一种具有高成形性能Al-Mg-Si系铝合金板材的制备方法

技术领域

本发明涉及铝合金板材，具体涉及一种具有高成形性能Al-Mg-Si系铝合金板材的制备方法。

背景技术

6xxx系铝合金(Al-Mg-Si)由于具备耐蚀性好，焊接性好、比强度高，成形性和表面质量优良等优点，被广泛应用于建筑、汽车、机械、石油化工及航空航天等领域。在6xxx系铝合金零件产品的生产过程中会大规模使用冲压成形技术，若合金的冲压成形性能越好，则越易获得所需形状和尺寸的产品，产生缺陷的几率也越低。因此，如何大幅提高6xxx系铝合金的冲压成形性能是推进其进一步广泛应用的关键所在。

在对6xxx系铝合金的研究和使用过程中，发现该系合金r值(塑性应变比)一般低于0.6，与钢铁相比存在较大差距。6xxx系铝合金板材的制备流程较长，主要包括熔炼、铸造、均匀化处理、热轧、中间退火、冷轧、固溶、时效。一般来说，随着工艺流程及相关参数的改变，合金板材的组织及织构均会发生显著变化，进而导致其冲压成形性能也会发生大幅改变。已有研究表明，合金基体中的粗大粒子(尺寸L>1μm)会使合金在固溶再结晶过程中发生粒子刺激再结晶形核(PSN效应)，最终形成有利于冲压成形性能的弱织构(如Cube

发明内容

本发明所要解决的技术问题是针对现有技术现状提供一种具有高成形性能Al-Mg-Si系铝合金板材的制备方法。

本发明解决上述技术问题所采用的技术方案为：一种具有高成形性能Al-Mg-Si系铝合金板材的制备方法，其特征在于包括以下制备步骤：

1)熔炼铸造；

2)均匀化退火；

3)热轧；

4)一次固溶；

5)一次冷轧；

6)过时效；

7)二次冷轧；

8)二次固溶；

9)时效。

Al-Mg-Si系铝合金中含有可溶的第二相如MgSi相，热轧后用一次固溶、一次冷轧及过时效工序取代常规工艺中的中间退火工序，其中一次固溶是为了让所有第二相可溶粒子充分回溶到基体中，大变形量的一次冷轧会使合金板材中产生大量的缺陷如位错、形变带等为后续析出提供充足的形核点，过时效会使第二相粒子充分析出和长大。

作为优选，所述步骤2)中均匀化退火温度为530～570℃，保温时间15～40h。

作为优选，所述步骤3)中热轧开轧温度520～560℃，终轧温度低于300℃，道次压下量为5％～30％，热轧总变形量90％以上。

为促进第二相可溶粒子充分回溶到基体中，作为优选，所述步骤4)中将热轧板在520～560℃保温2～4h，然后水冷至15～28℃得到淬火态板材。

为促进产生大量的缺陷如位错、形变带等，作为优选，所述步骤5)中一次冷轧道次压下量10％～35％，冷轧变形量大于50％。

为促进第二相粒子充分析出和长大，作为优选，所述步骤6)中过时效工艺为在360～420℃保温12～96h，然后水冷至15～28℃得到过时效态板材。在本发明中尺寸L>1μm的第二相析出量为其面积总量的80％以上。

作为优选，所述步骤7)中二次冷轧道次压下量10％～30％，冷轧变形量大于50％。

作为优选，所述步骤8)中二次固溶以大于50℃/s的升温速率升至530～560℃保温2～10min，然后水冷至15～28℃得到固溶态板材。

作为优选，所述步骤9)中时效工艺为在60～90℃的加热炉中进行2～15h的预时效处理，然后将其在15～28℃放置7～21天得到具有高成形性能的铝合金板。

作为优选，本发明Al-Mg-Si系铝合金含有0.2wt％～1.7wt％的Si，0.35wt％～1.2wt％的Mg。

进一步，作为优选，本发明Al-Mg-Si系铝合金含有0.2wt％～1.7wt％的Si，0.35wt％～1.2wt％的Mg，总量为2.0wt％的Cu、Mn、Zn、Fe、Cr中的至少一种。

与现有技术相比，本发明的优点在于：

1)采用本发明的制备方法使得二次固溶前合金中存在大量粗大粒子，在二次固溶过程中会发生粒子刺激再形核作用，最终合金可获得细小的晶粒组织和有利于冲压成形性能的弱织构(如Cube

