NO333575B1 - Aluminiumslegering med høy styrke og høy termisk ledningsevne for anvendelse i varmevekslerribber - Google Patents

Description

Teknisk område

Foreliggende oppfinnelse vedrører et forbedret aluminiumle-geringsprodukt for anvendelse ved fremstilling av varmevekslerribber, og mere spesielt et ribbeutgangsmateriale som har både høy styrke og høy termisk ledningsevne. Oppfinnelsen vedrører også en fremgangsmåte ved fremstilling av aluminiumlegeringsribbeutgangsmaterialet.

Bakgrunnsteknikk

Aluminiumlegeringer har lenge vært anvendt ved fremstilling av varmevekslerribber, eksempelvis for bilradiatorer, kon-densere, fordampere, etc.. Tradisjonelle radiatorribbelege-ringer er blitt sammensatt til å gi høy styrke etter slaglodding, en god slagloddbarhet og en god sigeresistens under slaglodding. Legeringer anvendt for dette formål inneholder som regel et høyt nivå av mangan. Et eksempel er aluminiumlegeringen AA3003. Slike legeringer gir en god slagloddingseffekt; imidlertid er varmeledningsevnen relativt lav. Denne lave termiske ledningsevne var ikke et al-vorlig problem tidligere fordi den vesentlige termiske bar-riere i bilvarmevekslere var ribbe-til-luft varmeoverfø-ring. I den senere tid har det blitt et behov for radiatorer med øket varmeoverføringseffekt. Denne nye generasjon av radiatorer krever nytt ribbemateriale som har en høy styrke så vel som høy termisk ledningsevne.

De nye ribbematerialegenskapene som kreves for bilvarme-vekslerindustrien innbefatter høy strekkstyrke (UTS) etter slaglodding, høy slagloddingstemperatur og høy ledningsevne for ribbematerialet med en tykkelse på ikke mere enn ca. 0,1 mm.

Morris et al., US-patent nr. 3,989,548 beskriver en alum-niumlegering inneholdende Fe, Si, Mn og Zn. Disse legeringer har fortrinnsvis et høyt innhold av Mn, hvilket ville resultere i adekvat styrke, men dårlig ledningsevne. Disse legeringer er ikke beskrevet som å være nyttige for ribbeutgangsmateriale .

I Morris et al., britisk patent nr. 1,524,355 er det beskrevet dispersjonsforsterkede aluminiumlegeringsproduk-ter av Al-Fe tpen som typisk inneholder Fe, Si, Mn og Cu. Cu'et er tilstede i mengder på opp til 0,3%, og dette har en negativ effekt på ledningsevnen og forårsaker gropkorrosjon, begge egenskaper som vil være spesielt ødeleggende for virkemåten for meget tynne ribber.

En legering som er sagt å være nyttig for varmevekslerrib-beutgangsmateriale er beskrevet i Morris et al., US-patent nr. 4,126,487. Denne aluminiumlegering inneholder Fe, Si, Mn og Zn. Det er også foretrukket at den inneholder noe Cu og Mg for øket styrke. Som angitt i GB 1,524,355 kan Cu være tilstede i mengder opp til 0,3 %, hvilket ville være ødeleggende for virkningen av meget tynne ribber.

Videre beskriver JP 3-153835 et ribbemateriale av en aluminiumslegering som også inneholder Fe, Si og Mn, hvor materialet kan benyttes i varmevekslere, og legeringen støpes og valses til ønsket tykkelse. JP 7-070685 beskriver også et ribbemateriale av en aluminiumslegering, hvor legeringen inneholder Mn, Si, Fe, Zr, Cr, Ti, V og Cu, samt minst en av Zn, Sn, In og Mg, og fremgangsmåten består av kontinuerlig støping med vannkjøling, varmvalsing, kaldvalsing og varmebehandling.

Det er en hensikt med foreliggende oppfinnelse å fremstille et nytt aluminiumlegeringsribbeutgangsmateriale som både har høy styrke og høy termisk ledningsevne. Det vises til de selvstendige krav 1 og 6.

Beskrivelse av oppfinnelsen

Foreliggende oppfinnelse vedrører et nytt ribbeutgangsmateriale som er egnet for fremstilling av slagloddede varmevekslere hvor det anvendes tynnere ribber enn det som tidligere var mulig. Dette oppnås under samtidig bibeholdelse av tilstrekkelig styrke og ledningsevne i ribbene som til-later deres anvendelse i varmevekslere.

