Technisches Gebiet

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Blechs oder Bands aus einer Aluminiumlegierung sowie ein dadurch hergestelltes Blech, Band oder Formteil.

Stand der Technik

Um Festigkeit und Umformbarkeit bzw. Duktilität, insbesondere Tiefziehformbarkeit, an einer 5xxx-Aluminiumlegierung bzw. Aluminiumlegierung auf Al-Mg-Basis einzu stellen, ist es bekannt, am Blech oder Band bzw. bei der Metallstruktur des Alumini umlegierungsblechs oder -bands eine feinere mittlere Kristallkorngröße, nämlich von 60 gm oder nach der EP050741 1A1 kleiner 50 gm, vorzusehen. Nachteilig besteht bei solch einer feineren Kristallkorngröße von 60 gm oder kleiner die Gefahr von Typ A Fließfiguren, nämlich Lüders-Linien, an der Oberfläche des plastisch verformten Blechs oder Bands. Al-Mg-Mn-Legierungen sind daher beispielsweise für Außenhaut teile im Karosseriebau, bei denen ssf (strech strain free)-Qualität oder ffa (fließfigu- renarme)-Qualität, also eine Freiheit oder Reduktion von Typ A Fließfiguren, gefordert wird, nur bedingt geeignet.

Darstellung der Erfindung

Es ist daher die Aufgabe der Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung eines Blechs oder Bands aus einer Aluminiumlegierung mit Mg als eines der Hauptlegierungsele mente sowie ein Blech oder Band der eingangs geschilderten Art zu schaffen, das vergleichsweise hohe Festigkeit und Umformbarkeit sowie ssf-Qualität oder ffa-Qua- lität aufweist. Zudem soll das Verfahren einfach in der Handhabung und reproduzier bar sein.

Die Erfindung löst die gestellte Aufgabe hinsichtlich des Verfahrens durch die Merk male des Anspruchs 1 .

Erfindungsgemäß ist das Blech oder Band im Verfahren aus einer Aluminiumlegie rung mit der Zusammensetzung, nämlich von 2,0 bis 5,5 Gew.-% Magnesium (Mg), von 0,2 bis 1 ,2 Gew.-% Mangan (Mn), optional bis 0,45 Gew.-% Silizium (Si), optio nal bis 0,55 Gew.-% Eisen (Fe), optional bis 0,35 Gew.-% Chrom (Cr), optional bis 0,2 Gew.-% Titan (Ti), optional bis 0,2 Gew.-% Silber (Ag), optional bis 4,0 Gew.-% Zink (Zn), optional bis 0,8 Gew.-% Kupfer (Cu), optional bis 0,8 Gew.-% Zirkon (Zr), optional bis 0,3 Gew.-% Niob (Nb), optional bis 0,25 Gew.-% Tantal (Ta), optional bis 0,05 Gew.-% Vanadium (V) und als Rest Aluminium sowie herstellungsbedingt un vermeidbare Verunreinigungen mit jeweils maximal 0,05 Gew.-% und gesamt höchs tens 0, 15 Gew.-%.

Das Verfahren weist folgende Verfahrensschritte nach auf,

• Gießen eines Walzbarrens,

• Warmwalzen des Walzbarrens zu einem warmgewalzten Blech oder Band;

• Kaltwalzen des warmgewalzten Blechs oder Bands auf eine Enddicke;

• Wärmebehandlung des auf die Enddicke kaltgewalzten Blechs oder Bands, umfassend Rekristallisationsglühen mit nachfolgendem beschleunigtem Ab kühlen;

Optional kann das Verfahren folgende Verfahrensschritte aufweisen:

• Homogenisieren des Walzbarrens;

• Zwischenglühen des Blechs oder Bands beim Kaltwalzen des warmgewalzten Blechs oder Bands auf eine Enddicke

• Stabilisieren des beschleunigt abgekühlten Blechs oder Bands bei der Wär mebehandlung; Erfindungsgemäß weist vor der Wärmebehandlung das auf die Enddicke kaltgewalzte Blech oder Band mindestens eine, insbesondere primäre, intermetallische Phase mit ersten Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm (gemessen nach dem Linienschnittverfahren ASTM E1 12) auf - dies durch die Verfahrensschritte vor der Wärmebehandlung. Beispielsweise in dem zumindest Gießen und das Kalt walzen, insbesondere nach dem Zwischenglühen, derart aufeinander abgestimmt werden, dass das Blech oder Band mindestens eine intermetallische Phase mit ers ten Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm aufweist. Diese ersten und damit primären Teilchen sind relativ grob. Diese Teilchen der primären Phase weisen zudem eine hohe Stabilität auf - auch gegenüber einem nachfolgen dem Rekristallisationsglühen bzw. gegenüber einer nachfolgenden Wärmebehand lung.

