專利名稱：鋁合金板及其生產(chǎn)工藝的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明的技術(shù)領(lǐng)域涉及鋁合金板，特別是涉及烘烤、平直度、涂裝硬化性和彎曲加工性(特別是平面折邊加工性)優(yōu)異，且常溫穩(wěn)定性(室溫時效抑制)優(yōu)異的Al-Mg-Si系鋁合金板及其生產(chǎn)工藝。
背景技術(shù)：
近年來，針對廢氣等造成的地球環(huán)境問題·，機動車等運輸機械開始追求通過車體的輕量化來實現(xiàn)燃油效率的提高。因此，特別是針對機動車的車體，成形性和烘烤硬化性優(yōu)異的更為輕量化的Al合金材的適應(yīng)正在增加，并取一直以來所使用的鋼材。其中，在機動車的車頭罩、翼板、門、頂蓋、行李箱蓋等的板件結(jié)構(gòu)體的外板和內(nèi)板等的板件中，薄且具有高強度的Al合金板、Al-Mg-Si系的AA至JIS6000系(以下僅稱為6000系)的Al合金板的使用受到研究。6000系A(chǔ)l合金板，基本上必須含有Si、Mg，因為具有優(yōu)異的時效硬化能，所以在擠壓成形和彎曲加工時因低屈服點化而確保了成形性，同時通過成形后的板件的涂裝烘烤處理等比較低溫的人工時效(硬化)處理的加工熱而進(jìn)行時效硬化以提高屈服點，從而具有能夠確保必要的強度的BH性(烘烤硬化性bake hardening、人工時效硬化能、涂裝烘烤硬化性)。另外,6000系A(chǔ)l合金板,與Mg等合金量多的其他5000系A(chǔ)l合金等相比,合金元素量少。因此，將這些6000系A(chǔ)l合金板的廢料作為Al合金熔解材(熔解原料)再利用時，容易得到原來的6000系A(chǔ)l合金鑄錠，循環(huán)性也優(yōu)異。另一方面，機動車的外板眾所周知，其制造是對鋁合金板復(fù)合進(jìn)行擠壓成形中的拉伸成形和彎曲成形等的成形加工。例如，在車頭罩和門等大型的外板中，通過拉伸等的擠壓成形，成為作為外板的成品形狀，接著，通過該外板邊緣部的平面折邊等的折邊加工，與內(nèi)板進(jìn)行接合，成為板件結(jié)構(gòu)體。這時，在6000系A(chǔ)l合金板中，有室溫時效這一現(xiàn)象。特別是若經(jīng)歷大概3個月 6個月的室溫時效，則由于屈服點的上升和原子的集合體的形成，會導(dǎo)致烘烤、涂裝硬化性和彎曲加工性顯著降低的問題。為了防止這種室溫時效帶來的材質(zhì)的降低(提高常溫穩(wěn)定性)，主要是原子集合體的控制，特別是控制Mg-Si原子集合體(在固溶和淬火處理后的室溫放置中形成)被紛紛提出。例如，對于烘烤硬化性(BH性)來說，提出有控制固溶處理條件的冷卻速度，著眼于差示熱分析曲線的峰值高度(特愿2003-38004)。特開平10-219382號公報、特開2000-273567號公報中，記述了關(guān)于Mg-Si原子的集合體的抑制(Si/空位原子的集合體、GPI)。特開2003-27170號公報中記載了關(guān)于Si/空位原子的集合體的抑制，DSC的峰值。作為因室溫時效造成的材質(zhì)降低(常溫穩(wěn)定性的提高)的防止技術(shù)，以前提出的技術(shù)是通過固溶條件的模式控制，和復(fù)原處理(固溶化后的熱處理)。在利用這種固溶條件的模式控制中，存在的問題點是帶來生產(chǎn)性降低，在利用復(fù)原處理等的熱處理的追加中存在的問題點是退火工序的追加，帶來成本上升。CN 101225491A公開了一種常溫穩(wěn)定性優(yōu)異的(室溫時效造成的材質(zhì)的降低難以發(fā)生)鋁合金板，其含有Mg :0. 35 I. 0質(zhì)量%、Si 0. 5 I. 5質(zhì)量%、Mn :0. 01 I. 0質(zhì)量%、Cu 0. oori. 0質(zhì)量％，余量由Al和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成Al-Mg-Si系鋁合金板，其中，固溶Si量0. 55、. 80質(zhì)量％、固溶Mg量0. 35-0. 60質(zhì)量％，且固溶Si量/固溶Mg量I. I 2。該鋁合金板由下述方法制造將鋁合金的鑄錠進(jìn)行均質(zhì)化熱處理后先冷卻，之后進(jìn)行再加熱并進(jìn)行熱軋后，不進(jìn)行退火就進(jìn)行冷軋。該方法生產(chǎn)的鋁合金板具有優(yōu)異的常溫穩(wěn)定性，但是該鋁合金板材內(nèi)部的殘余應(yīng)力較大，鋸切時導(dǎo)致殘余應(yīng)力分布發(fā)生變化，容易引起鋁合金板材翹曲，最終使得鋁合金板材的不平度較差。因此，開發(fā)一種具有優(yōu)異的常溫穩(wěn)定性，并且殘余應(yīng)力水平低的鋁合金板的生產(chǎn)工藝是所屬領(lǐng)域的技術(shù)難題
發(fā)明內(nèi)容
