CN108048702B - 一种兼具高强度和高成形性车用铝合金板材的制备方法 - Google Patents

一种兼具高强度和高成形性车用铝合金板材的制备方法 Download PDF

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Abstract

一种汽车车身外板用高强度和高成形性铝合金材料的制备方法，属于铝合金技术领域。本发明通过微合金化调控熔铸原生相的形核、长大以及分布，并辅以后续热加工过程调控，不仅可以使得合金基体内的原生相能够呈近球形以及均匀弥散分布状态，而且还能够利用所形成的具有特定分布特征的原生相在热加工过程中对合金组织和织构演化产生积极影响。使得所开发的合金板材组织细化且织构显著弱化，进而表现出优异的冲压成形性能，表征冲压成形性能的塑性应变比r值可达0.73以上，而Δr值仅为‑0.06。所开发的高成形性铝合金材料及其制备方法非常适合应用于汽车车身外板的制造，特别是对冲压成性能、弯边性能以及烤漆硬化增量等均有较高要求的复杂形状零部件的制造。

Description

一种兼具高强度和高成形性车用铝合金板材的制备方法
技术领域
本发明属于铝合金技术领域，涉及一种汽车用高成形性铝合金材料及其制备方法，特别针对汽车领域车身外板用铝合金对成形性能和抗凹陷性能的特殊要求而开发，可以保证铝合金板材成形前各向异性得到较好控制，并具有优异的冲压成形性能和高强度。
背景技术
随着汽车行业的持续蓬勃发展，汽车燃油消耗以及环境污染日趋严重，汽车轻量化是解决上述能源和环境等问题的有效途径之一，而铝合金又是汽车轻量化的关键材料。以典型Al-Mg-Si系合金为例，由于其质轻、耐蚀、可热处理强化、良好的成形性和烤漆硬化特性等，该系合金越来越多地被应用于车身外板的制造。不过随着汽车轻量化进程的加快以及应用条件越来越苛刻，该系合金的成形性能和最终的强度等仍有待进一步提高，提高的手段主要有成分优化和热加工工艺调控等。截至到目前为止，针对上述问题国内外科技工作者已经开展了大量相关研究，并取得一定进展。以成形性能提高为例，主要通过热加工工艺优化调控合金的组织和织构演化，进而使成形性能获得提高，但是调控难度较大，而且提高幅度较为有限，同时合金板材最终的强度也较低。所有这些问题随着汽车轻量化进程的加快均急需获得解决。
已有专利和文献报道合金基体内含有一定量不同尺寸粒子不仅可以弱化织构而且还可以使合金强度获得提高，而富铁相如果能够获得利用，其引入途径较为简单，一方面不会增加合金板材的生产成本，另一方面又可以有效调控合金的组织和织构演化过程，最终使得铝合金板材的成形性能和强度获得显著提高。但是以往大量研究均表明富铁相在凝固时很容易发生偏聚长大，进而形成粗大的枝晶状组织。虽然在后续热加工过程中这些粗大富铁相可以发生破碎进而在基体内形成不同尺寸弥散粒子，但是很难避免部分粗大富铁相破碎不彻底而在其内部残留微裂纹的问题。微裂纹的残留不仅会影响合金的塑性、成形性能，而且还会显著降低合金板材的弯边性能。因此，如何减弱凝固过程中富铁相的严重偏聚以及后续热加工过程中的部分粗大富铁相残留微裂纹等问题是提高合金板材成形性能的关键。针对此问题，本发明提出一种全新的合金成分设计思路和调控方法，即在熔铸时引入微合金元素，使其在凝固时能够促进富铁相的形核以及球形粒子的形成，然后再辅以后续均匀化热处理以及热加工工艺调控，使得最终合金板材内的富铁相不仅均匀分布，而且粗大粒子内部基本不含有微裂纹，进而表现出优异的冲压成形性能。此外，由于微合金化元素的引入，合金基体内可以分布有较多的纳米弥散粒子，其对于提高合金强度也可以发挥积极作用。本发明就是根据这一设计思想进行新合金成分设计和制备工艺开发的。
发明内容