Mit solch einer Zusammensetzung und Mikrostruktur ist ein Blech oder Band mit ho her Festigkeit und Umformbarkeit sowie ssf Qualität oder ffa Qualität herstellbar - und zwar, wenn dieses auf die Enddicke kaltgewalzte Blech oder Band nach der Wärme behandlung zudem eine mittlere Kristallkorngröße D von < 60 pm (gemessen nach dem Linienschnittverfahren ASTM E1 12) aufweist und die mittlere Kristallkorngröße D in mm und die Anzahl A der ersten Teilchen pro mm ² in der Aluminiumlegierung die Bedingung Vß * A > 1,8 erfüllt -beispielsweise in dem das Rekristallisationsglü hen der Wärmebehandlung derart durchgeführt wird. Durch ein dem Rekristallisati onsglühen nachfolgendes beschleunigtes Abkühlen, kommt es -bedingt durch die un terschiedlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten- zu inneren Spannungen im Gefüge - und zwar zwischen Aluminiummatrix und den ersten Teilchen der interme tallischen Phase, was für eine ausreichende Anzahl an freien Versetzungen bei den ersten Teilchen der intermetallischen Phase sorgt. Damit werden beim Umformen des Blechs oder Bands Lüderslinien-Versetzungen nicht notwendig oder nicht notwendi gerweise ausgebildet. Dies auch bei ungünstigen Verformungen bzw. bei komplexen Geometrien am umgeformten Blech oder Band.

Dieses Verfahren ist zudem einfach in der Handhabung und weist, beispielsweise durch eine Wasserabkühlung für das beschleunigte Abkühlen, höchste Reproduzier barkeit auf, um ein Blech oder Band in ssf-Qualität oder ffa-Qualität herzustellen. Die Anzahl an Versetzungen im Blech oder Band können im Verfahren weiter erhöht werden, wenn U * A > 2 ist. Insbesondere wenn VU * A > 2,5 ist, kann das Blech oder Band vergleichsweise hohen Qualitätsansprüchen genügen, ohne dass auch bei vergleichsweise komplexen Geometrien oder ungünstigen plastischen Verformungen Fließfiguren, beispielsweise Lüders-Linien des Typs A, an der Oberfläche des umge formten Blechs oder Bands befürchtet werden müssen.

Das Verfahren kann in der Reproduzierbarkeit weiter verbessert werden, wenn bei der Wärmebehandlung das Rekristallisationsglühen durch Halten bei einer Tempera tur von 300 °C (Grad Celsius) oder mehr, insbesondere bis 600°C, erfolgt. Dies kann sich weiter verbessern, wenn das Rekristallisationsglühen bei 450°C bis 550°C er folgt. Zudem kann diese Glühtemperatur ausreichend sein, das Gefüge durch ein be schleunigtes Abkühlen ausreichend vorzuspannen, um jene Versetzungen an den ersten Teilchen zu erzeugen, die in weiterer Folge Lüderslinien-Versetzungen nicht notwendig machen.

Dies insbesondere dann, wenn das erwärmte Blech beschleunigt mit einer Abkühlrate von mindestens 10 K/s (Kelvin pro Sekunde), insbesondere mindestens 20 K/s oder mindestens 50 K/s, abgekühlt wird, wobei dieses beschleunigte Abkühlen auf insbe sondere unter 180 °C, insbesondere auf Raumtemperatur erfolgen kann.

Für, in der mittleren Teilchengröße ausreichend groß ausgebildete ersten Teilchen kann gesorgt werden, wenn der Walzbarren unter Einhaltung einer Abkühlrate (bzw. Abkühlgeschwindigkeit) von < 2,5°C/s zur Erstarrung gebracht wird. Dies kann weiter verbessert werden, wenn die Abkühlrate < 2°C/s oder < 1 °C/s oder < 0.75°C/s be trägt. Außerdem kann damit eine eventuelle Reduktion der mittleren Teilchengröße durch nachfolgende Verfahrensschritte, beispielsweise durch das Kaltwalzen, abge fangen werden, eine mittlere Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm vor der Wärmebe handlung sicherzustellen. Zudem kann das optionale Homogenisieren durch Halten bei 450°C bis 550°C für mindestens 0,5 h erfolgten.

