制备6XXX铝板的方法与流程

要求保护的发明是在uacj公司、constelliumneuf-brisach和c-tecconstellium技术中心之间的联合研究协议的范围内进行的活动的结果。本发明涉及一种制备6xxx系列铝板的方法，该铝板特别适用于汽车工业。
背景技术：
：各种铝合金以板材或坯料的形式用于汽车用途。在这些合金中，已知aa6xxx铝合金系列(例如aa6016-t4)具有令人感兴趣的化学和机械特性，例如硬度、强度，甚至是耐腐蚀性。除上述要求之外，另一个要求是用于汽车部件的铝合金没有不良的和/或有害的称为条痕线(ropingline)或漆刷线(paintbrushline)的表面缺陷，其出现在冲压或成型的铝板部件的表面。只有在施加足够的横向应变(例如在常规的冲压或成型操作中产生的横向应变)时，条痕线才会出现在轧制方向上。这些特性通常使aa6xxx铝合金成为汽车工业中的首选材料。为了应对这些板材在汽车工业中不断增加的应用，需要提高制备这种产品的方法的速度。实际上，当前的方法包括若干个热处理、轧制和冷却操作，以达到获得目标性能值的最低要求。专利us6652678记载了一种将6000系列铝合金锭料转化为自退火板材的方法，其包括：对锭料进行两阶段均质化处理，首先在至少560℃下，然后在450℃至480℃下；然后在450℃至480℃的起始热轧温度下热轧均质化的锭料，最终热轧温度为320℃至360℃。所得热轧板材具有异常低的cube再结晶组分。专利申请us2016/0201158记载了一种制备6xxx系列铝板的方法，其包括：铸造6xxx系列铝合金以形成锭料；使锭料均质化；热轧锭料以制备热轧中间体产物，随后：a)在出口温度下卷取后，立即放入退火炉中，或b)在出口温度下卷取后，冷却至室温，然后放入退火炉中；退火；冷轧；并使板材经受连续退火和固溶热处理过程。该申请详述了与自退火方法有关的问题。专利申请ep1375691a9记载了一种制备含有si和mg作为主要合金组分的6000型铝合金轧制板材的方法，其包括对锭料进行均质化处理，以100℃/小时以上的冷却速率冷却至低于350℃的温度(任选地冷却至室温)，再加热至300℃至500℃的温度，并对其进行热轧，冷轧经热轧的产物，并在400℃以上的温度下对冷轧板材进行固溶处理，随后淬火。专利申请ep0786535a1记载了一种方法，其中在不低于500℃的温度下使铝合金锭料均质化，所述铝合金锭料含有不小于0.4重量％且小于1.7重量％的si、不小于0.2重量％且小于1.2重量％的mg，和al以及余量为不可避免的杂质；将所得产物从不低于500℃的温度冷却至350-450℃的温度，并开始热轧；热轧步骤在200-300℃的温度范围内完成；以不小于50％的压下率(reductionratio)对所得产物进行冷轧，然后立即对其进行固溶处理；然后对冷轧产物进行固溶处理，其中在不小于2℃/s的升温速率下，将其在500-580℃的温度范围内保持不超过10分钟；将所得产物进行硬化，其中以不小于5℃/s的冷却速率将其冷却至不大于100℃的温度。关于铝合金板材的成型性，已经表明其与构成合金中的析出物的颗粒(例如al-fe-si、mg-si颗粒等)的尺寸以及合金织构有关。例如，专利申请jp2012-77319、jp2006-241548、jp2004-10982、jp2003-226926提出了一些方法，这些方法将控制那些颗粒的尺寸和分布、控制织构和所得r值考虑在内。另一方面，与如上所述的关于改进成型性的提议并行地，还报导了一些旨在改进与成型后的外观质量有关的抗条痕性(ropingresistance)的方案。根据这些方案，条痕的产生与材料的再结晶行为有关。并且，作为抑制条痕产生的措施，已经提出了在合金锭料均质化之后通过进行热轧等手段来控制板材制备阶段时的再结晶。