WO2014029856A1 - Hochumformbares und ik-beständiges almg-band - Google Patents

Hochumformbares und ik-beständiges almg-band Download PDF

Info

Publication number
WO2014029856A1
WO2014029856A1 PCT/EP2013/067487 EP2013067487W WO2014029856A1 WO 2014029856 A1 WO2014029856 A1 WO 2014029856A1 EP 2013067487 W EP2013067487 W EP 2013067487W WO 2014029856 A1 WO2014029856 A1 WO 2014029856A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
aluminum alloy
alloy strip
weight
strip
annealing
Prior art date
Application number
PCT/EP2013/067487
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Henk-Jan Brinkman
Olaf Engler
Natalie Hörster
Original Assignee
Hydro Aluminium Rolled Products Gmbh
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=49084999&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=WO2014029856(A1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Hydro Aluminium Rolled Products Gmbh filed Critical Hydro Aluminium Rolled Products Gmbh
Priority to RU2015110021A priority Critical patent/RU2608931C2/ru
Priority to KR1020157007194A priority patent/KR101709289B1/ko
Priority to ES13756053.8T priority patent/ES2569945T3/es
Priority to CA2882614A priority patent/CA2882614C/en
Priority to JP2015527926A priority patent/JP5923665B2/ja
Priority to CN201380044183.0A priority patent/CN104937120B/zh
Priority to EP13756053.8A priority patent/EP2888383B1/de
Publication of WO2014029856A1 publication Critical patent/WO2014029856A1/de
Priority to US14/624,793 priority patent/US20150159250A1/en

Links

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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
    • 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