Das Warmwalzen kann bei 280°C bis 550°C erfolgen.

Das Kaltwalzen auf die Enddicke, kann mit einem Abwalzgrad von 10% bis 65%, ins besondere von 20% bis 50%, erfolgt. Insbesondere kann es von Vorteil sein, wenn das Kaltwalzen nach dem Zwischenglühen mit einem Abwalzgrad von 10% bis 65%, insbesondere von 20% bis 50% erfolgt, um die Reproduzierbarkeit der mittleren Teil chengröße von 5 pm bis 10 pm zu verbessern.

Das optionale Zwischenglühen kann durch Halten bei 300°C bis 500°C erfolgen.

Das optionale Stabilisieren kann durch Halten bei 80°C bis 120°C für mindestens 0,5 h erfolgt.

Eine mittlere Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm vor der Wärmebehandlung kann insbesondere dann sichergestellt werden, wenn das Produkt von Abwalzgrad in % nach dem Zwischenglühen und Abkühlrate in °C/s die Bedingung 10 < Abwalzgrad * Abkühlrate < 50, insbesondere 20 < Abwalzgrad * Abkühlrate < 45, erfüllt.

Weist die intermetallische Phase eine Al-Mn-Basis auf, können jene Versetzungen in der Aluminium legierung geschaffen werden, anhand deren Fließfiguren besonders standfest vermeidbar sind. Vorzugsweise ist die intermetallische Phase vom Typ Ali3(Mn,Fe)6 oder vom Typ AhsFeM S oder vom Typ Ali2Mn oder vom Typ AIbMh. Diese ersten Teilchen der Primärphase sind eine besonders stabile Phase. Auch ist vorstellbar, dass die primäre Phase die intermetallische Phase ausbildet, um in Zu sammenwirken mit der Wärmebehandlung des Blechs oder Bands eine ausreichende Anzahl an Versetzungen zu schaffen.

Hohe Festigkeit und Umformbarkeit unter Vermeidung von Orangenhaut und Fließfi guren sind durch das Verfahren erreichbar, wenn die Aluminiumlegierung (mit einer Al-Mg-Mn-Basis) von 4,0 bis 5,0 Gew.-% Magnesium (Mg) und/oder von 0,2 bis 0,5 Gew.-% Mangan (Mn) aufweist. Besonders hohe Festigkeit ist erreichbar, wenn die Aluminiumlegierung zusätzlich von 2,0 bis 4,0 Gew.-% Zink (Zn) aufweist (Al-Mg-Zn-Basis). Optional kann diese Alu miniumlegierung noch bis 0,8 Gew.-% Kupfer (Cu) aufweist.

Die Erfindung löst die gestellte Aufgabe hinsichtlich des Blechs oder Bands durch die Merkmale des Anspruchs 8.

Ist das Blech oder Band aus einer Aluminiumlegierung mit den Legierungsgehalten, nämlich von 2,0 bis 5,5 Gew.-% Magnesium (Mg), von 0,2 bis 1 ,2 Gew.-% Mangan (Mn), optional bis 0,45 Gew.-% Silizium (Si), optional bis 0,55 Gew.-% Eisen (Fe), op tional bis 0,35 Gew.-% Chrom (Cr), optional bis 0,2 Gew.-% Titan (Ti), optional bis 0,2 Gew.-% Silber (Ag), optional bis 4,0 Gew.-% Zink (Zn), optional bis 0,8 Gew.-% Kupfer (Cu), optional bis 0,8 Gew.-% Zirkon (Zr), optional bis 0,3 Gew.-% Niob (Nb), optional bis 0,25 Gew.-% Tantal (Ta) und als Rest Aluminium sowie herstellungsbe dingt unvermeidbare Verunreinigungen mit jeweils maximal 0,05 Gew.-% und gesamt höchstens 0, 15 Gew.-% auf, steht eine Legierungskomposition zur Verfügung, mit der eine ausreichend hohe Festigkeit und Umformbarkeit/Duktilität erreichbar ist - wie dies beispielsweise für Außenhautteile im Karosseriebau gefordert wird.