本发明为了克服现有技术的不足，针对目前汽车车身外板用Al-Mg-Si-Cu系合金冲压成形性能和强度不够理想等问题，开发一种兼具高强度和高成形性的铝合金材料及其制备方法。该车用铝合金充分利用多尺度富铁相引入后可以有效调控合金组织和织构演化过程，即粗大粒子刺激再结晶形核(PSN效应)而细小粒子阻碍再结晶晶粒长大的双重作用方式，最终使得合金板材在冲压成形前的组织细化且织构呈近随机分布状态，进而表现出优异的冲压成形性能。但是富铁相很容易在熔铸时发生偏聚进而产生大量粗大的枝晶状组织，虽然后续热加工可以使其破碎但是不可避免会在部分粗大富铁相粒子内部残留微裂纹进而影响合金板材成形性能的大幅度提高。因此，为了避免富铁相在熔铸时严重的偏聚问题，以及后续热加工过程中由于破碎不彻底而在其内部残留微裂纹，进而影响合金成形性能进一步的大幅度提高。本发明提出在原有合金成分基础上引入微合金化元素Ni和Ti等，并合理控制Mg/Si、Fe/Mn和Fe/Ni比等的新思路。通过合理控制合金成分不仅可以使得合金组织和性能获得提高，而且最为重要的是元素Ni的引入可以在熔铸时优先形核进而促进富铁相的快速形核，这样可以有效避免粗大枝晶状富铁相的产生。如果再辅以后续均匀化和热加工工艺协同调控完全可以使得铝合金基体内引入的多尺度富铁相粒子呈均匀弥散分布状态，进而对合金组织和织构演化产生积极影响，而使合金板材成形性能获得大幅度提高。同时，由于微合金化元素Ni的引入，其还可以在合金基体内形成一定量的纳米Ni3Al等粒子，其对于提高合金板材的强度也十分有效。该发明合金适合应用于汽车车身外板的制造，特别是对冲压成性能和最终强度均有较高要求的复杂形状零部件的制造。
本发明通过成分设计和优化首先对兼具高强度和高成形性的铝合金的成分范围进行选择，然后通过熔炼铸造等工序制备所设计合金并对显微组织演化过程、成形性能和时效析出行为进行研究，最终确定兼具有高强度和高成形性的铝合金成分范围以及合金板材的相应制备方法。具体的制备工艺如下：新型铝合金成分选择→合金配制、中频感应熔炼和铸造→铸锭均匀化→热轧变形→冷轧变形→中间退火→冷轧变形→固溶→淬火→预时效。
一种兼具高强度和高成形性车用铝合金板材的制备方法，其特征在于铝合金板材的化学成分质量百分比含量为：Zn:0～3.2wt％，Mg：0.5～0.9wt％，Si：1.0～1.4wt％，Cu：0.1～0.3wt％，Fe：0.3～0.5wt％，Mn：0.3～0.6wt％，Ni：0.005～0.2wt％，Cr≤0.25wt％，Ti：0.01～0.05wt％，B≤0.2wt％，余量为Al，其中化学成分Mg、Si、Fe和Mn的Mg/Si、Fe/Mn和Fe/Ni质量比范围分别为0.35～0.9、0.5～1.67和3～25；具体工艺步骤为：
1)Al-Mg-Si-Cu系合金的配置，中频感应熔炼和铸造，先熔化Al、Mg、Si、Zn、Cu、Fe和Mn主合金元素，然后微合金化技术添加微量元素Ni、Ti，最后熔体保温在650～780℃并浇铸到水冷钢模；
2)双级均匀化，第一级450～490℃保温2～6h，第二级540～560℃保温15～30h，升降温速率20～50℃/h；
3)热轧变形，开轧温度在520～565℃，道次压下量为4％～35％，热轧总变形量＞92％，终轧温度低于300℃得到热轧板材；
4)冷轧变形，变形量30～60％，道次压下量为10％～35％；
5)中间退火，温度350～450℃，时间0.5～3h；
6)二次冷轧变形，变形量30％～60％，道次压下量为10％～35％；
7)固溶处理，温度520～570℃，保温1min～1h，升温速率大于50℃/s；
8)淬火处理，降温速率大于200℃/s；
9)低温预时效处理，温度60～120℃，时间1h-20h+14天自然时效，得到高强度和高成形性车用铝合金板材。
优选地，步骤1)所述中频感应熔炼和铸造以如下方式进行，首先将纯铝全部加入坩埚并熔化，温度控制在780～880℃，然后先后加入Al-20wt％Si、Al-50wt％Cu、Al-20wt％Fe、Al-10wt％Mn中间合金，并采用大功率熔化后保温5～10min，然后向熔体中加入纯Zn(无Zn的合金不需要添加)和纯Mg，并采用大功率充分搅拌使其彻底溶化，保温5～10min，然后添加微合金化元素Ni和Ti，避免Ni沉入底部要采用大功率进行间断搅拌，温度控制在810～890℃，保温5～15min；继续待熔体降温至740℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；然后将熔体温度降至约720℃时加入Al-5wt％Ti-1wt％B晶粒细化剂并进行适当搅拌，最后在此温度保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内。
优选地，步骤2)所述双级均匀化工艺将铸锭以20～40℃/h速率升温至450～480℃保温2～5h，再以20～40℃/h速率继续升温到545～560℃保温15～28h，然后再以20～40℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样。
