DE69716949T2

DE69716949T2 - Al-legierung und verfahren

Info

Publication number: DE69716949T2
Application number: DE69716949T
Authority: DE
Inventors: Michael Bull; Alan Robert Carr; Kevin Michael Gatenby
Original assignee: Alcan International Ltd Canada
Current assignee: Rio Tinto Alcan International Ltd
Priority date: 1996-12-04
Filing date: 1997-12-04
Publication date: 2003-07-17
Anticipated expiration: 2017-12-05
Also published as: EP0953062A1; CA2273269A1; ATE227353T1; DE69716949D1; WO1998024940A1; EP0953062B1; JP2001509208A; US6544358B1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft eine neue Legierung der Serie 5000 des Aluminium Association Registers. Ingots der Legierung können in Walzblech übergeführt werden, das zu geformten Bestandteilen zur Verwendung in Fahrzeugen geformt werden kann.
Nicht-hitzebehandelbare Legierungen des Al-Mg (5xxx)-Typs sind zur Verwendung bei Automobil-Baupreßteilen gut geeignet, um eine Rohkarossen-Struktur zu bilden. Im weichgeglühten Zustand (O-Temper) können diese Legierungen eine hohe Formbarkeit haben, die es ermöglicht, daß Preßteile mit komplexer Struktur hergestellt werden, eine anschließende Hitzebehandlung während der Autoherstellung (z. B. Lackbrennöfen) führt die "wie-verformt"-Festigkeit infolge thermischer Wiederherstellung zurück in die Nähe der O- Temper-Eigenschaften. Anders als bei hitzebehandelbaren Legierungen sind diese Eigenschaften dann während der Lebensdauer des Fahrzeugs stabil, d. h. es erfolgt keine künstliche Alterung.
Die Legierung AA 5754 ist eine wohlbekannte nichthitzebehandelbare Legierung der 5xxx-Serie (2,6 bis 3,6 Gew.-% Mg). Die in Tabelle gegebene Spezifizierung ist breit und als solche für die Automobilindustrie viel zu weit. Die Mg-Konzentration muß auf engere Grenzen reguliert werden, um einen akzeptablen Bereich der Dehngrenzen im Endblech aufrechtzuhalten. Um die Legierung ausreichend formbar zu machen, was auf niedrigem Si und Fe (etwa 0,08 gegebenenfalls Si und etwa 0,2 Gew.-% Fe) basiert, ist ein Schmelzofenmetall aus Ausgangsmaterial erforderlich. Solche Legierungen sind nicht einfach zu recyclen, da während jedes Wiedereinschmelzens die Si- und Fe-Konzentrationen ansteigen und schnell den Level überschreiten, bei dem die Formbarkeit abnimmt. Es besteht ein Bedarf an einer Legierung, die recyclet werden kann. Dies gilt insbesondere für Legierungen, die für eine Verwendung in der Massenproduktion von Kraftfahrzeugen eingesetzt werden sollen. Legierungen, die Schmelzofenmetall erfordern, sind offensichtlich nicht recyclebar. TABELLE 1
Herkömmliche Strukturstähle der 5xxx-Serie haben entweder infolge einer verringerten Mg- und Mn-Konzentration eine geringere Festigkeit (z. B. AA5251 und AA5754) oder haben eine äquivalente/größere Festigkeit, sind aber gegenüber einer interkristallinen Korrosion und Spannungskorrosionsrissen empfindlich (z. B. AA5182).
JP-A-5247576 offenbart eine Al-Legierung mit verbesserter Formbarkeit und verbesserter Beständigkeit gegenüber Spannungskorrosionsrißbildung, wobei die Legierung 2,5 bis 4,2% Mg und 0,1 bis 0,7% Mn enthält.
