DE19938995C2

DE19938995C2 - Verfahren zur Herstellung eines Al-Mg-Si-Aluminiumlegierungsblech zum Formen mit guten Oberflächeneigenschaften

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Publication number: DE19938995C2
Application number: DE19938995A
Authority: DE
Inventors: Katsushi Matsumoto; Masahiro Yanagawa; Yasuo Takaki
Original assignee: Kobe Alcoa Transportation Products Ltd; Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1998-02-20
Filing date: 1999-08-17
Publication date: 2002-10-24
Anticipated expiration: 2019-08-18
Also published as: DE19938995C5; DE19938995A1; JP4063388B2; JPH11236639A

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Legierungsblech vom Typ Al-Mg-Si, welches 0,2 bis 1,5 Gew.-% Mg und 0,2 bis 1,5 Gew.-% Si enthält. Das Blech weist Texturen auf, in welchen die Orientierungsverteilungsdichte der Goss-Orientierung 3 oder weniger ist, die Orientierungsverteilungsdichte der PP-Orientierung 3 oder weniger ist und die Orientierungsverteilungsdichte der Brass-Orientierung 3 oder weniger ist. Das Blech kann 0,01 bis 1,5 Gew.-% des Gesamtgewichts eines oder mehrerer Elemente enthalten, welche aus der Gruppe, bestehend aus Mn, Cr, Si, Zr, V und Ti, ausgewählt sind. Das Blech kann ferner 0,01 bis 1,5 Gew.-% des Gesamtgewichts eines oder mehrerer Elemente enthalten, welche aus der Gruppe, bestehend aus Cu, Ag, Zn und Sn, ausgewählt ist/sind. Auf diese Weise werden Rillenspuren im Aluminiumlegierungsblech unterdrückt.

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Al-Mg-Si- Aluminiumlegierungsblechs bzw. -platte bzw. -blatts (im folgenden als "Al-Mg-Si- Blech" bezeichnet) mit guter Preß- bzw. Druck-Formbarkeit bzw. -Umformbarkeit und insbesondere mit guten Oberflächeneigenschaften. Im besonderen betrifft die folgende Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines Al-Mg-Si-Blechs zum Umformen bzw. Formen, welches zur Verwendung beispielsweise als Baumateri al für Dächer, Innenausstattungsteile, Vorhangwände und dergleichen und als Material für Geräte bzw. Werkzeuge, elektrische Teile, optische Instrumente, Fahrzeuge, wie Kraftfahrzeuge, Schienenfahrzeuge und Flugzeuge, allgemeine mechanische Teile und dergleichen wünschenswert ist.

Im Stand der Technik wurden Al-Mg-Legierungen hauptsächlich als Aluminium legierungsbleche mit guter Formbarkeit verwendet. Derartige Al-Mg-Legierungen weisen jedoch als Nachteile auf, daß die Back-Härtbarkeit niedrig ist und daß Zugbeanspruchungsspuren erzeugt werden können, wenn sie dem Preß-Formen unterworfen werden. Daher hat eine Al-Mg-Si-Legierung als Ersatz für die Al-Mg- Legierung die Aufmerksamkeit auf sich gezogen. Die Al-Mg-Si-Legierung weist als Vorteile auf, daß sie eine gute Kaltformbarkeit und eine hohe Korrosions beständigkeit aufweist und durch eine Alterungs- bzw. Vergütungsbehandlung eine hohe Festigkeit erhält.

Wie jedoch in den japanischen vorläufigen Patentveröffentlichungen Nr. Hei 7- 228956 und Hei 8-232052 beschrieben wurde, besteht das Problem, daß beim Formen eines Al-Mg-Si-Legierungsblechs eine Oberflächenrauhigkeit auf der Blechoberfläche erzeugt wird, welche "Rillenspur" (englisch: "ridging marks") genannt werden. Die Rillenspuren sind streifenähnliche Unregelmäßigkeiten, welche parallel zur Richtung des Walzens erzeugt werden, wenn das Blech dem Formen unterworfen wird. Sie werden insbesondere dann besonders auffällig erzeugt, wenn Formungsmethoden, wie Streckformen, Gesenkpreßschmieden, Tiefziehen oder Ausbeulen bzw. Ausbuchten, in Richtung senkrecht zur Richtung des Walzens auf das Blech angewandt werden. Ein Blech mit Rillenspuren kann wegen seines mangelhaften Aussehens nicht für Produkte verwendet werden, welche insbesondere eine feine Oberfläche benötigen, wie Innenausstattungs teile, Kameragehäuse, Außenbleche für Kraftfahrzeuge und dergleichen.