作为改进这种抗条痕性的实际措施，专利jp2823797和jp3590685通过主要将热轧的起始温度设定为450℃以下的较低温度来抑制晶粒在热轧期间的粗化，并且在随后的冷加工和固溶处理后，力图控制材料结构。专利申请jp2009-263781记载了在热区进行不同的圆周速度轧制，并且在热轧后，在冷区进行不同的圆周速度轧制。此处，专利jp3590685以及专利申请jp2012-77318和jp2010-242215提出在热轧之后进行中间退火，或者在进行短暂冷轧之后进行中间退火。专利申请jp2015-67857记载了一种制备用于汽车面板的al-mg-si基铝合金板材的方法，其特征在于：制备锭料，其包含：si：0.4～1.5重量％、mg：0.2～1.2重量％、cu：0.001～1.0重量％、zn：0.5重量％以下、ti：小于0.1重量％、b：50ppm以下，以及以下物质中的一种或多于两种：mn：0.30重量％以下、cr：0.20重量％以下、zr：0.15重量％以下，余量为铝和不可避免的杂质；将所述锭料在高于450℃的温度下进行均质化处理；将其以大于100℃/小时的冷却速率冷却至低于350℃，并再次在380～500℃的温度下进行再加热；进行热轧以开始轧制过程，制得厚度为4～20mm的板材；并对所述板材进行冷轧，使得其板材的厚度压下率大于20％且板材的厚度大于2mm；并在350～580℃的温度下进行中间退火，并进行进一步的冷轧；然后在450～600℃的温度范围内对其进行固溶处理之后，将其以大于100℃/分钟的平均冷却速率快速冷却至低于150℃的温度；并在快速冷却过程之后的60分钟内进行热处理，使其在40～120℃范围内保持10至500分钟。因此，在汽车工业中需要一种改进的制备6xxx系列铝合金板材的方法，特别是具有高的生产率的方法，所述铝合金板材结合了适用于冷冲压操作的高的拉伸屈服强度和良好的成型性，以及高的表面质量和高的耐腐蚀性。技术实现要素：本发明的一个目的是一种制备6xxx系列铝板的方法，其包括以下步骤：-使由6xxx系列铝合金制成的锭料均质化，所述铝合金优选包含0.3-1.5重量％的si、0.3-1.5重量％的mg和1.5重量％以下的cu，-将均质化的锭料以150℃/h至2000℃/h的冷却速率直接冷却至热轧起始温度，其中当开始热轧时，从均质化温度冷却的整个锭料上获得小于40℃的温差，-将锭料热轧至热轧最终厚度，并在热轧最终厚度下进行卷取，条件是获得至少50％的再结晶率，-冷轧以获得冷轧板材。本发明的另一个目的是根据本发明的方法获得的冷轧板材，在以540℃下的等效保持时间小于25秒的方式运行的连续退火生产线上进行固溶热处理、淬火和自然时效处理持续至少6天后，所述冷轧板材达到的拉伸强度为至少85％、优选至少90％的最大拉伸强度，所述最大拉伸强度在540℃下的等效保持时间为至少35秒的固溶热处理之后获得，等效保持时间根据以下等式计算其中，q为146kj/mol的活化能，且r＝8.314j/mol。附图说明图1：1、2和3级条痕样品的实施例(1一般-3优异)图2：卷边测试的详细步骤图3：1、2和3级卷边样品的实施例(3一般-1优异)具体实施方式下文中提到的所有铝合金均指定使用由铝业协会(aluminumassociation)在其定期出版的registrationrecordseries中定义的规则和名称，除非另有说明。提到的冶金状态(metallurgicaltemper)指定使用欧洲标准en-515。所有的合金组分均以重量％(wt.％)提供。发明人已经发现，可以在不损害强度、成型性、表面质量和耐腐蚀性的情况下改进现有技术的制备6xxx铝合金系列的方法。根据本发明，使用6xxx系列铝合金通过铸造(通常是直接冷硬铸造(direct-chillcasting))来制备锭料。锭料的厚度优选为至少250mm或至少350mm，并且优选厚度为至少400mm或甚至至少500mm或600mm的非常厚规格的锭料，以提高所述方法的生产率。