CN110629075A

CN110629075A - 一种高强度高延伸率铝合金板材及其制造方法

Info

Publication number: CN110629075A
Application number: CN201810658850.9A
Authority: CN
Inventors: 苑锡妮; 杨兵; 曾渝; 徐世伟; 蒋浩民
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2018-06-25
Filing date: 2018-06-25
Publication date: 2019-12-31

Abstract

一种高强度高延伸率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数为：0.8％≤Mg≤1.5％，0.8％≤Si≤1.5％，1.2％<Cu≤1.5％，0.1％≤Mn≤0.5％，0.05％≤Fe≤0.5％，0.05％≤Zr≤0.2％，0.01％≤Ti≤0.15％，其余为Al和其他不可避免杂质。本发明采用与上述铝合金成分体系相对应的双级均匀化热处理工艺，提高了合金的晶粒细化和弥散强化效果及烤漆或短时人工时效过程中的时效硬化速率，以及提高析出相的数量密度和弥散分布，从而提高铝合金最终零件的强度，同时具有较高的塑性。

Description

一种高强度高延伸率铝合金板材及其制造方法

技术领域

本发明属于铝合金板带制造领域，具体涉及一种高强度高延伸率铝合金板材及其制造方法，尤其适用于有轻量化需求的汽车结构件和安全件。

背景技术

为了响应各国政府对汽车节能减排的号召，世界各大汽车制造厂商均把车身轻量化作为汽车发展的重要任务。铝合金由于具有密度低、良好的成形性能、碰撞吸能性、耐腐蚀性能及可回收利用性等优点，被认为是最有效的汽车轻量化用材。目前，铝合金板材在发动机罩、行李箱盖及车门等汽车覆盖件上的应用日益广泛。随着各国政府日益严苛的油耗法规规定，仅在覆盖件上采用铝合金板材已不能满足各大车企汽车轻量化的需求，汽车结构件用材轻量化是必然的发展趋势。此外，由于新能源汽车动力电池的重量就达到了数百公斤，为了弥补电池的增重，新能源汽车的车身轻量化更加迫切。因此，A柱、B柱、底盘、碰撞系统等汽车结构件和安全件用高强度铝合金在传统汽车和新能源汽车都有很大的应用潜力。

大交通领域常用的铝合金板材有7xxx系、6xxx系和5xxx系铝合金。7xxx系Al-Zn-Mg-Cu铝合金是高强度变形铝合金，是航空航天最重要的结构材料之一。但由于其抗疲劳性能和可焊性较差，有明显的应力腐蚀开裂倾向，且成本较高，在汽车上应用仍需时日。5xxx系Al-Mg系铝合金为热处理不可强化铝合金，主要靠固溶强化和加工硬化来提高强度，由于没有时效强化效果，很难达到汽车结构件的强度要求。而6xxx系Al-Mg-Si铝合金由于具有良好的成形性能、力学性能、耐腐蚀性能及烘烤硬化性能，是最受青睐的汽车用铝合金板材。

目前汽车覆盖件所用的6xxx系铝合金板材主要为6016、6111、6022等常规牌号，主要合金元素为Mg和Si，主要通过时效过程中形成β-Mg₂Si相亚稳相β”来实现时效强化。汽车覆盖件用6xxx系铝板一般在固溶预时效(T4P)状态供货，此时Mg和Si原子固溶于铝基体中形成α-Al过饱和固溶体，铝板具有较低的屈服强度和较好的成形性能，以满足汽车零件冲压成形的要求。铝板在冲压成汽车零件后会经过烘烤过程，相当于一个短时的人工时效过程。由于烘烤温度和时间限制，β”强化相不能完全析出，合金仍处于欠时效状态，屈服强度和抗拉强度仍较低，满足不了汽车结构件和安全件的强度要求。因此，如果运用各种材料强化手段提高6xxx系铝合金的强度是推动6xxx系铝合金在汽车结构件和安全件上的广泛应用的关键。