Definitions

  • the invention relates to a cold-rolled aluminum alloy strip consisting of an AlMg-aluminum alloy and a process for its preparation. Furthermore, even corresponding components are made from the
  • Aluminum magnesium (AlMg) alloys of type AA 5xxx are used in the form of sheets or plates or strips for the construction of welded or joined structures in shipbuilding, automotive and aircraft construction. They are characterized in particular by a high strength, which increases with increasing
  • ⁇ -A15Mg3 phases separate out along the grain boundaries, which are called ⁇ -particles and can be selectively dissolved in the presence of a corrosive medium. As a result, especially the very good
  • Aluminum alloy of type AA 5182 (AI 4.5% Mg 0.4% Mnj not in
  • heat-stressed areas is used, provided that the presence of a corrosive medium, such as water in the form of moisture, must be expected.
  • a corrosive medium such as water in the form of moisture
  • NAMLT test Standard test according to ASTM G67, in which the samples are exposed to nitric acid and the mass loss due to the
  • Corrosion are more than 15 mg / cm 2 .
  • Automotive sheets require very good formability, as in the case of interior door parts, for example.
  • the requirements are essentially determined by the rigidity of the respective component, where the strength of the material plays only a minor role.
  • the components often go through multi-stage
  • Aluminum alloy has a great influence on the possibilities of using these materials.
  • the previously known materials have meant that the side walls of a motor vehicle could not be pulled deep from a single sheet, which not only a redesign of the side wall, but also additional process steps to provide the side wall part of a
  • the forming behavior can, for example, in stretch-stretching by a
  • Camber test according to Erichsen (DIN EN ISO 20482) are measured, in which a test piece is pressed against the sheet, so that it comes to a cold deformation. During cold working, the force as well as the punch away from the specimen is measured until there is a load drop which causes the formation of a crack.
  • the SZ32 stretch drawing measurements mentioned in the application were made with a punch head diameter of 32 mm and a
  • thermoformability Diameter of 35.4 mm with the help of a Teflon drawing film to reduce friction performed. Further measurements of the thermoformability were made by the so-called plane-strain-depression experiment with a Nakajima Geometry according to DIN EN ISO 12004 with a punch diameter of 100 mm. These are samples with a specified geometry
  • Aluminum alloy layers have the disadvantages that the production is complex and also at joints where the aluminum composite is connected to other parts, for example, cut edges, holes and breakthroughs continue to be given an increased risk of corrosion.
  • the present invention therefore deals with single-layered
  • the object of the present invention is to provide a single-layered aluminum alloy strip which has sufficient resistance to intergranular corrosion and is nevertheless very easy to form, so that deep-drawn parts of large dimensions, for example door parts of motor vehicles, can be provided with sufficient strength ,
  • a method is to be specified with which single-layer aluminum alloy strips can be produced.
  • components produced from the aluminum alloy strips according to the invention are to be specified.
  • the object is achieved by a cold-rolled aluminum alloy strip consisting of an AlMg aluminum alloy, the aluminum alloy comprising the following
  • Alloy components comprising:
  • the final soft annealing of the aluminum alloy strip has been carried out in a continuous furnace.
  • Aluminum alloy of the aluminum alloy strip make it possible to achieve degrees of deformation, which allow sufficient strength, the production of large-scale, deep-drawn aluminum sheet metal parts.
  • Aluminum alloy in addition to one or more of the following alloy contents content limits: 0.03 wt% Si ⁇ 0.10 wt%,
  • the limited alloying content of copper to at most 0.1% by weight leads to an improvement in the corrosion resistance of the aluminum alloy strip.
  • a Cu content of 0.04 wt .-% to 0.08 wt .-% is achieved that copper participates in an increase in strength, but still does not reduce the corrosion resistance too strong.
  • Titanium is commonly used in continuous casting of the aluminum alloy
  • Grain refining agent added for example, in the form of Ti-boride wire or rods. Therefore, the aluminum alloy in another
  • Embodiment a Ti-content of at least 0.01 wt .-% on.
  • a further improvement of the corrosion behavior and the formability of the aluminum alloy strip can be achieved in that the
  • Aluminum alloy additionally has one or more of the following restrictions on the contents of alloy constituents:
  • Al uminiumleg istsbandes influenced and thus in the lowest possible proportions in the aluminum alloy of the aluminum alloy strip according to the invention may be included.
  • the zinc content is set below the impurity threshold of 0.05% by weight to reduce the overall corrosion behavior of the
  • Aluminum alloy strip not to deteriorate.
  • Type AA5182 aluminum alloy values in conjunction with the silicon and manganese levels as described above have an effect on the
  • Formability has. Iron, in combination with silicon and manganese, contributes to the performance of the aluminum alloy strip so that, preferably, the Fe content of the aluminum alloy strip is 0.1 wt.% To 0.25 wt. 10 wt .-% to 0.20 wt .-% is.
  • the Mn content according to a further embodiment of the aluminum alloy strip which should preferably be limited to 0.20 wt .-% to 0.30 wt .-%, in order to optimize the formability of
  • Aluminum alloy ribbon having a Mg content of 4.2 wt .-% to 4.4 wt .-% can be achieved.
  • the aluminum alloy strip according to a next embodiment has a thickness of 0.5 mm to 4 mm.
  • the thickness is 1 mm to 2.5 mm, as in this area are the most applications of the aluminum alloy strip.
  • Aluminum alloy strip in the soft state a yield strength R p o, 2 of min. 110 MPa and a tensile strength R m of min. 255 MPa. It has
  • aluminum alloy tapes with appropriate yield strengths and tensile strengths are particularly well suited for use in the
  • the above-described object is achieved by a method for producing an aluminum alloy strip according to the above-described embodiments in that the method comprises the following method steps:
  • Homogenizing the rolling billet ensures a homogenous structure and a homogeneous distribution of the alloy components in the hot rolling billet to be rolled. Hot rolling at temperatures of 280 ° C - 500 ° C allows a
  • the final cold rolling step is limited to a degree of rolling of 40% to 70% or 50% to 60%, to provide in both cases in the soft annealing for a continuous recrystallization of the aluminum alloy strip.
  • the soft annealing of the finished rolled aluminum alloy strip takes place in the continuous furnace, which usually heating rates of 1 - 10 ° C / sec. and thus, in contrast to chamber furnaces, in which an entire coil is heated, due to the rapid heating have a significant influence on the subsequent properties of the structure of the aluminum alloy strip.
  • the continuous furnace usually heating rates of 1 - 10 ° C / sec. and thus, in contrast to chamber furnaces, in which an entire coil is heated, due to the rapid heating have a significant influence on the subsequent properties of the structure of the aluminum alloy strip.
  • improved formability of the strip is achieved in comparison to variants annealed in the chamber furnace.
  • Aluminum alloy strip can also be produced with an intermediate annealing.
  • the intermediate annealing of the aluminum alloy strip can take place both in the chamber furnace and in the continuous furnace. An influence on the formability could not be determined.
  • the decisive factor is which degree of rolling is achieved during cold rolling to final thickness and whether the soft annealing of the strip takes place in the continuous furnace.
  • the formability and the corrosion resistance are determined in connection with the alloy composition.
  • the aluminum alloy strip according to a further embodiment of the method after annealing to a temperature of max. 100 ° C, preferably to max. Cooled to 70 ° C and then
  • the intermediate annealing can be carried out in a batch furnace or in a continuous furnace. If the aluminum alloy strip cold rolled to a final thickness of 0.5 mm - 4 mm, preferably to a final thickness of 1 mm - 2.5 mm, the typical application areas, especially in automotive very well convertible sheets are available, which can be deep-drawn extensively and simultaneously high strength combined with sufficient
  • the soft annealing is carried out in a continuous furnace at a metal temperature of 350 ° C - 550 ° C, preferably at 400 ° C - 450 ° C for 10 sec. - 5 min., Preferably 20 sec - 1 min. This ensures that the cold strip recrystallized sufficiently by and the corresponding properties in relation to the very good formability and the average grain size with high process reliability and
  • the object shown above is achieved by a component for a motor vehicle which has been produced from the aluminum alloy strip according to the invention.
  • the components are characterized by the fact that they, as already stated, can be deep-drawn over a large area and thus, for example, large-area components can be made available for the automotive industry. In addition, these have due to the provided strength and the necessary
  • the component is according to a further embodiment, a body part or a body part of a motor vehicle, which is loaded in addition to high strength requirements and temperature.
  • the "body-in-white parts" for example, a door inner part or a
  • Tailgate inner part made from the aluminum alloy strip according to the invention.
  • Fig. 1 is a schematic flow diagram of an embodiment of the
  • 2a is a plan view of the sample geometry for the tarpaulin strain measurement according to DIN EN ISO 12004,
  • Fig. 4 shows a typical embodiment of a large, deep-related
  • Fig. 1 shows the sequence of embodiments for the production of
  • FIG. 1 shows schematically the various process steps of the manufacturing process of the aluminum alloy strip according to the invention.
  • step 1 a billet of an AlMg aluminum alloy is cast with the following alloying constituents, for example in DC continuous casting:
  • the rolling ingot in procedural step 2 is subjected to homogenization, which can be carried out in one or more stages.
  • a homogenization temperatures of the rolling ingot are reached from 480 to 550 ° C for at least 0.5 h.
  • process step 3 the rolling ingot is then hot rolled, with typical temperatures of 280 ° C to 500 ° C can be achieved.
  • the final thicknesses of the hot strip are, for example, 2.8 to 8 mm.
  • Hot strip thickness can be selected so that after hot rolling only a cold rolling step 4 takes place, in which the hot strip with a rolling degree of 40% to 70%, preferably 50% to 60% in its thickness is reduced to the final thickness.
  • the aluminum alloy strip cold rolled to final thickness is subjected to soft annealing.
  • the soft annealing is carried out according to the invention in a continuous furnace.
  • the second way was used with an intermediate glow.
  • the hot strip after hot rolling according to process step 3 is fed to a cold rolling 4a, which cold rolled the aluminum alloy strip to an intermediate thickness, which is determined such that the final cold rolling degree of final thickness 40% to 70% or 50% to 60%.
  • the aluminum alloy ribbon is preferably recrystallized throughout.
  • Intermediate annealing was carried out in the embodiments either in a continuous furnace at 400 ° C to 450 ° C or in the chamber furnace at 330 ° C to 380 ° C.
  • the intermediate annealing is shown in FIG. 1 with method step 4b. in the
  • Process step 4c of FIG. 1 is the intermediate annealed
  • step 4c aluminum alloy strip is fed to a cold rolling to final thickness, wherein the degree of rolling in step 4c is between 40% and 70%, preferably between 50% and 60%. Subsequently, the aluminum alloy ribbon is returned to the soft state by a soft annealing, wherein the
  • Soft annealing is carried out according to the invention in a continuous furnace at 400 ° C to 450 ° C.
  • the anneals of Comparative Examples in Table 4 were carried out in the chamber furnace (KO) at 330 ° C to 380 ° C.
  • different degrees of rolling were set after intermediate annealing in addition to different aluminum alloys.
  • the values for the degree of rolling after the intermediate annealing are also given in Tables 1 and 4.
  • the mean grain diameter of the soft-annealed aluminum alloy strip was determined. For this purpose, longitudinal slices were anodized according to the Barker method and then measured under the microscope in accordance with ASTM E1382 and the mean grain size determined by the mean grain diameter.
  • mechanical properties in particular the yield strength R p o, 2, tensile strength R m , the uniform elongation A g and the elongation Aeomm determined, Table 2, 5.
  • mechanical characteristics of the aluminum alloy strips are also the mean particle sizes according to ASTM E1382 in ⁇ indicated.
  • corrosion resistance was against Intercrystalline corrosion measured according to ASTM G67, without additional heat treatment in the initial state (output Oh).
  • a first heat treatment consisted of storing the aluminum strips for 20 minutes at 185 ° C to image the KTL cycle.
  • the aluminum alloy strips were additionally stored for 200 hours or 500 hours at 80 ° C. and then subjected to the corrosion test. Since transformations of aluminum alloy strips or sheets can additionally affect the corrosion resistance, the
  • Aluminum alloy tapes were stretched by about 15% in a further test, subjected to a heat treatment or storage at elevated temperature, and then subjected to an intergranular corrosion test according to ASTM G67 in which mass loss was measured.
  • variant 2 had a mean particle size of 18 ⁇ compared to 33 ⁇ variant 1 had.
  • the tapes in Table 1 were brought to a temperature of 400 ° C - 450 ° C in a continuous belt oven for 20 sec. - 1 min., Then cooled and wound up at less than 100 ° C. The samples taken were then measured according to the corresponding DIN EN ISO standards as indicated in Table 2. It can be seen from Table 2 that variant 1 does not reach the value of 110 MPa with respect to the yield strength and that it does not reach the diagonal measurement,
  • variant 2 also reached the yield strength values of at least 110 M Pa in all tensile directions. It can be clearly seen that variant 3 with the highest Mg content of 4.95% by weight achieves the highest yield strength and tensile strength values. In addition, it can be seen that the varying degree of rolling between variants 1 and 2 not only significantly affects the grain size, but in particular raises the yield strength to a value of significantly more than 110 MPa.
  • the inventive alloy variant 2 has a lower anisotropy compared to the reference, which is reflected in low values of the planar anisotropy Ar.
  • the planar anisotropy Ar is defined as V2- (n + rq-2 rD), where rL, rQ and r »are the r-values in longitudinal, transverse and
  • Diagonal direction correspond.
  • the mean r-value f calculated from l / 4- (rL + rQ + 2ro), does not differ significantly from that of the reference material.
  • Table 3 now shows the measured values taken with respect to intergranular corrosion resistance. It has been found that variant 2 according to the invention has comparable values with respect to the measured values of the reference, in particular with regard to the long-term loading, both in the stretched state and in the unstretched state. Here the variant 2 and the reference are nearly identical. Variant 3, which indeed has the highest yield strength and tensile strength values, showed in the corrosion test, however, that the excessive Mg content would lead to excessive mass loss, especially in the long-term tests, which, in addition to a short tempering cycle of 20 min. At 185 ° C. In addition, a long-term load of 200 hours at 80 ° C have gone through, the result.
  • variant 2 was superior to the reference alloy in the stretch-drawing properties in the SZ32 deepening test as well as in the plane-strain creep test.
  • the significantly improved forming behavior of the aluminum alloy strip according to Variant 2 over the reference aluminum alloy strip shows that even with a reduced Mg content, equivalent yield strengths and tensile strengths can be achieved with the reference alloy without sacrificing resistance to intergranular corrosion. This was demonstrated in particular by the mass loss measurement according to ASTM G67 in the NAML test. Significantly could with the variant 2 an improvement of thermoforming behavior in
  • Camber test according to Erichsen by 7% and in Plane-Strain-Tiefungs broke be determined by about 10%, which the additional reshaping potential of
  • Aluminum alloy ribbons according to the invention shows. This additional
  • Forming potential can be used to produce deep-drawn, large-area sheet-metal shaped parts, for example, door inner parts of a car.
  • Fig. 2a the geometry of the sample body 1 is shown. From a
  • the waisted specimen 1 is cut so that the web 4 has a width of 100 mm and the radii 2 at the waistings 20 mm. With the measure 3, which is 100 mm, the punch diameter is shown.
  • Fig. 2b now shows the sample 1 clamped between two
  • Hold-downs 5, 6 The test piece 1, which was placed on a receptacle 8 and was pressed against the support via the hold-downs 5, 6, is pulled in the direction of the arrow with a punch 7, which has a hemispherical tip with a radius of 100 mm Service.
  • the hold-downs have additional
  • a Teflon drawing film was used to reduce friction in SZ32.
  • Comparative examples were prepared and measured in terms of their mechanical properties and resistance to intergranular corrosion. It has been found that the combination of the use of the continuous furnace in conjunction with a specifically selected particle size of 15 ⁇ - 30 ⁇ , preferably 15 ⁇ - 25 ⁇ leads to a good compromise between corrosion resistance and mechanical measurements.
  • the invention
  • Embodiments Nos. 3, 4, 7, 11 and 15 are equipped with a sufficient resistance to intergranular corrosion and also have the mechanical measurements R p o, 2 and R m necessary for use in the automotive sector, so that they are ideal for the provision of large-area, deep-drawn components are suitable.
  • Aluminum alloy strip of the present invention can be made from a single, deep-drawn sheet metal. The sheet thickness is thereby

Abstract

Die Erfindung betrifft ein kaltgewalztes Alurniniumlegierungsband bestehend aus einer AlMg-Aluminiumlegierung sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung. Ferner sollen auch noch entsprechende Bauteile hergestellt aus den Aluminiumlegierungsbändern vorgeschlagen werden, die Aufgabe, ein einschichtiges Alurniniumlegierungsband zur Verfügung zu stellen, welches eine ausreichende Beständigkeit gegen interkristalline Korrosion aufweist und dennoch sehr gut umformbar ist, so dass auch großflächige Tiefziehteile, beispielsweise Türinnenteile von Kraftfahrzeugen mit ausreichender Festigkeit bereitgestellt werden können, wird durch ein Alurniniumlegierungsband bestehend aus einer AlMg-Aluminiumlegierung gelöst, wobei die AIuminiumlegierung die folgenden Legierungsbestandteile aufweist: Si ≤ 0,2 Gew.-%, Fe ≤ 0,35 Gew.-%, Cu ≤ 0,15 Gew.-%, 0,2 Gew.-% ≤ Mn < 0,35 Gew.-%, 4,1 Gew.-% ≤ Mg ≤ 4,5 Gew.-%, Cr ≤ 0,1 Gew.-%, Zn ≤ 0,25 Gew.-%, Ti ≤ 0,1 Gew.-%, Rest AI und unvermeidbare Verunreinigungen einzeln max. 0,05 Gew.-%, in Summe max. 0,15 Gew.-%, wobei das Alurniniumlegierungsband ein rekristallisiertes Gefüge aufweist, die mittlere Korngröße des Gefüges zwischen 15 μηι und 30 μπι, vorzugsweise zwischen 15 μm und 25 μm beträgt und die Schlussweichglühung des Aluminiumlegierungsbandes in einem Durchlaufofen durchgeführt worden ist.

