15重量％，
[0067] 0.2重量％兰锰兰0.35重量％，
[0068] 4. 1重量％刍镁刍4. 5重量％，
[0069] 铬刍〇.1重量％，
[0070] 锌兰0.25重量％，
[0071] 钛刍〇.1重量％
[0072] 剩余铝和多种不可避免的杂质，这些杂质的含量单独最多不超过0.05重量％，其 总合不超过〇. 15重量％。
[0073] 接下来，在方法步骤2中对轧制铸块进行均质化处理，能够以一个或多个阶段的 方式来实施这个处理过程。在均质化处理过程中，至少在〇. 5小时保持轧制铸块480到 550°C的温度。然后在方法步骤3中，将这些轧制铸块热轧处理，其中，通常达到了 280°C到 500°C的温度。热轧带材的最终厚度例如为2.8至8_。可以这样选择热轧带材的最终厚 度，即，使得在热轧后仅实施冷轧步骤4,而其中，以40 %到70 %，优选50 %到60 %的滚轧率 来将热轧带材的厚度减少为其最终厚度。
[0074] 随后，使冷轧为最终厚度的铝合金带材经受软化退火处理。根据本发明，在连续式 炉中进行软化退火处理。在表格1中所示的实施例中，实施了具有中间退火的第二种方式。 就此，根据方法步骤3对热轧后的热轧带材进行冷轧4a的处理，这个冷轧将铝合金带材冷 轧至中间厚度，以这样的方式来确定这个中间厚度，即，轧制为最终厚度而所需的最终的冷 轧率为40 %至70 %或50 %至60 %。在接下来的中间退火过程中，优选地使铝合金带材彻 底地再结晶化。在实施例中，中间退火以400°C至450°C在连续式炉内或以330°C至380°C 在箱式炉内进行。
[0075] 在图1中以方法步骤4b示出了中间退火步骤。在根据图1所示的方法步骤4c 中，将中间退火的铝合金带材最后冷轧为最终厚度，其中方法步骤4c中的滚轧率为40%到 70%之间，优选50%到60%之间。随后，通过软化退火而使铝合金带材再次转化为柔软的 状态，其中，根据本发明地以400 °C到450 °C在连续式炉内实施软化退火。表格4中的对比例 中的退火处理以330°C到380°C在箱式炉（KO)内进行。在不同的试验中，除了不同的铝合金 以外，也设置了中间退火后的不同的滚轧率。同样地在表格1和4中给出了中间退火后的滚 轧率的值。此外，也测量了软化退火的铝合金带材的平均晶粒大小。就此，根据Barker (巴 克）法阳极化处理了纵切面，并且随后根据ASTM E1382在显微镜下对其测量，并通过平均 的晶粒直径来确定了平均晶粒大小。
[0076] 对相应制成的铝合金带材确定其力学性能值，尤其是屈服极限Rpa2，抗拉强度R m， 均匀延伸率Ag和延伸率A8tlnm，如表格2, 5所示。除了根据EN 10002-1或ISO 6892所测量 的铝合金带材的力学性能值以外，还以μπι为单位给出了根据ASTM E1382的平均晶粒大 小。此外，根据ASTM G67测量了耐晶间腐蚀性，并且是在没有额外的热处理的初始状态下 (初始点〇小时）。为了模拟在汽车上的使用，在腐蚀性测试之前对铝合金带材进行了不同 的热处理。第一个热处理包含了铝带材在185°C温度下20分钟的存储，以便于记录KTL(阴 极电泳浸漆涂层）循环。
[0077] 在另一个测量系列中，将铝合金带材额外地存储在80°C温度下200个小时或500 个小时并且随后使其承受腐蚀性测试。因为铝合金带材或板材的成型处理可能额外地影响 其耐腐蚀性，在另一个试验中把铝合金带材拉15%，在升高的温度下，对其进行热处理或热 储存，之后使其承受根据ASTM G67的晶间腐蚀性的测试，在这个测试当中会测量其质量损 失。
