一种车用铝合金板材及其制备方法
一种车用铝合金板材及其制备方法
【技术领域】
[0001] 本发明属于铝合金技术领域，尤其涉及一种车用铝合金板材及其制备方法。
【背景技术】
[0002] 随着全球汽车保有量的持续增加，能源消耗、环境污染和安全问题已成为全球汽 车工业面临的三大严峻课题，从而迫使汽车企业大力发展和推进汽车轻量化技术。汽车轻 量化技术的核心是在控制成本和保证性能的前提下，减轻汽车自重以降低能耗、提高汽车 的燃油经济性，减少环境污染。因此，随着近年汽车轻量化进程的加快，铝合金以其质轻、比 强度高、耐腐蚀、抗冲击性能好、易表面着色、良好的加工成形性，及极高再回收、再生性等 一系列优良特性，被公认为汽车轻量化的理想材料，在汽车轻量化过程中也越来越得到广 泛应用。
[0003] 汽车车身重量约占汽车整车重量的30~40%，车身减重可带来显著的节能减排 效果，因此，汽车车身的铝制轻量化一直备受关注，成为世界各国汽车企业轻量化工作的核 心。汽车车身的主要覆盖部件可由铝合金板材冲压组装而成，如发动机罩、行李箱盖、车门、 车顶盖、地板、隔热板等部件。但是，在实际应用过程中发现，发动机罩内板、行李箱盖内板、 车门内板及其他汽车车身内板部位形状极其复杂，对铝合金板材的成形性能要求较高。因 此，在典型的汽车车身板用铝合金2XXX、5XXX和6XXX系合金中，5XXX系铝合金因其η和r 值、断后伸长率等成形性能指标高，非常适用于对成形性能有着较高要求的汽车车身内板 部件。
[0004] 无论是铝合金汽车板开发较早的欧、美、日等发达国家，还是近些年蓬勃发展铝 合金汽车板的中国来说，针对5XXX系铝合金汽车板的合金设计、工艺开发、以及成形性能 优化、表面质量改善等进行了大量研宄，如专利EP0594509B1，EP0569006B1，US4081294A， US5518558A，US6342112B1，JP4-147936A，JP4-327430A，CN101880803A，以及 CN102220729A 等专利，开发了 5052、5754、5083、5182和KS5030等0态5XXX系铝合金汽车板，其中5182-0 态铝合金板材因其具有强度和高深冲性能的良好结合而得到广泛的应用。
[0005] 然而，为了进一步提高5XXX系铝合金板材的成形性能，大多将Fe和Si杂质含量 控制在较低水平（< 〇. I wt%)，以及采用先进的连续式退火生产线等方法，大大增加原材料 成本和设备投资成本。同时，部分生产工艺设计不合理，如均匀化采用460~480°C /16~ 24h的制度，生产能耗大、成本高、效率低下。因此，在当前汽车铝板价格是钢板4~6倍的 压力下，汽车企业急需一种高成形性、低成本的5XXX系铝合金汽车板材，以满足汽车发动 机内罩、行李箱内盖、车门内板、其他汽车车身内板等形状复杂，对铝合金板材成形性能要 求较高的部件的需求。
【发明内容】
[0006] 本发明的目的就是针对现有技术存在的问题，提供一种具备高成形性能、低生产 成本的新型车用铝合金及其制备方法。
[0007] 上述目的是通过下述方案实现的： 一种车用铝合金板材，其特征在于，所述合金板材的化学成分及其质量百分比含量为： Mg :4· 5 ~5. 5 wt%，Mn :0· 15 ~0· 35 wt%，Fe :0· 10 ~0· 30 wt%，Si 彡 0· 15 wt%，Ti 彡 0· 10 wt%，Cu < 0· 10 wt%，Zn < 0· 10 wt%，Cr < 0· 10 wt%，余量为 Al 及不可避免的杂质。
[0008] 优选地，Mg、Mn 和 Fe 含量范围分别为：Mg :4· 5 ~5. 0 wt%，Mn :0· 15 ~0· 25 wt%， Fe :0. 15 ~0. 25 wt%。
[0009] -种制备上述的车用铝合金板材的方法，所述制备方法依次包括以下步骤：配料、 熔炼铸造、均匀化、热轧变形、一次冷轧变形、中间退火、二次冷轧变形、完全退火。
[0010] 优选地，所述熔炼铸造步骤中，采用（：12和Ar混合气体进行炉内精炼和SNIF进行 除气处理，控制铸锭中Na彡3 ppm，Ca彡5 ppm，H2S 0· 15 ml/100g A1。
[0011] 优选地，所述均匀化步骤的铸锭加热速率15~40 °C /h，均匀化温度500~550 °C，均热时间1~6 h，炉冷至热轧开轧温度470~490 °C，保温2 h。
[0012] 优选地，所述热轧变形步骤采用1+4热连轧生产线进行板材的热轧，热粗轧中间 板厚20~30 mm，经4热连精轧板材的厚度为4~6 mm，板材卷取温度320~360 °C 优选地，所述中间退火步骤中，卷材升温速率15~40 °C /h，中间退火温度310~340 °C，退火时间1~4 h，空冷。
[0013] 优选地，所述二次冷轧变形步骤中，中间退火空冷后的卷材，经二次冷轧变形精轧 至成品厚度，通过中间退火将二次冷轧变形总的冷轧加工率控制在25~65%之间。
[0014] 优选地，所述完全退火步骤中，对卷材的完全退火热处理，卷材升、降温速率15~ 40 °C /h，完全退火温度320~360 °C，退火时间1~4 h，空冷。
[0015] 优选地，其特征在于，所述完全退火热步骤采用工业卧式退火炉进行卷材的完全 退火热处理。
[0016] 本发明技术方案突出的实质性特点：通过成分设计和优化，对常规5182合金的 Fe、Si杂质元素含量进行了调整，特别是控制和优化Fe和Mn元素的含量，充分利用杂质Fe 元素和微合金化Mn元素的相互作用，结合优化的铸锭均匀化热处理工艺，以调控杂质Fe和 微合金Mn元素在均匀化过程中形成尺寸较大、近球形的Al 6(FeMn)弥散相质点。充分利用 此种均热调控析出的尺寸较大、近球形Al6(FeMn)弥散相的颗粒激发诱导再结晶形核效应 (PSN)，促进5XXX冷轧板材完全退火过程中再结晶的发生，从而在常规板带生产线的退火 炉中实现成卷完全退火处理，并保证完全退火后的再结晶组织均匀、呈等轴状，大大提高了 板材的成形性能。
[0017] 本发明提出的5XXX系合金对Fe、Si杂质元素含量控制要求低于其他高成形产品 的要求（<〇.l Wt%)，特别是Fe元素含量控制在0.15~0.25 wt%，可大大提高回收废铝的 采用，显著降低原材料成本。采用500~550 °C/1~6 h的均热工艺调控Fe和Mn元素在 均匀化过程中形成尺寸较大、近球形Al6 (FeMn)弥散相，不但有利于后续板材再结晶组织的 调控，而且相对其他460~480°C /16~24h的均热制度节能和生产效率高。因此，本发明 通过合金成分、制备工艺的设计与优化，在现有常规板带生产线上制备出高成形性、具有价 格优势的低成本5XXX系铝合金板材，有着非常广阔的产业化前景。
【附图说明】
[0018] 图1是本发明的车用铝合金板材及其制备方法的技术路线图； 图2-7是合金铸锭不同均匀化处理后Al6 (FeMn)弥散相金相观察结果； 图8-9是合金冷轧板不同完全退火处理后断后伸长率及杯突值性能检测结果； 图10-15是合金不同工艺条件下0态板材的金相组织观察结果。
【具体实施方式】
[0019] 本发明的车用铝合金板材及其制备方法的技术路线如图1所示，包括主要生产工 艺流程及关键工艺参数，下面结合具体实施方案对本发明做进一步补充和说明。