針對現(xiàn)有技術(shù)的不足，本發(fā)明的目的之一在于提供一種常溫穩(wěn)定性優(yōu)異(難以發(fā)生因室溫時效導(dǎo)致的材質(zhì)的降低)并且殘余應(yīng)力水平低的鋁合金板的生產(chǎn)工藝，所述生產(chǎn)工藝，包括以下步驟(I)將鋁合金的鑄錠進(jìn)行均質(zhì)化熱處理，所述鋁合金的鑄錠含有Mg :0. 2 I. 2質(zhì)量％、51 0. 35 I. 7 質(zhì)量％、Mn :0. 01 I. 0 質(zhì)量％、Cu :0. 001 I. 0 質(zhì)量％，余量是 Al和不可避免的雜質(zhì)，其中，固溶Si量0. 45 0. 80質(zhì)量％、固溶Mg量0. 2 0. 60質(zhì)量％，并且，固溶Si量/固溶Mg量1. I 2 ;(2)冷卻，進(jìn)行再加熱并進(jìn)行熱軋；(3)進(jìn)行第一次矯直；(4)冷軋，使得板產(chǎn)品在厚度方向上減少0. 2%_15%，從而形成基本均勻的厚向形變，降低鋁合金板的內(nèi)應(yīng)力，軋制是用于減少板產(chǎn)品厚度的連續(xù)形變工藝；(5)第二次矯直，得到鋁合金成品。優(yōu)選地,步驟(I)所述招合金的鑄錠中Si質(zhì)量/Mg質(zhì)量為I以上。優(yōu)選地，步驟(I)所述不可避免的雜質(zhì)含有Fe :1.0質(zhì)量％以下、Cr :0. 3質(zhì)量％以下、Zr :0. 2質(zhì)量％以下、V :0. 3質(zhì)量％以下、Ti :0. I質(zhì)量％以下、Ag :0. 2質(zhì)量％以下、Zn :1. 0質(zhì)量％以下。優(yōu)選地，步驟(I)所述鋁合金的鑄錠還含有Ti :0. 005 0.2質(zhì)量％、或Ti 0. 005 0. 2 質(zhì)量％和 B :0. 0001 0. 05 質(zhì)量％。優(yōu)選地，步驟(2)中所述熱軋的粗軋的進(jìn)入側(cè)溫度為350 520°C，例如351°C、352 °C >353 °C >360 °C >400 °C >450 °C >500 °C、510 °C、515 °C、518 °C、519 °C 等，粗軋的終止溫度為 320 45(TC，例如321°C、322t、323t、33(rC、35(rC、40(rC、43(rC、44(rC、445t、448°C、449°C等，且粗軋時間為10分鐘以下。本發(fā)明的目的之一在于提供一種鋁合金板，所述鋁合金板由本發(fā)明所述工藝生產(chǎn)。本發(fā)明的目的之一在于提供一種所述的鋁合金板的用途。所述的鋁合金板可用作機動車外板。本發(fā)明工藝制備的的鋁合金板常溫穩(wěn)定性優(yōu)異(室溫時效導(dǎo)致的材質(zhì)的降低難以發(fā)生)，并且殘余應(yīng)力水平低。
具體實施例方式所述常溫穩(wěn)定性是指因室溫時效造成的材質(zhì)的降低(強度上升導(dǎo)致的成形性和彎曲性的降低等)的發(fā)生難度。常溫穩(wěn)定性優(yōu)異是室溫時效導(dǎo)致的材質(zhì)的降低難以發(fā)生。即，在室溫下材質(zhì)的時效變化少。關(guān)于室溫時效的作用機理提出有各種說法，但是已知與Mg-Si系的納米團簇的形成有關(guān)。如果研究常溫穩(wěn)定性優(yōu)異的板的固溶、析出狀態(tài)，特別是對固溶Si量和固溶Mg量 的平衡進(jìn)行控制，則即使在長時間的常溫保持后，強度上升仍可受到抑制，不會使其后的成形性、彎曲加工性和烘烤硬化性劣化。以下對本發(fā)明的Al合金板特別說明其數(shù)值限定理由。固溶Si量和固溶Mg量的范圍關(guān)于6000系合金發(fā)生時效變化(室溫保持中的強度上升)原因，在現(xiàn)在的學(xué)術(shù)解釋中，室溫時固溶在鋁基體中的Mg、Si原子被認(rèn)為是Mg-Si、Si-Si和Mg-Mg的納米團簇形成的原因。當(dāng)然固溶Mg量、固溶Si量越多這些現(xiàn)象越容易發(fā)生變化。因此，需要規(guī)定固溶量的上限。但是，另一方面，作為6000系機動車板材所要求的諸特性，還有烘烤硬化性。因此，還有用于確保最低限度的烘烤硬化性、烘烤后強度的固溶量的下限值。從以上幾點出發(fā)，需要使固溶Si量0. 45 0. 80%、固溶Mg量0. 20 0. 60質(zhì)量％ (質(zhì)量％以下也稱％)。若各固溶量都超過上限，則容易發(fā)生時效劣化。優(yōu)選固溶Si量0. 78%以下，固溶Mg量0. 55%以下。另一方面，當(dāng)?shù)陀谙孪拗禃r，則不能確保烘烤后強度、烘烤硬化性。優(yōu)選固溶Si量0. 6%以上，固溶Mg量0. 38%以上。固溶Si量/固溶Mg量的比現(xiàn)有研究發(fā)現(xiàn)，僅僅在上述的固溶量范圍抑制時效變化是不充分的，適當(dāng)控制固溶Si量/固溶Mg量的比很重要。作為此作用機理尚有不明之處，但被推測是因為，基體中實質(zhì)固溶的固溶Si量和固溶Mg量的比，會導(dǎo)致在室溫保持中形成的Mg-Si的團簇，在室溫保持中變化為難以生成團簇的形態(tài)或生成速度遲緩的形態(tài)。適當(dāng)?shù)墓倘躍i量/固溶Mg量的比為I. I 2。即，需要使固溶Si量/固溶Mg量
