesformede grenseområder KLMN ved henhv. 450 og 550°C for homogeniseringstemperaturområdet samt ved henhv. 480 og 5 30°C for det foretrukkede område med dets samvirke med materialsammensetningsområdet i henhold til oppfinnelsen.
For den tilsiktede overmetning av silisium vil silisiuminnholdet være avgrenset nedover av den krumme flate EFGHIP, som utgjør løselighetsgrensen i fast tilstand, således at silisiuminnholdet ligger over den verdi som tilsvarer løselighetsgrensen ved den anvendte glødetemperatur. Av-standen fra grenseverdién bør tilsvare minst 0,1* og fortrinnsvis minst 0,2% Si. Oppover er silisiuminnholdet avgrenset til å ligge under 1,8% fortrinnsvis 1,6% og helst 1,5%. Ved for høyt silisiuminnhold fører det store silisiumoverskudd på uønsket måte til grove heterogeniteter, og eventuelt også til en koagulering, med den endelige virkning at materialte oppviser en dårlig duktilitet.
Legeringen i henhold til oppfinnelsen støpes på kjent måte ved strengstøpning til valsebarrer eller ved en båndstøpe-prosess til båndlengder,hvorved det som følge av den raske avkjøling sikres en findispergert utfelning i støpestrukturen innenfor størrelsesområdet på omkring 1/2 eller lavere, såvel som en sterk overmetning av blandekrystaller.
Materialet lar seg da varm- og koldvalse, eventuelt ved anvendelse av mellomglødninger. Ved homogeniserings-glødning av valsebarrene og eventuelt av støpebåndene samt fremfor alt av det koldvalsede material før brå-kjøling oa kold- eller varmherding, fremtrer den gunstige dannelse av tilvirkning av uløste silisium-partikler i findispergert form (tilsiktet heterogenisering), hvilket vil ha en gunstig innvirkning på alle forekommende struk-turelle prosesser såvel som krystalldannelser, selv ved lavere temperaturer. Temperaturbetingelsene for varmvalsing, for alle slags mellomglødninger ved koldvalsing, såvel som for den termiske behandling etter koldvalsing er de samme som for konvensjonelle Al/Si/Mg-legeringer. Det er imidlertid i foreliggende tilfelle fordelaktig å gjøre varigheten av homogeniseringsglødningen, innbefattet opp-varmingstiden, så kort som mulig, hvorved en koagulering og forgrovning av heterogenitetene såvel som en vandring til korngrensene kan forhindres. Av denne grunn bør således en glødetid på 2 timer, fortrinnsvis 1 time, eller helst bare 30 min. ikke overskrides. Anvendelse av en gjennomløpsovn er således særlig gunstig, da det på denne måte er mulig å oppnå meget korte glødetider på høyst noen minutter eller eventuelt på mindre enn 1 min.
På denne måte er det mulig å fremstille blikk som er særlig egnet for dyptrekning, og som f.eks. kan anvendes som karosseriblikk eller for fremstilling av beholdere.
I henhold tilden ytterligere utvikling av oppfinnelsens fremgangsmåte, fremfor alt for fremstilling av tynne strimler særlig for tilvirkning av hermetikkbokser, varmevalses
valsebarrene eller de støpte bånd til en tykkelse i området 5..10 mm og. avkjøles langsomt i luft fra den foreliggende temperatur ved slutten av denne formingsprosess. Deretter blir materialet kort før den endelige tykkelse er oppnådd, hvilket vil si ved 1,1 til 4 ganger, fortrinnsvis 1,3 til 4 ganger, den tilsiktede tykkelse, løsnjngsglødet i bånd-gjennomløpsovn ved 480 - 530°C, samt , bråkjølt, koldherdet
og koldvalset til den endelige tykkelse. Eventuelt kan de således fremstilte tynne strimler også brennlakkeres og til og med uten nevneverdig tap av fasthet og hårdhet.