Die vorstehend genannten japanischen vorläufigen Patentveröffentlichungen Nr. Hei 7-228956 und Nr. Hei 8-232052 beabsichtigten, die Erzeugung von Rillen spuren zu verhindern, indem sie die Bedingungen in jedem Prozeß, wie die Bedingungen des Heißwalzens, streng kontrollieren, um dadurch Körner zu erzeugen, welche fein sind und eine zufällige Kristallorientierung aufweisen.

Jedoch konnten diese Druckschriften des Stands der Technik nicht die Zu sammensetzung eines Blechs herausfinden, in welchem keine Rillenspuren erzeugt werden, und konnten die neueren, strengen Ansprüche an die Qualität einer Oberfläche nicht ausreichend erfüllen.

Die Al-Mg-Si-Aluminiumlegierung, welche in der japanischen vorläufigen Patent veröffentlichung Nr. Hei 8-325663 beschrieben sind, wurde mit einer auf die Streckbarkeit gerichteten Aufmerksamkeit entwickelt, während die Oberflächen eigenschaften keine Betrachtung fanden. Daher kann die Legierung die neueren, strengen Bedingungen für die Oberflächenqualität nicht erfüllen.

Abstract von JP 1-31954 sowie Abstract von JP 07228956 A beschreiben jeweils ein texturiertes Blech sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung.

Somit liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung eines Al-Mg-Si-Aluminiumlegierungsblechs zum Formen bzw. Umfor men bereitzustellen, bei welchem das Erzeugen von Rillenspuren verhindert werden soll und dessen Oberfläche hochwertig sein soll.

Diese Aufgabe wird durch die in den Patentansprüchen gekennzeichneten Gegenstände gelöst.

Im Rahmen der vorliegenden Erfindung wurde festgestellt, daß es zum Verhin dern der Erzeugung von Rillenspuren in einem Al-Mg-Si-Legierungsblech wirksam ist, eine Texturkontrolle präzise durchzuführen, um dadurch die Texturen der Goss-Orientierung, PP-Orientierung und Brass-Orientierung im Endprodukt zu reduzieren.

Insbesondere weist ein erfindungsgemäß hergestelltes Al-Mg-Si-Legierungsblech mit guten Oberflächeneigenschaften als Material zum Umformen bzw. Formen Texturen auf, in welchen die Orientierungsverteilungsdichte der Goss-Orientie rung 3 oder weniger ist, die Orientierungsverteilungsdichte der PP-Orientierung 3 oder weniger ist und die Orientierungsverteilungsdichte der Brass-Orientierung 3 oder weniger ist.

Solange eine Al-Mg-Si-Legierung die vorstehend beschriebenen Texturen auf weist, wird die Erzeugung von Rillenspuren unterdrückt. Eine besonders bevor zugt hergestellte Al-Mg-Si-Legierung enthält 0,2 bis 1,5% Mg und 0,2 bis 1,5% Si. Die Legierung vom Al-Mg-Si-Typ kann ein oder mehrere Elemente, welche aus der Gruppe, bestehend aus Mn, Cr, Fe, Zr, V und Ti ausgewählt sind, in einer Gesamtmenge von 0,01 bis 1,5 Gew.-% und unter der Bedingung enthal ten, daß Mn in einer Menge von 1,0 Gew.-% oder weniger, Cr in einer Menge von 0,3 Gew.-% oder weniger, Fe in einer Menge von 1,0 Gew.-% oder weni ger, Zr in einer Menge von 0,3 Gew.-% oder weniger, V in einer Menge von 0,3 Gew.-% oder weniger und Ti in einer Menge von 0,1 Gew.-% oder weniger vorliegen. Die Legierung vom Al-Mg-Si-Typ kann auch ein oder mehrere Elemen te, welche aus der Gruppe, bestehend aus Cu, Ag, Zn und Sn, ausgewählt sind, in einer Gesamtmenge von 0,01 bis 1,5 Gew.-% und unter der Bedingung enthalten, daß Cu in einer Menge von 1,0 Gew.-% oder weniger, Ag in einer Menge von 0,2 Gew.-% oder weniger, Zn in einer Menge von 1,0 Gew.-% oder weniger und Sn in einer Menge von 0,2 Gew.-% oder weniger vorliegen.

