一种高自然时效稳定性6000系铝合金材料、铝合金板及其制造方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及一种铝合金材料，尤其涉及一种6000系铝合金材料及相应的制造方 法。
【背景技术】
[0002] 近年来，为了提高汽车的燃油效率，越来越多的汽车材料采用轻量化的铝合金来 代替钢材，特别是6000系铝合金，格外受到青睐。这是因为在冲压和包边加工过程中，6000 系铝合金板借助低屈服强度来确保成形性，成形后的板材在涂装烘烤处理等比较低温的人 工时效处理时进行时效硬化，从而提高了屈服强度，改善了抗凹性能。
[0003] 但是6000系铝合金板材在固溶处理后会发生自然时效现象，镁硅原子在室温会 发生偏聚，从而引起屈服强度的升高。特别是在铝合金板运输和存储的过程中，随着时间 的推移，铝合金板的机械性能不稳定，经常是屈服强度和抗拉强度均上升，而延伸率显著下 降，导致时效后的铝合金板在冲压时回弹现象严重，甚至在包边加工时发生开裂，严重影响 生产质量。因此，自然时效问题已经严重影响了 6000系铝合金板的广泛应用。
[0004] 目前，现有技术往往采用预时效处理工艺和后续拉伸校平手段来缓解自然时效问 题。
[0005][0006]
【发明内容】
[0007] 本发明的目的之一是提供一种高自然时效稳定性6000系铝合金材料，该铝合金 材料通过添加 Sn元素，在不降低铝合金材料成形性能和烘烤硬化性能的基础上，使铝合金 板具备良好自然时效稳定性，从而使该铝合金材料适宜于用作汽车内外板和结构件，并且 可以实现低成本工业化生产。
[0008] 为了实现上述目的，本发明提出了一种高自然时效稳定性6000系铝合金材料，其 化学元素质量百分比含量为：
[0009] 0. 2%^ Mg ^0. 8% ；0. 8%^ Si ^ I. 5% ；0. 07%^ Sn ^0. 25% ；0< Cu ^0. 05%； 0. 02%^ Mn ^ 0. 2% ；0 < Fe ^ 0. 5% ；0. 05%^ Ti ^ 0. 15% ；Zn ^ 0. 2% ；Cr ^ 0. 1% ； 余量为Al和其他不可避免杂质。
[0010] 优选地，在本发明所述的高自然时效稳定性6000系铝合金材料中，控制Si/ Mg ^ 1. 6 〇
[0011] 优选地，在本技术方案中，其他不可避免的杂质总量控制为< 〇. 15%。
[0012] 进一步地，本发明所述的高自然时效稳定性6000系铝合金材料的其微观组织包 括：a (Al)基体、分布均匀的近椭球形细小析出物和颗粒状结晶相。
[0013] 更进一步地，所述颗粒状结晶相包括Al6 (FeMn)和Al12(FeMn)3SL
[0014] 更进一步地，所述颗粒状结晶相的平均尺寸< 1 μ m。如果颗粒状结晶相的尺寸大 于I ym，会造成材料强度和成形性相对较差。
[0015] 更进一步地，所述近椭球形细小析出物的平均尺寸在1 μπι以下。
[0016] 近椭球形细小弥散析出物的平均尺寸不应超过1 μ m，因为粗大的析出物是一种硬 脆相，其将显著降低材料的韧性和疲劳性能。
[0017] 更进一步地，所述a (Al)基体的平均晶粒尺寸在30 μπι以下。
[0018] 若a (Al)基体的平均晶粒尺寸超过30 μ m，容易导致板材在成形过程中表面出现 橘皮现象，影响了外板的表面质量。
[0019] 本发明所述的高自然时效稳定性6000系铝合金材料中的各化学元素的设计原理 为：
[0020] Mg和Si :Mg、Si是6000系铝合金添加的主要合金元素，是形成Mg-Si系金属间化 合物的关键元素。固溶处理后，Mg、Si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，因此在本技术方案中，Si元素含量的 下限需控制为1. 〇%，同时Si元素含量不宜超过1. 5%，否则在铸造中凝固析出的结晶物会 粗大化，这将会恶化成形性能。另外，为了更好的利用烘烤硬化效果，本技术方案中Mg含量 不能小于〇. 2%，另一方面，若Mg含量超过0. 6 %，则会易在板材表面出现拉伸应变痕。优 选地，可以进一步控制Si含量为1. 0-1. 3%，Mg元素含量为0. 4-0. 6%。另外，发明人发现， 相对于Mg含量，Si含量的适度富余将有助于展示更优异的烘烤硬化效应，因此优选地，控 制 Si/Mg 彡 L 6。