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf die Entwicklung einer Legierungszusammensetzung und eines Verfahrens, das einer Legierung der 5xxx-Serie, die gegenüber SCC unempfindlich und gegenüber hohen Konzentrationen an Si und Fe bezüglich der Formbarkeit tolerant ist, höhere Festigkeit verleiht. Ein Charakteristikum der vorliegenden Legierung besteht darin, daß sie, da sie hohe Konzentrationen an Si und Fe enthalten kann, besser recyclebar ist.
Nach einem Aspekt stellt die vorliegende Erfindung eine Legierung der folgenden Zusammensetzung in Gew.-% bereit:
Si 0,10 bis 0,25, vorzugsweise 0,10 bis 0,20
Fe 0,18 bis 0,30, vorzugsweise 0,20 bis 0,30
Cu bis zu 0,5, vorzugsweise bis zu 0,3,
Mn 0,4 bis 0,5
Mg 3,0 bis 3,5
Cr bis zu 0,2, vorzugsweise bis zu 0,1
Ti bis zu 0,1
Zn bis zu 0,05
B bis zu 0,05
Unvermeidbare Verunreinigungen jeweils bis zu 0,05, insgesamt 0,15
Al Rest
Dies ist eine Legierung mit relativ hoher Festigkeit; sie hat eine 0,2% Dehngrenze von 105 bis 110 MPa, verglichen mit 90 bis 95 MPa für die AA5754-Standardlegierung, die 2,9 Gew.-% Mg enthält.
Komponenten für tragende Strukturen in Automobilen werden preßgeformt, was ein Streckformen und ein Tiefziehen umfaßt. Tiefziehen ist oft das wichtigste Verfahren und dieses verlangt einen hohen r-Wert, d. h. ein hohes Verhältnis der bleibenden Dehnung, das in der Ebene des Blechs einheitlich ist. Diese Forderung wird durch die erfindungsgemäßen Legierungen erfüllt.
Mg ist der Hauptzusatz in der Legierung, der die feste Lösung verfestigt. Der Mg-Gehalt der erfindungsgemäßen Legierung, der mit 3,0 bis 3,5% relativ hoch ist, führt zu einer erhöhten Festigkeit und Formbarkeit. Wenn allerdings die Mg- Konzentration zu weit erhöht ist, dann schränken Probleme der interkristallinen Korrosion und der Spannungskorrosionsrißbildung (SCC), die mit der Bildung eines Al&sub8;Mg&sub5;-Präzipitats an den Korngrenzen verbunden sind, die Leistungsfähigkeit ein. Für im Chargenbetrieb geglühtes Material wird die Obergrenze für Mg auf 3,3% festgesetzt. Für kontinuierlich geglühtes und lösungshitzebehandeltes (CASH)-Material kann der Mg-Gehalt in eine Höhe von bis zu 3,5% angehoben werden.
Mn ist in relativ hohen Konzentrationen von 0,4 bis 0,5% vorhanden. Eine Homogenisierung der Legierung führt zu einer Präzipitation von α-AlMnSiFe-Partikeln, die zu einer zusätzlichen Dispersoid-Härte führen. Sehr hohe Mn- Konzentrationen sind infolge der Bildung einer groben intermetallischen MnAl&sub6;-Phase schädlich. Die erhöhte Dichte der Dispersoide verursacht eine Verfeinerung der O-Temper- Korngröße und eine resultierende Erhöhung der Härte (bzw. Festigkeit).
Cu kann in Konzentrationen bis zu 0,5%, vorzugsweise bis zu 0,3%, bevorzugter bis zu 0,10% vorliegen. Bei höheren Konzentrationen (z. B. bis zu 0,3%) führt Kupfer zu einer signifikanten Härteretention nach einem Farbbrennzyklus. Über 0,3% wird kein zusätzlicher Vorteil erreicht. Cu ist eine unvermeidbare Verunreinigung bei wiederverwerteten Schrott. Cu-Konzentrationen über 0,15% liefern Legierungen, die hohe r-Werte haben, die aber (wenn die Arbeitsbedingungen nicht strenger kontrolliert werden) durch die sehr ausgeprägte Schwankung in der Ebene des Blechs (hohes Δr) schädlich sein können.
Si liegt in einer Menge von 0,1 bis 0,25%, vorzugsweise bis zu 0,20% vor und verbessert die Festigkeit.
