CN1158148A - 铝合金以及制造铝合金板的方法 - Google Patents

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Abstract

一种含有镁、硅和任选的铜的铝合金，其重量百分含量示于图中，即大约落入下列3种范围中的一种范围内：(1)0.4≤Mg＜0.8，0.2≤Si＜0.5，0.3≤Cu≤3.5；(2)0.8≤Mg≤1.4，0.2≤Si＜0.5，Cu≤2.5；和(3)0.4≤Mg≤1.0，0.5≤Si≤1.4，Cu≤2.0。该合金还可含有至少一种选自≤0.4wt％Fe、≤0.4wt％Mn、≤0.3wt％Zn的添加元素，以及少量的至少一种其它元素，例如Cr、Ti、Zr和V。通过铸造该合金，该合金可制造成适于带铸机的板材，铸造时的从合金中排热的速度为在至少至合金凝固时不会产生板材的壳变形和过量表面偏析。然后将该合金进行固溶热处理以重溶析出的颗粒，并进行冷却，冷却速度为可产生适用于汽车面板的T4回火和潜在T8X回火强度。通过这些措施，可以有效并经济地制造适于汽车用途的面板。

Description

铝合金以及制造铝合金板的方法
技术领域
本发明涉及铝合金以及由所用铝合金连续制造板材，特别是汽车用板材的方法。更具体地，本发明涉及Al-Mg-Cu-Si和Al-Mg-Si合金以及适用于这些合金的方法。
背景技术
为了减小汽车重量，在汽车工业中已日益增加地用铝合金面板代替钢面板。当然，较轻的面板有助于减小汽车重量，这可减少油耗，但由于采用铝合金面板，增加了对铝合金品种的需求。为了能适合于汽车应用，铝合金板制品必须在所处的T4回火条件下具有良好的成型性，以使其可弯曲成成形为所需形状，而不产生裂纹、破裂或折皱。同时，该合金面板在喷漆和烘烤后必须具有足够的强度以抵抗凹痕和承受其它冲击。
AA(铝协会)2000和6000系列中的几种铝合金通常可用作汽车面板应用。AA6000系列合金有镁和硅，可含也可不含铜，根据Cu含量可分为AA2000系列合金。这些合金在T4回火条件下可成型并且喷漆和烘烤后是较强的。因为需要较薄和较轻面板，需要在喷漆和烘烤后能明显增加强度以满足这些需求。
另外，已知的用于由合金制造适于汽车面板的板材的方法包括相当复杂和昂贵的工艺，这种工艺通常包括熔融合金的半连续直冷(DC)铸造成锭、将铸锭扒皮(每个轧制平面扒约1/4英寸)以改善表明质量、在500-580℃温度，使该合金均匀化1-48小时，以及热轧和冷轧成所需的尺寸。然后将轧材在连续热处理线上进行固溶热处理，温度为500-575℃，时间为5分钟或更短，快速淬火并自然时效48小时或更少时间。在这种工艺中，扒皮和均匀化步骤是特别麻烦的。还有，从铸造步骤至热轧后的二次轧制的制造过程中，均匀化步骤使板材的这一制造过程不能以基本连续的方式进行。
因此，需要对合金进行改进，并改进由该合金制造板材的方法。
发明内容
本发明的目的是提供一种新合金，该合金使得制造合金板材的工序简化，该板材的一个用途是用于汽车。
本发明的另一目的是提供一种铝合金，该合金可用带铸工艺制成带，材，然后转变成特别适于汽车应用的板材。
本发明的又一目的是提供一种制造合金板材的改进工艺，该工艺避免了对铸锭的扒皮和合金均匀化这些需求。
本发明的再一目的是提供一种具有改进喷漆烘干固化后强度的合金制品。
本发明的另一目的是提供一种淬火方法，以通过带铸或其它方法而不用扒皮得到较强的铝合金。
本发明的其它目的和优点通过下述说明变得更加清楚。
依据本发明的一方面，提供了一种铝合金板，该合金板是由双带铸方法及热和冷轧方法制成的，其特征在于该板的铝合金含有镁、硅和铜，镁和硅的重量百分比含量落入附图1中ABCDEF区域内，铜的含量在图1的BHGI区域内为图1中虚线所示等值线与0.3wt％之间，在HAFG和IEDC区域内为图1中虚线所示等值线与0wt％之间；以及该合金是由双带铸造方法制造的，所述双带铸造方法以下述公式定义的范围内的排热速度进行：
热通量下限(MW/m2)＝2.25+0.0183ΔTf
热通量上限(MW/m2)＝2.86+0.0222ΔTf
合金凝固范围下限＝30℃
合金凝固范围上限＝90℃其中ΔTf是该合金的凝固范围，以摄氏度表示。
该合金还可含有至少一种选自≤0.4wt％Fe、≤0.4wt％Mn和≤0.3wt％Zn的添加元素，和少量的至少一种其它元素，如Cr、Ti、Zr和V，Cr+Ti+Zr+V的总含量不大于0.3wt％(以合金重量计)。
依据本发明的另一方面，提供了一种含镁、硅和任选的铜的铝合金板，其特征在于该板的铝合金含有镁、硅和铜，镁和硅的重量百分比含量落入附图1中ABCDEF区域内，铜的含量在图1的BHGI区域内为图1中虚线所示等值线与0.3wt％之间、在HAFG和IEDC区域内为图1中虚线所示等值线与0wt％之间；以及该板在自然时效和矫直或矫平之后具有90-175MPa的T4回火强度，及通过选自下列处理后具有至少170MPa的潜在T8X回火强度：(a)在500-570℃温度范围内固溶热处理该板，然后按冷却方案冷却该板，该冷却方案包括以大于约10℃/秒但不大于约2000℃/秒速度冷却至350℃-220℃，之后以大于1℃/秒但不大于50℃/秒速度冷却至270℃-140℃，然后以大于5℃/分但小于20℃/秒速度冷却至120℃-50℃，最后以小于约10℃/小时速度冷却至环境温度；(b)在500-570℃温度范围内固溶热处理该板，然后按冷却方案冷却该板，该冷却方案包括以大于约10℃/秒但不大于约2000℃/秒速度冷却至350℃-220℃，之后以大于1℃/秒但不大于50℃/秒速度冷却至270℃-140℃，然后以大于5℃/分但小于20℃/秒速度冷却至120℃-50℃，卷取该板，最后以小于约10℃/小时速度冷却至环境温度；或者(c)在500-570℃固溶热处理该板，之后使用选自水、水雾或强制空气的方法强制冷却该板并在50-100℃温度卷取该板，然后以小于约10℃/小时速度使带卷冷却。
在本发明的后一方面中，该合金板或者可以通过带铸随后热轧和冷轧进行制造，如本发明的其它方面，或者通过常规方法制造例如直冷铸造随后扒皮、均匀化、热轧和冷轧。
依据本发明的又一方面，提供了一种制造特别适于汽车应用的铝合金板材的方法，其中在带铸机中铸造铝合金并从合金中排出热而制得合金板坯，热轧和冷轧该板坯成板，固溶处理该板以重溶析出的颗粒并冷却该板；其特征在于该合金含有镁、硅和铜，镁和硅的重量百分比含量落入附图1中ABCDEF区域内，铜的含量在图1的BHGI区域内为图1中虚线所示等值线与0.3wt％之间，在HAFG和IEDC区域内为图1中虚线所示等值线与0wt％之间；以及在带铸机中从合金中排热的速度落入附图3中相应于合金凝固范围的阴影带内。
