CN115992328A - 一种6系铝合金板材及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种6系铝合金板材，其含有Al及不可避免的杂质元素，其还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：Si：1.2‑1.6％、Mn：0.7‑1.0％、0＜Fe≤0.25％、Mg：0.8‑1.2％、Ti：0.01‑0.03％、Cu≤0.1％、Cr≤0.1％、Zn≤0.1％。此外，本发明还公开了上述6系铝合金板材的制造方法，其包括步骤：(1)熔炼和铸造；(2)均匀化热处理：铝合金铸锭升温至500‑550℃，保温5‑10h，然后随炉降温冷却至100℃时取出；(3)热轧；(4)一次冷轧、中间退火、二次冷轧；其中，中间退火温度为300‑400℃，保温时间为2‑4h；(5)固溶+淬火；(6)时效处理。本发明所述的6系铝合金板材具有十分优异的强度和成型性能，解决了目前6系铝合金强度和成型性能不够理想的问题，具有良好的推广前景和应用价值。

Description

一种6系铝合金板材及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种铝合金板材及其制造方法，尤其涉及一种6系铝合金板材及其制造方法。

背景技术

近年来，6系铝合金材料凭借着自身的高比强度和优异耐蚀性等优点，被广泛应用于汽车行业中，其可以用于制造各式各样的汽车结构件。

但是，就材料的性能而言，当前所采用的6系铝合金材料的强度及其轧制成型性能仍然有待提高。

为了改善铝合金材料的性能，已有许多研究人员针对铝合金材料进行了相关研究，并在4系铝合金和6系铝合金等方面取得了一定的研究成果。

例如：公开号为CN105695810A，公开日为2016年6月22日，名称为“一种含Mn可时效强化高硅铝合金及其变形材制备方法”的中国专利文献，其通过控制合金中Mn含量为0.1-30wt％，从而不仅起到改变含Fe相形貌的作用，还可以行程含Mn弥散相以在形变过程中发挥颗粒诱发形核机制，从而获得晶粒细小均匀的铝基体。获得的4系变形铝合金具有优异的比强度、高耐磨性和低热膨胀系数等优点。

又例如：公开号为CN111542627A，公开日为2020年8月14日，名称为“6xxx铝合金挤出锻坯及其制造方法”的中国专利文献，其通过控制合金中Mn元素为0.4-1.0wt.％，可在基体内产生大量第二相粒子钉扎在晶界间抑制其再结晶晶粒的生长，同时可有效促进β-AlFeSi富铁相向Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂相的转变，确保含Mn弥散相的数密度介于2.5-3.0个/μm²，以实现特定锻造产品几何形状的强度、延性和疲劳之间的平衡。

再例如：公开号为CN109468500A，公开日为2019年3月15日，名称为“一种冲压用6082S铝合金薄板及其加工工艺”的中国专利文献，其通过控制6082合金的成分范围，尤其是Fe和Mn含量，以减少凝固过程中硬质相的形成，避免后续冲压开裂，最终获得良好冲压性能的薄板。

由此可见，上述现有技术中的技术方案均是通过控制Mn元素的质量百分含量实现技术方案的目的；尽管Mn元素可起到改善Fe相形貌的作用，但过量添加也会降低材料力学性能。这是由于多余的Mn会与Al元素形成MnAl₆化合物，这类粗大的一次凝固相会成为裂纹源；同时，Mn元素的添加改变了凝固相组成和相结构，进而会造成熔体富余溶质元素含量波动，对合金成分偏析和热裂倾向造成一定影响。

综上所述，上述现有技术中涉及的合金成分范围宽，仅单一考虑Mn元素的中和作用，未充分考虑6系铝合金中合金元素(Fe、Mn和Si)的组元优化，缺乏对凝固析出相的组织调控，尤其是一次凝固相的相分数，其仍然会限制材料的成型性能与力学性能。

基于此，针对目前6系铝合金开发和应用过程中存在的成型性能不够理想的问题，本发明期望获得一种新的6系铝合金板材及其制造方法，其采用了全新的化学成分设计，以优化6系铝合金板材的性能，从而满足实际应用需求。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种6系铝合金板材，该6系铝合金板材具有十分优异的强度及成型性能，其屈服强度≥300MPa，抗拉强度≥330MPa，延伸率≥12.5％。

为了实现上述目的，本发明提供了一种6系铝合金板材，其含有Al及不可避免的杂质元素，其还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：