Description

Hochumformbares und IK-beständiges AlMg-Band
Die Erfindung betrifft ein kaltgewalztes Aluminiumlegierungsband bestehend aus einer AlMg-Aluminiumlegierung sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung. Ferner sollen auch noch entsprechende Bauteile hergestellt aus den
Aluminiumlegierungsbändern vorgeschlagen werden.
Aluminiummagnesium-(AlMg-)legierungen vom Typ AA 5xxx werden in Form von Blechen oder Platten bzw. Bändern für die Konstruktion von geschweißten oder gefügten Strukturen im Schiffs-, Automobil- und Flugzeugbau verwendet. Sie zeichnen sich insbesondere durch eine hohe Festigkeit aus, welche mit zunehmendem
Magnesiumgehalt steigt. AlMg-Legierungen vom Typ AA 5xxx mit Mg-Gehalten von mehr als 3 %, insbesondere mehr als 4 % neigen zunehmend zur interkristallinen Korrosion, wenn sie erhöhten Temperaturen ausgesetzt sind. Bei Temperaturen von 70 - 200°C scheiden sich ß-A15Mg3 Phasen entlang der Korngrenzen aus, welche als ß- Partikel bezeichnet werden und in Anwesenheit eines korrosiven Mediums selektiv aufgelöst werden können. Dies hat zur Folge, dass insbesondere die sehr gute
Festigkeitseigenschaften sowie eine sehr gute Umformbarkeit aufweisende
Aluminiumlegierung vom Typ AA 5182 (AI 4,5 % Mg 0,4 % Mnj nicht in
wärmebelasteten Bereichen eingesetzt wird, sofern mit der Anwesenheit eines korrosiven Mediums, beispielsweise Wasser in Form von Feuchtigkeit, gerechnet werden muss. Dies betrifft insbesondere die Bauteile eines Kraftfahrzeugs, welche üblicherweise einer kathodischen Tauch-Lackierung (KTL) unterzogen und
anschließend in einem Einbrennvorgang getrocknet werden, da bereits durch diesen Einbrennvorgang bei üblichen Aluminiumlegierungsbändern eine Sensibilisierung bezüglich interkristalliner Korrosion hervorgerufen werden kann. Darüber hinaus muss für den Einsatz im Automobilbereich die Umformung bei der Herstellung eines Bauteils sowie die anschließende Betriebsbelastung des Bauteils berücksichtigt werden. Die Anfälligkeit gegen interkristalline Korrosion wird üblicherweise in einem
Standardtest (NAMLT Test) gemäß ASTM G67 geprüft, bei welchem die Proben einer Salpetersäure ausgesetzt werden und der Massenverlust aufgrund der
interkristallinen Korrosion gemessen wird. Gemäß ASTM G67 beträgt der
Massenverlust bei Werkstoffen, welche nicht resistent gegen interkristalline
Korrosion sind, mehr als 15 mg/cm2.
Bleche für den Automobilbereich erfordern, wie beispielsweise bei Türinnenteilen, eine sehr gute Umformbarkeit. Die Anforderungen werden dabei im Wesentlichen von der Steifigkeit des jeweiligen Bauteils bestimmt, wo die Festigkeit des Werkstoffes nur eine untergeordnete Rolle spielt. Die Bauteile durchlaufen oft mehrstufige
Umformprozesse, wie beispielsweise Türinnenteile mit integrierten
Fensterrahmenbereichen. So hat neben den Korrosionseigenschaften auch die Umformbarkeit der AlMg-
Aluminiumlegierung einen hohen Einfluss auf die Möglichkeiten zum Einsatz dieser Werkstoffe. Beispielsweise haben die bisher bekannten Werkstoffe dazu geführt, dass die Seitenwände eines Kraftfahrzeugs nicht aus einem einzigen Blech tief gezogen werden konnten, was nicht nur eine Neukonstruktion der Seitenwand, sondern auch zusätzliche Verfahrensschritte zur Bereitstellung des Seitenwandteils eines
Kraftfahrzeugs erforderlich machte.
Das Umformverhalten kann beispielsweise in Streckziehversuch durch eine
Tiefungsprüfung nach Erichsen (DIN EN ISO 20482) gemessen werden, bei welcher ein Prüfkörper gegen das Blech gedrückt wird, so dass es zu einer Kaltverformung kommt. Während der Kaltverformung wird die Kraft sowie der Stempel weg des Prüfkörpers gemessen, bis es zu einem Lastabfall, welcher die Bildung eines Risses als Ursache hat, kommt. Die in der Anmeldung genannten Streckziehmessungen SZ32 wurden mit einem Stempelkopfdurchmesser von 32 mm und einem
Matrizendurchmesser von 35,4 mm unter Zuhilfenahme einer Teflon-Ziehfolie zur Reduzierung der Reibung durchgeführt. Weitere Messungen der Tiefziehfähigkeit wurden durch den sogenannten Plane-Strain-Tiefungsversuch mit einer Nakajima- Geometrie nach DIN EN ISO 12004 mit einem Stempeldurchmesser von 100 mm durchgeführt. Hierzu werden Proben mit einer spezifizierten Geometrie
Tiefungsprüfungen bis zur Rissentstehung unterzogen, die Tiefung beim Anriss wird dann als Maß für die Umformbarkeit des Werkstoffs herangezogen.
Verbundwerkstofflösungen bestehend aus hoch Mg-haltigen AA5xxx
Aluminiumlegierungen mit vor Korrosion schützenden äußeren
Aluminiumlegierungsschichten haben den Nachteile, dass die Herstellung aufwändig ist und zudem an Verbindungsstellen, an welchen der Aluminiumverbundwerkstoff mit weiteren Teilen verbunden ist, beispielsweise an Schnittkanten, Bohrungen und Durchbrüchen weiterhin eine erhöhte Korrosionsgefahr gegeben ist.
Die vorliegende Erfindung beschäftigt sich daher mit einschichtigen
Aluminiumwerkstoffen. Hiervon ausgehend liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zu Grunde, ein einschichtiges Aluminiumlegierungsband zur Verfügung zu stellen, welches eine ausreichende Beständigkeit gegen interkristalline Korrosion aufweist und dennoch sehr gut umformbar ist, so dass auch großflächige Tiefziehteile, beispielsweise Türinnenteile von Kraftfahrzeugen mit ausreichender Festigkeit bereitgestellt werden können. Darüber hinaus soll ein Verfahren angegeben werden, mit welchem einschichtige Aluminiumlegierungsbänder hergestellt werden können. Schließlich sollen aus den erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungsbändern hergestellte Bauteile angegeben werden.
Gemäß einer ersten Lehre der vorliegenden Erfindung wird die aufgezeigte Aufgabe durch ein kaltgewalztes Aluminiumlegierungsband bestehend aus einer AlMg- Aluminiumlegierung gelöst, wobei die Aluminiumlegierung die folgenden
Legierungsbestandteile aufweist:
Si < 0,2 Gew.-%.
Fe < 0,35 Gew.-%,
Cu < 0,15 Gew.-%,
0,2 Gew.-% < Mn < 0,35 Gew.-%, 4,1 Gew.-% < Mg < 4,5 Gew.-%,
Cr < 0,1 Gew.-%,
Zn < 0,25 Gew.-%,
Ti < 0,1 Gew.-%,
Rest AI und unvermeidbare Verunreinigungen einzeln max. 0,05 Gew.-%, in Summe max. 0,15 Gew.-%, wobei das Aluminiumlegierungsband ein rekristallisiertes Gefüge aufweist, die mittlere Korngröße des Gefüges zwischen 15 μιτι und 30 μm,
vorzugsweise zwischen 15 μπι und 25 μηι beträgt und die Schlussweichglühung des Aluminiumlegierungsbandes in einem Durchlaufofen durchgeführt worden ist.
Es hat sich herausgestellt, dass es innerhalb der Spezifikation der Aluminiumlegierung vom Typ AA5182 einen spezifizierten, eng begrenzten Legierungsbereich gibt, welcher einerseits eine ausreichende Beständigkeit gegen interkristalline Korrosion aufweist und gleichzeitig bei Berücksichtigung bestimmter Nebenbedingungen, wie beispielsweise der mittleren Korngröße und der Art der Schlussweichglühung, auch ein hervorragendes Umformverhalten aufweist. Insbesondere die Kombination der mittleren Korngröße mit den beanspruchten Legierungsbestandteilen der
Aluminiumlegierung des Aluminiumlegierungsbandes ermöglichen es, Umformgrade zu erreichen, die bei ausreichender Festigkeit die Herstellung von großflächig ausgebildeten, tiefgezogenen Aluminiumblechteilen ermöglichen. Insbesondere hat sich gezeigt, dass die Verwendung eines Durchlaufofens statt einer üblicherweise durchgeführten Coilglühung in einem Kammerofen die Umformbarkeit noch einmal signifikant erhöht.
Gemäß einer ersten Ausgestaltung des Aluminiumlegierungsbandes weist die
Aluminiumlegierung zusätzlich eine oder mehrere der folgenden Beschränkungen der Gehalte an Legierungsbestandteilen auf: 0,03 Gew.-% Si < 0,10 Gew.-%,
Cu < 0,1 % vorzugsweise 0,04 % < Cu < 0,08 %, Cr < 0,05 Gew.-%, Zn < 0,05 Gew.-%,
0,01 Gew.-% < Ti < 0,05 Gew.-%
Der eingeschränkte Legierungsgehalt für Kupfer auf maximal 0,1 Gew.-% führt zu einer Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit des Aluminiumlegierungsbands. Bei einem Cu-Gehalt von 0,04 Gew.-% bis 0,08 Gew.-% wird erreicht, dass Kupfer an einer Festigkeitssteigerung beteiligt ist, aber dennoch die Korrosionsbeständigkeit nicht zu stark herabsetzt. Höhere Gehalte an Silizium, Chrom, Zink und Titan als die