依据本发明的再一方面，提供了一种将适于汽车应用的T4和T8X回火用于铝合金板的方法，其特征在于将该板进行选自下列的处理：(a)在500-570℃温度范围内固溶热处理该板，然后按冷却方案冷却该板，该冷却方案包括以大于约10℃/秒但不大于约2000℃/秒速度冷却至350℃-220℃，之后以大于1℃/秒但不大于50℃/秒速度冷却至270℃-140℃，然后以大于5℃/分但小于20℃/秒速度冷却至120℃-50℃，最后以小于约10℃/小时速度冷却至环境温度；(b)在500-570℃温度范围内固溶热处理该板，然后按冷却方案冷却该板，该冷却方案包括以大于约10℃/秒但不大于约2000℃/秒速度冷却至350℃-220℃，之后以大于1℃/秒但不大于50℃/秒速度冷却至270℃-140℃，然后以大于5℃/分但小于20℃/秒速度冷却至120℃-50℃，卷取该板，最后以小于约10℃/小时速度冷却至环境温度；或者(c)在500-570℃固溶热处理该板，之后使用选自水、水雾或强制空气的方法强制冷却该板并在50-100℃温度卷取该板，然后以小于约10℃/小时速度使带卷冷却；以及该铝合金含有镁、硅和任选的铜，镁和硅的重量百分比含量落入附图1中ABCDEF区域内，铜的含量在图1的BHGI区域内为图1中虚线所示等值线与0.3wt％之间，在HAFG和IEDC区域内为图1中虚线所示等值线与0wt％之间。
在上面刚刚定义的本发明该方面中，该板优选于120-150℃温度之间脱离强制冷却，并且该板优选于60-85℃温度之间卷取。当使用冷至120-150℃的强制冷却时，该板优选地经过一收集器，在该收集器中将其进一步冷却至50-100℃，优选60-85℃，然后在该温度下卷取。本发明中固溶热处理后的冷却步骤可称作控制淬火工艺。
本发明还涉及适于汽车应用的新合金和板材，该合金和板材适用于本发明的方法或由本发明的方法制造。
本公开内容中所涉及的一个参考标准是金属回火T4和T8X。称作T4的回火是公知的(例如见铝标准和数据(1984)，第11页，由铝协会出版)。本发明的合金在该热处理之后继续改变拉伸强度，并且在使用前一般要经过矫平或矫直处理。因此所称的T4性能是属于板的，该板已经在本发明热处理之后经过至少48小时的自然时效并且随后经过拉伸矫直处理。这与这类合金常规的工业生产相一致。回火T8X不太公知，它是指已经过2％拉伸变形且随后于170℃处理20分钟或于177℃处理30分钟后的T4回火材料，以表示汽车面板通常所进行的附加喷漆固化处理。潜在的T8X回火性能是指这样的性能，即所给定成分的材料进行加工步骤和热处理后在后面的处理如喷漆-烘烤步骤(即相当于T8X回火)中所具有的性能。
上述作出的组成界限的原因第一是为了达到下面表1所列的拉伸和可成形性能之目的，第二是为了避免由主合金化添加元素形成第二相组成物颗粒，该颗粒在固溶热处理过程中不能被重溶，因此不但无助于材料的强度反而有害于可成形性。第三，上述成分界限是为了保证主要合金化添加元素的最小固溶度温度范围为至少20℃，而优选地为大于40℃，以确保在连续带材生产线中能有效地进行固溶热处理，而不致接近于偏析温度，也不会造成带材发生断裂。
当用带铸法制造上述合金时，本发明的特殊的和意外的特点是无需均匀化和扒皮即可得到具有所需T4和潜在T8X性能的汽车板。已经发现，只有当以特定的热通量从带材上排热来进行带铸造，才能得到上述结果，热通量与合金凝固范围(ΔTf)相关，即需要热通量位于由下面公式所确定的范围内，热通量是合金凝固范围的函数，这些公式如下：
热通量下限(MW/m2)＝2.25+0.0183ΔTf
热通量上限(MW/m2)＝2.86+0.0222ΔTf
合金凝固范围下限＝30℃
合金凝固范围上限＝90℃其中ΔTf是该合金的凝固范围，以摄氏度表示。
附图简述
图1是说明本发明铝合金的Mg、Si和任选的Cu含量的曲线图；
图2是类似图1的曲线图，说明优选合金的成分；
图3是曲线图，说明了可接受的本发明合金随凝固范围变化的排热速度；
图4是类似于图1的曲线图，说明了适于特别优选的特殊淬火工艺的合金成分；
图5是示意图，说明本发明优选的方法实施例所进行的步骤。
实现本发明的最佳方式
尽管本发明的合金可用作其它目的(如罐装用板材、建筑用板材等)，但还是期望主要用作汽车应用的合金，如面板和外壳。因此，该合金应具有所需的相对低的T4强度(如在90-175MPa范围内)以易于用自动制造设备使零件成形，但要具有相对高的最终的T8X强度(如170MPa或更大，较优选地为200MPa或更大)，该强度是通常的汽车喷漆和烘烤工序的结果所产生的，为了提供高的抗凹痕性。当然还需要其它性能，例如良好的耐蚀性、良好的表面质量等。这些所需的性能和其它列于下面表1中：
表1
    性能     数值
    屈服强度，T4[1]     90-175MPa
    屈服强度，T8X[2]     ≥170MPa优选≥200MPa
    总延伸率，％     ≥25
    杯突试验高度(英寸)     ≥0.33
    弯曲半径与板厚比值，r/t     ≤1
    塑性各向异性，R     ≥0.60
[1]T4指这样的条件，即该合金已经固溶热处理，自然时效≥48小时之后进行矫平或矫直处理。
[2]T8X指这样的条件，即T4材料已经过2％的拉伸并进行在170℃的20分钟或177℃的30分钟的人工时效。
对于很多汽车板应用来说，T8X至少为170MPa即得到合适的烤漆后的强度，但对于汽车车体部分是最严格的，T8X至少为200MPa，更高的值通常是优选的，因此本发明优选的T8X值是至少200Mpa。
依据本发明的第一方面，已经发现AA2000和AA6000系列的某些Al-Cu-Mg-Si和Al-Mg-Si合金不仅能制造成具有很多上述所需特点的板材，而且出人意料地是可以通过包括带铸如双带铸而无需随后对所得铸锭表面扒皮以及均匀化制品的工序即可铸造。这意味着可以从铸造至二次轧制基本连续地制造适于汽车应用的板材，因此简化了制造工艺。
具有这一优点的铝合金是其成分落入图1曲线上标注数值范围内的那些。该数值由边界ABCDEF(这限定了合金中可允许的镁和硅的含量)、在边界ABCDEF内的上端的等值线10(以虚线示出)(这限定了具有特定镁和硅含量的合金的最大铜含量)、以及边界ABCDEF内的下端的表面(未示出)(这限定了具有特定镁和硅含量的合金的最小铜含量)所确定。该下端的表面在区域I(BHGI)内位于铜含量为0.3wt％处，在区域II(HAFG)内位于铜含量为0wt％处，在区域III(IEDC)内位于铜含量为0wt％处。
因此，落入所确定数值范围内 的有效合金是大约具有下Mg、Si和Cu含量的那些(以合金总量的wt％计)：
