CN111549266A - 一种提高车身结构铝合金板材成形性能的组织调控方法 - Google Patents

一种提高车身结构铝合金板材成形性能的组织调控方法 Download PDF

Info

Publication number
CN111549266A
CN111549266A CN202010460521.0A CN202010460521A CN111549266A CN 111549266 A CN111549266 A CN 111549266A CN 202010460521 A CN202010460521 A CN 202010460521A CN 111549266 A CN111549266 A CN 111549266A
Authority
CN
China
Prior art keywords
temperature
deformation
alloy
sample
pass
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
CN202010460521.0A
Other languages
English (en)
Other versions
CN111549266B (zh
Inventor
郭明星
袁亮亮
庄林忠
张济山
吴长旻
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.)
Nanjing Qizhi Pujiao Technology Development Co ltd
University of Science and Technology Beijing USTB
Original Assignee
Nanjing Qizhi Pujiao Technology Development Co ltd
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 Nanjing Qizhi Pujiao Technology Development Co ltd, University of Science and Technology Beijing USTB filed Critical Nanjing Qizhi Pujiao Technology Development Co ltd
Priority to CN202010460521.0A priority Critical patent/CN111549266B/zh
Publication of CN111549266A publication Critical patent/CN111549266A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN111549266B publication Critical patent/CN111549266B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

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
    • 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
    • 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
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/06—Making non-ferrous alloys with the use of special agents for refining or deoxidising
    • 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
    • C22F1/002—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working by rapid cooling or quenching; cooling agents used therefor
    • 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

本发明公布一种提高车身结构铝合金板材室温成形性能的组织调控方法，属于铝合金技术领域。该方法包括：配制Al‑Zn‑Mg‑Cu系合金，在非真空下利用中频感应熔炼合金，并将其浇铸在水冷钢模内冷却；进行一定时间低温热处理，然后进行热轧；短时均匀化调控沉淀相、溶质元素分布和初始再结晶组织；随后进行多道次小变形量超低温深冷轧至一定厚度；对其进行双级热处理调控组织演化；再进行小变形量超低温深冷轧至最终厚度；最后进行双级固溶、淬火和低温预时效，合金板材即可具有粗/细晶交替分布组织特征和优异的室温冲压成形性能。本发明方法非常适合应用于汽车用新型铝合金的制造，特别是对于冲压成形性能、强度等均有较高要求的复杂形状零部件的制造。