[0020] 原材料分别采用企业自产的电解铝水、30%的一级固体废料、Al-16. 5%Si中间合 金、Fe剂、Cu剂、Mn剂、纯Mg锭等。具体的熔铸过程为加固体料(炉膛设定温度1050 °C ) -加铝水一固体料化平后扒渣一（扒渣温度71ΓΟ -取样分析一加合金（加合金温度 736°C )-电磁搅拌20min -扒渣一加镁锭(加镁温度754°C )-电磁搅拌30min -取样分 析(取样温度740°C )-成份合适后扒渣一转炉(转炉温度744 °C )-精炼(精炼温度733°C， 精炼时间2h，N2-ClJg合气体）一静置一Wagstaff铸造系统进行DC铸造。
[0021] 铸造过程中，在SNIF (Spinning Nozzle Inert Flotation，旋转喷阻惰性气体 浮游法）前的流槽中加入Al-5Ti-0. 2B，用来细化晶粒，钛硼丝的进给速度为：V=127~148 cm/min，在SNIF除气装置通入Cl2-Aiy混合气体对熔体进行除气处理，铸造温度为680~ 690 °C，铸造速度60 mm/min。为了进一步提高熔体的质量，在铸造线上采用CFF过滤板对 熔体中的渣进行过滤，CFF过滤板采用双级（40ppi/50ppi)过滤。通过以上熔铸工艺及相应 的措施，确保铸锭中Na彡3 ppm，Ca彡5 ppm，H2S 0· 15 ml/100g A1，提高板材的加工性 能及广品的机械性能。
[0022] 根据实施发明的合金成分，采用相同的熔铸工艺熔炼铸造了 6个批次的铸锭，具 体的铸锭信息，包括铸锭批号、合金成分见表1，尺寸规格为5000~9000 mm (长）X1860 _ (宽）X620 mm (厚)，其中铸锭4F171作为参照对比实施例，为常规5182合金，1E298~1E302 合金为本发明实施例合金成分。
[0023] 表1实施发明合金熔铸批次号、合金成分
实施发明合金铸锭进行锯切铣面，锯切铸锭头部尺寸100 mm、尾部尺寸300 mm;铣削铸 锭表面尺寸15 mm，侧边尺寸10 mm。实施铸锭锯切铣面后，放入推进式加热炉分别进行不 同均匀化处理，然后采用1+4热连轧轧制机组对铸锭进行热轧变形至4~6 _，经4道次 热连轧出口卷取温度为320~360°C，以确保实现板 材充分完成再结晶退火。采用单机架6 辊CVC冷轧机进行冷轧变形至不同要求厚度。中间退火和完全退火采用常用的卧式退火炉 进行成卷退火。同时，实施发明合金部分生产工艺通过实验室进行参数制定后实施工业化 生产，如均匀化工艺、二次冷轧变形总的冷轧加工率、完全退火工艺。
[0024] 采用Bruker Elemental A1140直读光谱仪进行合金的成分检测。采用ZEISS Imager M2m型光学显微镜，WDW-100B型万能试验机对均匀化铸锭、二次冷轧后完全退 火的板材进行组织和性能分析，为优化相应工艺提供依据。力学性能检测采用标准GB/ T 228. 1-2010,及其非比例P12号拉伸试样，成形性能按照标准GB/T 5027-2007及GB/T 5028-2008进行检测。
[0025] 表2本发明实施例完全退火态板材的性能检测结果
具体的实施方式如下： 实施例1 参照例合金铸锭4F171和本发明合金铸锭1E298,锯切掐头去尾后切取铸锭厚度方向 1/4处铸锭样品进行均匀化工艺的实验室探索，采用空气循环炉进行均匀工艺热处理，升温 速率为15~40 °C/h，均热保温完毕后水淬。采用光学显微镜，在同一腐蚀条件下，对均 热处理后的Al6 (FeMn)弥散相进行组织观察。4F171铸锭样品均热制度为480°C /2h和 480°C /24h，其金相组织照片分别为图2和图3。而1E298铸锭样品均热制度为480°C /2h、 530°C /2h、530°C /4h和530°C /8h，其Al6 (FeMn)弥散相金相组织观察结果分别如图4-7 所示。
[0026] 实施例2 采用本发明合金铸锭1E298,锯切铣面后利用推进式加热炉进行均匀化处理，处理工艺 为：差温加热，铸锭加热速率15~40 °C/h，均匀化温度530 °C，保温2 h后，炉冷至热轧 开轧温度470~490 °C，保温2 h直接热轧，采用1+4热连轧生产线进行板材的热轧，热粗 轧至中间板厚28 mm，经4热连精轧板材的厚度为5.5 mm，板材卷取温度339~350 °C。热 轧卷冷却至室温后经单机架6辊CVC冷轧机冷轧变形至厚度0.8 _。采用空气循环炉进行 完全退火工艺探索，处理工艺为：升、降温速率30 °C/h，完全退火温度分别为300~320~ 340~360~380 °C，退火时间2 h，对完全退火后的板材进行断后伸长率、埃里克森杯突值 性能检测，其结果分别如图8和图9所示。
[0027] 实施例3 参照例合金铸锭4F171，锯切铣面后利用推进式加热炉进行均匀化处理，处理工艺为： 差温加热，铸锭加热速率15~40 °C/h，均匀化温度480 °C，保温2 h后直接热轧，采用1+4 热连轧生产线进行板材的热轧，热粗轧至中间板厚28 mm，经4热连精轧板材的厚度为6. 0 _，板材卷取温度337~349 °C。热轧卷冷却至室温后经单机架6辊CVC冷轧机冷轧变形 至厚度0.8 _。采用常规卧式退火炉进行完全退火，处理工艺为：卷材升、降温速率15~ 40 °C/h，完全退火温度330 °C，退火时间2 h，对退火后板材进行金相组织观察(详情见图 10)和性能检测（详情见表2)。
[0028] 实施例4 本发明合金铸锭1E298,锯切铣面后利用推进式加热炉进行均匀化处理，处理工艺为： 差温加热，铸锭加热速率15~40 °C /h，均匀化温度530 °C，保温2 h后，炉冷至热轧开轧 温度470~490 °C，保温2 h直接热轧，采用1+4热连轧生产线进行板材的热轧，热粗轧至 中间板厚28 mm，经4热连精轧板材的厚度为5. 5 mm，板材卷取温度339~350 °C。热轧卷 冷却至室温后经单机架6辊CVC冷轧机冷轧变形至厚度0.8 _。采用工业常用卧式退火炉 进行完全退火，处理工艺为：卷材升、降温速率15~40 °C /h，完全退火温度330 °C，退火 时间2 h，对退火后板材进行金相组织观察(详情见图11)和性能检测（详情见表2)。
[0029] 实施例5 本发明合金铸锭1E298,锯切铣面后利用推进式加热炉进行均匀化处理，处理工艺为： 差温加热，铸锭加热速率15~40 °C /h，均匀化温度530 °C，保温2 h后，炉冷至热轧开轧 温度470~490 °C，保温2 h直接热轧，采用1+4热连轧生产线进行板材的热轧，热粗轧至 中间板厚28 mm，经4热连精轧板材的厚度为5. 5 mm，板材卷取温度339~350 °C。热轧卷 冷却后经一次冷乳变形乳制成：0. 9 mm、l. I mm、l. 5 mm、2. 5 mm不同厚度，以控制中间退火 后二次冷轧变形总的冷轧加工率分别为：1〇%、25%、45%、65%。然后采用工业常用卧式退火炉 进行中间退火，处理工艺为：卷材升、降温速率15~40 °C/h，中间退火温度310~340 °C， 退火时间1~4 h，空冷。中间退火卷冷却至室温后经单机架6辊CVC冷轧机冷轧变形至厚 度0.8 _。采用工业常用卧式退火炉进行完全退火，处理工艺为：卷材升、降温速率15~ 40 °C/h，完全退火温度330 °C，退火时间2 h，对退火后板材进行金相组织观察(详情见图 12~15)和性能检测（详情见表2)。
