一种Al-Mg-Si合金板材及其制造方法与流程

本发明涉及一种铝合金板材及其制造方法，尤其涉及一种al-mg-si合金板材及其制造方法。

背景技术：

节能减排已成为汽车工业发展的重要目标之一，汽车轻量化是实现这一目标的主要方向。研究显示，汽车整车重量降低10％，燃油效率可提高(6-8)％。若一辆中型汽车(1500kg)减少350kg，则这辆汽车在使用年限内至少能降低约5250kg的废气。铝合金以其质轻、耐磨损和腐蚀、比强度高，抗冲击性能好，易着色和回收等特点，成为汽车轻质材料的首选，其中以6016、6022和6111为典型代表的al-mg-si系铝合金具有良好的烘烤硬化特性(相对于al-mg系铝合金)和较好的成形性能(相对于al-cu系铝合金)，是汽车车身外板的理想轻质替换材料。

但是该系列铝合金经固溶淬火处理后，基体中过饱和的镁、硅原子在室温条件下会偏聚形成原子团簇，即发生所谓的自然时效效应。这种效应容易使得铝板在运输和存储过程中力学性能不稳定，经常表现为屈服强度和抗拉强度上升，延伸率下降，导致铝板冲压时回弹严重，包边时容易发生开裂，严重影响成形质量；与此同时，自然时效形成的不稳定的原子团簇，在人工时效时易回溶入铝基体，使得铝板烘烤处理时强度不仅无明显提高，有时还略低于烘烤前的强度，未能发挥合金预期的烘烤硬化效应，降低了抗凹性等服役性能。此问题严重影响了al-mg-si系铝板在汽车覆盖件上的广泛应用。

为了解决al-mg-si系汽车铝板的自然时效及烘烤硬化性能不足的问题，现有技术主要采用预处理工艺和微合金化来缓解。其中预处理技术主要包括预时效和预拉伸变形。但这些预处理技术在工序时间间隔亦或预变形的均匀控制等方面要求过于严格，不适用于工业大生产。微合金化方面，sn是缓解该系合金自然时效稳定性的主要添加元素。

专利号为cn106661680a，公布日为2017年5月10日，名称为“铝合金板”的中国专利文献公开了一种新型al-mg-si合金，其包含0.3-1.0wt％mg，0.5-1.5wt％si，0.005-0.2wt％sn、0.02-1.0wt％fe、0.02-0.6wt％mn，其余为al和一些不可避免的杂质，组织上形成大量尺寸为0.3-20μm的含sn第二相粒子。

专利号为cn105074028a，公布日为2015年11月18日，名称为“室温时效后的特性优异的铝合金板”的中国专利文献公开了一种添加微量sn的al-mg-si合金，其含有：0.3-0.6wt％mg、0.4-1.4wt％si、0.01-0.3wt％sn，其中mg与si的成分配置要求满足8×(mg含量)-(si含量)≤3.0，余量由al和不可避免的杂质构成。该铝板经过170℃保温20分钟的热处理后，采用30万倍的透射型电子显微镜测量铝板横截面中央位置300nm×300nm×100nm范围内的显微组织时，晶粒内的2.0-20nm析出物的数密度平均为5.0×10²¹个/m³以上。

现有技术中，虽然在al-mg-si合金中添加sn能获得一定的延缓自然时效效应的效果，但有关铝板经长期(180天及以上)自然时效稳定性改善效果的研究较少，且铝板烘烤后强度增量不高，烘烤后屈服强度低，无法满足汽车厂对更高强度铝合金的要求。