Den ovenfor nevnte kombinasjon av karakteristika er over-raskende blitt erholdt i henhold til foreliggende oppfinnelse ved å balansere tre noe selvmotsigende egenskaper i materialet, nemlig strekkstyrke (UTS) etter slaglodding, elektrisk/termisk varmeledningsevne etter slaglodding og loddetemperaturen (smeltepunktet for ribbematerialet under slagloddeoperasjonen).

Ett problem ved utvikling av denne type legering er å til-fredsstille ledningsevnekravene. Således, hvis ledningsevnen forbedres ved å modifisere en tradisjonell legerings-sammensetning, eksempelvis ved å nedsette Mn-innholdet i legering AA3003, så vil styrken av legeringen bli for lav. Det ble funnet at den ønskede balanse av egenskaper kunne erholdes ved å utgå fra et materiale i hvilket det var en viss mengde partikkelbasert forsterkning som normalt ikke har en negativ effekt på ledningsevnen. Elementer ble til-satt for å bidra til innherdingsstyrke på omhyggelig valgt måte for å heve styrken uten å senke ledningsevnen eller smeltetemperaturen i en grad som ville gjøre materialet ubrukelig. En mikrostruktur ble utviklet til å gi en optimal kombinasjon av partikkelinnherding og fast oppløsnings-innherding ved innføring av en høy volumfraksjon av jevnt fordelte fine intermetalliske partikler. For å maksimere effekten av partikkel- og oppløsningsinnherding til en gitt blanding, slik at de ønskede egenskaper oppnåes, var det nødvendig å anvende en hurtigkjølebåndstøpeprosedyre, men ikke så hurtig avkjølt slik at det bibeholdes mange ledningsevneødeleggende elementer i fast oppløsning i det endelige ribbeelement (dvs. etter støping, valsing og lodding) .

Aluminiumslegeringen ifølge oppfinnelsen har sammensetningen (alle prosentandeler i vekt%): Fe = 1,20 - 1,80

Si = 0,70 - 0,95

Mn = 0,30 - 0,50

Eventuelt Zn = 0,30 - 2,00

Eventuelt Ti = 0,005 - 0,020

Andre = hver mindre enn 0,05

og 0,15 totale

Al = ad 100

Når Zn er tilstede så er mengden fortrinnsvis mindre enn 1,5 vekt%, og er foretrukket tilstede i mindre enn 1,2 vekt%.

Båndproduktet dannet fra denne legering ifølge oppfinnelsen har en strekkfasthet (UTS) etter lodding større enn ca. 127 MPa, fortrinnsvis større enn ca. 130 MPa, en ledningsevne etter lodding større enn 49,0% IACS, mere foretrukket stør-re enn 49,8% IACS, og mest foretrukket større enn 50,0% IACS, og en loddetemperatur høyere enn 595°C, fortrinnsvis høyere enn 600°C.

Disse båndegenskapene ble bestemt under simulerte slaglod-debetingelser på følgende måte.

UTS etter slaglodding ble bestemt i henhold til den følgen-de prosedyre som simulerer loddebetingelsene. Det bearbei-dede ribbeutgangsmateriale i sin ferdige valsede tykkelse

(eksempelvis etter valsetrinn til en tykkelse på 0,06 mm)

ble plassert i en ovn forvarmet til 570°C, deretter oppvar-met til 600°C i ca. 12 min, holdt ved 600°C i 3 min, av-kjølt til 400°C ved 50°C/min og deretter luftkjølt til rom-temperatur. Deretter ble materialet strekkprøve.

Ledningsevnen etter slaglodding bestemmes som elektrisk ledningsevne på en prøve bearbeidet for UTS bestemmelsen, som simulerer loddebetingelsene, under anvendelse av led-ningsevnebestemmelsen som beskrevet JIS-H0505.

Kort beskrivelse av tegningen

Den vedlagte fig. 1 viser et sideriss av en prøvekonfigura- sjon for bestemmelse av ribbeutgangsmaterialets loddetemperatur.

