CN108220699A - 车身结构件用高强高塑性铝合金双层复合板材的制备方法 - Google Patents

车身结构件用高强高塑性铝合金双层复合板材的制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN108220699A
CN108220699A CN201810031691.XA CN201810031691A CN108220699A CN 108220699 A CN108220699 A CN 108220699A CN 201810031691 A CN201810031691 A CN 201810031691A CN 108220699 A CN108220699 A CN 108220699A
Authority
CN
China
Prior art keywords
alloy
aluminum alloy
composite board
temperature
layer composite
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201810031691.XA
Other languages
English (en)
Other versions
CN108220699B (zh
Inventor
郭明星
林童
庄林忠
朱杰
张济山
袁波
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
University of Science and Technology Beijing USTB
Original Assignee
University of Science and Technology Beijing USTB
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by University of Science and Technology Beijing USTB filed Critical University of Science and Technology Beijing USTB
Priority to CN201810031691.XA priority Critical patent/CN108220699B/zh
Publication of CN108220699A publication Critical patent/CN108220699A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN108220699B publication Critical patent/CN108220699B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D19/00—Casting in, on, or around objects which form part of the product
    • B22D19/16—Casting in, on, or around objects which form part of the product for making compound objects cast of two or more different metals, e.g. for making rolls for rolling mills
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/016—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic all layers being formed of aluminium or aluminium alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C22C1/026—Alloys based on aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C22C1/03—Making non-ferrous alloys by melting using master alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/053—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with zinc as the next major constituent

Abstract

一种车身结构件用高强高塑性铝合金双层复合板材的制备方法，属于金属材料领域。本发明通过固液复合将Al‑Mn和Al‑Zn‑Mg‑Cu系合金复合在一起，然后对其进行热加工变形以及热处理等工艺调控其内部组织构成，制备出了界面结合优异的Al‑Mn/Al‑Zn‑Mg‑Cu系双层复合板材。该铝合金双层复合板材随着厚度比变化，可以很方便的对其强度和塑性进行调控。无论冷轧态和时效态复合板材均能兼具有优异的高强度和高塑性，同时短时热处理态双层复合板材还能表现出优异的室温弯边性能。所开发的高强度和高塑性铝合金双层复合板材及其制备方法非常适合应用于汽车结构件的制造，特别是对强度、冲压成形性能以及耐腐蚀性能等均有较高要求的复杂形状零部件的制造。

Description

车身结构件用高强高塑性铝合金双层复合板材的制备方法
技术领域
本发明属于铝合金技术领域，涉及一种汽车结构件用高强度和高塑性铝合金双层复合板材的制备方法，特别针对汽车轻量化对高强度和高成形性铝合金板材有较高要求而开发，该双层复合板材的开发可以保证其顺利冲压典型汽车复杂结构件，同时还可以进行大变形量弯边变形处理。
背景技术
随着汽车数量的增加，能源和环境污染不容忽视，因此，汽车轻量化势在必行。铝合金由于具有众多优点，是汽车轻量化的关键材料。目前，已获得应用的变形铝合金主要包括5xxx系和6xxx系铝合金，前者由于成形性能优异主要应用于车身内板的制造，而6xxx系铝合金由于成形性能和烤漆硬化能力均较优异，主要被应用于车身外板的制造。随着汽车轻量化进程的加快，这两大系列铝合金的综合性能不断提升，车身上的使用量也在逐年递增。虽然这两大系列铝合金的应用可以有效使车身减重，但是随着汽车轻量化用铝合金研究和应用的不断深入，发现车身内外板使用铝合金后与车身钢结构件相互间连接存在较大问题，即焊接时由于钢结构件与铝合金板材之间热膨胀系数差异较大，很容易产生开裂，同时由于腐蚀电位不同长时间接触还容易引起腐蚀等问题。由此可见，非常有必要开发高强度和高成形性铝合金板材用于制造车身结构件。