Freiheit von Orangenhaut und Fließfiguren, unter anderem Lüders-Linien, kann am umgeformten Blech oder Band ermöglicht werden, wenn dieses Blech oder Band eine mittlere Kristallkorngröße D von < 60 pm (gemessen nach dem Linienschnittverfahren ASTM E1 12) und mindestens eine, insbesondere primäre, intermetallische Phase mit ersten Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm (gemessen nach dem Linienschnittverfahren ASTM E1 12) aufweist, und wobei die mittlere Kris tallkorngröße D in mm und die Anzahl A der ersten Teilchen in der Aluminiumlegie rung pro mm ² die Bedingung U * A > 1,8 erfüllt. Zudem ist es notwendig, dass das Blech oder Band einer Wärmebehandlung, umfassend Rekristallisationsglühen mit nachfolgendem beschleunigtem Abkühlen und optional einem Stabilisieren des be schleunigt abgekühlten Blechs oder Bands, unterworfen worden ist. Damit werden an den ersten Teilchen Versetzungen im Gefüge des Blechs oder Bands erzeugt. Diese ersten und damit primären Teilchen sind auch stabil gegenüber der Wärmebehand lung, mit der die Mikrostruktur des Blechs oder Bands weiter eingestellt wird.

So führt die erfindungsgemäße mittlere Kristallkorngröße D von < 60 pm dazu, dass durch das vergleichsweise feine Kristallkorn des Blechs oder Bands eine hohe Fes tigkeit und Umformbarkeit ermöglicht werden.

Letztgenanntes wird jedoch nicht durch Fließfiguren an der Oberfläche des umge formten Blechs oder Bands beeinträchtigt, da erfindungsgemäß die im Blech oder Band vorliegenden ersten Teilchen eine begrenzte mittlere Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm aufweisen sowie die mittlere Kristallkorngröße D in mm und die Anzahl A der ersten Teilchen in der Aluminiumlegierung pro mm ² die Bedingung U * A > 1,8 erfüllt.

Wird nämlich im Verfahren zur Herstellung das Blech oder Band durch Rekristallisa tionsglühen und danach beschleunigtes Abkühlen wärmebehandelt, kann dies auf grund der Zusammensetzung und der sich daraus ergebenden Mikrostruktur für eine ausreichend hohe Anzahl an Versetzungen im Blech oder Band sorgen. Dies behin dert die Ausbildung von Lüderslinien-Versetzungen selbst bei komplexen Geomet rien. Erfindungsgemäß ist damit ein Blech oder Band aus einer Aluminiumlegierung, vorzugsweise mit einer Al-Mg Basis (bzw. Mg als eines der Hauptlegierungsele mente) in ssf-Qualität oder ffa-Qualität geschaffen, das sich zudem durch ausrei chende Festigkeit und Umformbarkeit beispielsweise für Außenhautteile im Karosse riebau auszeichnen kann.

Die Anzahl an Versetzungen im Blech oder Band können weiter erhöht werden, wenn VH * A > 2 ist. Insbesondere wenn Ö * A > 2,5 ist, kann das Blech oder Band ver gleichsweise hohen Qualitätsansprüchen genügen, ohne dass auch bei vergleichs weise komplexen Geometrien oder ungünstigen plastischen Verformungen Fließfigu ren, beispielsweise Lüders-Linien des Typs A, an der Oberfläche des umgeformten Blechs oder Bands befürchtet werden müssen.

Eine ausreichende Anzahl an Versetzungen, um Fließfiguren am umgeformten Blech oder Band zu vermeiden, kann sich ergeben, wenn die Kristallstruktur an jedem ersten Teilchen mehr als 200, insbesondere mehr als 400, Versetzungen aufweist. Dies ist erreichbar, wenn das Blech oder Band durch Erwärmen und durch danach beschleunigtes Abkühlen derart wärmebehandelt wurde, dass die Kristallstruktur bei jedem ersten Teilchen mehr als 200, insbesondere mehr als 400, Versetzungen auf weist.

Vorzugsweise ist die Anzahl A der ersten Teilchen > 10 Teilchen/mm ² , was für eine ausreichende Verteilung der Versetzungen im Blech oder Band ermöglichen kann, um Fließfiguren zu vermeiden. Dies insbesondere, wenn die Anzahl A der ersten Teil chen > 25 Teilchen/mm ² , vorzugsweise > 35 Teilchen/mm ² , ist.