Si：1.2-1.6％、Mn：0.7-1.0％、0＜Fe≤0.25％、Mg：0.8-1.2％、Ti：0.01-0.03％、Cu≤0.1％、Cr≤0.1％、Zn≤0.1％。

进一步地，在本发明所述的6系铝合金板材中，其各化学元素质量百分含量为：

Si：1.2-1.6％、Mn：0.7-1.0％、0＜Fe≤0.25％、Mg：0.8-1.2％、Ti：0.01-0.03％、Cu≤0.1％、Cr≤0.1％、Zn≤0.1％；余量为Al和其他不可避免的杂质。

在本发明所述的技术方案中，针对目前6系铝合金的强度和成型性能不够理想的问题，本发明开发一款高强度易成型的新型6系铝合金板材，其解决了目前6系铝合金强度和成型性能不够理想的问题。

本发明所述的新型6系铝合金板材充分考虑了有害相β-AlFeSi对铝基体的割裂作用以及Mn对铁相形貌的改善作用，结合Fe、Mn和Si合金元素对凝固析出相的影响规律，优选β-AlFeSi析出温度较低，熔体结晶区间较窄的成分窗口，避免β-AlFeSi相分数过多和元素过度偏析导致铝合金板材性能的恶化。

本发明通过成分设计和优化首先对铝合金的化学元素成分范围进行选择，然后通过选择原材料及后续熔炼铸造等工序制备所设计合金，采用本发明技术方案制备的6系铝合金板材的成型性能优异，其在变形铝合金领域具有广阔的应用前景。

本发明所述的6系铝合金板材中，各化学元素的设计原理具体如下所述：

Si：本发明所述的6系铝合金板材中，Si元素在铝固溶体中的最大溶解度为1.65％，添加的Si元素不仅能够配合Fe元素形成α-AlFeSi、β-AlFeSi和Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂相的富铁金属间化合物，其还可以与Mg元素配合形成强化相Mg₂Si，以提高6系铝合金板材的力学性能。基于此，本发明所述的6系铝合金板材中，将Si元素的质量百分含量控制在1.2-1.6％之间。

需要注意的是，在凝固过程中，首先析出上述富铁金属间化合物，而后析出Mg₂Si，因此在设计本发明所述的6系铝合金成分时，需要保证Mg和Si元素的比例配置。

Mn：本发明所述的6系铝合金板材中，Mn元素能阻止铝合金的再结晶过程，提高再结晶温度，并能显著细化再结晶晶粒；此外，Mn元素还能够有效中和杂质铁，从而减小铁的有害影响。由于Mn在铝固溶体中的最大溶解度为1.82％，合金强度随溶解度增加不断增加；当铝合金板材中的Mn元素含量为0.8％时，板材延伸率达最大值。因此，在本发明所述的6系铝合金板材中，将Mn元素的质量百分含量控制在0.7-1.0％之间。

Fe：在本发明所述的6系铝合金板材中，Fe元素能够与Si元素配合形成α-AlFeSi、β-AlFeSi和Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂相的富铁金属间化合物，其通常以各种富铁金属间化合物存在。研究表明，半连续铸造中杂质Fe元素易偏析于晶界并形成β-AlFeSi相；β-AlFeSi相呈细小高密度针状形态分布，具有一定的硬脆性且极易割裂基体，严重降低材料力学性能并对后续加工不利。因此，在熔铸工序中应该尽量避免针状β-AlFeSi相的出现。基于此，在本发明所述的6系铝合金板材中，将Fe元素的质量百分含量控制为0＜Fe≤0.25％。

Mg：在本发明所述的6系铝合金板材中，Mg元素主要通过与Si元素配合形成的Mg₂Si，提高铝合金板材的力学性能；本发明需要保证Mg元素与Si元素的质量配比，基于此，在本发明所述的6系铝合金板材中，将Mg元素的质量百分含量控制在0.8-1.2％之间。

Ti：在本发明所述的6系铝合金板材中，Ti元素在铝固溶体中的最大溶解度为0.15％，添加适量的Ti元素可以起到晶粒细化的作用，Ti元素主要通过晶粒细化的方式强化基体组织。当Ti含量过低时，则无法起到促进细晶强化的作用；当Ti含量过高，则不仅会增加成本，还容易形成粗大富Ti化合物(如TiAl₃等)割裂基体。基于此，在本发明所述的6系铝合金板材中，将Ti元素的质量百分含量控制在0.01-0.03％之间。