I.I 2。固溶Si量/固溶Mg量的值低于I. I時，烘烤后強度不足，另一方面若超過2，則時效變化變大。更優(yōu)選該值為I. 2以上和/或I. 8以下。還有，在現(xiàn)有的發(fā)現(xiàn)中，是對添加的Mg量、Si量和其比進(jìn)行控制，但僅是這樣卻存在并不能充分抑制時效變化的現(xiàn)狀?，F(xiàn)有的材料處于固溶Si量/固溶Mg量超過2的水準(zhǔn)時，時效變化大?；瘜W(xué)成分組成作為機動車的外板用的板等，要求優(yōu)異的成形性和BH性、強度、焊接性、耐腐蝕性等的諸特性。為了滿足這樣的要求，本發(fā)明的Al合金板的組成含有Mg :0. 35 I. 0%,Si 0.5 I. 5%,Mn 0. 01 I. 0%,Cu :0. 001 I. 0%，余量由Al和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。6000系A(chǔ)l合金板容易產(chǎn)生凹痕，但本發(fā)明優(yōu)選應(yīng)用BH性更優(yōu)異的、Si與Mg的質(zhì)量比Si/Mg為I以上的這種過剩Si型的6000系A(chǔ)l合金板。即，本發(fā)明的Al合金板優(yōu)選Si與Mg的質(zhì)量比Si量/Mg量為I以上的過剩Si型Al-Mg-Si系鋁合金板。6000系A(chǔ)l合金板，在擠壓成形和彎曲加工時由于低屈服點化而能夠確保成形性，并且通過成形后的板件的涂裝烘烤處理等較低溫的人工時效處理時的加熱而時效硬化，屈服點提高，具有能夠確保必要的強度的優(yōu)異的時效硬化能(BH性)。其中，過剩Si型的6000系A(chǔ)l合金板，與質(zhì)量比Si/Mg低于I的6000系A(chǔ)l系合金板相比，其BH性更優(yōu)異。Mg,Si,Mn,Cu以外的其他元素基本上是雜質(zhì)，為遵循AA至JIS等規(guī)格的各雜質(zhì)水平的含量(允許量)。但是，從再循環(huán)的觀點出發(fā)，作為熔解材不僅在使用高純度Al鑄錠時，而且將6000系合金和其他Al合金廢料、低純度Al鑄錠等作為熔解原料大量使用時，雜質(zhì)元素混入的可能性都很高。而且，將這些雜質(zhì)元素降低至例如檢測界限以下會導(dǎo)致自身成本上升，需要允許一定程度的含有。另外，實質(zhì)量含有也是不妨礙本發(fā)明的目的和效果的含有范圍，在該范圍內(nèi)仍有各種含有效果。因此，分別允許各自在以下規(guī)定量以下的范圍內(nèi)含有，g卩，也可以含有Fe :1. 0%以下、Cr :0. 3%以下、Zr :0. 3%以下、V :0. 3%以下、Ti :0. 1%以下。另外，取代它們或在它們之外還可以含有Ag :0. 2%以下、Zn :1. 0%以下。以下說明本發(fā)明的AI合金板中的Si、Mg、Cu、Mn的作用及Si量、Mg量、Cu量、Mn量的限定理由等。Si :0. 35 I. 7%Si與Mg —起在固溶強化和涂裝烘烤處理等的所述低溫下的人工時效處理時，形成有助于強度提高的時效析出物，發(fā)揮時效硬化能，是用于獲得作為機動車的外板必要的特性，例如170MPa以上的必要強度(屈服點)必須的元素。因此，作為本發(fā)明的過剩Si型的6000系A(chǔ)l合金板，其是用于使擠壓成形性、折邊加工性等諸特性兼?zhèn)涞淖钪匾脑?。另外，為了使對板件成形后的低溫涂裝烘烤處理后(施加2%拉伸后進(jìn)行1700C X20分鐘的低溫時效處理時)的屈服點具有170MPa以上這樣的優(yōu)異的低溫時效硬化能，還優(yōu)選使Si/Mg以質(zhì)量比計為I. 0以上，成為使Si相對于Mg過剩含有的過剩Si型6000系A(chǔ)l合金板組成。Si量低于0. 35%時，則不能兼具所述進(jìn)效硬化能，還有各用途所要求的擠壓成形性、折邊加工性等的諸特性。另一方面,若Si超過I. 75%，則折邊加工性和擠壓成形性尤其受到顯著阻礙，此外還顯著阻礙焊接性。因此，Si量為0.35 1.7%。優(yōu)選Si量的下限值 為0.6%。還有，在外板中，因為特別重視折邊加工性，所以為了進(jìn)一步使折邊加工性與擠壓成形性一起提高，優(yōu)選Si量的上限值I. 2%，例如優(yōu)選使Si量處于0. 6 I. 2%這樣更低的范圍。Mg :0. 2 I. 2%Mg在固溶強化和涂裝烘烤處理等所述人工時效處理時，與Si —起形成有助于強度提高時效析出物，發(fā)揮時效硬化能，對于板件為來，例如是用于獲得170MPa以上必要屈服點所必須的元素。Mg量低于0. 2%時，因為絕對量不足,所以不能在人工時效處理時形成所述化合物相，不能發(fā)揮時效硬化能。因此，無法獲得作為板件所需要的170MPa以上的必要屈服點。另一方面，Mg量超過I. 2%時，擠壓成形性和彎曲加工性等的成形性反而被顯著阻礙。因此，Mg量為0. 