Al-Zn-Mg-Cu系合金由于具有高强度、高韧性等，已在航空领域获得广泛应用。但是该系合金具有高强度的同时很难保持高成形性，尤其室温成形性能很差，不仅成形难而且成形后很容易发生成形滞后开裂现象。目前，大部分高强度Al-Zn-Mg-Cu系合金主要通过热冲压成形进行，但是该工艺复杂成本较高，最为关键的是热冲压成形过程中很容易使得已达到峰时效态的合金板材发生过时效而影响结构件的强度。因此，非常有必要开发满足应用需求的高强度和高成形性铝合金板材。考虑到Al-Mn系合金不仅耐蚀而且具有优异的高塑性特性，如果将Al-Mn系合金与Al-Zn-Mg-Cu系合金进行复合，所制备的复合板材应该能够兼具有Al-Zn-Mg-Cu系合金的高强度，高塑性以及抗耐蚀性等优点。但是选择什么样的合金体系以及如何将其复合是问题的关键，以往的复合主要集中在Al-Mn和Al-Si系合金的复合，由于两个系列合金浓度均比较低，传统的复合方法主要采用轧制复合等工艺。为了使得Al-Mn系合金与Al-Zn-Mg-Cu系合金复合后的界面结合更好，复合板材的综合性能更加优异。本发明提出采用固液复合这两种金属的新思路，然后再辅以热加工和热处理调控复合板材内部的组织和性能等，最终开发出兼具有高强度和高塑性的铝合金双层复合板材。本发明就是根据这一设计思想进行复合板材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不足，针对Al-Zn-Mg-Cu系合金强度高而成形性能较差等问题，开发一种兼具高强度和高塑性的铝合金双层复合板材及其制备方法。该双层复合板材的开发充分利用Al-Mn系合金兼具有优异的耐蚀性和塑性，通过固液熔铸复合使Al-Mn系合金包覆于Al-Zn-Mg-Cu系合金外表面，然后通过不同的厚度比设计、热加工和热处理多过程调控复合材料内两种合金的组织演化等，使其不仅能够在热加工时协调变形制备出双层复合板材，而且所制备的双层复合板材厚度比、力学性能以及组织搭配均较为合适，最终使得所开发的Al-Mn/Al-Zn-Mg-Cu双层复合板材不仅强度高而且还具有高塑性特性，同时弯边性能也提升到更高水平。该发明铝合金双层复合板材适合应用于汽车结构件的制造，特别是对冲压成性能、弯边性能以及强度等均有较高要求的复杂形状结构件的制造。
本发明通过合金成分设计、双层复合板材构成设计、固液复合工艺、热加工工艺和热处理工艺一体化设计和优化进行开发的，即，首先确定了最佳的合金成分以及复合工艺，然后通过对热加工过程中保证双层复合板材协调变形行为，组织和性能演化规律，确定最佳的热加工工艺；在此基础上，进一步通过后续热处理工艺调控双层复合板材内部组织使得其强度和塑性获得最佳搭配，从而表现出高强度和高塑性特性。最终据此确定兼具高强度和高塑性铝合金双层复合板材的制备方法。具体的制备路线如下：Al-Zn-Mg-Cu系合金熔铸→双级均匀化→车床铣光外表面→预热处理→放入钢制磨具内→Al-Zn-Mg-Cu系合金与Al-Mn系合金熔体进行固液复合→车铣复合铸锭外表面→控制双层复合材料的原始厚度比→热轧→冷轧→中间退火→冷轧→固溶处理→淬火→时效处理→高强度和高塑性铝合金双层复合板材。
一种车身结构件用高强高塑性铝合金双层复合板材的制备方法，其特征在于铝合金双层复合板采用Al-Mn系和Al-Zn-Mg-Cu系合金进行复合，其化学成分及其质量百分比含量分别为：Al-Mn系合金为：Mg:0.05～0.13wt％，Si：0.05～0.30wt％，Cu：0.01～0.1wt％，Mn：0.4～0.5wt％，Fe：0.1～0.5wt％，Ti：0.05～0.1wt％，Zn：0.2～0.35wt％，Cr：0.02～0.1wt％，B≤0.05wt％，余量为Al，其中Fe/Mn<0.6；Al-Zn-Mg-Cu系合金为：Zn：3.0～6.0wt％，Mg：0.8～2.0wt％，Cu：0.2～1.5wt％，Si：0.01～0.2wt％，Mn：0.05～0.3wt％，Fe：0.2～1.2wt％，Ti：0.05～0.15wt％，Zr：0.09～0.15wt％，Cr<0.02wt％，B≤0.05wt％，余量为Al，Zn/Mg：2～4，Fe/Mn>4；两种合金复合制备工艺采用如下技术路线：
1)、中频感应熔炼Al-Zn-Mg-Cu系合金后双级均匀化，第一级450～475℃保温7～15h，第二级540～550℃保温13～16h，升降温速率20～30℃/h；
2)车床铣光外表面，表面粗糙度Ra25以下；
3)预热处理；预热温度470～530℃，预热炉时间5min～30min；
4)放入无循环水冷却的钢制磨具内固液复合；
5)车铣复合铸锭外表面并控制Al-Mn/Al-Zn-Mg-Cu合金厚度比在1:3～1:9；
6)热轧变形；开轧温度520～560℃，变形量>50％，道次压下量20～30％；
7)冷轧，变形量40～60％，道次压下量40～50％；
8)中间退火；温度330～370℃，时间1～4h；
9)冷轧，变形量40～60％，道次压下量40～50％；
10)固溶处理；温度470～550℃，保温1min～30min，升温速率大于50℃/s；
11)淬火处理，冷却速率大于200℃/s；
12)时效处理，温度100～130℃，时间1h-30h，得到高强度和高塑性铝合金双层复合板材。
进一步地，步骤1)所述Al-Zn-Mg-Cu合金中频感应熔铸过程如下：首先将四分之三的纯铝加入坩埚，将中频感应炉的功率设定在15kw，待纯铝熔化后加入剩余的纯铝进行降温，待温度降至730℃时加入Al-20wt％Si、Al-50wt％Cu、Al-20wt％Fe、Al-10wt％Mn、Al-10wt％Zr、Al-5wt％Cr和Al-10wt％Ti中间合金；此时保持10kw的功率1min，随后改为5kw，待中间合金全部熔化；然后将合金熔体降温到710℃，然后先向熔体中加入纯Zn，随后再用石墨钟罩将纯Mg压入熔体底部，保持约20s之后将钟罩拿出，将功率改为10kw保持30s，再调回5kw；继续待熔体稳定至730℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；随后待铝合金熔体温度降至720℃时加入Al-5wt％Ti-1wt％B晶粒细化剂并进行大功率搅拌，最后在此温度保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内获得合金铸锭。
