CN104975207A - 一种AlMgSi系铝合金材料、铝合金板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种AlMgSi系铝合金材料，其化学元素质量百分比含量为：0.5％≤Mg≤1.0％；0.6％≤Si≤1.5％；0.02％≤Sn≤0.2％；0.1％≤Mn≤0.45％；0＜Fe≤0.4％；0.02％≤Ti≤0.1％；Zn≤0.15％；Cr≤0.1％；其余为Al和其他不可避免杂质；此外还满足Mg+Si≤2.0％。另外，本发明还公开了由该AlMgSi系铝合金材料制得的铝合金板及其制造方法。本发明中的铝合金材料在具有优良的成形性能的同时，还具有更好的烘烤硬化效果。

Description

一种AlMgSi系铝合金材料、铝合金板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种铝合金材料，尤其涉及一种AlMgSi系铝合金材料及相应的制造方法。

背景技术

汽车轻量化是当前汽车发展方向之一，尤其是汽车车身铝合金板材的应用正在快速发展，已经成为国际上汽车行业热切关注的重点。众所周知，汽车的外板如引擎盖、车门、车顶或后备箱盖等对材料的要求较高。一方面，在引擎盖和车门等大型覆盖件的成形加工中，必须确保零件的形状尺寸精度，还有良好的包边性和表面无皱痕等影响外观的缺陷。另一方面,汽车板材需要具有优异的烘烤硬化能力，即通过成形后的覆盖件在涂装烘烤处理时发生人工时效硬化导致屈服强度明显提高，从而确保具备较好的抗凹性。

目前，用于冲压成形的汽车用铝合金外板材主要两个牌号AA6016和AA6111，其主要通过在铝中添加镁元素和硅元素来实现强化。其中，AA6111铝合金中还添加了铜元素来增大合金的强度。通常，这些铝合金通过熔铸、热轧、冷轧和热处理工序制备成铝板卷，在汽车厂经冲压成形并喷漆后烘烤处理。因此，汽车用铝板不仅要求易于成形，而且烘烤后的强度需要大幅度提升以获得良好的抗凹性能。

然而，现有的AlMgSi系铝合金板材虽然力学性能基本满足要求，但是其烘烤响应速率较慢，烘烤硬化值大部分不超过220MPa。为了提高烘烤响应能力，添加Cu元素是现有技术普遍采用的，但是大幅提高Cu含量不仅会增加成本，而且也影响了铝板的耐腐蚀能力。

公开号为CN101146922，公开日为2008年3月19日，名称为“铝合金薄板及其制造方法”的中国专利文献公开了一种铝合金薄板，其成分包括Si：0.5-0.75wt％，Mg：0.4-0.65wt％，Cr：0.05-0.2wt％，Fe：0.1-0.4wt％，其余为Al。按其工艺加工可得材料的屈服强度为97-102MPa,模拟烘烤后屈服强度为189-200MPa。

公开号为CN101985707A，公开日为2011年3月16日，名称为“6系汽车车身用高烘烤硬化性铝合金材料”的中国专利文献公开了一种铝合金材料，其成分为Si：0.5-1.0wt％，Mg：0.6-1.3wt％，Cu：0.01-0.30wt％，Mn：0.05-0.2wt％，Cr≤0.10wt％，Ti≤0.15wt％，Fe：0.05-0.25wt％，余量为Al。其材料经常规工艺制备后，冲压前屈服强度在118-128MPa，模拟烘烤处理后屈服强度在233-256MPa。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种AlMgSi系铝合金材料，该铝合金材料中不添加Cu元素，添加了Sn元素，在降低生产成本的情况下，使得铝合金材料具有快速烘烤响应能力，而且烘烤硬化值更高，抗凹性能更强，可以大幅促进轻量化铝合金在汽车板材上的应用。

为了实现上述目的，本发明提出了一种AlMgSi系铝合金材料，其化学元素质量百分比含量为：

0.5％≤Mg≤1.0％；0.6％≤Si≤1.5％；0.02％≤Sn≤0.2％；0.1％≤Mn≤0.45％；0＜Fe≤0.4％；0.02％≤Ti≤0.1％；Zn≤0.15％；Cr≤0.1％；其余为Al和其他不可避免杂质；此外还满足Mg+Si≤2.0％。