(1)0.4≤Mg＜0.8， 0.2≤Si＜0.5， 0.3≤Cu≤3.5(区域I)
(2)0.8≤Mg≤1.4， 0.2≤Si＜0.5， Cu≤2.5(区域II)
(3)0.4≤Mg≤1.0， 0.5≤Si≤1.4， Cu≤2.0(区域III)。
将上述范围说成是大约的，这是因为所标出的铜的最大值仅适合于某些Mg和Si含量，而较小的值适合于其它Mg和Si含量，如图1所示。对于特定的Mg和Si含量来说，优选的最大铜含量是其可使固溶度温度范围至少约为40℃的含量。然而，应指出的是，尽管不是优选的，但固溶度范围至少约为20℃也是可接受的。
另外，该合金可任选地含有Fe≤0.4wt％，Mn≤0.4wt％，以及少量的其它元素(如Cr、Ti、Zr和V，应使Cr+Ti+Zr+V的总量不大于0.3wt％)。该合金的平衡含量是铝及通常的或不可避免的杂质。
这些合金也可由再循环使用的金属铸造，在循环金属中可能存在作为杂质的铸锌，因为已对原料金属板进行了预处理。然而，该板仍能满足对锌含量Zn＜0.3wt％的所有要求。
这些合金通常具有30-90℃的凝固范围，这可使其进行带铸以获得可接受的表面特性，并且同时可避免大量的内部和表面偏析以及第二相的形成。但是，汽车板所需的这些性能及T4和T8X性能，要求该带铸工艺在图3所示的热通量范围内进行。另外，该合金在典型的商用热处理线条件下具有至少约20℃更优选至少约40℃的固溶度范围。对于特定的Mg和Si含量，优选的最大Cu含量应小于或等于能使优选的最大固溶度范围至少为40℃的铜含量，该固溶度范围是在典型的商用热处理线条件下所具有的。图1中的Cu等值线表示该优选的铜含量上限。这意味着大量的Mg、Si和Cu(如果存在)通过固溶热处理可被固溶，而不形成小范围成分变化型颗粒。这使得可以在典型商用连续热处理线中成功地加工该板材，而不会造成中断或需要常用的均匀化处理。
优选的合金成分是除了图2中阴影区域INAFEM内所限定的Mg和Si含量之外的前述(并在图1中说明的)的那些。具有在该数值范围内的成分的合金具有最好的铸造特性和最佳的最终性能。
区域INAFEM由下列等式所界定：
Mg＝0.4％(线IM)
Mg＝1.375％-0.75×％Si(线EM)
Si＝0.5％(线EF)
Mg＝1.4％(线AF)
Si＝0.2％(线AN)
Mg＝1.567％-2.333×％Si(线IN)。
在图1和图2中所定义的合金可用任何常用带铸设备进行带铸，例如在US4,061,177(授予Sivilotti)中所述的双带铸机，将该专利文献结合入本文供参考。但是，也可以使用公开在共同待批的美国专利申请序列号NO.08/278,849(1994年7月22日申请，题目为“铸造金属带的工艺和装置以及所用的喷射器”)、或者相同的PCT申请序列号NO.PCT/CA95/00429(1995年7月18申请)中的双带铸机和铸造工艺，将该专利申请中所公开的内容结合入本文供参考。在该后一种装置和工艺中，在将熔融金属铸造在带上之前，用精密方法(如使用静电喷涂装置)将液态分型剂(如天然和合成油的混合物)以均匀薄层(如20  -500μg/cm2)方式涂覆在旋转金属带表面上，在铸造步骤后，随后将该分型剂从铸造表面上完全去除，在该带再次旋转到喷射器之前再次涂覆新的分型剂。该装置还使用柔性喷射器，通过丝网隔板使该柔性喷射器与铸造表面分离开，该丝网隔板将喷射器的重量分布在该铸造表面上而不会损害该表面或干扰液态分型剂层。该设备和工艺使得在旋转带上铸造金属薄带成为可能，以得到具有非常好的表面性能，这在本发明中是有价值的。
无论使用哪种带铸工艺，重要的是保证在铸造期间以一定的速度从熔融金属中排热。如果排热速度太低，则会产生表面气泡或偏析，这导致不可接受的表面光洁度。还有，在铸带中产生的过量偏析和形成的第二相不能通过随后的固溶处理在可接受的时间和温度内被消除。另一方面，当排热速度太高时，则在凝固过程发生表面变形。这会局部中断排热及凝固过程，导致产生粗大第二相颗粒、多孔及裂纹(严重情况下)区域。
已经发现上述现象与铸造的合金的凝固范围(这取决于合金成分)和排热速度(即在凝固过程中通过用于包括该铸造金属的带的热通量)有关。凝固范围和排热速度之间的关系示于图3中，可接受的排热速度以图中的阴影带表示。
在该带左边的材料太软，而在其右边的材料又太强，并可能具有大的金属间和共晶偏析形成。在该带右边的材料的固溶度温度范围也太小。在该带上方的材料表现出壳变形，而在该带下方的材料具有过量的表面偏析。
该阴影带可以用下列公式确定的区域来表示：
热通量下限(MW/m2)＝2.25+0.0183ΔTf
热通量上限(MW/m2)＝2.86+0.0222ΔTf
合金凝固范围下限＝30℃
合金凝固范围上限＝90℃其中ΔTf是该合金的凝固范围，以摄氏度表示。
因此，在带铸机中优选地使用可控装置以从被铸金属中排热，使特定合金的排热速度落在可接受的范围内。这种冷却由带的材质和构造以及所涂覆的分型剂厚度所控制。
在铸造工艺之后，使用常规轧制设备将由此所制得的薄金属带进行常规的热和冷轧，以得到应用所需的最终尺寸。
在该步骤中，至少一些落在图1确定范围内的合金，可进行常规固溶热处理和冷却，以得到具有合适的T4回火性能和合适的最终T8X回火性能的铝合金板。这包括在连续退火和固溶热处理(CASH)线上，于约560℃固溶热处理该冷轧材料，或者在强制空气或水中快速将合金淬火至接近环境温度，然后自然时效该合金2天或更长时间。然而，为在成形、喷漆及烘烤后得到所需的T4回火性能和最终的T8X型回火性能，非常希望至少某些具有落入图1确定范围内的成分的合金能进行特殊工艺的处理，该特殊工艺包括固溶处理、随后进行改进的连续控制冷却处理，其解释如下。
该固溶热处理通常包括将合金板材加热到约500℃-约570℃温度(优选约560℃)，通过该固溶热处理将析出的合金化成分重溶在该合金中。然后进行改进的淬火或冷却工艺。这包括将合金自固溶热处理温度不间断地冷却至一中间温度，然后再以明显更慢的速度不间断地将该铝合金冷却至环境温度。可以以一步或多步冷却至中间目的温度。
优选的淬火方法包括四个不间断的冷却阶段或工序：第一，以大于10℃/秒但小于2000℃/秒的速度从固溶热处理温度冷却至约350℃-约220℃温度；第二，以大于约1℃/秒但小于约50℃/秒的速度从约350℃-约220℃将该合金板冷至约270℃-约140℃；第三，以大于5℃/分但小于20℃/秒的速度进一步冷却至约120℃-约50℃；以及第四，以小于约10℃/小时的速度从约120℃-约50℃冷却至环境温度。
上述淬火方法在将板材冷却至环境温度的最终步骤之前也可包括一个以小于10℃/小时的速度冷却该板材的附加步骤。