Loddetemperaturen bestemmes i en prøvekonfigurasjon vist i

fig. 1, hvor en korrugert ribbe 1 er fremstilt fra bearbeidet ribbeutgangsmateriale 2,3 mm høyt x 21 mm bredt, med en stigning på 3,4 mm. Prøven ble lagt mot et bånd av rørmate-riale 2 bestående av ark 3 av legering AA4045 lagt på et

stykke 4 av legering AA3003 hvor båndet 2 er 0,25 mm tykt og AA4045 laget 3 utgjorde 8% av den totale tykkelse. Noco-lok® flussmidel sprøytes på prøveoppsetningen i en mengde på 5 - 7 g/m<2>. Et ytterligere sett av tre "dummy" oppset-ningen 5 er plassert på toppen av prøveoppsetningen, med et avsluttende ark og en vekt 6 på 98 g på toppen derav. Prø-vekombinasjonen oppvarmes til valgte endelige prøvetempera-turer (eksempelvis 595°C, 600°C eller 605°C) ved 50°C/min, og holdes deretter ved denne temperatur i 3 min. Materialet har en loddetemperatur på "x" når ingen av korregeringene i prøveribben smelter under prøveprosedyren ved en høyste sluttholdetemperatur på "x". For eksempel, hvis ingen av korregeringene av prøveribben smeltet ved en sluttholdetemperatur på 600°C, men noe eller all smeltet ved en sluttholdetemperatur på 600°C, da sies loddetemperaturen å være 600°C.

For å møte disse karakteristika må legeringen støpes og formes under helt spesielle betingelser.

For det første må legeringen kontinuerlig båndstøpes med en midlere kjølehastighet større enn 10°C/s. Det er foretrukket at den midlere kjølehastighet er mindre enn 250°C/s, mest foretrukket mindre enn 200°C/s. Støpingen blir fortrinnsvis utført i et støpehulrom som ikke deformerer den dannede slabb under størking. Denne slabb har fortrinnsvis en tykkelse på mindre enn 30 mm. Den støpte slabb kaldvalses til en mellomliggende tykkelse, glødes og deretter kaldvalses til den endelige tykkelse. Kaldvalsingen til den endelig tykkelse etter glødetrinnet er fortrinnsvis mindre enn 60% reduksjon, mere foretrukket mindre enn 50% reduksjon. Slabben kan, om nødvendig, varmvalses til en om-valsetykkelse (1-5 mm tykkelse), mens slik varmevalsing må utføres uten foregående homogenisering.

Den midlere kjølehastighet betyr kjølehastighetsgjennom-snittet gjennom tykkelsen av den støpte slabb, og kjølehas-tigheten bestemmes fra den midlere interdendritiske celle-avstand tatt over tykkelsen av den støpte slabb, som eksempelvis beskrevet i en artikkel av R.E. Spear, et al. i the Transactions of the American Foundrymen's Society, Procee-dings of the sixty-seventh Annual Meeting, 163, volum 71, publisert av the American Foundrymen's Society, Des Plai-nes, Illinois, USA, 1964, sidene 209-215. Den midlere interdendritiske cellestørrelse, som tilsvarer den foretrukne midlere kjølehastighet, er i området 7-15^m.

Beste måter for utførelse av oppfinnelsen

I henhold til oppfinnelsen må mengdene av de individuelle elementer i legeringen kontrolleres nøye. Jernet i legeringen danner intermetalliske partikler med en eutektisk sammensetning under støpingen, hvilke er relativt små og bidrar til partikkelherding. Med et jerninnhold under 1,2 % er det utilstrekkelig jern til å danne det ønskede antall herdende partikler, mens med jerninnhold over 1,8 % dannes store primære intermetalliske fasepartikler, som forhindrer valsing til den ønskede meget tynne ribbetykkelse.

Silisiumet i legeringen i området 0,7 - 0,95% bidrar både til partikkel- og fast oppløsningsinnherding. Under 0,7 % er det utilstrekkelig silisium for dette herdeformål, mens over 0,95 % nedsettes ledningsevnen. Viktigere vil høye silisiuminnhold i legeringen senke smeltetemperaturen til et punkt hvor materialet ikke kan slagloddes. For å gi optimal herding så er silisiuminnhold overstigende 0,8 % spesielt foretrukne.

Når mangan er tilstede i området 0,3 - 0,5% så bidrar dette betydelig til fast oppløsningsherding og til en viss grad partikkelherding av materialet. Under 0,3 % er manganinn-holdet utilstrekkelig for formålet. Over 0,5 % vil tilste-deværelsen av mangan i fast oppløsning være sterk ødeleggende for ledningsevnen.