2 I. 2%。還有，成為過剩Si型6000系A(chǔ)l合金組成時，要使Si量/Mg量成為I以上的量。另外，為了使平面折邊加工性進(jìn)一步提高，而使Si量處于0. 6 I. 2%這一更低的范圍時，與之相應(yīng)，為了成為過剩Si型6000系A(chǔ)l合金組成，也期望使Mg量的上限值為0. 7%，例如優(yōu)選使Mg含量處于0. 2 0. 7%這樣低的范圍。Cu :0. 001 I. 0%Cu具有的效果是，在比較低溫短時間的人工時效處理的條件下，促進(jìn)Al合金材組織的晶粒內(nèi)的有助于強度提高的時效析出的形成。另外，固溶的Cu也有提高成形性的效果。Cu量低于0.001%時沒有該效果。另一方面，若Cu量超過1.0%，則使耐應(yīng)力腐蝕性和涂裝后的耐腐蝕性之中的耐絲狀腐蝕性及焊接性顯著劣化。因此，在重視耐腐蝕性的作為結(jié)構(gòu)材用途等的情況下，優(yōu)選為0. 8%以下。 Mn :0. 01 1.0%Mn具有的效果是，在均質(zhì)化熱處理時生成分散粒子(分散相)，這些分散粒子具有妨礙再結(jié)晶后的晶界移動的效果，因此能夠得到微細(xì)的晶粒。如后述，Al合金組織的結(jié)晶粒越微細(xì)，本發(fā)明的Al合金板的擠壓成形性和折邊加工性越得到提高。在這一點上，Mn含量低于0. 01 %時則沒有這些效果。另一方面，如果Mn量多，則熔解、鑄造時容易生成粗大的Al-Fe-Si-(Mn, Cr、Zr)系的金屬間化合物和結(jié)晶析出物，這成為使Al合金板的機械的性質(zhì)降低的原因。因此，Mn處于0.01 1.0%的范圍。特別是在由于前述復(fù)雜形狀和薄壁化，或者內(nèi)板端部和外板邊緣彎曲部內(nèi)面之間存在間隙等而導(dǎo)致加工條件嚴(yán)酷的平面折邊加工中，Mn量超過0. 15%時，折邊加工性降低。如此實施加工條件嚴(yán)酷的折邊加工時，優(yōu)選為Mn :0. 01 0. 15%。實用上，為了確保作為因時效變化而劣化的主要特性的彎曲加工性，作為必須的組織形態(tài)也優(yōu)選使平均晶粒直徑微細(xì)化。即，優(yōu)選在從板的最表面部至1/4部的任意的板表面部和板厚中心部這兩處，各平均晶粒直徑分別為45 y m以下。換言之，通過不僅僅對板的最表面部，而且至板厚中心部的平均晶粒直徑進(jìn)行控制，則具有彎曲加工性和凹痕的抑制的效果。另外，通過將晶粒直徑細(xì)小到該范圍，能夠確保甚至提高彎曲加工性和擠壓成形性。晶粒直徑超過45 而粗大化時，即使控制結(jié)晶方位，彎曲加工性和拉伸等的擠壓成形性仍顯著降低，成形時的裂紋和皸裂等不良問題容易產(chǎn)生。在此，平均晶粒直徑是采用SEM-EBSP和其測定條件，分別測定在規(guī)定的測定區(qū)域內(nèi)所觀察到各晶粒的最大直徑，計算得到的結(jié)果的平均值。還有，SEM是掃描型電子顯微鏡的簡稱，EBSP 是 Electron BackScattering Pattern 的簡稱。作為所述Si、Mg、Cu、Mn之外的添加元素，若添加Ti、B則有晶粒徑細(xì)化效果。添加這些元素時，除了所述Si、Mg、Cu、Mn以外，還含有Ti :0. 005 0. 2%、或者Ti :0. 005
0.2%%和 B :0. 0001 0. 05%。Ti是晶粒微細(xì)化元素。要使該效果發(fā)揮時，含有Ti、B之中的Ti。這時的Ti的含量優(yōu)選為0. 005%以上，更優(yōu)選為0. 01 %以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0. 015%以上。還有，若Ti變得過剩，則巨大的Al-Ti系金屬間化合物結(jié)晶而阻礙成形性。因此，Ti含量的上限優(yōu)選為
0.2%，更優(yōu)選為0.1%，進(jìn)一步優(yōu)選為0.05%。
Ti、B之中也可以只含有Ti，但也可以使微量的B—起含有。若與B—起含有時，晶粒的微細(xì)化效果進(jìn)一步提高。這時的B的含量優(yōu)選為0. 0001%以上，更優(yōu)選為0. 0005%以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0. 0008%以上。另一方面，若B過剩，則Ti-B系的粗大粒子生成而使成形性降低。因此，B含量的上限優(yōu)選為0. 05%，更優(yōu)選為0. 01%，進(jìn)一步優(yōu)選為0. 005%。作為不可避免的雜質(zhì)，為了不阻礙板特性，其含量基本上優(yōu)選少的方面，但在不阻礙板特性的范圍內(nèi)，允許含有的程度可至Jis規(guī)格等記載的6000系鋁合金的各元素的上限值。本發(fā)明的Al合金板，可以以如下步驟制造( I)將鋁合金的鑄錠進(jìn)行均質(zhì)化熱處理，所述鋁合金的鑄錠含有Mg :0. 2 I. 2質(zhì)量％、51 0. 35 I. 7 質(zhì)量％、Mn :0. 01 I. 0 質(zhì)量％、Cu :0. 001 I. 0 質(zhì)量％，余量是 Al和不可避免的雜質(zhì)，其中，固溶Si量0. 45 0. 80質(zhì)量％、固溶Mg量0. 2 0. 60質(zhì)量％，并且，固溶Si量/固溶Mg量1. I 2 ;