进一步地，步骤3)所述预热处理方式为：置于470～520℃预热炉中进行10min～20min预热处理，CO2气体保护。
进一步地，步骤4)所述固液复合采用如下方式进行：将Al-Mn系合金熔化，然后待温度处在720～735℃时将其快速浇铸到磨具内Al-Zn-Mg-Cu系合金的上表面进行固液复合。
进一步地，步骤6)所述热轧变形采用开轧温度在530～550℃，热轧总变形量90～99％，道次压下量为20％～30％，终轧温度不低于300℃得到热轧板材。
进一步地，步骤8)所述中间退火是以20℃/h～200℃/min的升温速率升温到330～370℃进行1～3h的退火处理，然后直接取出进行空冷。
进一步地，步骤10)所述固溶处理：在470～550℃热处理炉中进行2～20min的固溶处理，试样升温速率大于60℃/s。
进一步地，步骤12)所述时效处理是将淬火态试样在1min内转移到100℃～120℃等温时效炉中进行1～25h的等温时效，得到高强度和高塑性铝合金双层复合板材。
通过采用上述的技术方案，本发明具有如下优越性：本发明的Al-Mn/Al-Zn-Mg-Cu双层复合板材不仅可以充分利用Al-Zn-Mg-Cu系合金的高强度，而且还利用了Al-Mn系合金的高塑性和高耐蚀性，同时利用固液复合时两种金属能够更好的冶金结合，从而在后续热加工过程中能够保证两种金属协调变形保持最初设计的厚度比等。最终，利用该制备方法所开发的铝合金双层复合板材可以兼具有高强度和高塑性等优点，可以比较好的解决了由于高强度Al-Zn-Mg-Cu系合金成形性能较差而不能很好应用于车身结构件制造等问题。该问题的解决对于进一步加快汽车轻量化进程，实现全铝车身具有重要意义。同时为特种铝合金板材的开发和应用提供了新思路。本发明合金非常适合应用于汽车结构件用高强度和高塑性铝合金材料的加工和生产，以及对强度和冲压成形性能均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板材综合性能均有较高要求的其它技术行业。
附图说明
图1实施例1中制备的复合材料界面扫描组织
图2实施例1中制备的复合材料与Al-Mn和Al-Zn-Mg-Cu两种基体材料拉伸性能对比
图3实施例2中铝合金双层复合板材1mm冷轧态扫描组织
图4实施例2中铝合金双层复合板材120℃/1h时效态弯边变形后扫描组织
图5实施例3中铝合金双层复合板材冷轧态扫描组织
图6实施例3中铝合金双层复合板材120℃/1h时效态弯边变形后扫描组织
图7实施例4中铝合金双层复合板固溶淬火态EBSD组织
图8实施例5中铝合金双层复合板固溶淬火态EBSD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。
本发明铝合金复合板材制备工艺包括如下步骤：首先采用中频感应熔炼Al-Zn-Mg-Cu系合金材料，熔铸过程如下：首先将四分之三的纯铝加入坩埚，将中频感应炉的功率设定在15kw，待纯铝熔化后加入剩余的纯铝进行降温，待温度降至730℃时加入Al-20wt％Si、Al-50wt％Cu、Al-20wt％Fe、Al-10wt％Mn、Al-10wt％Zr、Al-5wt％Cr和Al-10wt％Ti等中间合金；此时保持10kw的功率约1min，随后改为5kw，待中间合金全部熔化；然后将合金熔体降温到710℃，然后先向熔体中加入纯Zn，随后再用石墨钟罩将纯Mg压入熔体底部，保持约20s之后将钟罩拿出，将功率改为10kw保持30s，再调回5kw；继续待熔体稳定至730℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；随后待铝合金熔体温度降至约720℃时加入Al-5wt％Ti-1wt％B晶粒细化剂并进行大功率适当搅拌，最后在此温度保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内；为了消除铸锭内相的偏析对其首先进行双级均匀化处理，即，第一级450～475℃保温7～15h，第二级540～550℃保温13～16h，升降温速率20～30℃/h；然后对其进行如下后续处理：车床铣光外表面(表面粗糙度Ra25以下)→然后置于470～530℃预热炉中进行5min～30min预热处理→放入无循环水冷却的钢制磨具内→将温度处在710～738℃的Al-Mn系合金熔体浇铸到磨具内Al-Zn-Mg-Cu系合金的侧边或者上表面进行固液复合→车铣复合铸锭外表面并控制Al-Mn/Al-Zn-Mg-Cu合金厚度比在1:3～1:9。用于制备铝合金复合材料的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％)
对已经获得的具有不同厚度比的Al-Mn/Al-Zn-Mg-Cu双层复合材料进行如下热加工工艺调控组织和性能：热轧(开轧温度520～560℃，变形量>50％，道次压下量20～30％)→冷轧(变形量40～60％，道次压下量40～50％)→中间退火(温度330～370℃，时间1～4h)→冷轧(变形量40～60％，道次压下量40～50％)→固溶处理(温度470～550℃，保温1min～30min，升温速率大于50℃/s)→淬火处理(冷冷却速率大于200℃/s)→时效处理(温度100～130℃，时间1h-30h)→高强度和高塑性铝合金双层复合板材。
具体的实施方式如下：
实施例1
