CN109897995A

CN109897995A - 一种高强度高塑性铝合金板材及其制造方法

Info

Publication number: CN109897995A
Application number: CN201711308194.1A
Authority: CN
Inventors: 苑锡妮; 曾渝; 徐世伟; 杨兵; 石磊; 蒋浩民
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2017-12-11
Filing date: 2017-12-11
Publication date: 2019-06-18
Anticipated expiration: 2037-12-11
Also published as: CN109897995B

Abstract

一种高强度高塑性铝合金板材及其制造方法，该铝合金板材化学成分质量百分为：0.7％≤Mg≤1.5％，0.7％≤Si≤1.5％，0.6％≤Cu≤1.2％，0.1％≤Mn≤0.5％，0.05％≤Fe≤0.5％，0.01％≤Ti≤0.15％，其余为Al和其他不可避免杂质，且需同时满足如下关系式：0.9≤Si％/Mg％≤1.5，1.5≤(Mg％+Si％)/Cu％≤3。本发明在制造时采用铸锭均匀化来消除或减少晶内偏析，促进非平衡结晶相的溶解及有利细小弥散相的均匀分布，制造的铝合金板材具有高强度和较好的延伸率。

Description

一种高强度高塑性铝合金板材及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种高强度高塑性铝合金板材及其制造方法。

背景技术

近年来，随着汽车保有量的逐年增长，能源消耗和环境污染问题日益严重。汽车轻量化被认为是汽车节能减排的有效措施之一。铝合金具有比强度高、成形性好、耐腐蚀性能优良、碰撞吸能性好、可回收利用等优点，是最受关注的汽车轻量化材料。目前，铝合金板材由于强度普遍低于高强钢，在汽车上主要应用于发动机罩、行李箱盖及车门等覆盖件，在强度要求较高的A柱、B柱、底盘、碰撞系统等汽车结构件和安全件上应用很少。

目前，汽车用铝合金板材主要为5xxx和6xxx系铝合金。5xxx系铝合金属于不可热处理强化铝合金，成本较6xxx系铝合金低，但是由于其在拉延成形时易产生StretcherStrain mark(即拉抻应变痕)，影响外观，主要用于覆盖件内板。6xxx系铝合金属于可热处理强化铝合金，成形性和耐腐蚀性能好，在成形后不会产生拉伸应变痕，且具有时效强化特性，在烤漆后强度和抗凹性能可进一步提高，广泛应用于覆盖件内外板。因为铝合金的回收价值很高，为便于汽车厂的废料回收，使用同一个系列的铝合金是汽车用铝合金发展的趋势，因此，开发汽车结构件用高强6xxx系铝合金具有很大的发展前景。

6xxx系铝合金的主要合金元素为Mg和Si，主要通过形成β-Mg₂Si相及其亚稳相(β’和β”)来实现析出强化，固溶淬火热处理时Mg和Si原子溶到铝基体中形成α-Al过饱和固溶体，此时铝板具有较低的屈服强度和较好的成形性能，然后汽车铝板再通过烘烤过程使得Mg和Si原子形成第二相粒子(主要为β”相)析出，通过时效强化来进一步提高合金的强度和抗凹性。在6xxx系铝合金中添加Cu元素可进一步提高强度。利用6xxx系铝合金可热处理强化的特性，可以通过优化成分和工艺开发出高强度高塑性铝合金，且有利于合金的回收利用。

中国专利CN101294255公开了一种汽车车身板用铝合金及其制造方法，其以6022铝合金为研究对象，在基体合金(成分为Si：0.8～1.5wt.％，Fe 0.05～0.20wt％，Cu 0.01～0.11wt％，Mn：0.02～0.10wt％，Mg：0.51～0.7wt％，Cr：0.1wt％，Zn：0.25wt％，Ti：0.15wt％)基础上添加0.01-0.2％的昂贵的稀土元素Ce，使烘烤硬化性能提高，即冲压前具有较低屈服强度和较高的塑性，利于冲压成形，烘烤硬化后屈服强度提升至～200MPa，仍不满足汽车结构件的强度要求。

日益发展的汽车制造工业亟需具有高强度高塑性且可以实现规模化大工业生产的铝合金材料及铝合金板材，以满足汽车轻量化的进一步需求。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高强度高塑性铝合金板材及其制造方法，该铝合金板材经固溶和预时效处理后具有较高的屈服强度(Rp_0.2：150-230MPa)和延伸率(A₅₀≥25％)，有利于汽车零件冲压成形，且成形后进行烤漆或短时人工时效即可进一步提高屈服强度，特别适用于汽车覆盖件内外板和结构件用铝合金。