[0030] 实施例6 本发明合金铸锭1E299,锯切铣面后利用推进式加热炉进行均匀化处理，处理工艺为： 差温加热，铸锭加热速率15~40 °C /h，均匀化温度530 °C，保温2 h后，炉冷至热轧开轧 温度470~490 °C，保温2 h直接热轧，采用1+4热连轧生产线进行板材的热轧，热粗轧至 中间板厚28 mm，经4热连精轧板材的厚度为5. 5 mm，板材卷取温度339~350 °C。热轧卷 冷却后经一次冷轧变形轧制成1. 5 _，中间退火后二次冷轧变形的总冷轧加工率为45%。 然后采用工业常用卧式退火炉进行中间退火，处理工艺为：卷材升、降温速率15~40 °C / h，中间退火温度310~340 °C，退火时间1~4 h，空冷。中间退火卷冷却至室温后经单机 架6辊CVC冷轧机冷轧变形至厚度0.8 _。采用工业常用卧式退火炉进行完全退火，处理 工艺为：卷材升、降温速率15~40 °C/h，完全退火温度330 °C，退火时间2 h，对退火后板 材进行性能检测（详情见表2)。
[0031] 实施例7 本发明合金铸锭1E300,锯切铣面后利用推进式加热炉进行均匀化处理，处理工艺为： 差温加热，铸锭加热速率15~40 °C /h，均匀化温度530 °C，保温2 h后，炉冷至热轧开轧 温度470~490 °C，保温2 h直接热轧，采用1+4热连轧生产线进行板材的热轧，热粗轧至 中间板厚28 mm，经4热连精轧板材的厚度为5. 5 mm，板材卷取温度339~350 °C。热轧卷 冷却后经一次冷轧变形轧制成1. 5 _，中间退火后二次冷轧变形的总冷轧加工率为45%。 然后采用工业常用卧式退火炉进行中间退火，处理工艺为：卷材升、降温速率15~40 °C / h，中间退火温度310~340 °C，退火时间1~4 h，空冷。中间退火卷冷却至室温后经单机 架6辊CVC冷轧机冷轧变形至厚度0.8 _。采用工业常用卧式退火炉进行完全退火，处理 工艺为：卷材升、降温速率15~40 °C/h，完全退火温度330 °C，退火时间2 h，对退火后板 材进行性能检测（详情见表2)。
[0032] 实施例8 本发明合金铸锭1E301，锯切铣面后利用推进式加热炉进行均匀化处理，处理工艺为： 差温加热，铸锭加热速率15~40 °C /h，均匀化温度530 °C，保温2 h后，炉冷至热轧开轧 温度470~490 °C，保温2 h直接热轧，采用1+4热连轧生产线进行板材的热轧，热粗轧至 中间板厚28 mm，经4热连精轧板材的厚度为5. 5 mm，板材卷取温度339~350 °C。热轧卷 冷却后经一次冷轧变形轧制成1. 5 _，中间退火后二次冷轧变形的总冷轧加工率为45%。 然后采用工业常用卧式退火炉进行中间退火，处理工艺为：卷材升、降温速率15~40 °C / h，中间退火温度310~340 °C，退火时间1~4 h，空冷。中间退火卷冷却至室温后经单机 架6辊CVC冷轧机冷轧变形至厚度0.8 _。采用工业常用卧式退火炉进行完全退火，处理 工艺为：卷材升、降温速率15~40 °C/h，完全退火温度330 °C，退火时间2 h，对退火后板 材进行性能检测（详情见表2)。
[0033] 实施例9 本发明合金铸锭1E302,锯切铣面后利用推进式加热炉进行均匀化处理，处理工艺为： 差温加热，铸锭加热速率15~40 °C /h，均匀化温度530 °C，保温2 h后，炉冷至热轧开轧 温度470~490 °C，保温2 h直接热轧，采用1+4热连轧生产线进行板材的热轧，热粗轧至 中间板厚28 mm，经4热连精轧板材的厚度为5.5 mm，板材卷取温度339~350 °C。热轧卷冷 却后经一次冷轧变形轧制成1.5 _，中间退火后二次冷轧变形的总冷轧加工率为45%。然 后采用传统的工业卧式退火炉进行中间退火，处理工艺为：卷材升、降温速率15~40 °C / h，中间退火温度310~340 °C，退火时间1~4 h，空冷。中间退火卷冷却至室温后经单机 架6辊CVC冷轧机冷轧变形至厚度0.8 _。采用工业常用卧式退火炉进行完全退火，处理 工艺为：卷材升、降温速率15~40 °C/h，完全退火温度330 °C，退火时间2 h，对退火后板 材进行性能检测（详情见表2)。
[0034] 由于DC铸造过程中不可避免的存在铸锭的宏观偏析及微观偏析，正常工业生产 的大尺寸扁锭，其厚度方向的1/4层为合金元素的偏聚区域，是元素富集及化合物聚集区 域，因此选取厚度1/4处进行均匀化工艺制度探索。同时，合金成分、铸锭组织及均热制度 对5XXX系合金铸锭组织中的Al 6 (FeMn)弥散相有着重要的影响，结合工业生产实际情况， 根据实 施例1开展了不同成分和均热制度对制度弥散析出相调控。从图2的组织分析结果 可以看出：常规5182合金在480°C /2h均热处理后形成了大量细小弥散的析出相(见图2)， 这类高密度、小尺寸、近球形的弥散相对板材的再结晶起明显的抑制作用，从而导致板材退 火后仍保留了部分轧制特征，晶粒延轧向拉长(见图10)，从而导致性能存在各向异性(见表 2实施例3)。若延长均热时间，将形成大量板条状的弥散析出相(见图3)，这种弥散相的硬 度高，难以通过后续热轧、冷轧加工破碎，通过组织遗传也将显著恶化板材的成形性能，因 此，可以看出在大多企业应用的460~480°C /16~24h，不但能耗高，生产效率低，而且降 低板材的成形性能。
[0035] 但是本发明的合金成分在常规5182合金基础上，对形成弥散相元素 Fe和Mn进行 了优化，从而导致480°C /2h均热处理后，形成的弥散相密度显著降低，但是尺寸仍较小(见 图4)。为了进一步提高弥散相的尺寸，采用了 530°C的高温均匀化热处理，当均匀化时间为 2h时，形成了尺寸较大、近球形的弥散析出相(见图5)，这类大尺寸、近球形的弥散析出相 将通过颗粒激发诱导再结晶形核效应（PSN)，促进冷轧板材完全退火过程中再结晶的发生， 在板带生产线的常用退火炉中实现成卷完全退火处理，并保证完全退火后的再结晶组织均 匀、呈等轴状(见图11)，大大提高了板材的断后伸长率(见表2实施例4)，从而显著提高板 材的成形性能。但是随着均匀化时间的延长，在4h时形成了少量的大尺寸，板条状析出相， 特别是达到8h时均性能了大尺寸，板条状析出相。这种大尺寸、板条状的析出相将降低板 材的成形性能，应尽量控制其含量。因此，采用高温均匀化热处理时，需要通过温度和时间 的综合优化，以形成大尺寸、近球形的弥散相为主，相应的均匀化温度范围为500~550°C， 均匀化时间控制在1~6h。
[0036] 完全退火工艺是5XXX汽车板材至关重要的工艺，对板材最终成品0态组织和性能 的有着重要影响，本发明在合金成分优化和调整、均匀化工艺优化和制定基础上，通过实施 例2进一步对完全退火工艺进行了优化，以提高板材的成形性能。由图8和图9可以看出， 完全退火温度分别进行300~320~340~360~380 °C，退火时间2 h处理后，表征板材 成形性能的断后伸长率、埃里克森杯突值均出现了先升后将的规律，综合来看，完全退火温 度为320~360°C范围内较优，退火时间控制在1~4h为宜，时间太短板材再结晶不充分， 时间太长容易发生晶粒异常长大而导致组织不均匀。