(2)冷卻，進(jìn)行再加熱并進(jìn)行熱軋；(3)進(jìn)行第一次矯直；(4)冷軋，使得板產(chǎn)品在厚度方向上減少0. 2%_15%，從而形成基本均勻的厚向形變，降低鋁合金板的內(nèi)應(yīng)力，軋制是用于減少板產(chǎn)品厚度的連續(xù)形變工藝；(5)第二次矯直，得到鋁合金成品。在這種Al合金板的制造線中，使用比較大型的鑄錠。另外，同時在均質(zhì)化質(zhì)熱處理后即刻冷卻，之后再加熱并實施熱軋，還追求凹痕的防止。另外，兩次矯直及冷軋，有效降低合金板的內(nèi)應(yīng)力。以下說明上述Al合金板的制造方法的詳情。熔解、鑄造首先，在熔解、鑄造工序中，適宜選擇連續(xù)鑄造軋制法、半連續(xù)鑄造法(DC鑄造法)等通常的熔解鑄造方法，對600系成分規(guī)格范圍內(nèi)被熔解調(diào)整的Al合金熔湯進(jìn)行鑄造。均質(zhì)化熱處理其次，對上述被鑄造的Al合金鑄錠實施均質(zhì)化熱處理。均質(zhì)化熱處理的溫度本身如常規(guī)方法在500°C以上，適宜選擇低于熔點的均質(zhì)化溫度。該均質(zhì)化熱處理的目的在于組織的均質(zhì)化，即，杜絕鑄錠組織中的結(jié)晶粒內(nèi)的偏析。若該均質(zhì)化溫度低，則不能充分杜絕晶粒內(nèi)的偏析，其成為破壞的起點發(fā)揮作用，因此延伸凸緣性和彎曲加工性降低。在第一次均質(zhì)熱處理后，Al合金鑄錠立刻被冷卻到接近室溫等330°C以下的溫度，其后再加熱到開始熱軋的(熱粗軋)350 520°C的溫度范圍，并開始熱軋(熱粗軋)(進(jìn)行第一次均質(zhì)化熱處理，冷卻后進(jìn)行再加熱，以下稱為2次均熱)。在此，均質(zhì)化熱處理后的冷卻速度優(yōu)選40°C /hr以上、100°C /hr以下的冷卻速度。通過處理該特定的冷卻速度范圍，即使在量產(chǎn)化的熱軋線上，也能夠控制鑄錠中的Mg2Si化合物作為熱軋中的再結(jié)晶粒的核生成點處于適當(dāng)?shù)某叽纭⒎植忌?。其結(jié)果是，即使是過剩Si型的6000系A(chǔ)l合金板，也能夠抑制熱軋中的粗大的再結(jié)晶粒(熱纖維質(zhì))的生成，實現(xiàn)再結(jié)晶時的組織的均質(zhì)化，從而使成形時的凹痕性提聞。實際的鑄錠(板坯)具有厚400 600mm，寬1000 2500mm，長5 IOm的巨大尺寸。因此，在周期式均熱爐內(nèi)，均質(zhì)化熱處理后的冷卻速度為低于20 °C/hr左右。另外，SP使放置在爐外，仍為30 40°C /hr左右。若以這種通常的冷卻方法進(jìn)行冷卻，則冷卻速度不足，Mg2Si化合物等的析出物粗大化，在進(jìn)行2次均熱的工序中，發(fā)生強度降低、烘烤硬化性能(烘烤硬化性后屈服點)的降低，彎曲性降低。在具有400mm以上的厚度的較大型鑄錠的情況下，為了使均質(zhì)化熱處理后的鑄錠的冷卻速度在上述40°C /hr以上、100°C /hr以下的特定冷卻速度范圍內(nèi)，需要在均熱爐內(nèi)或爐外利用風(fēng)扇對鑄錠進(jìn)行強度空冷。這一點上，是使鑄錠在上述特定冷卻速度范圍均一地被冷卻，如此根據(jù)鑄錠的尺寸和配置來適宜配置風(fēng)扇，在均熱爐內(nèi)或爐外進(jìn)行強制空冷。另一方面，不用風(fēng)扇，而是在均熱爐內(nèi)或爐外放冷時，在具有400mm以上的厚度的較大型鑄錠的情況下，則冷卻速度過小。因此，冷卻速度必然低于40°C /hr這一下限。特開平8-232052號公報、特開平7_228956號公報等之中，也記述了使均質(zhì)化熱處理后的冷卻速度為100°c /hr以上、150°C /hr以上等的數(shù)值，但是這一水平的高速冷卻速度雖然可針對小型的鑄錠，但對于具有400mm以上的厚度的較大型鑄錠來說，達(dá)到這一冷卻速度相當(dāng)困難。因此，為這一水平的高速冷卻速度時，需要對鑄錠采取噴霧和噴淋進(jìn)行水冷等其他途徑的冷卻方法。因此，利用強制性的冷卻方法會致使鑄錠的熱收縮而產(chǎn)生變形和翹曲等，也有發(fā)生使形狀產(chǎn)生異常的新問題的可能性。熱軋為了量產(chǎn)化，熱軋優(yōu)選利用由可逆式的粗軋機和連續(xù)式精軋機構(gòu)成的熱軋線，對較大型的鑄錠實施熱軋。該熱軋線通常由I臺構(gòu)成可逆式的粗軋機和通常3 5臺構(gòu)成的連續(xù)式的精軋機構(gòu)成。用這些粗軋機和精軋機，分別實施多個軋道組成的軋制。以下，對于控制在本發(fā)明規(guī)定的固溶Si量、固溶Mg量、固溶Si量/固溶Mg量的方法進(jìn)行說明。對Al合金的鑄錠進(jìn)行均質(zhì)化熱處理，冷卻，再加熱并熱軋后，不退火就冷軋，得到Al合金板，對該Al合金進(jìn)行固溶化 再加熱工序時的Al合金板(最終板)中的固溶量根據(jù)如下幾點決定在均熱工序結(jié)束后(熱軋開始前)生成的析出物狀態(tài)；熱軋結(jié)束后的Mg-Si系析出物尺寸和固溶Mg量、固溶Si量；根據(jù)固溶化條件范圍至成為熱軋板(冷軋前)時存在的Mg-Si析出物再固溶的量。固溶條件 再加熱條件為后述的推薦條件，但是在實際的制造工序中，從生產(chǎn)性的觀點出發(fā)，因不并不能使之完全再固溶，所以限定為能夠控制的范圍。因此，為了控制在本發(fā)明規(guī)定的固溶量狀態(tài)，控制至成為熱軋板時的析出尺寸分