为了实现上述目的，本发明的技术方案如下：

一种高强度高塑性铝合金板材，其化学成分质量百分比为：0.7％≤Mg≤1.5％，0.7％≤Si≤1.5％，0.6％≤Cu≤1.2％，0.1％≤Mn≤0.5％，0.05％≤Fe≤0.5％，0.01％≤Ti≤0.15％，其余为Al和其他不可避免杂质，且上述元素需同时满足如下关系式：0.9≤Si％/Mg％≤1.5，1.5≤(Mg％+Si％)/Cu％≤3。

进一步，所述高强度高塑性铝合金板材的微观组织为α(Al)基体、分布均匀的颗粒状和/或短棒状结晶相以及颗粒状细小弥散相；在成形后烤漆或人工时效形成铝合金最终零件时，材料中还存在Mg₂Si的亚稳相β”以及Q-AlCuMgSi相的亚稳相Q’析出相。

优选的，所述高强度铝合金板材的微观组织中，所述α(Al)基体的平均晶粒尺寸≤30μm。

优选的，所述高强度高塑性铝合金板材的微观组织中，所述颗粒状和/或短棒状结晶相的平均尺寸≤3μm。

优选的，所述高强度高塑性铝合金板材的微观组织中，所述颗粒状细小弥散析出相的尺寸在1μm以下。

优选的，所述高强度高塑性铝合金板材的微观组织中，所述颗粒状细小弥散析出相包括ɑ-AlFeMnSi相。

又，本发明所述高强度高塑性铝合金板材的屈服强度为150-230MPa，延伸率A50≥25％；模拟烤漆处理2％预拉伸+185℃保温20min(T8x)后屈服强度为250-350MPa，延伸率A50≥15％；短时人工时效处理205℃加热60min后(T6)屈服强度为300-380MPa，延伸率A50≥10％。

本发明所述的铝合金板材中的各化学元素的设计原理如下：

Mg和Si：本发明的铝合金板材是一种可热处理强化铝合金，通过添加所限定含量的Mg和Si，使得铝合金板材经过成形后烤漆或人工时效形成Mg₂Si的亚稳相β”相，从而实现时效强化。当Mg和Si的质量百分比低于所限定的范围时，则其起到的时效析出强化作用不显著。当Mg和Si的质量百分比高于所限定的范围时，对合金的成形性能带来不利影响。因此，本发明中Mg、Si含量均限定在0.7～1.5％范围内。

Cu：本发明添加Cu可以使铝合金板材成形后人工时效时除了形成Mg₂Si的亚稳相β外，还形成Q-AlCuMgSi相的亚稳相Q’相，从而进一步提高了本发明铝合金板材的合金强度。Cu的添加虽然会降低铝合金板材对纤维腐蚀和晶间腐蚀敏感程度，但是由于本发明的铝合金板材主要用于汽车结构件，对于材料的耐腐蚀性能要求相对较低，当Cu≤1.2％时,材料的耐腐蚀性能仍然在可接受的范围。而当Cu小于0.6％时，对材料强度的贡献不显著。因此，本发明对Cu含量限定在0.6～1.2％。

Mn：本发明添加Mn元素是为了使合金α(Al)基体中的弥散相增加，通过钉扎位错和亚晶界，有效抑制铝合金板材的再结晶，从而增加了亚结构强化和晶粒细化效果，进而提高铝合金的强度。另外，Mn的添加有助于使杆状富铁结晶相β-AlFeSi转变为对铝合金板材的力学和成形性能影响较小的颗粒状ɑ-AlFeMnSi相。而当Mn含量大于0.5％时，易产生粗大的第二相，进而降低铝合金板材的塑性及成形性能。因此，本发明限定Mn含量在0.1～0.5％。

Ti：Ti的添加主要起到细化晶粒的作用，可以以Al-5Ti-B或Al-5Ti-C形式添加到铝合金中，当Ti含量小于0.01％时，Ti的晶粒细化作用不明显；当Ti含量大于0.15％时，由于室温下Ti在α(Al)基体中的溶解度比较低，极易偏析形成降低铝合金板材性能的针状TiAl₃。因此，本发明限定Ti含量在0.01～0.15％。

Fe：本发明控制Fe≤0.5％，是基于：过量的Fe使得铸造组织中容易形成粗大的结晶相(例如β-AlFeSi相)，并且这些粗大的结晶相在后续加工过程中难以消除，它们将促进变形过程中裂纹萌生和扩展，对铝合金板材的塑性、成形性能和耐腐蚀性能都有不利影响。另外，含Fe的有利第二相能起到控制形核和抑制晶粒长大的作用。因此，本发明限定Fe含量在0.05～0.5％。