鉴于此，期望获得一种al-mg-si合金板材，其具备长期自然时效稳定性和高烘烤硬化性能。

技术实现要素：

本发明的目的之一在于提供一种al-mg-si合金板材，该板材具备长期自然时效稳定性、高烘烤硬化性能和成形性能。

为了实现上述目的，本发明提出了一种al-mg-si合金板材，其化学元素质量百分配比为：

mg：0.4-1.0％；

si：0.6-1.2％；

sn：0.05-0.15％；

ti：0.05-0.15％；

cu：0-0.2％；

mn：0-0.5％；

fe≤0.5％；

余量为al以及其他不可避免的杂质元素。

在本发明所述的al-mg-si合金板材中，各化学元素的设计原理如下：

mg和si：mg、si是al-mg-si系合金的主要合金元素，是该系铝合金强化相的关键元素。固溶处理后，镁硅原子固溶在基体中，在随后的自然时效、低温人工时效或烘烤处理中偏聚长大并析出，有助于强度的提升。铝合金中固溶态的mg原子有利于提高硬化指数n。因此，相对于6016铝合金，mg含量的适度富余将有助于提高硬化指数或成形性能，因此本发明将al-mg-si合金板材中的mg的质量百分比限定在0.4％-1.0％。si除了作为主要强化相的组成元素以外，还能降低sn元素在该系合金中的固溶度，因此本发明将al-mg-si合金板材中的si的质量百分比限定在0.6％-1.2％。

sn：sn与淬火空位结合能较高，其通过捕获空位来延缓本发明所述的al-mg-si合金板材早期的自然时效效应。只有固溶态的sn才有较好的捕捉空位的能力，过量的sn会在晶界偏析，容易导致晶界裂纹，因此本发明将al-mg-si合金板材中的sn的质量百分比限定在0.05％-0.15％。

ti：ti是合金的晶粒细化元素，所形成的tial3第二相粒子可以成为结晶时的非自发核心，起细化铸造组织的作用。ti含量过少时，晶粒细化效果不明显，ti含量过多时，因为室温下ti在ɑ(al)中的溶解度比较低，极易偏析形成针状tial3，对成形性能有害。因此本发明将al-mg-si合金板材中的ti的质量百分比限定在0.05％-0.15％。

cu：在本发明所述的al-mg-si合金板材中，添加少量cu对延缓自然时效有积极的效应，时效时cu元素可以形成q’相，能够有效的提高烘烤硬化性能，但是cu易于在晶界聚集，会显著降低耐腐蚀性能和成形性能。因此本发明将al-mg-si合金板材中cu的质量百分比限定在0-0.2％。

mn：mn在均匀化热处理中形成弥散相颗粒，这种颗粒相可以抑制再结晶后基体晶粒长大，起到细化晶粒的效果，同时能与杂质铁结合形成al6(femn)相，减少铁的有害作用。但是若含量超过0.5％，容易生成粗大的树枝状alfesimn系金属间化合物，严重地恶化了包边性能，因此，本发明将al-mg-si合金板材中的mn的质量百分比限定在0-0.5％。

fe：fe作为基体金属杂质混入合金中，在铸造凝固中与mn、si一起生成片层状的al6(femn)和al12(femn)3si金属间化合物形式析出，热轧卷取后以该结晶物为形核点进行再结晶，得到微细的再结晶晶粒。但是fe含量超过0.5％会引起粗大的树枝状金属间化合物，且片层厚度大于0.5μm时，更易造成强度和成形性变差。因此，本发明将al-mg-si合金板材中的fe的质量百分比限定在fe≤0.5％。

进一步地，在本发明所述的al-mg-si合金板材中，在其他不可避免的杂质中：cr≤0.1％，zn≤0.2％；所述不可避免的杂质的总量≤0.15％。

更进一步地，在本发明所述的al-mg-si合金板材中，还满足mg：[si+sn-(fe+mn)/4]的值为0.6-1.5。

在本发明所述的技术方案中，为了提高后期烘烤时析出硬化速率，需要sn和mg结合形成第二相，进而释放其捕获的空位，考虑到富mg、sn的第二相强化作用不明显，但会消耗部分形成主要强化相所需要的mg元素，此外元素mn、fe还会和si元素形成强化作用弱的弥散相，消耗形成主要强化相所需要的si元素，因此在本发明所述的al-mg-si合金板材中，还满足mg：[si+sn-(fe+mn)/4]的值为0.6-1.5。