Balansen mellom jern, silisium og mangan bidrar til oppnåelse av den ønskede styrke, loddbarhet og ledningsevne i det ferdige materiale.

Sinkinnholdet som ligger i området 0,3 - 2,0 %, fortrinnsvis mindre enn 1,5 % og mest foretrukket mindre enn 1,2 % tilveiebringer korrosjonsbeskyttelse for en varmeveksler ved å gjøre ribbene offerbare ved å senke korrosjonspoten-sialet for legeringen. Sink har ingen signifikante positive eller negative effekter på styrken eller ledningsevnen. Et sinkinnhold under 0,3 % er utilstrekkelig for korrosjonsbeskyttelse, mens ingen større fordeler oppnåes ved sinkinnhold over 2,0 %.

Titan, hvis tilstede i legeringen som TiB2, virker som en kornfiner under støping. Når tilstede i mengder større enn 0,02 % har det en tendens til å ha en negativ virkning på ledningsevnen.

Eventuelle tilfeldige elementer i legeringen bør være mindre enn 0,05 % hver og mindre enn 0,15 % i aggregat. Mer spesielt må magnesium være tilstede i mengder mindre enn 0,10 %, fortrinnsvis mindre enn 0,05 %, for å sikre loddbarhet ved "Nocolok"-prosessen. Kobber må holdes under 0,05 % fordi det har en tilsvarende effekt som magnesium på ledningsevnen og vil også forårsake gropkorrosjon.

Ved støpeprosedyren, hvis den midlere kjølehastighet er mindre enn 10°C/s, vil intermetalliske artikler dannet under støping bli for store og vil forårsake valseproblemer. En lavere kjølehastighet vil generelt innbefatte DC-støping og homogenisering og under slike betingelser, ville elementer komme ut av den overmettede matrikslegering og oppløs-ningsinnherdingsmekanismen nedsettes, hvilket resulterer i et materiale med utilstrekkelig styrke. Dette betyr at en kontinuerlig båndstøpeprosess må anvendes. Det eksisterer et antall av slike prosesser, innbefattende valsestøping, beltestøping og blokkstøping. For valsestøping bør den midlere kjølehastighet ikke overstige ca. 1.500°C/s. Belte- og blokkstøping arbeider ved lavere maksimale midlere kjøle-hastigheter på mindre enn 250°C/s, mer foretrukket mindre enn 200°C/s.

Den kontinuerlige støpeprosess danner et stort antall fine intermetalliske partikler (størrelse mindre enn 1^m), og derfor vil et bånd fremstilt ved foreliggende fremgangsmåte, i det ferdige støpte og valsede bånd, har en populasjon av intermetalliske partikler lik eller mindre enn 1 til mere enn 3 x IO<4>partikler/mm<3>.

Det er også foretrukket at legeringen båndstøpes på en måte som unngår deformering av materialet mens det fremdeles er i en "grøtet" tilstand. Hvis deformasjon finner sted under størkning kan dette resultere i for stor senterlinjesegre-gering og problemer under valsing for dannelse av tynt ribbeutgangsmateriale som er nødvendig for moderne anvendel-ser. Det er også foretrukket at støpehulrommet er langstrakt fordi de høye innhold av Si i legeringen resulterer i et langt fryseområde, hvilket fortrinnsvis krever et langstrakt støpehulrom for riktig størkning. Dette betyr i realiteten at båndstøping ved belte- eller blokkstøpere er foretrukket når kjølehastigheten fortrinnsvis er mindre enn 250°C/s og mere foretrukket mindre enn 200°C/s.