Description

一种提高车身结构铝合金板材成形性能的组织调控方法
技术领域
本发明属于铝合金技术领域，特别针对车身结构件用铝合金板材强度和成形性能匹配不够好，以及汽车领域对这些性能要求不断提升的应用现状，提出一种提高车身结构铝合金板材成形性能的组织调控方法，该种处理方法可有效控制合金内晶粒以及沉淀相的尺寸和分布，形成对合金成形性能有显著促进作用的显微组织。
背景技术
21世纪以来，随着世界各国工业化水平的不断提升，一系列的能源危机和环境问题显得愈发严重，节能减排已经成为当今社会生产生活的主旋律。在这一主题下，各国采用了很多措施去解决能耗和环境问题。汽车领域也不例外，而且下面的研究方向，如，如何提高汽车发动机效率，研究新能源汽车，如何有效减轻汽车重量，已经成为近期汽车轻量化领域的研究热点。相比于其他材料，铝合金由于质轻、耐蚀、比强度高、易加工、表面美观、储量丰富以及可回收循环利用等特性，已成为汽车轻量化的关键材料。此外，据统计在汽车中采用铝合金所节省的能量是生产该零件所用原铝耗能的6～12倍。因此，汽车轻量化用先进铝合金板材的开发和应用已经引起全球汽车生产厂家以及科研人员的广泛重视，而且近几年汽车用铝量也在逐年增加。
截止目前，汽车轻量化应用较多的变形铝合金主要有5xxx，6xxx系和7xxx系铝合金，5xxx系铝合金由于成形性能好，普遍应用于车身内板的制造，6xxx系铝合金由于成形性能和烤漆硬化增量均较好，普遍应用于车身外板的制造。但是应用过程中发现，如果车身结构件仍然使用钢板制造，车身外板铝合金与钢结构件连接会存在较多问题，如钢铝焊接难，应力腐蚀等问题。因此，以往主要应用于航空领域的高强度7xxx系铝合金开始被汽车领域所关注，并期望能够广泛应用于车身结构件的制造，从而更好解决上述钢铝连接等问题。但是高强度7xxx系铝合金普遍存在冲压成形性能较差等问题，这是制约其在车身结构件上广泛应用的关键。近期，已有大量研究表明，热成形或温成形均可促进该系合金板材的成形性能，但是成形工艺复杂，生产成本较高，而且温、热成形时很容易影响沉淀相的分布进而使得合金板材强度降低，这非常不利于该系合金在车身结构件上的广泛应用。由此可见，为了更好满足实际应用需求，急需通过成分设计、工艺调控提高该系合金板材的室温冲压成形性能，其对于快速推进汽车轻量化进程以及高强度7xxx系铝合金材料在车身结构件上的广泛应用具有重要意义。
发明内容
本发明为了更好满足车身结构件对高强高成形性7xxx系铝合金的迫切需求，同时针对Al-Zn-Mg-Cu系合金板材传统热加工工艺复杂，生产成本高，以及所生产的合金板材室温冲压成形性能较低等问题，提出一种提高车身结构件用7xxx系铝合金板材成形性能的组织调控方法。本发明充分利用应变储能分布不均匀会诱发热处理时不同的再结晶形核长大速率来调控合金组织分布特征，也就是小变形量超低温变形可增加合金基体局部应变储能，然后再辅以低温和高温多级热处理调控，可使固溶淬火态合金基体内形成粗晶和细晶交替分布的组织特征，再辅以预时效调控合金还可以具有较低的强度和优异的抗自然时效稳定性，最终预时效态合金板材由于具有粗/细晶交替分布组织特征以及较低的强度，可表现出优异的粗/细晶协调变形能力，室温冲压成形性能可以获显著提高。
本发明提供一种提高车身结构铝合金板材室温成形性能的组织调控方法，所述Al-Zn-Mg-Cu系合金的化学成分及其质量百分比含量为：Zn：4.5～5.5wt％，Mg：1.1～1.8wt％，Cu：1.1～1.8wt％，Ni：0.01～0.05wt％，Mn：0.05～0.2wt％，Ti：0.05～0.15wt％，B＜0.01wt％，Si＜0.01wt％，余量为Al；其特征在于采用如下技术路线：
(1)配制车身结构用高成形性Al-Zn-Mg-Cu系合金，然后在非真空下利用中频感应熔炼合金，并将其浇铸在水冷钢模具内，控制冷却速率大于50℃/min；
(2)对铸锭进行短时低温热处理，然后直接取出进行400～460℃热轧变形；
(3)热轧板材随后在420～470℃下进行单级热处理调控沉淀相、溶质元素分布以及初始再结晶组织；
(4)顺序进行多道次小变形量超低温深冷轧变形+双级热处理+多道次小变形量超低温深冷轧变形；
(5)低温预处理+高温短时固溶处理，随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度淬火冷却到室温；
(6)将淬火态试样在1min内转移到时效炉内进行90～130℃等温预时效处理；
基于上述的组织调控即可保证所开发的合金板材具有优异的室温冲压成形性能。
优选地，所述Al-Zn-Mg-Cu系合金的化学成分及其质量百分比含量为：Zn：4.8～5.5wt％，Mg：1.3～1.6wt％，Cu：1.2～1.6wt％，Ni：0.01～0.03wt％，Mn：0.06～0.1wt％，Ti：0.06～0.11wt％，B＜0.01wt％，Si＜0.01wt％，余量为Al。
优选地，步骤(1)中，在非真空下利用中频感应熔炼合金工艺为：首先将普铝全部加入坩埚并熔化，温度控制在780～880℃，然后分别添加Al-10wt％Mn，Al-10wt％Ti中间合金，待熔化后再添加Al-50wt％Cu中间合金，然后大功率搅拌熔体5min，随后将温度控制在720℃以上，分别添加纯Zn和纯Mg，添加Mg时用石墨钟罩将其分别压入熔体底部，待其彻底溶化后取出钟罩，调控中频感应炉功率使合金熔体温度重新稳定在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-Swt％Ti-1wt％B晶粒细化剂并进行适当搅拌，最后在720℃保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内，控制冷却速率大于60℃/min。
优选地，步骤(2)中，对铸锭进行短时低温热处理，然后直接取出进行400～460℃热轧变形具体工艺为：短时低温处理工艺为400～450℃/0.5～3h，升温速率20～40℃/h，热轧工艺具体为：开轧温度：410～460℃；终轧温度：高于300℃，道次压下量5～20％，轧制变形量80～99％，轧制方式：单向轧制。
优选地，步骤(3)中，所述单级热处理调控合金沉淀相、溶质元素分布状态以及初始再结晶组织具体工艺为：430～470℃/10～20h，升温速率大于100℃/min，降温速率大于200℃/min。
优选地，步骤(4)中，所述顺序进行多道次小变形量超低温深冷轧变形+双级热处理+多道次小变形量超低温深冷轧变形具体工艺为：多道次小变形量超低温深冷轧变形：将样品浸泡于液氮中保温15～35min，然后对其进行多道次小变形量轧制，道次压下量0.1～0.2mm，3道次变形以上置于液氮中保温1次，总道次数量＞20道次，总变形量：35～50％；双级热处理工艺为：首先分别进行50～350℃/0.5～1.5h低温热处理，然后取出后直接置于400～460℃退火炉中进行0.5～3h中间退火，冷却方式采用空冷；再次进行的多道次小变形量超低温深冷轧变形工艺为：将样品浸泡于液氮中保温15～35min，然后对其进行多道次小变形量轧制，道次压下量0.1～0.2mm，3道次变形以上置于液氮中保温1次，总道次数量＞20道次，总变形量：40～55％。
优选地，步骤(5)中，所述低温预处理+高温短时固溶处理，随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度淬火冷却到室温具体工艺为，低温预处理+高温短时固溶处理具体包括：首先直接将样品放入温度稳定的热处理炉内进行50～350℃/0.5～2h低温预处理，然后取出后直接置于热处理炉中进行460～477℃/5～15min的高温短时固溶处理，升温速率大于30℃/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的降温速率淬火冷却到室温。
