CN100519797C - 高温和高速下具有优良可成形性的al-mg合金板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及在高温和高速下具有优良可成形性、成形后具有减少量的空穴的铝合金板和制造所述铝合金板的方法。铝合金板由2.0-8.0%重量的Mg、0.06-0.2%重量的Si、0.1-0.5%重量的Fe、0.1-0.5%重量的Mn和余量的Al和不可避免的杂质组成，其中当量圆直径为1-5μm的金属间化合物的密度为5000/mm²或更大，平均晶粒大小为20μm或更小。制备铝合金板的方法包括以下步骤：通过双带式铸造机铸造上文所述组成的合金熔体以形成厚度为5-15mm的板坯，在铸造期间在板坯厚度的1/4位置处冷却速率为20-150℃/秒；随后重绕该板坯为卷；冷轧从卷取出的板坯，冷轧压缩量为70-96%；以50℃/秒或更大的加热速率执行退火来加热所得的冷轧板到420-500℃。

Description

高温和高速下具有优良可成形性的AL-MG合金板及其制造方法

技术领域

本发明涉及高温和高速下具有优良可成形性的Al-Mg合金板及其制造方法。

背景技术

Al-Mg合金是轻质并具有优良的强度和耐腐蚀性，因此其打算用作汽车板材或其他加工或成形材料。然而，Al-Mg合金室温下的伸长率低，因而存在Al-Mg合金不能通过冷加工形成复杂形状的问题。因此，已研发出了热加工时抑制再结晶以降低晶粒大小且获得在例如500-550℃的高温区域中伸长率为数个100％的Al-Mg基超塑性合金，并且将其用于各种应用中。

常规Al-Mg基超塑性合金在10^-4-10^-3/秒的缓慢成形速度(应变速率)下显示其超塑性，需要长时间，因此在应用于普通挤压成形时生产率低并且不实用。

因此，已研发出了热加工时在高温区域中即使以例如0.1/秒或更多的应变速率的高成形速度也能得到足够的伸长率(即现有技术的100倍或更多)并且在成形时能抑制空穴出现的铝合金板。

例如，日本未审查专利公开(Kokai)10-259441提出在高速下具有优良超塑可成形性且在成形后具有减少量的空穴的铝合金板，其特征在于包含3.0-8.0％(％重量，以下相同)的Mg、0.21-0.50％的Cu和0.001-0.1％的Ti，包含作为杂质的0.06％或更少的Fe和0.06％或更少的Si以及余量的铝和杂质，其平均晶粒大小为20-200μm。

然而在现有技术中，为了在最终得到的板产品中得到良好的高温高速可成形性，存在需要执行许多加工(例如通过半连续铸造进行大型板坯铸造、表面修整、均热、热轧、冷轧、中间退火、终轧和最终退火)的问题，因此使成本增加。

另外，大型板坯在铸造时具有例如约1-约10℃/秒的缓慢冷却速率，因此金属间化合物Al-Fe-Si、Al₆Mn等变为数十μm或更多的粗糙部分。即使在均热、热轧、冷轧、退火等之后，最终板产品仍存在10μm或更多的粗糙金属间化合物。因为在高温成形时在金属间化合物和基质之间的界面上剥皮，因此容易出现空穴。对于这个问题的对策是采用了抑制Fe和Si的含量为0.1％或更小的方法，然而需要使用昂贵的高纯度金属，因此最终仍存在成本升高的问题。

