CN117897511B

CN117897511B - 变形优化的铝合金带材及制造方法

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Publication number: CN117897511B
Application number: CN202280059540.XA
Authority: CN
Inventors: 奥拉夫·恩格勒; 霍尔格·阿雷茨; 雅尼娜·克劳泽; 马丁·克里默
Original assignee: Spera Co ltd
Current assignee: Spera Co ltd
Priority date: 2021-09-03
Filing date: 2022-09-01
Publication date: 2025-07-11
Anticipated expiration: 2042-09-01
Also published as: EP4396387C0; JP7775449B2; EP4396387B1; US20240200171A1; EP4396387A1; CN117897511A; JP2024534911A; WO2023031334A9; WO2023031334A1

Abstract

本发明涉及一种由铝合金制成的铝合金带材，一种用于制造该铝合金带材的方法以及其优选的应用。目的在于提供一种特别是用于制造机动车车身部件、优选车身内部件的铝合金带材，该铝合金带材除了提供必要的对晶间腐蚀的耐受性之外，还提供必要的强度和同时改善的变形特性，上述目的通过以下方式实现，即铝合金带材具有带有以重量％计的以下组成的铝合金：Si≤0.10％，Fe≤0.25％，0.20％≤Mn≤0.30％，4.72％≤Mg≤4.95％，Cu≤0.10％，Cr≤0.02％，Ni≤0.01％，Zn≤0.10％，Ti≤0.04％，其余为Al和不可避免的、分别≤0.05％、总和≤0.15％的杂质，其中所述铝合金带材的平均二次相密度小于250/1000μm²,其中在至少10个测量区域中测定的二次相的总数量相对于所有被研究的测量区域的总测量面积得出所述平均二次相密度。

Description

变形优化的铝合金带材及制造方法

技术领域

本发明涉及一种由铝合金制成的铝合金带材，一种用于制造该铝合金带材的方法以及其优选的应用。

背景技术

特别是AA 5xxx型铝镁(AlMg)合金以板材或带材的形式用于构造船舶、汽车和飞机制造中的焊接部件或接合部件。随着镁含量的提高，铝镁合金的特征在于高强度以及此外在镁含量超过3％的情况下提高的可变形性。因此，AA 5xxx型铝镁合金可例如在机动车制造中逐渐地替代钢材料，并且因此可有助于进一步减轻机动车的重量。

当承受更高温度时，具有超过3％、特别是超过4％的Mg含量的AA 5xxx型AlMg合金倾向于更多地发生晶间腐蚀。在70-200℃的温度下，非贵金属Al₅Mg₃相沿着晶界析出，这些相被称为β颗粒并且可以在腐蚀性介质的存在下选择性地溶解。其结果是，只要必须考虑到腐蚀性介质、例如湿气形式的水的存在，尤其具有非常好的强度特性以及非常好的可变形性的AA 5182型铝合金(Al 4.5％ Mg 0.4％ Mn)就不用在热负荷的区域中。这尤其涉及机动车的构件，所述构件通常经受阴极浸入式涂漆(KTL)并且随后在烘烤过程中干燥，因为在常见的铝合金带材中通过所述烘烤过程已经能够引起关于晶间腐蚀的敏化。此外，对于在汽车领域中的使用，必须考虑在制造构件时的变形以及构件的随后的运行负荷。

由国际专利申请WO 2014/0298531 Al已知一种铝合金带材，其具有高于四重量％的镁含量，并且适用于机动车的构件。尽管提供了高强度，但是其具有非常好的耐晶间腐蚀性。然而，已经发现，可以改善由AA 5182型铝合金制成的、特别耐晶间腐蚀的该铝合金带材的可变形性。

因此，由国际专利申请WO 2014/029856 Al已知这种铝合金带材关于可变形性的进一步改进方案。在此，在几乎相同的合金构思中，铝合金带材在可变形性方面被优化。两个国际专利申请都涉及在AA 5182型铝合金规格内具有最大为4.50重量％的Mg含量的铝带。