优选地，锭料的宽度为1000至2000mm，长度为2000至8000mm。优选地，si含量为0.3重量％至1.5重量％。si是形成本发明的合金系列的基础的合金元素，并且与mg和cu一起有助于提高强度。当si含量小于0.3重量％时，上述效果可能是不足的，而含量大于1.5重量％，可导致产生粗si颗粒和粗mg-si基颗粒，并导致弯曲加工性下降。因此，优选将si含量设定在0.3-1.5重量％的范围内。在本文中，为了在材料强度和弯曲加工性之间达到更好的平衡，si含量应更优选在0.6-1.3重量％的范围内。mg也是形成作为本发明目的的合金系列的基础的合金元素，并且与si和cu一起有助于提高强度。优选地，mg含量为0.3重量％至1.5重量％。当mg含量小于0.3重量％时，由于漆层烘烤时的析出硬化而降低了有助于提高强度的g.p.区域的形成，因此强度提高可能是不足的。另一方面，含量大于1.5重量％导致产生粗mg-si基颗粒，并可导致弯曲加工性下降。因此，优选将mg含量设定在0.4重量％至1.5重量％的范围内。在本文中，为了使最终板材获得更好的材料强度和弯曲加工性，mg含量应优选在0.4-0.8重量％的范围内。尽管cu不是必需的添加元素，但其与si和mg一起有助于提高强度，因此是重要的任选的添加元素。cu还可影响mg-si基颗粒的析出状态和粗化速度，在这个意义上它也是一种重要的添加元素。尽管cu是任选的添加元素，但当添加时，其必须优选为1.5重量％以下。这是因为cu含量大于1.5重量％导致产生粗mg-si-cu基颗粒，并导致弯曲加工性下降。优选的cu的量根据待制备的铝合金轧制材料的目的而不同。如果重点在于铝合金的耐腐蚀性，则cu含量应优选小于0.1重量％或可为约0重量％。另一方面，如果重点在于铝合金的成型性，则其可有利地以0.3重量％至1.5重量％的量添加，从而可以提高拉伸强度。此外，如果重点在于耐腐蚀性和成型性之间的平衡，则情况是将含量设定为0.1重量％以上且小于0.3重量％。mn和cr是提高强度、晶粒细化和结构稳定的有效元素。分别地，当mn含量小于0.03重量％和/或cr含量小于0.01重量％时，上述效果可能是不足的。另一方面，mn含量大于0.5重量％和/或cr含量大于0.4重量％不仅会导致上述效果的饱和，还会导致产生多种金属间化合物，这些金属间化合物可能对成型性、特别是卷边具有不利影响。因此，分别优选将mn含量设定在0.03-0.5重量％的范围内和/或将cr含量设定在0.01-0.4重量％的范围内。fe也是提高强度和晶粒细化的有效元素。小于0.03重量％的fe含量不会产生足够的效果，而另一方面，大于1.0重量％的fe含量会导致产生多种金属间化合物，这些金属间化合物可使弯曲加工性下降。因此，优选将fe含量设定在0.03重量％至0.4重量％的范围内。通常添加诸如ti、tib2等的晶粒细化剂，其中总ti含量为至多0.1重量％，优选为0.01重量％至0.05重量％。余量是铝和各自至多为0.05重量％且总量为0.15重量％的不可避免的杂质。适用于本发明的特别优选的铝合金组合物为aa6005、aa6016、aa6111、aa6013和aa6056。在本发明的第一个优选的实施方案中，所述6xxx系列铝合金包含(以重量％计)：si：0.5-0.8，mg：0.3-0.8，cu：至多0.3，mn：至多0.3，fe：至多0.5，ti：至多0.15，余量为铝和各自至多为0.05且总量为0.15的不可避免的杂质；并且优选si：0.6-0.75，mg：0.5-0.6，cu：至多0.1，mn：至多0.1，fe：0.1-0.25，ti：至多0.05，余量为铝和各自至多为0.05且总量为0.15的不可避免的杂质。