Ved fremstilling av tynne strimler gjør den beskrevne arbeidsprosess det på den annen side mulig etter løsnings-glødningen med etterfølgende koldherding og en koldvalsingsgrad på mer enn 30% å oppnå en fasthet tilsvarende fastheten for hvittblikk. Det fastlagte legeringsinnhold i henhold til oppfinnelsen gjør det dessuten mulig å kombinere den gode formbarhet avAlMgSi 0,5 med den kraftige herdbarhet avAlMgSi 0,8 ellerAlMgSi 1,0, samt i tillegg for de ferdige blikk eller tynne strimler å oppnå en virksom, dosert strukturutfelling av ensartet findispergerte heterogeniteter av størrelsesorden ca. 5.IO<-5>cm i tverrmål. Denne overraskende ensartede heterogenisering med partikkelstørrelser i det nedre område av bølgelengdene for synlig lys i stedet for en ventet heterogenitet forgrovning med tiltagende heterogenmengde ble fastslått ved hjelp av sjiktfarving under anvendelse av anodisk oksydering i et bad for farveanodisering. Dette resultat kan bekreftes ved elektronmikroskopiske undersøkelser.
Den fordelaktige virkning av den ensartede findispergerte heterogenisering som er oppnådd med oppfinnelsens material-sammensetning, gir seg til kjente såvel ved glideflate-dannelser i det metalliske krystallgitter ved koldvalsing og dyptrekking, som ved styring av den spontane høytemperatur-rekrystallisasjon ved løsningsglødningen i gjennomløps-
ovnen etter en fortrinnsvis økonomisk høy nedvalsings under forvalsingen, samt særlig ved den resulterende lave forekomst av kantfliker i det ferdige produkt.
Kantflikdannelsen, som vanligvis fastlegges ved dyptrekking av prøverondeller (60 mm diameter) med avrundede stempler
(33 mm diameter), har som kjent ved konvensjonelle legeringer kompliserte årsaker som henger sammen med materialets renhet og sammensetning, samt stopningens art, støpeformatet, støpeglødningen, varmvalsings-betingelsene, plateglødningen samt endelig også koldvalsingsgraden og antallet og arten av de anvendte rekrystallisasjonsglødninger. Ubetydelig, lav fore-
komst av kantfliker, som er sterkt ønskelig for innsparing av kantavfall og fraskillingsarbeide, men også
for øket og fullstendig utnyttelse av materialets formbarhet ved ensartet plastisk materialflytning under under dyptrekning, er det hittil bare vært mulig å
oppnå ganske tilfeldig.
Således forekom f.eks. ved løsningsglødning av AlMgSi
0,5 eller AlMgSi 0,8 etter koldvalsingsgrader på ca.
90% en andel av kantfliker på 0,8 til 10% alt etter vinkelen (0-90°) med valse-retningen. Tilsvarende forskjellige kantflikandeler opptrådte også etter koldherding og koldvalsing for hvittblikk med tilsvarende fasthet. En vesentlig grunn til dette ligger åpenbart i at de normerte legeringer fortrinnsvis ligger i bland-krystallområdet for vedkommende binære og ternære systemer, og de kompliserte forskjellige virkninger på kantflikdannelsen forsterker hverandre gjensidig ved homogene blandkrystallgittere.
Materialsammensetningen i henhold til oppfinnelsen ligger imidlertid utenfor de konvensjonelle normer og tar på forhånd sikte på en utlignende begrensning av disse uheldige virkninger på metallgitterets glideflatedannelse og på rekrystallisasjonen samt kantflikdannelsen, ved hjelp av en regulert heterogenisering i polynære systemer, slik som angitt ovenfor.
Den utlignende virkning av heterogeniseringen i henhold til oppfinnelsen i partikkelstørrelseområdet omkring 10<_5>
cm ved siden av blandkrystallavstivninger av atomgitter-områo det omkring 10 — 8 cm samt kornflateglidningen i området omkring 10 cm ved den plastiske deformering av metallgitteret, gir seg til kjenne ved at det verken opptrer flytemønstre eller grovnarver, samt heller ikke en så
sterk materialsprøhet som ved rene blandkrystall-legeringer eller homogene herdbare legeringer med lignende fasthet. Utvidelsessymmetrien er relativt høy.