Weist die intermetallische Phase eine Al-Mn-Basis auf, können jene Versetzungen in der Aluminium legierung geschaffen werden, anhand derer standfest Fließfiguren ver meidbar sind. Vorzugsweise ist die intermetallische Phase vom Typ Ali3(Mn,Fe)6 oder vom Typ AhsFeM S oder vom Typ Ali2Mn oder vom Typ AteMn. Diese ersten Teil chen der Primärphase sind eine besonders stabile Phase. Auch ist vorstellbar, dass die primäre Phase die intermetallische Phase ausbildet, um durch die nachfolgende Wärmebehandlung des Blechs oder Bands eine ausreichende Anzahl an Versetzun gen zu schaffen.

Flohe Festigkeit und Umformbarkeit unter Vermeidung von Orangenhaut und Fließfi guren ist erreichbar, wenn die Aluminiumlegierung von 4,0 bis 5,0 Gew.-% Magne sium (Mg) und/oder von 0,2 bis 0,5 Gew.-% Mangan (Mn) aufweist.

Besonders hohe Festigkeit ist erreichbar, wenn die Aluminiumlegierung zusätzlich von 2,0 bis 4,0 Gew.-% Zink (Zn) aufweist (mit einer Al-Mg-Zn-Basis). Optional kann diese Aluminiumlegierung noch bis 0,8 Gew.-% Kupfer (Cu) aufweist.

Das erfindungsgemäße Blech oder Band kann sich außerdem besonders zur Ferti gung eines Formteils, insbesondere Fahrzeugteils, vorzugsweise Karosserieteils, durch Blechumformen eignen. Bevorzugt wird aus dem Blech oder Band eine Platine gefertigt, um ein Blechumformverfahren vornehmen zu können. Im Allgemeinen wird erwähnt, dass die mittlere Kristallkorngröße und die mittlere Teil chengröße nach dem Linienschnittverfahren ASTM E 1 12 gemessen werden.

Vorzugsweise weist die Aluminiumlegierung eine Al-Mg-Basis auf.

Außerdem kann das Blech oder Band eine mittlere Kristallkorngröße D von < 50 gm,

< 40 gm oder < 30 gm aufweisen.

Außerdem kann die Abkühlrate (bzw. Abkühlgeschwindigkeit) < 2,4°C/s, < 2,3°C/s,

< 2,2°C/s, < 2, 1 °C/s, < 2,0°C/s, < 1 ,9°C/s, < 1 ,8°C/s, < 1 ,7°C/s, < 1 ,6°C/s, < 1 ,5°C/s,

< 1 ,4°C/s, < 1 ,3°C/s, < 1 ,2°C/s, < 1 , 1 °C/s, < 1 ,0°C/s, < 0,9°C/s, < 0,8°C/s, < 0,7°C/s oder < 0,6°C/s sein.

Im Allgemeinen wird erwähnt, dass das Band in ein Spaltband oder in Bleche getrennt oder auch vom Blech oder Band Platinen abgetrennt werden können, um diese Halb zeuge umzuformen, beispielsweise blechumzuformen. Das Umformen kann ein Tief ziehen, Rollprofilieren etc. sein.

Im Allgemeinen wird erwähnt, dass die Aluminiumlegierung beispielsweise vom Typ EN AW-5083 oder EN AW-5086 oder EN AW-5182 oder EN AW-5454 oder EN AW- 5457 oder EN AW-5754 sein kann.

Wege zur Ausführung der Erfindung

Zum Nachweis der erzielten Effekte wurden beispielsweise kaltgewalzte Halbzeuge, nämlich Feinbleche aus einer Aluminiumlegierung mit einer Al-Mg-Mn-Basis und Feinbleche aus einer Aluminiumlegierung mit einer Al-Mg-Zn-Mn-Basis hergestellt. Folgende Aluminiumlegierungen, bestehend aus

Tabelle 1 : verschiedenste Aluminiumlegierungen und als Rest Aluminium sowie herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigun gen mit jeweils maximal 0,05 Gew.-% und gesamt höchstens 0,15 Gew.-%, wurden verwendet.

Die Herstellung dieser Feinbleche erfolgte folgenden Verfahrensparametern:

Tabelle 2: Übersicht zu den Herstellungsverfahren WQ: Wasserabschreckung (als ein Beispiel einer beschleunigten Abkühlung) AC: Abkühlung an ruhender Luft

Aus diesen Feinblechen wurden Platinen -also Blechzuschnitte- gefertigt, die zu ei nem Karosserieteil, nämlich einer Motorhaube, umgeformt, nämlich blechumgeformt, und zwar tiefgezogen, wurden.