优选地，在本技术方案中，最好控制Si和Mg的质量比为Si/Mg＞1。

优选地，在本技术方案中，最好将其他不可避免的杂质总量控制为≤0.15％。

进一步地，本发明所述的AlMgSi系铝合金材料的微观组织包括：α(Al)基体、分布均匀的近椭球形细小析出物以及颗粒状结晶相。

更进一步地，所述颗粒状结晶相包括Al₆(FeMn)和Al₁₂(FeMn)₃Si。

更进一步地，所述颗粒状结晶相的平均尺寸≤1μm。

更进一步地，所述近椭球形细小析出物的平均尺寸在1μm以下。

近椭球形细小弥散析出物的平均尺寸不应超过1μm，因为粗大的析出物是一种硬脆相，其将显著降低材料的韧性和疲劳性能。

更进一步地，所述α(Al)基体的平均晶粒尺寸在30μm以下。

若α(Al)基体的平均晶粒尺寸超过30μm，容易导致板材在成形过程中表面出现橘皮现象，影响了外板的表面质量。

本发明所述的AlMgSi系铝合金材料中的各化学元素的设计原理为：

Mg和Si：Mg、Si是6000系铝合金添加的主要合金元素，这两种元素在固溶处理后保持在基体中，此时铝板处于相对较低的强度，延伸率较好，有利于铝板的冲压成形和包边加工。随后在人工时效或烘烤过程中Mg、Si原子会形成偏聚、聚集长大并最终弥散析出，从而有效地提高抗凹性能。因此需要将Mg和Si含量限定在上述范围内。但是对于本技术方案这种不含Cu的铝合金材料来说，Mg、Si含量过高不仅不具有快速烘烤硬化特性，反而会恶化其成形性能，并且容易在板材表面形成roping线从而影响表面质量，因此发明人通过大量研究发现，Mg、Si的总含量不能高于2.0％。另外，发明人发现，相比Mg元素，Si元素适量过剩有利于提高烘烤硬化性能，所以优选Si/Mg大于1.0。

Sn：Sn元素可以再在铝基体中部分固溶。淬火处理后基体中形成大量的空位，Sn元素可以跟空位结合，使得空位在室温中不会湮灭。由于空位被Sn绑定，那么Mg、Si原子在室温下就不能随着空位扩散，这样就阻止了Mg、Si原子的偏聚，也就是阻止了自然时效现象的发生。然后人工时效或烘烤会导致Sn和空位结合的原子团分离，活动的空位促使Mg、Si原子的快速扩散并偏聚析出强化，从而引起屈服强度的提高。但是只有固溶的Sn才能跟空位结合，由于Sn在铝基体中溶解量不超过0.065％，因此，为了保证有效的固溶Sn，本发明将Sn元素限定为0.02％-0.2％，优选为0.07％-0.20％。

Mn：Mn元素在均热化处理中生成弥散颗粒，这个颗粒具有妨碍再结晶后晶粒长大的作用，因此可以起到细化晶粒的效果，Mn含量必须大于0.1％才有此作用，但是若含量超过0.45％，容易生成粗大的AlFeSiMn系金属间化合物和结晶析出物，严重地恶化了包边性能。

Fe：Fe元素作为基体金属杂质混入铝合金中，在熔液凝固过程中与Mn、Si一起生成Al₆(FeMn)和Al₁₂(FeMn)₃Si金属间化合物。铸造时以金属间化合物形式析出，热轧卷取后以该结晶物为形核点进行再结晶，可以得到微细的再结晶晶粒，因此Fe元素是有益的残留元素。但是Fe含量超过0.4％会引起粗大的金属间化合物从而造成强度和成形性变差。

Ti：Ti元素是很好的铸锭细化剂。在本技术方案中，其含量必须大于0.02％，目的是使铸锭的晶粒得到微细化，从而有效的提高成形性。但是，Ti含量若超过0.1％，会形成粗大的结晶物，反而会劣化成形性。