在本发明的上述技术方案中，Cu、Cr、Zn并不是特意添加的，而是残留元素，本技术方案控制上述元素满足：0＜Cu≤0.1％、0＜Cr≤0.1％、0＜Zn≤0.1％。

在本发明所述的6系铝合金板材中，Cu元素可以起到一定的固溶强化效果；Zn元素在变形条件下对于铝合金强度的提高十分有限，其同时存在着应力腐蚀开裂的倾向。因此，在本技术方案中，控制Cu、Zn元素满足：0＜Cu≤0.1％，0＜Zn≤0.1％。

需要说明的是，在本发明所述的6系铝合金板材中，Cr元素会形成(CrFe)Al₇和(CrMn)Al₁₂等金属间化合物，其会阻碍再结晶的形核和长大过程，对合金有一定的强化作用，还能改善合金韧性和降低应力腐蚀开裂敏感性。在通常情况下，Cr在铝合金中的添加量一般不超过0.35％，并随合金中过渡元素的增加而降低，本发明中控制Cr元素为0＜Cr≤0.1％。

进一步地，在本发明所述的6系铝合金板材中，不可避免的杂质总量≤0.15％。

进一步地，在本发明所述的6系铝合金板材中，单种杂质含量≤0.05％。

进一步地，在本发明所述的6系铝合金板材中，其铸态组织中块状的Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂相的体积相分数是针状的β-AlFeSi相的体积相分数的2-80倍。

在本发明中，本发明所述的6系铝合金板材充分考虑了硬脆相β-AlFeSi对铝基体的割裂作用以及Mn元素对铁相形貌的改善作用，其基于以下设计准则优化成分窗口：(1)块状的Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂相体积相分数高于针状的β-AlFeSi相；(2)β-AlFeSi相析出温度较低；(3)熔体结晶区间较窄，避免β-AlFeSi相析出过多和元素过度偏析，旨在获得高强度易成型的铝合金板材。

在本发明上述技术方案中，为获得更优的实施效果，在控制Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂相的体积相分数高于针状的β-AlFeSi相时，还可以进一步优选地控制铸态组织中块状的Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂相的体积相分数是针状的β-AlFeSi相的体积相分数的2-80倍。

进一步地，在本发明所述的6系铝合金板材中，其中块状的Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂相的体积相分数为0.2％～1.5％。也即，成品6系铝合金板材中的块状的Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂相的体积相分数为0.2％～1.5％。

进一步地，在本发明所述的6系铝合金板材中，其屈服强度≥300MPa，抗拉强度≥330MPa，延伸率≥12.5％。

相应地，本发明的另一目的在于提供上述6系铝合金板材的制造方法，其可以用于制得上述6系铝合金板材，采用该制造方法制得的6系铝合金板材具有优异的强度和成型性能，其屈服强度≥300MPa，抗拉强度≥330MPa，延伸率≥12.5％。

为了实现上述目的，本发明提出了上述6系铝合金板材的制造方法，其包括步骤：

(1)熔炼和铸造；

(2)均匀化热处理：铝合金铸锭升温至500-550℃，保温5-10h，然后随炉降温冷却至100℃时取出；

(3)热轧；

(4)一次冷轧、中间退火、二次冷轧；其中，中间退火温度为300-400℃，保温时间为2-4h；

(5)固溶+淬火；

(6)时效处理。

在本发明的上述技术方案中，在步骤(1)的熔炼和铸造过程中，可以按照各元素预定质量百分比，将6系铝合金配料放入熔炼炉熔化，经精炼、扒渣、除气、过滤、添加细化剂等工序将铝液铸造成铝合金铸锭。

需要说明的是，在本发明中，在熔炼和铸造后，在实施均匀化热处理之前，可以先对铝合金铸锭进行预处理，以去除铝合金铸锭的头尾和表面凝壳层。

在本发明的上述技术方案中，在步骤(2)的均匀化热处理过程中，可以将铝合金铸锭置于加热炉进行均匀化热处理，并控制铝合金铸锭升温至500-550℃，保温5-10h，之后随炉降温冷却至100℃时取出铸锭。