实施铝合金双层复合板材1#采用Al-Mn合金1#和Al-Zn-Mg-Cu合金1#进行如下工艺制备和复合：首先采用中频感应熔炼Al-Zn-Mg-Cu系合金，熔炼工艺如下：首先将四分之三的纯铝加入坩埚，将中频感应炉的功率设定在15kw，待纯铝熔化后加入剩余的纯铝进行降温，待温度降至730℃时加入Al-20wt％Si、Al-50wt％Cu、Al-20wt％Fe、Al-10wt％Mn、Al-10wt％Zr、Al-5wt％Cr和Al-10wt％Ti等中间合金；此时保持10kw的功率约1min，随后改为5kw，待中间合金全部熔化；然后将合金熔体降温到710℃，然后先向熔体中加入纯Zn，随后再用石墨钟罩将纯Mg压入熔体底部，保持约20s之后将钟罩拿出，将功率改为10kw保持30s，再调回5kw；继续待熔体稳定至730℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；随后待铝合金熔体温度降至约720℃时加入Al-5wt％Ti-1wt％B晶粒细化剂并进行大功率适当搅拌，最后在此温度保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内；然后对铸锭进行双级均匀化处理，即，第一级450～475℃保温7～15h，第二级540～550℃保温13～16h，升降温速率20～30℃/h；然后对其进行如下后续处理：车床铣光外表面(表面粗糙度Ra25以下)→然后置于550℃预热炉中进行5min～30min预热处理→放入无循环水冷却的钢制磨具内→将温度处在845℃的Al-Mn系合金熔体浇铸到磨具内Al-Zn-Mg-Cu系合金的侧边进行固液复合。复合后的界面组织如图1所示，对其Al-Mn、Al-Zn-Mg-Cu以及垂直于界面方向进行拉伸样品切取，然后测量对应合金的拉伸性能如图2所示。
实施例2
实施铝合金双层复合板材2#采用Al-Mn合金2#和Al-Zn-Mg-Cu合金2#进行如下工艺制备和复合：首先采用中频感应熔炼Al-Zn-Mg-Cu系合金，熔炼工艺如下：首先将四分之三的纯铝加入坩埚，将中频感应炉的功率设定在15kw，待纯铝熔化后加入剩余的纯铝进行降温，待温度降至730℃时加入Al-20wt％Si、Al-50wt％Cu、Al-20wt％Fe、Al-10wt％Mn、Al-10wt％Zr、Al-5wt％Cr和Al-10wt％Ti等中间合金；此时保持10kw的功率约1min，随后改为5kw，待中间合金全部熔化；然后将合金熔体降温到710℃，然后先向熔体中加入纯Zn，随后再用石墨钟罩将纯Mg压入熔体底部，保持约20s之后将钟罩拿出，将功率改为10kw保持30s，再调回5kw；继续待熔体稳定至730℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；随后待铝合金熔体温度降至约720℃时加入Al-5wt％Ti-1wt％B晶粒细化剂并进行大功率适当搅拌，最后在此温度保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内；然后对铸锭进行双级均匀化处理，即，第一级450～475℃保温7～15h，第二级540～550℃保温13～16h，升降温速率20～30℃/h；然后对其进行如下后续处理：车床铣光外表面(表面粗糙度Ra25以下)→然后置于470℃预热炉中进行5min～30min预热处理，CO2气体保护→放入无循环水冷却的钢制磨具内→将温度处在730℃的Al-Mn系合金熔体浇铸到磨具内Al-Zn-Mg-Cu系合金的上表面进行固液复合→车铣复合铸锭外表面并控制Al-Mn/Al-Zn-Mg-Cu合金厚度比在1:3→热轧(开轧温度530～550℃，变形量90～99％，道次压下量20～30％)→冷轧(变形量40～60％，道次压下量40～50％)→中间退火(均以20℃/h～200℃/min的升温速率升温到330～370℃进行1～3h的退火处理，然后直接取出进行空冷)→冷轧(变形量40～60％，道次压下量40～50％)→固溶处理(在470～550℃热处理炉中进行2～20min的固溶处理，试样升温速率大于60℃/s)→淬火处理(冷冷却速率大于200℃/s)→时效处理(将淬火态试样在1min内转移到100℃～120℃等温时效炉中进行1～25h的等温时效)→高强度和高塑性铝合金双层复合板材。对1mm冷轧进行SEM组织观察如图3所示，对120℃时效1h的合金板材进行弯边实验如图4所示。对冷轧态、120℃/1h和120℃/19h几个状态进行拉伸性能测量如表2所示。
实施例3
实施铝合金双层复合板材3#采用Al-Mn合金2#和Al-Zn-Mg-Cu合金2#进行如下工艺制备和复合：首先采用中频感应熔炼Al-Zn-Mg-Cu系合金，熔炼工艺如下：首先将四分之三的纯铝加入坩埚，将中频感应炉的功率设定在15kw，待纯铝熔化后加入剩余的纯铝进行降温，待温度降至730℃时加入Al-20wt％Si、Al-50wt％Cu、Al-20wt％Fe、Al-10wt％Mn、Al-10wt％Zr、Al-5wt％Cr和Al-10wt％Ti等中间合金；此时保持10kw的功率约1min，随后改为5kw，待中间合金全部熔化；然后将合金熔体降温到710℃，然后先向熔体中加入纯Zn，随后再用石墨钟罩将纯Mg压入熔体底部，保持约20s之后将钟罩拿出，将功率改为10kw保持30s，再调回5kw；继续待熔体稳定至730℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；随后待铝合金熔体温度降至约720℃时加入Al-5wt％Ti-1wt％B晶粒细化剂并进行大功率适当搅拌，最后在此温度保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内；然后对铸锭进行双级均匀化处理，即，第一级450～475℃保温7～15h，第二级540～550℃保温13～16h，升降温速率20～30℃/h；然后对其进行如下后续处理：车床铣光外表面(表面粗糙度Ra25以下)→然后置于510℃预热炉中进行5min～30min预热处理，CO2气体保护→放入无循环水冷却的钢制磨具内→将温度处在730℃的Al-Mn系合金熔体浇铸到磨具内Al-Zn-Mg-Cu系合金的上表面进行固液复合→车铣复合铸锭外表面并控制Al-Mn/Al-Zn-Mg-Cu合金厚度比在1:3→热轧(开轧温度530～550℃，变形量90～99％，道次压下量20～30％)→冷轧(变形量40～60％，道次压下量40～50％)→中间退火(均以20℃/h～200℃/min的升温速率升温到330～370℃进行1～3h的退火处理，然后直接取出进行空冷)→冷轧(变形量40～60％，道次压下量40～50％)→固溶处理(在470～550℃热处理炉中进行2～20min的固溶处理，试样升温速率大于60℃/s)→淬火处理(冷冷却速率大于200℃/s)→时效处理(将淬火态试样在1min内转移到100℃～120℃等温时效炉中进行1～25h的等温时效)→高强度和高塑性铝合金双层复合板材。对1mm冷轧进行SEM组织观察如图5所示，对120℃时效1h的合金板材进行弯边实验如图6所示。对冷轧态、120℃/1h和120℃/19h几个状态进行拉伸性能测量如表2所示。