Den utlignende virkning av heterogeniseringen i henhold til oppfinnelsen, særlig ved den kombinerte løsningsglødning- og høytemperatur-rekrystallisasjon i gjennomløpsovnen med en ekstrem rask oppvarming på 200°C/sek. til over 500°C samt bråkjøling etter 10 til 30 sek. glødetid, gir seg best tilkjenne ved den ensartede finkornighet som også foreligger etter ytterst høye koldvalsingsgrader på over 90%, mens det under samme arbeidsbetingelser finner sted merkbar korn-vekst ved typiske homogene legeringer, f.eks. AlMgSi 0,5.
Den utlignende virkning av heterogeniseringen i henhold
til oppfinnelsen på kantflikdannelsen kan i sammenheng med den likeartede finkorn-rekrystallisasjon og den plastiske deformering uten narver og flytemønstre anvendes som umiddelbar kvantifiserbar nytteeffekt til å sikre en ensartet minimal flikhøyde på ca. 2% i 0/90° med valseretningen til ca. 2% i 45° med valseretningen med en mellomliggende flat passering av nullverdien ved 0 til 75% koldvalsingsgrad etter glødning i gjennomløpsovn ved 450 til 520°C. Dermed er det i henhold til oppfinnelsen i høy grad oppnådd en samtidig oppfyllelse av de forskjellige kvalitetsfor-dringer til tynne strimler.
UTFØRELSESEKSEMPEL
Et a 7. umi ni ums bånd med tykkelse på 7 mm og innhold av 0,4% Mg, l,3%Si og 0,1% Mn ble etter varmvalsing og luftkjøling uten mellomglødning nedvalset med ca. 90% til en tykkelse på 0,7 mm, samt derpå løsningsglødet i en gjennomløps-
ovn ved ca. 500 oC og til slutt bråkjølt og koldherdet. Under denne bearbeiding steg flytegrensen fra ca. 5 til 15 kp/mm , strekkfastheten fra ca. 8 til 24 kp/mm og Brinellhårdheten fra ca. 25 til 70 - 75 kp/mm<2>. Flik-høyden etter skåltrekning av rondeller med 60 mm diameter ved hjelp av stempel med 33 mm diameter (trekkforhold = 60 : 30 = 1,82) viste seg å være i høy grad uavhengig av den forutgående koldvalsingsgrad og var bare ca.' 2%
i 0/90° med valseretningen.
Ved etterfølgende koldvalsing til den endelige tykkelse
på 0,2 til 0,5 mm (kaldvalsingsgrad 30 til 70%) steg flytegrensen til 28 - 35 kp/mm 2, strekkfastheten til 30 - 37 kp/mm<2>og Brinellhårdheten til 90 - 120 kp/mm<2>. Flikene ble alt etter koldvalsingsgraden forskjøvet til 1 - 2% i 45° med valseretningen efter en mellomliggende flat passering av nullverdien.
Ved vanlig brennlakkering før bearbeiding ved dyptrekning,
brett-trekning eller strekktrekning til hermetikkbokser i løpet av 1 til 10 min. ved 150 til 250°C ble fasthet og hårdhet bare forandret i liten grad under en samtidig økning av bruddføyningen og formbarheten. De sistnevnte egenskaper er som følge av ensartet god finkornighet og ensartet findispergert struktur-heterogenitet optimale, og kan på
grunn av den lave kantflik-dannelse utnyttes for material-sparing.