相应地，取出的铸锭可以在后续步骤(3)的热轧过程中热轧成卷材。

在本发明的上述技术方案中，在步骤(4)中，可以将热轧后获得的卷材进行一次冷轧，而后进行中间退火，并控制退火温度为300-400℃，保温时间为2-4h，之后将中间退火的卷材二次冷轧至成品厚度。

同样地，在本发明上述步骤(5)的固溶+淬火过程中，可以对成品厚度的卷材进行固溶和淬火处理，并可以优选地控制固溶温度为500-550℃，保温时间10-60s，随后以冷速大于100℃/s的降温速率冷却到室温得到淬火态铝合金板材。

在本发明上述步骤(6)的时效处理过程中，可以对固溶淬火后的卷材进行时效处理。在一些优选的实施方式中，可以控制时效处理工艺为：温度160-190℃，保温时间为5-15h。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(5)中，其中固溶温度为500-550℃，保温时间为10-60s，随后以冷速大于100℃/s的降温速率冷却到室温，得到淬火态铝合金板材。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(6)中，时效处理的温度为160-190℃，保温时间为5-15h。

相较于现有技术，本发明所述的6系铝合金板材及其制造方法具有如下所述的优点以及有益效果：

(1)本发明克服了现有技术中未考虑Mn中和作用对熔体成分偏析和铸锭热裂倾向的影响，本发明所述的高强度易成型的6系铝合金板材，通过优化成分窗口，减少结晶区间，有利于降低铸锭的裂纹敏感性，同时减少元素偏析，适合大规格铝合金铸锭的工业化生产。

(2)本发明克服了现有技术中未充分考虑6系铝合金中一次凝固相的相组成和相分数问题，所公开的高强度易成型6系铝合金，通过优化Fe、Si和Mn元素配比，尽可能减少铸态组织中硬脆性β-AlFeSi的相分数，相应提高强韧性更高的Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂的相分数，满足大批量生产要求，加工成型性好且强度高，提升产品的使用寿命。

因此，与现有技术相比，本发明所述的6系铝合金板材的合金成分具有更窄的结晶区间、更小的热裂倾向、更高的强度和成型性能，其具有优异的强度和成型性能，其屈服强度≥300MPa，抗拉强度≥330MPa，延伸率≥12.5％，具有十分广阔的应用前景。

附图说明

图1示意性地显示了Al-xFe-0.7Mn-ySi(0.1≤x≤0.5，0.2≤y≤2)的β-AlFeSi析出温度。

图2示意性地显示了Al-xFe-0.7Mn-ySi(0.1≤x≤0.5，0.2≤y≤2)的Al₁₅FeMn₃Si₂相分数。

图3示意性地显示了Al-xFe-0.7Mn-ySi(0.1≤x≤0.5，0.2≤y≤2)的β-AlFeSi相分数。

图4示意性地显示了Al-0.1Fe-xMn-ySi(0≤x≤1，0.2≤y≤2)的Al₁₅FeMn₃Si₂相分数。

图5示意性地显示了Al-0.1Fe-xMn-ySi(0≤x≤1，0.2≤y≤2)的β-AlFeSi相分数。

图6示意性地显示了Al-0.1Fe-xMn-ySi(0≤x≤1，0.2≤y≤2)的结晶区间。

具体实施方式

下面将结合具体的实施例和说明书附图对本发明所述的6系铝合金板材及其制造方法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1-3

本发明所述实施例1-6的6系铝合金板材均采用以下步骤制得：

(1)按照表1-1和表1-2所示的化学成分进行熔炼和铸造：将铝合金配料放入熔炼炉熔化，经精炼、扒渣、除气、过滤、添加细化剂等工序将铝液铸造成铝合金铸锭。

(2)均匀化热处理：去除铝合金铸锭的头尾和表面凝壳层，将铝合金铸锭置于加热炉进行均匀化热处理，控制铝合金铸锭升温至500-550℃，控制保温5-10h，然后随炉降温冷却至100℃时取出铸锭。

(3)热轧：热轧变形，将均匀化后的铸锭热轧为卷材。

(4)一次冷轧、中间退火、二次冷轧：将热轧后的卷材进行一次冷轧，而后进行中间退火，控制中间退火温度为300-400℃，保温时间为2-4h，最后中间退火的卷材二次冷轧至成品厚度。

(5)固溶+淬火：对成品厚度的卷材进行固溶和淬火处理，其中控制固溶温度为500-550℃，保温时间为10-60s，随后以冷速大于100℃/s的降温速率冷却到室温，得到淬火态铝合金板材。