优选地，步骤3)所述热轧变形采用开轧温度在530～560℃，道次压下量为4％～30％，热轧总变形量＞93％，终轧温度低于300℃得到热轧板材。
优选地，步骤5)所述中间退火是以20℃/h～200℃/min的升温速率升温到360～440℃进行1～3h的退火处理，然后直接取出进行空冷。
优选地，步骤7)所述固溶处理：在530～560℃热处理炉中进行2～30min的固溶处理，试样升温速率大于60℃/s。
优选地，步骤9)所述低温预时效处理，将淬火态试样在1.5min内转移到60℃～100℃等温预时效炉中进行1～15h的等温预时效，然后将其在室温放置14天得到具有高强度和高成形性的铝合金板材。
通过采用上述的技术方案，本发明具有如下优越性：本发明开发的兼具高强度和高成形性车用铝合金不仅可以充分利用多尺度均匀弥散分布的富铁相粒子调控合金组织和织构的演化过程，从而使得合金预时效态组织细化且织构弱化进而表现出优异的冲压成形性能，而且还可以利用微合金化元素Ni与Al基体形成的纳米Ni3Al粒子强化铝合金基体，使得合金强度获得提高，当然主合金元素的合理设计对于提高合金强度以及烤漆硬化也是非常关键的。此外，由于富铁相能够得到合理调控并加以很好利用，这样又可以使得该铝合金板材熔铸时选材较为宽松，可以采用大量回收铝合金进行，这势必对于显著降低铝合金板材的生产成本具有重要意义，进而可有效促进汽车轻量化用铝合金板材的广泛使用。本发明合金非常适合应用于汽车车身外板用铝合金的加工和生产，以及对冲压成形性能有特定要求的其它零部件的生产使用，当然也适合应用于对铝合金成形性能和强度均有较高要求的其它技术行业。
附图说明
图1实施例1中2#合金铸态晶内分布的球形粒子SEM形貌像
图2实施例1中2#合金1mm冷轧态SEM组织；
图3实施例2中4#合金1mm冷轧态SEM组织
具体实施方式
下面结合具体实施方案对本发明做进一步的补充和说明。
本发明合金制备工艺包括如下步骤：首先将纯铝全部加入坩埚并采用中频感应熔化，温度控制在780～880℃，然后先后加入Al-20wt％Si、Al-50wt％Cu、Al-20wt％Fe、Al-10wt％Mn中间合金，并采用大功率熔化后保温5～10min，然后向熔体中加入纯Zn(无Zn的合金不需要添加)和纯Mg，并采用大功率充分搅拌使其彻底溶解，保温5～10min，然后添加微合金化元素Ni和Ti，避免Ni沉入底部要采用大功率进行间断搅拌，温度控制在810～890℃，保温5～15min；继续待熔体降温至740℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；然后将熔体温度降至约720℃时加入Al-5wt％Ti-1wt％B晶粒细化剂并进行适当搅拌，最后在此温度保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内。实施发明合金的具体化学成分见表1。
表1实施发明合金化学成分(质量百分数，wt％)
Mg Si Cu Fe Mn Zn Ni Ti Cr B Al
1# 0.6 1.2 0.2 0.4 0.5 0 0.01 0.02 ≤0.25 ≤0.2 余量
2# 0.6 1.2 0.2 0.4 0.5 0 0.03 0.02 ≤0.25 ≤0.2 余量
3# 0.6 1.2 0.2 0.4 0.5 3 0.01 0.02 ≤0.25 ≤0.2 余量
4# 0.6 1.2 0.2 0.4 0.5 3 0.03 0.02 ≤0.25 ≤0.2 余量
5# 0.8 1.2 0.2 0.4 0.5 0 0.06 0.02 ≤0.25 ≤0.2 余量
6# 0.8 1.2 0.2 0.4 0.5 0 0.1 0.02 ≤0.25 ≤0.2 余量
7# 0.8 1.2 0.2 0.4 0.5 3 0.06 0.02 ≤0.25 ≤0.2 余量
8# 0.8 1.2 0.2 0.4 0.5 3 0.1 0.02 ≤0.25 ≤0.2 余量