实施例4
实施铝合金双层复合板材4#采用Al-Mn合金2#和Al-Zn-Mg-Cu合金2#进行如下工艺制备和复合：首先采用中频感应熔炼Al-Zn-Mg-Cu系合金，熔炼工艺如下：首先将四分之三的纯铝加入坩埚，将中频感应炉的功率设定在15kw，待纯铝熔化后加入剩余的纯铝进行降温，待温度降至730℃时加入Al-20wt％Si、Al-50wt％Cu、Al-20wt％Fe、Al-10wt％Mn、Al-10wt％Zr、Al-5wt％Cr和Al-10wt％Ti等中间合金；此时保持10kw的功率约1min，随后改为5kw，待中间合金全部熔化；然后将合金熔体降温到710℃，然后先向熔体中加入纯Zn，随后再用石墨钟罩将纯Mg压入熔体底部，保持约20s之后将钟罩拿出，将功率改为10kw保持30s，再调回5kw；继续待熔体稳定至730℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；随后待铝合金熔体温度降至约720℃时加入Al-5wt％Ti-1wt％B晶粒细化剂并进行大功率适当搅拌，最后在此温度保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内；然后对铸锭进行双级均匀化处理，即，第一级450～475℃保温7～15h，第二级540～550℃保温13～16h，升降温速率20～30℃/h；然后对其进行如下后续处理：车床铣光外表面(表面粗糙度Ra25以下)→然后置于470℃预热炉中进行5min～30min预热处理，CO2气体保护→放入无循环水冷却的钢制磨具内→将温度处在730℃的Al-Mn系合金熔体浇铸到磨具内Al-Zn-Mg-Cu系合金的上表面进行固液复合→车铣复合铸锭外表面并控制Al-Mn/Al-Zn-Mg-Cu合金厚度比在1:9→热轧(开轧温度530～550℃，变形量90～99％，道次压下量20～30％)→冷轧(变形量40～60％，道次压下量40～50％)→中间退火(均以20℃/h～200℃/min的升温速率升温到330～370℃进行1～3h的退火处理，然后直接取出进行空冷)→冷轧(变形量40～60％，道次压下量40～50％)→固溶处理(在470～550℃热处理炉中进行2～20min的固溶处理，试样升温速率大于60℃/s)→淬火处理(冷冷却速率大于200℃/s)→时效处理(将淬火态试样在1min内转移到100℃～120℃等温时效炉中进行1～25h的等温时效)→高强度和高塑性铝合金双层复合板材。对冷轧态、120℃/1h和120℃/19h几个状态进行拉伸性能测量如表2所示。
实施例5
实施铝合金双层复合板材5#采用Al-Mn合金2#和Al-Zn-Mg-Cu合金2#进行如下工艺制备和复合：首先采用中频感应熔炼Al-Zn-Mg-Cu系合金，熔炼工艺如下：首先将四分之三的纯铝加入坩埚，将中频感应炉的功率设定在15kw，待纯铝熔化后加入剩余的纯铝进行降温，待温度降至730℃时加入Al-20wt％Si、Al-50wt％Cu、Al-20wt％Fe、Al-10wt％Mn、Al-10wt％Zr、Al-5wt％Cr和Al-10wt％Ti等中间合金；此时保持10kw的功率约1min，随后改为5kw，待中间合金全部熔化；然后将合金熔体降温到710℃，然后先向熔体中加入纯Zn，随后再用石墨钟罩将纯Mg压入熔体底部，保持约20s之后将钟罩拿出，将功率改为10kw保持30s，再调回5kw；继续待熔体稳定至730℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；随后待铝合金熔体温度降至约720℃时加入Al-5wt％Ti-1wt％B晶粒细化剂并进行大功率适当搅拌，最后在此温度保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内；然后对铸锭进行双级均匀化处理，即，第一级450～475℃保温7～15h，第二级540～550℃保温13～16h，升降温速率20～30℃/h；然后对其进行如下后续处理：车床铣光外表面(表面粗糙度Ra25以下)→然后置于510℃预热炉中进行5min～30min预热处理，CO2气体保护→放入无循环水冷却的钢制磨具内→将温度处在730℃的Al-Mn系合金熔体浇铸到磨具内Al-Zn-Mg-Cu系合金的上表面进行固液复合→车铣复合铸锭外表面并控制Al-Mn/Al-Zn-Mg-Cu合金厚度比在1:9→热轧(开轧温度530～550℃，变形量90～99％，道次压下量20～30％)→冷轧(变形量40～60％，道次压下量40～50％)→中间退火(均以20℃/h～200℃/min的升温速率升温到330～370℃进行1～3h的退火处理，然后直接取出进行空冷)→冷轧(变形量40～60％，道次压下量40～50％)→固溶处理(在470～550℃热处理炉中进行2～20min的固溶处理，试样升温速率大于60℃/s)→淬火处理(冷冷却速率大于200℃/s)→时效处理(将淬火态试样在1min内转移到100℃～120℃等温时效炉中进行1～25h的等温时效)→高强度和高塑性铝合金双层复合板材。对冷轧态、120℃/1h和120℃/19h几个状态进行拉伸性能测量如表2所示。
表2实施中铝合金双层复合板材不同状态对应的力学性能
状态 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 延伸率/％
实施例2，1mm冷轧态 347 390 6.0
实施例2，120℃/1h 204.136 325.044 24.04
实施例2，120℃/19h 292.541 379.159 15.42
实施例3，1mm冷轧态 343 379 4.5
实施例3，120℃/1h 198.175 333.051 19.48
实施例3，120℃/19h 277.475 362.674 12.65
实施例4，1mm冷轧态 429.26 476.92 6.68
实施例4，120℃/1h 253.021 393.884 26.22
实施例4，120℃/19h 381.677 454.194 12.31