(6)时效处理：对固溶淬火后的卷材进行时效处理，控制时效处理的温度为160-190℃，控制保温时间为5-15h。

本发明所述实施例1-6的6系铝合金板材的化学元素成分和相关工艺设计均满足符合本发明设计规范要求；而对比例1-3的对比板材虽然也采用上述步骤(1)-步骤(6)的流程进行制造，但在具体的化学元素成分上仍然存在不满足本发明设计要求的参数。

实施例1-6和对比例1-3的具体化学元素成分参阅下述表1。

表1列出了实施例1-6的6系铝合金板材和对比例1-3的对比钢板的各化学元素的质量百分配比。

表1.(wt％，余量为Al)

注：上表中，“不可避免的杂质总量”表示各不可避免的杂质元素相加起来总的质量百分含量。

同时，在本发明中还进一步控制实施例1-6的6系铝合金板材中的单种杂质含量≤0.05％。

表2列出了实施例1-6的6系铝合金板材和对比例1-3的对比板材在上述工艺步骤中的具体工艺参数。

表2.

再要说明的是，在上述步骤(1)中，可以对各实施例1-6和对比例1-3熔炼和铸造时的铸态组织进行观察，观察发现各实施例的铸态组织中均存在块状的Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂相和针状的β-AlFeSi相。各实施例和对比例铸态组织的观察结果列于下述表3之中。

表3.(wt.％)

将得到的成品实施例1-6的6系铝合金板材和对比例1-3的对比板材分别取样，并进行观察和检测，以获得各实施例和对比例的铝合金板材的力学性能和弯曲性能，并将所得力学性能和弯曲性能结果列于下述表4之中。

相关力学性能测试方法如下所述：

拉伸试验测试：选取时效处理后的成品卷材的为研究对象，取样方向为轧向。参照GB/T228.1标准检测获得实施例1-6的6系铝合金板材和对比例1-3的对比板材的屈服强度、抗拉强度和延伸率。

弯曲性能测试：选取各实施例和对比例的铝合金板材进行弯曲，取样方向为轧向；控制试验方法为支撑式弯曲，参照ISO 7438执行。板材的弯曲试验按照EN485标准的要求进行弯曲，弯曲角＝180°，折弯半径为板材厚度，弯曲后通过肉眼观察板材表面形貌对弯曲裂纹进行等级判定。并将观察结果列于下述表4。

表4列出了实施例1-6的6系铝合金板材和对比例1-3的对比板材的力学性能测试结果以及弯曲性能以及成品6系铝合金板材中块状的Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂相的体积相分数。

表4.

由表3可知，对比例1-3的对比板材，本发明所述的实施例1-6的6系铝合金板材的力学性能和弯曲性能明显更优，实施例1-6的6系铝合金板材的屈服强度在301-308MPa之间，抗拉强度在332-337MPa之间，延伸率在12.5-13.0％之间，其经弯曲后的表面情况均为良好，不存在橘皮现象。

而对比例1-3中，铸态组织中块状的Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂相和针状的β-AlFeSi相的体积相分数之比非常小，造成后续板材的块状Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂相体积分数小于0.2％，从而影响了成品的力学性能和弯曲性能。

综上所述，本发明所公开的实施例1-6的6系铝合金板材，通过优化成分窗口，调控Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂和β-AlFeSi的相分数，缩小结晶区间，使得产品成分偏析和热裂倾向得以降低，其制得的6系铝合金板材的强度均有所提高，弯曲后表面质量良好，可以有效延长使用寿命。

图1示意性地显示了Al-xFe-0.7Mn-ySi(0.1≤x≤0.5，0.2≤y≤2)的β-AlFeSi析出温度。

图2示意性地显示了Al-xFe-0.7Mn-ySi(0.1≤x≤0.5，0.2≤y≤2)的Al₁₅FeMn₃Si₂相分数。

图3示意性地显示了Al-xFe-0.7Mn-ySi(0.1≤x≤0.5，0.2≤y≤2)的β-AlFeSi相分数。

图4示意性地显示了Al-0.1Fe-xMn-ySi(0≤x≤1，0.2≤y≤2)的Al₁₅FeMn₃Si₂相分数。

图5示意性地显示了Al-0.1Fe-xMn-ySi(0≤x≤1，0.2≤y≤2)的β-AlFeSi相分数。

图6示意性地显示了Al-0.1Fe-xMn-ySi(0≤x≤1，0.2≤y≤2)的结晶区间。

本发明开发的合金成分是基于集成计算材料工程(Integrated ComputationalMaterials Engineering，ICME)方法计算分析得到。