日本专利申请JP 2001 303164A公开了一种AA5xxx型铝合金，其二次相密度是针对最大长度为至少3μm或更大的二次相而测定的。

国际专利申请WO 2016/207274A1公开了退火的铝合金带材及其制造方法。

根据美国专利申请US2020/0157668 A1，已知软化退火的铝合金带材，其二次相密度对于当量圆直径为0.3μm至4μm的含铜二次相是最大化的。

现已确定，在AA 5182型铝合金的规格内的可变形性方面，在不降低诸如提供必要强度和耐腐蚀性的其他特性的情况下存在进一步改善的潜力。在此已经证实，对于可变形性的通常的特征值，例如均匀伸长率Ag或断裂伸长率值A_80mm，关于铝合金板材在变形过程中的实际使用是不够有说服力的。

借助标准DIN EN ISO 12004-2：2021-07给出了试验条件，这些试验条件允许对在变形过程中铝板的允许的主形状变化和副形状变化作出结论，从而可以提供可靠的变形过程。根据该标准得出的主形状变化和副形状变化由极限形状变化曲线产生，该极限形状变化曲线表征了待变形的板材在拉伸试验中的特定表现。通过分析损坏的拉伸部件的形状变化以确定与拉伸部件和变形过程相关的形状变化图，提供极限形状变化曲线。

在具有特定几何形状的样品上，在未变形的表面上施加或光学投影具有精确尺寸的确定性栅格或随机图案。然后，例如根据Nakaj ima方法借助定义的冲头以精确确定的矩阵使特定的待裁剪的样本部件变形直至撕裂，然后中断测试。所有本文中提到的用于主形状变化ε1的值都是根据EN ISO 12004-2：2021-07根据Nakaj ima方法进行测试。这里，在宽度为100mm的样品上确定该主形状变化ε1。给出的所有值都是3个样品的平均值。

所有其它的机械特征值根据DIN EN ISO 6892进行测量。由于材料的粒度始终以分布的形式存在，所有提供的粒度数据都基于平均粒度。平均粒度可根据ASTM E1382来得出。

发明内容

本发明的目的在于，提供一种特别是用于制造机动车车身部件、优选车身内部件的铝合金带材，该铝合金带材除了提供必要的对晶间腐蚀的耐受性之外，还提供必要的强度和同时改善的变形特性。

根据本发明的第一教导，上述目的通过提供一种铝合金带材而实现，该铝合金带材具有带有以重量％计的以下组成的铝合金：

Si≤0.10％，

Fe≤0.25％，

0.20％≤Mn≤0.30％，

4.72％≤Mg≤4.95％，

Cu≤0.10％，

Cr≤0.02％，

Ni≤0.01％，

Zn≤0.10％，

Ti≤0.04％，

其余为Al和不可避免的、分别≤0.05％、总和≤0.15％的杂质，其中所述铝合金带材的平均二次相密度小于每1000μm² 250。

在深入研究中，发明人已经认识到，在包含上述铝合金的铝合金带材中，通过将二次相密度限制为少于每1000μm² 250，可实现可变形性的有利提高，同时保持AA 5182型铝合金在铝合金带材的抗腐蚀性和机械强度方面的优点。作为二次相通常出现Al₆Mn、alpha-Al(Fe，Mn)Si以及Mg₂Si。根据发明人的认识，大量二次相导致变形表现受限并且尤其在用于制造例如车身构件的复杂深冲过程中是可察觉的。通过选择特定的合金组成结合同样特定安排的制造过程，二次相密度可以降低到每1000μm²250以下的值。

在本文件中，以光学显微镜的方式如下地得出二次相密度，即分散质的(面积)密度。待研究的铝合金带材的样品通过通常常用的金相法嵌入到纵向磨片中并进行制备。磨片研磨并抛光之后，在硫酸和氢氟酸的稀释水溶液中在室温下蚀刻样品一分钟。为此，将100cm³的10％浓硫酸溶液与100cm³的另一溶液(其由60cm³的水和40cm³的5％氢氟酸组成)混合。蚀刻后，将磨片用蒸馏水冲洗并干燥以用于随后的光学显微研究。所实施的蚀刻标记了组织中的二次相，从而可以在光学显微镜中以良好的精度得出其面密度。为了确保足够的统计相关性，利用光学显微镜利用油镜在高放大率(1000：1)的情况下对作为测量区域的最少10个统计分布的图像片段进行分析，从而总共检测至少2000个二次相。所得出的二次相的总数(涉及所有被研究的测量区域的总测量面积)于是产生二次相的面密度或二次相密度(以单位面积的数量给出，例如每lOOOμm²的数量)。