实施例5，1mm冷轧态 372.204 423.04 6.70
实施例5，120℃/1h 199.146 330.37 21.03
实施例5，120℃/19h 322.532 416.17 16.62
随着汽车轻量化进程的加快，车身内外板用Al-Mg和Al-Mg-Si-Cu系合金数量的不断增加，如果车身结构件仍然采用高强度钢进行制造，必然会由于内外板与钢结构件热膨胀系数不同导致焊接后出现开裂现象，同时异种金属间腐蚀电位不同还很容易产生腐蚀等问题。所有这些问题均会严重限制汽车轻量化用铝合金的快速发展，以及全铝车身的推广。因此，非常有必要开发高强度和高塑性铝合金板材供车身结构件的制造使用。Al-Zn-Mg-Cu系合金虽然具有优异的高强和高韧性，但是其室温冲压成形性能较差，而且成形后很容易出现成形滞后开裂现象。而高温冲压成形由于是在峰时效态进行很容易使得合金发生过时效而强度发生降低，同时由于热冲压成形精度较低成本较高等缺点严重限制了车身结构件用铝合金板材的发展。本发明通过固液复合将塑性和耐蚀性较好的Al-Mn系合金与高强度Al-Zn-Mg-Cu系合金制备成双层复合板材可以实现强度与塑性的很好结合。图1示出了固液复合后两种合金的界面结合情况，虽然该实施例在预热Al-Zn-Mg-Cu系合金时并未采用气体保护，而且浇铸方式为侧边浇铸，但是根据其结合界面情况可以看出，两者完全可以实现很好的冶金结合。同时对两种基体材料以及复合材料进行拉伸性能测量，由图2可以看出，两种金属复合后的强度和延伸率均处于Al-Mn和Al-Zn-Mg-Cu系合金之间，可以比较好的实现强度与塑性的有机结合。
不过为了消除Al-Zn-Mg-Cu系合金由于预热过程中可能产生的氧化，进而对复合界面产生不利影响，以及侧边浇铸需要温度较高可能带来的组织不均匀性，通过大量研究，最终获得了适合Al-Mn和Al-Zn-Mg-Cu系合金固液复合最佳工艺。图3示出了实施例2中采用最佳工艺之一制备的铝合金双层复合材料冷轧态SEM组织。由图可以看出，两者界面结合很好，这对于提高合金的塑性非常重要，否则很容易在塑性变形过程中优先萌生裂纹而降低复合板材的塑性。此外，对该工艺制备的铝合金双层复合板材1mm冷轧态、120℃/1h和120℃/19h几个状态进行拉伸性能测量。由表2可以看出，即使冷轧态合金的延伸率也可达到6％，而峰时效态也能处在15％以上。更值得一提的是Al-Zn-Mg-Cu系合金如果进行弯边实验，大部分情况均会发生开裂。但是如果在其外表面包覆一层塑性较好的Al-Mn系合金，其经过120℃/1h时候后虽然强度已经升高到200MPa以上，但是延伸率仍可达24％以上，而且弯边后外表面非常光洁无任何微裂纹出现(如图4所示)。图5示出了实施例3中采用另一复合工艺制备铝合金双层复合板材冷轧态的SEM组织。同样可以看出，冷轧态两种金属界面结合效果很好，不过由于浇铸温度不同Al-Mn系合金内凝固过程中析出了一定量的纳米Al6Mn粒子使得该系合金加工硬化率较高，所以最终冷轧板的厚度比略有变化。这也就是为什么针对该复合材料需要进行很好的热加工工艺调控以及厚度比的设计才能实现组织和性能的最佳匹配。同样对其1mm冷轧态、120℃/1h和120℃/19h几个状态进行拉伸性能测量，由表2可以看出，该铝合金双层复合板材的综合性能仍然较为优异。而120℃/1h时效态进行弯边实验，其弯边后同样无任何微裂纹出现，表现出优异的弯边性能(如图6所示)。
由于铝合金双层复合板材的厚度比直接影响其强度和塑性，实施例4采用Al-Mn/Al-Zn-Mg-Cu厚度比为1:9进行实验后，发现合金的强度得到了大幅度的提高，但是其延伸率同样能够保持较高水平，冷轧态和120℃/1h时效态的延伸率甚至比实施例2对应的复合板材还要高。这主要归因于合适的复合工艺以及热加工工艺使得该铝合金双层复合板材具有优异的组织特征(如图7所示)，最终表现出优异的综合性能。同样根据实施例5，可以看出，厚度比的变化确实对复合板材的组织和性能影响显著(如图8和表2所示)。由此可见，即使Al-Mn合金具有较高的塑性，Al-Zn-Mg-Cu系合金具有较高的强度，但是如果制备工艺不合理，即使两者结合在一起其对应的组织和性能也不可能优异，必须对其进行全方面的设计和工艺调控才有可能使得该双层复合板材兼具有高强度和高塑性特性。此外，根据最佳工艺后制备的铝合金双层复合板材组织和性能，再次说明该发明提出的在Al-Zn-Mg-Cu系合金外表面包覆一层耐蚀性和高塑性的Al-Mn系合金可以完全实现高强度和高塑性的有机结合。
综上所述，本发明通过Al-Mn和Al-Zn-Mg-Cu系合金成分设计、固液复合工艺、热加工以及热处理工艺设计和优化，可以开发出组织和性能优异的铝合金双层复合板材，进而较好满足汽车轻量化车身结构件对高强度和高塑性铝合金板材的迫切需求。因此，本发明铝合金双层复合板材及其制备工艺不仅非常适合应用于汽车车身结构件用铝合金的制造，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塑性铝合金的开发、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 (8)

1.一种车身结构件用高强高塑性铝合金双层复合板材的制备方法，其特征在于铝合金双层复合板采用Al-Mn系和Al-Zn-Mg-Cu系合金进行复合，其化学成分及其质量百分比含量分别为：Al-Mn系合金为：Mg:0.05～0.13wt％，Si：0.05～0.30wt％，Cu：0.01～0.1wt％，Mn：0.4～0.5wt％，Fe：0.1～0.5wt％，Ti：0.05～0.1wt％，Zn：0.2～0.35wt％，Cr：0.02～0.1wt％，B≤0.05wt％，余量为Al，其中Fe/Mn<0.6；Al-Zn-Mg-Cu系合金为：Zn：3.0～6.0wt％，Mg：0.8～2.0wt％，Cu：0.2～1.5wt％，Si：0.01～0.2wt％，Mn：0.05～0.3wt％，Fe：0.2～1.2wt％，Ti：0.05～0.15wt％，Zr：0.09～0.15wt％，Cr<0.02wt％，B≤0.05wt％，余量为Al，Zn/Mg：2～4，Fe/Mn>4；两种合金复合制备工艺采用如下技术路线：
1)、中频感应熔炼Al-Zn-Mg-Cu系合金后双级均匀化，第一级450～475℃保温7～15h，第二级540～550℃保温13～16h，升降温速率20～30℃/h；