发明合金铸锭在循环空气炉内进行双级均匀化处理，处理工艺为：第一级450～490℃保温2～6h，第二级540～560℃保温15～30h，升降温速率20～50℃/h，然后对均匀化铸锭→热轧变形(开轧温度在520～565℃，道次压下量为4％～35％，热轧总变形量＞92％，终轧温度低于300℃得到热轧板材)→冷轧变形(变形量30～60％，道次压下量为10％～35％)→中间退火(温度350～450℃，时间0.5～3h)→二次冷轧变形(变形量30％～60％，道次压下量为10％～35％)→固溶处理(温度520～570℃，保温1min～1h，升温速率大于50℃/s)→淬火处理(降温速率大于200℃/s)→低温预时效处理(温度60～120℃，时间1h-20h)+14天自然时效，最后获得高强度和高成形性能车用铝合金板材，具体的实施方式如下：
实施例1
实施发明合金1#和2#采用如下中频感应熔炼和铸造方式进行，首先将纯铝全部加入坩埚并熔化，温度控制在780～880℃，然后先后加入Al-20wt％Si、Al-50wt％Cu、Al-20wt％Fe、Al-10wt％Mn中间合金，并采用大功率熔化后保温5～10min，然后向熔体中加入纯Mg，并采用大功率充分搅拌使其彻底溶解，保温5min，然后添加微合金化元素Ni，避免Ni沉入底部要采用大功率进行间断搅拌，温度控制在830℃，保温6min；继续待熔体降温至740℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；然后将熔体温度降至约720℃时加入Al-5wt％Ti-1wt％B晶粒细化剂并进行适当搅拌，最后在此温度保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内；然后对其进行双级均匀化处理，处理工艺为：以30℃/h速率升温至475℃保温3h，再以30℃/h速率继续升温到555℃保温15h，然后再以30℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样；均匀化后将铸锭切头铣面，重新加热到530～560℃供热轧，道次压下量为4％～30％，热轧总变形量＞93％，终轧温度低于300℃得到热轧板材；然后对其进行冷轧变形(变形量30～60％，道次压下量为10％～35％)；随后冷轧板材进行中间退火，均以20℃/h～200℃/min的升温速率升温到360～440℃进行1～3h的退火处理，然后直接取出进行空冷；然后对其进行二次冷轧，变形量30％～60％，道次压下量为10％～35％；然后再在冷轧板材上直接切取试样置于530～560℃热处理炉中进行2～30min的固溶处理，试样升温速率大于60℃/s；随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度以大于200℃/s的降温速率冷却到室温；随后将淬火态试样在1.5min内转移到60℃～100℃等温预时效炉中进行1～15h的等温预时效，然后将其在室温放置14天得到具有高强度和高成形性的铝合金板材。具体合金的性能如表2所示，2#合金1mm冷轧态SEM组织如图2所示。
实施例2
实施发明合金3#和4#采用如下中频感应熔炼和铸造方式进行，首先将纯铝全部加入坩埚并熔化，温度控制在780～880℃，然后先后加入Al-20wt％Si、Al-50wt％Cu、Al-20wt％Fe、Al-10wt％Mn中间合金，并采用大功率熔化后保温5～10min，然后向熔体中加入纯Zn和纯Mg，并采用大功率充分搅拌使其彻底溶解，保温8min，然后添加微合金化元素Ni，避免Ni沉入底部要采用大功率进行间断搅拌，温度控制在850℃，保温7min；继续待熔体降温至740℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；然后将熔体温度降至约720℃时加入Al-5wt％Ti-1wt％B晶粒细化剂并进行适当搅拌，最后在此温度保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内；然后对其进行双级均匀化处理，处理工艺为：以30℃/h速率升温至475℃保温3h，再以30℃/h速率继续升温到555℃保温20h，然后再以30℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样；均匀化后将铸锭切头铣面，重新加热到530～560℃供热轧，道次压下量为4％～30％，热轧总变形量＞93％，终轧温度低于300℃得到热轧板材；然后对其进行冷