[0037] 5XXX系合金大多存在明显的吕德斯线问题，板材变形时表面出现的"一系列台阶 或锯齿状变形带"，导致板材表面粗化，严重影响板材的表面外观质量。然而作为5XXX系铝 合金汽车板，由于对板材表面质量要求较高，需要对吕德斯线进行有效控制。本发明在合金 成分优化和调整、均匀化工艺优化和制定、完全退火工艺优化的基础上，结合实施例3和4 发现，板材未中间退火，冷轧变形量多85%时，完全退火态板材晶粒组织过于细小，在15 μm 左右(见图10和图11)，强度过高，而且性能存在明显的各向异性，特别是0°方向的延伸率 较低，与45°和90°差值较大等，成形性能低，存在明显的吕德斯线缺陷。因此，通过实施 例5引入中间退火，调控冷轧加工率，以调控完全退火态晶粒组织，以提高板材成形性能和 表面质量。
[0038] 从图12~15的金相组织分析可以看出，随着冷轧加工率的由10%增加到65%，板 材的再结晶晶粒组织变化明显，由粗大的200 μ m逐渐细化到10 μ m。结合相应的性能及表 面质量(见表2实施例5)分析发现：当二次冷轧变形的总冷轧加工率在10%时，晶粒尺寸过 大时，在200 μ m左右，材料不但强度低，而且各个方向的延伸率也低，只有20%左右，并且拉 伸后表面出现严重的橘皮组织；随着冷轧加工率增加到25%时，强度提高不明显，但断后延 伸率增加了 4%左右，但整体延伸率仍相对较低，表面也无明显的橘皮起褶皱现象；而在45% 冷轧加工率条件下，晶粒组织大小约为20 μπι左右，表面质量优良，而且板材的屈服强度达 到了 130MPa左右，且断后伸长率最低达到了 26. 5%，综合塑性达到了 27%，且各个方向的差 值< 2%，n5> 0. 30, r 1(|彡0. 70，Ar彡0. 10,屈强比< 0. 50,具有高成形性能和高表面质 量的综合匹配；但是随着冷轧加工率的进一步增加，屈服强度彡135MPa，特别是断后伸长 率在各个方向的差异加大，0°方向的延伸率较低，而45°和90°延伸率升高，综合塑性下 降，成形性能变差，而且易出现明显的变形痕迹。因此，在完全退火温度320~360°C范围 内，完全退火前的冷轧总加工率应控制在25~65%之间。
[0039] 同时，结合实施例6~9可以看出，本发明的5XXX系铝合金板材的屈服强度 彡13510^，屈强比<0.50，11 5彡0.30，1'1(|彡0.70，厶1'彡0.10，与轧向呈0°、45°和90° 方向的断后伸长率多26%，且其差值< 2%，具有高成形性和表面质量的良好匹配。
[0040] 综上所述，本发明在常规5182合金基础上，控制和优化Fe和Mn元素的含量，特别 是将Fe控制在0. 15~0. 25 wt%，显著低于其他厂家高成形性能板材的控制要求（< 0. 1 wt%)，保证了合金板材高成形性能的同时控制了成本。同时，结合采用高温均匀化500~ 550°C /1~6h调控弥散相、以及冷轧加工率和完全退火工艺的综合优化和控制，在常规板 带生产线上制备出高成形性、低成本的5XXX系铝合金板材。在当前汽车轻量化大背景下， 本发明的5XXX板材非常适用于通过冷冲压制造汽车发动机内罩、行李箱内盖、车门内板、 汽车其他内板、及其他形状复杂对冲压成形性能有着较高要求的零部件产品，能够满足汽 车企业对高成形、低成本5XXX板材的需求，具有良好的经济效益和广阔的应用前景。
[0041] 尽管已经示出和描述了本发明的实例，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。
【主权项】
1. 一种车用铝合金板材，其特征在于，所述合金板材的化学成分及其质量百分比含 量为：Mg:4. 5 ~5. 5wt%，Mn:0? 15 ~0? 35wt%，Fe:0? 10 ~0? 30wt%，Si< 0? 15wt%， Ti彡 0? 10wt%，Cu彡 0? 10wt%，Zn彡 0? 10wt%，Cr彡 0? 10wt%，余量为Al及不可避免的 杂质。2. 根据权利要求1所述的车用铝合金板材，其特征在于，Mg、Mn和Fe含量范围分别 为：Mg:4. 5 ~5. 0wt%，Mn:0? 15 ~0? 25wt%，Fe:0? 15 ~0? 25wt%。3. -种如权利要求1和2所述的车用铝合金板材的制备方法，所述制备方法依次包括 以下步骤：配料、熔炼铸造、均匀化、热轧变形、一次冷轧变形、中间退火、二次冷轧变形、完 全退火。4. 根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述熔炼铸造步骤中，采用Cl2和 Ar混合气体进行炉内精炼和SNIF进行除气处理，控制铸锭中Na<3ppm，Ca< 5ppm， H2^ 0. 15ml/100gAlo5. 根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述均匀化步骤的铸锭加热速率 15~40°C/h，均匀化温度500~550 °C，均热时间1~6h，炉冷至热轧开轧温度470~ 490 °C，保温 2h。6. 根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述热轧变形步骤采用1+4热连轧生 产线进行板材的热乳，热粗乳中间板厚20~30mm，经4热连精乳板材的厚度为4~6mm， 板材卷取温度320~360 °C。7. 根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述中间退火步骤中，卷材升温速率 15~40°C/h，中间退火温度310~340 °C，退火时间1~4h，空冷。8. 根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述二次冷轧变形步骤中，中间退火 空冷后的卷材，经二次冷轧变形精轧至成品厚度，通过中间退火将二次冷轧变形总的冷轧 加工率控制在25~65%之间。9. 根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，所述完全退火步骤中，对卷材的完全 退火热处理，卷材升、降温速率15~40°C/h，完全退火温度320~360 °C，退火时间1~ 4h，空冷。10. 根据权利要求9所述的制备方法，其特征在于，所述完全退火热步骤采用工业卧式 退火炉进行卷材的完全退火热处理。
【专利摘要】本发明公开了一种车用铝合金板材及其制备方法。所述合金板材的化学成分及其质量百分比含量为：Mg：4.5～5.5 wt%，Mn：0.15～0.35 wt%，Fe：0.10～0.30 wt%，Si≤0.15 wt%，Ti≤0.10 wt%，Cu≤0.10 wt%，Zn≤0.10 wt%，Cr≤0.10 wt%，余量为Al及不可避免的杂质。所述制备方法依次包括以下步骤：配料、熔炼铸造、均匀化、热轧变形、一次冷轧变形、中间退火、二次冷轧变形、完全退火。本发明通过合金成分、制备工艺的设计与优化，在现有常规板带生产线上制备出高成形性、低成本5XXX系铝合金板材。
【IPC分类】C22C21/06, C22C21/08, C22F1/047
【公开号】CN104894442
【申请号】CN201510221759
【发明人】曹零勇, 王宇, 孟凡林, 郭富安, 李俊鹏, 张华 , 陶志民, 辛学祥, 王玉林
【申请人】山东南山铝业股份有限公司
【公开日】2015年9月9日
【申请日】2015年5月5日
【技术领域】