Die vorliegende Erfindung kann ein Legierungsblech vom Al-Mg-Si-Typ als Material zum Formen bereitstellen, bei dem die Erzeugung von Rillenspuren unterdrückt ist.

Nach mehreren Untersuchungen hinsichtlich der Ursache der Rillenspuren, welche beim Unterwerfen einer herkömmlichen Aluminiumlegierung dem Preß- Formen erzeugt werden, wurde festgestellt, daß die Erzeugung von Rillenspuren aus einer ungenügenden Texturkontrolle herrührt.

Im folgenden werden Texturen einer Aluminiumlegierung beschrieben. In einer Aluminiumlegierung existieren Orientierungskomponenten der kubischen Orientie rung, der RW-Orientierung, der CR-Orientierung, der Brass-Orientierung, der Goss-Orientierung, der PP-Orientierung, der C-Orientierung und der S-Orientie rung, welche die folgenden sind:

Kubische Orientierung	{001}<100<
RW-Orientierung	{001}<110<
CR-Orientierung	{001}<520<
Brass-Orientierung	{011}<211<
Goss-Orientierung	{011}<100<
PP-Orientierung	{011}<122<
C-Orientierung	{112}<111<
S-Orientierung	{123}<634<.

Gemäß der vorliegenden Erfindung wird eine Abweichung der Orientierungs komponente von einer der vorstehenden exakten Orientierung um ±10 Grad oder weniger im wesentlichen als zu dieser Orientierungskomponente zugehörig betrachtet. Nur hinsichtlich der Brass-Orientierungs- und der PP-Orientierungs komponente wird eine Abweichung der Orientierungskomponente von der exakten Brass- oder PP-Orientierung von ±8 Grad oder weniger als zur Brass- oder PP-Orientierungskomponente zugehörig betrachtet.

Eine gewöhnliche Aluminiumlegierung ist aus den vorstehenden Orientierungs komponenten aufgebaut. Wenn sich das Zusammensetzungsverhältnis ändert, ändert sich die plastische Anisotropie (wie nachstehend beschrieben) eines Blechs und die Preß-Formbarkeit wird besser oder schlechter.

Eine quantitative Beurteilung der Orientierungen beschreibt die Orientierungsver teilungsdichte. Die Orientierungsverteilungsdichte wird durch das Verhältnis der Größe einer Orientierung zur Größe einer zufälligen Orientierung repräsentiert und wird durch Messen mindestens dreier herkömmlicher Polfiguren mit einer ge wöhnlichen Röntgenstrahlenbeugungsmethode und Verwendung der Kristallit orientierungsverteilungsfunktion [siehe Shin-ichi Nagashima, "Textur" (ver öffentlicht von Maruzen Kabushiki Kaisha) 1984, Seiten 8 bis 44; Seminar der Metallurgischen Gesellschaft "Textur" (herausgegeben von der Metallurgischen Gesellschaft Japans) 1981, Seiten 3 bis 7] erhalten. Alternativ kann die Orientie rungsverteilungsdichte auch durch Daten erhalten werden, welche durch eine Elektronenstrahlungsstreuungsmethode, eine SEM(Scanning-Electron-Microsco py)-ECP(Electron-Channeling-Pattern)-Methode, eine SEM-EBSP(Electron-Back- Scattered-Pattern)-Methode oder dergleichen unter Messung einer Kristallitorien tierungsverteilungsfunktion basieren. Da die Orientierungsverteilung sich mit der Richtung der Dicke eines Blechs verändert, wird der Durchschnitt der Orientie rungsverteilungsdichten an einigen willkürlich ausgewählten Punkten in Richtung der Dicke berechnet.