轧变形(变形量30～60％，道次压下量为10％～35％)；随后冷轧板材进行中间退火，均以20℃/h～200℃/min的升温速率升温到360～440℃进行1～3h的退火处理，然后直接取出进行空冷；然后对其进行二次冷轧，变形量30％～60％，道次压下量为10％～35％；然后再在冷轧板材上直接切取试样置于530～560℃热处理炉中进行2～30min的固溶处理，试样升温速率大于60℃/s；随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度以大于200℃/s的降温速率冷却到室温；随后将淬火态试样在1.5min内转移到60℃～100℃等温预时效炉中进行1～15h的等温预时效，然后将其在室温放置14天得到具有高强度和高成形性的铝合金板材。具体合金的性能如表2所示，4#合金1mm冷轧态SEM组织如图3所示。
实施例3
实施发明合金5#和6#采用如下中频感应熔炼和铸造方式进行，首先将纯铝全部加入坩埚并熔化，温度控制在780～880℃，然后先后加入Al-20wt％Si、Al-50wt％Cu、Al-20wt％Fe、Al-10wt％Mn中间合金，并采用大功率熔化后保温5～10min，然后向熔体中加入纯Mg，并采用大功率充分搅拌使其彻底溶解，保温5min，然后添加微合金化元素Ni，避免Ni沉入底部要采用大功率进行间断搅拌，温度控制在870℃，保温8min；继续待熔体降温至740℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；然后将熔体温度降至约720℃时加入Al-5wt％Ti-1wt％B晶粒细化剂并进行适当搅拌，最后在此温度保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内；然后对其进行双级均匀化处理，处理工艺为：以30℃/h速率升温至475℃保温3h，再以30℃/h速率继续升温到555℃保温24h，然后再以30℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样；均匀化后将铸锭切头铣面，重新加热到530～560℃供热轧，道次压下量为4％～30％，热轧总变形量＞93％，终轧温度低于300℃得到热轧板材；然后对其进行冷轧变形(变形量30～60％，道次压下量为10％～35％)；随后冷轧板材进行中间退火，均以20℃/h～200℃/min的升温速率升温到360～440℃进行1～3h的退火处理，然后直接取出进行空冷；然后对其进行二次冷轧，变形量30％～60％，道次压下量为10％～35％；然后再在冷轧板材上直接切取试样置于530～560℃热处理炉中进行2～30min的固溶处理，试样升温速率大于60℃/s；随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度以大于200℃/s的降温速率冷却到室温；随后将淬火态试样在1.5min内转移到60℃～100℃等温预时效炉中进行1～15h的等温预时效，然后将其在室温放置14天得到具有高强度和高成形性的铝合金板材。具体合金的性能如表2所示。
实施例4
实施发明合金7#和8#采用如下中频感应熔炼和铸造方式进行，首先将纯铝全部加入坩埚并熔化，温度控制在780～880℃，然后先后加入Al-20wt％Si、Al-50wt％Cu、Al-20wt％Fe、Al-10wt％Mn中间合金，并采用大功率熔化后保温5～10min，然后向熔体中加入纯Zn和纯Mg，并采用大功率充分搅拌使其彻底溶解，保温8min，然后添加微合金化元素Ni，避免Ni沉入底部要采用大功率进行间断搅拌，温度控制在870℃，保温8min；继续待熔体降温至740℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；然后将熔体温度降至约720℃时加入Al-5wt％Ti-1wt％B晶粒细化剂并进行适当搅拌，最后在此温度保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内；然后对其进行双级均匀化处理，处理工艺为：以30℃/h速率升温至475℃保温3h，再以30℃/h速率继续升温到555℃保温28h，然后再以30℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