进一步地，在本发明所述的al-mg-si合金板材中，mg元素质量百分含量为0.6-0.9％。

进一步地，在本发明所述的al-mg-si合金板材中，si元素质量百分含量为0.9％-1.1％。

进一步地，在本发明所述的al-mg-si合金板材中，其微观组织包括α(al)固溶体以及细小的第二相；其中所述第二相以球形gp区为主，此外第二相还包括弥散分布的细小的针状析出相。

进一步地，在本发明所述的al-mg-si合金板材中，所述al-mg-si合金板材自然时效180天的屈服强度波动≤8mpa，烘烤后t8x态的屈服强度≥240mpa。

相应地，本发明的另一目的在于提供一种上述的al-mg-si合金板材的制造方法，采用该方法制造获得的al-mg-si合金板材具备长期自然时效稳定性、高烘烤硬化性能和成形性能。

为了实现上述目的，本发明提出了一种al-mg-si合金板材的制造方法，包括步骤：

(1)熔铸；

(2)均匀化热处理；

(3)热轧；

(4)冷轧；

(5)固溶处理；

(6)预时效处理；

(7)烘烤前处理：加热温度为190-240℃，保温1-3min。

在本发明所述的制造方法中，在步骤(1)中，在一些实施方式中，在工业铝熔体中加入合金元素和细化剂进行熔炼，其中合金元素可以通过加入al-si中间合金、纯cu、al-mn中间合金或mn剂、纯mg的方式加入到工业铝熔体中，选择半连续铸造法，以不小于每分钟100℃的冷却速度从液相线温度快速冷却到固相线温度，抑制粗大结晶物的生成。

需要说明的是，在一些实施方式中，在步骤(2)均匀化热处理之后步骤(3)热轧之前，本领域技术人员可以根据实际需要对铸坯的两个大面进行铣面，单面铣削深度5-15mm，确保清除表面缺陷，并且可以根据实际需要确定是否要铣侧面。

此外，在步骤(7)中，为了保证快速烘烤硬化效应，需要sn释放其捕获的空位，因此本发明设置烘烤前处理步骤，以促进sn和mg结合形成第二相，进而释放sn捕获的空位来加速烘烤过程中的时效硬化速度。本案发明人通过研究发现加热温度优选为190-240℃，此外，若时间太长，mg、si元素容易形成强化效果不明显的β’甚至β相，因此在烘烤前处理步骤中保温1-3分钟。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，均匀化热处理温度为520-580℃，时间为3-24h。

在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，均匀化热处理可使合金元素和粗大的化合物充分固溶，消除铸造时组织的偏析，达到组织的均匀，还可促进含fe元素的针片状β相向粒状α相转化，从而不仅可以提高成形性，同时由于该转化还会释放部分si元素，从而可以提高后续时效硬化能力。均匀化热处理温度低于500℃时，铸坯组织均匀化所需的时间过长，且基体内的偏析不能完全消除，会造成包边性能下降。若均匀化热处理温度高于580℃，则铸坯将局部再熔融过烧，铝板的力学和表面性能恶化。另外，若均匀化热处理时间低于3小时，则铸坯的均质化未完毕，特别是部分非平衡共晶相溶解不充分导致后续高温固溶处理容易出现过烧现象，而时间过长则会导致生产效率低下。因此，在步骤(2)中，均匀化热处理温度为520-580℃，时间为3-24h。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，热轧包括粗轧、精轧和卷取，其中粗轧开轧温度为430-480℃，卷取温度为320-360℃，热轧压下率不小于75％。