angegebenen Werte führen zu einer verschlechterten Umformbarkeit der
Aluminiumlegierung. Der in der Legierung vorhandene Siliziumanteil von 0,03 bis 0,1 Gew.-% führt in Kombination mit den Eisen- und Mangananteilen in den angegebenen Mengen insbesondere zu relativ gleichförmig verteilten, kompakten Partikeln der quaternären a-Al(Fe,Mn)Si-Phase, die die Festigkeit der Aluminiumlegierung steigern, ohne andere Eigenschaften wie die Umformbarkeit oder das Korrosionsverhalten negativ zu beeinflussen.
Titan wird üblicherweise beim Stranggießen der Aluminiumlegierung als
Kornfeinungsmittel zum Beispiel in Form von Ti-Borid-Draht oder -Stangen hinzugegeben. Daher weist die Aluminiumlegierung in einer weiteren
Ausführungsform einen Ti-Anhalt von mindestens 0,01 Gew.-% auf.
Eine weitere Verbesserung des Korrosionsverhaltens und der Umformbarkeit des Aluminiumlegierungsbandes kann dadurch erreicht werden, dass die
Aluminiumlegierung zusätzlich eine oder mehrere der folgenden Beschränkungen der Gehalte an Legierungsbestandteilen aufweist:
Cr < 0,02 Gew.-%,
Zn < 0,02 Gew.-% Es hat sich herausgestellt, dass Chrom deutlich in Gehalten unterhalb der
Verunreinigungsschwelle von 0.05 Gew% die Umformbarkeit des
Al uminiumlegierungsbandes beeinflusst und damit in möglichst geringen Anteilen in der Aluminiumlegierung des erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungsbandes enthalten sein darf. Der Zinkgehalt wird unterhalb der Verunreinigungsschwelle von 0.05 Gew% eingestellt, um das allgemeine Korrosionsverhalten des
Aluminiumlegierungsbandes nicht zu verschlechtern.
Darüber hinaus hat sich herausgestellt, dass Eisen innerhalb der gemäß der
Aluminiumlegierung vom Typ AA5182 zugelassen Werte in Verbindung mit den Silizium- und Mangan-Gehalten wie oben beschrieben einen Effekt auf die
Umformbarkeit aufweist. Eisen trägt in Kombination mit Silizium und Mangan zur Te m p e r a tu r b e s t n d i gke i t des Aluminiumlegierungsbandes bei, so dass bevorzugt der Fe-Gehalt des Aluminiumlegierungsbandes gemäß einer nächsten Ausgestaltung 0,1 Gew.-% bis 0,25 Gew.-% oder 0,10 Gew.-% bis 0,20 Gew.-% beträgt.
Gleiches gilt auch für den Mn-Gehalt gemäß einer weiteren Ausgestaltung des Aluminiumlegierungsbandes, welcher vorzugsweise auf 0,20 Gew.-% bis 0,30 Gew.-% beschränkt werden sollte, um eine optimale Umformbarkeit des
Aluminiumlegierungsbandes zu erreichen.
Einen besonders guten Kompromiss zwischen der Bereitstellung hoher Festigkeiten, guter Korrosionsbeständigkeit gegen interkristalline Korrosion sowie verbesserte Umformeigenschaften können gemäß einer weiteren Ausgestaltung des
Aluminiumlegierungsbandes mit einem Mg-Gehalt von 4,2 Gew.-% bis 4,4 Gew.-% erreicht werden. Um die notwendigen Festigkeiten für die Anwendungsbereiche bereitzustellen, weist das Aluminiumlegierungsband gemäß einer nächsten Ausführungsform eine Dicke von 0,5 mm bis 4 mm auf. Bevorzugt beträgt die Dicke 1 mm bis 2,5 mm, da in diesem Bereich die meisten Anwendungsgebiete des Aluminiumlegierungsbandes liegen. Schließlich werden insbesondere Anwendungsgebiete im Automobilbereich für das erfindungsgemäße Aluminiumlegierungsband dadurch ermöglicht, dass das
Aluminiumlegierungsband im weichen Zustand eine Streckgrenze Rpo,2 von min. 110 MPa und eine Zugfestigkeit Rm von min. 255 MPa aufweist. Es hat sich
herausgestellt, dass insbesondere Aluminiumlegierungsbänder mit entsprechenden Streckgrenzen und Zugfestigkeiten besonders gut für die Anwendung im
Automobilbereich geeignet sind.
Gemäß einer zweiten Lehre der vorliegenden Erfindung wird die oben aufgezeigte Aufgabe durch ein Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumlegierungsbandes entsprechend den oben beschriebenen Ausführungsbeispielen dadurch gelöst, dass das Verfahren die folgenden Verfahrensschritte umfasst:
Gießen eines Walzbarrens, vorzugsweise im DC-Strangguss,
Homogenisieren des Walzbarrens bei 480 °C - 550 °C für min. 0,5 Std.,
Warmwalzen des Walzbarrens bei einer Temperatur von 280 °C bis 500 °C, Kaltwalzen des Aluminiumlegierungsbandes an Enddicke mit einem
Abwalzgrad von 40 % bis 70 % oder 50 % bis 60 % und
Weichglühen des fertig gewalzten Aluminiumlegierungsbandes bei 300 °C - 500 °C in einem Durchlaufofen
Es hat sich herausgestellt, dass mit den angegebenen Parametern in Verbindung mit den genannten Aluminiumlegierungsbestandteilen ein Aluminiumlegierungsband mit mittleren Korngrößen von 15 μηι - 30μηι herstellbar ist, das ausreichende
Beständigkeit gegenüber interkristalliner Korrosion aufweist, ausreichende
Festigkeiten bereitstellt und zudem sehr gute Umformungseigenschaften besitzt, so dass großflächige, tiefgezogene Blechteile hergestellt werden können. Das
Homogenisieren des Walzbarrens sorgt für ein homogenes Gefüges und eine homogene Verteilung der Legierungsbestandteile im zu walzenden Warmwalzbarren. Das Warmwalzen bei Temperaturen von 280 °C - 500 °C ermöglicht eine
durchgehende Rekristallisierung während des Warmwalzens, wobei das Warmwalzen typischerweise bis zu einer Dicke von 2,8 mm - 8 mm durchgeführt wird. Der abschließende Kaltwalzschritt ist beschränkt auf einen Abwalzgrad von 40 % bis 70 % oder 50 % bis 60 %, um in beiden Fällen bei der Weichglühung für eine durchgehende Rekristallisierung des Aluminiumlegierungsbandes zu sorgen. Je größer der Abwalzgrad des Aluminiumlegierungsbandes, desto geringer werden die mittleren Korngrößen, wobei sich herausgestellt hat, dass oberhalb von 70 % Abwalzgrad beim abschließenden Weichglühen eine zu geringe mittlere Korngröße entstehen kann. Unterhalb von 40 % Abwalzgrad werden bei der Weichglühung die mittleren
Korngrößen wiederum zu groß, so dass zwar die Beständigkeit gegen interkristalline Korrosion steigt, allerdings die Umformbarkeit reduziert ist. Die Weichglühung des fertig gewalzten Aluminiumlegierungsbandes findet im Durchlaufofen statt, welche üblicherweise Aufheizraten von 1 - 10 °C/Sek. aufweisen und damit im Gegensatz zu Kammeröfen, bei welchen ein gesamtes Coil erhitzt wird, aufgrund der schnellen Erwärmung einen deutlichen Einfluss auf die späteren Eigenschaften des Gefüges des Aluminiumlegierungsbandes haben. Es konnte insbesondere festgestellt werden, dass bei einer Weichglühung im Durchlaufofen eine verbesserte Umformbarkeit des Bandes im Vergleich zu im Kammerofen geglühten Varianten erreicht wird. Alternativ kann gemäß einer weiteren Ausführungsform des Verfahrens das
Aluminiumlegierungsband auch mit einer Zwischenglühung hergestellt werden.
Gemäß dieser alternativen Variante werden nach dem Warmwalzen alternativ die folgenden Verfahrensschritte durchgeführt: - Kaltwalzen des warmgewalzten Aluminiumlegierungsbandes auf eine
Zwischendicke, welche derart bestimmt ist, dass der abschließende
Kaltwalzgrad an Enddicke 40 % bis 70 % oder 50 % bis 60 % beträgt
Zwischenglühen des Aluminiumlegierungsbandes bei 300 °C bis 500 °C, Kaltwalzen des Aluminiumlegierungsbandes an Enddicke mit einem
Abwalzgrad von 40 % bis 70 % oder 50 % bis 60 %,
Weichglühen des fertig gewalzten Aluminiumlegierungsbandes bei 300 °C bis 500 °C in einem Durchlaufofen
Die Zwischenglühung des Aluminiumlegierungsbandes kann sowohl im Kammerofen als auch im Durchlaufofen erfolgen. Ein Einfluss auf die Umformbarkeit konnte nicht ermittelt werden. Entscheidend ist, welcher Abwalzgrad beim Kaltwalzen an Enddicke erreicht wird und ob die Weichglühung des Bandes im Durchlaufofen stattfindet. Hierdurch werden unabhängig von der Art der Zwischenglühung die Umformbarkeit und die Korrosionsbeständigkeit in Verbindung mit der Legierungszusammensetzung bestimmt. Um eine weitere Veränderung des Gefügezustandes im aufgewickelten Zustand nach der Weichglühung zu verhindern, wird das Aluminiumlegierungsband gemäß einer weiteren Ausgestaltung des Verfahrens nach dem Weichglühen auf eine Temperatur von max. 100 °C, vorzugsweise auf max. 70 °C abgekühlt und anschließend
aufgehaspelt.