在本发明的第二个优选的实施方案中，所述6xxx系列铝合金包含(以重量％计)：si：0.7-1.3，mg：0.1-0.8，cu：至多0.3，mn：至多0.3，fe：至多0.5，ti：至多0.15，余量为铝和各自至多为0.05且总量为0.15的不可避免的杂质；并且优选si：0.8-1.1，mg：0.2-0.6，cu：至多0.1，mn：至多0.2，fe：0.1-0.4，ti：至多0.05，余量为铝和各自至多为0.05且总量为0.15的不可避免的杂质。然后，通常在500℃至590℃的温度下、优选在500℃至570℃的温度下、更优选在540℃至560℃下，使锭料均质化，通常持续0.5至24小时，例如至少4小时且优选至少8小时。在一个实施方案中，在至多555℃的温度下进行均质化。为了避免初期熔化，可在一个升温阶段或数个升温阶段内进行均质化。在均质化之后，将锭料以150℃/h至2000℃/h的冷却速率直接冷却至热轧起始温度。优选地，冷却速率为至少200℃/h、优选地至少250℃/h且优选为至少300℃/h。在一个实施方案中，冷却速率为至多1500℃/h或至多1000℃/h或至多500℃/h。本发明的冷却速率优选在锭料的中间厚度和/或四分之一厚度处和/或锭料的平均厚度获得，通常在均质化温度和热轧温度之间，优选在500℃和热轧温度之间的温度范围内。在专利申请wo2016/012691(其整体通过引用并入本文)中公开的设备(如冷却设备)以及其中记载的方法适用于冷却锭料。优选地，当开始热轧时，在从均质化温度冷却的整个锭料上获得小于40℃的温差。如果不能获得小于40℃的温差，则可能无法在锭料上局部地获得所需的热轧起始温度，并且可能无法获得所需的抗条痕性和卷边特性。优选地，冷却在至少两个阶段中进行：第一喷射阶段，其中在包括用于喷射冷却液体或在压力下喷射的斜面喷嘴的腔室中将锭料冷却，所述腔室分成上部和下部，以对所述锭料的两个大的顶部表面和底部表面进行喷射；以及，在优选具有内反射壁的通道内，在静止的空气中的热平衡补充阶段，根据锭料的形式和冷却值，持续2至30分钟。优选地，对于非常厚的锭料，重复喷射和热平衡阶段，并且总体平均冷却大于80℃。优选冷却液体(包括喷射中的冷却液体)为水，优选为去离子水。优选地，锭料的头部和底部或通常在末端的300至600mm处，比锭料的其余部分冷却得更少，以保持热的头部和底部，这是在可逆的热轧期间用于接合锭料的有利构造。在一个实施方案中，通过打开或关闭斜面喷嘴来调节头部和底部的冷却。在另一个实施方案中，通过遮蔽物(screen)的存在来调节头部和底部的冷却。优选地，重复喷射阶段而不重复热平衡阶段，并且在至少一个喷射腔室中，将锭料的头部和底部或通常在末端的300至600mm处以不同于锭料的其余部分的方式进行冷却。优选地，通过锭料相对于喷射系统的相对运动来改进锭料的纵向热均匀性：锭料以面向固定的喷射系统的往复运动经过或移动，反之亦然。优选地，通过在锭料的宽度上打开或关闭喷嘴或喷射喷嘴，或通过遮蔽所述喷射来调节喷射，从而确保锭料的横向热均匀性。有利地，锭料在喷射腔室内水平移动且其速度大于或等于20mm/s。以这种方式调节均质化之后的冷却速率的原因是如果冷却速率过低，则太粗的可能大量的mg-si基颗粒倾向于析出，并且产物可能难以固溶化；但如果冷却速率过高，太细的可能极少的mg-si基颗粒会析出，并且产物可能难以在热轧出口处再结晶。在本发明中，用于获得在锭料的中间厚度和/或四分之一厚度处的温度和/或锭料的平均温度的方法可包括使用和测量具有嵌入式热电偶的锭料或使用传热模型进行计算。在一个实施方案中，可通过将锭料保持在热轧起始温度下来进一步控制mg-si基颗粒的粒径。因此，当将均质化然后冷却的锭料保持在热轧温度下时，可通过将所述铝合金保持等于或大于由下式a计算的保持时间的一段时间来控制所述铝合金的析出颗粒的尺寸：a：保持时间(h)＝冷却速率(℃/h)÷120(℃)xexp(-q/rt)÷exp(-q/rt0)x(1-0.98exp(-8c2))在式a中，q、r、t和t0的含义如下：q：铝中cu的活化能(126kj/mol)r：气体常数(8.3145j/mol.k)t：热轧温度(k)t0：参考热轧温度(673k)c：cu含量(重量％)然而，在另一个有利于提高生产率的实施方案中，调节冷却速率，使得在热轧温度下的保持时间小于15分钟、优选地小于10分钟并且优选小于5分钟。