[0001] 本发明属于铝合金技术领域，尤其涉及一种车用铝合金板材及其制备方法。
【背景技术】
[0002] 随着全球汽车保有量的持续增加，能源消耗、环境污染和安全问题已成为全球汽 车工业面临的三大严峻课题，从而迫使汽车企业大力发展和推进汽车轻量化技术。汽车轻 量化技术的核心是在控制成本和保证性能的前提下，减轻汽车自重以降低能耗、提高汽车 的燃油经济性，减少环境污染。因此，随着近年汽车轻量化进程的加快，铝合金以其质轻、比 强度高、耐腐蚀、抗冲击性能好、易表面着色、良好的加工成形性，及极高再回收、再生性等 一系列优良特性，被公认为汽车轻量化的理想材料，在汽车轻量化过程中也越来越得到广 泛应用。
[0003] 汽车车身重量约占汽车整车重量的30~40%，车身减重可带来显著的节能减排 效果，因此，汽车车身的铝制轻量化一直备受关注，成为世界各国汽车企业轻量化工作的核 心。汽车车身的主要覆盖部件可由铝合金板材冲压组装而成，如发动机罩、行李箱盖、车门、 车顶盖、地板、隔热板等部件。但是，在实际应用过程中发现，发动机罩内板、行李箱盖内板、 车门内板及其他汽车车身内板部位形状极其复杂，对铝合金板材的成形性能要求较高。因 此，在典型的汽车车身板用铝合金2XXX、5XXX和6XXX系合金中，5XXX系铝合金因其η和r 值、断后伸长率等成形性能指标高，非常适用于对成形性能有着较高要求的汽车车身内板 部件。
[0004] 无论是铝合金汽车板开发较早的欧、美、日等发达国家，还是近些年蓬勃发展铝 合金汽车板的中国来说，针对5XXX系铝合金汽车板的合金设计、工艺开发、以及成形性能 优化、表面质量改善等进行了大量研宄，如专利EP0594509B1，EP0569006B1，US4081294A， US5518558A，US6342112B1，JP4-147936A，JP4-327430A，CN101880803A，以及 CN102220729A 等专利，开发了 5052、5754、5083、5182和KS5030等0态5XXX系铝合金汽车板，其中5182-0 态铝合金板材因其具有强度和高深冲性能的良好结合而得到广泛的应用。
[0005] 然而，为了进一步提高5XXX系铝合金板材的成形性能，大多将Fe和Si杂质含量 控制在较低水平（< 〇. I wt%)，以及采用先进的连续式退火生产线等方法，大大增加原材料 成本和设备投资成本。同时，部分生产工艺设计不合理，如均匀化采用460~480°C /16~ 24h的制度，生产能耗大、成本高、效率低下。因此，在当前汽车铝板价格是钢板4~6倍的 压力下，汽车企业急需一种高成形性、低成本的5XXX系铝合金汽车板材，以满足汽车发动 机内罩、行李箱内盖、车门内板、其他汽车车身内板等形状复杂，对铝合金板材成形性能要 求较高的部件的需求。
【发明内容】
[0006] 本发明的目的就是针对现有技术存在的问题，提供一种具备高成形性能、低生产 成本的新型车用铝合金及其制备方法。
[0007] 上述目的是通过下述方案实现的： 一种车用铝合金板材，其特征在于，所述合金板材的化学成分及其质量百分比含量为： Mg :4· 5 ~5. 5 wt%，Mn :0· 15 ~0· 35 wt%，Fe :0· 10 ~0· 30 wt%，Si 彡 0· 15 wt%，Ti 彡 0· 10 wt%，Cu < 0· 10 wt%，Zn < 0· 10 wt%，Cr < 0· 10 wt%，余量为 Al 及不可避免的杂质。
[0008] 优选地，Mg、Mn 和 Fe 含量范围分别为：Mg :4· 5 ~5. 0 wt%，Mn :0· 15 ~0· 25 wt%， Fe :0. 15 ~0. 25 wt%。
[0009] -种制备上述的车用铝合金板材的方法，所述制备方法依次包括以下步骤：配料、 熔炼铸造、均匀化、热轧变形、一次冷轧变形、中间退火、二次冷轧变形、完全退火。
[0010] 优选地，所述熔炼铸造步骤中，采用（：12和Ar混合气体进行炉内精炼和SNIF进行 除气处理，控制铸锭中Na彡3 ppm，Ca彡5 ppm，H2S 0· 15 ml/100g A1。
[0011] 优选地，所述均匀化步骤的铸锭加热速率15~40 °C /h，均匀化温度500~550 °C，均热时间1~6 h，炉冷至热轧开轧温度470~490 °C，保温2 h。
[0012] 优选地，所述热轧变形步骤采用1+4热连轧生产线进行板材的热轧，热粗轧中间 板厚20~30 mm，经4热连精轧板材的厚度为4~6 mm，板材卷取温度320~360 °C 优选地，所述中间退火步骤中，卷材升温速率15~40 °C /h，中间退火温度310~340 °C，退火时间1~4 h，空冷。
[0013] 优选地，所述二次冷轧变形步骤中，中间退火空冷后的卷材，经二次冷轧变形精轧 至成品厚度，通过中间退火将二次冷轧变形总的冷轧加工率控制在25~65%之间。
[0014] 优选地，所述完全退火步骤中，对卷材的完全退火热处理，卷材升、降温速率15~ 40 °C /h，完全退火温度320~360 °C，退火时间1~4 h，空冷。
[0015] 优选地，其特征在于，所述完全退火热步骤采用工业卧式退火炉进行卷材的完全 退火热处理。
[0016] 本发明技术方案突出的实质性特点：通过成分设计和优化，对常规5182合金的 Fe、Si杂质元素含量进行了调整，特别是控制和优化Fe和Mn元素的含量，充分利用杂质Fe 元素和微合金化Mn元素的相互作用，结合优化的铸锭均匀化热处理工艺，以调控杂质Fe和 微合金Mn元素在均匀化过程中形成尺寸较大、近球形的Al 6(FeMn)弥散相质点。充分利用 此种均热调控析出的尺寸较大、近球形Al6(FeMn)弥散相的颗粒激发诱导再结晶形核效应 (PSN)，促进5XXX冷轧板材完全退火过程中再结晶的发生，从而在常规板带生产线的退火 炉中实现成卷完全退火处理，并保证完全退火后的再结晶组织均匀、呈等轴状，大大提高了 板材的成形性能。
[0017] 本发明提出的5XXX系合金对Fe、Si杂质元素含量控制要求低于其他高成形产品 的要求（<〇.l Wt%)，特别是Fe元素含量控制在0.15~0.25 wt%，可大大提高回收废铝的 采用，显著降低原材料成本。采用500~550 °C/1~6 h的均热工艺调控Fe和Mn元素在 均匀化过程中形成尺寸较大、近球形Al6 (FeMn)弥散相，不但有利于后续板材再结晶组织的 调控，而且相对其他460~480°C /16~24h的均热制度节能和生产效率高。因此，本发明 通过合金成分、制备工艺的设计与优化，在现有常规板带生产线上制备出高成形性、具有价 格优势的低成本5XXX系铝合金板材，有着非常广阔的产业化前景。
【附图说明】
[0018] 图1是本发明的车用铝合金板材及其制备方法的技术路线图； 图2-7是合金铸锭不同均匀化处理后Al6 (FeMn)弥散相金相观察结果； 图8-9是合金冷轧板不同完全退火处理后断后伸长率及杯突值性能检测结果； 图10-15是合金不同工艺条件下0态板材的金相组织观察结果。
【具体实施方式】
[0019] 本发明的车用铝合金板材及其制备方法的技术路线如图1所示，包括主要生产工 艺流程及关键工艺参数，下面结合具体实施方案对本发明做进一步补充和说明。