样；均匀化后将铸锭切头铣面，重新加热到530～560℃供热轧，道次压下量为4％～30％，热轧总变形量＞93％，终轧温度低于300℃得到热轧板材；然后对其进行冷轧变形(变形量30～60％，道次压下量为10％～35％)；随后冷轧板材进行中间退火，均以20℃/h～200℃/min的升温速率升温到360～440℃进行1～3h的退火处理，然后直接取出进行空冷；然后对其进行二次冷轧，变形量30％～60％，道次压下量为10％～35％；然后再在冷轧板材上直接切取试样置于530～560℃热处理炉中进行2～30min的固溶处理，试样升温速率大于60℃/s；随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度以大于200℃/s的降温速率冷却到室温；随后将淬火态试样在1.5min内转移到60℃～100℃等温预时效炉中进行1～15h的等温预时效，然后将其在室温放置14天得到具有高强度和高成形性的铝合金板材。具体合金的性能如表2所示。
表2实施例1-6中几种合金板材在T4P态的力学性能
由于富铁相凝固点普遍低于a-Al的凝固点，熔铸合金凝固时首先会产生铝晶粒，随着凝固的进行以及温度的降低，富铁相逐渐凝固并偏聚于晶粒边界，随着合金内富铁相浓度的增加，这种偏聚现象也会增加。因此，如何增加富铁相的形核率对于促进富铁相均匀分布十分关键。由于微合金化元素Ni可以与Al反应并形成凝固点较高的Ni3Al，其一旦形成就会作为富铁相的形核点而显著促进富铁相的形核率，进而减弱富铁相偏聚为粗大枝晶状的趋势，同时还会促进铸态下球形富铁相粒子的产生(如图1所示)。随后对铸锭合金进行合适的均匀化处理，熔铸时形成的富铁相又很容易发生熔断并转化为球形粒子。铝合金基体内一旦产生大量球形富铁相粒子，通过后续热加工工艺的调控，这些球形富铁相粒子会随着铝基体的变形而逐渐均匀弥散分布于合金基体内，同时由于微合金化元素的引入，使得铸态铝晶粒内部也分布有弥散相粒子，所以热加工调控后的冷轧态合金内多尺度富铁相粒子完全可以获得均匀弥散分布状态(如图2和3所示)。由于这些均匀弥散分布的富铁相既含有粗大粒子也含有细小粒子，其在热加工过程中粗大粒子周围会产生较多的应变储能，随后在固溶过程中由于应变储能较大，就会在粗大粒子周围优先发生再结晶形核，即所谓的PSN效应。如果基体内没有细小弥散粒子，那么这些快速形核的再结晶晶粒随着固溶的进行其也会快速发生长大，最终合金晶粒尺寸仍然较为粗大。但是由于合金基体内还分布有大量的细小弥散粒子，其可以有效阻碍再结晶晶粒的快速长大，所以含有不同尺寸弥散粒子的铝合金不仅晶粒尺寸较为细小，而且其织构也可以得到显著弱化。最终所制备的几种合金均可以表现出优异的冲压成形性能，表征冲压成形性能的塑性应变比均在0.62以上，部分还可以达到0.73，同时其各向异性也可得到很好控制，Δr普遍0.1以下(如表2所示)。由此可见，充分利用微合金化技术对熔铸过程富铁相进行调控，并辅以后续均匀化和热加工工艺协同调控完全可以使得多尺度富铁相均匀弥散分布于合金基体内，并使得合金冲压成形性能获得大幅度提高。与此同时，微合金化后的系列铝合金强度也得到了大幅度的提高，如7#合金不仅具有优异的冲压成形性能，而且其屈服强度也较高，如果经过后续进一步的烤漆硬化处理，那么合金最终的强度可以达到传统6xxx系铝合金烤漆态无法达到的较高水平。
综上所述，本发明通过成分设计、微合金化冶金技术的应用，以及后续加工和热处理工艺合理调控，最终使得铝合金基体内能够均匀弥散分布有多尺度富铁相粒子，利用粗大粒子对再结晶晶粒形核的刺激作用(即PSN效应)和细小弥散粒子对再结晶晶粒长大的阻碍作用使得合金板材固溶淬火后再结晶晶粒细小均匀，而织构显著弱化，最终使得预时效态合金板材表现出优异的冲压成形性能，同时合金的强度还能保持较高水平。因此，本发明合金和工艺不仅非常适合应用于汽车车身外板用铝合金的制造，从而加快汽车轻量化进程，而且对于其他领域用高强度和高成形性铝合金的开发、加工和应用也具有一定的指导意义，值得汽车生产厂家和铝合金加工企业对此发明合金和相关的制备工艺加以重视，使其尽早能够在这一领域得到推广和应用。
尽管已经示出和描述了本发明的实施例，对于本领域的普通技术人员而言，可以理解在不脱离本发明的原理和精神的情况下可以对这些实施例进行多种变化、修改、替换和变型，本发明的范围由所附权利要求及其等同限定。