Überraschenderweise wurden gefunden, daß hohe Si- und Mn- Konzentrationen den r-Wert des Bleches verbessern und die Einheitlichkeit in der Ebene des Bleches verbessern (niedriges Ar). Allerdings führt ein Si-Gehalt in der Höhe von 0,3% zu reduzierter Duktilität und reduzierter Formbarkeit.
Fe wird mit 0,18 bis 0,30%, vorzugsweise 0,20 bis 0,30% spezifiziert. Fe trägt zur Dispersionsverfestigung bei, allerdings verringert es bei hohen Konzentrationen die Formbarkeit.
Die Si- und Fe-Konzentrationen werden so eingestellt, daß die Legierung aus recycledetem Metall hergestellt werden kann. Das Recycling erhöht die Si- und die Fe-Konzentrationen in der Charge. Es erhöht auch den Cu-Gehalt. Die neue erfindungsgemäße Legierung ist für diese Verunreinigungen toleranter.
Cr hat ähnliche Effekte wie Mn und kann zum partiellen Ersatz von Mn eingesetzt werden. Vorzugsweise ist der (Cr + Mn)- Gehalt mindestens 0,4%. Vorzugsweise wird Cr der Legierung nicht absichtlich zugesetzt, d. h. es ist nur als zufällige Verunreinigung mit bis zu 0,05% vorhanden.
Ti kann zugesetzt werden, um die Kornstruktur zu verfeinern.
Andere Legierungskomponenten können in geringeren Konzentrationen bis zu jeweils 0,05%, insgesamt 0,15% vorliegen. Komponenten, die absichtlich zugesetzt werden, können Zn und B umfassen. Andere Komponenten würden normalerweise nur als zufällige Verunreinigungen vorliegen. Der Rest der Legierung ist Al.
In einem weiteren Aspekt stellt die Erfindung gewalztes und geglühtes Blech der beschriebenen Legierung bereit (gewalztes Blech für Dosen wird in einem harten "wie gewalzten" Zustand verwendet). Die folgenden Absätze beschreiben die Verfahrensschritte, die zur Herstellung des gewalzten Blechs verwendet werden.
Geschmolzenes Metall der erforderlichen Zusammensetzung wird gegossen, typischerweise durch direktes Gießen auf Kokillen, obgleich die Gießtechnik nicht Gegenstand der Erfindung ist. Ein Ingot der Legierung wird homogenisiert, vorzugsweise bei einer relativ hohen Temperatur von mindestens 500ºC, vorzugsweise 530 bis 580ºC, insbesondere 550 bis 580ºC, und zwar über einen Zeitraum von 1 bis 24 Stunden. Die Homogenisierung wird vorzugsweise unter Bedingungen durchgeführt, die zur Bildung eines feinen Dispersoids aus α- AlMnSiFe-Partikeln führen. Wenn die Homogenisierungstemperatur zu niedrig ist, ist es möglich, daß dieses als gröberes, nadelartiges Präzipitat, das Wachstum aufweist, mit erhöhter Homogenisierungszeit produziert werden kann. Diese Nadeln können während des Walzens unter Porenbildung in der Struktur brechen, was in einer möglichen reduzierten Duktilität resultiert. Eine Homogenisierung bei ausreichend hoher Temperatur führt zu sphärischen Präzipitaten, die während des Walzens nicht gebrochen werden. Diese Dispersoide sind bei Homogenisierungszeiten von bis zu 16 Stunden und möglicherweise darüber hinaus in der Größe stabil.
Der homogenisierte Ingot wird dann jeweils unter Bedingungen, die herkömmlich sind, warmgewalzt und kaltgewalzt. Während des Kaltwalzens ist ein Zwischenglühen vorzugsweise bei einer Temperatur von 300 bis 400ºC bei Chargenbetrieb oder bei 400 bis 550ºC bei kontinuierlichen Betrieb fakultativ. Wenn ein Zwischenglühen angewendet wird, führt eine abschließende Kaltwalzbehandlung zu einer Reduzierung der Dicke von vorzugsweise im Bereich von 40 bis 60%, z. B. etwa 50%. Ein abschließender Glühschritt, vorzugsweise bei 300 