Følgelig, i henhold til et spesielt foretrukket trekk blir ribbeutgangsmaterialet fremstilt ved kontinuerlig båndstø-ping av legeringen til å danne en slabb med en tykkelse i området 6 - 30 mm ved en kjølehastighet på 10°C/s eller høyere, men mindre enn 200°C/s, og deretter varmvalse den som-støpte slabb til et 1 - 5 mm tykt ark, kaldvalse til et 0,08 - 0,20 mm tykt ark, gløde ved 340 - 450°C i 1 - 6 timer og deretter kaldvalse til den endelige tykkelse (0,05 - 0,10 mm). Det er foretrukket at den som-støpte slabb innfø-res i varmevalseprosessen ved en temperatur i området 4 00 - 550°C. Varmvalsetrinnet letter den termo-mekaniske prosess og bidrar til utfelling av mangan fra fast oppløsning, som deretter bidrar til oppnåelse av den ønskede ledningsevne i sluttproduktet. Det er spesielt foretrukket at den støpte slabb har en tykkelse på 11 mm eller mer. Den ferdige kaldvalsing bør fortrinnsvis utføres til en mindre enn 60 % tykkelsesreduksjon og mere foretrukket mindre enn 50% reduksjon. Mengden av kaldvalsing i det avsluttende valsetrinn justeres til å gi en optimal kornstørrelse etter lodding, dvs. en kornstørrelse i området 30 - 80^m, fortrinnsvis 40 - 80^m. Hvis kaldvalsereduksjonen er for høy, vil UTS etter lodding bli for høy, mens kornstørrelsen blir for liten og loddetemperaturen blir for lav. På den annen side, hvis kaldreduksjonen er for lav, vil loddetemperaturen være høy, men UTS etter lodding er for lav. Den foretrukne kontinuerlige båndstøping er beltestøping.

EKSEMPEL 1

To legeringer A og B med sammensetningene i tabell 1 ble støpt i en beltestøper med en gjennomsnittlig kjølehastig-het på 40°C/s til en tykkelse på 16 mm, og ble deretter varmvalset til en tykkelse på 1 mm, oppkveilet og fikk henstå til avkjøling. Det om-valsede ark ble deretter kaldvalset til en tykkelse på enten 0,10 mm(A) eller 0,109 mm(B), glødet i en satsglødeovn ved 390°C i 1 time og deretter gitt en avsluttende kaldvalsing til en tykkelse på 0,060 mm (avsluttende kaldvalsingsreduksjon på 40 % for A og 45 % for B). UTS, ledningsevne og loddetemperaturen ble bestemt ved metoden som beskrevet ovenfor, og resultatene er vist i tabell 2. Begge legeringer bearbeidet med en kontinuerlig båndstøping tilfredsstilte spesifikasjonene for det endelige ark.

Den intermetalliske partikkeltetthet ble bestemt for legering B ved å ta SEM-bilder av 12 snitt av lengde- og tverr-retningene av det 0,060 mm kaldvalsede ark under anvendelse av bildeanalyse, og telle antall partikler med en størrelse mindre enn 1^m. Antall partikler med en størrelse mindre

enn 1^m ble funnet å være 5,3 x lOVmm<2>.

EKSEMPEL 2

En legering C med en sammensetning som gitt i tabell 1 ble DC støpt til en barre (508 mm x 1080 mm x 2300 mm), homoge-nisert ved 480°C og deretter varmvalset til å danne et om-valseark med en tykkelse på 6 mm, deretter kveilet opp og fikk henstå til avkjøling. Arket ble deretter kaldvalset til 0,100 mm, glødet ved 390°C i 1 time, deretter kaldvalset til en endelig tykkelse på 0,060 mm (en tykkelsesreduksjon på 40 % i den avsluttende kaldvalsing). Egenskapene for dette ark er gitt i tabell 2. Selv om sammensetningen og valsepraksis falt innen kravene for foreliggende oppfinnelse var UTS mindre enn det som er krevet og loddetemperaturen var mindre enn 595°C, begge som en konsekvens av de lave kjølehastigheter for DC støping, etterfulgt av homogenisering før varmvalsing. Den intermetalliske partikkeltetthet ble bestemt på samme måte som for legering B og ble funnet kun å være 2,7 x lOVmm<2>.

EKSEMPEL 3

Legeringer D og E med sammensetning som vist i tabell 1 ble bearbeidet som i eksempel 1 med en initial kaldvalset tykkelse på 0,1 mm og en avsluttende kaldvalsereduksjon til 40 %. UTS verdiene i tabell 2 viser at de lave innhold av Mn og Si i disse legeringer ga et materiale med utilstrekkelig styrke.

EKSEMPEL 4

Legering F med en sammensetning som vist i tabell 1 (med Fe og Si nær midtområdet for den foretrukne sammensetning og Mn noe over den foretrukne sammensetning) ble bearbeidet som i eksempel 1 med en avsluttende kaldvalsingsreduksjon på 50% til en tykkelse på 0,06 mm. Ledningsevnen som gitt i tabell 2 var lavere enn den foretrukne verdi på 49,8 % IACS, hvilket indikerer en negativ effekt av selv en liten forhøyet mengde av Mn på egenskapene.