Es wurde der Mechanismus der Erzeugung von Rillenspuren untersucht, indem die Texturen von Al-Mg-Si-Legierungsblechen variiert wurden und es wurde untersucht, ob Rillenspuren in diesen Blechen erzeugt wurden, und es wurde festgestellt, daß die Goss-Orientierung, die PP-Orientierung und die Brass-Orien tierung, welche in der gleichen Ebene eine starke plastische Anisotropie zeigen, Rillenspuren verursachen.

Insbesondere zeigt bei der Goss-Orientierung, der PP-Orientierung und der Brass- Orientierung der R-Wert (Lankford-Wert) in der gleichen Ebene eine plastische Anisotropie, welche weit größer als in anderen Orientierungen ist. Noch speziel ler wird in der Goss-Orientierung, der PP-Orientierung und der Brass-Orientierung eine Reduzierung bzw. Verringerung der Dicke eines Blechs durch das Ziehen des Blechs in Richtung der Breite des Blechs, in Richtung in einem Winkel von 20° zur Richtung des Walzens bzw. in Richtung zu einem Winkel von 55° zur Rich tung des Walzens kaum verursacht, während die Reduzierung der Dicke durch Ziehen des Blechs in die anderen Richtungen verursacht wird. Dieser große Unterschied in der Dickenreduzierungsrate verursacht Unregelmäßigkeiten auf einer Oberfläche (Rillenspuren).

Daher ist es zum Unterdrücken der Erzeugung von Rillenspuren wirksam, die Texturen der Goss-Orientierung, der PP-Orientierung und der Brass-Orientierung zu vermindern. Insbesondere, wenn die Orientierungsverteilungsdichte der Goss- Orientierung auf 3 oder geringer, die Orientierungsverteilungsdichte der PP- Orientierung auf 3 oder geringer und die Orientierungsverteilungsdichte der Brass-Orientierung auf 3 oder geringer eingestellt wird, wird die Erzeugung von Rillenspuren unterdrückt. Wenn andererseits die Orientierungsverteilungsdichte einer dieser Orientierungen das Vorstehende übersteigt, werden Rillenspuren sichtbar erzeugt und die Qualität einer Oberfläche verschlechtert sich. Es ist bevorzugt, daß die Orientierungsverteilungsdichte der Goss-Orientierung auf 2 oder niedriger, die Orientierungsverteilungsdichte der PP-Orientierung auf 2 oder weniger und die Orientierungsverteilungsdichte der Brass-Orientierung auf 2 oder weniger eingestellt wird.

Im folgenden werden die Legierungselemente bzw. -komponenten der Al-Mg-Si- Legierung beschrieben werden.

Mg, Si

Diese Elemente sind wichtig, da sie Mg₂Si-Aggregate (Cluster), welche "GP- Zonen" genannt werden, oder Zwischenphasen bilden und zum Erhärten durch Backen beitragen. Sie spielen auch beim Verbessern der Kaltverfestigungseigen schaft eines Blechs und beim Erhöhen der Bruchgrenze beim Preß-Formen eine Rolle. Ferner wirken während des Durchwärmens erzeugte stabile Mg₂Si-Phasen als bevorzugte Stellen zur Bildung von Keimen der Umkristallisationsorientierun gen und haben eine große Wirkung auf die Bildung der Texturen eines Blechs.

Wenn sowohl der Mg-Gehalt als auch der Si-Gehalt geringer als 0,2 Gew.-% sind, kann durch das Backen keine ausreichende Festigkeit erhalten werden. Wenn der Mg-Gehalt und der Si-Gehalt beide 1,5 Gew.-% übersteigen, wird die Eigenschaft des Härtens durch Backen schlecht und die Formbarkeit wird wegen der Bildung sperriger Verbindungen, von welchen aus leicht Brüche auftreten können, viel schlechter. Die Bildung gewünschter Texturen wird auch verhindert. Es ist besser, wenn der Mg-Gehalt 0,8% oder weniger beträgt und der Si-Gehalt 1,3% oder weniger beträgt.