bis 400ºC für 0,05 bis 5 Stunden bei Chargenbetrieb oder bei 400 bis 550ºC bei kontinuierlichem Betrieb kann auf Chargenbasis oder als kontinuierliches Glühen und als Lösungshitzebehandlung durchgeführt werden. Glühbedingungen sollten so sein, daß sie zu einer vollständig rekristallisierten Kornstruktur führen, d. h. zu einer Struktur, die durch Großwinkel-Korngrenzen, welche sich durch die Struktur erstrecken, produziert wird. Solche Legierungen haben gute Formbarkeit und hohe Bruchdehnung.
Das resultierende gewalzte Blech (bzw. Walzblech) hat die vorstehend genannte Kombination gewünschter Eigenschaften: hohe Festigkeit (Härte), gegenüber Spannungskorrosionsrißbildung unempfindlich und gegenüber hohen Konzentrationen an Si und Fe im Hinblick auf die Formbarkeit tolerant. Das Blech wird zur Formung zu Komponenten, die zusammengefügt werden sollen, z. B. durch Klebeverbindung oder Verschweißen oder durch mechanische Befestigung unter Bildung von Strukturen, z. B. tragenden Strukturen von Motorfahrzeugen, verwendbar sein.
Die in Beispiel 1 verwendeten Legierungen werden in der folgenden Tabelle 2 beschrieben. Von diesen ist STD eine typische AA5754-Standardzusammensetzung; 1, 2, 3 und entsprechen der vorliegenden Erfindung. TABELLE 2
In der Beschreibung wird auf die beigefügten Zeichnungen Bezug genommen, worin:
Fig. 1 das Gieß- und Verarbeitungsprogramm für die in Tabelle 1 beschriebenen Legierungen darstellt.
Jede der Fig. 2 bis 14 ein Stabdiagramm ist, das ein besonderes Merkmal zwischen unterschiedlichen Legierungen oder verschiedenen Verarbeitungswegen vergleicht.
Legierungen mit Zusammensetzungen, die in Tabelle 2 angegeben sind, wurden durch Strangguß gegossen und im Labor nach dem in Fig. 1 angegebenen Programm zu einem 1,6 mm Blech verarbeitet. Zwischenglühen und Endglühen im Chargenbetrieb wurden für 2 h bei 330ºC mit anschließender Luftkühlung durchgeführt. Die Bleche wurden den folgenden Tests unterzogen:
i) Zugtestparameter als Funktion der Orientierung
ii) Erichsen-Wert
iii) Hydraulische Wölbhöhe und Bruchdehnungs-Dichte (logarithmisch) bei ausgeglichener biaxialer Spannung
iv) Dehngrenzen bei Spannung-Dehnung in der Ebene
v) r-Wert als Funktion der Orientierung
vi) R/t-Biegetest (R = innerer Biegeradius, t = Materialstärke)
ASTM E8-Standardzugproben wurden verwendet, um die Standardzugdaten für die Dehngrenze, UTS, gleichmäßige Dehnung und Gesamtdehnung in den drei Hauptrichtungen zu erzeugen. Aus den Daten wurden die Kalthärtungsindex-Werte (n) abgeleitet.
Erichsen-Werte wurden erhalten, indem das Standardtestverfahren und die Standardgeometrie verwendet wurden und ein Polyethylenfilm als Gleitmittel zwischen dem Werkzeug und dem Blechmaterial verwendet wurde.
Die Wölbungshöhe und die Dicke bei Bruchdehnung wurden unter Verwendung einer hydraulischen Wölbungstestmaschine bestimmt, die ein Materialblech unter Verwendung eines Ziehwulstabschnitts festklemmt, welcher in einem 175 mm Rollkreis maschinell bearbeitet wird. Die Blechdicke wurde nach Auswölben des Materials unter Verwendung einer Ultraschallsonde bestimmt, woraus die Bruchdehnung bestimmt wurde.