另外，该淬火方法可包括用水冷却水雾冷却或强制空气冷却的方法强制冷却该板材，并将该板材冷至50-100℃温度，然后使板材卷以小于约10℃/小时的速度冷却。最优选地是该板材在120-150℃温度时退出强制冷却，并且该板材优选地在60℃-85℃之间温度卷取。当使用强制冷却使板材冷却至120-150℃时，优选地将该板材通过一收集器，在其中该板材进一步冷却至50-100℃，优选为60℃-85℃，之后在该温度卷取。
为了得到合适的最终性能，非常希望对合金进行上述特殊的淬火工艺，所述的这些合金是前面结合图1所述的那些，但是是Mg和Si含量落入图4中IJKIM区域内的那些。区域IJKLM大约是由下列公式所含的区域确定：
Si＝0.5％(线IJ)
Mg＝0.8％(线JK)
Mg＝1.4％-％Si(线KL)
Si＝0.8％(线LM)
Mg＝0.4％(线IM)以及Cu≤2.5％。
事实上，对于在区域IJKLM中Cu+Mg+Si≤1.4wt％的低合金，该控制淬火工艺基本上可满足汽车面板应用所需的最终性能。对于具有在图4中IJKLM值范围外、但在图1中ABCDEF区域内的成分的合金，这一特定工艺是任选的，但还是希望的，因为这可获得改善的性能。
上述类型的合金缺少足够的组成元素，以通过常规淬火工艺产生所需的T4和T8X之间的差别，这确定了T4的可成型性以及喷漆烘烤后的最终强度。对于希望更高T8X(至少200MPa)、或者使用双带铸造材料的情况下，这点是特别重要的。尽管希望不受任何理论的约束，但是相信当使用常规淬火(快速冷却至环境温度即小于45-50℃，然后卷取)时，形成在喷漆烘烤过程中重溶的不稳的析出物或集团，并且促进粗大的、组织不确定的析出物的析出。这导致材料的强度降低。从至少50℃和优选至少60℃的温度使用慢冷(这是本发明的特征)，形成稳定的集团，这在喷漆烘烤过程中促进形成细小的、均匀分散的析出物组织。这组织的结果是具有更高的喷漆烘烤后的强度(T8X值)。
该方法适用于本发明的所有合金，并因此提供了优越性，但特别适用于图4范围内的合金，并且基本上适用于各种低合金。
该控制淬火方法带来了以前在该工艺中未曾认识到的优越性，在所述控制淬火方法中在最终冷却阶段之前于50℃-100℃、优选60-85℃之间的温度卷取板材。认为在最终慢冷阶段之前形成金属卷有助于使金属卷中从一侧到另一侧及从一端到另一端的温度均匀，因此保证了在最终慢冷过程中得到最均匀和最希望的性能。由于在金属卷中的高热传导，以及相对低的金属卷表面积，因而可以实现温度均匀。可使该金属卷自然冷却或用风扇吹冷，但由于这种性质仍能实现温度均匀，并且总的平均冷却速度仍小于10℃/小时。
为了在比正常温度更高的温度卷取该金属，优选地是该金属必须在120-150℃温度离开淬火的快速冷却部分。在卷取之前将其在收集器中进行附加的冷却以使卷取温度落在所希望的范围内。在该收集器中的冷却量取决于板材厚度以及其它因素，但上述范围通常会使卷取温度落入所需范围内。然而，上述温度是指该收集器自身必须特别适合于该收集器，例如通过在进辊上使用高温聚合物涂层。
卷取温度的上限可达100℃，但对于本发明范围内的某些合金，这一温度可能导致过强的T4强度。设定50℃这一下限，以便在冷却至环境温度的同时得到合适的性能(如上所说明的)。然而，对于某些合金，这一温度不会得到全部的优越性，因此优选地在60-85℃温度范围卷取，以适用于本发明的所有合金及条件。
由本发明方法制备的合金板具有良好的贮存质量，也就是说，在于环境温度贮存过程中合金不会发生明显的时效硬化，因此，在喷漆烘烤循环(或者对于不喷漆的金属零件进行模仿喷漆烘烤循环的热处理循环)过程中，通过时效硬化它们可产生高的屈服强度。
本发明的总体优选的方法在图5以简单示意图给出。在双带铸机11中以落入图3中阴影带内的排热速度铸造具有图1中所确定成分的连续金属带10，然后在热轧区12进行热轧。在该轧制步骤中，形成一些析出物。将该热轧制品卷取成带卷14。然后将由带卷14展开的热轧带10在冷轧机15中进行冷轧并卷取成带卷16。然后将冷轧带10从带卷16展开，在区17中进行连续固溶热处理并按上述三种优选的冷却方案的一种进行控制淬火，以重溶并析出和形成颗粒，之后再卷取成带卷18。在自然时效至少48小时后，该成卷的带18为T4回火状态，在随后进行矫直或矫平操作(未示出)后，可售给汽车制造商，该制造商通过变形将带材制成面板20，然后将面板23喷漆并烘烤，则形成为T8X回火态的喷漆的面板22。
通过下面实施例进一步说明本发明，但不限制本发明。
实施例1
用实验规模的带铸机制备全部的9种合金。这些合金的铸态成分列于下面表2中。
表2
合金#                 成分(wt％)
Cu Mg Si Mn Fe
    1   0.75     0.78     0.68     0.16     0.27
    2   0.30     0.50     0.70     0.05     0.22
    3   ＜0.01     0.81     0.89     0.03     0.27
    4   ＜0.01     0.46     0.71     0.03     0.25
    5   ＜0.01     0.61     1.20     0.001     0.18
    6   0.37     0.61     1.19     --     0.18
    7   0.61     0.79     1.38     --     0.18
    8   1.03     0.99     0.29     --     0.20
    9   0.38     1.31     0.38     0.16     0.18
合金#1和#3具有类似于汽车板的成分，该汽车板是用常规DC铸造、扒皮、均匀处理并且轧后进行常规热处理和淬火。合金#1除了Fe含量更高外，其余成分类似于AA6111。合金#3类似一种合金的成分，该合金通过DC铸造并随后成型为汽车应用的板，但该合金没有注册的成分。
合金#1、#2、#4、#8和#9具有落入图2中INAFEM范围内的成分。合金#2和#4还具有落入图4中IJKL范围内的成分，并且合金#2和#4的Mg+Si+Cu分别为1.5％和1.2％。合金#3和#5的成分在本发明的宽范围内，但在图2中INAFEM的范围外。所选的合金#7具有在本发明成分宽范围外的成分。
所有的合金均用实验规模带铸机成功地铸造。该铸造的板坯以约4米/分钟的速度在铜带上铸成2514mm厚、380mm宽。将该铸造板坯再加热到500℃，再热轧至5mm，之后用实验轧机冷轧至2.0和1.2mm。然后将该板材进行模拟连续退火热处理，该热处理包括将板材快速加热至560-5 70℃范围，然后用强制空气淬火，这模拟该类合金所进行的常规热处理。自然时效4天后(以满足T4回火态所需的性能稳定性)测定拉伸性能，对于某些试样在拉伸试验之前进行模拟喷漆烘烤处理，包括拉伸2％随后在177℃处理30分钟(T8X回火)。