[0020] 原材料分别采用企业自产的电解铝水、30%的一级固体废料、Al-16. 5%Si中间合 金、Fe剂、Cu剂、Mn剂、纯Mg锭等。具体的熔铸过程为加固体料(炉膛设定温度1050 °C ) -加铝水一固体料化平后扒渣一（扒渣温度71ΓΟ -取样分析一加合金（加合金温度 736°C )-电磁搅拌20min -扒渣一加镁锭(加镁温度754°C )-电磁搅拌30min -取样分 析(取样温度740°C )-成份合适后扒渣一转炉(转炉温度744 °C )-精炼(精炼温度733°C， 精炼时间2h，N2-ClJg合气体）一静置一Wagstaff铸造系统进行DC铸造。
[0021] 铸造过程中，在SNIF (Spinning Nozzle Inert Flotation，旋转喷阻惰性气体 浮游法）前的流槽中加入Al-5Ti-0. 2B，用来细化晶粒，钛硼丝的进给速度为：V=127~148 cm/min，在SNIF除气装置通入Cl2-Aiy混合气体对熔体进行除气处理，铸造温度为680~ 690 °C，铸造速度60 mm/min。为了进一步提高熔体的质量，在铸造线上采用CFF过滤板对 熔体中的渣进行过滤，CFF过滤板采用双级（40ppi/50ppi)过滤。通过以上熔铸工艺及相应 的措施，确保铸锭中Na彡3 ppm，Ca彡5 ppm，H2S 0· 15 ml/100g A1，提高板材的加工性 能及广品的机械性能。
[0022] 根据实施发明的合金成分，采用相同的熔铸工艺熔炼铸造了 6个批次的铸锭，具 体的铸锭信息，包括铸锭批号、合金成分见表1，尺寸规格为5000~9000 mm (长）X1860 _ (宽）X620 mm (厚)，其中铸锭4F171作为参照对比实施例，为常规5182合金，1E298~1E302 合金为本发明实施例合金成分。
[0023] 表1实施发明合金熔铸批次号、合金成分
实施发明合金铸锭进行锯切铣面，锯切铸锭头部尺寸100 mm、尾部尺寸300 mm;铣削铸 锭表面尺寸15 mm，侧边尺寸10 mm。实施铸锭锯切铣面后，放入推进式加热炉分别进行不 同均匀化处理，然后采用1+4热连轧轧制机组对铸锭进行热轧变形至4~6 _，经4道次 热连轧出口卷取温度为320~360°C，以确保实现板 材充分完成再结晶退火。采用单机架6 辊CVC冷轧机进行冷轧变形至不同要求厚度。中间退火和完全退火采用常用的卧式退火炉 进行成卷退火。同时，实施发明合金部分生产工艺通过实验室进行参数制定后实施工业化 生产，如均匀化工艺、二次冷轧变形总的冷轧加工率、完全退火工艺。
[0024] 采用Bruker Elemental A1140直读光谱仪进行合金的成分检测。采用ZEISS Imager M2m型光学显微镜，WDW-100B型万能试验机对均匀化铸锭、二次冷轧后完全退 火的板材进行组织和性能分析，为优化相应工艺提供依据。力学性能检测采用标准GB/ T 228. 1-2010,及其非比例P12号拉伸试样，成形性能按照标准GB/T 5027-2007及GB/T 5028-2008进行检测。
[0025] 表2本发明实施例完全退火态板材的性能检测结果
具体的实施方式如下： 实施例1 参照例合金铸锭4F171和本发明合金铸锭1E298,锯切掐头去尾后切取铸锭厚度方向 1/4处铸锭样品进行均匀化工艺的实验室探索，采用空气循环炉进行均匀工艺热处理，升温 速率为15~40 °C/h，均热保温完毕后水淬。采用光学显微镜，在同一腐蚀条件下，对均 热处理后的Al6 (FeMn)弥散相进行组织观察。4F171铸锭样品均热制度为480°C /2h和 480°C /24h，其金相组织照片分别为图2和图3。而1E298铸锭样品均热制度为480°C /2h、 530°C /2h、530°C /4h和530°C /8h，其Al6 (FeMn)弥散相金相组织观察结果分别如图4-7 所示。
[0026] 实施例2 采用本发明合金铸锭1E298,锯切铣面后利用推进式加热炉进行均匀化处理，处理工艺 为：差温加热，铸锭加热速率15~40 °C/h，均匀化温度530 °C，保温2 h后，炉冷至热轧 开轧温度470~490 °C，保温2 h直接热轧，采用1+4热连轧生产线进行板材的热轧，热粗 轧至中间板厚28 mm，经4热连精轧板材的厚度为5.5 mm，板材卷取温度339~350 °C。热 轧卷冷却至室温后经单机架6辊CVC冷轧机冷轧变形至厚度0.8 _。采用空气循环炉进行 完全退火工艺探索，处理工艺为：升、降温速率30 °C/h，完全退火温度分别为300~320~ 340~360~380 °C，退火时间2 h，对完全退火后的板材进行断后伸长率、埃里克森杯突值 性能检测，其结果分别如图8和图9所示。
[0027] 实施例3 参照例合金铸锭4F171，锯切铣面后利用推进式加热炉进行均匀化处理，处理工艺为： 差温加热，铸锭加热速率15~40 °C/h，均匀化温度480 °C，保温2 h后直接热轧，采用1+4 热连轧生产线进行板材的热轧，热粗轧至中间板厚28 mm，经4热连精轧板材的厚度为6. 0 _，板材卷取温度337~349 °C。热轧卷冷却至室温后经单机架6辊CVC冷轧机冷轧变形 至厚度0.8 _。采用常规卧式退火炉进行完全退火，处理工艺为：卷材升、降温速率15~ 40 °C/h，完全退火温度330 °C，退火时间2 h，对退火后板材进行金相组织观察(详情见图 10)和性能检测（详情见表2)。
[0028] 实施例4 本发明合金铸锭1E298,锯切铣面后利用推进式加热炉进行均匀化处理，处理工艺为： 差温加热，铸锭加热速率15~40 °C /h，均匀化温度530 °C，保温2 h后，炉冷至热轧开轧 温度470~490 °C，保温2 h直接热轧，采用1+4热连轧生产线进行板材的热轧，热粗轧至 中间板厚28 mm，经4热连精轧板材的厚度为5. 5 mm，板材卷取温度339~350 °C。热轧卷 冷却至室温后经单机架6辊CVC冷轧机冷轧变形至厚度0.8 _。采用工业常用卧式退火炉 进行完全退火，处理工艺为：卷材升、降温速率15~40 °C /h，完全退火温度330 °C，退火 时间2 h，对退火后板材进行金相组织观察(详情见图11)和性能检测（详情见表2)。
[0029] 实施例5 本发明合金铸锭1E298,锯切铣面后利用推进式加热炉进行均匀化处理，处理工艺为： 差温加热，铸锭加热速率15~40 °C /h，均匀化温度530 °C，保温2 h后，炉冷至热轧开轧 温度470~490 °C，保温2 h直接热轧，采用1+4热连轧生产线进行板材的热轧，热粗轧至 中间板厚28 mm，经4热连精轧板材的厚度为5. 5 mm，板材卷取温度339~350 °C。热轧卷 冷却后经一次冷乳变形乳制成：0. 9 mm、l. I mm、l. 5 mm、2. 5 mm不同厚度，以控制中间退火 后二次冷轧变形总的冷轧加工率分别为：1〇%、25%、45%、65%。然后采用工业常用卧式退火炉 进行中间退火，处理工艺为：卷材升、降温速率15~40 °C/h，中间退火温度310~340 °C， 退火时间1~4 h，空冷。中间退火卷冷却至室温后经单机架6辊CVC冷轧机冷轧变形至厚 度0.8 _。采用工业常用卧式退火炉进行完全退火，处理工艺为：卷材升、降温速率15~ 40 °C/h，完全退火温度330 °C，退火时间2 h，对退火后板材进行金相组织观察(详情见图 12~15)和性能检测（详情见表2)。