在合金组成中，为此目的，硅含量减少至最大0.10重量％。在含镁铝合金中，硅形成alpha-Al(Fe，Mn)Si以及Mg₂Si析出物作为二次相。如前所述，这些损害铝合金带材的可变形性。因此，优选的硅含量为最大0.08重量％。

铁主要结合在所谓的铸造相中，但是同样参与形成二次析出。因此，铁含量减少到最大0.25重量％、优选最大0.20重量％有助于改善可变形性。

锰是一种典型的分散质形成物，其中分散质颗粒有效地防止原子进行从金属晶体键的移位运动。因此，分散质有助于期望的屈服极限的提高。此外，含Mn的分散质有助于控制铝合金带材的粒度。然而，分散质颗粒限制了变形表现。因此，铝合金带材具有0.20重量％至0.30重量％的Mn含量。低于0.20重量％的Mn含量时，分散质的强度增强作用降低，并且铝合金带材可能在热处理过程中表现出不期望的颗粒增大。在锰含量大于0.30重量％时，分散质过于强烈地阻碍材料的延伸，使得变形表现不是最佳的。以0.20重量％≤Mn≤0.26重量％可以提供在变形表现方面优化的Mn含量。

镁以4.72重量％至4.95重量％的含量、优选4.80重量％至4.92重量％的含量包含于本发明的铝合金中。已经发现，正是通过这种镁含量，不仅即便在提高强度的分散质形成物的份额降低的情况下仍旧实现高强度，而且同时改善了变形表现。然而，如上所述，较高的Mg含量导致材料对晶间腐蚀的高敏感性。

为了优化变形表现，铜含量也被限制在最大0.10重量％。铜即使在小含量的情况下也提高铝合金带材的强度，但是即使在小含量的情况下也导致普遍的腐蚀表现变差。因此，优选的铜含量为最大0.07重量％，特别优选至少0.02重量％且小于0.04重量％。

合金元素铬是非常有效的分散质形成物，因此在铝合金中以最大0.02重量％，优选0.01重量％，特别优选最大0.008重量％的含量存在。

由于在含量最小的情况下已经趋于形成分散质颗粒，这同样适用于镍含量。因此，Ni含量减少至最大0.01重量％，优选至0.005重量％。

锌对于铝合金带材的耐腐蚀性有不利影响，所述锌以最大0.10重量％、优选最大0.01重量％、特别优选最大0.008重量％的含量存在于铝合金中。

在熔融过程中用于颗粒细化的钛应限制在最大0.04重量％，优选最大0.02重量％，因为钛同样形成分散质，并且在较大的浓度下强烈地倾向于偏析。因为例如源自颗粒细化剂的钛有助于熔融过程并且由此改善轧制铸块的铸造，所以优选在铝合金中设置0.005重量％至最大0.02重量％的钛含量。通过该范围的钛可以实现熔融特性与二次析出的数量之间的折衷。

根据铝合金带材的第一实施方式，铝合金带材具有小于220每1000μm²、特别优选地小于200每1000μm²的二次相密度。可以证实，通过选择铝合金元素结合铝合金带材的制造过程，可以实现铝合金带材中的二次相密度的进一步降低。在此，这些铝合金带材在提供高的机械强度以及良好的耐腐蚀性的同时显示出变形表现的进一步提高。

该铝合金带材在组织状态O或H111下具有非常好的变形特性。组织状态O的特征在于再结晶的微观结构，其使得能够实现最大变形。在状态H111下，状态O中的铝合金带材已被稍微地固化，例如通过对铝合金带材进行拉伸或矫直。因此，在加工铝合金板材时优选使用状态H111，因为铝合金板材在此具有小的扭曲并且仍然获得特别高的变形值。

进一步的研究表明，根据另一个设计方案，铝合金带材具有15μm至30μm的平均粒度。已经发现，具有本发明合金组成的铝合金在15μm至30μm的粒度下的耐腐蚀性满足车身应用的要求。同时，较小的粒度有助于改进的可变形性。

铝合金带材优选地被冷轧，以便提供用于在机动车制造中的优选应用的必要的形状精度和表面质量。

按照一种设计方案，经冷轧的铝合金带材的最终厚度为0.5mm至最大4mm，优选为0.8mm至2.5mm。特别是在这些提到的厚度范围内，铝合金带材可以与传统的变形方法和工具相结合提供明显改善的变形特性。