在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，热轧包括粗轧、精轧和卷取。在一些实施方式中，粗轧可以采用可逆轧制，轧制温度优选范围是430℃～480℃，以确保轧制道次间发生再结晶。精轧可以采用单机架或者多机架连轧，为了控制轧制后的显微组织，卷取温度不超过360℃，旨在抑制形成粗大的再结晶组织，但应不低于320℃，否则轧制完成后需进行350-420℃的中间退火以确保发生再结晶。此外，热轧压下率不小于75％，最终热轧板厚度限定在3～10mm。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，冷轧压下率为60-90％。

在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，冷轧的冷加工率越高，其应变畸变能越高，后续的固溶处理再结晶组织的晶粒越细小，表面性能越好。因此，冷轧压下率优选为60-90％。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(6)中，预时效处理的温度为60-140℃，保温时间为20-180min。

在本发明所述的制造方法中，在步骤(6)中，铝板经过固溶处理后进行预时效处理。为了避免sn和其他元素结合形成化合物，不利于其捕获空位延缓自然时效效应，预时效温度优选为60-140℃。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(6)中，还施加变形量为1-3％的预拉伸。

在本发明所述的制造方法中，在步骤(6)中，本领域技术人员可以根据实际需要施加变形量为1-3％的预拉伸，以达到改善板型、延缓自然时效的效果。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(5)中，固溶温度为540-570℃，保温时间为10-600s，升温速度为2-50℃/s。

在本发明所述的制造方法中，在步骤(5)中，固溶处理是本案的关键工艺，这一工艺步骤的目的在于，首先要使mg、si原子尽可能多地固溶，以确保成形后的烘烤硬化性能；其次sn元素也需充分固溶，以便其捕获淬火后形成的空位，延缓本发明所述的al-mg-si合金板材的早期自然时效效应。为了确保mg、si的充分固溶，加热温度不低于500℃；为了确保sn达到最大固溶度，固溶温度应大于540℃。但是，若温度超过570℃，则易使可能存在的少量共晶相熔融过烧，导致延伸率显著下降，表面性能劣化。因此，本发明将固溶温度限定在540-570℃，升温速度控制在2～50℃/s范围内，达到指定温度后，需要保持10s以上，但是不超过600s以防晶粒粗化，即保温时间限定在10-600s。此外，考虑到冷却过程中，若冷却速度低于10℃/s，则在晶界处容易析出粗大的mg2si、游离si，劣化成形和包边性能。因此，冷却方式优选室温水喷淋。

与现有技术相比，本发明所述的al-mg-si合金板材及其制造方法具有如下有益效果：

(1)本发明通过各元素的合理匹配，并结合优化的制造工艺来改善自然时效的不利影响，提高烘烤硬化性能，使本发明所述的al-mg-si合金板材具备长期自然时效稳定性、高烘烤硬化性能和成形性能。

(2)本发明所述的al-mg-si合金板材自然时效180天的屈服强度波动≤8mpa，烘烤后t8x态的屈服强度≥240mpa。

(3)本发明所述的al-mg-si合金板材的制造方法同样具有上述有益效果，此处不再赘述。

附图说明

图1为比较例1和实施例5的al-mg-si合金板材自然时效14天后在180℃的人工时效过程中的硬度变化曲线。

图2为比较例1和实施例5的al-mg-si合金板材在步骤(6)中的自然时效14天后经210℃保温3分钟的烘烤前处理后在185℃下进行人工时效过程中的硬度变化曲线。

图3为实施例5的al-mg-si合金板材在高倍透射电镜下的微观组织结构图。

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al-mg-si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和比较例1-2

表1列出了实施例1-6和比较例1-2的al-mg-si合金板材中各化学元素的质量百分比(wt％)。

表1.(wt％，余量为al及除了cr、zn以外的其他不可避免的杂质元素)