这些试样的平均机械性能列于表3中，也包括合金#1(AA6111)和#3的DC铸材的性能。这些试样是在时效后但矫直或矫平操作之前取样的，所述时效是这类合金为使性能稳定而通常所必须的，并且所述矫直或矫平操作是商业生产方法中的一部分。这种矫直或矫平操作可使T4性能提高5-10MPa。
表3
合金设计 厚度(mm)   方向 铸造路线     T4     T8X     ΔYS(T8X-T4)MPa
YS(MPa) UTS(MPa) ％El YS(MPa) UTS(MPa) ％El
    1     1.20.8   连续DC   136.0137.9   279.0280.6     24.324.5   214.0215.8   300.0304.7     21.523.5     78.077.9
    2     1.22.0     LTLT   连续＂＂＂   113.0110.0110.0109.8   234.0233.0232.6234.5     26.024.026.427.0   164.0164.0--   245.0245.0--     22.620.0--     51.054.0--
    3     1.22.0     LTLT   连续＂＂＂DC   136.0133.0134.0130.5152.0   260.6268.0263.0256.0268.0     25.924.025.723.422.5   200.0200.0--203.0   279.0277.0--280.0     22.523.0--20.0     64.067.0--51.0
    4     1.22.0     LTLT   连续＂＂＂     91.089.991.488.9   201.7201.6205.1201.4     29.329.229.829.2   139.4132.4--   215.1211.5--     23.222.3--     48.442.5--
    5     1.0     LT   ＂＂     140.0134.0   267.0265.7     26.527.0   219.8212.3   294.7289.9     21.020.3     79.878.3
    6     1.0     LT   ＂＂     152.2148.8   286.6287.8     27.429.3   235.5236.8   310.8315.1     20.821.2     83.388.0
    7     1.0     LT   ＂＂     186.3179.7   317.0317.2     25.024.2   296.6287.5   354.3352.5     14.914.5     110.3107.8
    8     1.0     LT   ＂＂     101.5100.0   241.8243.0     27.028.1   170.4172.3   265.3268.9     21.121.4     68.972.3
    9     1.0     LT   ＂＂     124.2121.4   260.4265.7     25.425.9   180.9178.6   273.1270.1     24.219.5     56.757.2
合金#1得到了与经DC铸造且在轧制前扒皮和均匀化的AA6111材料非常相似的结果。连铸合金#3与其DC试样相比，在T4整具有稍低的屈服强度和稍高的延伸率，而T8X性能相似。
带铸合金#1、#3、#5、#6、#8和#9全都分别具有所希望的90-175MPa和＞170MPa范围内的T4和T8X屈服强度，并且在进行正常矫直或矫平操作之后也落入这些范围内(如果允许拉伸强度存在一定误差范围)。落入图4中IJKL范围内的合金#2和#4具有的T8X态的屈服强度小于所希望的170MPa。合金#7具有的T4态的屈服强度太高以致不易成型。
除合金#1、#3和#4之外，将其余合金试样也进行相应于本发明热处理的模拟热处理，包括先固溶热处理5分钟、随后强制空气淬火紧接在85℃预时效5小时。除了在85℃预时效8小时之外，合金#4试样也进行类似处理。测量在T4和T8X回火态的拉伸性能并与用常规热处理得到的性能相比，结果列于表4中。
表4
合金# 方向     常规固溶热处理     控制淬火处理
    T4     T8X     T4     T8X
  YS(MPa)   UTS(MPa)   ％El   YS(MPa)   UTS(MPa)   ％El   YS(MPa)   UTS(MPa)   ％El   YS(MPa)   UTS(MPa)   ％El
    2     LT   113.0110.0   234.0233.0     26.024.0   164.0164.0   245.0245.0   22.620.0     90.6-   212.0-     29.0-   240.0-   299.0-     16.3-
    4     LT   91.089.9   202.7202.6     29.329.2   139.4132.4   215.1211.5   23.222.3 83.0 190.2 21.3 214.0 271.2 15.0
    5     LT   140.0134.0   267.0265.7     26.527.0   219.8282.3   294.7289.9   21.020.3     147.3136.0   270.2262.2     25.824.9   269.7262.8   330.1325.8     16.515.9
    6     LT   152.2148.8   286.6287.8     27.429.3   235.5236.8   310.8315.1   20.821.2     151.2147.6   281.9282.6     26.926.0   274.2268.4   337.2336.8     17.315.0
    7     LT   186.3179.7   317.0317.2     25.024.2   296.6287.5   354.3352.5   14.914.5     194.7190.0   318.0318.0     22.322.5   318.3310.9   368.0368.0     10.510.4