[0030] 实施例6 本发明合金铸锭1E299,锯切铣面后利用推进式加热炉进行均匀化处理，处理工艺为： 差温加热，铸锭加热速率15~40 °C /h，均匀化温度530 °C，保温2 h后，炉冷至热轧开轧 温度470~490 °C，保温2 h直接热轧，采用1+4热连轧生产线进行板材的热轧，热粗轧至 中间板厚28 mm，经4热连精轧板材的厚度为5. 5 mm，板材卷取温度339~350 °C。热轧卷 冷却后经一次冷轧变形轧制成1. 5 _，中间退火后二次冷轧变形的总冷轧加工率为45%。 然后采用工业常用卧式退火炉进行中间退火，处理工艺为：卷材升、降温速率15~40 °C / h，中间退火温度310~340 °C，退火时间1~4 h，空冷。中间退火卷冷却至室温后经单机 架6辊CVC冷轧机冷轧变形至厚度0.8 _。采用工业常用卧式退火炉进行完全退火，处理 工艺为：卷材升、降温速率15~40 °C/h，完全退火温度330 °C，退火时间2 h，对退火后板 材进行性能检测（详情见表2)。
[0031] 实施例7 本发明合金铸锭1E300,锯切铣面后利用推进式加热炉进行均匀化处理，处理工艺为： 差温加热，铸锭加热速率15~40 °C /h，均匀化温度530 °C，保温2 h后，炉冷至热轧开轧 温度470~490 °C，保温2 h直接热轧，采用1+4热连轧生产线进行板材的热轧，热粗轧至 中间板厚28 mm，经4热连精轧板材的厚度为5. 5 mm，板材卷取温度339~350 °C。热轧卷 冷却后经一次冷轧变形轧制成1. 5 _，中间退火后二次冷轧变形的总冷轧加工率为45%。 然后采用工业常用卧式退火炉进行中间退火，处理工艺为：卷材升、降温速率15~40 °C / h，中间退火温度310~340 °C，退火时间1~4 h，空冷。中间退火卷冷却至室温后经单机 架6辊CVC冷轧机冷轧变形至厚度0.8 _。采用工业常用卧式退火炉进行完全退火，处理 工艺为：卷材升、降温速率15~40 °C/h，完全退火温度330 °C，退火时间2 h，对退火后板 材进行性能检测（详情见表2)。
[0032] 实施例8 本发明合金铸锭1E301，锯切铣面后利用推进式加热炉进行均匀化处理，处理工艺为： 差温加热，铸锭加热速率15~40 °C /h，均匀化温度530 °C，保温2 h后，炉冷至热轧开轧 温度470~490 °C，保温2 h直接热轧，采用1+4热连轧生产线进行板材的热轧，热粗轧至 中间板厚28 mm，经4热连精轧板材的厚度为5. 5 mm，板材卷取温度339~350 °C。热轧卷 冷却后经一次冷轧变形轧制成1. 5 _，中间退火后二次冷轧变形的总冷轧加工率为45%。 然后采用工业常用卧式退火炉进行中间退火，处理工艺为：卷材升、降温速率15~40 °C / h，中间退火温度310~340 °C，退火时间1~4 h，空冷。中间退火卷冷却至室温后经单机 架6辊CVC冷轧机冷轧变形至厚度0.8 _。采用工业常用卧式退火炉进行完全退火，处理 工艺为：卷材升、降温速率15~40 °C/h，完全退火温度330 °C，退火时间2 h，对退火后板 材进行性能检测（详情见表2)。
[0033] 实施例9 本发明合金铸锭1E302,锯切铣面后利用推进式加热炉进行均匀化处理，处理工艺为： 差温加热，铸锭加热速率15~40 °C /h，均匀化温度530 °C，保温2 h后，炉冷至热轧开轧 温度470~490 °C，保温2 h直接热轧，采用1+4热连轧生产线进行板材的热轧，热粗轧至 中间板厚28 mm，经4热连精轧板材的厚度为5.5 mm，板材卷取温度339~350 °C。热轧卷冷 却后经一次冷轧变形轧制成1.5 _，中间退火后二次冷轧变形的总冷轧加工率为45%。然 后采用传统的工业卧式退火炉进行中间退火，处理工艺为：卷材升、降温速率15~40 °C / h，中间退火温度310~340 °C，退火时间1~4 h，空冷。中间退火卷冷却至室温后经单机 架6辊CVC冷轧机冷轧变形至厚度0.8 _。采用工业常用卧式退火炉进行完全退火，处理 工艺为：卷材升、降温速率15~40 °C/h，完全退火温度330 °C，退火时间2 h，对退火后板 材进行性能检测（详情见表2)。
[0034] 由于DC铸造过程中不可避免的存在铸锭的宏观偏析及微观偏析，正常工业生产 的大尺寸扁锭，其厚度方向的1/4层为合金元素的偏聚区域，是元素富集及化合物聚集区 域，因此选取厚度1/4处进行均匀化工艺制度探索。同时，合金成分、铸锭组织及均热制度 对5XXX系合金铸锭组织中的Al 6 (FeMn)弥散相有着重要的影响，结合工业生产实际情况， 根据实 施例1开展了不同成分和均热制度对制度弥散析出相调控。从图2的组织分析结果 可以看出：常规5182合金在480°C /2h均热处理后形成了大量细小弥散的析出相(见图2)， 这类高密度、小尺寸、近球形的弥散相对板材的再结晶起明显的抑制作用，从而导致板材退 火后仍保留了部分轧制特征，晶粒延轧向拉长(见图10)，从而导致性能存在各向异性(见表 2实施例3)。若延长均热时间，将形成大量板条状的弥散析出相(见图3)，这种弥散相的硬 度高，难以通过后续热轧、冷轧加工破碎，通过组织遗传也将显著恶化板材的成形性能，因 此，可以看出在大多企业应用的460~480°C /16~24h，不但能耗高，生产效率低，而且降 低板材的成形性能。
[0035] 但是本发明的合金成分在常规5182合金基础上，对形成弥散相元素 Fe和Mn进行 了优化，从而导致480°C /2h均热处理后，形成的弥散相密度显著降低，但是尺寸仍较小(见 图4)。为了进一步提高弥散相的尺寸，采用了 530°C的高温均匀化热处理，当均匀化时间为 2h时，形成了尺寸较大、近球形的弥散析出相(见图5)，这类大尺寸、近球形的弥散析出相 将通过颗粒激发诱导再结晶形核效应（PSN)，促进冷轧板材完全退火过程中再结晶的发生， 在板带生产线的常用退火炉中实现成卷完全退火处理，并保证完全退火后的再结晶组织均 匀、呈等轴状(见图11)，大大提高了板材的断后伸长率(见表2实施例4)，从而显著提高板 材的成形性能。但是随着均匀化时间的延长，在4h时形成了少量的大尺寸，板条状析出相， 特别是达到8h时均性能了大尺寸，板条状析出相。这种大尺寸、板条状的析出相将降低板 材的成形性能，应尽量控制其含量。因此，采用高温均匀化热处理时，需要通过温度和时间 的综合优化，以形成大尺寸、近球形的弥散相为主，相应的均匀化温度范围为500~550°C， 均匀化时间控制在1~6h。
[0036] 完全退火工艺是5XXX汽车板材至关重要的工艺，对板材最终成品0态组织和性能 的有着重要影响，本发明在合金成分优化和调整、均匀化工艺优化和制定基础上，通过实施 例2进一步对完全退火工艺进行了优化，以提高板材的成形性能。由图8和图9可以看出， 完全退火温度分别进行300~320~340~360~380 °C，退火时间2 h处理后，表征板材 成形性能的断后伸长率、埃里克森杯突值均出现了先升后将的规律，综合来看，完全退火温 度为320~360°C范围内较优，退火时间控制在1~4h为宜，时间太短板材再结晶不充分， 时间太长容易发生晶粒异常长大而导致组织不均匀。