2)车床铣光外表面，表面粗糙度Ra25以下；
3)预热处理；预热温度470～530℃，预热时间5min～30min；
4)放入无循环水冷却的钢制磨具内固液复合；
5)车铣复合铸锭外表面并控制Al-Mn/Al-Zn-Mg-Cu合金厚度比在1:3～1:9；
6)热轧变形；开轧温度520～560℃，变形量>50％，道次压下量20～30％；
7)冷轧，变形量40～60％，道次压下量40～50％；
8)中间退火；温度330～370℃，时间1～4h；
9)冷轧，变形量40～60％，道次压下量40～50％；
10)固溶处理；温度470～550℃，保温1min～30min，升温速率大于50℃/s；
11)淬火处理，冷却速率大于200℃/s；
12)时效处理，温度100～130℃，时间1h-30h，得到高强度和高塑性铝合金双层复合板材。
2.如权利要求1所述的一种车身结构件用高强高塑性铝合金双层复合板材的制备方法，其特征在于：步骤1)所述Al-Zn-Mg-Cu合金中频感应熔铸过程如下：首先将四分之三的纯铝加入坩埚，将中频感应炉的功率设定在15kw，待纯铝熔化后加入剩余的纯铝进行降温，待温度降至730℃时加入Al-20wt％Si、Al-50wt％Cu、Al-20wt％Fe、Al-10wt％Mn、Al-10wt％Zr、Al-5wt％Cr和Al-10wt％Ti中间合金；此时保持10kw的功率1min，随后改为5kw，待中间合金全部熔化；然后将合金熔体降温到710℃，然后先向熔体中加入纯Zn，随后再用石墨钟罩将纯Mg压入熔体底部，保持20s之后将钟罩拿出，将功率改为10kw保持30s，再调回5kw；继续待熔体稳定至730℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；随后待铝合金熔体温度降至720℃时加入Al-5wt％Ti-1wt％B晶粒细化剂并进行大功率搅拌，最后在此温度保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内获得合金铸锭。
3.如权利要求1所述的一种车身结构件用高强高塑性铝合金双层复合板材的制备方法，其特征在于：步骤3)所述预热处理方式为：置于470～520℃预热炉中进行10min～20min预热处理，CO2气体保护。
4.如权利要求1所述的一种车身结构件用高强高塑性铝合金双层复合板材的制备方法，其特征在于：步骤4)所述固液复合采用如下方式进行：将Al-Mn系合金熔化，然后待温度处在720～735℃时将其快速浇铸到磨具内Al-Zn-Mg-Cu系合金的上表面进行固液复合。
5.如权利要求1所述的一种车身结构件用高强高塑性铝合金双层复合板材的制备方法，其特征在于：步骤6)所述热轧变形采用开轧温度在530～550℃，热轧总变形量90～99％，道次压下量为20％～30％，终轧温度不低于300℃得到热轧板材。
6.如权利要求1所述的一种车身结构件用高强高塑性铝合金双层复合板材的制备方法，其特征在于：步骤8)所述中间退火是以20℃/h～200℃/min的升温速率升温到330～370℃进行1～3h的退火处理，然后直接取出进行空冷。
7.如权利要求1所述的一种车身结构件用高强高塑性铝合金双层复合板材的制备方法，其特征在于：步骤10)所述固溶处理：在470～550℃热处理炉中进行2～20min的固溶处理，试样升温速率大于60℃/s。
8.如权利要求1所述的一种车身结构件用高强高塑性铝合金双层复合板材的制备方法，其特征在于：步骤12)所述时效处理是将淬火态试样在1min内转移到100℃～120℃等温时效炉中进行1～25h的等温时效，得到高强度和高塑性铝合金双层复合板材。
CN201810031691.XA 2018-01-12 2018-01-12 车身结构件用高强高塑性铝合金双层复合板材的制备方法 Expired - Fee Related CN108220699B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201810031691.XA CN108220699B (zh) 2018-01-12 2018-01-12 车身结构件用高强高塑性铝合金双层复合板材的制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201810031691.XA CN108220699B (zh) 2018-01-12 2018-01-12 车身结构件用高强高塑性铝合金双层复合板材的制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN108220699A true CN108220699A (zh) 2018-06-29
CN108220699B CN108220699B (zh) 2019-10-22

Family

ID=62641137

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201810031691.XA Expired - Fee Related CN108220699B (zh) 2018-01-12 2018-01-12 车身结构件用高强高塑性铝合金双层复合板材的制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN108220699B (zh)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110284029A (zh) * 2019-07-26 2019-09-27 福建祥鑫股份有限公司 一种输电杆塔主架结构用铝合金及其制备方法
CN111593239A (zh) * 2020-05-27 2020-08-28 北京科技大学 一种车身结构用低成本高成形性铝合金板材及其制备方法
CN111957892A (zh) * 2020-08-31 2020-11-20 华中科技大学 一种用于消失模铸造的铝/镁双金属的热处理方法及产品
CN112538599A (zh) * 2020-12-02 2021-03-23 中南大学 一种650MPa级超高强铝合金薄带制备方法