优选地，步骤(6)中，所述将淬火态试样在1min内转移到时效炉内进行等温预时效处理具体工艺为，等温预时效处理具体包括：温度范围100～130℃，时间0.5～2h。
本发明所述车身结构用高成形性Al-Zn-Mg-Cu系合金板材应用在汽车中。
本发明的有益效果：
通过采用上述的技术方案，本发明具有如下优越性：本发明不仅可以使得Al-Zn-Mg-Cu系合金板材经热加工过程调控后呈现出粗/细晶交替存在的组织特征，同时辅以预时效处理合金还具有较低的强度，最终预时效态合金板材粗/细晶可以发生较好的协调变形，表现出优异的室温冲压成形性能。由于该制备方法可以有效促进合金板材的室温冲压成形性能，其用于典型零部件冲压成形时可以免去温、热成形而直接使用室温成形工艺，这不仅可以有效降低典型汽车零部件的生产成本，而且还可以对冲压成形件进行二次时效，可以在高成形性基础上同时保证合金零部件的高强度特性，这对于该系铝合金板材的进一步广泛应用具有重要推动作用。本发明非常适合应用于汽车用铝合金材料的加工和生产，以及对铝合金板材组织特征以及冲压成形性能等有特定要求的其它铝合金材料生产企业使用，当然也适合应用于对其它系列铝合金材料组织和综合性能有较高要求的其它技术行业。
附图说明
图1示出根据本发明的车身结构高成形性Al-Zn-Mg-Cu系合金板材组织调控方法流程图；
图2示出实施例1预时效态合金EBSD显微组织；
图3示出实施例2预时效态合金EBSD显微组织；
图4示出实施例3预时效态合金EBSD显微组织；
图5示出实施例4预时效态合金EBSD显微组织。
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。
本发明针对车身结构用高强度Al-Zn-Mg-Cu系合金板材冲压成形性能仍然有待进一步提高，以及生产成本急需大幅降低的研究和应用现状，提出一种具有高成形性组织特征的过程调控方法，该方法不仅可以使得最终预时效态合金板材具有粗/细晶交替分布的组织特征，而且还可以表现出优异的室温冲压成形性能。本发明充分利用小变形量超低温变形可增加合金基体局部应变储能，然后再辅以低温和高温多级热处理调控，可使固溶淬火态合金基体内形成粗晶和细晶交替分布的组织特征，再辅以预时效调控合金还可以具有较低的强度和优异的抗自然时效稳定性，最终预时效态合金板材由于具有粗/细晶交替分布组织特征以及较低的强度，可表现出优异的粗/细晶协调变形能力，室温冲压成形性能可以获显著提高。本发明方法非常适合应用于汽车用新型铝合金的制造，特别是对于冲压成性能、强度、成本等均有较高要求的复杂形状零部件的制造。
根据本发明的一种提高车身结构铝合金板材室温成形性能的组织调控方法，原材料分别采用普铝、工业纯Mg、工业纯Zn、中间合金Al-50wt％Cu、Al-10wt％Mn、Al-10wt％Ti等中间合金。如图1所示，采用如下技术路线：
步骤101：采用普铝进行Al-Zn-Mg-Cu系合金的配制，然后在非真空下利用中频感应熔炼合金，并将其浇铸在水冷钢模具内，控制冷却速率大于50℃/min.
步骤102：对铸锭进行短时低温热处理，然后直接取出进行400～460℃热轧变形；
步骤103：热轧板材随后在420～470℃下进行单级热处理调控沉淀相、溶质元素分布以及初始再结晶组织；
步骤104：顺序进行多道次小变形量超低温深冷轧变形+双级热处理+多道次小变形量超低温深冷轧变形；
步骤105：低温预处理+高温短时固溶处理，随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度淬火冷却到室温；
步骤106：将淬火态试样在1min内转移到时效炉内进行90～130℃等温预时效处理。
具体地，处理工艺包括如下步骤：首先将普铝全部加入坩埚并熔化，温度控制在780～880℃，然后分别添加Al-10wt％Mn，Al-10wt％Ti中间合金，待熔化后再添加Al-50wt％Cu中间合金，然后大功率搅拌熔体5min，随后将温度控制在720℃以上，分别添加纯Zn和纯Mg，添加Mg时用石墨钟罩将其分别压入熔体底部，待其彻底溶化后取出钟罩，调控中频感应炉功率使合金熔体温度重新稳定在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720℃保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内，控制冷却速率大于50℃/min。实施发明合金的具体化学成分如表1所示：
表1实施发明合金化学成分(质量百分数，wt％)
Zn Mg Cu Ni Mn Ti B Si Al
1# 5.0 1.5 1.5 0.03 0.1 0.1 ＜0.01 ＜0.01 余量
2# 4.7 1.6 1.6 0.02 0.1 0.1 ＜0.01 ＜0.01 余量
3# 5.3 1.3 1.6 0.03 0.1 0.1 ＜0.01 ＜0.01 余量
对铸锭进行如下的热加工处理，(1)对铸锭进行短时低温热处理，短时低温处理工艺为400～460℃/0.5～4h，升温速率20～40℃/h，热轧工艺具体为：开轧温度：400～460℃；终轧温度：高于300℃，道次压下量5～20％，轧制变形量60～99％，轧制方式：单向轧制；(2)单级热处理调控合金沉淀相、溶质元素分布状态以及初始再结晶组织具体包括：410～470℃/5～20h，升温速率大于100℃/min，降温速率大于200℃/min；(3)顺序进行多道次小变形量超低温深冷轧变形+双级热处理+多道次小变形量超低温深冷轧变形具体包括：多道次小变形量超低温深冷轧变形：将样品浸泡于液氮中保温15～35min，然后对其进行多道次小变形量轧制，道次压下量0.1～0.2mm，总道次数量＞15道次，总变形量：35～50％；双级热处理工艺为：首先分别进行20～350℃/0～1.5h低温热处理，然后取出后直接置于400～460℃退火炉中进行0.5～3h中间退火，冷却方式采用空冷；再次进行的多道次小变形量超低温深冷轧变形工艺为：将样品浸泡于液氮中保温15～35min，然后对其进行多道次小变形量轧制，道次压下量0.1～0.2mm，总道次数量＞15道次，总变形量：30～55％；(4)低温预处理+高温短时固溶处理具体工艺为：不进行低温预处理，直接将样品放入温度稳定的热处理炉内进行20～350℃/0～2h低温预处理，然后取出后直接置于热处理炉中进行460～477℃/5～20min的高温短时固溶处理，升温速率大于30℃/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的降温速率淬火冷却到室温；(5)等温预时效处理具体包括：温度范围90～130℃，时间0.5～2h。基于上述热加工过程调控即可保证所开发的预时效态Al-Zn-Mg-Cu系合金板材具有优异的室温冲压成形性能。
具体的实施方式如下：
实施例1