Tabelle 3: Übersicht zu den tiefgezogenen Feinblechen

Ausführunqsbeispiel 1 :

Aus einer Legierung vom Typ AA5182 (Al-Mg-Mn-Basis) mit der chemischen Zusam mensetzung C1 wurde ein Feinblech A1 der Blechdicke 1 ,2 mm gefertigt. Die Her stellung des Walzbarrens wurde mit vergleichsweise reduzierter Abkühlrate (bzw. Ab kühlgeschwindigkeit) zur Erstarrung gebracht, die Walzschritte bei der Warm- und Kaltwalzung wurden nach Standardschema durchgeführt. Der letzte Abwalzstich bei der Kaltwalzung betrug 63% (von 3,25 mm auf 1 ,2 mm) und die abschließende Wär mebehandlung erfolgte bei 500°C mit nachfolgender Wasserabschreckung. Die mittlere Kristallkorngröße bzw. Endkorngröße des Feinblechs A1 ergab sich mit 15 gm (gemessen nach dem Linienschnittverfahren ASTM E1 12) und in der primären intermetallischen Phase fanden sich 44, eine mittlere Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm (gemessen nach dem Linienschnittverfahren ASTM E 1 12) aufweisende, erste Teilchen pro mm ² . Diese primären Teilchen waren zudem vergleichsweise grob aus gebildet. Zudem wird mit dem Produkt aus Abkühlrate nach dem Zwischenglühen und Abwalzgrad von 44 die Bedingung 10 < Abwalzgrad * Abkühlrate < 50 erfüllt.

Mit einem VD ^* A-Wert von 5,4 wird das Kriterium (VD ^* A > 1 ,8) erfüllt. Ein Zugversuch zeigte keine Lüderslinien an der Oberfläche des Feinblechs A1 . Die erfindungsge mäße intermetallische Phase mit den ersten Teilchen konnte daher für eine ausrei chende Anzahl an Versetzungen sorgen, um Lüders-Linien beim Umformen zu ver hindern.

Ausführunqsbeispiel 2:

Aus einer Legierung vom Typ AA5182 mit der chemischen Zusammensetzung C2 wurde ein Feinblech A2 der Blechdicke 1 ,2 mm gefertigt. Der Walzbarren wurde mit einer Abkühlrate (bzw. Abkühlgeschwindigkeit) von 1 ,8°C/s zur Erstarrung gebracht und die Walzschritte bei der Warm- und Kaltwalzung wurden nach Standardschema durchgeführt. Der letzte Abwalzstich bei der Kaltwalzung betrug 15% (von 1 ,41 mm auf 1 ,2 mm), die abschließende Wärmebehandlung erfolgte bei 500°C mit nachfol gender Wasserabschreckung. Zudem wird mit dem Produkt aus Abkühlrate nach dem Zwischenglühen und Abwalzgrad von 27 die Bedingung 10 < Abwalzgrad * Ab kühlrate < 50 erfüllt.

Die mittlere Kristallkorngröße bzw. Endkorngröße des Feinblechs A1 nach der Wär mebehandlung ergab sich mit 35 pm und in der primären intermetallischen Phase fanden sich 12, eine mittlere Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm aufweisende, erste Teilchen pro mm ² . Mit einem VD ^* A-Wert von 2,24 wird das Kriterium (VD ^* A > 1 ,8) erfüllt. Ein Zugversuch zeigte keine Lüderslinien an der Oberfläche des Feinblechs A2. Die erfindungsgemäße intermetallische Phase mit den ersten bzw. primären Teil chen konnte daher für eine ausreichende Anzahl an Versetzungen sorgen, um Lü ders-Linien beim Umformen zu verhindern. Ausführungsbeispiel 3:

Aus einer Legierung vom Typ AA5182 mit der chemischen Zusammensetzung C3 wurde ein Feinblech A3 der Blechdicke 1 ,2 mm gefertigt. Der Walzbarren wurde mit Abkühlrate (bzw. Abkühlgeschwindigkeit) von 1 ,8°C/s zur Erstarrung gebracht und die Walzschritte bei der Warm- und Kaltwalzung wurden nach Standardschema durchgeführt. Der letzte Abwalzstich bei der Kaltwalzung betrug 18% (von 1 ,46 mm auf 1 ,2 mm), die abschließende Wärmebehandlung erfolgte bei 500°C mit nachfol gender Wasserabschreckung. Die mittlere Kristallkorngröße bzw. Endkorngröße be trug 29 pm und in der primären intermetallischen Phase fanden sich 14, eine mittlere Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm aufweisende, erste Teilchen pro mm ² . Zudem wird mit dem Produkt aus Abkühlrate nach dem Zwischenglühen und Abwalzgrad von 32 die Bedingung 10 < Abwalzgrad * Abkühlrate < 50 erfüllt.