2)采用本发明的制备方法能够控制Al-Mg-Si系铝合金板材中Cube

附图说明

图1为本发明实施例1在二次冷轧后的金相照片；

图2为对比例在冷轧后的金相照片；

图3为本发明实施例1在二次固溶后的金相照片；

图4为对比例在固溶后的金相照片。

具体实施方式

以下结合附图实施例对本发明作进一步详细描述。

实施例1至实施例3采用本发明的制备方法。

实施例1

1)熔炼铸造；首先将配置好的高纯铝加入坩埚，将炉温设定在830℃，待高纯铝熔化后保温2小时使熔体温度稳定在790℃；随后加入Al-20wt％Si、Al-50wt％Cu、Al-20wt％Fe、Al-10wt％Mn等中间合金，待中间合金完全熔化、熔体温度达到740℃后对其进行搅拌，然后向熔体加入纯Mg，并充分搅拌使其彻底溶解；当熔体温度达到730℃时取样分析成分，如果成分测量值低于设计值，根据烧损情况适当添加一定量的合金，如果成分测量值高于设计值，根据过量值添加一定量的高纯铝进行稀释；待熔体温度达到740℃后加入扒渣剂、精炼剂进行除气精炼；待熔体温度为720℃时加入Al-5wt％Ti-1wt％B晶粒细化剂并进行适当搅拌；最后将熔体在720℃保温10min后将其浇铸到水冷钢模内，获得AA6111合金铸锭(0.7wt％Mg、0.9wt％Si、0.7wt％Cu、0.2wt％Mn、0.3wt％Fe，Al余量)。

2)均匀化退火；将合金铸锭以30℃/h的升温速率升至550℃保温20h，然后再以30℃/h的降温速率降至50℃以下时取出铸锭。

3)热轧；热轧开轧温度540℃，终轧温度低于300℃，道次压下量为10％，热轧总变形量95％。

4)一次固溶；将热轧板在550℃保温3h，然后水冷至15～28℃得到淬火态板材。

5)一次冷轧；一次冷轧道次压下量20％，冷轧变形量60％。

6)过时效；在400℃保温40h，然后水冷至15～28℃得到过时效态板材。

7)二次冷轧；二次冷轧道次压下量20％，冷轧变形量55％。

8)二次固溶；以60℃/s的升温速率升至550℃保温5min，然后水冷至15～28℃得到固溶态板材。

9)时效。在80℃的加热炉中进行12h的预时效处理，然后将其在15～28℃放置14天得到具有高成形性能的铝合金板材。

对比例

对比例与实施例1的不同之处在于热轧与二次冷轧之间采用的是中间退火工艺(即采用中间退火工艺代替本发明的一次固溶、一次冷轧、过时效。)，工艺为将热轧后的板材在350～450℃保温1～4h，然后空冷。

图1示出了AA6111合金在二次冷轧后的第二相粒子分布，由图可知，采用本发明制备方法二次冷轧后获得的第二相粒子尺寸明显大于采用对比例冷轧后所获得的第二相粒子尺寸(图2)。图3示出了AA6111合金在二次固溶后的再结晶组织，由图可知，采用发明工艺获得的晶粒组织更细，平均尺寸约为17μm；采用对比例工艺获得的晶粒平均尺寸约为21μm。

对实施例1和对比例的织构进行测定，测试采用电子背散射衍射(EBSD)技术，并利用HKL Channel 5软件的Salsa模块对原始数据进行分析，取向分布函数(ODF)计算采用级数展开法，高斯峰的半高宽为5°，织构体积分数计算的角度偏差为15°。

通过测试结果可知，两种工艺对应的织构组分一致，均为Cube

实施例2

1)熔炼铸造；首先将配置好的高纯铝加入坩埚，将炉温设定在830℃，待高纯铝熔化后保温2小时使熔体温度稳定在790℃；随后加入Al-20wt％Si、Al-50wt％Cu、Al-20wt％Fe、Al-10wt％Mn等中间合金，待中间合金完全熔化、熔体温度达到740℃后对其进行搅拌，然后向熔体加入纯Mg和纯Zn，并充分搅拌使其彻底溶解；当熔体温度达到730℃时取样分析成分，如果成分测量值低于设计值，根据烧损情况适当添加一定量的合金，如果成分测量值高于设计值，根据过量值添加一定量的高纯铝进行稀释；待熔体温度达到740℃后加入扒渣剂、精炼剂进行除气精炼；待熔体温度为720℃时加入Al-5wt％Ti-1wt％B晶粒细化剂并进行适当搅拌；最后将熔体在720℃保温10min后将其浇铸到水冷钢模内，获得合金铸锭(0.8wt％Mg、1.0wt％Si、0.2wt％Cu、0.15wt％Mn、0.2wt％Fe、3.0wt％Zn，Al余量)。