本发明所述的铝合金板材中Si、Mg和Cu元素含量满足：0.9≤Si％/Mg％≤1.5，且1.5≤(Mg％+Si％)/Cu％≤3。为了保证烤漆和人工时效时析出足够多的β”相和Q’相，同时考虑到铝合金板材的各化学元素的质量百分比以获得更好综合性能的铝合金板材，本发明根据大量实验研究发现当Si、Mg和Cu元素含量满足上述公式时，提高了烤漆和人工时效过程中β”相和Q’相的析出速率，析出的β”相和Q’相更多，从而提高铝合金最终零件的强度，铝合金板材的综合性能表现也更佳，适宜于用作汽车内外板和结构件。

本发明所述高强度高塑性铝合金板材的制造方法，其包括步骤：

(1)冶炼、铸造；

按上述化学成分冶炼、铸造；

(2)铸锭均匀化

均匀化温度控制在：

(570-1200Mg％-1800Si％-1500Cu％)～(600-1200Mg％-1800Si％-1500Cu％)℃，均匀化时间20～30小时；

(3)热轧；

(4)冷轧；

(5)固溶、预时效处理

在连续热处理线上进行固溶处理温度500～570℃，固溶时间10～120s；然后淬火冷却，在淬火后进行预时效处理，预时效处理温度80～180℃，预时效处理时间10～40min。

进一步，步骤(3)中，进行精轧、粗轧，控制粗轧温度为400～500℃，热轧总道次压下率＞90％。

步骤(4)中，冷轧压下率为80～90％。

在步骤2)中，铸锭均匀化的目的是消除或减少晶内偏析，提高铸锭的成分和组织均匀性，促进非平衡结晶相的溶解，有利细小弥散相的均匀分布，显著提高强度和塑性。本发明经过研究发现，均匀化温度低于(570-1200Mg％-1800Si％-1500Cu％)℃，均匀化效果不明显；均匀化温度高于(600-1200Mg％-1800Si％-1500Cu％)℃，则可能会发生过烧现象。因此，本发明将均匀化温度需控制在(570-1200Mg％-1800Si％-1500Cu％)～(600-1200Mg％-1800Si％-1500Cu％)℃范围内。

在步骤(3)中，热轧可遵照粗轧和精轧等常规方法进行，其中粗轧温度为400-500℃，热轧总道次压下率大于90％，以完全破坏铝合金铸造组织，获得完全再结晶组织或再结晶组织及少量的变形组织。

在步骤(4)中，冷轧压下率控制在80-90％，其应变畸变能更高，在固溶处理时铝合金板材的再结晶组织的晶粒更加细小，有利于提高铝合金板材的力学性能和塑性。

本发明控制固溶处理温度≥500℃，是基于：固溶处理温度小于500℃时，本发明合金中Mg₂Si及Q-AlCuMgSi等第二相的固溶不充分，不利于铝合金板材的强度和成形性。固溶处理温度高于570℃时，本发明所述成分范围的合金容易发生共晶熔融现象，导致铝合金板材的延伸率下降，因此，将固溶处理温度限定在500-570℃。

此外，在淬火后立即进行预时效处理，预时效处理温度为80～180℃，保温10～40min，是为了保持铝合金板材性能的稳定性，以有利于铝合金板材的工业化批量冲压生产。

本发明所述高强度铝合金板材的微观组织中，所述颗粒状和/或短棒状结晶相的平均尺寸≤3μm。由于结晶相＞3μm为一种硬脆相，对铝合金板材的韧性和疲劳性能有所降低，因而，本发明所述的铝合金板材对颗粒状和/或短棒状结晶相的平均尺寸优选在≤3μm。

需要说明的是，关系式：0.9≤Si％/Mg％≤1.5，1.5≤(Mg％+Si％)/Cu％≤3，及均匀化温度范围

(570-1200Mg％-1800Si％-1500Cu％)-(600-1200Mg％-1800Si％-1500Cu％)℃中的Si％、Cu％、Mg％分别表示相应元素的质量百分比，也就是说，公式中Si％、Cu％和Mg％代入的数值为质量百分比，例如，实施例1中Si的质量百分比为1.21％，在代入上述公式时，Si％的代入数值为1.21％。