Die Grenzdehnungen für die Spannungsdehnung in der Ebene wurden bestimmt, indem eine Befestigung verwendet wurde, den den Zugproben über die Verwendung von Messerschneiden einer Einspannung in Querrichtung bot (Technik Referenz: Sang H., Nishikawa Y., A Plane Strain Tensile Apparatur, J. Metals, 35(2), 1983, S. 30-33).
Die r-Werte wurden unter Verwendung von JIS#5-Zugproben (50 mm Meßlänge, 25 mm Breite) bestimmt; je höher die Breite ist desto genauerer Dehnungen in der Breite und damit genauerer r-Werte werden erhalten.
R/t-Biegetests wurden durchgeführt, indem das Material entsprechend ASTM Bezeichnung E 290 92 gebogen wurde. Diese Apparatur wurde verwendet, um Proben etwa 150º zu biegen, wonach sie in einem Schraubstock mit einer Biegung von 180º festgeschraubt wurden. Die äußere Oberfläche der Biegung wurde dann auf das Auftreten Orangenhaut/Rißbildung für die verschiedenen in den Versuchen angewendeten Radii geprüft.
Zusätzlich wurden ASTM E8-Standardzugproben mit einer Dehnung von 2% und 5% gezogen und danach einem Standardlack- Brennzyklus für 30 Minuten bei 180ºC unterzogen, um zu bestimmen, ob Cu-Zusätze bis zu 0,15 Gew.-% zu einer signifikanten Festigkeitsretention nach einem Farbbrennzyklus führen.
Die Empfindlichkeit für Spannungskorrosionsrißbildung (SCC) wurde durch eine Untersuchung mit langsamer Spannungsrate (1 · 10&supmin;&sup7; Sekunde) untersucht. Die Proben wurden 20% vorgedehnt, danach folgte eine Sensibilisierung bei 150ºC für variierende Zeiten und dann wurden sie sowohl unter trockenen Bedingungen als auch eingetaucht in eine Salz/Peroxid-Lösung (3% NaCl, 0,3% H&sub2;O&sub2;) untersucht. Die Bruchdehnung für jeden Test wurde aufgezeichnet und für die einzelnen Bedingungen als Verhältnis der nassen Leistungsfähigkeit zur trockenen Leistungsfähigkeit aufgetragen. Ein Verhältnis von eins zeigt eine Empfindlichkeit gegenüber SCC an.
Die Homogenisierung bei 540ºC produzierte nadelartige Präzipitate im Gießingot, wohingegen die Behandlung bei höherer Temperatur bei 560ºC zur Bildung eines sphärischen Präzipitats führte. Dieses sphärische Präzipitat war gegenüber einem Gröberwerden über Homogenisierungszeiten bis zu 16 Stunden bei der Temperatur resistent.
Nach einem Kaltwalzen war die Korngröße der Legierung 4 mit hohem Cu- und hohem Si-Gehalt feiner als in der Standardlegierung und die höhere Reduktion führte zu einer feineren Korngröße. Die Niedrigtemperaturhomogenisierung lieferte eine feinere Korngröße (Fig. 2).
In den Fig. 3 und 4 werden die Dehngrenze und die Zugfestigkeit verglichen. Ein Vergleich von Legierung 1 mit der STD-Standardlegierung zeigt den verstärkenden Effekt der höheren Gehalte an Mg und Mn. Auch diese hat eine minimale Reduktion bei der Formbarkeit trotz der erhöhten Gehalte an Si und Fe erreicht; Fig. 5 und 6.
Die Daten der hydraulischen Wölbungshöhe und die Daten für die Wölbungsdicke bei der Bruchdehnung sind in Fig. 8 bzw. 9 dargestellt. Die Eigenschaften von 1 sind denen von 2, 3 und 4 deutlich überlegen.
Die Fig. 10 und 11 vergleichen die r-werte der Bleche. 1 und 3 haben die besten Kombinationen aus hohem r-Wert und geringer Schwankung in der Ebene des Blechs (Δr). Die Kupferenthaltenden Legierungen hatten höhere durchschnittliche r-Werte, aber sehr ausgeprägte Schwankungen (Δr) in der Ebene des Blechs.
Die Fig. 12 und 13 zeigen die Testdaten für eine longitudinale R/t-Biegung bzw. die Testdaten für eine quergerichtete R/t-Biegung.