Mit einem VD ^* A-Wert von 2,38 wird das Kriterium (VD ^* A > 1 ,8) erfüllt. Ein Zugversuch zeigte keine Lüderslinien an der Oberfläche des Feinblechs A3. Die erfindungsge mäße intermetallische Phase mit den ersten bzw. primären Teilchen konnte daher für eine ausreichende Anzahl an Versetzungen sorgen, um Lüders-Linien beim Umfor men zu verhindern.

Ausführungsbeispiel 4:

Aus einer Legierung vom Typ AA5182 mit der chemischen Zusammensetzung C4 wurden zwei Feinblech A4.1 und A4.2 der Blechdicke 1 .2 mm gefertigt. Die Walzbar ren wurde mit einer Abkühlrate (bzw. Abkühlgeschwindigkeit) von 1 ,8°C/s zur Erstar rung gebracht und die Walzschritte bei der Warm- und Kaltwalzung wurden nach Standardschema durchgeführt. Der letzte Abwalzstich bei der Kaltwalzung betrug 25% (von 1 ,60 mm auf 1 ,2 mm). Die abschließende Wärmebehandlung erfolgte beim Feinblech A4.1 bei 500°C mit nachfolgender Wasserabschreckung. Hingegen wurde das Feinblech A4.2 bei 370°C mit nachfolgender Abkühlung bei ruhender Luft ab schließend wärmebehandelt.

Die mittlere Kristallkorngröße bzw. Endkorngröße beider Feinbleche A4.1 und A4.2 betrug 32pm und in deren primären intermetallischen Phase fanden sich 12, eine mittlere Teilchengröße von 5 gm bis 10 gm aufweisende, erste Teilchen pro mm ² . Mit einem VD ^* A-Wert von 2, 14 wird das Kriterium (VD ^* A > 1 ,8) von beiden Feinblechen A4.1 und A4.2 erfüllt.

Zudem wird mit dem Produkt aus Abkühlrate nach dem Zwischenglühen und Abwalz grad von 45 die Bedingung 10 < Abwalzgrad * Abkühlrate < 50 von beiden Feinble chen A4.1 und A4.2 erfüllt.

Im Gegensatz zum Feinblech A4.1 zeigen sich am Feinblech A4.2 nach dem Tiefzie hen Lüderslinien. Am Feinblech A4.2 konnten sich trotz der gleichen Zusammenset zung und Mikrostruktur durch die langsamere Abkühlung an ruhender Luft keine aus reichende Anzahl an Versetzungen im Gefüge ausbilden, um Lüderslinien zu verhin dern. Jene beschleunigte Wasserabkühlung des Feinblechs A4.1 führte also dazu, dass die intermetallische Phase mit den ersten bzw. primären Teilchen für eine aus reichende Anzahl an Versetzungen sorgen konnte, um Lüders-Linien beim Umformen zu verhindern.

Ausführungsbeispiel 5:

Aus einer Legierung vom Typ AA5182 mit der chemischen Zusammensetzung C4 wurde ein Feinblech A5 der Blechdicke 1 ,2 mm gefertigt. Der Walzbarren wurde mit einer Abkühlrate (bzw. Abkühlgeschwindigkeit) von 1 ,8°C/s zur Erstarrung gebracht und die Walzschritte bei der Warm- und Kaltwalzung wurden nach Standardschema durchgeführt. Der letzte Abwalzstich bei der Kaltwalzung betrug 63% (von 3,25 mm auf 1 ,2mm), die abschließende Wärmebehandlung erfolgte bei 500°C mit nachfolgen der Wasserabschreckung. Die mittler Kristallkorngröße bzw. Endkorngröße betrug 10 pm und in der primären intermetallischen Phase fanden sich 12, eine mittlere Teil chengröße von 5 pm bis 10 pm aufweisende, erste Teilchen pro mm ² .