Mn, Cr, Fe, Zr, V, Ti

Mn, Cr, Zr, V und Ti bilden eine große Menge feiner Dispersoide, wenn das Durchwärmen für die lange Zeit von 4 Stunden oder länger bei einer hohen Temperatur von 530°C oder höher durchgeführt wird. Die Dispersoide wirken als bevorzugte Stellen zur Bildung von Keimen bzw. Kernen von Umkristallisations orientierungen und sind zum Erhalten gewünschter Texturen wirksam. Die Disperoide sind auch wirksam, um die Kristallkörner feiner zu machen und dadurch die Rißbildungsgrenze beim Formen zu erhöhen. Ferner sind Mn und Cr insofern wichtig, da sie zum Härten durch Backen beitragen. Wenn jedoch der Mn-Gehalt 1,0 Gew.-% übersteigt, der Cr-Gehalt 0,3 Gew.-% übersteigt, der Zr- Gehalt 0,3 Gew.-% übersteigt, der V-Gehalt 0,3 Gew.-% übersteigt oder der Ti- Gehalt 1,0 Gew.-% übersteigt, werden grobkörnige Verbindungen gebildet, welche das Auftreten von Brüchen wahrscheinlich machen, so daß die Formbar keit viel schlechter wird. Die Bildung gewünschter Texturen ist auch gehindert.

Fe bildet Konstituentenphasen bzw. intermetallische Verbindungen, wie Al₇Cu₂Fe, Al₁₂(Fe, Mn)₃Cu₁₂, (Fe, Mn)Al₆, α-AlFeSi, β-AlFeSi und dergleichen. Diese Konstituentenphasen wirken als bevorzugte Stellen zur Bildung von Kri stallkeimen der Umkristallisationsorientierungen und sind wirksam, gewünschte Texturen zu erhalten. Wenn jedoch der Fe-Gehalt 1,0 Gew.-% übersteigt, wer den grobkörnige Verbindungen gebildet, von denen aus leicht Brüche auftreten, so daß die Formbarkeit viel schlechter wird. Die Bildung gewünschter Texturen ist auch gehindert.

Wenn der Gehalt der vorstehenden Elemente insgesamt niedriger als 0,01 Gew.- % ist, werden die vorstehend beschriebenen Effekte nicht erhalten. Wenn der Gehalt der vorstehenden Elemente insgesamt 1,5 Gew.-% übersteigt, werden grobkörnige Verbindungen, von denen aus leicht Brüche auftreten können, gebildet, so daß die Formbarkeit viel schlechter wird. Die Bildung gewünschter Texturen ist auch gehindert.

Ein besonders bevorzugter Bereich der Menge jedes Elements ist wie folgt: der Mn-Gehalt beträgt 0,5 Gew.-% oder weniger, der Cr-Gehalt beträgt 0,2 Gew.-% oder weniger, der Fe-Gehalt beträgt 0,5 Gew.-% oder weniger, der Zr-Gehalt beträgt 0,2 Gew.-% oder weniger, der V-Gehalt beträgt 0,2 Gew.-% oder weniger und der Ti-Gehalt beträgt 0,05 Gew.-% oder weniger.

Cu, Ag, Zn, Sn

Diese Elemente fördern die Bildung von Mg₂Si-Aggregaten (Clustern), welche "GP-Zonen" genannt werden, oder Zwischenphasen. Cu, Ag und Zn beschleuni gen das Härten durch Backen. Sn verzögert die Raumtemperaturalterung in Stufen vor dem Backen, und fördert das Altern beim Backen. Wenn jedoch der Gehalt der vorstehenden Elemente insgesamt weniger als 0,01 Gew.-% beträgt, werden die vorstehend beschriebenen Wirkungen nicht erhalten. Wenn anderer seits der Kupfergehalt 1,0 Gew.-% übersteigt, der Ag-Gehalt 0,2 Gew.-% übersteigt, der Zn-Gehalt 1,0 Gew.-% übersteigt, der Sn-Gehalt 0,2 Gew.-% übersteigt oder die Summe der Gehalte dieser Elemente 1,5% übersteigt, werden grobkörnige Verbindungen gebildet, von welchen aus leicht Brüche auftreten, so daß die Formbarkeit schlechter wird. Die Bildung gewünschter Texturen ist auch gehindert.

Ein besonders bevorzugter Bereich der Menge jedes Elements ist wie folgt: Cu- Gehalt ist 0,5 Gew.-% oder weniger, Ag-Gehalt ist 0,1 Gew.-% oder weniger, Zn-Gehalt ist 0,5 Gew.-% oder weniger, und Sn-Gehalt ist 0,1 Gew.-% oder weniger.