按照铝合金带材的另一种实施方式，该铝合金带材横向于轧制方向具有小于1.0％、优选小于0.9％的Ae值。Ae值也被称为屈服极限-伸长计-应变。Ae值横向于轧制方向根据DIN EN ISO 6892进行测量，并以％表示。在此，铝合金带材的Ae值表征在铝合金带材的变形期间形成吕德斯带，这些吕德斯带例如在车身构件中是不期望的。Ae值越小，产生的吕德斯带越少。利用横向于轧制方向的小于1.0％或小于0.9％的值，可以将铝合金带材称为基本上无吕德斯带的。

最后，根据DIN EN ISO 120004-2，在板材厚度为1.2mm和样品宽度b)为100mm的情况下，根据本发明的铝合金带材的一个实施方案在根据Nakaj ima的测试中具有大于0.200的平均主形状变化ε1。在本发明的铝合金带材中，通过在考虑与材料协调的制造方法的情况下设定减小的二次相密度，可以实现该主形状变化值。根据Nakaj ima在样品宽度b)为100mm的情况下的主形状变化ε1以唯一的参数表示在拉伸过程中铝合金带材的微观结构的复杂相互作用，并且与变形优化的AA 5182型铝合金带材迄今为止获得的主形状变化ε1相比显示出显著增加。对于这里给出的所有值，100mm的样品宽度的数据涉及根据DIN EN ISO120004-2的图2(6.1.2样品几何形状)的具有轴平行的凹部长度a)的样品的值b)。

同时，按照另一种设计方案，铝合金带材在组织状态O或H111下提供横向于轧制方向至少115MPa、优选至少120MPa的屈服极限R_p0.2，从而通过变形优化的铝合金带材同样满足在机动车制造中的强度要求。

在195℃的热负荷下保持45分钟后，根据ASTM G67测量，铝合金带材由于晶间腐蚀的质量损失为13mg/cm²至19mg/cm²。该热负荷相应于构件在KTL涂漆方法中可经历的最大热负荷且因此显示出，在构件的后续使用中预期不会有腐蚀问题。

根据本发明的另一教导，使用包括以下步骤的方法制造本发明的铝合金带材：

-由具有以下组成的铝合金铸造轧制铸块：

Si≤0.10％、优选≤0.08％，

Fe≤0.25％、优选≤0.20％，

0.20％≤Mn≤0.30％、优选0.20％≤Mn≤0.26％，

4.72％≤Mg≤4.95％、优选4.80％≤Mg≤4.92％，

Cu≤0.10％、优选Cu≤0.07、特别优选Cu＜0.04％，

Cr≤0.02％、优选Cr≤0.01、特别优选Cr≤0.008％，

Ni≤0.01％、优选Ni≤0.005％，

Zn≤0.10％、优选Zn≤0.01％、特别优选Zn≤0.008％，

Ti≤0.04％、优选Ti≤0.02％，

其余为Al和不可避免的、分别≤0.05％、总和≤0.15％的杂质，

-在480℃到550℃下将轧制铸块均匀化至少0.5小时，

-将轧制铸块热轧至3至6mm的热轧带材最终厚度，

-将所述铝合金带材以40％至60％、优选50％至60％的轧制度冷轧至最终厚度，并且

-在连续炉中在高于500℃、优选510℃至540℃下对完成轧制的铝合金带材进行软化退火。

除了特别关键的选择铝合金的所述合金组成(其对二次相密度负责)之外，已证实的是，结合合金组成，所述方法特征和冷轧至最终厚度的轧制度选择为40％至60％、结合在连续炉中在大于500℃、优选在510℃至540℃下对完成轧制的铝合金带材进行软化退火，构成了确保提供每1000μm²低的二次相密度的特征。

根据本发明的用于制造铝合金带材的方法的另一变型方案，在热轧之后替代地实施以下方法步骤：

-将经热轧的铝合金带材冷轧至中间厚度，该中间厚度确定为，使得至最终厚度的最后的冷轧度为40％至60％，优选为50％至60％，

-在300℃至500℃下对铝合金带材进行中间退火，

-将铝合金带材以40％至60％、优选50％至60％的轧制度冷轧至最终厚度，

无论铝合金带材是否通过中间退火制造，已经发现，至最终厚度的最后的冷轧与所要求的在连续炉中的软化退火相结合令人惊讶地产生铝合金带材的特别的特性组合。同时通过在连续炉中在所述温度下的软化退火实现了15μm至30μm的粒度，该粒度不仅有助于相应制造的铝合金带材的出人意料地良好的耐腐蚀性，而且还促进了变形特性。