CN116445834A (zh) * 2023-03-09 2023-07-18 集美大学 一种高界面结合强度叠层铝合金短流程制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001214248A (ja) * 2000-01-28 2001-08-07 Sky Alum Co Ltd 缶蓋用アルミニウム合金硬質板の製造方法
CN101574861A (zh) * 2009-06-08 2009-11-11 昆明理工大学 钛包铝层状复合板及其制备方法
CN103122428A (zh) * 2011-11-18 2013-05-29 萨帕铝热传输(上海)有限公司 钎焊用铝合金复合管材及其制造方法
CN103302921A (zh) * 2012-03-16 2013-09-18 株式会社神户制钢所 热交换器用铝合金硬钎焊板

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001214248A (ja) * 2000-01-28 2001-08-07 Sky Alum Co Ltd 缶蓋用アルミニウム合金硬質板の製造方法
CN101574861A (zh) * 2009-06-08 2009-11-11 昆明理工大学 钛包铝层状复合板及其制备方法
CN103122428A (zh) * 2011-11-18 2013-05-29 萨帕铝热传输(上海)有限公司 钎焊用铝合金复合管材及其制造方法
CN103302921A (zh) * 2012-03-16 2013-09-18 株式会社神户制钢所 热交换器用铝合金硬钎焊板

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110284029A (zh) * 2019-07-26 2019-09-27 福建祥鑫股份有限公司 一种输电杆塔主架结构用铝合金及其制备方法
CN111593239A (zh) * 2020-05-27 2020-08-28 北京科技大学 一种车身结构用低成本高成形性铝合金板材及其制备方法
CN111593239B (zh) * 2020-05-27 2021-07-16 北京科技大学 一种车身结构用低成本高成形性铝合金板材及其制备方法
CN111957892A (zh) * 2020-08-31 2020-11-20 华中科技大学 一种用于消失模铸造的铝/镁双金属的热处理方法及产品
CN112538599A (zh) * 2020-12-02 2021-03-23 中南大学 一种650MPa级超高强铝合金薄带制备方法
CN112538599B (zh) * 2020-12-02 2022-02-01 中南大学 一种650MPa级超高强铝合金薄带制备方法
CN116445834A (zh) * 2023-03-09 2023-07-18 集美大学 一种高界面结合强度叠层铝合金短流程制备方法
CN116445834B (zh) * 2023-03-09 2024-05-07 集美大学 一种高界面结合强度叠层铝合金短流程制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN108220699B (zh) 2019-10-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN108220699B (zh) 车身结构件用高强高塑性铝合金双层复合板材的制备方法
CN106521253B (zh) 一种高成形性Al‑Mg‑Si合金及其制造方法
CN103255324B (zh) 一种适合于汽车车身板制造的铝合金材料及制备方法
CN100453671C (zh) 一种汽车用Al-Mg-Si-Cu合金及其加工工艺
EP2391508B1 (en) Fabrication process of coated stamped parts and parts prepared from the same
CN103789583B (zh) 快速时效响应型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金及其制备方法
US8404061B2 (en) Method for producing a component from an air-hardenable steel and component produced therewith
CN108220698B (zh) 一种车身外板用高成形性铝合金复合板材的制备方法
CN110453122A (zh) 高强度7xxx铝合金和其制备方法
CN104372210A (zh) 一种汽车用低成本高成形性铝合金材料及其制备方法
CN108220716B (zh) 一种具有优异冲压成形性能的Al-Mg-Si-Cu-Zr-Er合金及其制备方法
CN105441837B (zh) 一种提高7xxx系铝合金薄板材成形性能和强度的处理方法
CN104894442A (zh) 一种车用铝合金板材及其制备方法
CN104018040A (zh) 一种汽车用高成形性铝合金材料及其制备方法
CN106756672B (zh) 一种提高汽车用Al‑Mg‑Si‑Cu系合金强度的处理方法
CN105908026A (zh) 汽车车身用5xxx系铝合金板材及其制造方法
CN105143484A (zh) 结构材用铝合金板
CN103122427A (zh) 钎焊用铝合金复合板材及其制造方法
CN101638745B (zh) 一种AlMgSi合金板材的制备方法
CN102978484B (zh) 一种动力电池外壳用Al-Fe合金板及其制备方法
CN111057980A (zh) 一种汽车用高成形性铝合金异构组织的过程调控方法
CN108642331A (zh) 一种用于汽车板的6181铝合金及其制备方法
CN109763041A (zh) 一种1xxx/5xxx铝合金复合材料及其制备方法
CN105441805A (zh) 一种800MPa级轿车用镀锌双相钢及生产方法
KR20210032429A (ko) 성형 및 조립에 적합한 7xxx 알루미늄 합금 박판 시트 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20191022

Termination date: 20220112