Mit einem VD ^* A-Wert von 1.2 wird das Kriterium für Lüdersfreiheit (VD ^* A > 1 ,8) nicht erfüllt. Zudem wird mit dem Produkt aus Abkühlrate nach dem Zwischenglühen und Abwalzgrad von 1 13 die Bedingung 10 < Abwalzgrad * Abkühlrate < 50 nicht erfüllt. Nach dem Tiefziehen wurden Lüderslinien detektiert. Die intermetallische Phase mit den ersten bzw. primären Teilchen konnte daher für keine ausreichende hohe Anzahl an Versetzungen sorgen, um Lüders-Linien beim Umformen zu verhindern. Ausführungsbeispiel 6.1 :

Aus einer Legierung mit einer Al-Mg-Zn-Mn-Basis der chemischen Zusammenset zung D1 wurden ein Feinblech A6.1 der Blechdicke 1 ,2 mm gefertigt. Der Walzbarren wurde mit einer Abkühlrate (bzw. Abkühlgeschwindigkeit) von 1 ,8°C/s zur Erstarrung gebracht und die Walzschritte bei der Warm- und Kaltwalzung wurden nach Stan dardschema durchgeführt. Der letzte Abwalzstich bei der Kaltwalzung betrug 18% (von 1 ,46 mm auf 1 ,2 mm). Die abschließende Wärmebehandlung erfolgte bei 500°C mit nachfolgender Wasserabschreckung. Nach der beschleunigten Kühlung wurde ein Stabilisieren bei 100°C für 3 h (Stunden) durchgeführt. Die mittlere Kristallkorn größe bzw. Endkorngröße betrug 28 gm und in der primären intermetallischen Phase fanden sich 14, eine mittlere Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm aufweisende, erste Teilchen pro mm ² . Mit einem VD ^* A-Wert von 2,34 wird das Kriterium (VD ^* A > 1 ,8) erfüllt. Zudem wird mit dem Produkt aus Abkühlrate nach dem Zwischenglühen und Abwalzgrad von 32 die Bedingung 10 < Abwalzgrad * Abkühlrate < 50 erfüllt.

Ein Zugversuch zeigte keine Lüderslinien an der Oberfläche des Feinblechs A6.1 . Die erfindungsgemäße intermetallische Phase mit den ersten bzw. primären Teilchen konnte daher für eine ausreichende Anzahl an Versetzungen sorgen, um Lüders-Li- nien beim Umformen zu verhindern.

Ausführungsbeispiel 6.2:

Aus einer Legierung mit einer Al-Mg-Zn-Mn-Basis der chemischen Zusammenset zung D1 wurde ein Feinblech A6.2 der Blechdicke 1 ,2 mm gefertigt. Der Walzbarren wurde mit einer Abkühlrate (bzw. Abkühlgeschwindigkeit) von 1 ,8°C/s zur Erstarrung gebracht und die Walzschritte bei der Warm- und Kaltwalzung wurden nach Stan dardschema durchgeführt. Der letzte Abwalzstich bei der Kaltwalzung betrug 63% (von 3,25 mm auf 1 ,2mm), die abschließende Wärmebehandlung erfolgte bei 500°C mit nachfolgender Wasserabschreckung. Die mittler Kristallkorngröße bzw. Endkorn größe betrug 10 pm und in der primären intermetallischen Phase fanden sich 14, eine mittlere Teilchengröße von 5 pm bis 10 pm aufweisende, erste Teilchen pro mm ² . Mit einem VD ^* A-Wert von 1 ,4 wird das Kriterium für Lüdersfreiheit (VD ^* A > 1 ,8) nicht erfüllt. Zudem wird mit dem Produkt aus Abkühlrate nach dem Zwischenglühen und Abwalzgrad von 1 13 die Bedingung 10 < Abwalzgrad * Abkühlrate < 50 nicht erfüllt. Nach dem Tiefziehen wurden Lüderslinien festgestellt. Die intermetallische Phase mit den ersten bzw. primären Teilchen konnte daher für keine ausreichende hohe Anzahl an Versetzungen sorgen, um Lüders-Linien beim Umformen zu verhindern.

Allen erfindungsgemäßen Ausführungsbeispielen, nämlich A1 , A2, A3, A4.1 und A6.1 , ist gemeinsam, dass deren Kristallstruktur an jedem ersten Teilchen mehr als 200, insbesondere mehr als 400, Versetzungen aufweist.

Im Allgemeinen wird festgehalten, dass„insbesondere“ als„more particularly" ins Englische übersetzt werden kann. Ein Merkmal, dem„insbesondere" vorangestellt ist, ist als fakultatives Merkmal zu betrachten, das wegelassen werden kann, und stellt damit keine Einschränkung, beispielsweise der Ansprüche, dar. Das gleiche gilt für „vorzugsweise“, ins Englische übersetzt als„preferably“.