Wie bereits zuvor ausgeführt kann die Zwischenglühung gemäß einer weiteren Ausgestaltung des Verfahrens in einem Batchofen oder in einem Durchlaufofen durchgeführt werden. Wird das Aluminiumlegierungsband auf eine Enddicke von 0,5 mm - 4 mm, vorzugsweise auf eine Enddicke von 1 mm - 2,5 mm kaltgewalzt, stehen den typischen Anwendungsgebieten insbesondere im Kraftfahrzeugbau sehr gut umformbare Bleche zur Verfügung, welche großflächig tiefgezogen werden können und gleichzeitig hohe Festigkeiten verbunden mit ausreichender
Korrosionsbeständigkeit gegen interkristalline Korrosion bereitstellen.
Bevorzugt wird die Weichglühung im Durchlaufofen bei einer Metalltemperatur von 350 °C - 550 °C, vorzugsweise bei 400 °C - 450 °C für 10 Sek. - 5 Min., vorzugsweise 20 Sek. - 1 Min. durchgeführt. Hierdurch wird erreicht, dass das Kaltband ausreichend durch rekristallisiert und die entsprechenden Eigenschaften in Bezug auf die sehr gute Umformbarkeit und die mittlere Korngröße mit hoher Prozesssicherheit und
Wirtschaftlichkeit erreicht werden.
Schließlich wird die oben gezeigte Aufgabe durch ein Bauteil für ein Kraftfahrzeug gelöst, welches aus dem erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungsband hergestellt worden ist. Die Bauteile zeichnen sich dadurch aus, dass diese, wie bereits ausgeführt, großflächig tiefgezogen werden können und so beispielsweise großflächige Bauteile für den Kraftfahrzeugbau zur Verfügung gestellt werden können. Darüber hinaus weisen diese aufgrund der bereitgestellten Festigkeiten auch die notwendige
Steifigkeit sowie die Korrosionsbeständigkeit, welche für den Einsatz im
Kraftfahrzeugbau erforderlich sind, auf.
Denkbar ist beispielsweise, dass das Bauteil gemäß einer weiteren Ausgestaltung ein Karosseriebauteil oder ein Karosserieanbauteil eines Kraftfahrzeuges ist, welches neben hohen Festigkeitsanforderungen auch Temperatur belastet ist. Vorzugsweise werden die„Body-in-White-Teile", beispielsweise ein Türinnenteil oder ein
Heckklappeninnenteil, aus dem erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungsband hergestellt.
Im Weiteren soll die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen in Verbindung mit der Zeichnung näher erläutert werden. Die Zeichnung zeigt in
Fig. 1 Ein schematisches Ablaufdiagramm eines Ausführungsbeispiels des
Herstellungsverfahrens des Aluminiumlegierungsbandes,
Fig. 2a in einer Draufsicht die Probengeometrie für die Plane-Strain- Tiefungsmessung gemäß DIN EN ISO 12004,
Fig. 2b in einer Schnittansicht den schematischen Versuchsaufbau der Plane-
Strain-Tiefungsmessung gemäß DIN EN ISO 12004, Fig. 3 in einer Schnittansicht die Versuchsanordnung zur Tiefungsmessung
SZ32 im Erichsen Tiefungsversuch nach DIN EN ISO 20482 und
Fig. 4 ein typisches Ausführungsbeispiel für ein großflächiges, tiefbezogenes
Blechteil gemäß der vorliegenden Erfindung.
Fig. 1 zeigt den Ablauf von Ausführungsbeispielen zur Herstellung von
Aluminiumbändern. Das Ablaufdiagramm von Fig. 1 zeigt schematisch die verschiedenen Verfahrensschritte des Herstellprozess des erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungsbandes.
In Schritt 1 wird ein Walzbarren aus einer AlMg- Aluminiumlegierung mit folgenden Legierungsbestandteilen, beispielsweise im DC-Strangguss gegossen:
Si < 0,2 Gew.-%,
Fe < 0,35 Gew.-%,
Cu < 0,15 Gew.-%,
0,2 Gew.-% < Mn < 0,35 Gew.-%,
4,1 Gew.-% < Mg < 4,5 Gew.-%,
Cr < 0,1 Gew.-%,
Zn < 0,25 Gew.-%,
Ti < 0,1 Gew.-%,
Rest AI und unvermeidbare Verunreinigungen einzeln maximal 0,05 Gew.-%,
Summe maximal 0,15 Gew.-%.
Anschließend wird der Walzbarren im Verfah rensschritt 2 einem Homogenisieren, welches ein- oder mehrstufig durchgeführt werden kann, unterzogen. Bei einem Homogenisieren werden Temperaturen des Walzbarrens vom 480 bis 550 °C für mindestens 0,5 h erreicht. Im Verfahrensschritt 3 wird dann der Walzbarren warmgewalzt, wobei typische Temperaturen von 280 °C bis 500 °C erreicht werden. Die Enddicken des Warmbandes betragen beispielsweise 2,8 bis 8 mm. Die
Warmbandenddicke kann so gewählt werden, dass nach dem Warmwalzen lediglich ein Kaltwalzschritt 4 erfolgt, bei welchem das Warmband mit einem Abwalzgrad von 40% bis 70 %, bevorzugt 50 % bis 60 % in seiner Dicke bis zur Enddicke reduziert wird.
Anschließend wird das an Enddicke kaltgewalzte Aluminiumlegierungsband einer Weichglühung unterzogen. Die Weichgl ühung wird erfindungsgemäß in einem Durchlaufofen durchgeführt. Bei den in Tabelle 1 dargestellten Ausführungsbeispielen wurde der zweite Weg mit einer Zwischenglühung angewendet. Hierzu wird das Warmband nach dem Warmwalzen gemäß Verfahrensschritt 3 einem Kaltwalzen 4a zugeführt, welches das Aluminiumlegierungsband auf eine Zwischendicke kaltwalzt, welche derart bestimmt ist, dass der abschließende Kaltwalzgrad an Enddicke 40 % bis 70 % oder 50 % bis 60 % beträgt. Bei einem nachfolgenden Zwischenglühen wird das Aluminiumlegierungsband vorzugsweise durchgehend rekristallisiert. Die
Zwischenglühung wurde bei den Ausführungsbeispielen entweder im Durchlaufofen bei 400 °C bis 450 °C oder im Kammerofen bei 330 °C bis 380 °C durchgeführt. Die Zwischenglühung ist in Fig. 1 mit dem Verfahrensschritt 4b dargestellt. Im
Verfahrensschritt 4c gemäß Fig. 1 wird das zwischengeglühte
Aluminiumlegierungsband schließlich einem Kaltwalzen an Enddicke zugeführt, wobei der Abwalzgrad im Verfahrensschritt 4c zwischen 40%, und 70 %, bevorzugt zwischen 50 % und 60 % beträgt. Anschließend wird das Aluminiumlegierungsband wieder in den weichen Zustand durch eine Weichglühung überführt, wobei die
Weichglühung erfindungsgemäß im Durchlaufofen bei 400 °C bis 450 °C durchgeführt wird. Die Glühungen der Vergleichsbeispiele in Tabelle 4 wurden im Kammerofen (KO) bei 330 °C bis 380 °C durchgeführt. Bei den verschiedenen Versuchen wurden neben unterschiedlichen Aluminiumlegierungen auch verschiedene Abwalzgrade nach der Zwischenglühung eingestellt. Die Werte für den Abwalzgrad nach der Zwischenglühung sind ebenfalls in Tabelle 1 und 4 angegeben. Zudem wurde der mittlere Korndurchmesser des weichgeglühten Aluminiumlegierungsbandes ermittelt. Hierzu wurden Längsschliffe gemäß der Barker-Methode anodisiert und anschließend unter dem Mikroskop gemäß ASTM E1382 vermessen und die mittlere Korngröße durch den mittleren Korndurchmesser bestimmt.
An den entsprechend hergestellten Aluminiumlegierungsbändern wurden
mechanische Kennwerte, insbesondere die Streckgrenze Rpo,2, Zugfestigkeit Rm, die Gleichmaßdehnung Ag und die Dehnung Aeomm bestimmt, Tabelle 2, 5. Neben den gemäß EN 10002-1 bzw. ISO 6892 gemessenen mechanischen Kenngrößen der Aluminiumlegierungsbänder sind zudem die mittleren Korngrößen nach ASTM E1382 in μιη angegeben. Darüber hinaus wurde die Korrosionsbeständigkeit gegen interkristalline Korrosion gemäß ASTM G67 gemessen, und zwar ohne zusätzliche Wärmebehandlung im Ausgangszustand (Ausgang Oh). Um den Einsatz im
Kraftfahrzeug zu simulieren, wurden die Aluminiumlegierungsbänder vor dem Korrosionstest darüber hinaus unterschiedlichen Wärmebehandlungen unterzogen. Eine erste Wärmebehandlung bestand aus einer Lagerung der Aluminiumbänder für 20 M inuten bei 185 °C, um den KTL-Zyklus abzubilden.
In einer weiteren Messreihe wurden die Aluminiumlegierungsbänder zusätzlich 200 Stunden bzw. 500 Stunden bei 80°C gelagert und anschließend dem Korrosionstest unterzogen. Da Umformungen von Aluminiumlegierungsbändern oder -blechen zusätzlich die Korrosionsbeständigkeit beeinflussen können, wurden die
Aluminiumlegierungsbänder in einem weiteren Versuch um etwa 15 % gereckt, einer Wärmebehandlung bzw. einer Lagerung bei erhöhter Temperatur unterzogen und dann einem Test auf interkristalline Korrosion gemä ASTM G67 unterzogen, bei welchem der Massenverlust gemessen wurde.
In Tabelle 1 sind die Legierungsgehalte von insgesamt vier verschiedenen
Aluminiumlegierungen, welche innerhalb der Spezifikation der Aluminiumlegierung vom Typ AA5182 liegen, angegeben. Die Referenzlegierung stellt das bisher verwendete Material dar und ist im Vergleich zu den Varianten 1, 2 und 3 angeführt. Zusätzlich findet sich in der Tabelle 1 eine Angabe über die Art der Schlussglühung , den Endabwalzgrad und die gemessene mittlere Korngröße (Korndurchmesser) in μιτί. Die Varianten 1 und 2 unterschieden sich dabei lediglich in dem Endabwalzgrad, welcher zur Ausbildung einer anderen Korngröße führt. So unterscheidet sich die Variante 2 von Variante 1 abgesehen von fast identischen Legierungsbestandteilen im Wesentlichen durch einen Endabwalzgrad von 57 % bei identischen