根据本发明的方法的另一个实施方案，在连续炉中对完成的铝合金带的软化退火的持续时间为5秒至300秒之间，其中优选力求达到10秒至60秒的区间。在所述的时间中，在连续炉中已经可以实现组织结构的完全的再结晶，其中，持续时间也与带材的相应厚度相匹配。

根据该方法的另一设计方案，轧制铸块的热轧包括如下步骤：在至少450℃的起始温度下预轧制到30mm至40mm的厚度；以及在300℃至350℃的卷绕温度下完成轧制到热轧带材最终厚度。已经表明，在保持这些参数的情况下，热轧可以有利地在提供小的二次相密度方面得到优化并且有助于稳定的过程控制。

最后，根据本发明的铝合金带材优选用于制造机动车的车身内部件、尤其门内部件、发动机罩内部件或行李舱盖内部件。车身内部件通常复杂变形，以提供特定的强度，从而提供机动车车身结构。因此，车身内部件也由高强度的材料、如所述的铝合金制成。但同时，它们也必须能够复杂地成型，以便由尽可能少的单个构件提供车身内部件。这节省了在连接技术方面、例如在不同构件的接合或焊接方面的附加工作步骤。同时，车身内部件也暴露在腐蚀性条件下，从而也要求良好的耐腐蚀性。铝合金带材在特别的程度上满足这些条件，因此它是特别适合于这种应用的。

由于本发明的铝合金带材在不损失强度和耐腐蚀性的情况下优化的变形表现，铝合金带材最佳地适用于制造复杂成型的车身内部件。

附图说明

下面将借助实施例结合附图描述本发明。附图示出了：

图1示出了本发明铝合金带材的制造方法的示意流程图，

图2在图表中示出了按照Nakajima方式100mm样本宽度的情况下二次相密度/lOOOμm²与测量到的主形状变化εl的关系，

图3示出了铝合金带材以机动车的门内部件、所谓的“白车身”形式的典型应用，以及

图4示出了根据本发明的铝合金带材的经蚀刻的磨削面，用于分析二次相的总数量。

具体实施方式

图1示意性示出用于制造铝合金带材的方法的一个实施例的方法步骤和流程。在步骤1中，例如以DC连续铸造的方式由具有下列合金组分的铝合金铸造轧制铸块：

Si≤0.10％、优选≤0.08％，

Fe≤0.25％、优选≤0.20％，

0.20％≤Mn≤0.30％、优选0.20％≤Mn≤0.26％，

4.72％≤Mg≤4.95％、优选4.80％≤Mg≤4.92％，

Cu≤0.10％、优选Cu≤0.07、特别优选Cu＜0.04％，

Cr≤0.02％、优选Cr≤0.01、特别优选Cr≤0.008％，

Ni≤0.01％、优选Ni≤0.005％，

Zn≤0.10％、优选Zn≤0.01％、特别优选Zn≤0.008％，

Ti≤0.04％、优选Ti≤0.02％，

其余为Al和不可避免的、分别≤0.05％、总和≤0.15％的杂质。

随后，在方法步骤2中，使轧制铸块经受均匀化，这可以在一个阶段或多个阶段中进行。在均匀化时，轧制铸块的温度达到480至550℃至少0.5小时。然后在方法步骤3中，将轧制铸块热轧。热轧带材的最终厚度例如为3至6mm。可以这样选择热轧带材最终厚度，使得在热轧之后仅进行一个冷轧步骤4，在该冷轧步骤中，将热轧带材的厚度以40％至60％、优选50％至60％的轧制度减小至最终厚度。然后，对已冷轧至最终厚度的铝合金带材进行软化退火。在连续炉中在高于500℃、优选在510℃至540℃的温度下进行软化退火。

同样如图1所示，也可以使用替代的制造路径，其中，首先在步骤4a中将已热轧的铝合金带材冷轧至中间厚度。中间厚度确定为，使得至最终厚度的冷轧的最后的轧制度为40％至60％，优选为50％至60％。铝合金带材的中间退火优选在300℃至500℃下进行，例如在箱式炉中进行至少1.5小时或在连续炉中进行最多300秒。步骤4b中的中间退火可以优选地在连续炉中在400℃至500℃下进行，或者在箱式炉中在330℃至450℃下进行。在步骤4c中，以40％至60％、优选50％至60％的轧制度进行至最终厚度的铝合金带材的冷轧。接着在步骤5中在超过500℃、优选在510℃至540℃下在连续炉中对完成轧制的铝合金带材进行软化退火。