[0078] 表格1中给出了总共四种不同的铝合金的合金成分，这些成分都包括在AA5182类 型的铝合金的成分规格内。参考合金表示了目前所用的材料，并且将其与变体1，2,和3进 行对比。此外，在表格1中还有关于最终退火的方式、最终滚轧率和所测量出的以ym为单 位的平均晶粒大小（晶粒直径）方面的说明。就此，变体1和2的唯一区别在于最终滚轧 率，该最终滚轧率造成了其它晶粒大小的形成。因此，排除几乎一致的合金成分以外，变体 2与变体1的本质区别在于在同样连续式炉的条件下，前者具有57%的最终滚轧率。其结 果为，与变体1中的33 ym相比，变体2具有18 ym的平均晶粒大小。表格1中的带材在连 续式炉内400°C到450°C的温度下保持20秒至1分钟，随后将其冷却并以低于100°C来将其 卷起。如表格2内所说明的，根据相应的DIN EN ISO标准对所取的样本进行了测量。
[0079] 根据表格2明显的看出，变体1在屈服极限方面没有确实地达到llOMPa，而是在 对角测量中一以D标志表示一具有低于IlOMPa的值。相反地，在轧制方向L以及轧制方向 的垂直方向Q的测量却显示出，变体1实际上达到了 IlOMPa的屈服极限Rpa2。参考合金以 及变体2和3都明显地高于这个屈服极限的下限值。根据本发明的实施例变体2在所有拉 伸方向都确实地达到了至少为IlOMPa的屈服极限。很明显地可以看出，具有最高的4. 95 重量％的镁含量的变体3达到了最高的屈服极限和抗拉强度。此外，还可以看出，变体1和 2之间不同的滚轧率不仅仅明显影响到晶粒大小，而且还特别使抗拉强度提高到明显大于 IlOMPa 的值。
[0080] 尤其，根据本发明的合金变体2与参考合金相比具有更低的各向异性，这 在其更低的平面各向异性的值Ar当中有所体现。就此，平面各向异性Ar定义为 1/2* ，其中ιγ，iyfP r D是在纵向、横向和对角方向的r值。就此从1/4* (r !+1^+2?) 中得出的平均r值?与参考材料基本没有区别。
[0081] 在表格3中示出了，涉及到耐晶间腐蚀性方面的测量值。这里示出了，根据本发明 的变体2与参考合金的测量值相比，尤其是在长时间负载的方面，在拉伸状态和非拉伸状 态下，都具有能够与之比较的值。就此，变体2与参考合金几乎一致。变体3尽管具有最大 的屈服极限和抗拉强度，却在腐蚀性测试当中显示出，其过高的镁含量导致了尤其是在长 时间测试中的过大的质量损失，长时间测试除了短时间的在185°C的20分钟的温度周期以 外还额外地包含了在80°C的200小时的长时间负载。
[0082] 涉及到在表格3中的成形性的测量值，显示出了，尤其是变体2在SZ32的冲压试 验当中以及在Plane-Strain(平面应变）拉深试验中的伸展性都优于参考合金。与参考铝 合金带材相比，根据变体2所制的铝合金带材的明显改良的成形性能显示出，即使减少镁 含量的情况下，可以达到与参考合金同样值的屈服极限和抗拉强度，而不会造成耐晶间腐 蚀性方面的巨大损失。这尤其在根据ASTM G67的NAML试验中完成的质量损失测量中得到 了证实。利用变体2可以很明显地在Tiefungsversuch nach Erichsen(埃里克森杯突试 验）和Plane-Strain-Tiefungsversuch(平面应变拉深试验）中分别测量出7%和10% 的拉深性能的改进，这个改进显示了根据本发明的铝合金带材的额外的成形可能性。为了 生产拉深的、大面积的板型部件，例如汽车的门内板，可以对这个额外的成形可能性加以利 用。
[0083] 下面，简短地说明用于根据DIN EN ISO 20482而进行的"Tiefung SZ32"（SZ 杯突测量）试验，以及用于根据DIN EN ISO 12004以Nakajima几何结构进行的 Plane-Strain-Tiefungsversuch (平面应变拉深试验）的试验装置。
[0084] 在图2a中示出了试验件1的几何结构。从圆形的金