中国专利CN1974814公开了一种Al-Mg-Si-Cu合金。该Al-Mg-Si-Cu合金成分为(以质量百分比计)：Mg：0.4～2wt％，Si：0.5～1.5wt％，Cu：0.01～0.5wt％，Fe：0.05～0.15wt％，Mn：0.01～0.1wt％，Cr：0～0.15wt％，Zn：0～0.30wt％，合金中Si含量与Mg含量之比为1.6～2.2：1。该Al-Mg-Si-Cu合金的加工工艺包括：将熔铸得到的铸锭在450～600℃下均匀化退火10～20小时，然后在400～550℃下保温1～2小时后进行热轧；热轧结束后，板材在280～560℃保温退火1～2小时，接着进行冷轧；冷轧结束后，在530～580℃之间保温1～2小时进行固溶处理。该铝合金在烤漆后屈服强度≥160MPa，抗拉强度≥280MPa，仍不满足汽车结构件的强度要求。

鉴于此，日益发展的汽车制造业亟需一种铝合金板材，具有高强度和较好的塑性，可以实现规模化大工业生产，可用于制造汽车结构件等对强度要求较高的汽车零部件，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延伸率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_0.2：190-230MPa)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可进一步提高屈服强度，具体如，模拟烤漆处理后屈服强度≥320MPa，短时人工时效后屈服强度≥360MPa，特别适用于制造对强度有较高要求的汽车覆盖件内外板、结构件和安全件。

为了实现上述目的，本发明的技术方案如下：

铝合金板材在冲压成汽车零件后会在170～205℃进行烘烤，相当于人工时效处理，由于烘烤时间很短(一般在30min左右)，常见6xxx系铝合金中主要强化相β”相无法完全析出，不能实现峰值时效。

本发明通过增加合金中Cu含量，提高铝合金人工时效时β”析出相析出速率，并形成额外的Q’和θ”析出相，从而提高烘烤过程中析出相的数量密度，大幅提高合金的时效强化效果；通过添加Zr元素来增强合金的晶粒细化和弥散强化效果，进一步提高合金的屈服强度；通过合理优化合金的制造工艺，改善各种弥散相和析出相的分布和尺寸，使得合金还具有较高的延伸率。

具体的，本发明的一种高强度高延伸率铝合金板材，其化学成分质量百分比为：0.8％≤Mg≤1.5％，0.8％≤Si≤1.5％，1.2％<Cu≤1.5％，0.1％≤Mn≤0.5％，0.05％≤Zr≤0.2％，0.05％≤Fe≤0.5％，0.01％≤Ti≤0.15％，其余为Al和其他不可避免杂质。

进一步，所述高强度高延伸率铝合金板材的微观组织为α(Al)基体、均匀分布的颗粒状和/或短棒状结晶相以及点状细小弥散相；在成形后烤漆或人工时效形成铝合金最终零件时，材料中还存在纳米尺寸的Mg₂Si亚稳相β”，Q-AlCuMgSi相的亚稳相Q’以及θ-Al₂Cu的亚稳相θ”相三种析出相。

优选的，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。

优选的，所述高强度高延伸率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。

优选的，所述高强度高延伸率铝合金板材的微观组织中点状细小弥散析出相包括亚微米级的ɑ-Al(Fe,Mn,Cu)Si相和Al₃Zr相。

又，本发明所述高强度高延伸率铝合金板材经固溶和预时效处理后屈服强度为190-230MPa，延伸率A₅₀≥25％；模拟烤漆处理2％预拉伸+185℃保温20min后屈服强度≥320MPa，延伸率A₅₀≥15％；短时人工时效处理190℃加热4h后屈服强度为≥360MPa，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：Mg和Si原子可以在本发明铝板成形后烤漆或人工时效后结合形成Mg₂Si的亚稳相β”相，β”相与α(Al)基体共格，具有很强的析出强化效果，但是由于烘烤工艺限制，β”相无法全部析出，导致烘烤后合金的屈服强度仍较低。当Mg和Si含量低于所限定的范围时，烘烤时Mg和Si不能结合形成足够的β”强化相，也不能与Cu结合形成足够的Q’相，达不到预期的屈服强度要求。当Mg和Si含量高于所限定的范围时，对合金的塑性和成形性能产生有害影响。因此，本发明中Mg、Si含量均限定在0.8～1.5％范围内。