Claims (8)
1., Fremgangsmåte for fremstilling■av blikk, bånd og' y ■'■ tynne strimler med høy mekanisk fasthet, god formbarhet og liten forekomst av kantfliker, av herdbare aluminiumlegeringer med materialsammensetningen Al/Si/Mg ved streng-eller båndstøpning. samt varm- og koldvalsing,karakterisert vedat det anvendes en Al/ Mg/Si-legering som ved vanlig homogeniseringsglødetempe-raturer i området 450 - 550°C for denne materialsammen-setning inneholder et uløselig silisiumoverskudd, som etter en sådan utglødning fører.til en heterogenisering med partikkelstørrelser innenfor den nedre del av bølgelengde-området for synlig lys.
2. Fremgangsmåte som angitt i krav 1,karakterisert, ved at det .anvendes en legering som har en materialsamménsetning tilsvarende det angitte område ABCDA i fig. 1, idet
A = 1,0 vekt% Si/0,6 vekt% Mg B = 1,8 vekt* Si/0,6 vekt% Mg C = 1,8 vekt X. Si/0,2 vekt*-Mg
D = 1,2 vekt* Si/0,2 vekt%Mg...•
3. Fremgangsmåte som angitt i krav 1 eller 2,karakterisert vedat det anvendes en legering som inneholder fra 1,1 til 1, 6%, fortrinnsvis 1,2 1, 6% silisium.
4. Fremgangsmåte som angitt i krav 1-3,
karakterisert vedat det anvendes en legering som i tillegg inneholder tilsatser på høyst 0,3% av hver av elementene krom, mangan, zirkonium og/eller titan.
5. Fremgangsmåte som angitt i krav 1-4,karakterisert vedat luftkjøling finner sted etter varmvalsingen.
6. Fremgangsmåte som angitt i krav 1-5,karakterisert vedat varigheten av homogeniseringsglødningen av det koldvalsede material, innbefattet oppvarmingstid ikke overskrider 2 timer, fortrinnsvis 1 time og helst bare 30 minutter.
7. Fremgangsmåte som angitt i krav 6,karakterisert vedat homogeniserings-glødningen finner sted i en bånd-gjennomløpsovn.
8. Fremgangsmåte som angitt i krav 1-7,karakterisert vedat legeringen i løpet av koldvalsingen løsningsglødes, bråkjøles og koldherdes ved 1,1 til 5 ganger, fortrinnsvis 1,3 til 4 ganger den endelige tykkelse, og i denne tilstand koldvalses til den endelige tilsiktede tykkelse.
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CH1629976A CH624147A5 (no) | 1976-12-24 | 1976-12-24 |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| NO774380L NO774380L (no) | 1978-06-27 |
| NO146290B true NO146290B (no) | 1982-05-24 |
| NO146290C NO146290C (no) | 1982-09-01 |
Family
ID=4416108
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NO774380A NO146290C (no) | 1976-12-24 | 1977-12-20 | Fremgangsmaate for fremstilling av aluminiumblikk |
Country Status (13)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4174232A (no) |
| JP (1) | JPS5380313A (no) |
| AT (1) | AT362593B (no) |
| BE (1) | BE861992A (no) |
| CA (1) | CA1097196A (no) |
| CH (1) | CH624147A5 (no) |
| DE (1) | DE2714395C2 (no) |
| FR (1) | FR2375332A1 (no) |
| GB (1) | GB1593899A (no) |
| IT (1) | IT1089077B (no) |
| NL (1) | NL7714339A (no) |
| NO (1) | NO146290C (no) |
| SE (1) | SE467879B (no) |
Families Citing this family (41)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5842749A (ja) * | 1981-09-09 | 1983-03-12 | Mitsubishi Alum Co Ltd | 成形加工後の表面性状が良好な中強度押出用Ａｌ合金 |
| US4890784A (en) * | 1983-03-28 | 1990-01-02 | Rockwell International Corporation | Method for diffusion bonding aluminum |