Cr和Zn：Cr和Zn元素在本技术方案中是有害元素，其含量在本案限定了上限的情况下，应尽可能地低。

铝合金材料在保证不降低成形性能的基础下，通过增加烘烤硬化效应来提高抗凹性能在本技术领域内是个难题，本发明通过上述技术方案解决了上述技术难题，同时还降低了合金成本。本技术方案涉及的铝合金材料特别适宜于用作汽车外板，可以实现低成本工业化生产。

本发明的另一目的在于提供一种采用上述AlMgSi系铝合金材料制得的铝合金板。

本发明的又一目的在于提供一种上述铝合金板的制造方法，其采用长流程制造工艺，其包括步骤：熔炼、铸造、均热化热处理、轧制和固溶处理，其中在所述固溶处理步骤中：以5-50℃/s的速度加热到480-560℃，保温5-60s，然后以20-80℃/s的速度冷却到20-60℃。

进一步地，在所述均热化热处理步骤中：热处理温度为500-580℃，热处理时间为1-12h。

本技术方案在制造铝合金板时采用了现有技术中通常采用的长流程制造工艺的基本步骤，但是对固溶处理和均热化热处理步骤的详细工艺参数进行了改进。其中：

在熔炼、铸造步骤中：可以将原料熔炼后进行半连续铸造(Direct chillcaster)，在720～750℃向熔炼炉的熔融铝水中加入中间合金和细化剂。从液相线温度快速冷却到固相线温度的冷却速度不小于100℃每分钟，这是为了控制成分偏析和抑制粗大结晶物的生成，可以将铸坯厚度在200～600mm。

在均热化热处理步骤前可以对铸坯进行铣面：铣面深度不小于10mm，确保表面缺陷不留存在随后轧制的铸坯中。该铣面工序也可以安排在均热化热处理步骤之后进行，但优选在之前进行，因为均热化热处理后可以直接进行热轧，不用再冷却到室温进行铣削，避免二次加热。

在均热化热处理步骤中：均热化热处理使合金元素和粗大的化合物充分固溶，从而消除铸造时组织的偏析，达到组织均匀。若热处理温度低于500℃，铸坯的组织均匀化时间较长，结晶内的偏析不能完全消除，会造成包边性能下降。若热处理温度高于580℃，则铸坯局部性再熔融，会导致铝板的表面性能恶化。另外，如果热处理时间低于1小时，则铸坯的均质化有可能未完毕，时间过长则会导致生产效率低下。

轧制步骤包括热轧和冷轧，其中：

热轧工序包括粗轧、精轧和卷取。如果粗轧开始温度低于400℃，热轧变形抗力大，轧制道次增加，会导致生产效率降低。若粗轧开始温度超过520℃时，粗大的再结晶晶粒生成，最终制造成的铝合金板容易发生roping现象。因此最好将粗轧的温度范围控制在400～520℃。精轧的结束温度(即终轧温度)最好不超过360℃，这样可以抑制粗大的再结晶晶粒的生成。但是终轧温度最好也不要低于300℃，否则轧制变形抗力大，再结晶进行不充分，残存轧制组织，会影响后续的冷轧工序。在热轧步骤中，总道次压下率最好大于50％，优选为超过75％，最终热轧板厚度可以为4-10mm。最终卷取后的热轧板是充分再结晶的以金属间化合物为形核点的微细的再结晶组织。

冷轧工序是对热轧板进行轧制以达到规定铝合金板的成品厚度。一般来说，冷轧的冷加工率越高，其应变畸变能越高，后续的固溶处理再结晶组织的晶粒越细小，表面性能越好。因此，对于本技术方案来说，冷轧总压下率若低于40％，经固溶处理再结晶的晶粒粗大化，成形加工后表面性能不佳，若总压下率过高，则冷轧道次增加，会生产效率降低。因此，可以将冷轧压下率控制在40-90％。

冷轧过程中必要时可以增加中间退火工序。中间退火是为了减少冷轧变形抗力，有助于提高总压下率，还可以根据产品的成形性能要求调整和控制织构的分布。中间退火步骤可以采用连续退火炉或者箱式炉，连续退火的温度可以为450～500℃，时间5～60s；箱式炉的退火温度可以为320～400℃，退火时间为3～10小时。