Cu：由于Cu原子与Mg原子和Si原子间具有很强的结合力，Cu的添加可以大大增加时效过程中Cu、Mg、Si原子团簇(GP区)的形成及弥散分布，也加快了由GP区生成Mg₂Si的亚稳相β”的转化速率，提高β”的析出速率，增加了短时间人工时效时的β”相数量密度和弥散度，从而提高了合金的强度。Cu的添加还可以改变Al-Mg-Si合金固溶后的析出序列，除β”析出相外，在合金人工时效时还可形成Al₂Cu的亚稳相θ”相，并与Mg、Si形成Q-AlCuMgSi相的亚稳相Q’相。Q’相和θ”相具有很强的析出强化作用，进而大幅提高合金时效后的强度。本发明中Cu含量在1.2～1.5％时，时效强化效果最为显著。

Mn：Mn元素可在合金均匀化过程中形成弥散相，起到晶粒细化和弥散强化的作用，进而提高铝合金的强度。Mn还可减少Fe的有害作用，改善合金的塑性和成形性能。而当Mn含量大于0.5％时，易产生粗大的第二相，恶化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％。

Zr：由于Zr与Al的熔点差距大，在合金凝固过程中，Zr易作为α-Al基体的异质形核核心，起到细化铸锭组织的作用。另一方面，添加Zr还可以与Al生成Al₃Zr，Al₃Zr与α-Al基体共格，可以起到很强的弥散强化效果，从而提高合金的强度。而且Al₃Zr还可作为合金时效过程中β”相、Q’相和θ”相的形核核心，从而促进了三种析出相的析出及弥散分布，提高了时效强化效果，进而提高了合金的强度。Zr含量小于0.05％时，Zr主要固溶于Al基体中，形成的Al₃Zr弥散相数量少，强化作用弱。Zr含量在0.05～0.2％时，其晶粒细化、弥散强化和对析出相的析出促进作用显著。

Ti：Ti的添加主要起到细化晶粒的作用，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，易形成粗大的金属间化合物，恶化铝合金板材的成形性能。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使合金在铸造时易形成粗大的结晶相，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，Fe可与Mn结合生成ɑ-Al(Fe,Mn,Cu)Si弥散相，起到控制形核和抑制晶粒长大的作用。而且Fe的添加还可使铝合金在生产中利用回收的废铝，从而降低成本。因此，本发明限定Fe含量在0.05～0.5％。

本发明所述高强度高延伸率铝合金板材的制造方法，其主要步骤包括：

1)冶炼、铸造；

按上述化学成分冶炼、铸造；

2)铸锭均匀化

在300～400℃均匀化5～20小时，再在520～570℃均匀化5～15小时；

3)热轧

粗轧：粗轧开轧温度450～550℃；

精轧：精轧开轧温度380～480℃，终轧温度250～350℃；

热轧总道次压下率＞90％；

4)冷轧

5)固溶处理、冷却

固溶处理温度500～560℃；然后淬火冷却至60℃以下；

6)预时效处理

预时效处理温度75～180℃，预时效处理时间10～45min。

进一步，步骤(4)中，相邻冷轧道次间进行一次中间退火，退火温度为360～500℃。

在本发明制造方法中：

步骤(2)中，铸锭均匀化处理有助于消除铸锭中的残余应力，减少枝晶偏析，促进非平衡结晶相的溶解及弥散相的析出。均匀化可单独在加热炉内完成或与热轧前的加热同时进行。本发明采用双级均匀化，即在300～400℃均匀化5～20小时，再在520～570℃均匀化5～15小时。先在300～400℃低温均匀化5～20小时是为了促进低熔点非平衡结晶相的溶解，并形成ɑ-Al(Fe,Mn,Cu)Si和Al₃Zr弥散相的形核核心，从而促进ɑ-Al(Fe,Mn,Cu)Si和Al₃Zr相的析出及弥散分布，增强了合金的晶粒细化和弥散强化效果，提高了合金的强度；再在520～560℃均匀化5～15小时是为了促进Mg₂Si、Q-AlCuMgSi、Al₂Cu和其他非平衡结晶相的溶解，以降低合金的变形抗力。