| US4637842A (en) * | 1984-03-13 | 1987-01-20 | Alcan International Limited | Production of aluminum alloy sheet and articles fabricated therefrom |
| US4808247A (en) * | 1986-02-21 | 1989-02-28 | Sky Aluminium Co., Ltd. | Production process for aluminum-alloy rolled sheet |
| FR2601040B1 (fr) * | 1986-07-07 | 1988-09-02 | Cegedur | Alliage d'aluminium chaudronnable et soudable et son procede de fabrication |
| ATE69067T1 (de) * | 1986-12-05 | 1991-11-15 | Alcan Int Ltd | Herstellung von blechen aus einer aluminiumlegierung und damit hergestellte gegenstaende. |
| FR2617188B1 (fr) * | 1987-06-23 | 1989-10-20 | Cegedur | Alliage a base d'al pour boitage et procede d'obtention |
| US4897124A (en) * | 1987-07-02 | 1990-01-30 | Sky Aluminium Co., Ltd. | Aluminum-alloy rolled sheet for forming and production method therefor |
| US5098490A (en) * | 1990-10-05 | 1992-03-24 | Shin Huu | Super position aluminum alloy can stock manufacturing process |
| US5372775A (en) * | 1991-08-22 | 1994-12-13 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Method of preparing particle composite alloy having an aluminum matrix |
| US5616189A (en) * | 1993-07-28 | 1997-04-01 | Alcan International Limited | Aluminum alloys and process for making aluminum alloy sheet |
| US5525169A (en) * | 1994-05-11 | 1996-06-11 | Aluminum Company Of America | Corrosion resistant aluminum alloy rolled sheet |
| US5919323A (en) * | 1994-05-11 | 1999-07-06 | Aluminum Company Of America | Corrosion resistant aluminum alloy rolled sheet |
| US5597967A (en) * | 1994-06-27 | 1997-01-28 | General Electric Company | Aluminum-silicon alloy foils |
| JP3200523B2 (ja) * | 1994-10-11 | 2001-08-20 | ワイケイケイ株式会社 | グレー発色用時効硬化型アルミニウム合金押出形材及びその製造方法 |
| US5582660A (en) * | 1994-12-22 | 1996-12-10 | Aluminum Company Of America | Highly formable aluminum alloy rolled sheet |
| CH690916A5 (de) * | 1996-06-04 | 2001-02-28 | Alusuisse Tech & Man Ag | Tiefziehbare und schweissbare Aluminiumlegierung vom Typ AlMgSi. |
| AU4314697A (en) * | 1996-09-30 | 1998-04-24 | Alcan International Limited | Aluminium alloy for rolled product process |
| DE10163039C1 (de) * | 2001-12-21 | 2003-07-24 | Daimler Chrysler Ag | Warm- und kaltumformbares Bauteil aus einer Aluminiumlegierung und Verfahren zu seiner Herstellung |
| EP2110235A1 (en) | 2008-10-22 | 2009-10-21 | Aleris Aluminum Duffel BVBA | Al-Mg-Si alloy rolled sheet product with good hemming |
| CA2810251A1 (en) | 2010-09-08 | 2012-03-15 | Alcoa Inc. | Improved 6xxx aluminum alloys, and methods for producing the same |
| US20120193001A1 (en) * | 2011-01-27 | 2012-08-02 | Ernst Khasin | Aluminum based anodes and process for preparing the same |
| WO2013172910A2 (en) | 2012-03-07 | 2013-11-21 | Alcoa Inc. | Improved 2xxx aluminum alloys, and methods for producing the same |
| JP6219563B2 (ja) * | 2012-12-10 | 2017-10-25 | マツダ株式会社 | アルミニウム合金およびアルミニウム合金製鋳物 |
| US9587298B2 (en) | 2013-02-19 | 2017-03-07 | Arconic Inc. | Heat treatable aluminum alloys having magnesium and zinc and methods for producing the same |
| WO2014135367A1 (en) | 2013-03-07 | 2014-09-12 | Aleris Aluminum Duffel Bvba | Method of manufacturing an al-mg-si alloy rolled sheet product with excellent formability |