EKSEMPEL 5

Legering G med en sammensetning som vist i tabell 1 ble bearbeidet som i eksempel 1 med en avsluttende kaldvalsingsreduksjon på 40% til en tykkelse på 0,06 mm. Loddetemperaturen som vist i tabell 2 var ikke akseptabel da Si var for høy.

EKSEMPEL 6

Legering A med en sammensetning som gitt i tabell 1 ble bearbeidet som i eksempel 1, bortsett fra at legeringen ble støpt i en beltestøper med en gjennomsnittlig kjølehastig-het på 100°C/s. UTS, ledningsevne og loddetemperatur lå alle innen de akseptable områder, men den høyere midlere kjølehastighet (men fremdeles innen området for foreliggende oppfinnelse) har en tendens til å resultere i noe høyere styrke og ledningsevne.

Claims (10)

1. Fremgangsmåte ved fremstilling av et aluminiumlegeringsribbeutgangsmateriale, karakterisert vedat en legering omfattende 1,2 - 1,8 % Fe, 0,7 - 0,95 % Si, 0,3 - 0,5 % Mn, eventuelt 0,3 - 2,0 % Zn, eventuelt 0,005 - 0,02 % Ti, mindre enn 0,15 % av andre elementer i aggregat omfattende mindre enn 0,05 % Cu og mindre enn 0,05 % Mg, og resten Al, kontinuerlig båndstøpes ved en kjølehastighet overstigende 10°C/s, uten forutgående homogenisering, legeringen varmvalses i som-støpt form før kaldvalsing, kaldvalse båndet til en mellomliggende arktykkelse, gløde arket ved 340-450°C i 1 - 6 timer og kaldvalse arket til slutt-tykkelsen til å gi et ribbeutgangsmateriale som har en strekkstyrke etter lodding større enn 127 MPa og en ledningsevne etter lodding større enn 49,0 % IACS.

2. Fremgangsmåte ifølge krav 1,karakterisert vedat kjølehastigheten er mindre enn 250°C/s, fortrinnsvis mindre enn 200°C/s.

3. Fremgangsmåte ifølge krav 1 eller 2,karakterisert vedat det støpte bånd varmvalses uten forutgående homogenisering til et om-valsebånd før kaldvalsing.

4. Fremgangsmåte ifølge hvilke som helst av kravene 1-3,karakterisert vedat en slabb støpes med en tykkelse på ikke mer enn 30 mm, fortrinnsvis 6-30 mm.

5. Fremgangsmåte ifølge krav 4,karakterisert vedat den som-støpte slabb varmvalses, uten forutgående homogenisering, til å gi et 1 - 5 mm tykt ark.

6. Fremgangsmåte ifølge hvilke som helst av kravene 1-5,karakterisert vedat arket etter glødning kaldvalses til en sluttbåndtykkelse på mindre enn 0,10 mm, fortrinnsvis under anvendelse av en reduksjon på mindre enn 60%.

7. Aluminiumlegeringsribbeutgangsmateriale,karakterisert veden sammensetning omfattende 1,2 - 1,8 % Fe, 0,70 - 0,95 % Si, 0,3 - 0,5 Mn, eventuelt 0,3 - 2,0% Zn, eventuelt 0,005 - 0,02 % Ti, mindre enn 0,15 % av andre elementer i aggregat omfattende mindre enn 0,05 % Cu og mindre enn 0,05 % Mg, og resten Al, hvilket bånd har en ledningsevne etter slaglodding større enn 49,0 % IACS, fortrinnsvis større enn 49,8% IACS, og en strekkstyrke etter slaglodding større enn 127 MPa.

8. Materiale ifølge krav 7, karakterisert veden slagloddetemperatur overstigende 595°C.

9. Materiale ifølge krav 8, karakterisert veden tykkelse på mindre enn 0,10 mm.

10. Materiale ifølge kravene 7-9,karakterisert vedat det er erholdt ved kontinuerlig båndstøping av legeringen med en kjølehastig-het overstigende 10°C/s, men mindre enn 200°C/s, varmvalse båndet til et om-valseark uten homogenisering, kaldvalse om-valsearket til en mellomliggende tykkelse, gløde arket og kaldvalse arket til den endelige tykkelse.