步骤(3)热轧可遵照热粗轧和热精轧等常规方法进行，其中粗轧开轧温度控制在450～550℃；精轧开轧温度控制在380～480℃，终轧温度250～350℃，热轧总道次压下率＞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。

步骤(5)中控制固溶处理温度≥500℃，是基于：固溶处理温度小于500℃时，本发明合金中Mg₂Si、Q-AlCuMgSi和Al₂Cu等第二相的固溶不充分，对铝合金板材的成形性能不利，并导致后续烤漆及人工时效过程中β”相、Q’相和θ”相析出不充分，从而降低铝合金板材的强度。固溶处理温度高于560℃时，本发明所述成分范围的合金容易发生过烧，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500～560℃。

此外，在淬火后立即进行预时效处理，预时效处理温度为75～180℃，保温10～45min：因为固溶处理后的铝合金板材在存储过程中易发生自然时效，导致板材的强度增加，塑性降低。本发明铝合金板材在固溶处理后进行预时效处理，保持了铝合金板材性能的稳定性，满足汽车厂对铝合金板材存储期间的性能稳定性要求，也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时铝合金板材的疲劳性能和韧性有所降低，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。

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，特别是显著提高Cu含量并添加了弥散相强化元素Zr，开发了一种新型铝合金成分体系；并采用与铝合金成分体系相对应的双级均匀化热处理工艺，提高了合金的晶粒细化和弥散强化效果及烤漆或短时人工时效过程中的时效硬化速率，以及提高析出相的数量密度和弥散分布，从而提高铝合金最终零件的强度，同时具有较高的塑性。

附图说明

图1为本发明实施例1铝合金板材的EBSD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。

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300～400℃均匀化5～20小时，再在520～560℃均匀化5～15小时；

(3)热轧：热轧包括粗轧和精轧，其中粗轧温度为450～550℃，热轧总道次压下率大于90％；

(4)冷轧：冷轧热轧板到所需成品板厚度；

(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500～560℃，固溶时间为20～120s；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，预时效处理温度为75～180℃，保温10～45min。

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，测试所获得的相关性能测试结果参见表3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190℃加热4小时后的状态。

由表3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190-230MPa，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:2％预拉伸+185℃加热20min)后屈服强度Rp_0.2均>320MPa，延伸率A₅₀>15％，人工时效T6状态屈服强度Rp_0.2均在>360MPa，延伸率A₅₀>10％，说明实施例1-6具有优良的时效硬化性能，满足高强度高延伸率铝合金板的性能要求。

结合表1和表3，对比例1中Cu含量低于1.2％，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中未添加Zr，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EBSD显微组织照片。由图1可知，α(Al)基体的平均晶粒尺寸在30μm以下。

表1 单位：wt％

	Mg	Si	Cu	Zr	Mn	Fe	Ti
								实施例1	1.39	1.2	1.35	0.08	0.21	0.25	0.08
实施例2	0.87	0.95	1.29	0.06	0.24	0.22	0.09
								实施例3	0.82	0.85	1.24	0.12	0.32	0.19	0.12
实施例4	1.15	1.21	1.37	0.18	0.25	0.26	0.06
								实施例5	1.03	1.12	1.32	0.1	0.42	0.32	0.11
实施例6	1.2	1.06	1.41	0.14	0.26	0.41	0.07
								对比例1	0.81	1.02	0.58	0.17	0.34	0.36	0.08
对比例2	1.22	0.96	1.35	0	0.28	0.32	0.14