布很重要。為此，根據(jù)熱粗軋中的經(jīng)過時間和該部位的溫度的關(guān)系，以比通常的溫度過程快的速度進(jìn)行熱軋。即，使橫切Mg2Si系的析出鼻尖溫度、單體Si析出物的析出鼻尖溫度的溫度過程縮短。研究發(fā)現(xiàn)，根據(jù)從粗軋進(jìn)入側(cè)到輸出側(cè)的溫度過程，Mg-Si系析出物的尺寸分布會發(fā)生變化，從而能夠控制最終的固溶狀態(tài)。具體來說，通過使粗軋的軋制時間縮短得比通常的粗軋的軋制時間短，能夠使固溶Si量/固溶Mg量在2以下，進(jìn)而能夠掌控室溫下的材質(zhì)的時效變化。其理由能夠做如下考慮。 作為基本的傾向，本發(fā)明的Al合金板的組成范圍中，在高溫側(cè)存在Mg2Si系析出物的鼻端溫度，由于在該區(qū)域的析出，導(dǎo)致Mg固溶量處于減少的傾向。因此，通過縮短粗軋中的軋制時間，便具有促進(jìn)高溫側(cè)的析出，減小生成的Mg2Si析出物尺寸，最終確保固溶Mg量的效果。由此，能夠?qū)⒐倘躍i量/固溶Mg量之比抑制在2以下。這時，優(yōu)選粗軋的進(jìn)入側(cè)溫度為350 520°C，粗軋的終止溫度為320 450°C，且從粗軋進(jìn)入側(cè)至輸出側(cè)的軋制時間為10分鐘以內(nèi)。若粗軋的進(jìn)入側(cè)溫度超過520°C，則析出物粗大，另一方面，當(dāng)?shù)陀?50°C時，單體Si的析出變多。粗軋的進(jìn)入側(cè)溫度更優(yōu)選為380 450°C。粗軋的終止溫度優(yōu)選為350 420°C。軋制時間更優(yōu)選為9分鐘以內(nèi)。粗軋的開始溫度(粗軋的進(jìn)入側(cè)溫度)為520°C或其附近的溫度時，因為高溫致使析出速度大，因此軋制時間更優(yōu)選8分鐘以內(nèi)。還有，在現(xiàn)有的通常的粗軋中，軋制時間約為15分鐘左右，達(dá)不到最佳的固溶量的平衡。以下，對于用于確保或提高Al合金板的彎曲加工性和抑制凹痕的推薦事項進(jìn)行說明。晶粒直徑的控制 為了在從板的最表面部至板厚1/4的任意的板的表面部和板厚中心部的兩處，滿足期望的晶粒直徑，優(yōu)選軋熱中的粗軋的開始溫度(粗軋的進(jìn)入側(cè))為340 530°C，使熱軋中的精軋的總加工率為90%以上，并且使精軋結(jié)束溫度為340°C以下，此外，使卷取時的板的平均張力為20MPa以上。熱軋中的粗軋開始溫度低于340°C時，在熱軋結(jié)束后再結(jié)晶不推進(jìn)，加工集合組織發(fā)達(dá)，容易發(fā)生凹痕，另一方面，粗軋開始溫度超過30°C時，再結(jié)晶發(fā)生，在熱軋時粗大的再結(jié)晶粒生成，作為凹痕成原的結(jié)晶方位成分的再結(jié)晶粒排列成條狀的情況變多。熱軋中的精軋結(jié)束溫度超過340°C時，特別容易生成粗大的再結(jié)晶粒，成為凹痕的原因的板的特定方位的再結(jié)晶粒排列成條狀的情況變多。這與卷取時的板的平均張力低于20MPa的情況也一樣。精軋結(jié)束溫度低于280°C時，熱軋結(jié)束后再結(jié)晶不推進(jìn)，加工集合組織發(fā)達(dá)，容易發(fā)生凹痕。因此，熱軋中的精軋結(jié)束溫度優(yōu)選280°C以上、350°C以下。矯直采用多輥矯直機對經(jīng)過冷卻后的鋁合金板材進(jìn)行第一次矯直，降低鋁合金板材內(nèi)部的殘余應(yīng)力，矯直鋁合金板材。固溶化和淬火處理通過前述的Al合金鑄錠的均熱(均質(zhì)化處理)，作為熱軋中的再結(jié)晶粒的核生成點，活用控制在適當(dāng)?shù)某叽绾头植枷碌姆稚⒘Ｗ樱谧罱K的固溶和淬火處理中，作為用于抑制凹痕的再結(jié)晶核，為了成為具有隨機方位的再結(jié)晶方位，優(yōu)選使最終的固溶化處理的升溫速度為100°C /分鐘以上。在該最終的固溶處理的100°c /分鐘以上的升溫過程中，上述分散粒子作為隨機的再結(jié)晶結(jié)晶方位的形成核起作用。最終的固溶處理的升溫速度更優(yōu)選為200°C /分鐘以上，進(jìn)一步優(yōu)選為300°C /分鐘以上。還有，固溶處理時，為了通過板的擠壓成形后的涂裝烘烤硬化處理等的人工時效處理，而使晶內(nèi)充分析出有助于強度提高的時效析出物，優(yōu)選使固溶處理為500°C以上、熔點以下的溫度。