    8     LT   101.5100.0   241.8243.6     27.028.6   170.4172.3   265.3268.9   21.121.4     104.2102.7   243.4243.9     27.025.0   199.0194.7   288.0289.0     22.320.2
    9     LT   124.2121.4   260.4255.7     25.425.9   180.9178.6   273.1270.1   24.219.5     114.4110.8   249.9246.9     28.725.4   222.0214.6   305.0298.8     19.517.5
除了合金#7外，所列的所有合金都具有落入所希望范围内的T4和T8X性能。对于最终应用来说，合金#7仍具有太高的T4屈服强度，特别是如果进行上述矫直或矫平后，对于该测量值还会有所增大。
合金#4具有低的T4强度值，但当包括拉伸矫直的作用后，其T4强度值即落入可接受的T4强度值范围内。然而，常规处理板材的T8X性能都低于可接受的170MPa值，而控制淬火处理后的值都大于可接受的170MPa值和优选的200Mpa值。实施例2
用工业带铸机铸造两种合金。将板坯铸造成19mm厚并热轧至5mm厚。然后按实施例1相同方式在实验室处理这两种材料。这两种合金的成分列于表5中。
表5
合金#1     成分  (Wt％)
    Cu     Mg     Si     Mn     Fe
    10     0.01     0.65     0.84     0.05     0.23
    11     0.29     0.52     0.68     0.07     0.21
在4天自然时效后，将板材拉伸则得到T4性能，并进行喷漆烘烤模拟-2％拉伸随后在177℃处理30分钟，则得到T8X性能。
在T4和T8X回火态的机械性能列于表6中，这些试样是用固溶热处理后正常冷却方法制造的，表6中还包括实施例1的合金2和4的数据以便于比较。
应指出的是合金#10是实施例1中合金#4的改进合金。合金#11相当于实施例1的合金#2。可以看出商业铸造合金#10的屈服强度比合金#4的高，这是所预料的，因为合金10具有更高的Mg和Si含量。合金#11具有非常类似于实施例1中合金#2的性能。在所有情况下，由T8X回火态性能反映的喷漆烘烤后的性能都非常相似。
也用实施例1所述的模拟控制淬火方法处理这两种合金。表7包括用模拟常规的和模拟本发明控制淬火方法处理后的拉伸性能，并且说明了通过本发明的方法可使T8X性能增加到目标值。当考虑到经过拉伸矫直的商用处理后，通常可得到更大的强度值(例如仍落入所希望的性能范围内)时，该T4屈服强度也是降低的，但是这与实施例1中的情况相同，并且T4和T8X性能均与实施例1中的结果相一致。
表6
合金设计   方向   连铸     T4     T8X     ΔYS(T8X-T4)MPa
YS(MPa) UTS(MPa) ％El YS(MPa) UTS(MPa) ％El
    4     L 实验规模     91.0     201.7     29.3     139.4     215.1     23.2     48.0
    10     L 工业规模     128.5     247.6     27.0     176.3     258.5     24.3     47.8
    2     L 实验规模     113.0     234.0     26.0     164.0     245.0     22.6     51.0
    11     L 工业规模     109.0     225.5     27.0     158.0     241.0     22.9     49.0
表7
合金# 方向     常规固溶热处理：     控制淬火处理：
    T4     T8X     T4     T8X
  YS(MPa)   UTS(MPa)   ％El   YS(MPa)   UTS(MPa)   ％El   YS(MPa)   UTS(MPa)   ％El   YS(MPa)   UTS(MPa)   ％El
    10     LT   128.5126.5   247.6248.3     27.027.0   176.3176.5   258.5260.7     24.325.2   111.6111.0   233.0234.0     26.027.0   253.0250.0   309.0310.0     18.418.0
    11     LT   109.0108.0   225.5228.6     27.026.0   158.0164.0   241.0245.0     22.920.0   89.085.0   205.0207.0     29.526.6   231.5230.0   292.0292.6     17.016.0
实施例3
用商用冷轧机和连续热处理线，在带铸和热轧之后，也将实施例2的合金#10和#11进行处理。该热处理线使用本发明的固溶热处理和控制淬火方法，特别是在冷却期间使用四种温度步骤，以及在最终冷却步骤之前进行卷取步骤。将带卷进行至少48小时的正常时效。然而在任何矫直或矫平操作之前取样以进行试验。
试样的拉伸性能列于表8中。该拉伸性能与实施例2中的模拟控制淬火材料的性能稍有差别，这是因为模拟过程不可能与商用方法非常精确地相同。然而，在T4和T8X态的拉伸性能均落入本发明所需的范围内。
表8
合金# 方向     T4     T8X
    YS(MPa)   UTS(MPa)   ％El     YS(MPa)   UTS(MPa)   ％El
    10     LT   112.0107.5   213.4210.2     19.921.8   -234.8   -288.0     -14.2
    11     LT   103.599.9   209.2210.7     21.927.5   -221.7   -281.4     -16.4
实施例4
将在本发明成分范围内的5种合金用DC法铸造成商用尺寸铸锭。这些合金的铸态成分列于表9中。将该铸锭扒皮、于560℃均匀化几小时，热轧和冷轧至最终厚度。按本发明的方法将该板材固溶热处理并淬火，而该淬火方法包括强制冷却及随后在不同温度卷取，所述温度列于表10中。表10中还列出了所制得材料的拉伸性能。T4性能是在与实施例1所用的相同条件测量的。