[0021] Sn :Sn元素在Al中的空位结合能为0. 32ev，大大高于Cu的0. 05ev的空位结合 能。固溶处理后基体中形成大量的空位，Sn元素跟空位会结合，产生大量的束缚空位，从 而使得自由空位浓度大幅降低，影响了空位在室温中的扩散，也抑制了自然时效的发生。 在时效温度大于120°C以上，大量束缚空位释放，形成高浓度的空位原子团簇，有助于加速 GP II区的形核与长大，由于析出自由能较高，易于形成弥散分布的细小的析出相，从而大 幅提高强度，而且析出峰值不会超过200°C。但是只有固溶的Sn才能跟空位结合，由于Sn 在铝基体中溶解量不超过0. 065%，因此，为了保证有效的固溶Sn，需要将Sn元素控制在 0. 07% -0. 25%。
[0022] Cu :Cu元素在铝合金中固溶，时效过程中铜元素形成的Q'相析出能够有效提高烘 烤硬化性能，但是Cu易于在晶界聚集，所以会显著降低耐腐蚀性能和成形性能。因此，在本 技术方案中，Cu元素为有益的残留元素，本发明不有意添加 Cu，同时控制Cu不大于0. 05%。
[0023] Mn :Mn在均热化处理中会生成弥散颗粒，该颗粒具有妨碍再结晶后的晶粒长大的 作用，因此可以起到细化晶粒的效果，同时能溶解杂质Fe，形成Al6(FeMn)，减少Fe的有害 作用。但是若Mn元素含量超过0. 2%，容易生成粗大的树枝状AlFeSiMn系金属间化合物， 这会严重地恶化包边性能。因此，本技术方案将Mn元素含量控制为0. 02-0. 2%。
[0024] Fe :Fe是作为基体金属杂质混入合金中的，在铸造凝固中其与Mn、Si -起生成片 层状的Al6 (FeMn)和Al12 (FeMn) 3Si金属间化合物而析出，热轧卷取后以该结晶物为形核点 进行再结晶，可以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，而且还会造成材料强度和成形性相对较差。
[0025] Ti :Ti是很好的铸锭细化剂，添加适宜量的Ti元素可以使得铸锭的晶粒得到微细 化，从而有效的提高成形性。但是，若Ti元素含量超过0. 15%，则会形成粗大的结晶物，反 而劣化成形性。
[0026] Cr和Zn :Cr和Zn元素在本技术方案中是有害元素，其含量在本案限定了上限的 情况下，应尽可能地低。
[0027] 本发明的另一目的在于，提供一种采用上述高自然时效稳定性6000系铝合金材 料制得的铝合金板。
[0028] 本技术方案的又一目的在于，提供一种上述铝合金板的制造方法，其采用长流程 制造工艺，包括步骤：熔炼、铸造、均热化热处理、乳制和固溶处理，其中在所述固溶处理步 骤中：以5-50°C /s的速度加热到500-560°C，保温5-60s，然后以30-150°C /s的速度冷却 到 20-60。。。
[0029] 优选地，在所述均热化热处理步骤中：热处理温度为500-580°C，热处理时间为 l-12h〇
[0030] 本技术方案在制造铝合金板时采用了现有技术中通常采用的长流程制造工艺的 基本步骤，但是对固溶处理和均热化热处理的详细工艺参数进行了调整。其中：
[0031] 在熔炼、铸造步骤中：可以将原料熔炼后进行半连续铸造 （Direct chill caster)，在720~750°C向熔炼炉的熔融铝水中加入中间合金和细化剂。从液相线温度快 速冷却到固相线温度的冷却速度不小于l〇〇°C每分钟，这是为了控制成分偏析和抑制粗大 结晶物的生成。
[0032] 在均热化热处理步骤中：均热化热处理使合金元素和粗大的化合物充分固溶，从 而消除铸造时组织的偏析，达到组织均匀。若热处理温度低于500°C，铸坯的组织均匀化时 间较长，结晶内的偏析不能完全消除，会造成包边性能下降。若热处理温度高于580°C，则铸 坯局部性再熔融，会导致铝板的表面性能恶化。另外，如果热处理时间低于1小时，则铸坯 的均质化有可能未完毕，时间过长则会导致生产效率低下。
[0033] 在均热化热处理步骤后可以进行铣面步骤。铣面深度可以为10~20mm，从而确保 表面缺陷不留存在随后轧制的铸坯中。
[0034] 轧制步骤包括热轧和冷轧，其中：
[0035] 热轧工序包括粗轧、精轧和卷取。粗轧温度可以控制在420_480°C。精轧的结束 温度（即终轧温度）最好不超过360°C，这样可以抑制粗大的再结晶晶粒的生成。但是终 轧温度最好也不要低于300°C，否则轧制变形抗力大，再结晶进行不充分，残存轧制组织，会 影响后续的冷轧工序。在热轧步骤中，总道次压下率最好大于75 %，最终热轧板厚度可以为 4-10mm〇
[0036] 冷轧工序是对热轧板进行轧制以达到规定铝合金板的成品厚度。一般来说，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，对于本技术方案来说，冷轧总压下率最好为60-90%。
[0037] 固溶处理是本技术方案中的核心步骤。为了使Mg、Si尽可能多地固溶，以确保成 形后的烘烤硬化性，本技术方案中固溶处理的温度下限需要控制在500°