在热轧步骤中，热轧后卷取温度的设定是重要的。根据本发明，上述在均质化后的冷却和任选地在热轧温度下的保持能够获得适当的颗粒分布，并且能够在具有受控尺寸的颗粒的锭料上进行热轧，所述颗粒不妨碍再结晶的促进作用和晶界迁移，并且易于固溶化。在本文中，适当地设定所得热轧板材的卷取温度，在热轧出口处产生再结晶，并且能够获得形成用于提高抗条痕性的材料结构基础的再结晶结构。优选地，热轧起始温度为350℃至450℃。在一些实施方案中，热轧起始温度为至少370℃，或至少375℃，或至少380℃，或至少385℃、至少390℃，或至少395℃，或至少400℃，或至少405℃。在一些实施方案中，热轧起始温度为至多445℃，或至多440℃，或至多435℃，或至多430℃，或至多425℃，或至多420℃。通常，热轧起始温度表示在锭料的中间长度和中间厚度处的温度。优选将锭料热轧至热轧最终厚度，并在热轧最终厚度下卷取，条件是在热轧最终厚度下获得至少50％的再结晶率。优选地，将锭料热轧至热轧最终厚度，并在热轧最终厚度下卷取，条件是在热轧最终厚度下获得至少80％、优选至少90％并且更优选至少98％的再结晶率。至少50％、80％、90％或98％的再结晶率分别表示在热轧后所得带材的宽度上的至少三个位置处测得的再结晶率的最小值为至少50％、80％、90％或98％。通常，再结晶率在板材的厚度上变化，并且在板材的表面上可为完全的，但在中间厚度处是不完全的。优选的再结晶率可取决于板材组成。对于第一实施方案的组合物，最优选的再结晶率为至少98％，而对于第二实施方案的组合物，优选的至少85％的再结晶率通常是足够的。为了获得热轧最终厚度下的再结晶率，热轧出口温度(也称为卷取温度)为至少300℃是有利的。在一个实施方案中，热轧出口温度为至少310℃，或至少330℃，或至少332℃，或至少335℃，或至少337℃，或至少340℃，或至少342℃，或至少345℃。在一个实施方案中，热轧出口温度至多为380℃。在最后的机架热轧期间，厚度压下率还可影响再结晶率和产物的最终特性，优选在最后的机架热轧期间，厚度压下率为至少25％。在一个实施方案中，其为至少27％，或至少30％，或至少32％。在一个实施方案中，为至多50％，或至多47％，或至多45％，或至多42％。热轧最终厚度通常为4至10mm。在热轧步骤之后直接进行冷轧以进一步减小铝板的厚度。采用本发明的方法，在热轧之后或在冷轧期间，为了获得足够的强度、成型性、表面质量和耐腐蚀性，退火和/或固溶热处理不是必需的。优选在热轧之后或在冷轧期间不进行退火和/或固溶热处理。将冷轧之后直接获得的板材称为冷轧板材。冷轧板材的厚度通常为0.5mm至2mm。在一个实施方案中，冷轧压下率为至少65％，或至少70％，或至少75％，或至少80％。有利的冷轧压下率的实施方案能够获得改进的卷边特性和/或获得对于表面特性(例如抗条痕性)有利的粒径。冷轧板材是特别有利的，至少因为其易于固溶化，同时具有高的抗条痕性和良好的卷边特性。技术人员通常认为，对于在获得至少50％的再结晶率的条件下在热轧最终厚度下进行卷取的产物，为了达到在所提供的漆层烘烤回火剂中的所需的强度结合，连续退火固溶热处理生产线必须使用高的固溶热处理温度和长的浸泡时间。相比之下，在以540℃下的等效保持时间小于25秒的方式运行的连续退火生产线上进行固溶热处理、淬火和自然时效处理持续至少6天后，本发明的冷轧板材达到的拉伸屈服强度为至少85％、优选至少90％的最大拉伸屈服强度，所述最大拉伸屈服强度在540℃下的等效保持时间为至少35秒的固溶热处理之后获得，等效保持时间根据以下等式计算其中，q为146kj/mol的活化能且r＝8.314j/mol。