通过进行中间退火以替代的制造路径制造不同的铝合金带材，其中实施例和比较例的最终厚度为1.2mm，以确保变形性试验的可比较性。

不同的合金组成示于表1，其中在所有组成中，作为“其余”额外地包含铝以及不可避免的、分别最多为0.05重量％、总和最多为0.15重量％的杂质。

与实施例3至6相同，比较例1、2和7包括根据本发明的铝合金组成。

实施例1至7的制造参数在表2中给出。轧制铸块的均匀化对于所有制成的铝合金带材为一致的，并且为480℃至550℃至少0.5小时。在比较例1和7中，在板坯厚度为32mm时结束以至少450℃的起始温度对轧制铸块的预轧制。本发明的实施例3至6被预轧制至36mm的板坯厚度。在比较例1、2和7以及实施例3至6中，在300至350℃的卷绕温度下在3至6mm的热轧带材最终厚度下结束热轧。

比较例7从1.5mm的中间退火厚度以最后的20％的轧制度冷轧至最终厚度，比较例1以14.3％的轧制度冷轧至最终厚度。比较例2以50％的至最终厚度的轧制度制造，并在连续炉中在400℃下软化退火300秒。比较例1持续60秒的相同退火过程。

实施例3至6在高于500℃，在此在530℃在连续炉中退火60秒，并且如所有其它示例那样，接着空气淬火。

试验结果示于表3中。对于比较例7，没有得出Ae值。变形的常规机械特性值(这里是均匀伸长率Ag和断裂伸长率A_80mm)的比较在比较例和根据本发明的实施例之间没有明确的差别。然而，比较例和实施例的变形表现在复杂形状构件的制造过程中原则上是不同的，这归因于微观结构的差异。根据DIN EN ISO 120004-2在样品宽度为100mm的情况下按照Nakaj ima方式测量的针对主形状变化ε1的研究清楚地显示了这一点。

这里，本发明的实施例3至6达到相比于比较例高9％至接近20％之间的值。样品宽度为100mm时的主形状变化ε1的测试结果反映在二次相密度明显降低至每1000μm²低于250的材料中。在此，二次相密度按照上面给出的方法得出。图2在此示出了所得出的值，用于在图表中进行比较。

图4示出一种根据本发明的实施例的蚀刻的纵向磨削面。样品在磨片研磨和抛光后，通过在硫酸和氢氟酸的稀释水溶液中在室温下蚀刻1分钟而被蚀刻。该溶液由100cm³的10％浓硫酸和100cm³的另外的由60cm³的水和40cm³的5％氢氟酸组成的溶液组成。蚀刻后，将纵向磨片用蒸馏水冲洗并干燥以进行随后的光学显微研究。蚀刻标记了二次相。

在放大1000：1倍的情况下，用具有油镜的光学显微镜分析二次相。利用该方法可以检测和计数直径为至少0.39μm的物体。在使用蚀刻时，实际的二次相被析取出，并且留下尺寸明显大于析取出的二次相尺寸的蚀刻坑。由此，利用该方法可以明显在光学分辨率为0.39μm的情况下检测二次相。所使用的光学方法与扫描电子显微研究的比较表明，从大约50nm开始的相能够在统计学上可靠地被确定。所有被检查的测量区域的总面积为20331μm²。在图4中示例性地示出了测量区域中的一个。

实施例横向于轧制方向120MPa的屈服极限值也显示出铝合金带材用于机动车车身内部件的优选应用的良好适用性。这也适用于横向于轧制方向测得的Ae值，其以0.7％或者0.6％实现无吕德斯带的变形。

表3中未示出粒度测量结果，其显示根据本发明的实施例的按照ASTME 1382的20μm至29μm的平均粒度。表3中也未示出腐蚀测试结果，其显示在195℃下进行45分钟热处理后，按照ASTM G67测量的质量损失为13.8mg/cm²至18.8mg/cm²。