Als nächstes werden Bedingungen der Herstellung beschrieben.

Nach gewöhnlichem Gießen, wird Durchwärmen bzw. gleichmäßiges Erwärmen durchgeführt. Wenn Übergangsmetalle wie Mn, Cr, Fe, Zr, V und dergleichen zugegeben wurden und das Durchwärmen für eine lange Zeit von 4 Stunden oder länger bei einer hohen Temperatur von 530°C oder höher durchgeführt wird, kann eine große Anzahl feiner Dispersoiden ausgeschieden bzw. nieder geschlagen werden. Diese Dispersoide sind zum Erhalten gewünschter Texturen wirksam und machen die Körner feiner. Dann wird Heißwalzen durchgeführt und anschließend wird Kaltwalzen durchgeführt. Wenn die Starttemperatur des Warmwalzens höher als 450°C ist, die Wickel- bzw. Haspeltemperatur des Warmwalzens höher als 360°C ist und die End-Reduzierungsrate des Kaltwal zens 85% oder weniger ist, können gewünschte Texturen erhalten werden. Ausglühen bzw. Tempern kann nach dem Warmwalzen durchgeführt werden.

Zum Erhalten gewünschter Texturen ist die Tatsache von besonderer Wichtig keit, daß die Entwicklung einer α-Faser [siehe Kunio Ito; "Light metal", Band 43 (1993), Nr. 5, Seiten 285 bis 293] in einer Legierung vor der Lösungswärmebe handlung, zu welcher Gruppenorientierungen, deren <110<-Achse normal zur Walzebene ist, gehören, wie eine Goss-Orientierung und eine Brass-Orientierung, die Entwicklung von Goss-Orientierung, PP-Orientierung und dergleichen nach dem Lösungsglühen bzw. der Lösungsbehandlung bei der Ausscheidungshärtung verursacht. Daher muß die Entwicklung einer α-Faser in Stufen vor dem Lösungs glühen unterdrückt werden. Eine α-Faser entwickelt sich während des Warmwal zens. Beim Kaltwalzen gilt ferner, daß, je höher die Reduzierungsrate ist, sich um so mehr die α-Faser entwickelt. Um daher die Entwicklung der α-Faser zu verhin dern, ist es notwendig, die Wickeltemperatur des Warmwalzens zu erhöhen, um Umkristallisieren zu verursachen und dadurch die Entwicklung einer α-Faser während des Warmwalzens zu unterdrücken, oder die Reduzierungsrate des Kaltwalzens zu erniedrigen, um die Entwicklung einer α-Faser während des Kalzwalzens zu unterdrücken. Daher beträgt die Wickeltemperatur des Warmwal zens 360°C oder höher und die End-Reduzierungsrate bzw. -rate des Kaltwal zens 85% oder weniger. Wenn ferner das Warmwalzen bei einer Temperatur höher als 450°C begonnen wird, tritt die Umkristallisation während des Walzens leicht auf, so daß Orientierungen, welche nicht in die α-Faser gehören, gebildet werden und die Entwicklung einer α-Faser vermindert ist. Bei einem derartigen Unterdrücken der Entwicklung einer α-Faser in einer Legierung vor der Lösungs glühen wird die Entwicklung von Goss-, Brass- und PP-Orientierungen in der Legierung nach dem Lösungsglühen unterdrückt. Dies trägt zum Unterdrücken der Erzeugung von Rillenspuren bei.

Es ist anzumerken, daß das Erzeugen einer α-Faser durch das Warmwalzen aufgrund des Durchführens von Ausglühen bzw. Tempern nach dem Warmwal zen zum Bewirken einer Umkristallisierung reduziert werden kann.

Lösungsglühen wird zuletzt durchgeführt. Es ist wünschenswert, daß die hohe Temperatur von 530°C beim Lösungsglühen gehalten wird.