| ES2970365T3 (es) | 2014-10-28 | 2024-05-28 | Novelis Inc | Productos de aleación de aluminio y un método de preparación |
| EP3390678B1 (en) | 2015-12-18 | 2020-11-25 | Novelis, Inc. | High strength 6xxx aluminum alloys and methods of making the same |
| WO2017120117A1 (en) | 2016-01-08 | 2017-07-13 | Arconic Inc. | New 6xxx aluminum alloys, and methods of making the same |
| MX2019004840A (es) | 2016-10-27 | 2019-06-20 | Novelis Inc | Sistemas y metodos para fabricar articulos de aleacion de aluminio de calibre grueso. |
| ES2951553T3 (es) | 2016-10-27 | 2023-10-23 | Novelis Inc | Aleaciones de aluminio de la serie 6XXX de alta resistencia y métodos para fabricar las mismas |
| CN109890536B (zh) | 2016-10-27 | 2022-09-23 | 诺维尔里斯公司 | 高强度7xxx系列铝合金及其制造方法 |
| ES2907839T3 (es) | 2016-12-16 | 2022-04-26 | Novelis Inc | Aleaciones de aluminio de alta resistencia y altamente conformables resistentes al endurecimiento natural por envejecimiento y procedimientos para fabricar las mismas |
| AU2017375790B2 (en) | 2016-12-16 | 2020-03-12 | Novelis Inc. | Aluminum alloys and methods of making the same |
| CN110621797A (zh) | 2017-05-11 | 2019-12-27 | 阿莱利斯铝业迪弗尔私人有限公司 | 具有优异成型性的Al-Si-Mg合金轧制片材产品的制造方法 |
| KR102644089B1 (ko) | 2017-05-26 | 2024-03-07 | 노벨리스 인크. | 고강도 내식성 6xxx 시리즈 알루미늄 합금 및 이의 제조 방법 |
| US10030295B1 (en) | 2017-06-29 | 2018-07-24 | Arconic Inc. | 6xxx aluminum alloy sheet products and methods for making the same |
| CN112119176A (zh) | 2018-05-15 | 2020-12-22 | 诺维尔里斯公司 | 高强度6xxx和7xxx铝合金及其制备方法 |
| CA3105122C (en) | 2018-07-23 | 2023-08-08 | Novelis Inc. | Highly formable, recycled aluminum alloys and methods of making the same |
| ES2964962T3 (es) | 2019-03-13 | 2024-04-10 | Novelis Inc | Aleaciones de aluminio endurecibles por envejecimiento y altamente conformables, chapa monolítica y productos de aleación de aluminio revestidos que la contengan |
| CN113444933B (zh) * | 2021-07-20 | 2023-06-23 | 中铝瑞闽股份有限公司 | 一种高强度阳极氧化铝薄板及其制备方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE1184968B (de) * | 1958-05-17 | 1965-01-07 | Aluminium Walzwerke Singen | Verfahren zur Herstellung von lackierten, duennen Aluminiumblechen mit hoher mechanischer Festigkeit |
| US3032448A (en) * | 1958-05-17 | 1962-05-01 | Aluminium Walzwerke Singen | Method for producing lacquered thin sheets of aluminum |
| CH480883A (de) * | 1964-08-27 | 1969-11-15 | Alusuisse | Verfahren zur Herstellung aushärtbarer Bänder und Bleche aus aushärtbaren Aluminiumlegierungen mit Kupfergehalten unter 1% |
-
1976
- 1976-12-24 CH CH1629976A patent/CH624147A5/de not_active IP Right Cessation
-
1977
- 1977-03-31 DE DE2714395A patent/DE2714395C2/de not_active Expired
- 1977-12-19 BE BE183567A patent/BE861992A/xx not_active IP Right Cessation
- 1977-12-19 JP JP15281277A patent/JPS5380313A/ja active Granted
- 1977-12-20 NO NO774380A patent/NO146290C/no unknown
- 1977-12-21 GB GB53353/77A patent/GB1593899A/en not_active Expired
- 1977-12-22 SE SE7714669A patent/SE467879B/xx not_active IP Right Cessation
- 1977-12-22 US US05/863,174 patent/US4174232A/en not_active Expired - Lifetime
- 1977-12-22 AT AT923077A patent/AT362593B/de not_active IP Right Cessation