本发明的有益效果：

本发明通过控制Si、Mg及Cu元素的含量范围，特别是提高了Cu含量，并限定Si、Mg和Cu元素含量须满足：0.9≤Si％/Mg％≤1.5，1.5≤(Mg％+Si％)/Cu％≤3，合理优化了铝合金成分；结合本发明铝合金成分体系，制造工艺中控制均匀化温度在(570-1200Mg％-1800Si％-1500Cu％)-(600-1200Mg％-1800Si％-1500Cu％)℃范围内。本发明通过上述两方面的优化来调控Mg、Si、Cu主要合金元素的相互作用，提高铝合金烤漆或短时人工时效过程中的析出强化特性，从而提高铝合金最终零件的强度，同时具有较高的延伸率。

附图说明

图1为本发明实施例1的铝合金板材的显微组织照片。

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具有高强度和高塑性的铝合金板材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。

实施例1-6和对比例1-2

表1为实施例1-6和对比例1-2铝合金板材的化学元素质量百分比。

表1中公式1是指Si％/Mg％，公式2是指(Mg％+Si％)/Cu％，式中Mg％、Si％以及Cu％代表相应元素的质量百分比。

表2为实施例1-6和对比例1-2的制造工艺参数，表3为性能测试结果。

实施例1-6和对比例1-2的铝合金板材采用下述步骤制得：

(1)根据表1的各化学元素百分配比采用半连续铸造法铸成铸锭；

(2)铸锭均匀化：铸锭在(570-1200Mg％-1800Si％-1500Cu％)-(600-1200Mg％-1800Si％-1500Cu％)℃均匀化20-30小时；

(3)热轧：热轧包括粗轧和精轧，其中粗轧温度为400-500℃，热轧总道次压下率大于90％；

(4)冷轧：冷轧压下率为80-90％；

(5)在连续热处理线上完成固溶处理和预时效处理：固溶处理温度在500-570℃，固溶时间为10-120s；然后淬火冷却，采用水冷方式冷却到60℃以下；在淬火后立即进行预时效处理，预时效温度为80-180℃，保温10-40min。

对实施例1-6和对比例1-2中的铝合金板材经不同处理后取样进行垂直于轧向的力学性能测试，将测试所获得的相关性能测试结果参见表2中，其中T4P态指固溶预时效后室温停放30天的状态，T8x指模拟烤漆后(预拉伸2％后加热到185℃并保温20分钟)的状态，T6态指铝合金板材经205℃加热60min后的状态。

由表2可知，实施例1-6的铝合金板材在室温存放30天后，垂直于轧向的拉伸性能测试中，屈服强度Rp_0.2均在160-230MPa，延伸率A₅₀>25％，说明各实施例具有优良的成形性能；而模拟烤漆T8x后屈服强度Rp_0.2均在280-350，延伸率A₅₀>15％，人工时效T6状态屈服强度Rp_0.2均在320-380，延伸率A₅₀>10％，说明实施例1-6具有优良的时效硬化性能，满足高强度铝合金板的性能要求。

结合表1和表2，对比例1中Cu含量低于0.6％，并且(Mg％+Si％)/Cu％的值大于本发明技术方案中限定的范围，导致其垂直于轧向的拉伸性能测试中，屈服强度低于本发明各实施例；对比例2中Si％/Mg％值低于本发明技术方案中限定的范围，导致其垂直于轧向的拉伸性能测试中，屈服强度和延伸率均低于本案各实施例。

图1为实施例1的铝合金板材室温放置30天后的显微组织照片。

由图1可知，实施例1铝合金板材的微观组织为α(Al)基体、分布均匀的颗粒状和/或短棒状结晶相以及颗粒状细小弥散析出相，其中，颗粒状和/或短棒状结晶相的平均尺寸≤3μm，颗粒状的弥散析出相的尺寸在1μm以下，α(Al)基体的平均晶粒尺寸在30μm以下。

表1 单位：wt％

	Mg	Si	Cu	Mn	Fe	Ti	公式1	公式2
									实施例1	1.41	1.21	0.95	0.23	0.22	0.07	0.9	2.8
实施例2	0.86	0.96	0.99	0.14	0.23	0.03	1.1	1.8
									实施例3	0.78	0.81	0.72	0.39	0.17	0.12	1.0	2.2
实施例4	1.15	1.23	0.97	0.18	0.23	0.03	1.1	2.5
									实施例5	1.05	1.32	1.12	0.42	0.18	0.09	1.3	2.1
实施例6	1.22	1.36	1.18	0.24	0.28	0.13	1.1	2.2
									对比例1	0.82	1.03	0.43	0.34	0.21	0.08	1.3	4.3
对比例2	1.21	0.83	0.75	0.26	0.31	0.11	0.7	2.7