Banddurchlaufofenbedingungen. Das Ergebnis war, dass Variante 2 eine mittlere Korngröße von 18 μιη im Vergleich zu 33 μηι der Variante 1 aufwies. Die Bänder in der Tabelle 1 wurden im Banddurchlaufofen für 20 Sek. - 1 Min. auf eine Temperatur von 400 °C - 450 °C gebracht, anschließend abgekühlt und mit weniger als 100 °C aufgewickelt. Die entnommenen Proben wurden dann wie in der Tabelle 2 angegeben gemäß den entsprechenden DIN EN ISO Normen vermessen. Anhand Tabelle 2 wird deutlich, dass die Variante 1 in Bezug auf die Streckgrenze den Wert von 110 MPa nicht sicher erreicht und bei der diagonalen Messung,
gekennzeichnet mit dem Symbol D, einen Wert von unterhalb von 110 MPa aufweist. Die Messung in Walzrichtung L und quer zur Walzrichtung Q zeigten dagegen, dass Variante 1 gerade eine Streckgrenze Rpo,2 von 1 0 MPa erreichte. Die Referenz sowie die Varianten 2 und 3 lagen deutlich über diesem unteren Grenzwert für die
Streckgrenze. Das erfindungsgemäße Ausführungsbeispiel Variante 2 erreichte sicher die Streckgrenzwerte von mindestens 110 M Pa in allen Zugrichtungen. Deutlich zu erkennen ist, dass die Variante 3 mit dem höchsten Mg-Gehalt von 4,95 Gew.-% die höchsten Streckgrenz- und Zugfestigkeitswerte erreicht. Darüber hinaus ist zu erkennen, dass der unterschiedliche Abwalzgrad zwischen den Varianten 1 und 2 nicht nur die Korngröße deutlich beeinflusst, sondern insbesondere die Streckgrenze auf einen Wert von deutlich mehr als 110 MPa anhebt.
Insbesondere weist die erfindungsgemäße Legierung Variante 2 eine gegenüber der Referenz niedrigere Anisotropie auf, die sich in niedrigen Werten der planaren Anisotropie Ar widerspiegelt. Dabei ist die planare Anisotropie Ar definiert als V2-( n +rq-2 rD), wobei rL,rQ und r» den r-Werten in Längs-, Quer- bzw.
Diagonalenrichtung entsprechen. Dabei unterscheidet sich der mittlere r-Wert f , berechnet aus l/4-(rL+rQ+2ro), nicht wesentlich von dem des Referenzmaterials.
In Tabelle 3 sind nun die Messwerte, welche in Bezug auf die Beständigkeit gegen interkristalline Korrosion aufgenommen wurden, dargestellt. Es zeigte sich, dass die erfindungsgemäße Variante 2 gegenüber den Messwerten der Referenz insbesondere in Bezug auf die Langzeitbelastung vergleichbare Werte sowohl im gereckten Zustand als auch im ungereckten Zustand aufweist. Hier sind die Variante 2 und die Referenz nahezu identisch. Die Variante 3, welche zwar die größten Streckgrenzwerte und Zugfestigkeitswerte aufweist, zeigte im Korrosionstest allerdings, dass der zu große Mg-Gehalt einen zu großen Massenverlust insbesondere bei den Langzeittests, welche neben einem kurzen Tempera tu rzyklu s von 20 Min. bei 185 °C zusätzlich eine Langzeitbelastung von 200 Std. bei 80 °C durchlaufen haben, zur Folge hat. In Bezug auf die Messwerte in Tabelle 3 bezüglich der Umformbarkeit zeigte sich, dass insbesondere die Variante 2 in den Streckzieheigenschaften im Tiefungsversuch SZ32 sowie im Plane-Strain-Tiefungsversuch der Referenzlegierung überlegen war. Das deutlich verbesserte Umformverhalten des Aluminiumlegierungsbandes gemäß Variante 2 gegenüber dem Referenzaluminiumlegierungsband zeigt, dass selbst bei verringertem Mg-Gehalt gleichwertige Streckgrenzwerte und Zugfestigkeitswerte mit der Referenzlegierung erreicht werden können, ohne große Einbußen in Bezug auf die Beständigkeit gegenüber interkristalliner Korrosion. Dies zeigten insbesondere die gemäß ASTM G67 im NAML-Test gemachten Massenverlustmessung. Signifikant konnte mit der Variante 2 eine Verbesserung des Tiefziehverhaltens im
Tiefungsversuch nach Erichsen um 7 % sowie im Plane-Strain-Tiefungsversuch um etwa 10 % ermittelt werden, welche das zusätzliche Umformpotential der
erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungsbänder zeigt. Dieses zusätzliche
Umformpotential kann genutzt werden, um tiefgezogene, großflächige Blechformteile, beispielsweise Türinnenteile eines PKWs, herzustellen.
Im Weiteren soll kurz die Versuchsanordnung für den Versuch„Tiefung SZ32" nach DIN EN ISO 20482 sowie der Plane-Strain-Tiefungsversuch gemäß mit Nakajima- Geometrie nach DIN EN ISO 12004 erläutert werden.
In der Fig. 2a ist die Geometrie des Probenkörpers 1 dargestellt. Aus einem
kreisrunden Blechzuschnitt wird der taillierte Probekörper 1 derart zugeschnitten, dass der Steg 4 eine Breite von 100 mm hat und die Radien 2 an den Taillierungen 20 mm betragen. Mit dem Maß 3, welches 100 mm beträgt, ist der Stempeldurchmesser dargestellt. Fig. 2b zeigt nun den Probekörper 1 eingespannt zwischen zwei
Niederhaltern 5, 6. Der Probekörper 1, welcher auf einer Aufnahme 8 aufgelegt wurde und über die Niederhaltern 5, 6 gegen die Auflage gedrückt wurde, ist mit einem Stempel 7, welcher eine halbkugelförmige Spitze mit einem Radius von 100 mm aufweist, in Pfeilrichtung gezogen worden. Die Niederhalter besitzen zusätzlich
Einlaufradien von 5 bzw. 10 mm an ihrer zur Auflage 8 weisenden Seite. Die Kraft, mit welcher der Tiefungsversuch durchgeführt wird, wird während der Verformung gemessen und ein plötzlicher Lastabfall, welcher die Ausbildung eines Risses signalisiert, führt zur Messung der entsprechenden Ziehstempeltiefe.
Einen ähnlichen Aufbau zeigt der Tiefungsversuch„Tiefung SZ32" nach Erichsen, wobei allerdings keine taillierten Proben verwendet werden. Hier wird lediglich ein Probekörper 9 zwischen einem Niederhalter 10 und einer Aufnahme 11 gehalten und mit einem Stempel 12 gezogen, bis ebenfalls ein Lastabfall in der Ziehkraft gemessen werden kann. Anschließend wird wiederum die entsprechende Position des Stempels vermessen. Die Öffnung der Matrize in Fig. 3 betrug 35,4 mm, der
Stempelkopfdurchmesser 32 mm, d. h. der Stempelradius betrug 16 mm. Zusätzlich wurde eine Teflon-Ziehfolie zur Reduzierung der Reibung im Tiefungsversuch SZ32 verwendet.
In den Tabellen 4 und 5 wurden nun weitere Ausführungsbeispiele und
Vergleichsbeispiele hergestellt und in Bezug auf ihre mechanischen Eigenschaften sowie auf die Beständigkeit gegen interkristalline Korrosion vermessen. Es zeigte sich, dass die Kombination aus dem Einsatz des Durchlaufofens in Verbindung mit einer spezifisch gewählten Korngröße von 15 μηι - 30 μπι, vorzugsweise von 15μηι - 25 μηι zu einem guten Kompromiss zwischen Korrosionsbeständigkeit und mechanischen Messwerten führt. So sind beispielsweise die erfindungsgemäßen
Ausführungsbeispiele Nr. 3, 4, 7, 11 und 15 mit einer ausreichenden Beständigkeit gegen interkristalline Korrosion ausgestattet und weisen zudem die für den Einsatz im Automobilbereich notwendigen mechanischen Messwerte Rpo,2 und Rm auf, so dass diese ideal für die Bereitstellung von großflächigen, tiefgezogenen Bauteilen geeignet sind.
In Fig. 4 ist beispielsweise ein entsprechendes„Body-in-White-Teil, in Form eines Türinnenteils dargestellt, welches unter Verwendung des
Aluminiumlegierungsbandes der vorliegenden Erfindung aus einem einzigen, tiefgezogenen Blech hergestellt werden kann. Die Blechdicke beträgt dabei
vorzugsweise 1,0 - 2,5 mm. Darüber hinaus sind weitere Teile eines Kraftfahrzeuges in Blechschalenbauweise denkbar, wie die Innenteile von Heckdeckel, Motorhaube, sowie Bauteile in der Fahrzeugstruktur, die hohen Anforderungen an Umformbarkeit und interkristalline Korrosion haben.
Tabelle 1
Figure imgf000020_0001
Tabelle 2
Figure imgf000021_0001
Tabelle 3
IK-Massenverluste Umformbarkeit
Variante nicht thermisch 20 min. 185°C 20 min 185°C 17h 15% 15% gereckt Tiefung SZ 2 Plane-Strain behandelt plus 200 h 80°C 130°C gereckt 20 min. 185°C plus 200 h Tiefung
20 min. 80°C [mm]
185°C [mm]
Grenzwert 2,0 4,0 35,0 50,0 15,0 45,0
Referenz 1,2 2,1 29,8 48,8 10,4 42,1 14,2 27,9
Var. 1 (Vergl.) 1,2 1,7 10,4 21,3 4,4 12,9 14,5 30,3
Var. 2 (Erf.) 1,2 2,4 33,7 42,2 13,5 40,1 14,6 30,7
Var. 3 (Vergl.) 1,3 5,3 41,7 55,0 30,4 53,5 14,6 31,6
Tabelle 4
Figure imgf000023_0001
Tabelle 5
Figure imgf000024_0001