优选地，在以540℃下的等效保持时间小于25秒的方式运行的连续退火生产线上进行固溶热处理、淬火和自然时效处理持续至少6天后，所提供的本发明的冷轧板材这样的板材，其中经固溶热处理的板材具有高的3级抗条痕性和良好的1级卷边特性。然后，可采用连续退火生产线对本发明的冷轧板材进行固溶热处理和淬火处理。优选地，以这样的方式运行连续退火生产线，使得540℃的等效保持时间小于35秒、优选小于30秒且优选小于25秒，等效保持时间根据以下等式计算其中，q为146kj/mol的活化能且r＝8.314j/mol。通常，以这样的方式运行连续退火生产线，使得对于高于400℃的金属温度，板材的加热速率为至少10℃/s，高于520℃的时间为5s至25s，且对于0.9至1.1mm的规格，淬火速率为至少10℃/s、优选至少15℃/s。优选的固溶热处理温度接近固相线温度，通常高于540℃且低于570℃。在固溶热处理之后的卷取温度优选为50℃至90℃，且优选为60℃至80℃。在固溶热处理和淬火之后，可对板材进行时效处理至t4状态，并将其切割形成其最终形状，涂漆并烘烤硬化。本发明的方法特别有助于制备用于汽车工业的板材，其结合了适用于冷冲压操作的高的拉伸屈服强度和良好的成型性，以及高的表面质量和高的耐腐蚀性，以及高的生产率。实施例实施例1在该实施例中，将数种由合金aa6005制成的锭料铸造成厚度为600mm的轧制锭料，并进行转变。表1中提供了合金的组成。表1合金的组成，以重量％计si％cu％mg％mn％fe％ti％a0.680.030.540.080.150.04b0.67-0.520.080.130.04c0.710.060.550.090.150.03d0.700.040.540.080.210.04将锭料在560℃的温度下均质化2小时。均质化后，将锭料以中间厚度处300℃/h的冷却速率直接冷却至热轧起始温度。在从均质化温度冷却的整个锭料上获得小于40℃的温差。当达到该温差时，立即开始热轧。使用专利申请wo2016/012691中记载的设备来冷却均质化之后的锭料，并在从其均质化温度冷却的整个锭料上获得小于40℃的温差。在表2中公开的条件下对锭料进行热轧。热轧机由可逆式轧机和4个机架串联式轧机组成，机架命名为c3至c6，从而使c6中的轧制为最后的机架热轧。表2-热轧参数在沿宽度的三个位置处测量热轧带材的再结晶率。表3中示出了所获得的最小值。表3-热轧后的再结晶率参考热轧带材再结晶率a-135％b-180％c-199％d-1100％由于入口温度和最后的机架压轧，热轧带材a-1不满足至少50％的再结晶率的标准，并且没有被进一步加工。将带材进一步冷轧成最终厚度为0.95mm(带材d-1)或0.9mm(除a-1以外的所有其他带材)的板材。在连续退火生产线上对板材进行固溶热处理，使得在540℃下的等效保持时间为约23秒，并进行淬火。抗条痕性如下测量。从板材上切下约270mm(横向方向)×50mm(轧制方向)的带材。然后施加垂直于轧制方向(即沿带材长度)的15％的拉伸预应变。然后使带材经受p800型砂纸的作用，以显示条痕。然后目测评估条痕，并通过评级转换成1级(高的条痕性)至3级(完全没有条痕：高的抗条痕性)。图1中提供了值为1至3的条痕的实例。条痕结果如表4所示。表4条痕结果条痕评级(1一般-3优异)b-11c-11d-13样品b-1和c-1的条痕相比于样品d-1的条痕不太有利。使用本领域普通技术人员已知的方法沿横向方向测定t4(在6天的自然时效处理之后)和来自那些t4时效板材的烘烤硬化板材(2％拉伸，在185℃下20min)的0.2％拉伸屈服强度(tys)和极限拉伸强度(uts)。根据iso/dis6892-1进行拉伸试验。结果示于表5中。表5-机械特性使用3步骤的平板卷边方法(flathemprocedure)来评估材料的卷边能力。