发明公开

本发明的目的是提供解决现有技术的上述问题而不需要使用伴随较高成本的高纯度金属、改善高温和高速下可成形性且在成形后减少空穴的铝合金板，及制造这种铝合金板的方法。

为了达到上述目的，本发明提供了高温和高速下具有优良可成形性、成形后具有减少量的空穴的铝合金板，其特征在于其由以下物质组成：

Mg：2.0-8.0％重量；

Si：0.06-0.2％重量；

Fe：0.1-0.5％重量；

Mn：0.1-0.5％重量；和

余量的Al和不可避免的杂质，

其中

当量圆直径为1-5μm的金属间化合物的密度为5000/mm²或更多，平均晶粒大小为20μm或更小。

为了达到上述目的，本发明还提供了制造高温和高速下具有优良可成形性、成形后具有减少量的空穴的铝合金板的方法，其特征在于包括以下步骤：

制备具有本发明铝合金板组合物的合金熔体；

通过双带式铸造机铸造所述合金熔体形成厚度为5-15mm的板坯，在铸造期间在板坯厚度的1/4位置处冷却速率为20-150℃/秒；

随后重绕该板坯为卷；

冷轧从卷取得的板坯，冷轧压缩量为70-96％；和

以5℃/秒或更多的温度升高速率执行退火来加热所得冷轧板到420-500℃。

本发明的铝合金板确定化学组成和微结构的范围，均匀且精细地分散金属间化合物以在不需要任何高纯度金属的情况下通过增加晶粒细度来改善高温和高速可成形性并且减少成形后的空穴。

此外，本发明的制造方法确保了在通过双带式铸造进行铸造时的高冷却速率，限制了冷轧压缩量，限制了冷轧后的退火条件以实现金属间化合物的均匀精细的分散和晶粒的细度增加。

通过使用本发明的铝合金板，得到了高品质成形产品，缩短了成形时间且增加了生产率。

实施本发明的最佳模式

本发明中限制合金的化学组成的原因将在下文进行解释。除非另外特别指明，否则本说明书中表示化学组成的“％”是指“％重量”。

[Mg：2.0-8.0％]

Mg是改善强度的元素。为了显示这个作用，需要设定Mg含量为2.0％或更多。然而，如果Mg含量超过8.0％，则薄板坯的可铸性降低。因此，Mg含量限制为2.0-8.0％。如果强调可铸性，Mg含量的上限优选地还限制为6.0％或更小。

[Si：0.06-0.2％]

在铸造时Si作为Al-Fe-Si-基、Mg₂Si和其他金属间化合物的精细微粒而沉淀并且在冷轧后退火时起再结晶的核产生位点的作用。因此，这些金属间化合物颗粒的数量越大，产生的再结晶核的数量越大，结果形成精细再结晶颗粒的数量越大。此外，金属间化合物的精细颗粒牵制了生成的再结晶颗粒的颗粒边界且抑制了生长，由于晶粒的合并以稳定地保持精细再结晶颗粒。

为了显示这些作用，需要使Si含量为0.06％或更多。然而，如果Si含量超过0.2％，沉淀的金属间化合物趋于变得更粗糙更坚硬，因此在高温变形时促进形成空穴。因此，Si含量限制为0.06-0.2％。优选的范围为0.07-0.15％。

通常，认为Si是杂质元素以与下述Fe相同的方式将其去除，而在本发明中，相反地，为了增加如上所述的再结晶颗粒的细度使合适量的Si存在。因此，不需要高纯度的金属，且不伴随有成本升高。

[Fe：0.1-0.5％]

在铸造时Fe作为Al-Fe-Si-基或其他金属间化合物的精细颗粒而沉淀并且在冷轧后退火时起再结晶的核产生位点的作用。因此，这些金属间化合物颗粒的数量越大，产生的再结晶核的数量越大，结果形成精细再结晶颗粒的数量越大。此外，金属间化合物的精细颗粒牵制了生成的再结晶颗粒的颗粒边界且抑制了生长，由于晶粒的合并稳定地保持精细再结晶颗粒。为了显示这个作用，需要使Fe含量为0.1％或更多。然而，如果Fe含量超过0.5％，沉淀的金属间化合物趋于变得更粗糙更坚硬，因此在高温变形时促进出现空穴。因此，Fe含量限制为0.1-0.5％。优选的范围为0.1-0.3％。

通常，认为Fe是杂质元素以与上述Si相同的方式将其去除，而在本发明中，相反地，为了增加如上所述的再结晶颗粒的细度使合适量的Fe存在。因此，不需要高纯度的金属，不伴随有成本升高。

[Mn：0.1-0.5％]

Mn是增加再结晶颗粒的细度的元素。为了显示这个作用，需要使Mn含量为0.1％或更多。然而，如果Mn含量超过0.5％，则形成粗糙的Al-(Fe·Mn)-Si-基金属间化合物，在高温变形时促进出现空穴。因此，Mn含量限制为0.1-0.5％。特别地，在强调防止出现空穴时，Mn含量的上限优选地还限制为0.3％。

[任选成分Cu：0.1-0.5％]