Beispiel 1

Legierungen dreier verschiedener Zusammensetzungen, d. h. Al-0,6%Mg-1,0%Si- Legierung (im folgenden als "Basislegierung" bezeichnet), Al-0,6%Mg-1,0%Si- 0,1%Mn-Legierung (im folgenden als "Legierung mit Mn-Zusatz") und Al- 0,6%Mg-1,0%Si-0,1%Fe-Legierung (im folgenden als "Legierung mit Fe-Zusatz" bezeichnet) wurden auf herkömmliche Weise gegossen und Durchwärmen bei einer Temperatur von 550°C für 8 Stunden unterworfen. Dann wurden die Legierungen Warmwalzen unterworfen (begonnen bei einer Temperatur von 500°C) und dadurch aus Blechen einer Dicke von 500 mm in Bleche einer Dicke von 10 bis 1,5 mm geformt. Die Wickeltemperatur des Warmwalzens wurde variiert. Ausglühen nach dem Warmwalzen (gemäß der vorliegenden Erfindung als "Rohausglühen" bezeichnet) wurde für einige Bleche durchgeführt und für andere Bleche nicht durchgeführt. Ferner wurde die Reduzierung beim Kaltwal zen variiert. Die Bleche wurden durch Kaltwalzen in Bleche einer Dicke von 1 mm geformt und dann Lösungsglühen bei einer Temperatur von 550°C für 1 Minute unterworfen.

Eine Zugdeformation von 15% wurde auf die Bleche angewandt und die Ober flächen der Bleche wurden dann beschichtet und untersucht, ob Rillenspuren erzeugt wurden oder nicht (Rillenspuren werden durch Beschichten sichtbarer gemacht, d. h. Beschichten macht es leicht, Rillenspuren zu finden). Ferner wurde als Index für die Formbarkeit die kritische Höhe zur Rißbildung bzw. zum Reißen durch das Durchführen eines Streckformungstests in einer ebenen Beanspru chungszugbedingung bzw. einer Zugbeanspruchung in der Ebene gemessen.

Messungen der Texturen wurden nach dem Lösungsglühen in drei verschiedenen Ebenen jedes Blechs durchgeführt, d. h. eine Oberflächenebene, eine 1/4-Dicken ebene und eine Zentrum-in-der-Dickenebene bzw. eine mittige Dickenebene. Insbesondere wurden herkömmliche Polfiguren von (100), (110) und (111) durch eine gewöhnliche Röntgenstrahlenstreuungsmethode unter Verwendung von Kupfer als Target und der Bedingung, daß die Röntgenröhrenspannung 50 kV betrug und der Röntgenröhrenstrom 200 mA betrug, gemessen. Anschließend wurde unter Verwendung der Kristallitorientierungsverteilungsfunktion die Orientierungsverteilungsdichte jeder Orientierung auf jeder der vorstehenden drei Ebenen berechnet. Dann wurden als Orientierungsverteilungsdichten im ganzen Blech die Durchschnittsorientierungsverteilungsdichten auf den drei Ebenen eines Blechs berechnet.

Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt. Es ist klar, daß die Erzeugung von Rillenspuren in den erfindungsgemäß hergestellten Materialien unterdrückt ist und daß diese Materialien eine gute Formbarkeit aufweisen.

Beispiel 2

Verschiedene, wie in Tabelle 2 gezeigte Legierungen, welche zugegebene Ele mente, wie Mg, Si, Mn, Cr, Fe, Zr, V, Ti und dergleichen, enthalten, wurden auf herkömmliche bzw. gewöhnliche Weise gegossen und Durchwärmen bei einer Temperatur von 550°C für 8 Stunden unterworfen. Dann wurde Warmwalzen durchgeführt (Starttemperatur: 500°C), um dadurch die Legierungen in Bleche einer Dicke von 10 bis 1,5 mm umzuformen. Die Wickeltemperatur des Warm walzens wurde variiert. Rohausglühen wurde nicht durchgeführt. Die Bleche wurden in Bleche einer Dicke von 1 mm durch Kaltwalzen geformt und dann einem Lösungsglühen bei einer Temperatur von 550°C für 1 Minute unterwor fen.

Tabelle 2

Zugegebene Elemente bzw. Legierungsbestandteile (%)

Hinsichtlich der erhaltenen Bleche wurde untersucht, ob Rillenspuren erzeugt wurden oder nicht. Die kritische Höhe bis zur Rißbildung wurde durch einen Streckformungstest gemessen und die Texturen wurden wie in Beispiel 1 gemes sen.

Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt. Es ist klar, daß die Erzeugung von Rillenspuren in den erfindungsgemäß hergestellten Materialien unterdrückt ist und daß solche Materialien eine gute Formbarkeit aufweisen.