平板卷边的可接受性是基于视觉检验和卷边表面外观的评级。在t4板材上进行试验，所述t4板材在100℃热处理下经历2小时。每个卷边样品包括具有相同初始厚度的外板和内板。测试材料是外板样品。从测试材料上切下约300×25.2mm的带材。对带材施加15％的拉伸预应变。然后从预应变的带材上切下最少3个尺寸为73mm×25mm的外板样品。卷边测试样品的内板尺寸为57mm×25mm。必须确定卷边相对于外板轧制方向的取向。纵向样品定义为外板的长度平行于轧制方向(弯曲线垂直于轧制方向)。平板卷边方法的3个步骤如下：(i)首先，如图2a所示，将外板试样(3)通过按压片(press)(1)和翻片(wipe)(2)在长度为60mm且卷边半径r＝t(其中t为外板的起始厚度)的翻边模具(4)上以90°折边。(ii)在第二步中，外板以45°折边。(iii)在第三步中，引入内板(5)，并将其这样放置，使得样品的背面处于与支撑板接触的相同位置，并用5吨的压力将外板平折在内板上。该步骤示于图2c中。提供了测试的最大值。1对应于优异的卷边能力，3对应于一般的卷边能力，图3示出了这种卷边评估的实施例。结果示于表6中。表6-卷边评估最大卷边评估(3一般-1优异)b-13c-12.5d-11实施例2在该实施例中，将合金aa6005的锭料铸造成厚度为600mm的轧制锭料，并进行转变。表7中提供了合金的组成。表7合金的组成(以重量％计)si％cu％mg％mn％fe％ti％e0.700.040.560.090.180.04将锭料在560℃的温度下均质化2小时。均质化后，将锭料以中间厚度处300℃/h的冷却速率直接冷却至如实施例1中的热轧起始温度。在表8中公开的条件下对锭料进行热轧。如表8所述，串联式轧机中的热轧条件在带材的尾部(e-1)和头部(e-2)之间是不同的，从而可研究卷取温度的影响。表8热轧参数在沿宽度的3个位置处测量热轧带材的再结晶率。结果示于表9中。表9-热轧后的再结晶率参考热轧带材再结晶率e-1100％e-280％将带材进一步冷轧至最终厚度为0.9mm的板材。将板材在连续退火生产线上进行固溶热处理和退火。如实施例1测量条痕。条痕结果示于表10中。表10–条痕结果条痕评级(1一般-3优异)e-13e-22如实施例1测量卷边。结果示于表11中。表11卷边结果最大卷边评估(3一般-1优异)e-11e-21实施例3在该实施例中，将两种由合金aa6005制成的锭料铸造成厚度为600mm的轧制锭料，并进行转变。合金的组成示于表12中。表12-合金的组成，以重量％计si％cu％mg％mn％fe％ti％f0.700.040.560.090.180.04g0.660.530.070.180.04将锭料在560℃的温度下均质化2小时。均质化后，将锭料f以中间厚度处300℃/h的冷却速率直接冷却至如实施例1和2中的热轧起始温度。将锭料g以约80℃/h冷却至室温，并再加热至热轧温度。在表13中公开的条件下对锭料进行热轧。表13-热轧参数在沿宽度的3个位置处测量热轧带材的再结晶率。结果示于表14中。表14-热轧后的再结晶率参考热轧带材再结晶率f-1100％g-1100％将带材进一步冷轧至最终厚度为0.9mm的板材。将板材在连续退火生产线上进行固溶热处理和淬火。调节生产线的速度以获得完全的固溶化。发现板材f-1比板材g-1更容易固溶化。为了获得足够的机械特性，将板材f-1以45m/min固溶化，使得在540℃下的等效保持时间为约22秒，而板材g-1在相同的熔炉条件下以55m/min固溶化，使得在540℃下的等效保持时间为约38秒。如实施例1中测量条痕。条痕结果示于表15中。表15-条痕结果条痕评级(1一般-3优异)f-12g-13使用本领域普通技术人员已知的方法在横向方向上测定t4(在自然时效6天后)和来自那些t4时效板材的烘烤硬化板材(2％拉伸，在185℃下20min)的屈服强度。