Claims

Patentansprüche
1. Kaltgewalztes Aluminiumlegierungsband bestehend aus einer AlMg- Aluminiumlegierung,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Aluminiumlegierung die folgenden Legierungsbestandteile aufweist:
Si < 0,2 Gew.-%,
Fe < 0,35 Gew.-%,
Cu < 0,15 Gew.-%,
0,2 Gew.-% < Mn < 0,35 Gew.-%,
4,1 Gew.-% < Mg < 4,5 Gew.-%,
Cr < 0,1 Gew.-%,
Zn < 0,25 Gew.-%,
Ti < 0,1 Gew.-%,
Rest AI und unvermeidbare Verunreinigungen einzeln maximal 0,05 Gew.-%, in Summe maximal 0,15 Gew.-%, wobei das Aluminiumlegierungsband ein rekristallisiertes Gefüge aufweist, die Korngröße des Gefüges zwischen 15μηι und 30 μιη beträgt und die Schlussweichglühung des Aluminiumlegierungsbandes in einem Durchlaufofen durchgeführt worden ist.
2. Aluminiumlegierungsband nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Aluminiumlegierung zusätzlich eine oder mehrere der folgenden
Beschränkungen der Gehalte an Legierungsbestandteilen aufweist:
0,03 Gew.-% < Si < 0,10 Gew.-%,
Cu < 0,1 %,
Cr < 0,05 Gew.-%,
Zn < 0,05 Gew.-%,
0,01 Gew.-% < Ti < 0,05 Gew.-%. Aluminiumlegierungsband nach Anspruch 1 oder 2,
dadurch gekenn eichnet, dass
die Aluminiumlegierung zusätzlich einen oder mehrere der folgenden
Beschränkungen der Gehalte an Legierungsbestandteilen aufweist:
Cr < 0,02 Gew.-%,
Zn < 0,02 Gew.-%.
Aluminiumlegierungsband nach einem der Ansprüche 1 bis 3,
dadurch gekennzeichnet, dass
der Fe-Gehalt 0,10 Gew.-% bis 0,25 Gew.-% oder 0,10 Gew.-% bis 0,2 Gew.-% beträgt.
Aluminiumlegierungsband nach einem der Ansprüche 1 bis 4,
dadurch gekennzeichnet, dass
der Mn-Gehalt 0,20 Gew.-% bis 0,30 Gew.-% beträgt.
Aluminiumlegierungsband nach einem der Ansprüche 1 bis 5,
dadurch gekennzeichnet, dass
der Mg-Gehalt 4,2 Gew.-% bis 4,4 Gew.-% beträgt.
AI u m i n i u m 1 egi e r u ngsba n d nach einem der Ansprüche 1 bis 6,
dadurch gekennzeichnet, dass
das Aluminiumlegierungsband eine Dicke von 0,5 mm bis 4 mm aufweist.
Aluminiumlegierungsband nach einem der Ansprüche 1 bis 7,
dadurch gekennzeichnet, dass
das Aluminiumlegierungsband im weichen Zustand eine Streckgrenze Rpo,2 von mindestens 110 MPa und eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 255 MPa aufweist.
9. Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumlegierungsbandes nach einem der Ansprüche 1 bis 8 umfassend die folgenden Verfahrensschritte:
- Gießen eines Walzbarrens,
- Homogenisieren des Walzbarrens bei 480 °C bis 550 °C für mindestens 0,5 h,
- Warmwalzen des Walzbarrens bei einer Temperatur von 280 °C bis 500 °C,
- Kaltwalzen des Aluminiumlegierungsbandes an Enddicke mit einem
Abwalzgrad von 40% bis 70 % oder 50 % bis 60 % und
- Weichglühen des fertig gewalzten Aluminiumlegierungsbandes bei 300 °C bis 500 °C in einem Durchlaufofen.
10. Verfahren nach Anspruch 9, wobei na h dem Warmwalzen alternativ die
folgenden Verfahrensschritte durchgeführt werden:
- Kaltwalzen des warmgewalzten Aluminiumlegierungsbandes auf eine
Zwischendicke, welche derart bestimmt ist, dass der abschließende Kaltwalzgrad an Enddicke 40 % bis 70 % oder 50 % bis 60 % beträgt,
- Zwischenglühen des Aluminiumlegierungsbandes bei 300 °C bis 500 °C,
- Kaltwalzen des Aluminiumlegierungsbandes an Enddicke mit einem
Abwalzgrad von 40% bis 70 % oder 50 % bis 60 %
- Weichglühen des fertig gewalzten Aluminiumlegierungsbandes bei 300 °C bis 500 °C in einem Durchlaufofen.
11. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10,
dadurch gekennzeichnet, dass
das Aluminiumlegierungsband nach dem Weichglühen auf eine Temperatur von maximal 100 °C abgekühlt wird und aufgehaspelt wird.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 oder 11,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Zwischenglühung in einem Batchofen oder in einem Durchlaufofen durchgeführt wird. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 12,
dadurch gekennzeichnet» dass
das Aluminiumiegierungsband auf eine Enddicke von 0,5 mm bis 4 mm kaltgewalzt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 13,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Weichglühung im Durchlaufofen bei einer Metalltemperatur von 350 °C bis
550 °C für 10 s bis 5 Min. erfolgt.
Bauteil für ein Kraftfahrzeug hergestellt aus einem Aluminiumiegierungsband gemäß einem der Ansprüche 1 bis 8.
Bauteil nach Anspruch 15,
dadurch gekennzeichnet, dass
das Bauteil ein Karosseriebauteil oder ein Karosserieanbauteil eines
Kraftfahrzeugs ist.
PCT/EP2013/067487 2012-08-22 2013-08-22 Hochumformbares und ik-beständiges almg-band WO2014029856A1 (de)

Priority Applications (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
RU2015110021A RU2608931C2 (ru) 2012-08-22 2013-08-22 AlMg ПОЛОСА С ИСКЛЮЧИТЕЛЬНО ВЫСОКОЙ ФОРМУЕМОСТЬЮ И СТОЙКОСТЬЮ К МЕЖКРИСТАЛЛИТНОЙ КОРРОЗИИ
KR1020157007194A KR101709289B1 (ko) 2012-08-22 2013-08-22 성형성 및 내입간 부식성이 우수한 AlMg 스트립
ES13756053.8T ES2569945T3 (es) 2012-08-22 2013-08-22 Banda de AlMg estable frente a la corrosión intercristalina y altamente conformable
CA2882614A CA2882614C (en) 2012-08-22 2013-08-22 Highly formable and intercrystalline corrosion-resistant almg strip
JP2015527926A JP5923665B2 (ja) 2012-08-22 2013-08-22 高成形性の耐粒界腐食性ＡｌＭｇストリップ
CN201380044183.0A CN104937120B (zh) 2012-08-22 2013-08-22 能够高度成型并且耐晶间腐蚀的铝镁合金带材
EP13756053.8A EP2888383B1 (de) 2012-08-22 2013-08-22 Hochumformbares und ik-beständiges almg-band
US14/624,793 US20150159250A1 (en) 2012-08-22 2015-02-18 Highly formable and intercrystalline corrosion-resistant AIMg strip

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP12181356.2 2012-08-22
EP12181356 2012-08-22
EP2013064736 2013-07-11
EPPCT/EP2013/064736 2013-07-11

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
US14/624,793 Continuation US20150159250A1 (en) 2012-08-22 2015-02-18 Highly formable and intercrystalline corrosion-resistant AIMg strip

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2014029856A1 true WO2014029856A1 (de) 2014-02-27