表2

表3

Claims

1.一种高强度高塑性铝合金板材，其化学成分质量百分比为：0.7％≤Mg≤1.5％，0.7％≤Si≤1.5％，0.6％≤Cu≤1.2％，0.1％≤Mn≤0.5％，0.05％≤Fe≤0.5％，0.01％≤Ti≤0.15％，其余为Al和其他不可避免杂质，且上述元素需同时满足如下关系式：0.9≤Si％/Mg％≤1.5，1.5≤(Mg％+Si％)/Cu％≤3。

2.根据权利要求1所述的高强度高塑性铝合金板材，其特征在于，所述高强度铝合金板材的微观组织为α(Al)基体、分布均匀的颗粒状和/或短棒状结晶相+颗粒状细小弥散相；在成形后烤漆或人工时效形成铝合金零件时，存在Mg₂Si的亚稳相β”以及Q-AlCuMgSi相的亚稳相Q’析出相。

3.根据权利要求2任一项所述的高强度高塑性铝合金板材，其特征在于，所述高强度铝合金板材的微观组织中α(Al)基体的平均晶粒尺寸≤30μm。

4.根据权利要求2或3所述的高强度高塑性铝合金板材，其特征在于，所述高强度铝合金板材的微观组织中颗粒状和/或短棒状结晶相的平均尺寸≤3μm。

5.根据权利要求2-4任一项所述的高强度高塑性铝合金板材，其特征在于，所述高强度铝合金板材的微观组织中颗粒状细小弥散相的尺寸≤1μm。

6.根据权利要求2-5任一项所述的高强度高塑性铝合金板材，其特征在于，所述高强度铝合金板材的微观组织中颗粒状细小弥散相包括ɑ-AlFeMnSi相。

7.根据权利要求1-6任一项所述的高强度高塑性铝合金板材，其特征在于，所述高强度铝合金板材的屈服强度为150-230MPa，延伸率A50≥25％；模拟烤漆处理2％预拉伸+185℃保温20min后屈服强度为250-350MPa，延伸率A50≥15％；短时人工时效处理205℃加热60min后屈服强度为300-380MPa，延伸率A50≥10％。

8.如权利要求1-7任一项所述的高强度高塑性铝合金板材的制造方法，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按权利要求1所述的化学成分冶炼、铸造；

2)铸锭均匀化

均匀化温度控制在：

3)热轧

4)冷轧

5)固溶、预时效处理

在连续热处理线上进行固溶、预时效处理：固溶处理温度500～570℃，固溶时间10～120s；然后淬火冷却，在淬火后进行预时效处理，预时效处理温度80～180℃，预时效处理时间10～40min。

9.根据权利要求8所述的高强度高塑性铝合金板材的制造方法，其特征在于，步骤3)中，进行精轧+粗轧，控制粗轧温度为400～500℃，热轧总道次压下率＞90％。

10.根据权利要求8所述的高强度高塑性铝合金板材的制造方法，其特征在于，步骤4)中，冷轧压下率为80～90％。

11.根据权利要求8-10任一项所述的高强度高塑性铝合金板材的制造方法，其特征在于，所述高强度铝合金板材的微观组织为α(Al)基体、分布均匀的颗粒状和/或短棒状结晶相以及颗粒状细小弥散相；在成形后烤漆或人工时效形成铝合金最终零件时，存在Mg₂Si的亚稳相β”以及Q-AlCuMgSi相的亚稳相Q’析出相。

12.根据权利要求11所述的高强度高塑性铝合金板材的制造方法，其特征在于，所述高强度铝合金板材的微观组织中α(Al)基体的平均晶粒尺寸≤30μm。

13.根据权利要求11或12所述的高强度高塑性铝合金板材的制造方法，其特征在于，所述高强度铝合金板材的微观组织中颗粒状和/或短棒状结晶相的平均尺寸≤3μm。

14.根据权利要求11-13任一项所述的高强度高塑性铝合金板材的制造方法，其特征在于，所述高强度铝合金板材的微观组织中颗粒状细小弥散析出相的尺寸≤1μm。

15.根据权利要求11-14任一项所述的高强度高塑性铝合金板材的制造方法，其特征在于，所述高强度铝合金板材的微观组织中颗粒状细小弥散析出相包括ɑ-AlFeMnSi相。

16.根据权利要求8-15任一项所述的高强度高塑性铝合金板材的制造方法，其特征在于，所述高强度铝合金板材的屈服强度为150-230MPa，延伸率A50≥25％；模拟烤漆处理2％预拉伸+185℃保温20min后屈服强度为250-350MPa，延伸率A50≥15％；短时人工时效处理205℃加热60min后屈服强度为300-380MPa，延伸率A50≥10％。