固溶处理是本技术方案中的核心步骤。通过冷轧步骤得到的冷轧板可以通过连续气垫式热处理炉进行固溶处理，从而使得冷轧板中的作为金属间化合物存在的Mg、Si尽可能多地固溶，以确保成形后的烘烤硬化性。本技术方案限定的固溶处理的具体参数是本案的核心技术特征，即以5-50℃/s的速度加热到480-560℃，保温5-60s，然后以20-80℃/s的速度冷却到20-60℃。对于本技术方案来说，若加热温度低于480℃，本技术方案限定的特定含量的Mg、Si元素就不能充分固溶，导致烘烤时析出物的数量不够，不能确保烘烤硬化性。但是，若固溶温度超过560℃，则共晶熔融会导致延伸率下降并且表面性能劣化。以5℃/s的加热速度加热达到上述固溶处理温度范围后，需要保持5s以上，但是如果超过60s后，晶粒会粗大。在冷却过程中，若冷却速度低于20℃/s，则在晶界处容易析出粗大的Mg₂Si、游离Si等，从而恶化成形性和包边性。因此，冷却方式可以优选水冷、喷雾或气冷等冷却速度大于20℃/s的急冷方式，同时冷却结束温度不大于60℃。

本发明所述的AlMgSi系铝合金材料通过添加Sn元素而不添加Cu元素，使得该铝合金材料在具有优良的成形性能的同时，还具有更好的烘烤硬化效果。其特别适合制造具备良好成形性和快速烘烤响应的汽车外板，推进了低成本制造的轻量化铝合金板的应用。

同样，本发明所述的采用该AlMgSi系铝合金材料制得的铝合金板也具有上述有益效果。

附图说明

图1为本发明实施例2制得的铝合金板在固溶处理步骤后室温放置7天后的显微组织图。

具体实施方式

下面将结合说明书附图和具体的实施例对本发明所述的AlMgSi系铝合金材料、铝合金板及其制造方法做进一步的解释和说明，然而，该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

按照长流程工艺制造实施例1-6中的铝合金板(实施例1-6中的铝合金板的各化学元素的质量百分比含量如表1所示)：

(1)熔炼；

(2)铸造：采用半连续铸造法(Direct chill caster)浇铸合金铸坯，铸坯厚度为500mm，宽度为1800mm；

(3)铣面：切削深度达到10mm；

(4)在步进炉中进行均热化热处理：热处理温度为500-580℃，热处理时间为1-12h(各实施例中的具体工艺参数参见表2)；

(5)热轧：包括粗轧、精轧和卷取，热轧工艺参数采用常规的工艺参数，制得热轧卷的厚度为4-8mm；

(6)冷轧：采用四辊可逆冷轧机将热轧卷轧制成0.8-1.2mm厚的冷轧卷，冷轧工艺参数也采用常规的工艺参数；

(7)固溶处理：以5-50℃/s的速度加热到480-560℃，保温5-60s，然后以20-80℃/s的速度冷却到20-60℃，冷却方式采用水冷(各实施例中的具体工艺参数参见表2)。

表1列出了实施例1-6和对比例1-3的铝合金板的各化学元素的质量百分比含量。

表1.(wt.％，余量为Al和其他不可避免的杂质)

	Mg	Si	Sn	Cu	Mn	Fe	Ti	Cr	Zn
										实施例1	0.62	0.79	0.09	-	0.24	0.18	0.02	0.02	0.03
实施例2	0.78	1.43	0.12	-	0.12	0.20	0.02	0.03	0.06
										实施例3	0.95	1.05	0.10	-	0.43	0.15	0.03	0.01	0.09
实施例4	0.52	0.64	0.19	-	0.38	0.20	0.05	0.03	0.04
										实施例5	0.72	0.85	0.14	-	0.29	0.12	0.02	0.02	0.02
实施例6	0.83	1.13	0.07	-	0.18	0.08	0.05	0.01	0.07
										对比例1	0.46	0.66	-	0.12	-	0.16	0.01	0.10	-
对比例2	0.50	1.0	-	-	0.05	0.2	0.01	-	-
										对比例3	0.60	0.50	-	0.30	0.20	0.05	0.15	0.1	-

表2列出了实施例1-6中的铝合金板所采用的不同于现有制造工艺的固溶处理步骤和均热化热处理步骤的具体工艺参数。

表2.