Family

ID=49084999

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/EP2013/067487 WO2014029856A1 (de) 2012-08-22 2013-08-22 Hochumformbares und ik-beständiges almg-band

Country Status (9)

Country Link
US (1) US20150159250A1 (de)
EP (1) EP2888383B1 (de)
JP (1) JP5923665B2 (de)
KR (1) KR101709289B1 (de)
CN (1) CN104937120B (de)
CA (1) CA2882614C (de)
ES (1) ES2569945T3 (de)
RU (1) RU2608931C2 (de)
WO (1) WO2014029856A1 (de)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020182506A1 (en) 2019-03-08 2020-09-17 Aleris Aluminum Duffel Bvba Method of manufacturing a 5xxx-series sheet product
WO2023031334A1 (de) 2021-09-03 2023-03-09 Speira Gmbh Umformoptimiertes aluminiumlegierungsband und verfahren zur herstellung

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20160186301A1 (en) * 2013-08-21 2016-06-30 Drexel University Annealing Process
ES2961820T3 (es) * 2015-06-05 2024-03-14 Novelis Inc Una pieza de carrocería de automóvil que comprende una aleación de aluminio y un método para producir la pieza de carrocería de automóvil
WO2016207274A1 (de) * 2015-06-25 2016-12-29 Hydro Aluminium Rolled Products Gmbh Hochfestes und gut umformbares almg-band sowie verfahren zu seiner herstellung
MX2019010190A (es) * 2017-02-28 2019-11-28 Tata Steel Ijmuiden Bv Metodo para producir una tira de acero con una capa de recubrimiento de aleacion de aluminio.
CN113186413A (zh) * 2021-04-29 2021-07-30 郑州明泰实业有限公司 一种新能源汽车用5083-o态电池壳侧板的制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1178125A2 (de) * 1995-10-18 2002-02-06 Pechiney Rhenalu AlMg-Legierung mit verbesserten mechanischen Eigenschaften für Schweisskonstruktionen
DE10231437A1 (de) * 2001-08-10 2003-02-27 Corus Aluminium Nv Geschmiedetes Aluminium-Magnesium-Legierungserzeugnis
JP2011052290A (ja) * 2009-09-03 2011-03-17 Sumitomo Light Metal Ind Ltd 缶エンド用アルミニウム合金板及びその製造方法。
EP2302087A1 (de) * 2009-09-15 2011-03-30 Hydro Aluminium Deutschland GmbH Fahrwerkteil aus AL-Verbundwerkstoff

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4151013A (en) 1975-10-22 1979-04-24 Reynolds Metals Company Aluminum-magnesium alloys sheet exhibiting improved properties for forming and method aspects of producing such sheet
JP2671121B2 (ja) 1986-03-10 1997-10-29 スカイアルミニウム 株式会社 伸び、曲げ性、張出し性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延板およびその製造方法
JPH0668146B2 (ja) 1986-09-09 1994-08-31 スカイアルミニウム株式会社 アルミニウム合金圧延板の製造方法
EP0681034A1 (de) 1994-05-06 1995-11-08 The Furukawa Electric Co., Ltd. Verfahren zur Herstellung von Fahrzeugkarosserieblech aus einer Aluminium-Legierung und dadurch hergestelltes Legierungsblech
NL1003453C2 (nl) 1996-06-28 1998-01-07 Hoogovens Aluminium Nv Aluminiumplaat van het AA5000-type en een werkwijze voor het vervaardigen daarvan.
JP4278116B2 (ja) * 1997-03-07 2009-06-10 ノベリス・インコーポレイテッド アルミニウムシートの製造法
RU2230131C1 (ru) * 2002-09-20 2004-06-10 Региональный общественный фонд содействия защите интеллектуальной собственности Сплав системы алюминий-магний-марганец и изделие из этого сплава
SI1466992T1 (sl) * 2003-04-08 2007-12-31 Hydro Aluminium Deutschland Ploščat valjani polizdelek iz aluminijeve zlitine
JP4534573B2 (ja) * 2004-04-23 2010-09-01 日本軽金属株式会社 高温高速成形性に優れたＡｌ‐Ｍｇ合金板およびその製造方法
RU2280705C2 (ru) * 2004-09-15 2006-07-27 Открытое акционерное общество "Каменск-Уральский металлургический завод" Сплав на основе алюминия и изделие из него
EP1852251A1 (de) * 2006-05-02 2007-11-07 Aleris Aluminum Duffel BVBA Verbundblech aus Aluminium
JP2008202134A (ja) * 2007-02-22 2008-09-04 Kobe Steel Ltd プレス成形性に優れたアルミニウム合金熱延板

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1178125A2 (de) * 1995-10-18 2002-02-06 Pechiney Rhenalu AlMg-Legierung mit verbesserten mechanischen Eigenschaften für Schweisskonstruktionen
DE10231437A1 (de) * 2001-08-10 2003-02-27 Corus Aluminium Nv Geschmiedetes Aluminium-Magnesium-Legierungserzeugnis
JP2011052290A (ja) * 2009-09-03 2011-03-17 Sumitomo Light Metal Ind Ltd 缶エンド用アルミニウム合金板及びその製造方法。
EP2302087A1 (de) * 2009-09-15 2011-03-30 Hydro Aluminium Deutschland GmbH Fahrwerkteil aus AL-Verbundwerkstoff

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
ZHAO P Z ET AL: "Development of twin -belt cast AA5XXX series aluminum alloy materials for automotive sheet applications", ALUMINUM ALLOYS: FABRICATION, CHARACTERIZATION AND APPLICATIONS II : PROCEEDINGS OF SYMPOSIA SPONSORED BY THE LIGHT METALS DIVISION OF THE MINERALS, METALS & MATERIALS SOCIETY (TMS) ; HELD DURING TMS 2009 ANNUAL MEETING & EXHIBITION, SAN FRANCISCO, C, vol. 11-17, 15 February 2009 (2009-02-15), pages 11 - 17, XP009150266, ISBN: 978-0-87339-735-3 *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020182506A1 (en) 2019-03-08 2020-09-17 Aleris Aluminum Duffel Bvba Method of manufacturing a 5xxx-series sheet product
WO2023031334A1 (de) 2021-09-03 2023-03-09 Speira Gmbh Umformoptimiertes aluminiumlegierungsband und verfahren zur herstellung

Also Published As

Publication number Publication date
EP2888383A1 (de) 2015-07-01
CA2882614C (en) 2018-01-02
CN104937120A (zh) 2015-09-23
CA2882614A1 (en) 2014-02-27
KR101709289B1 (ko) 2017-02-22
JP5923665B2 (ja) 2016-05-24
JP2015532679A (ja) 2015-11-12
RU2015110021A (ru) 2016-10-20
RU2608931C2 (ru) 2017-01-26
KR20150076151A (ko) 2015-07-06
ES2569945T3 (es) 2016-05-13
EP2888383B1 (de) 2016-03-30
US20150159250A1 (en) 2015-06-11
CN104937120B (zh) 2017-11-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3314031B1 (de) Hochfestes und gut umformbares almg-band sowie verfahren zu seiner herstellung
EP2888382B1 (de) Gegen interkristalline korrosion beständiges aluminiumlegierungsband und verfahren zu seiner herstellung
EP2959028B2 (de) Verwendung einer aluminiumlegierung zur herstellung von halbzeugen oder bauteilen für kraftfahrzeuge
EP2888383B1 (de) Hochumformbares und ik-beständiges almg-band
EP2449145B1 (de) AlMgSi-Band für Anwendungen mit hohen Umformungsanforderungen
DE202007018795U1 (de) Plattiertes Blechprodukt
EP3176275B2 (de) Aluminium-silizium-druckgusslegierung, verfahren zur herstellung eines druckgussbauteils aus der legierung und karosseriekomponente mit einem druckgussbauteil
DE60103302T2 (de) Verfahren zur herstellung eines mit aluminiumlegierung plattierten streifens zur herstellung von hartgelöteten wärmeaustauschern
EP2570257A1 (de) Aluminiumverbundwerkstoff mit AlMgSi-Kernlegierungsschicht
WO2013037919A1 (de) HERSTELLVERFAHREN FÜR AlMgSi-ALUMINIUMBAND
DE112019000856T5 (de) Verfahren zur Herstellung von Aluminiumlegierungsbauelementen
DE602004005529T2 (de) Schmiedealuminiumlegierung
DE2629838A1 (de) Al-legierungsblech fuer finnen eines waermeaustauschers und verfahren zu seiner herstellung
EP2703508B1 (de) Gegen interkristalline Korrosion beständige Aluminiumlegierung
CH700835B1 (de) Aluminium-Verbundwalzblechprodukt.
DE10051525A1 (de) Verfahren zur Herstellung von Blechen, insbesondere Karosserieblechen
EP2924135B1 (de) Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus einer hochumformbaren, mittelfesten Aluminiumlegierung für Halbzeuge oder Bauteile von Kraftfahrzeugen
WO2023031334A1 (de) Umformoptimiertes aluminiumlegierungsband und verfahren zur herstellung
WO2023169657A1 (de) Halbzeug aus aluminium-knetlegierung, dessen herstellung und verwendung und daraus hergestelltes produkt
DE102010020268A1 (de) Aluminium-Magnesium-Legierungsprodukt für geformte Autmobilteile
DE10328614A1 (de) Hochduktiles Aluminiumlegierungsblech

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 13756053

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

DPE1 Request for preliminary examination filed after expiration of 19th month from priority date (pct application filed from 20040101)
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2013756053

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2882614

Country of ref document: CA

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2015527926

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20157007194

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2015110021

Country of ref document: RU

Kind code of ref document: A