实施发明合金1#采用如下中频感应熔炼和铸造方式进行，首先将普铝全部加入坩埚并熔化，温度控制在780～880℃，然后分别添加Al-10wt％Mn，Al-10wt％Ti中间合金，待熔化后再添加Al-50wt％Cu中间合金，然后大功率搅拌熔体5min，随后将温度控制在720℃以上，分别添加纯Zn和纯Mg，添加Mg时用石墨钟罩将其分别压入熔体底部，待其彻底溶化后取出钟罩，调控中频感应炉功率使合金熔体温度重新稳定在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720℃保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内，控制冷却速率大于60℃/min；然后对铸锭进行如下的热加工处理，(1)对铸锭进行短时低温热处理，短时低温处理工艺为400～450℃/0.5～3h，升温速率20～40℃/h，热轧工艺具体为：开轧温度：410～460℃；终轧温度：高于300℃，道次压下量5～20％，轧制变形量80～99％，轧制方式：单向轧制；(2)单级热处理调控合金沉淀相、溶质元素分布状态以及初始再结晶组织具体包括：430～470℃/10～20h，升温速率大于100℃/min，降温速率大于200℃/min；(3)顺序进行多道次小变形量超低温深冷轧变形+双级热处理+多道次小变形量超低温深冷轧变形具体包括：多道次小变形量超低温深冷轧变形：将样品浸泡于液氮中保温15～35min，然后对其进行多道次小变形量轧制，道次压下量0.1～0.2mm，3道次变形以上置于液氮中保温1次，总道次数量＞20道次，总变形量：35～50％；双级热处理工艺为：首先分别进行200℃/0.5～1.5h低温热处理，然后取出后直接置于400～460℃退火炉中进行0.5～3h中间退火，冷却方式采用空冷；再次进行的多道次小变形量超低温深冷轧变形工艺为：将样品浸泡于液氮中保温15～35min，然后对其进行多道次小变形量轧制，道次压下量0.1～0.2mm，3道次变形以上置于液氮中保温1次，总道次数量＞20道次，总变形量：40～55％；(4)低温预处理+高温短时固溶处理具体工艺为：首先直接将样品置于热处理炉中进行460～477℃/5～15min的高温短时固溶处理，升温速率大于30℃/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的降温速率淬火冷却到室温；(5)等温预时效处理具体包括：温度范围100～130℃，时间0.5～2h。EBSD表征预时效态合金晶粒组织分布特征如图2所示，拉伸性能如表2所示。
实施例2
实施发明合金1#采用如下中频感应熔炼和铸造方式进行，首先将普铝全部加入坩埚并熔化，温度控制在780～880℃，然后分别添加Al-10wt％Mn，Al-10wt％Ti中间合金，待熔化后再添加Al-50wt％Cu中间合金，然后大功率搅拌熔体5min，随后将温度控制在720℃以上，分别添加纯Zn和纯Mg，添加Mg时用石墨钟罩将其分别压入熔体底部，待其彻底溶化后取出钟罩，调控中频感应炉功率使合金熔体温度重新稳定在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720℃保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内，控制冷却速率大于60℃/min；然后对铸锭进行如下的热加工处理，(1)对铸锭进行短时低温热处理，短时低温处理工艺为400～450℃/0.5～3h，升温速率20～40℃/h，热轧工艺具体为：开轧温度：410～460℃；终轧温度：高于300℃，道次压下量5～20％，轧制变形量80～99％，轧制方式：单向轧制；(2)单级热处理调控合金沉淀相、溶质元素分布状态以及初始再结晶组织具体包括：430～470℃/10～20h，升温速率大于100℃/min，降温速率大于200℃/min；(3)顺序进行多道次小变形量超低温深冷轧变形+双级热处理+多道次小变形量超低温深冷轧变形具体包括：多道次小变形量超低温深冷轧变形：将样品浸泡于液氮中保温15～35min，然后对其进行多道次小变形量轧制，道次压下量0.1～0.2mm，3道次变形以上置于液氮中保温1次，总道次数量＞20道次，总变形量：35～50％；双级热处理工艺为：首先进行100℃/0.5～1.5h低温热处理，然后取出后直接置于400～460℃退火炉中进行0.5～3h中间退火，冷却方式采用空冷；再次进行的多道次小变形量超低温深冷轧变形工艺为：将样品浸泡于液氮中保温15～35min，然后对其进行多道次小变形量轧制，道次压下量0.1～0.2mm，3道次变形以上置于液氮中保温1次，总道次数量＞20道次，总变形量：40～55％；(4)低温预处理+高温短时固溶处理具体工艺为：首先直接将样品放入温度稳定的热处理炉内进行100℃/0.5～2h低温预处理，然后取出后直接置于热处理炉中进行460～477℃/5～15min的高温短时固溶处理，升温速率大于30℃/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的降温速率淬火冷却到室温；(5)等温预时效处理具体包括：温度范围100～130℃，时间0.5～2h。EBSD表征预时效态合金晶粒组织分布特征如图3所示，拉伸性能如表2所示。
实施例3
实施发明合金1#采用如下中频感应熔炼和铸造方式进行，首先将普铝全部加入坩埚并熔化，温度控制在780～880℃，然后分别添加Al-10wt％Mn，Al-10wt％Ti中间合金，待熔化后再添加Al-50wt％Cu中间合金，然后大功率搅拌熔体5min，随后将温度控制在720℃以上，分别添加纯Zn和纯Mg，添加Mg时用石墨钟罩将其分别压入熔体底部，待其彻底溶化后取出钟罩，调控中频感应炉功率使合金熔体温度重新稳定在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720℃保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内，控制冷却速率大于60℃/min；然后对铸锭进行如下的热加工处理，(1)对铸锭进行短时低温热处理，短时低温处理工艺为400～450℃/0.5～3h，升温速率20～40℃/h，热轧工艺具体为：开轧温度：410～460℃；终轧温度：高于300℃，道次压下量5～20％，轧制变形量80～99％，轧制方式：单向轧制；(2)单级热处理调控合金沉淀相、溶质元素分布状态以及初始再结晶组织具体包括：430～470℃/10～20h，升温速率大于100℃/min，降温速率大于200℃/min；(3)顺序进行多道次小变形量超低温深冷轧变形+双级热处理+多道次小变形量超低温深冷轧变形具体包括：多道次小变形量超低温深冷轧变形：将样品浸泡于液氮中保温15～35min，然后对其进行多道次小变形量轧制，道次压下量0.1～0.2mm，3道次变形以上置于液氮中保温1次，总道次数量＞20道次，总变形量：35～50％；双级热处理工艺为：首先分别进行200℃/0.5～1.5h低温热处理，然后取出后直接置于400～460℃退火炉中进行0.5～3h中间退火，冷却方式采用空冷；再次进行的多道次小变形量超低温深冷轧变形工艺为：将样品浸泡于液氮中保温15～35min，然后对其进行多道次小变形量轧制，道次压下量0.1～0.2mm，3道次变形以上置于液氮中保温1次，总道次数量＞20道次，总变形量：40～55％；(4)低温预处理+高温短时固溶处理具体工艺为：首先直接将样品放入温度稳定的热处理炉内进行200℃/0.5～2h低温预处理，然后取出后直接置于热处理炉中进行460～477℃/5～15min的高温短时固溶处理，升温速率大于30℃/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的降温速率淬火冷却到室温；(5)等温预时效处理具体包括：温度范围100～130℃，时间0.5～2h。EBSD表征预时效态合金晶粒组织分布特征如图4所示，拉伸性能如表2所示。
实施例4