根据iso/dis6892-1进行拉伸试验。结果示于表16中。表16机械特性如实施例1中测量卷边。卷边结果示于表17中。表17卷边评估最大卷边评估(3一般-1优异)f-12g-11实施例4在该实施例中，将数种由合金aa6016制成的锭料铸造成厚度为600mm的轧制锭料，并进行转变。合金的组成示于表18中。表18-合金的组成，以重量％计si％cu％mg％mn％fe％ti％h0.91-0.410.170.240.02i0.92-0.420.170.240.02将锭料在560℃的温度下均质化2小时。均质化后，将锭料以中间厚度处150℃/h的冷却速率直接冷却至如实施例1中的热轧起始温度。在表19中公开的条件下对锭料进行热轧。表19热轧参数在沿宽度的3个位置处测量热轧带材的再结晶率。结果示于表20中。表20-热轧后的再结晶率参考热轧条带再结晶率h-150％i-1将带材进一步冷轧至最终厚度为0.8mm的板材。将板材在连续退火生产线上进行固溶热处理和退火。在540℃下的等效时间为约16秒。如实施例1测量条痕。条痕结果示于表21中。表21-条痕结果条痕评级(1一般-3优异)h-11i-13使用本领域普通技术人员已知的方法在横向方向上测定t4(在自然时效6天后)和来自那些t4时效板材的烘烤硬化板材(2％拉伸，在185℃下20min)的屈服强度。根据iso/dis6892-1进行拉伸测试。结果示于表22中。表22机械特性实施例5在该实施例中，在调节制备条件的同时，制备数个轧制板材。测量和评估所制备的铝合金轧制板材的机械特性，并对机械特性(拉伸强度和0.2％弹性极限应力)、弯曲加工性和抗条痕性进行评估测试。首先，使用dc铸造法铸造具有表23中所示的组成的两种铝合金。表23合金的组成，以重量％计si％cu％mg％mn％fe％cr％zn％ti％j0.740.680.680.120.160.020.030.02k1.020.020.510.070.18-0.010.02将所得锭料(横截面尺寸：500mm厚，1000mm宽)在550℃下均质化6小时，然后直接冷却至热轧温度并进行热轧。在实施例j-1和k-1和k-2中，锭料的冷却速率为1800℃/h，而在实施例j-2和j-3中，锭料的冷却速率小于140℃/h。本文中，通过在锭料的1/4处的温度测量来测量锭料的冷却速率。表24中示出了本实施例的冷却速率、热历史和热轧温度。还提及了在热轧温度下的等待时间(wait)。表24加工条件和铸造表征热轧后，进行冷轧和固溶处理。冷轧的轧制率示于表24中。在80℃下直接进行5小时的初步时效处理。从本发明的实施例中所制备的各铝合金轧制板材中沿着与轧制方向平行的方向切出jis5样品。通过拉伸测试测量极限拉伸强度(uts)和0.2％拉伸屈服强度(tys)。在本发明的实施例中还研究了热轧之前mg-si基颗粒在铝合金锭料中的分布。对于该研究，在铸造上述测试材料之后，在距锭料的边缘500mm的位置处在锭料宽度中心的1/4厚度处切出碎片样品。在实验室中制备了再现与表24的那些实施例和比较实施例相当的热历史(从均质化至热轧之前保持在热轧温度下的热历史)的样品，对其表面进行镜面抛光，然后用fe-sem成像，并进行图像分析。在该材料结构的评估中，提取可在sem图像上观察到的晶体颗粒中的粒径为0.4μm至4μm的粗析出颗粒，并计算其平均粒径。此外，对可在sem图像上观察到的晶体颗粒中的粒径为0.04μm至0.4μm的析出颗粒的数量进行量化。结果示于表24中。用本发明的方法获得的测试锭料j-1和k-1和k-2显示出比参考锭料j-2和j-3更小的平均析出物尺寸和/或更少量的粗析出物，然而，j-1和k-2在热轧后获得100％的再结晶率。样品k-1的冷却速率和热轧前的等待时间的组合不能实现完全的再结晶。此外，如前述的实施例检测拉伸测试结果、条痕和卷边特性。结果示于表25中。表25当前第1页12