在本发明中，为了改善铝合金板的强度，可以加入0.1-0.5％的Cu。为了充分得到沉淀硬化作用，需要使Cu的加入量为0.1％或更多。然而，如果Cu的加入量超过0.5％，则可铸性降低。在强调可铸性时，Cu的加入量的上限优选地还限制为0.3％或更小。

[任选成分Zr和Cr：0.1-0.4％]

在本发明中，为了有助于增加再结晶颗粒的细度，可以加入0.1-0.4％的Zr和Cr的至少一类。Zr和Cr是增加再结晶颗粒的细度的元素。为了显示这个作用，需要使Zr和Cr的加入量为0.1％或更多。然而，如果加入量超过0.4％，则在铸造时形成粗糙的金属间化合物，在高温变形时促进出现空穴。特别地，在强调防止出现空穴时，加入量的上限优选地还限制为0.2％或更小。

[其他元素]

在本发明中，为了增加铸造结构的细度，可以加入0.001-0.15％的Ti。为了显示这个作用，需要使Ti加入量为0.001％或更多。然而，如果Ti的加入量超过0.15％，则产生粗糙的化合物(例如TiAl₃)，使高温可成形性恶化并且促进出现空穴。优选的范围为0.006-0.10％。

下文中，将解释本发明限制合金板的微结构的原因。

[当量圆直径为1-5μm的金属间化合物的密度为5000/mm²或更多]

本发明利用精细金属间化合物颗粒作为(1)再结晶颗粒核产生位点，和(2)用于牵制再结晶颗粒的颗粒界限的手段，在冷轧后通过退火产生更精细的再结晶颗粒。通过这得到的精细颗粒结构在高温和高速下在变形时提供高伸长率，因此提高了高温和高速下的可成形性。

为了得到上述作用，当量圆直径为1-5μm的金属间化合物必须以密度为5000/mm²或更多而存在。如已经提到的金属间化合物，金属间化合物(例如Al-(Fe·Mn)-Si-基化合物、Mg₂Si和Al₆Mn)在铸造期间沉淀。为了通过这些金属间化合物显示上述的(1)和(2)的作用，当量圆直径必须为1-5μm。如果当量圆直径小于1μm，则颗粒太小而无法显示上述(1)和(2)的作用。相反，如果当量圆直径超过5μm，则在高温和高速下变形时容易产生空穴，在成形后强度和伸长率降低。

大小在上述范围的金属间化合物必须以密度为5000/mm²或更多而存在。

如果密度小于5000/mm²，则在退火时再结晶颗粒直径超过20μm，在高温变形时伸长率降低。

[平均晶粒直径为20μm或更小]

在本发明的合金板中，使平均晶粒直径为20μm或更小。如果平均晶粒直径超过20μm，则在高温变形时伸长率降低。

限制本发明的制造方法的条件的原因将在下文进行解释。

[厚度为5-15mm的板坯通过双带式铸造进行铸造并具有卷形式]

双带式铸造法是一种连续铸造方法：将熔体注入在垂直方向上从一端彼此相面对的一对水冷却旋转带的模具中；通过从带表面冷却来凝固所述熔体形成板坯；从模具的另一端拔出成形的板坯；使其具有卷形式。

在本发明中，通过这种双带式铸造法铸造的板坯厚度为5-15mm。当厚度在此范围内时，即使在板厚度的中心部分也能确保高的凝固速度，因而可以容易地形成均匀的铸造结构。同时，在本发明的组合物中，可能易于抑制粗糙的金属间化合物的产生，在最终板产品中再结晶颗粒的平均颗粒大小容易控制为20μm或更小。上述的板坯厚度范围从双带式铸造考虑也是合适的。

那就是说，如果板坯厚度小于5mm，则每单位时间穿过铸造机的铝合金熔体的量太少，因此双带式铸造变得困难。如果板坯厚度超过15mm，则难以重绕成卷状。

[铸造时的冷却速率为20-150℃/秒]

在本发明的制造方法中，厚度为5-15mm的板坯通过双带式铸造来铸造。那时，为了使指定用于密度为5000/mm²或更多的本发明合金的当量圆直径为1-5μm的金属间化合物沉淀，在铸造期间使在板坯厚度的1/4位置处的冷却速率为20-150℃/秒。在本发明的铝合金中，金属间化合物(例如Al-(Fe·Mn)-Si-基化合物和Mg₂Si)在铸造时沉淀。如果冷却速率小于20℃/秒，则这些金属间化合物变得粗糙，超过5μm的化合物增多。相反，如果冷却速率超过150℃/秒，则金属间化合物变得更精细，小于1μm的化合物增多。最后，在任一情况下，当量圆直径为1-5μm的金属间化合物的密度变得小于5000/mm²，再结晶颗粒的核在最终退火(CAL)时变少，因此再结晶颗粒变得粗糙。