实施发明合金1#采用如下中频感应熔炼和铸造方式进行，首先将普铝全部加入坩埚并熔化，温度控制在780～880℃，然后分别添加Al-10wt％Mn，Al-10wt％Ti中间合金，待熔化后再添加A1-50wt％Cu中间合金，然后大功率搅拌熔体5min，随后将温度控制在720℃以上，分别添加纯Zn和纯Mg，添加Mg时用石墨钟罩将其分别压入熔体底部，待其彻底溶化后取出钟罩，调控中频感应炉功率使合金熔体温度重新稳定在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720℃保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内，控制冷却速率大于60℃/min；然后对铸锭进行如下的热加工处理，(1)对铸锭进行短时低温热处理，短时低温处理工艺为400～450℃/0.5～3h，升温速率20～40℃/h，热轧工艺具体为：开轧温度：410～460℃；终轧温度：高于300℃，道次压下量5～20％，轧制变形量80～99％，轧制方式：单向轧制；(2)单级热处理调控合金沉淀相、溶质元素分布状态以及初始再结晶组织具体包括：430～470℃/10～20h，升温速率大于100℃/min，降温速率大于200℃/min；(3)顺序进行多道次小变形量超低温深冷轧变形+双级热处理+多道次小变形量超低温深冷轧变形具体包括：多道次小变形量超低温深冷轧变形：将样品浸泡于液氮中保温15～35min，然后对其进行多道次小变形量轧制，道次压下量0.1～0.2mm，3道次变形以上置于液氮中保温1次，总道次数量＞20道次，总变形量：35～50％；双级热处理工艺为：首先分别进行300℃/0.5～1.5h低温热处理，然后取出后直接置于400～460℃退火炉中进行0.5～3h中间退火，冷却方式采用空冷；再次进行的多道次小变形量超低温深冷轧变形工艺为：将样品浸泡于液氮中保温15～35min，然后对其进行多道次小变形量轧制，道次压下量0.1～0.2mm，3道次变形以上置于液氮中保温1次，总道次数量＞20道次，总变形量：40～55％；(4)低温预处理+高温短时固溶处理具体工艺为：首先直接将样品放入温度稳定的热处理炉内进行300℃/0.5～2h低温预处理，然后取出后直接置于热处理炉中进行460～477℃/5～15min的高温短时固溶处理，升温速率大于30℃/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的降温速率淬火冷却到室温；(5)等温预时效处理具体包括：温度范围100～130℃，时间0.5～2h。EBSD表征预时效态合金晶粒组织分布特征如图5所示，拉伸性能如表2所示。
表2不同热加工工艺处理后预时效态合金板材拉伸性能数据汇总
Figure BDA0002510401820000101
随着汽车数量的增加，燃油消耗逐年递增，汽车轻量化势在必行。近年来，汽车轻量化进程已得到快速发展，车身外板和内板使用量和性能均获得大幅提升，尤其近年来针对车身外板对高成形性和高烤漆硬化铝合金的迫切需求，已经在开发新合金和新工艺方面进行了大量研究，并取得了显著进展，并在实际车型上也获得较多应用。但是随着使用量的增加，研究和应用过程中发现如果车身结构件仍然使用钢材制造，而车身外板使用铝合金制造，不仅会引发钢铝连接困难等问题，而且即使连接后也容易在烤漆时诱发铝合金车身外板的永久性塑性变形，以及钢铝连接件间电位差异大产生的腐蚀问题等。因此，急需开发高成形性7xxx系铝合金板材，使其能够用于车身结构件的制造，从而有效避免上述钢铝连接时和连接后存在的问题。考虑到合金基体内晶粒尺寸、取向、分布以及相互搭配等对其成形性能影响显著，如何有效设计和调控合金的晶粒尺寸分布十分关键。基于此，本发明提出如果粗晶和细晶能够交替分布于合金基体内，那么合金板材在冲压成形时不同尺寸晶粒之间就会表现出较好的协调变形能力，对于大幅提高合金板材的室温冲压成形性能非常有益。为此，本发明提出了如下调控思路，即，首先对合金板材进行热轧变形，然后对其进行均匀化热处理，这不仅可以缩短均匀化热处理的时间，而且还可以影响合金板材的回复再结晶过程。溶质浓度较低区域应变储能较低，再结晶形核速率较低，而溶质元素浓度较高区域应变储能较高有利于再结晶形核速率的提高，这样必然会使得合金在均匀化热处理过程中就可以形成粗晶和细晶交替分布的组织特征。随后再辅以小变形多道次深冷轧变形调控，必然又会更进一步增加合金基体内不同区域局部应变储能的差异程度，然后对其进行低温处理可以使得应变储能较高和较低区域均发生降低，但是应变储能较高的部分区域仍会残留较高应变储能，其在随后的高温热处理过程中会快速发生再结晶形核和长大，而应变储能较低的区域经低温预处理后储能会进一步降低，即使在高温处理也难以诱发再结晶形核和长大。因此，经低温和高温双级中间退火处理后必然会在合金基体内进一步促进粗晶和细晶交替分布组织特征的形成。随后进一步对其进行多道次小变形量深冷轧变形，以及低温预处理和高温短时固溶处理调控，固溶淬火态合金基体内必然会出现更加明显的粗晶和细晶交替分布组织特征。同时若再辅以合适的预时效工艺调控，合金板材会析出大量细小稳定的溶质原子团簇，表现出优异的抗自然时效稳定性，同时具有较低的强度，这非常有利于合金板材室温冲压成形性能的提高。根据实施例1所制备的合金组织和性能，可以看出，即使固溶之前不进行低温预处理调控，预时效态合金基体内也会形成一定的粗晶和细晶相互搭配的组织特征(如图2所示)，此时合金的成形性能已经显著高于传统7xxx系铝合金的，表征冲压成形性能的平均塑性应变比r值可达0.625(如表2所示)。进一步改变中间退火预处理温度(即采用100℃)，并在固溶之前也施加相同的低温预处理，预时效态合金板材的平均r值获得了提高，升高至0.684。预时效态EBSD组织表征也表明，合金基体内确实存在粗晶和细晶交替分布的组织特征(如图3所示)。进一步增加中间退火预处理温度(即采用200℃)，并在固溶之前也施加相同的低温预处理，可以发现合金的平均塑性应变比进一步获得了升高，达到0.699(如表2所示)。此时，合金基体内粗晶和细晶交替分布的组织特征比实施例1和实施例2均有所增加(如图4所示)。这主要由于固溶之前施加200℃低温预处理可以有效调控合金基体内不同区域的应变储能，与实施例1相比，由于实施例1固溶前未施加低温预处理，直接高温处理容易同时诱发所有区域形核，减弱粗晶和细晶交替分布程度；而与实施例2相比，由于预处理温度升高，其可以有效影响冷轧基体内的应变储能。所以，最终经200℃低温预处理的实施例3对应的合金成形性能最佳。但是如果进一步增加预处理温度，由表2可以看出，合金的成形性能又开始降低，虽然幅度不大，但是确实低于实施例3对应合金的性能。同时，经300℃低温预处理调控后的实施例4所制备的合金基体内晶粒组织也发生了显著变化，由图5可以看出，合金整体晶粒尺寸有所增加，说明预处理温度增加到300℃可能已经在高应变区域诱发了再结晶的发生。由此可见，合适的热加工调控对于7xxx系铝合金内粗晶和细晶交替分布组织特征影响显著，合理的组织特征才能有效促进该系合金室温冲压成形性能的提高。
综上所述，本发明通过对Al-Zn-Mg-Cu系合金铸锭进行独特的热加工过程调控后，不仅可以使得固溶淬火态合金基体内形成粗晶和细晶交替分布的组织特征，而且还可以经预时效调控后具有优异的抗自然时效稳定性和较低的强度，最终预时效态合金板材表现出优异的室温冲压成形性能。这对于该系合金板材用于车身结构件的实际应用具有重要的推动作用。此外，对于其他领域用高成形性和高强度铝合金的开发、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 (9)