Tabelle 3

Bedingungen zur Herstellung von Legierungen, Texturen, Rillenspuren, der kritischen Höhe zur Rißbildung beim Formen

Beispiel 3

Verschiedene, wie in Tabelle 4 gezeigte zugegebenen Elemente, wie Mg, Si, Mn, Cr, Fe, Zr, V, Ti, Cu, Ag, Zn, Sn und dergleichen wurden auf herkömmliche Weise gegossen und Durchwärmen bei einer Temperatur von 550°C für 8 Stunden unterworfen. Dann wurde Warmwalzen durchgeführt (Starttemperatur: 500°C), um dadurch die Legierungen in Bleche einer Dicke von 10 bis 1,5 mm umzuformen. Die Wickeltemperatur des Warmwalzens wurde variiert. Rohaus glühen wurde nicht durchgeführt. Die Bleche wurden in Bleche einer Dicke von 1 mm durch Kaltwalzen geformt und dann einem Lösungsglühen bei einer Temperatur von 550°C für 1 Minute unterworfen.

Tabelle 4

Zugegebene Elemente bzw. Legierungsbestandteile (%)

Es wurde bei den erhaltenen Blechen untersucht, ob Rillenspuren erzeugt wurden oder nicht, die kritische Höhe bis zur Rißbildung wurde durch einen Streckfor mungstest gemessen und die Texturen wurden wie in Beispiel 1 gemessen.

Die Ergebnisse sind in Tabelle 5 gezeigt. Es ist klar, daß die Erzeugung von Rillenspuren in den erfindungsgemäß hergestellten Materialien unterdrückt ist und daß diese Materialien eine gute Formbarkeit haben.

Tabelle 5

Bedingungen der Herstellung von Legierungen, Texturen, Rillenspuren, der kritischen Höhe zur Rißbildung beim Formen

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines Al-Mg-Si-Aluminiumlegierungsblechs zum Formen, das eine Textur aufweist, in welcher die Orientierungsverteilungsdi chte der Goss-Orientierung 3 oder weniger ist, die Orientierungsverteilungsdi chte der PP-Orientierung 3 oder weniger ist und die Orientierungsvertei lungsdichte der Brass-Orientierung 3 oder weniger ist, wobei das Verfahren umfaßt:

a) Durchwärmen einer Al-Mg-Si-Aluminiumlegierung, bestehend aus 0,2 bis 1,5 Gew.-% Mg und 0,2 bis 1,5 Gew.-% Si und dem Rest Alumini um, bei einer Temperatur von 530°C oder höher für mindestens 4 Stunden,
b) Heißwalzen bei einer Starttemperatur von mehr als 450°C und bei einer Wickeltemperatur von mehr als 360°C und
c) Kaltwalzen bei einer End-Reduzierungsrate von 85% oder weniger.

2. Verfahren nach Anspruch 1, wobei das Al-Mg-Si-Aluminiumlegierungsblech ferner als Legierungsbestandteile insgesamt 0,01 bis 1,5 Gew.-% eines oder mehrerer Elemente enthält, welche aus der Gruppe, bestehend aus 1,0 Gew.- % oder weniger Mn, 0,3 Gew.-% oder weniger Cr, 1,0 Gew.-% oder weniger Fe, 0,3 Gew.-% oder weniger Zr, 0,3 Gew.-% oder weniger V und 0,1 Gew.-% oder weniger Ti, ausgewählt sind.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei das Al-Mg-Si-Aluminium legierungsblech als Legierungsbestandteile in einer Gesamtmenge von 0,01 bis 1,5 Gew.-% des Gesamtgewichts ferner eines oder mehrere Elemente enthält, welche aus einer Gruppe, bestehend aus 1,0 Gew.-% oder weniger Cu, 0,2 Gew.-% oder weniger Ag, 1,0 Gew.-% oder weniger Zn und 0,2 Gew.- % oder weniger Sn, ausgewählt sind.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die Orientierungsvertei lungsdichte der Goss-Orientierung auf 2 oder weniger, die Orien tierungsverteilungsdichte der PP-Orientierung auf 2 oder weniger und die Ori entierungsverteilungsdichte der Brass-Orientierung auf 2 oder weniger eingestellt wird.