[冷轧压缩量为70-96％的冷轧]

由于在金属间化合物周围冷轧进行塑性加工而出现的位错累积对于在最终退火时形成精细再结晶结构是必不可少的。如果冷轧压缩量小于70％，则位错累积变得不足，不能得到精细再结晶结构。如果冷轧压缩量超过96％，则在冷轧期间出现边缘裂纹，因此冷轧变得困难。

[以5℃/秒或更多的温度升高速率加热到420-500℃进行退火]

在本发明中，上述退火在冷轧后作为最终退火而实施。这通常由连续退火来实施，然而并不是特别地需要将退火局限于此。

使最终退火的退火温度为420-500℃。如果温度低于420℃，则再结晶所需要的能量不足，因而再结晶不足，无法得到精细再结晶结构。然而，如果温度超过500℃，则再结晶颗粒直径超过20μm，无法得到精细再结晶结构。

使退火温度的加热速率为5℃/秒或更大。如果温度以小于5℃/秒的速率缓慢升高，则再结晶颗粒变得粗糙，因此无法得到精细再结晶结构。

最终，本发明铝合金板的成形优选在400-550℃温度下实施。如果成形温度低于400℃，则不能得到足够的伸长率。如果成形温度超过550℃，则出现晶粒粗糙化。此外，具有本发明范围内的高Mg含量的合金发生燃烧，伸长率降低。在成形时应变速率优选为0.1/秒或更大。如果应变速率小于0.1/秒，则在成形期间发生晶粒粗化，因此引起伸长率下降。

实施例

具有表1所示组成的铝合金熔体通过双带式铸造法进行铸造形成厚度为7-9mm的板坯。将各板坯冷轧至厚度为1mm，在450℃下退火，接着裁剪出JIS H7501中所指定的测试片，在拉伸测试之后测量伸长率。此外，抛光断裂样品的横截面，接着用图象分析仪测量空穴面积率(空穴率)。表2中展示制造方法和特性。

表1：合金组成(％重量)

 

合金	Mg	Mn	Fe	Si	Cu	Zr
							A	3.1	0.3	0.12	0.07	-	-
B	5.2	0.3	0.15	0.10	-	-
							C	7.1	0.4	0.10	0.09	-	-
D	3.2	0.2	0.12	0.07	0.3	-
							E	3.2	0.2	0.12	0.07	-	0.2

正如从表1的合金组成中显然看到的，不管在所有样品中Fe含量为0.1％或更多，Si含量为0.06％或更多的事实，通过冷轧由双带式铸造机铸造的薄板坯得到的板(本发明的产品，样品号1-7)具有当量圆直径为1-5μm的金属间化合物密度为5000/mm²或更多，晶粒大小为20μm或更小。因此，拉伸温度为500℃时伸长率为200％或更多的优良值，而且在高温拉伸后空穴率为0.15-0.27％或小于1％的优良值。

通过冷轧由双辊式铸造机铸造的薄板坯得到的板(比较实施例，样品号8)具有大量当量圆直径小于1μm的非常精细的金属间化合物，因为在铸造时冷却速率相对较高为300℃/秒，因此在最终板中当量圆直径为1-5μm的金属间化合物的密度变得小于5000/mm²或过度粗糙晶粒直径为20μm或更多。因此，高温拉伸后空穴率为0.12％的相对较低的优良值，然而在拉伸温度为500℃时伸长率较差为80％。

通过均热由DC铸造机铸造的普通板坯、接着热轧该板坯至厚度为7mm、然后冷轧得到的板(比较实施例，样品号9)在铸造时的冷却速率相对较低为5℃/秒，因此生成当量圆直径超过5μm的金属间化合物，因此在最终板中当量圆直径为1-5μm的金属间化合物的密度变得小于5000/mm²，晶粒稍微粗糙超过20μm。因此，高温拉伸测试后空穴率为较差的高值1.5％，而拉伸温度为500℃时伸长率较差为160％。