1.一种提高车身结构铝合金板材室温成形性能的组织调控方法，其特征在于，所述车身结构用高成形性铝合金为Al-Zn-Mg-Cu系合金，所述方法具体包括：
(1)配制车身结构用高成形性Al-Zn-Mg-Cu系合金，然后在非真空下利用中频感应熔炼合金，并将其浇铸在水冷钢模具内，控制冷却速率大于50℃/min；
(2)对铸锭进行短时低温热处理，然后直接取出进行400～460℃热轧变形；
(3)热轧板材随后在420～470℃下进行单级热处理调控沉淀相、溶质元素分布以及初始再结晶组织；
(4)顺序进行多道次小变形量超低温深冷轧变形+双级热处理+多道次小变形量超低温深冷轧变形；
(5)低温预处理+高温短时固溶处理，随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度淬火冷却到室温；
(6)将淬火态试样在1min内转移到时效炉内进行90～130℃等温预时效处理。
2.根据权利要求1所述的一种提高车身结构铝合金板材室温成形性能的组织调控方法，其特征在于，步骤(1)中，所述Al-Zn-Mg-Cu系合金的化学成分及其质量百分比含量为：Zn：4.5～5.5wt％，Mg：1.1～1.8wt％，Cu：1.1～1.8wt％，Ni：0.01～0.05wt％，Mn：0.05～0.2wt％，Ti：0.05～0.15wt％，B<0.01wt％，Si<0.01wt％，余量为Al。
3.根据权利要求1或2所述的一种提高车身结构铝合金板材室温成形性能的组织调控方法，其特征在于，所述Al-Zn-Mg-Cu系合金的化学成分及其质量百分比含量为：Zn：4.8～5.5wt％，Mg：1.3～1.6wt％，Cu：1.2～1.6wt％，Ni：0.01～0.03wt％，Mn：0.06～0.1wt％，Ti：0.06～0.11wt％，B<0.01wt％，Si<0.01wt％，余量为Al。
4.根据权利要求1所述的一种提高车身结构铝合金板材室温成形性能的组织调控方法，其特征在于，步骤(1)中，在非真空下利用中频感应熔炼合金工艺为：首先将普铝全部加入坩埚并熔化，温度控制在780～880℃，然后分别添加Al-10wt％Mn，Al-10wt％Ti中间合金，待熔化后再添加Al-50wt％Cu中间合金，然后大功率搅拌熔体3-6min，随后将温度控制在720℃以上，分别添加纯Zn和纯Mg，添加Mg时用石墨钟罩将其分别压入熔体底部，待其彻底溶化后取出钟罩，调控中频感应炉功率使合金熔体温度重新稳定在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718-725℃保温9-11min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内，控制冷却速率大于60℃/min。
5.根据权利要求1所述的一种提高车身结构铝合金板材室温成形性能的组织调控方法，其特征在于，步骤(2)中，短时低温处理工艺为400～450℃/0.5～3h，升温速率20～40℃/h，热轧工艺具体为：开轧温度：410～460℃；终轧温度：高于300℃，道次压下量5～20％，轧制变形量80～99％，轧制方式：单向轧制。
6.根据权利要求1所述的一种提高车身结构铝合金板材室温成形性能的组织调控方法，其特征在于，步骤(3)中，单级热处理调控合金沉淀相、溶质元素分布状态以及初始再结晶组织具体包括：430～470℃/10～20h，升温速率大于100℃/min，降温速率大于200℃/min。
7.根据权利要求1所述的一种提高车身结构铝合金板材室温成形性能的组织调控方法，其特征在于，步骤(4)中，顺序进行多道次小变形量超低温深冷轧变形+双级热处理+多道次小变形量超低温深冷轧变形具体包括：多道次小变形量超低温深冷轧变形：将样品浸泡于液氮中保温15～35min，然后对其进行多道次小变形量轧制，道次压下量0.1～0.2mm，3道次变形以上置于液氮中保温1次，总道次数量>20道次，总变形量：35～50％；双级热处理工艺为：首先分别进行50～350℃/0.5～1.5h低温热处理，然后取出后直接置于400～460℃退火炉中进行0.5～3h中间退火，冷却方式采用空冷；再次进行的多道次小变形量超低温深冷轧变形工艺为：将样品浸泡于液氮中保温15～35min，然后对其进行多道次小变形量轧制，道次压下量0.1～0.2mm，3道次变形以上置于液氮中保温1次，总道次数量>20道次，总变形量：40～55％。
8.根据权利要求1所述的一种提高车身结构铝合金板材室温成形性能的组织调控方法，其特征在于，步骤(5)中，低温预处理+高温短时固溶处理具体工艺为：首先直接将样品放入温度稳定的热处理炉内进行50～350℃/0.5～2h低温预处理，然后取出后直接置于热处理炉中进行460～477℃/5～15min的高温短时固溶处理，升温速率大于30℃/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的降温速率淬火冷却到室温。
9.根据权利要求1所述的一种提高车身结构铝合金板材室温成形性能的组织调控方法，其特征在于，步骤(6)中，等温预时效处理具体包括：温度范围100～130℃，时间0.5～2h。
CN202010460521.0A 2020-05-27 2020-05-27 一种提高车身结构铝合金板材成形性能的组织调控方法 Expired - Fee Related CN111549266B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202010460521.0A CN111549266B (zh) 2020-05-27 2020-05-27 一种提高车身结构铝合金板材成形性能的组织调控方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202010460521.0A CN111549266B (zh) 2020-05-27 2020-05-27 一种提高车身结构铝合金板材成形性能的组织调控方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN111549266A true CN111549266A (zh) 2020-08-18
CN111549266B CN111549266B (zh) 2021-06-25