对比例1-3的铝合金板采用的为现有技术中常规的长流程制造方法的工艺参数。

将按照上述步骤制得的铝合金卷材在室温中放置7天，然后取样进行产品性能测试，测试结果列于表3中。其中，烘烤硬化值的测试条件是：预拉伸2％，加热到185℃，烘烤20分钟，测试0.2％屈服强度及其增长值，即BH2。

表3.

从表3中可以看出，对比例1和对比例3由于均添加了Cu元素，因此其烘烤效应较好，烘烤硬化值BH2分别达到了112MPa和116MPa。但是对比例1的烘烤后屈服强度仅有210MPa，抗凹性能不显著，而对比例3的烘烤前屈服强度为128MPa，严重影响了成形性，特别是回弹效应。对比例2由于没有添加Cu元素，其烘烤硬化值BH2只有78MPa。而从本发明实施例的性能可以看出，本技术方案通过添加Sn元素有效地提高了烘烤硬化值BH2(高达130-140MPa)，而冲压前的屈服强度在100MPa左右，烘烤后的屈服强度均超过230MPa，这说明本技术方案的铝合金板在具有良好成形性的情况下，还具有良好的烘烤硬化效果。

另外，图1为实施例2的铝合金板在固溶处理步骤后在室温放置7天后的显微组织照片。该铝合金板在固溶处理后的微观组织包括α(Al)基体和分布均匀的近椭球形的细小析出物以及颗粒状结晶相。经过检测，近椭球形细小析出物的平均尺寸在1μm以下，α(Al)基体的平均晶粒尺寸在30μm以下，颗粒状结晶相的平均尺寸≤1μm。

需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。

Claims (11)

1.一种AlMgSi系铝合金材料，其特征在于，其化学元素质量百分比含量为：

0.5％≤Mg≤1.0％；0.6％≤Si≤1.5％；0.02％≤Sn≤0.2％；0.1％≤Mn≤0.45％；0＜Fe≤0.4％；0.02％≤Ti≤0.1％；Zn≤0.15％；Cr≤0.1％；其余为Al和其他不可避免杂质；此外还满足Mg+Si≤2.0％。

2.如权利要求1所述的AlMgSi系铝合金材料，其特征在于，Si/Mg＞1。

3.如权利要求1所述的AlMgSi系铝合金材料，其特征在于，其他不可避免的杂质总量控制为≤0.15％。

4.如权利要求1所述的AlMgSi系铝合金材料，其特征在于，其微观组织包括：α(Al)基体、分布均匀的近椭球形细小析出物以及颗粒状结晶相。

5.如权利要求4所述的AlMgSi系铝合金材料，其特征在于，所述颗粒状结晶相包括Al₆(FeMn)和Al₁₂(FeMn)₃Si。

6.如权利要求4所述的AlMgSi系铝合金材料，其特征在于，所述颗粒状结晶相的的平均尺寸≤1μm。

7.如权利要求4所述的AlMgSi系铝合金材料，其特征在于，所述近椭球形细小析出物的平均尺寸在1μm以下。

8.如权利要求4所述的AlMgSi系铝合金材料，其特征在于，所述α(Al)基体的平均晶粒尺寸在30μm以下。

9.采用如权利要求1-8中任意一项所述的AlMgSi系铝合金材料制得的铝合金板。

10.如权利要求9所述的铝合金板的制造方法，其采用长流程制造工艺，包括步骤：熔炼、铸造、均热化热处理、轧制和固溶处理，其特征在于，在所述固溶处理步骤中：以5-50℃/s的速度加热到480-560℃，保温5-60s，然后以20-80℃/s的速度冷却到20-60℃。

11.如权利要求9所述的铝合金板的制造方法，其特征在于，在所述均热化热处理步骤中：热处理温度为500-580℃，热处理时间为1-12h。