Claims (6)

1.一种兼具高强度和高成形性车用铝合金板材的制备方法，其特征在于铝合金板材的化学成分质量百分比含量为：Zn: 0～3.2wt%，Mg：0.5～0.9wt%，Si：1.0～1.4wt%，Cu：0.1～0.3wt%，Fe：0.3~0.5wt%，Mn：0.3~0.6wt%，Ni：0.005~0.2wt%，Cr≤0.25wt%，Ti：0.01~0.05wt%，B≤0.2wt%，余量为Al，其中化学成分Mg、Si、Fe 和Mn的Mg/Si、Fe/Mn和Fe/Ni质量比范围分别为0.35~0.9、0.5~1.67和3~25；具体工艺步骤为：
1）Al-Mg-Si-Cu系合金的配置，中频感应熔炼和铸造，先熔化Al、Mg、Si、Zn、Cu、Fe和Mn主合金元素，然后微合金化技术添加微量元素Ni、Ti，最后熔体保温在650~780℃并浇铸到水冷钢模；
2）双级均匀化，第一级450~490℃保温2~6h，第二级540~560℃保温15~30h，升降温速率20~50℃/h；
3）热轧变形，开轧温度在520~565℃，道次压下量为4%~35%，热轧总变形量＞92%，终轧温度低于300℃得到热轧板材；
4）冷轧变形，变形量30~60%，道次压下量为10%~35%；
5）中间退火，温度350~450℃，时间0.5~3h；
6）二次冷轧变形，变形量30%~60%，道次压下量为10%~35%；
7）固溶处理，温度520~570℃，保温1min~1h，升温速率大于50℃/s；
8）淬火处理，降温速率大于200℃/s；
9）低温预时效处理，温度60~120℃，时间1h-20h+14天自然时效，得到高强度和高成形性车用铝合金板材；
步骤1）所述中频感应熔炼和铸造以如下方式进行，首先将纯铝全部加入坩埚并熔化，温度控制在780~880℃，然后先后加入Al-20wt%Si、Al-50wt%Cu、Al-20wt%Fe、Al-10wt%Mn中间合金，并采用大功率熔化后保温5~10min，然后向熔体中加入纯Zn和纯Mg，无Zn的合金不需要添加纯Zn，并采用大功率充分搅拌使其彻底溶化，保温5~10min，然后添加微合金化元素Ni和Ti，避免Ni沉入底部要采用大功率进行间断搅拌，温度控制在810~890℃，保温5~15min；继续待熔体降温至740℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；然后将熔体温度降至720℃时加入Al-5wt%Ti-1wt%B晶粒细化剂并进行适当搅拌，最后在此温度保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内。
2.如权利要求1所述的一种兼具高强度和高成形性车用铝合金板材的制备方法，其特征在于：步骤2）所述双级均匀化工艺是将铸锭以20~40℃/h速率升温至450~480℃保温2~5h，再以20~40℃/h 速率继续升温到545~560℃保温15~28h，然后再以20~40℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样。
3.如权利要求1所述的一种兼具高强度和高成形性车用铝合金板材的制备方法, 其特征在于：步骤3）所述热轧变形采用开轧温度在530~560℃，道次压下量为4%~30%，热轧总变形量＞93%，终轧温度低于300℃得到热轧板材。
4.如权利要求1所述的一种兼具高强度和高成形性车用铝合金板材的制备方法, 其特征在于：步骤5）所述中间退火是以20℃/h~200℃/min的升温速率升温到360~440℃进行1~3h的退火处理，然后直接取出进行空冷。
5.如权利要求1所述的一种兼具高强度和高成形性车用铝合金板材的制备方法, 其特征在于：步骤7）所述固溶处理是在530~560℃热处理炉中进行2~30min的固溶处理，试样升温速率大于60℃/s。
6.如权利要求1所述的一种兼具高强度和高成形性车用铝合金板材的制备方法, 其特征在于：步骤9）所述低温预时效处理是将淬火态试样在1.5min内转移到60℃~100℃等温预时效炉中进行1~15h的等温预时效，然后将其在室温放置14天得到具有高强度和高成形性的铝合金板材。
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