- 1977-12-23 FR FR7739142A patent/FR2375332A1/fr active Granted
- 1977-12-23 IT IT31235/77A patent/IT1089077B/it active
- 1977-12-23 NL NL7714339A patent/NL7714339A/xx not_active Application Discontinuation
- 1977-12-28 CA CA293,954A patent/CA1097196A/en not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| SE7714669L (sv) | 1978-06-25 |
| FR2375332B1 (no) | 1984-08-10 |
| CH624147A5 (no) | 1981-07-15 |
| NO774380L (no) | 1978-06-27 |
| ATA923077A (de) | 1980-10-15 |
| US4174232A (en) | 1979-11-13 |
| JPS6115148B2 (no) | 1986-04-22 |
| BE861992A (fr) | 1978-04-14 |
| DE2714395A1 (de) | 1978-07-06 |
| SE467879B (sv) | 1992-09-28 |
| NL7714339A (nl) | 1978-06-27 |
| JPS5380313A (en) | 1978-07-15 |
| FR2375332A1 (fr) | 1978-07-21 |
| GB1593899A (en) | 1981-07-22 |
| IT1089077B (it) | 1985-06-10 |
| NO146290C (no) | 1982-09-01 |
| AT362593B (de) | 1981-05-25 |
| CA1097196A (en) | 1981-03-10 |
| DE2714395C2 (de) | 1983-12-29 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| NO146290B (no) | Fremgangsmaate for fremstilling av aluminiumblikk | |
| Thompson et al. | Quench rate effects in al-zn-mg-cu alloys | |
| US5882449A (en) | Process for preparing aluminum/lithium/scandium rolled sheet products | |
| Vetrano et al. | Influence of the particle size on recrystallization and grain growth in Al-Mg-X alloys | |
| EP0097319B1 (en) | A cold-rolled aluminium-alloy sheet for forming and process for producing the same | |
| US5938867A (en) | Method of manufacturing aluminum aircraft sheet | |
| CN105829559B (zh) | 成形用铝合金板 | |
| CN101550509A (zh) | 烤漆固化性优良、室温时效得到抑制的铝合金板及其制造方法 | |
| Sanders et al. | Wrought non-heat treatable aluminum alloys | |
| Yan et al. | Microstructural evolution of Al–0.66 Mg–0.85 Si alloy during homogenization | |
| Sun et al. | Development of Mg-Ca-Mn-Ce wrought alloy with both high strength and high thermal stability | |
| WO2021070890A1 (ja) | アルミニウム合金材 | |
| JP4398117B2 (ja) | 微細組織を有する構造用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| Mythili et al. | Selection of optimum microstructure for improved corrosion resistance in a Ti–5% Ta–1.8% Nb alloy | |
| EP0613959A1 (en) | An aluminium alloy sheet for use in press forming , exhibiting excellent hardening property obtained by baking at low temperature for a short period of time and a method of manufacturing the same | |
| TWI674324B (zh) | 鋁錳合金之製造方法 | |
| US5897720A (en) | Aluminum-copper-magnesium-manganese alloy useful for aircraft applications | |
| JP2004027253A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| Sitdikov et al. | Structure and superplasticity of the Al-Mg-TM alloy after equal channel angular pressing and rolling | |
| JPH01127642A (ja) | 絞り成形用熱処理型高強度アルミニウム合金板及びその製造法 | |
| Dorward | Work Hardening and Annealing of Aluminum Alloys | |
| Thanaboonsombut et al. | The effect of cooling rate from the melt on the recrystallization behavior of aluminum alloy 6013 | |
| JP2017066458A (ja) | タブ用アルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| NO814390L (no) | Produkter av aluminiumlegering, samt fremgangsmaate for fremstilling av slike | |
| JPH0860283A (ja) | Ｄｉ缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法 |