如图1-3所示，本发明分别计算了Al-xFe-0.7Mn-ySi(0.1≤x≤0.5，0.2≤y≤2)的β-AlFeSi析出温度，Al₁₅FeMn₃Si₂和β-AlFeSi相分数。其中各元素前的系数均为该元素对应的质量百分含量。

由图1-3可知，在铝合金板材中，实际上当Si元素含量越高，Fe元素含量越低时，会导致β-AlFeSi析出温度越低，Al₁₅FeMn₃Si₂相分数越高，β-AlFeSi相分数越低，这说明新型铝合金板材的成分窗口应落在高Si低Fe区。基于此，计算了Al-0.1Fe-xMn-ySi(0≤x≤1，0.2≤y≤2)的Al₁₅FeMn₃Si₂和β-AlFeSi相分数及熔体结晶区间。

由图4～6可知，在铝合金板材中，当Si和Mn含量越高时，导致Al₁₅FeMn₃Si₂相分数越高，β-AlFeSi相分数越低，同时熔体结晶区间越小，这说明新型铝合金板材的成分窗口应落在高Si高Mn区。

由此，本发明所述的6系铝合金中，可以通过优化Fe、Si和Mn元素配比，尽可能减少铸态组织中硬脆性β-AlFeSi的相分数，相应提高强韧性更高的Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂的相分数，以获得较高的强度和较好的加工成型性，其可以满足大批量生产要求，提升产品的使用寿命。

与现有技术相比，本发明所述的6系铝合金板材的合金成分具有更窄的结晶区间、更小的热裂倾向、更高的强度和成型性能，其具有优异的强度和成型性能，其屈服强度≥300MPa，抗拉强度≥330MPa，延伸率≥12.5％，具有十分广阔的应用前景。

需要说明的是，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。

还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种6系铝合金板材，其含有Al及不可避免的杂质元素，其特征在于，其还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：

Si：1.2-1.6％、Mn：0.7-1.0％、0＜Fe≤0.25％、Mg：0.8-1.2％、Ti：0.01-0.03％、Cu≤0.1％、Cr≤0.1％、Zn≤0.1％。

2.如权利要求1所述的6系铝合金板材，其特征在于，其各化学元素质量百分含量为：

Si：1.2-1.6％、Mn：0.7-1.0％、0＜Fe≤0.25％、Mg：0.8-1.2％、Ti：0.01-0.03％、Cu≤0.1％、Cr≤0.1％、Zn≤0.1％；余量为Al和其他不可避免的杂质。

3.如权利要求1或2所述的6系铝合金板材，其特征在于，不可避免的杂质总量≤0.15％。

4.如权利要求3所述的6系铝合金板材，其特征在于，其中单种杂质含量≤0.05％。

5.如权利要求1或2所述的6系铝合金板材，其特征在于，其铸态组织中块状的Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂相的体积相分数是针状的β-AlFeSi相的体积相分数的2-80倍。

6.如权利要求1或2所述的6系铝合金板材，其特征在于，其中块状的Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂相的体积相分数为0.2％～1.5％。

7.如权利要求1或2所述的6系铝合金板材，其特征在于，其屈服强度≥300MPa，抗拉强度≥330MPa，延伸率≥12.5％。

8.如权利要求1-7中任意一项所述的6系铝合金板材的制造方法，其特征在于，其包括步骤：

(1)熔炼和铸造；

(2)均匀化热处理：铝合金铸锭升温至500-550℃，保温5-10h，然后随炉降温冷却至100℃时取出；

(3)热轧；

(4)一次冷轧、中间退火、二次冷轧；其中，中间退火温度为300-400℃，保温时间为2-4h；

(5)固溶+淬火；

(6)时效处理。

9.如权利要求8所述的制造方法，其特征在于，在步骤(5)中，其中固溶温度为500-550℃，保温时间为10-60s，随后以冷速大于100℃/s的降温速率冷却到室温，得到淬火态铝合金板材。

10.如权利要求8所述的制造方法，其特征在于，在步骤(6)中，时效处理的温度为160-190℃，保温时间为5-15h。

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