表2

表3

Claims

1.一种高强度高延伸率铝合金板材，其化学成分质量百分比为：

0.8％≤Mg≤1.5％，0.8％≤Si≤1.5％，1.2％<Cu≤1.5％，0.1％≤Mn≤0.5％，0.05％≤Zr≤0.2％，0.05％≤Fe≤0.5％，0.01％≤Ti≤0.15％，其余为Al和其他不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的高强度高延伸率铝合金板材，其特征在于，所述高强度高延伸率铝合金板材的微观组织为α(Al)基体、均匀分布的颗粒状和/或短棒状结晶相以及点状细小弥散相；在成形后烤漆或人工时效形成铝合金最终零件时，材料中还存在纳米尺寸的Mg₂Si亚稳相β”、Q-AlCuMgSi相的亚稳相Q’以及θ-Al₂Cu的亚稳相θ”相三种析出相。

3.根据权利要求2所述的高强度高延伸率铝合金板材，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所述的高强度高延伸率铝合金板材，其特征在于，所述高强度高延伸率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所述的高强度高延伸率铝合金板材，其特征在于，所述高强度高延伸率铝合金板材的微观组织中点状细小弥散析出相包括亚微米级的ɑ-Al(Fe,Mn,Cu)Si相和Al₃Zr相。

6.根据权利要求1-5任一项所述的高强度高延伸率铝合金板材，其特征在于，所述高强度高延伸率铝合金板材的屈服强度为190～230MPa，延伸率A₅₀≥25％；模拟烤漆处理2％预拉伸+185℃保温20min后屈服强度≥320MPa，延伸率A₅₀≥15％；短时人工时效处理190℃加热4h后屈服强度≥360MPa，延伸率A₅₀≥10％。

7.如权利要求1-6任一项所述的高强度高延伸率铝合金板材的制造方法，主要步骤包括：

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

3)热轧

粗轧：粗轧开轧温度450～550℃；

精轧：精轧开轧温度380～480℃，终轧温度250～350℃；

热轧总道次压下率＞90％；

4)冷轧

5)固溶处理、冷却

固溶处理温度500～560℃；然后淬火冷却至60℃以下；

6)预时效处理

预时效处理温度75～180℃，预时效处理时间10～45min。

8.根据权利要求7所述的高强度高延伸率铝合金板材的制造方法，其特征在于，步骤(4)中，相邻冷轧道次间进行一次中间退火，退火温度为360～500℃。

9.根据权利要求7或8所述的高强度高延伸率铝合金板材的制造方法，其特征在于，所述高强度高延伸率铝合金板材的微观组织为α(Al)基体、均匀分布的颗粒状和/或短棒状结晶相以及点状细小弥散相；在成形后烤漆或人工时效形成铝合金最终零件时，材料中还存在纳米尺寸的Mg₂Si亚稳相β”、Q-AlCuMgSi相的亚稳相Q’以及θ-Al₂Cu的亚稳相θ”相三种析出相。

10.根据权利要求9所述的高强度高延伸率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。

11.根据权利要求9所述的高强度高延伸率铝合金板材的制造方法，其特征在于，所述高强度高延伸率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。

12.根据权利要求9所述的高强度高延伸率铝合金板材的制造方法，其特征在于，所述高强度高延伸率铝合金板材的微观组织中点状细小弥散析出相包括亚微米级的ɑ-Al(Fe,Mn,Cu)Si相和Al₃Zr相。

13.根据权利要求7-12任一项所述的高强度高延伸率铝合金板材的制造方法，其特征在于，所述高强度高延伸率铝合金板材经固溶和预时效处理后屈服强度为190-230MPa，延伸率A₅₀≥25％；模拟烤漆处理2％预拉伸+185℃保温20min后屈服强度≥320MPa，延伸率A₅₀≥15％；短时人工时效处理190℃加热4h后屈服强度为≥360MPa，延伸率A₅₀≥10％。