通过冷轧由双带式铸造机铸造的薄板坯至板厚度为2mm、在350℃下中间退火该板坯、接着冷轧至1mm得到的板(比较实施例，样品号10)在最终板中具有当量圆直径为1-5μm的金属间化合物密度为5000/mm²或更多，然而在最终退火前冷轧压缩量为小于70％的较低值，因此晶粒稍微粗糙，晶粒大小超过20μm。在拉伸温度为500℃时伸长率为小于200％的较差值。

通过冷轧由双带式铸造机铸造的薄板坯得到的板(比较实施例，样品号11)在最终板中具有当量圆直径为1-5μm的金属间化合物密度为5000/mm²或更多，晶粒直径为20μm或更小。然而，在拉伸测试中拉伸温度相对较低为350℃，因此伸长率为小于200％的较差值。

通过冷轧由双带式铸造机铸造的薄板坯得到的板(比较实施例，样品号12)在最终板中具有当量圆直径为1-5μm的金属间化合物密度为5000/mm²或更多，晶粒大小为20μm或更小。然而，在拉伸测试中拉伸速度相对较低为0.01/秒，因此高温拉伸后空穴率也较差为1.8％，在拉伸温度为500℃时伸长率为小于200％的较差值。

工业应用性

本发明提供高温和高速下具有优良可成形性、成形后具有减少量的空穴的铝合金板和制造该铝合金板的方法。

Claims (8)

1.一种高温和高速下具有优良可成形性、成形后具有减少量的空穴的铝合金板，其特征在于由以下物质组成：

Mg：2.0-8.0％重量；

Si：0.06-0.2％重量；

Fe：0.1-0.5％重量；

Mn：0.1-0.5％重量；和

余量的Al和不可避免的杂质，其中

当量圆直径为1-5μm的金属间化合物的密度为5000/mm²或更多，平均晶粒大小为20μm或更小。

2.权利要求1的铝合金板，其特征在于还包含Cu：0.1-0.5％重量。

3.权利要求1或2的铝合金板，其特征在于还包含Zr：0.1-0.4％重量和Cr：0.1-0.4％重量的至少一种。

4 权利要求1-3中任一项的铝合金板，其特征在于在拉伸变形期间在0.1-1.0/秒的应变速率下在400-550℃的温度区域中伸长率为至少200％。

5.权利要求4的铝合金板，其特征在于由于拉伸变形而破坏后截面中的空穴率不超过1％。

6.一种制造权利要求1的高温和高速下具有优良可成形性、成形后具有减少量的空穴的铝合金板的方法，其特征在于所述方法包括以下步骤：

制备具有权利要求1的组成的合金熔体；

通过双带式铸造机铸造所述合金熔体以形成厚度为5-15mm的板坯，在铸造期间在板坯厚度的1/4位置处冷却速率为20-150℃/秒；

随后重绕所述板坯为卷；

冷轧从卷取出的板坯，冷轧压缩量为70-96％；和

以5℃/秒或更大的加热速率执行退火来加热所得的冷轧板到420-500℃。

7.一种制造权利要求2的高温和高速下具有优良可成形性、成形后具有减少量的空穴的铝合金板的方法，其特征在于所述方法包括以下步骤：

制备具有权利要求2的组成的合金熔体；

通过双带式铸造机铸造所述合金熔体以形成厚度为5-15mm的板坯，在铸造期间在板坯厚度的1/4位置处冷却速率为20-150℃/秒；

随后重绕所述板坯为卷；

冷轧从卷取出的板坯，冷轧压缩量为70-96％；和

以5℃/秒或更大的加热速率执行退火来加热所得的冷轧板到420-500℃。

8.一种制造权利要求3的高温和高速下具有优良可成形性、成形后具有减少量的空穴的铝合金板的方法，其特征在于所述方法包括以下步骤；

制备具有权利要求3的组成的合金熔体；

通过双带式铸造机铸造所述合金熔体以形成厚度为5-15mm的板坯，在铸造期间在板坯厚度的1/4位置处冷却速率为20-150℃/秒；

随后重绕所述板坯为卷；

冷轧从卷取出的板坯，冷轧压缩量为70-96％；和

以5℃/秒或更大的加热速率执行退火来加热所得的冷轧板到420-500℃。