所有的合金在控制淬火后都具有在表1所示范围内的T4和T8X性能。然而，合金13当在90℃温度卷取时(通过使用较厚的带得到的，因此在收集器阶段具有较小的温降)具有接近可接受的上限的T4值，特别是如果进行拉伸矫正(如实施例1中所述)。对于其它合金，较高的卷取温度对T4的影响不像预料的那么严重，但是尽管如此，卷取温度的上限为85℃是较优选的。
对于合金12-15，制备相同成分的实验室铸造试样并加工成板材。将该板材进行如实施例1中的模拟热处理和常规淬火。这些对比试样的T8X性能明显低于用本发明方法淬火的试样的性能，尽管它们也落入可接受的最宽的T8X范围内，它们不能满足至少200MPa的T8X这一更严格的要求。
合金16在卷取后用两种方法进行处理。一种方法是将带卷保温而另一种方法用风扇冷却带卷。该T4和T8X性能基本相同并落入所希望的范围内。将具有非常相似成分的合金12卷取后于环境温度空气中静置进行冷却，同样再次得到一致的数值。以带卷形式最终阶段的冷却、以及总的冷却速度小于10℃/小时，这些均与带卷的外部处理方式无关，这表明了内部热平衡是足够快的，保证了热均匀性和所希望的性能。
表9
合金   Cu  Mg   Si    Fe   Mn   其它   Al
    12   0.76   0.79   0.64   0.23   0.19   ＜0.1   余量
    13   0.40   0.39   1.27   0.19   0.07   ＜0.1   余量
    14   0.80   0.42   0.99   0.21   0.05   ＜0.1   余量
    15   0.50   1.0   0.49   0.25   0.07   ＜0.1   余量
    16   0.72   0.71   0.63   0.13   0.14   ＜0.1   余量
表10
    控制淬火     常规处理
合金 卷取温度(℃)   T4   T8X   T4   T8X
  YS   UTS   ％El   YS   UTS   ％El   YS   UTS   ％El   YS   UTS   ％El
    12   75   137   273   21   285   352   17   126   270   28   194   288   23
    13   90(1)   171   282   26   262   320   20 123 266 30 195 281 24
13 77(2) 152 273 27 256 320 20
    14   75   132   264   26   256   328   20   122   271   28   178   277   25
    15   75   129   252   22   259   324   18   119   259   26   192   281   24
    16   83(3)   134   272   27   273   345  19
    16   83(4)   128   258   26   281   350  18
(1)带厚1.65mm，使得快速淬火结束后在收集器中的冷却较少
(2)带厚0.98mm
(3)带卷置于保温罩内。冷却速度＜1.4℃/小时
(4)带卷暴露于风扇并冷却。冷却速度＜53℃/小时

Claims (33)

1、一种铝合金板，它由双带铸造方法及热轧和冷轧方法制得，其特征在于该板的铝合金含有镁、硅和铜，镁和硅的重量百分比含量落入附图1中ABCDEF区域内，铜的含量在图1的BHGI区域内为图1中虚线所示等值线与0.3wt％之间，在HAFG和IEDC区域内为图1中虚线所示等值线与0wt％之间；
以及该合金是由双带铸造方法制造的，所述双带铸造方法以下述公式定义的范围内的排热速度进行：
热通量下限(MW/m2)＝2.25+0.0183ΔTf
热通量上限(MW/m2)＝2.86+0.0222ΔTf
合金凝固范围下限＝30℃
合金凝固范围上限＝90℃其中ΔTf是该合金的凝固范围，以摄氏度表示。
2、权利要求1的板，其特征在于在自然时效和矫直或矫平后将该合金进行热处理，使该合金的T4回火强度在90-175MPa范围内，潜在的T8X回火强度至少为170Mpa。
3、权利要求1的板，其特征在于在自然时效和矫直或矫平后将该合金进行热处理，使该合金的T4回火强度在90-175MPa范围内以及潜在的T8X回火强度至少为200Mpa。
4、权利要求1、2或3的板，其特征在于对板进行下列(a)、(b)或(c)的热处理：(a)在500-570℃温度范围内固溶热处理该板，然后按冷却方案冷却该板，该冷却方案包括以大于约10℃/秒但不大于约2000℃/秒速度冷却至350℃-220℃，之后以大于1℃/秒但不大于50℃/秒速度冷却至270℃-140℃，然后以大于5℃/分但小于20℃/秒速度冷却至120℃-50℃，最后以小于约10℃/小时速度冷却至环境温度；(b)在500-570℃温度范围内固溶热处理该板，然后按冷却方案冷却该板，该冷却方案包括以大于约10℃/秒但不大于约2000℃/秒速度冷却至350℃-220℃，之后以大于1℃/秒但不大于50℃/秒速度冷却至270℃-140℃，然后以大于5℃/分但小于20℃/秒速度冷却至120℃-50℃，卷取该板，最后以小于约10℃/小时速度冷却至环境温度；或者(c)在500-570℃固溶热处理该板，之后使用选自水、水雾或强制空气的方法强制冷却该板并在50-100℃温度卷取该板，然后以小于约10℃/小时速度使带卷冷却。
5、权利要求4的板，它是由热处理(c)制成的，其特征在于该板被强制冷却至120-150℃温度范围内，然后经过一收集器，在该收集器中将该板进一步冷却至50-100℃温度，之后于50-100℃温度进行卷取。
6、权利要求1、2或3的板，其特征在于该合金含有至少一种选自≤0.4wt％Fe、≤0.4wt％Mn和≤0.3wt％Zn的添加元素，和少量的至少一种其它元素。
7、权利要求5的板，其特征在于所述的至少一种其它元素选自Cr、Ti、Zr和V，且Cr+Ti+Zr+V的总含量不大于合金的0.3wt％。
8、权利要求1、2或3的板，其特征在于该合金所含的Mg和Si量落入附图2中的INAFEM区域内。
9、权利要求4或5的板，其特征在于该合金所含的Mg和Si的量落入附图4中的IJKLM范围内。
10、权利要求9的板，其特征在于该合金含Mg+Si+Cu的量小于1.4wt％。