Family

ID=71999111

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202010460521.0A Expired - Fee Related CN111549266B (zh) 2020-05-27 2020-05-27 一种提高车身结构铝合金板材成形性能的组织调控方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN111549266B (zh)

Cited By (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111893356A (zh) * 2020-08-26 2020-11-06 合肥工业大学 一种高强稀土铝合金的制备工艺
CN112553548A (zh) * 2020-11-12 2021-03-26 淮阴工学院 一种铝镁合金焊丝强韧性提高方法
CN112981198A (zh) * 2021-02-05 2021-06-18 太原理工大学 一种高强韧铝锂合金薄板的短流程制备方法
CN113930647A (zh) * 2021-10-11 2022-01-14 北京工业大学 一种提高Si微合金化的AlZnMgCu合金强度的热处理工艺
CN114086039A (zh) * 2020-08-24 2022-02-25 南京理工大学 一种高强高韧纳米片层结构铝镁合金制备方法
CN114196843A (zh) * 2021-12-01 2022-03-18 昆山风雷益铝业有限公司 一种高强度铝合金板制备工艺及铝合金板
CN114293062A (zh) * 2021-12-09 2022-04-08 昆明冶金研究院有限公司北京分公司 一种弹性元器件用高强导电抗软化Cu-Ti合金及其制备方法
WO2022086997A1 (en) * 2020-10-20 2022-04-28 Arconic Technologies Llc Improved 7xxx aluminum alloys
CN114540728A (zh) * 2022-02-23 2022-05-27 百色工段长智能装备有限公司 一种均匀性铝合金板材制备方法
CN114561577A (zh) * 2022-03-03 2022-05-31 中铝瑞闽股份有限公司 一种超高强度7系铝薄板的制备方法
CN114737142A (zh) * 2022-06-13 2022-07-12 中国航发北京航空材料研究院 一种铝合金铸件振动时效与深冷处理低应力耐蚀制备方法
CN115627374A (zh) * 2022-10-24 2023-01-20 江苏理工学院 一种电弧焊接用7xxx高强铝合金丝材及其制备方法
CN115846403A (zh) * 2022-09-23 2023-03-28 贵州大学 一种具有大量层错和形变纳米孪晶的长棒状相组织的钴基合金及其制备方法
US11913104B2 (en) 2022-06-22 2024-02-27 Wuhan University Of Technology Short-process high-performance forming method of high-strength aluminum alloy, and use thereof

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2002010468A1 (fr) * 2000-08-01 2002-02-07 Federalnoe Gosudarstvennoe Unitarnoe Predpryatie 'vserossiysky Nauchno-Issledovatelsky Institut Aviatsionnykh Materialov' Alliage hautement resistant a base d'aluminium et article fabrique a partir de cet alliage
CN104404323A (zh) * 2014-12-12 2015-03-11 西南铝业（集团）有限责任公司 一种7xxx铝合金的热顶铸造工艺及其铝合金
CN107354411A (zh) * 2017-07-11 2017-11-17 东北大学 一种纳米晶铝合金板材的制备方法
CN108220717A (zh) * 2016-12-21 2018-06-29 奥科宁克公司 高锌铝合金产品
CN109735746A (zh) * 2019-03-01 2019-05-10 吉林大学 一种提高铝合金热稳定性及超塑性的制备方法
CN111057980A (zh) * 2019-12-17 2020-04-24 北京科技大学 一种汽车用高成形性铝合金异构组织的过程调控方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2002010468A1 (fr) * 2000-08-01 2002-02-07 Federalnoe Gosudarstvennoe Unitarnoe Predpryatie 'vserossiysky Nauchno-Issledovatelsky Institut Aviatsionnykh Materialov' Alliage hautement resistant a base d'aluminium et article fabrique a partir de cet alliage
CN104404323A (zh) * 2014-12-12 2015-03-11 西南铝业（集团）有限责任公司 一种7xxx铝合金的热顶铸造工艺及其铝合金
CN108220717A (zh) * 2016-12-21 2018-06-29 奥科宁克公司 高锌铝合金产品
CN107354411A (zh) * 2017-07-11 2017-11-17 东北大学 一种纳米晶铝合金板材的制备方法
CN109735746A (zh) * 2019-03-01 2019-05-10 吉林大学 一种提高铝合金热稳定性及超塑性的制备方法
CN111057980A (zh) * 2019-12-17 2020-04-24 北京科技大学 一种汽车用高成形性铝合金异构组织的过程调控方法