最后，图3示意性地示出了铝合金带材的优选应用，其中，从铝合金带材中分离出板材并且通过变形、例如拉深制造门内部件6形式的机动车车身的内部件。通常，这些内部件由钢制成。因此，由于在保持强度和耐腐蚀性的情况下改善的变形表现，根据本发明的铝合金带材优选用于制造车身内部件。

表1

号

Si

Fe

Cu

Mn

Mg

Cr

Ni

Zn

Ti

比较例

1

0.08％

0.18％

0.0270％

0.23％

4.84％

0.0016％

0.0049％

0.0040％

0.0120％

比较例

2

0.08％

0.22％

0.0801％

0.28％

4.75％

0.0078％

0.0045％

0.0081％

0.0170％

本发明

3

0.06％

0.16％

0.0302％

0.26％

4.86％

0.0029％

0.0045％

0.0099％

0.0129％

本发明

4

0.08％

0.17％

0.0227％

0.24％

4.90％

0.0036％

0.0045％

0.0062％

0.0130％

本发明

5

0.07％

0.17％

0.0233％

0.23％

4.80％

0.0043％

0.0049％

0.0051％

0.0145％

本发明

6

0.07％

0.17％

0.0245％

0.25％

4.82％

0.0022％

0.0043％

0.0047％

0.0145％

比较例

7

0.07％

0.22％

0.0754％

0.29％

4.73％

0.0052％

0.0000％

0.0071％

0.0135％

表2

表3

Claims

1.一种铝合金带材，所述铝合金带材具有带有以重量％计的以下组成的铝合金：

Si≤0.10％，

Fe≤0.25％，

0.20％≤Mn≤0.30％，

4.72％≤Mg≤4.95％，

Cu≤0.10％，

Cr≤0.02％，

Ni≤0.01％，

Zn≤0.10％，

Ti≤0.04％，

其余为Al和不可避免的、分别≤0.05％、总和≤0.15％的杂质，

其中所述铝合金带材的平均二次相密度小于250/1000μm²,其中，将铝合金带材的样品通过金相法嵌入到纵向磨片中并进行制备，磨片研磨并抛光之后，在100cm³的10％浓硫酸溶液与100cm³的由60cm³的水和40cm³的5％氢氟酸组成的另一溶液混合得到的稀释水溶液中在室温下蚀刻样品一分钟，蚀刻后，将磨片用蒸馏水冲洗并干燥，然后利用光学显微镜利用油镜在1000：1的高放大率的情况下对作为测量区域的最少10个统计分布的图像片段进行分析，从而总共检测至少2000个二次相，由在至少10个测量区域中测定的二次相的总数量相对于所有被研究的测量区域的总测量面积得出所述平均二次相密度。

2.根据权利要求1所述的铝合金带材，

其特征在于，

所述铝合金带材的铝合金的一种或多种合金组分具有以重量％计的以下含量：

Si≤0.08％，

Fe≤0.20％，

0.20％≤Mn≤0.26％，

4.80％≤Mg≤4.92％，

Cu≤0.07，

Cr≤0.01，

Ni≤0.005％，

Zn≤0.01％，

0.005％≤Ti≤0.02％。

3.根据权利要求2所述的铝合金带材，

其特征在于，

Cu＜0.04％。

4.根据权利要求2所述的铝合金带材，

其特征在于，

Cr≤0.008％。

5.根据权利要求2所述的铝合金带材，

其特征在于，

Zn≤0.008％。

6.根据权利要求1或2所述的铝合金带材，

其特征在于，

所述铝合金带材具有小于220/1000μm²的平均二次相密度。

7.根据权利要求6所述的铝合金带材，

其特征在于，

所述铝合金带材具有小于200/1000μm²的平均二次相密度。

8.根据权利要求1所述的铝合金带材，

其特征在于，

所述铝合金带材具有组织状态O或H111。

9.根据权利要求1所述的铝合金带材，

其特征在于，

所述铝合金带材具有根据ASTM E1382测得的15μm至30μm的平均粒度。

10.根据权利要求1所述的铝合金带材，

其特征在于，

所述铝合金带材经冷轧并且具有0.5mm至4mm的厚度。

11.根据权利要求1所述的铝合金带材，

其特征在于，

所述铝合金带材的横向于轧制方向的根据DIN EN ISO 6892的Ae值小于1.0％。

12.根据权利要求11所述的铝合金带材，

其特征在于，

所述铝合金带材的横向于轧制方向的根据DIN EN ISO 6892的Ae值小于0.9％。

13.根据权利要求1所述的铝合金带材，

其特征在于，

在板材厚度为1.2mm的情况下，所述铝合金带材在根据DIN EN ISO 120004-2在样品宽度为100mm的情况下，在按照Nakaj ima的检测中具有大于0.200的平均主形状变化ε₁。