11、一种含有镁、硅和任选铜的铝合金板，其特征在于该板的铝合金含有镁、硅和铜，镁和硅的重量百分比含量落入附图1中ABCDEF区域内，铜的含量在图1的BHGI区域内为图1中虚线所示等值线与0.3wt％之间、在HAFG和IEDC区域内为图1中虚线所示等值线与0wt％之间；
以及该板在自然时效和矫直或矫平之后具有90-175MPa的T4回火强度，及通过选自下列处理后具有至少170MPa的潜在T8X回火强度：(a)在500-570℃温度范围内固溶热处理该板，然后按冷却方案冷却该板，该冷却方案包括以大于约10℃/秒但不大于约2000℃/秒速度冷却至350℃-220℃，之后以大于1℃/秒但不大于50℃/秒速度冷却至270℃-140℃，然后以大于5℃/分但小于20℃/秒速度冷却至120℃-50℃，最后以小于约10℃/小时速度冷却至环境温度；(b)在500-570℃温度范围内固溶热处理该板，然后按冷却方案冷却该板，该冷却方案包括以大于约10℃/秒但不大于约2000℃/秒速度冷却至350℃-220℃，之后以大于1℃/秒但不大于50℃/秒速度冷却至270℃-140℃，然后以大于5℃/分但小于20℃/秒速度冷却至120℃-50℃，卷取该板，最后以小于约10℃/小时速度冷却至环境温度；或者(c)在500-570℃固溶热处理该板，之后使用选自水、水雾或强制空气的方法强制冷却该板并在50-100℃温度卷取该板，然后以小于约10℃/小时速度使带卷冷却。
12、权利要求12的板，它是由热处理(c)制成的，其特征在于该板被强制冷却至120-150℃温度范围内，然后经过一收集器，在该收集器中将该板进一步冷却至50-100℃温度，之后于50-100℃温度进行卷取。
13、权利要求11的板，其特征在于该合金所含的Mg和Si的量落入附图2中的INAFEM区域内。
14、权利要求11或12的板，其特征在于该合金所含的Mg和Si的量落入附图4中的IJKLM范围内。
15、权利要求14的板，其特征在于该合金含Mg+Si+Cu的量小于1.4wt％。
16、权利要求11、12、13或15的板，其特征在于该合金具有90-175MPa范围内的T4回火强度，以及至少200MPa的潜在的T8X回火强度。
17、一种特别适于汽车应用的铝合金板材的制造方法，其中在带铸机中铸造铝合金并从合金中排出热而制得合金板坯，热轧和冷轧该板坯成板，固溶处理该板以重溶析出的颗粒并冷却该板；
其特征在于该合金含有镁、硅和铜，镁和硅的重量百分比含量落入附图1中ABCDEF区域内，铜的含量在图1的BHGI区域内为图1中虚线所示等值线与0.3wt％之间，在HAFG和IEDC区域内为图1中虚线所示等值线与0wt％之间；以及在带铸机中从合金中排热的速度落入附图3中相应于合金凝固范围的阴影带内。
18、权利要求17的方法，其特征在于该铝合金具有的Mg和Si含量落入附图2中的INAFEM区域内。
19、权利要求17的方法，其特征在于在500-570℃温度范围内固溶热处理该板，然后以大于约10℃/秒但不大于约2000℃/秒速度冷却至350℃-220℃，之后以大于1℃/秒但不大于50℃/秒速度冷却至270℃-140℃，然后以大于5℃/秒但小于20℃/秒速度冷却至120℃-50℃，最后以小于约10℃/小时速度冷却至环境温度。
20、权利要求19的方法，其特征在于在冷却至120℃-50℃之间温度后但在冷却至环境温度之前卷取板状的合金。
21、权利要求17的方法，其特征在于将板状的合金通过水冷却、水雾冷却或强制空气冷却而进行强制冷却，然后在50-100℃温度卷取，并且允许以小于约10℃/小时的速度冷却。
22、权利要求21的方法，其特征在于将该板强冷至120℃-150℃温度。
23、权利要求21或22的方法，其特征在于将该板强制冷却至120-150℃范围温度，然后经过一收集器，在该收集中将该板进一步冷却至50-100℃温度，之后于50-100℃温度进行卷取。
24、权利要求21或22的方法，其特征在于在60-85℃温度卷取该板。
25、权利要求19、20、21或22的方法，其特征在于该合金具有落入附图4中IJKLM区域内的成分。
26、权利要求19、20、21或22的方法，其特征在于该合金含有Mg+Si+Cu的总量为1.4wt％或更少。
27、一种将适于汽车应用的T4和T8X回火用于铝合金板的方法，其特征在于将该板进行选自下列的处理：(a)在500-570℃温度范围内固溶热处理该板，然后按冷却方案冷却该板，该冷却方案包括以大于约10℃/秒但不大于约2000℃/秒速度冷却至350℃-220℃，之后以大于1℃/秒但不大于50℃/秒速度冷却至270℃-140℃，然后以大于5℃/分但小于20℃/秒速度冷却至120℃-50℃，最后以小于约10℃/小时速度冷却至环境温度；(b)在500-570℃温度范围内固溶热处理该板，然后按冷却方案冷却该板，该冷却方案包括以大于约10℃/秒但不大于约2000℃/秒速度冷却至350℃-220℃，之后以大于1℃/秒但不大于50℃/秒速度冷却至270℃-140℃，然后以大于5℃/分但小于20℃/秒速度冷却至120℃-50℃，卷取该板，最后以小于约10℃/小时速度冷却至环境温度；或者(c)在500-570℃固溶热处理该板，之后使用选自水、水雾或强制空气的方法强制冷却该板并在50-100℃温度卷取该板，然后以小于约10℃/小时速度使带卷冷却，
以及该铝合金含有镁、硅和优选的铜，镁和硅的重量百分比含量落入附图1中ABCDEF区域内，铜的含量在图1的BHGI区域内为图1中虚线所示等值线与0.3wt％之间、在HAFG和IEDC区域内为图1中虚线所示等值线与0wt％之间。
28、权利要求27的方法，该方法是按方法(c)进行的，其特征在于该板被强制冷却至120-150℃温度范围内，然后经过一收集器，在该收集器中将该板进一步冷却至50-100℃温度，之后于50-100℃温度进行卷取。
29、权利要求28的方法，其特征在于该板在60-85℃温度卷取。
30、权利要求27或28的方法，其特征在于该合金含有至少一种选自≤0.4wt％Fe、≤0.4wt％Mn的添加元素和少量的至少一种其它元素。
31、权利要求30的方法，其特征在于所述的至少一种其它元素选自Cr、Ti、Zr和V，且Cr+Ti+Zr+V的总含量不大于合金的0.15wt％。
32、权利要求27、28、29或31的方法，其特征在于该铝合金含有的Mg和Si量落入附图2中的INAFEM范围内。
33、权利要求27、28、29或31的方法，其特征在于该铝合金含有的Mg和Si量落入附图4中的IJKLM范围内。
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