[0037] 5XXX系合金大多存在明显的吕德斯线问题，板材变形时表面出现的"一系列台阶 或锯齿状变形带"，导致板材表面粗化，严重影响板材的表面外观质量。然而作为5XXX系铝 合金汽车板，由于对板材表面质量要求较高，需要对吕德斯线进行有效控制。本发明在合金 成分优化和调整、均匀化工艺优化和制定、完全退火工艺优化的基础上，结合实施例3和4 发现，板材未中间退火，冷轧变形量多85%时，完全退火态板材晶粒组织过于细小，在15 μm 左右(见图10和图11)，强度过高，而且性能存在明显的各向异性，特别是0°方向的延伸率 较低，与45°和90°差值较大等，成形性能低，存在明显的吕德斯线缺陷。因此，通过实施 例5引入中间退火，调控冷轧加工率，以调控完全退火态晶粒组织，以提高板材成形性能和 表面质量。
[0038] 从图12~15的金相组织分析可以看出，随着冷轧加工率的由10%增加到65%，板 材的再结晶晶粒组织变化明显，由粗大的200 μ m逐渐细化到10 μ m。结合相应的性能及表 面质量(见表2实施例5)分析发现：当二次冷轧变形的总冷轧加工率在10%时，晶粒尺寸过 大时，在200 μ m左右，材料不但强度低，而且各个方向的延伸率也低，只有20%左右，并且拉 伸后表面出现严重的橘皮组织；随着冷轧加工率增加到25%时，强度提高不明显，但断后延 伸率增加了 4%左右，但整体延伸率仍相对较低，表面也无明显的橘皮起褶皱现象；而在45% 冷轧加工率条件下，晶粒组织大小约为20 μπι左右，表面质量优良，而且板材的屈服强度达 到了 130MPa左右，且断后伸长率最低达到了 26. 5%，综合塑性达到了 27%，且各个方向的差 值< 2%，n5> 0. 30, r 1(|彡0. 70，Ar彡0. 10,屈强比< 0. 50,具有高成形性能和高表面质 量的综合匹配；但是随着冷轧加工率的进一步增加，屈服强度彡135MPa，特别是断后伸长 率在各个方向的差异加大，0°方向的延伸率较低，而45°和90°延伸率升高，综合塑性下 降，成形性能变差，而且易出现明显的变形痕迹。因此，在完全退火温度320~360°C范围 内，完全退火前的冷轧总加工率应控制在25~65%之间。
[0039] 同时，结合实施例6~9可以看出，本发明的5XXX系铝合金板材的屈服强度 彡13510^，屈强比<0.50，11 5彡0.30，1'1(|彡0.70，厶1'彡0.10，与轧向呈0°、45°和90° 方向的断后伸长率多26%，且其差值< 2%，具有高成形性和表面质量的良好匹配。
[0040] 综上所述，本发明在常规5182合金基础上，控制和优化Fe和Mn元素的含量，特别 是将Fe控制在0. 15~0. 25 wt%，显著低于其他厂家高成形性能板材的控制要求（< 0. 1 wt%)，保证了合金板材高成形性能的同时控制了成本。同时，结合采用高温均匀化500~ 550°C /1~6h调控弥散相、以及冷轧加工率和完全退火工艺的综合优化和控制，在常规板 带生产线上制备出高成形性、低成本的5XXX系铝合金板材。在当前汽车轻量化大背景下， 本发明的5XXX板材非常适用于通过冷冲压制造汽车发动机内罩、行李箱内盖、车门内板、 汽车其他内板、及其他形状复杂对冲压成形性能有着较高要求的零部件产品，能够满足汽 车企业对高成形、低成本5XXX板材的需求，具有良好的经济效益和广阔的应用前景。
[0041] 尽管已经示出和描述了本发明的实例，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。
【主权项】
1. 一种车用铝合金板材，其特征在于，所述合金板材的化学成分及其质量百分比含 量为：Mg:4. 5 ~5. 5wt%，Mn:0? 15 ~0? 35wt%，Fe:0? 10 ~0? 30wt%，Si< 0? 15wt%， Ti彡 0? 10wt%，Cu彡 0? 10wt%，Zn彡 0? 10wt%，Cr彡 0? 10wt%，余量为Al及不可避免的 杂质。2. 根据权利要求1所述的车用铝合金板材，其特征在于，Mg、Mn和Fe含量范围分别 为：Mg:4. 5 ~5. 0wt%，Mn:0? 15 ~0? 25wt%，Fe:0? 15 ~0? 25wt%。3. -种如权利要求1和2所述的车用铝合金板材的制备方法，所述制备方法依次包括 以下步骤：配料、熔炼铸造、均匀化、热轧变形、一次冷轧变形、中间退火、二次冷轧变形、完 全退火。4. 根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述熔炼铸造步骤中，采用Cl2和 Ar混合气体进行炉内精炼和SNIF进行除气处理，控制铸锭中Na<3ppm，Ca< 5ppm， H2^ 0. 15ml/100gAlo5. 根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述均匀化步骤的铸锭加热速率 15~40°C/h，均匀化温度500~550 °C，均热时间1~6h，炉冷至热轧开轧温度470~ 490 °C，保温 2h。6. 根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述热轧变形步骤采用1+4热连轧生 产线进行板材的热乳，热粗乳中间板厚20~30mm，经4热连精乳板材的厚度为4~6mm， 板材卷取温度320~360 °C。7. 根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述中间退火步骤中，卷材升温速率 15~40°C/h，中间退火温度310~340 °C，退火时间1~4h，空冷。8. 根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述二次冷轧变形步骤中，中间退火 空冷后的卷材，经二次冷轧变形精轧至成品厚度，通过中间退火将二次冷轧变形总的冷轧 加工率控制在25~65%之间。9. 根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，所述完全退火步骤中，对卷材的完全 退火热处理，卷材升、降温速率15~40°C/h，完全退火温度320~360 °C，退火时间1~ 4h，空冷。10. 根据权利要求9所述的制备方法，其特征在于，所述完全退火热步骤采用工业卧式 退火炉进行卷材的完全退火热处理。
【专利摘要】本发明公开了一种车用铝合金板材及其制备方法。所述合金板材的化学成分及其质量百分比含量为：Mg：4.5～5.5 wt%，Mn：0.15～0.35 wt%，Fe：0.10～0.30 wt%，Si≤0.15 wt%，Ti≤0.10 wt%，Cu≤0.10 wt%，Zn≤0.10 wt%，Cr≤0.10 wt%，余量为Al及不可避免的杂质。所述制备方法依次包括以下步骤：配料、熔炼铸造、均匀化、热轧变形、一次冷轧变形、中间退火、二次冷轧变形、完全退火。本发明通过合金成分、制备工艺的设计与优化，在现有常规板带生产线上制备出高成形性、低成本5XXX系铝合金板材。
【IPC分类】C22C21/06, C22C21/08, C22F1/047
【公开号】CN104894442
【申请号】CN201510221759
【发明人】曹零勇, 王宇, 孟凡林, 郭富安, 李俊鹏, 张华 , 陶志民, 辛学祥, 王玉林
【申请人】山东南山铝业股份有限公司
【公开日】2015年9月9日
【申请日】2015年5月5日
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