在從固溶處理溫度開始的淬火處理中，若冷卻速度慢，則在晶界上容易析出Si、Mg2Si等，并容易成為擠壓成形和彎曲加工時的裂紋的起點，使成形性降低。為了確保能夠?qū)ζ浼右苑乐沟睦鋮s速度，淬火處理優(yōu)選分別選擇使用風(fēng)扇等的空冷，噴霧、噴淋、浸潰等的水冷方法和條件，成為冷卻速度為10°C /秒以上的急冷。在本發(fā)明中，為了進(jìn)一步提高成形板件的涂裝烘烤工序等人工時效硬化處理中的時效硬化性，為了在淬火處理后促進(jìn)有助于強度提高的時效析出物的析出，也可以進(jìn)行預(yù)備時效處理。該預(yù)備時間處理優(yōu)選以如下方式進(jìn)行在60 150°C，優(yōu)選在70 120°C的溫度范圍，進(jìn)行I 24小時的必要時間保持。進(jìn)行該預(yù)備時效處理時，可以將上述淬火處理的冷卻結(jié)束溫度提高至60 150°C，在該處理(冷卻結(jié)束)之后立即再加熱，或者不進(jìn)行再加熱，而是直接在此狀態(tài)下保持?；蛘?，其進(jìn)行也可以在固溶化處理后至常溫的淬火處理之后，立刻(5分鐘以內(nèi))再加熱至60 150°C。此外，為了抑制室溫時效，也可以在所述預(yù)備時效處理后，進(jìn)行沒有時間性的遲滯的、較低溫的熱處理(人工時效處理)。在此，至人工時效處理開始有時間性的遲滯時，在預(yù)備時效處理后，隨著時間的經(jīng)過仍會產(chǎn)生室溫時效(自然時效)，在該室溫時效產(chǎn)生后，則難以發(fā)揮由所述較低溫下的熱處理(人工時效處理)帶來的效果。另外，進(jìn)行連續(xù)固溶淬火處理時，在所述預(yù)備時效的溫度范圍結(jié)束淬火處理，直接在高溫下卷取成卷。還有，可以在卷取成卷前再加熱，也可以在卷取后保溫。另外，也可以在到達(dá)常溫的淬火處理之后，再加熱到所述溫度范圍，在高溫下卷取等。此外，根據(jù)用途和需要特性，當(dāng)然也可以進(jìn)一步進(jìn)行高溫的時效處理和穩(wěn)定化處理，以實現(xiàn)更高強度化等。冷軋將淬火處理后的鋁合金產(chǎn)品進(jìn)行冷軋會顯著增加產(chǎn)品中的殘余應(yīng)力水平。當(dāng)以小于0. 10/秒的相對低的應(yīng)變速率進(jìn)行本發(fā)明的冷軋操作時，實現(xiàn)了最佳的性能。在更優(yōu)選的實施方式中，所述應(yīng)變速率小于約0.05/秒，更優(yōu)選小于約0.03/秒。優(yōu)選的下限為至少約0. 006/秒，更優(yōu)選至少0. 010/秒。在厚規(guī)格材料上進(jìn)行1%的普通冷軋平整道次，會使得應(yīng)變速率為約
0.002-0. 003/秒，但同時也會導(dǎo)致殘余應(yīng)力水平增加。對于常規(guī)的冷軋而言，以單軋制道次將其規(guī)格從IOmm減至9_來對薄板產(chǎn)品進(jìn)行操作會使得應(yīng)變速率為約I. 2/秒，而對卷料(例如約3mm)進(jìn)行冷軋會使得應(yīng)變速率通常為約0. 5/秒。某些鋁合金在輕微應(yīng)變后出現(xiàn)由局部流動產(chǎn)生的表面印痕，本發(fā)明所述的方法的優(yōu)點在于，合金板產(chǎn)品在進(jìn)行軋制操作后不會形成這種表面印痕。本發(fā)明所述的冷軋操作在發(fā)生應(yīng)變硬化的溫度進(jìn)行，所述冷軋操作用以降低淬火后的板產(chǎn)品的殘余應(yīng)力水平。這意味著所述板產(chǎn)品的溫度優(yōu)選低于約200°C、優(yōu)選低于約90°C、更優(yōu)選低于約60°C，從而使得冷軋操作在普通的工業(yè)環(huán)境中于室溫下理想地進(jìn)行。對本發(fā)明的目的來說，不必或者不需要在零度以下的溫度進(jìn)行冷軋。用以消除應(yīng)力的深冷處理針對不同的產(chǎn)品是不同的工藝，并且通常在所有主要的機械加工完成后進(jìn)行。深冷處理不在本發(fā)明的范圍內(nèi)。在優(yōu)選的實施方案中，本發(fā)明所述的用以降低殘余應(yīng)力水平的冷軋操作在軋制規(guī)程進(jìn)行，所述軋制規(guī)程包括一個或多個軋制道次，所述軋制道次在厚度方向上具有至少
0.3%、優(yōu)選至少0. 5%的總的最低塑性形變。