Beispiel 2: Spannungskorrosionsrißbildung bei chargenweise und kontinuierlich geglühtem Blech.

[Dieses Beispiel liegt nicht im Rahmen der beanspruchten Erfindung und ist zur Erläuterungszwecken aufgenommen]
Spannungskorrosionsrißbildung wurde an experimentellen Blechen gemessen, die gewalzt und in einem herkömmlichen Walzwerk bearbeitet worden waren. Spannungskorrosionsrißbildung wird durch die Präzipitativn eines kontinuierlichen Films aus Al&sub8;Mg&sub5; an Korngrenzen verursacht, und dieser Prozeß ist im wesentlichen von den Si- oder den Mn-Gehalten der Legierung unabhängig. Die Menge dieser Elemente in den Testlegierungen ist daher für die erhaltenen Resultate im wesentlichen irrelevant. Das wichtige Element ist Mg.
Im folgenden werden die Zusammensetzung und der Verfahrensablauf für die Legierungen 5 und 6 angegeben:

Legierung:

5. 3,49% Mg, 0,59% Mn, 0,06% Si, 0,22% Fe
6. 3,44% Mg, 0,63% Mn, 0,15% Si, 0,19% Fe

Verfahrensweg:

Das Glühen im Chargenbetrieb wurde mit einem kontinuierlichen Glühen der Legierung 5, die in einem Industriewalzwerk nach dem folgenden Plan gewalzt worden war, verglichen:
Strangguß zu 600 mm-Ingots,
Homogenisieren bei 550ºC für 9 Stunden,
Warmwalzen auf 4,2 mm (Selbstglühnachwalzen),
Kaltwalzen auf ein Endmaß von 1,6 mm.

Entweder

(1) chargenweises Glühen (BA), Erwärmen mit 50ºC/h auf 330ºC und Halten der Temperatur für 2 Stunden
oder
(2) kontinuierliches Glühen (CAL) bei 450ºC Spitzenmetalltemperatur und starke Luftkühlung.
Es wurde eine Beurteilung der Empfindlichkeit gegenüber SCC durchgeführt. Die Vergleichsmetalle waren: eine kommerzielle AA5182-Legierung, enthaltend 4,5% Mg; eine kommerzielle, in Chargen geglühte AA5754-Legierung mit einer Zusammensetzung, die STD sehr nahe kam, und Legierung 1 aus Beispiel 1.
Die Resistenz gegenüber Spannungskorrosionsrissen für diese Legierungen nach einem Chargenglühen ist in Fig. 14 dargestellt. Die chargenweise geglühte 3,25% Mg-Legierung hat gute Spannungskorrosionsbeständigkeit, wohingegen die ähnlich behandelten Legierungen 5 und 6, die 3,49% und 3,44% Mg enthielten, eine deutliche Reduzierung der Spannungskorrosionsrißbeständigkeit zeigen. Allerdings zeigte die kontinuierlich geglühte Legierung 5 eine verbesserte Spannungskorrosionsrißbeständigkeit und es wird angenommen, daß dasselbe für eine kontinuierlich geglühte Legierung 6 der Fall wäre.