2)均匀化退火；将合金铸锭以30℃/h的升温速率升至480℃保温20h，然后再以30℃/h的升温速率升至550℃保温15h，之后仍以相同的速率升温至560℃保温15h，最后以30℃/h的降温速率降至50℃以下时取出铸锭。

3)热轧；热轧开轧温度550℃，终轧温度低于300℃，道次压下量为20％，热轧总变形量90％。

4)一次固溶；将热轧板在530℃保温3h，然后水冷至15～28℃得到淬火态板材。

5)一次冷轧；一次冷轧道次压下量20％，冷轧变形量70％。

6)过时效；在360℃保温30h，然后水冷至15～28℃得到过时效态板材。

7)二次冷轧；二次冷轧道次压下量25％，冷轧变形量60％。

8)二次固溶；以55℃/s的升温速率升至550℃保温5min，然后水冷至15～28℃得到固溶态板材。

9)时效。在80℃的加热炉中进行12h的预时效处理，然后将其在15～28℃放置14天得到具有高成形性能的铝合金板材。

实施例3

1)熔炼铸造；首先将配置好的高纯铝加入坩埚，将炉温设定在830℃，待高纯铝熔化后保温2小时使熔体温度稳定在790℃；随后加入Al-20wt％Si、Al-50wt％Cu、Al-10wt％Mn等中间合金，待中间合金完全熔化、熔体温度达到740℃后对其进行搅拌，然后向熔体加入纯Mg和纯Zn，并充分搅拌使其彻底溶解；当熔体温度达到730℃时取样分析成分，如果成分测量值低于设计值，根据烧损情况适当添加一定量的合金，如果成分测量值高于设计值，根据过量值添加一定量的高纯铝进行稀释；待熔体温度达到740℃后加入扒渣剂、精炼剂进行除气精炼；待熔体温度为720℃时加入Al-5wt％Ti-1wt％B晶粒细化剂并进行适当搅拌；最后将熔体在720℃保温10min后将其浇铸到水冷钢模内，获得合金铸锭(0.8wt％Mg、0.9wt％Si、0.2wt％Cu、0.1wt％Mn、0.5wt％Zn，Al余量)。

2)均匀化退火；随空气炉以30℃/h的升温速度从室温升温至485℃，保温3小时，然后继续以30℃/h的速度升温至555℃，保温16小时，最后再以30℃/h的降温速率降至50℃以下时取出铸锭。

3)热轧；热轧开轧温度520℃，终轧温度低于300℃，道次压下量为30％，热轧总变形量98％。

4)一次固溶；将热轧板在520℃保温3h，然后水冷至15～28℃得到淬火态板材。

5)一次冷轧；一次冷轧道次压下量15％，冷轧变形量55％。

6)过时效；在360℃保温60h，然后水冷至15～28℃得到过时效态板材。

7)二次冷轧；二次冷轧道次压下量10％，冷轧变形量70％。

8)二次固溶；以55℃/s的升温速率升至540℃保温6min，然后水冷至15～28℃得到固溶态板材。

9)时效。在60℃的加热炉中进行12h的预时效处理，然后将其在15～28℃放置14天得到具有高成形性能的铝合金板材。

r值的检测方法：在合金板材上切取0°、45°及90°3个方向的拉伸样。拉伸实验在MTS810电液伺服万能力学测试机上进行，拉伸速率为3mm·min

式中ε

表1实施例与对比例的力学性能

从表1可以得出，本实施例的Al-Mg-Si系铝合金板材在0°、45°及90°3个方向的r值都在0.60以上，平均r值在0.65以上，Δr的绝对值在0.03以下，冲压成形性能优于对比例，抗拉强度、屈服强度、延伸率与对比例相当，因此，本实施例的Al-Mg-Si系铝合金板材得综合性能优于对比例。