在優(yōu)選的實施方式中，進(jìn)行冷軋規(guī)程以在一個單軋制操作巾引入形變，而不是在多步冷軋操作中引入形變。在用以降低殘余應(yīng)力水平的冷軋操作后，可對板產(chǎn)品進(jìn)一步冷加工，以提高所述板的平整度。然而，優(yōu)選不進(jìn)行拉伸操作或壓縮操作。第二次矯直采用多輥矯直機對鋁合金板材進(jìn)行第二次矯直，進(jìn)一步減小鋁合金板材內(nèi)部的殘余應(yīng)力，同時可改善鋁合金板材的板型，避免因后續(xù)加工引起板型變化。實施例為便于理解本發(fā)明，本發(fā)明列舉實施例如下。本領(lǐng)域技術(shù)人員應(yīng)該明了，所述實施例僅僅是幫助理解本發(fā)明，不應(yīng)視為對本發(fā)明的具體限制，在符合本發(fā)明的宗旨的范圍內(nèi) 可以每當(dāng)加以變更實施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。采用表I所示的組成為原料生產(chǎn)Al合金板。另外，在表I的各元素的含量的表示中，表示的是在檢測界限以下。表I化學(xué)組成(質(zhì)量％ )
權(quán)利要求
1.一種鋁合金板的生產(chǎn)工藝，包括以下步驟 (1)將鋁合金的鑄錠進(jìn)行均質(zhì)化熱處理，所述鋁合金的鑄錠含有Mg:0. 2 I. 2質(zhì)量％、51 0. 35 I. 7 質(zhì)量％、Mn :0.01 1.0 質(zhì)量％、Cu 0. 001 1.0 質(zhì)量％，余量是 Al和不可避免的雜質(zhì)，其中，固溶Si量0. 45 0. 80質(zhì)量％、固溶Mg量0. 2 0. 60質(zhì)量％，并且，固溶Si量/固溶Mg量1. I 2 ; (2)冷卻，進(jìn)行再加熱并進(jìn)行熱軋； (3)進(jìn)行第一次矯直； (4)冷軋，使得板產(chǎn)品在厚度方向上減少0.2%-15% ； (5)第二次矯直，得到鋁合金成品。
2.如權(quán)利要求I所述的工藝，其特征在于，Si與Mg的質(zhì)量比為Si量/Mg量為I以上； 優(yōu)選地，所述不可避免的雜質(zhì)含有Fe 1. 0質(zhì)量％以下、Cr :0. 3質(zhì)量％以下、Zr :0. 3質(zhì)量％以下、V :0. 3質(zhì)量％以下、Ti :0. I質(zhì)量％以下、Ag :0. 2質(zhì)量％以下、Zn :1. 0質(zhì)量％以下。
3.如權(quán)利要求I或2所述的工藝，其特征在于，所述鋁合金的鑄錠還含有Ti:0. 005 0. 2 質(zhì)量％、或 Ti 0. 005 0. 2 質(zhì)量％和 B 0. 0001 0. 05 質(zhì)量％。
4.如權(quán)利要求1-3任一項所述的工藝，其特征在于，步驟(2)所述熱軋中的粗軋的進(jìn)入側(cè)溫度為350 520°C，粗軋的終止溫度為320 450°C，并且，粗軋時間為10分鐘以下。
5.如權(quán)利要求1-4任一項所述的工藝，其特征在于，步驟(2)所述熱軋中的粗軋的進(jìn)入側(cè)溫度為380 450°C ； 優(yōu)選地，粗軋的終止溫度優(yōu)選為350 420°C ； 優(yōu)選地，粗軋時間為9分鐘以下，特別優(yōu)選為8分鐘以下。
6.如權(quán)利要求1-5任一項所述的工藝，其特征在于，步驟(4)所述冷軋使得板產(chǎn)品在厚度方向上減少0. 3%-7%，特別優(yōu)選為0. 5 4%。
7.如權(quán)利要求1-6任一項所述的工藝，其特征在于，步驟(4)所述冷軋在90°C以下進(jìn)行，特別優(yōu)選在60°C以下。
8.如權(quán)利要求1-7任一項所述的工藝，其特征在于，步驟(4)所述冷軋使用由單軋制道次組成的軋制規(guī)程進(jìn)行； 優(yōu)選地，步驟(4)所述冷軋以小于0. 10/秒的應(yīng)變速率進(jìn)行，進(jìn)一步優(yōu)選小于0. 05/秒，特別優(yōu)選小于0. 006/秒。
9.一種鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金板由權(quán)利要求1-8任一項所述的工藝生產(chǎn)。
10.如權(quán)利要求9所述的鋁合金板的用途，其特征在于，所述的鋁合金板用作機動車外板。
全文摘要
本發(fā)明涉及一種鋁合金板的生產(chǎn)工藝，包括步驟(1)將鋁合金的鑄錠進(jìn)行均質(zhì)化熱處理，所述鋁合金的鑄錠含有Mg0.2～1.2質(zhì)量％、Si0.35～1.7質(zhì)量％、Mn0.01～1.0質(zhì)量％、Cu0.001～1.0質(zhì)量％，余量是Al和不可避免的雜質(zhì)，其中，固溶Si量0.45～0.80質(zhì)量％、固溶Mg量0.2～0.60質(zhì)量％，并且，固溶Si量/固溶Mg量1.1～2；(2)冷卻，進(jìn)行再加熱并進(jìn)行熱軋；(3)進(jìn)行第一次矯直；(4)冷軋，使得板產(chǎn)品在厚度方向上減少0.2%-15%；(5)第二次矯直，得到鋁合金成品。該工藝生產(chǎn)的鋁合金板常溫穩(wěn)定性優(yōu)異，殘余應(yīng)力小，適合用作機動車外板。
文檔編號B21B1/26GK102703773SQ20121019130
公開日2012年10月3日 申請日期2012年6月11日 優(yōu)先權(quán)日2012年6月11日
發(fā)明者葉偉炳 申請人:東莞市聞譽實業(yè)有限公司