Beispiel 3: Eine andere Legierung

Al-Legierung 7 hatte die folgende Zusammensetzung in Gew.-%:
Mg 3,41
Mn 0,45
Fe 0,244
Si 0,14

Verfahrensweg

Ingot, vorerhitzt auf 540ºC,
Heißgewalzt auf 3,5 mm (Nachwalzen),
kaltgewalzt auf 1,6 mm (Endmaß),
Kaltreduktion 54%,
Endglühen 340ºC.

Eigenschaften

0,2% Streckgrenze (MPa)
längs 114
45º 109
quer 113
Gesamtdehnung (%)
längs 20,1
45º 24,5
quer 24,1
Formbarkeit (Tiefe/Höhe, mm)
10 cm 32
20 cm 26
biaxial 42
r/t-Biegung
längs 0,12
quer 0,06
Erichsen-Kuppelhöhe (mm) 9,6
Für eine Legierung, die eher aus recyceltem Metall als aus Schmelzofenmetall hergestellt werden kann, sind diese Eigenschaften zufriedenstellend.

Claims

1. Legierung der Zusammensetzung in Gew.-%:

Si 0,10 bis 0,25

Fe 0,18 bis 0,30

Cu bis zu 0,5

Mn 0,4 bis 0,5

Mg 3,0 bis 3,5

Cr bis zu 0,2

Ti bis zu 0,1

Zn bis zu 0,05

B bis zu 0,05

Unvermeidbare jeweils bis zu 0,05,

Verunreinigungen insgesamt 0,15

Al Rest.

2. Legierungszusammensetzung nach Anspruch 1, die 0,10 bis 0,20 Gew.-% Si umfasst.

3. Legierungszusammensetzung nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, die 0,20 bis 0,30 Gew.-% Fe umfasst.

4. Legierungszusammensetzung nach einem der vorangehenden Ansprüche, die bis zu 0,3 Gew.-% Cu umfasst.

5. Legierungszusammensetzung nach einem der vorangehenden Ansprüche, die bis zu 0,1 Gew.-% Cr umfasst.

6. Gewalztes und geglühtes Blech der Legierung nach einem der vorangehenden Ansprüche.

7. Verfahren zur Herstellung des Blechs nach Anspruch 6, umfassend die Schritte:

Gießen; Homogenisierungsglühen; Warmwalzen; Kaltwalzen; fakultatives Zwischenglühen, Endkaltwalzen; Endglühen.

8. Verfahren nach Anspruch 7, wobei

- Gießen durch Stranggießen mit beschränkter Stranglänge;

- Homogenisierungsglühen bei 500 bis 580ºC;

- fakultatives Zwischenglühen bei 300 bis 400ºC im Chargenbetrieb oder bei 400 bis 550ºC im kontinuierlichen Betrieb;

- Endkaltwalzen bei einer Reduktion von 40 bis 60%;

- Endglühen bei 300 bis 400ºC im Chargenbetrieb oder bei 400 bis 550ºC im kontinuierlichen Betrieb durchgeführt wird.

9. Verfahren nach Anspruch 8, wobei die Legierung aus Recycling-Metall besteht.

10. Verfahren nach Anspruch 8 oder Anspruch 9, wobei das Homogenisierungsglühen bei 530 bis 580ºC erfolgt.

11. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 10, wobei die Legierung 3,0 bis 3,3% Mg enthält und das Endglühen auf Chargenbasis durchgeführt wird.

12. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 10, wobei die Legierung 3,2 bis 3,5 % Mg enthält und das Endglühen kontinuierlich durchgeführt wird.

13. Kraftfahrzeug-Bauteile, die aus dem Blech nach Anspruch 6 hergestellt sind.