Cited By (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114086039B (zh) * 2020-08-24 2022-05-20 南京理工大学 一种高强高韧纳米片层结构铝镁合金制备方法
CN114086039A (zh) * 2020-08-24 2022-02-25 南京理工大学 一种高强高韧纳米片层结构铝镁合金制备方法
CN111893356A (zh) * 2020-08-26 2020-11-06 合肥工业大学 一种高强稀土铝合金的制备工艺
WO2022086997A1 (en) * 2020-10-20 2022-04-28 Arconic Technologies Llc Improved 7xxx aluminum alloys
CN112553548A (zh) * 2020-11-12 2021-03-26 淮阴工学院 一种铝镁合金焊丝强韧性提高方法
CN112553548B (zh) * 2020-11-12 2021-10-19 淮阴工学院 一种铝镁合金焊丝强韧性提高方法
CN112981198A (zh) * 2021-02-05 2021-06-18 太原理工大学 一种高强韧铝锂合金薄板的短流程制备方法
CN112981198B (zh) * 2021-02-05 2022-02-25 太原理工大学 一种高强韧铝锂合金薄板的短流程制备方法
CN113930647A (zh) * 2021-10-11 2022-01-14 北京工业大学 一种提高Si微合金化的AlZnMgCu合金强度的热处理工艺
CN114196843A (zh) * 2021-12-01 2022-03-18 昆山风雷益铝业有限公司 一种高强度铝合金板制备工艺及铝合金板
CN114293062A (zh) * 2021-12-09 2022-04-08 昆明冶金研究院有限公司北京分公司 一种弹性元器件用高强导电抗软化Cu-Ti合金及其制备方法
CN114540728A (zh) * 2022-02-23 2022-05-27 百色工段长智能装备有限公司 一种均匀性铝合金板材制备方法
CN114561577A (zh) * 2022-03-03 2022-05-31 中铝瑞闽股份有限公司 一种超高强度7系铝薄板的制备方法
CN114737142A (zh) * 2022-06-13 2022-07-12 中国航发北京航空材料研究院 一种铝合金铸件振动时效与深冷处理低应力耐蚀制备方法
CN114737142B (zh) * 2022-06-13 2022-08-30 中国航发北京航空材料研究院 一种铝合金铸件振动时效与深冷处理低应力耐蚀制备方法
US11913104B2 (en) 2022-06-22 2024-02-27 Wuhan University Of Technology Short-process high-performance forming method of high-strength aluminum alloy, and use thereof
CN115846403A (zh) * 2022-09-23 2023-03-28 贵州大学 一种具有大量层错和形变纳米孪晶的长棒状相组织的钴基合金及其制备方法
CN115846403B (zh) * 2022-09-23 2023-08-15 贵州大学 一种具有大量层错和形变纳米孪晶的长棒状相组织的钴基合金及其制备方法
CN115627374A (zh) * 2022-10-24 2023-01-20 江苏理工学院 一种电弧焊接用7xxx高强铝合金丝材及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN111549266B (zh) 2021-06-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN111549266B (zh) 一种提高车身结构铝合金板材成形性能的组织调控方法
CN108048702B (zh) 一种兼具高强度和高成形性车用铝合金板材的制备方法
CN111593239B (zh) 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
CN111575548B (zh) 综合性能优异的6系铝合金汽车外板及其制备方法
CN111057980B (zh) 一种汽车用高成形性铝合金异构组织的过程调控方法
CN110885942B (zh) 一种适用于热冲压成形-淬火一体化工艺的中强7xxx系铝合金板材
CN104372210B (zh) 一种汽车用低成本高成形性铝合金材料及其制备方法
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
WO2015109893A1 (zh) 快速时效响应型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金及其制备方法
CN101880802B (zh) 汽车车身板用Al-Mg系高镁铝合金及其制造方法
CN108642331B (zh) 一种用于汽车板的6181铝合金及其制备方法
CN110629075A (zh) 一种高强度高延伸率铝合金板材及其制造方法
CN103509980A (zh) Al-Mg-Si-Cu-Zn系铝合金、其制备方法及其应用
CN112375943A (zh) 一种高成形性6111铝合金汽车板的制备工艺
CN113913654A (zh) 一种电动汽车电池包下壳体用6系铝板材的制备方法
CN101885000B (zh) 提高6111铝合金汽车板冲压成形性的加工处理方法
CN110983129B (zh) 一种提高汽车用铝合金板材弯边性能的一体化过程调控方法
CN115852277B (zh) 一种低能耗的7000系铝合金热冲压板料预处理方法
CN106521377A (zh) 一种6009铝合金板材的制备方法
CN115094256B (zh) 一种提高车身结构铝合金板材室温成形性能的梯度组织调控方法
CN111057979B (zh) 一种车用高性能铝合金原生相离散的复合物理场调控方法
CN101590591B (zh) 容易焊接的高强度铝合金型材的制作方法
CN112746202A (zh) 一种汽车车身用铝合金薄板及其生产方法
CN104451477A (zh) 提高6xxx系铝合金烘烤硬化性能及自然时效稳定性的热处理方法

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: 20210625