实施例1-6和比较例1-2的al-mg-si合金板材的制造方法如下(具体工艺参数列于表2-1、表2-2和表2-3中)：

(1)熔铸：根据表1所列的各化学元素进行配比，在工业铝熔体中加入合金元素和细化剂进行熔炼，其中合金元素可以通过加入al-si中间合金、纯cu、al-mn中间合金或mn剂、纯mg的方式加入到工业铝熔体中，选择半连续铸造法，以不小于每分钟100℃的冷却速度从液相线温度快速冷却到固相线温度，铸造得到厚度为500mm、宽度为1800mm的扁锭。

(2)均匀化热处理：均匀化热处理温度范围520-580℃，时间为3-24h。

(3)热轧：热轧包括粗轧、精轧和卷取，其中粗轧开轧温度为430-480℃，卷取温度为320-360℃。热轧总压下率不小于75％，最终热轧板厚度为7mm。

(4)冷轧：在四辊冷轧机上轧成1mm的冷轧卷，冷轧压下率为60-90％。

(5)固溶处理：通过连续气垫式热处理线进行固溶处理，固溶温度为540-570℃，保温时间为10-600s，升温速度为2-50℃/s。采用室温水喷淋，冷却到40℃以下。

(6)预时效处理：预时效处理的温度为60-140℃，保温时间20-180min，施加变形量为1-3％的预拉伸。然后自然时效7天、30天和180天。

(7)烘烤前处理：在自然时效后进行烘烤前处理，加热温度为190-240℃，保温1-3min。

(8)模拟烘烤：采用185℃保温20分钟来模拟烘烤过程。

表2-1.实施例1-6和比较例1-2的al-mg-si合金板材制造方法具体工艺参数

表2-2.实施例1-6和比较例1-2的al-mg-si合金板材制造方法具体工艺参数

表2-3.实施例1-6和比较例1-2的al-mg-si合金板材制造方法具体工艺参数

对实施例1-6和比较例1-2的al-mg-si合金板材进行性能测试，通过测试铝板经7天、30天和180天的自然时效和模拟烘烤后拉伸性能的变化来评估板材的自然时效稳定性。以塑性应变为0.2％时的强度作为屈服强度，通过测试铝板经7天、30天和180天的自然时效和模拟烘烤后屈服强度增加量(记为bh2)来衡量烘烤硬化性能，性能测试结果列于表3-1、表3-2和表3-3中。

表3-1.

表3-2.

表3-3.

由表3-1、表3-2和表3-3可以看出，由于实施例1-6的al-mg-si合金板材中添加了不同含量的sn，比较例1的al-mg-si合金板材未添加sn，比较例2的al-mg-si合金板材虽添加了0.06％sn但mg：[si+sn-(fe+mn)/4]＝0.444444且无烘烤前处理，因此自然时效过程中，烘烤前各实施例的单向拉伸性能更为稳定，屈服强度波动比较小，bh2较为稳定且较高，延伸率均优于比较例，且均在30％以上，显示成形性能较好，可以看出，烘烤前处理工艺可以提高合金的烘烤硬化性能。

从图1中可以看出，添加sn的实施例5的al-mg-si合金板材的人工时效过程中硬化速度比没有加sn的比较例1的高。

从图2中可以看出，人工时效前经过一个短时高温处理后，添加sn的实施例5的al-mg-si合金板材烘烤硬化速率比未添加sn的比较例1的高，这也说明烘烤前处理有利于提高添加sn元素的合金的烘烤硬化速率。

从图3中可以看出，实施例5的al-mg-si合金板材中的微观组织包括α(al)固溶体以及细小的第二相，其中第二相以球形gp区为主，其半径范围为3～8nm，同时包含部分细小弥散、尺寸稍大的针状析出相。

需要说明的是，本发明的保护范围中现有技术部分并不局限于本申请文件所给出的实施例，所有不与本发明的方案相矛盾的现有技术，包括但不局限于在先专利文献、在先公开出版物，在先公开使用等等，都可纳入本发明的保护范围。

此外，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。