14.根据权利要求1所述的铝合金带材，

其特征在于，

所述铝合金带材根据DIN EN ISO 6892横向于轧制方向具有至少115MPa的屈服极限Rp0.2。

15.根据权利要求1所述的铝合金带材，

其特征在于，

所述铝合金带材根据DIN EN ISO 6892横向于轧制方向具有至少120MPa的屈服极限Rp0.2。

16.一种用于制造根据权利要求1至15中任一项所述的铝合金带材的方法，其中所述方法具有以下步骤：

-由具有以下组成的铝合金铸造轧制铸块：

Si≤0.10％，

Fe≤0.25％，

0.20％≤Mn≤0.30％，

4.72％≤Mg≤4.95％，

Cu≤0.10％，

Cr≤0.02％，

Ni≤0.01％，

Zn≤0.10％，

Ti≤0.04％，

其余为Al和不可避免的、分别≤0.05％、总和≤0.15％的杂质，

-在480℃至550℃下将轧制铸块均匀化至少0.5小时，

-将轧制铸块热轧至3至6mm的热轧带材最终厚度，

-将铝合金带材以40％至60％的轧制度冷轧至最终厚度，并且

-在连续炉中在高于500℃下对完成轧制的铝合金带材进行软化退火。

17.根据权利要求16所述的方法，

其特征在于，

Si≤0.08％。

18.根据权利要求16的方法，

其特征在于，

Fe≤0.20％。

19.根据权利要求16所述的方法，其特征在于，

0.20％≤Mn≤0.26％。

20.根据权利要求16所述的方法，其特征在于，

4.80％≤Mg≤4.92％。

21.根据权利要求16所述的方法，其特征在于，

Cu≤0.07。

22.根据权利要求21所述的方法，其特征在于，

Cu＜0.04％。

23.根据权利要求16所述的方法，其特征在于，

Cr≤0.01。

24.根据权利要求23所述的方法，其特征在于，

Cr≤0.008％。

25.根据权利要求16所述的方法，其特征在于，

Ni≤0.005％。

26.根据权利要求16所述的方法，

其特征在于，

Zn≤0.01％。

27.根据权利要求26所述的方法，

其特征在于，

Zn≤0.008％。

28.根据权利要求16所述的方法，

其特征在于，

Ti≤0.02％。

29.根据权利要求16所述的方法，

其特征在于，

将铝合金带材以50％至60％的轧制度冷轧至最终厚度。

30.根据权利要求16所述的方法，

其特征在于，

在连续炉中在510℃至540℃下对完成轧制的铝合金带材进行软化退火。

31.根据权利要求16所述的方法，其中，在热轧之后，替代地实施以下方法步骤：

-将经热轧的铝合金带材冷轧至中间厚度，该中间厚度确定为，使得至最终厚度的最后的冷轧度为40％至60％，

-在300℃至500℃下对铝合金带材进行中间退火，

-将铝合金带材以40％至60％的轧制度冷轧至最终厚度，

32.根据权利要求31所述的方法，

其特征在于，

该中间厚度确定为，使得至最终厚度的最后的冷轧度为50％至60％。

33.根据权利要求31所述的方法，

其特征在于，

将铝合金带材以50％至60％的轧制度冷轧至最终厚度。

34.根据权利要求31所述的方法，

其特征在于，

35.根据权利要求16所述的方法，

其特征在于，

完成的铝合金带材在连续炉中软化退火的持续时间为5秒至300秒之间。

36.根据权利要求16所述的方法，

其特征在于，

轧制铸块的热轧由以下步骤组成：在至少450℃的起始温度下预轧制到30mm至40mm的厚度，以及以300℃至350℃的卷绕温度完成热轧至热轧带材最终厚度。

37.根据权利要求1至15中任一项所述的铝合金带材用于制造机动车的车身内部件、发动机罩内部件或行李舱盖内部件的应用。

38.根据权利要求37所述的应用,其中所述车身内部件为门内部件。