al-mg系合金薄板及降低al-mg系合金薄板制耳率的轧制方法
技术领域
1.本发明涉及铝合金薄板领域，具体而言，涉及一种al-mg系合金薄板及降低al-mg系合金薄板制耳率的轧制方法。
背景技术：
2.在包装、照明、建筑、汽车、电池等行业，为保证制品的高表面性、高反射率、高光洁度，为减少合金化合物相在阳极氧化过程中带来的对表面质量的降低，所选用铝合金材料的纯度一般较高，杂质含量较低。同时，这些行业所需零部件有很大一部分是圆筒类深冲件，需要通过多个道次的深冲工艺进行成形制造，因此还要求材料具有优良的深冲性能。而且，在实际使用条件下，还要求材料需具有较高的强度。故而，目前对这类材料的性能要求需兼具高表面性、高深冲性和较高强度。一般而言，为保证铝材在阳极氧化后的表面性能，降低杂质元素fe、si的含量是一个主要手段。同时通过固溶元素mg的加入，并合理控制mg的含量，可以在提高合金板材强度的同时保证其仍然具有优良的表面性能。
3.铝合金板材深冲过程中的制耳与板材的织构密切相关。立方织构促使板材在深冲后出现与轧制方向成0
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方向上的4个制耳，而具有强烈轧制织构的板材则促使其形成与轧向成约45
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方向的制耳。而且，有研究表明，合金元素及含量对织构的影响较为复杂，但总的趋势是合金越纯即杂质越少，越易形成纯金属型轧制织构，退火后的立方织构也越强（参考文献：沈健，张新明．深冲用铝板的织构和各向异性[j]．轻合金加工技术，1994，22(7)：27-33+40．）。
[0004]
如何降低纯度较高的al-mg系合金材料的制耳率是一个技术难题，但目前并未有针对此类产品的加工方法。专利cn200510009793、cn200810230639、cn201210502214、cn201711126422、cn201880061110、cn201911316096、cn202010233523、cn202110253793等都公开了控制铝合金薄板制耳率的方法，但都是针对的含mn、cu、cr、fe等元素较高的合金产品。但是，有研究表明，铝合金材料基体中如果存在大量mg、mn、cu等其他固溶元素时，将表现为与高纯铝完全不同的组织性能演变规律（参考文献：r. kalsar, r. madhavan, r. k. ray, s. suwas. texture transition in al
–
mg alloys: effect of magnesium[j]. philosophical magazine, 2020, 100 (16): 2143-2164.）。故而，有必要提供一种新的针对高纯度al-mg系合金材料的轧制方法，可以使产品具有更低的制耳率。
技术实现要素：
[0005]
al-mg系合金是一类不可热处理强化铝合金。为控制产品深冲性能以及在阳极氧化之后的表面质量，这类薄板产品一般以o、h1x、h2x、h3x等状态供货（参考：gb/t 16475-2008 变形铝及铝合金状态代号）。
[0006]
在铝加工行业，al-mg系合金薄板产品一般有两条工艺路线，其一是“铸锭-热轧”工艺路线，其二是“连铸-冷轧”工艺路线。其中，“铸锭-热轧”是生产高端产品的工艺路线，本发明下述轧制方法采用的即是这种“铸锭-热轧”工艺路线，先通过半连续铸造生产al-mg
系合金铸锭，然后再通过均匀化热处理、热轧、冷轧、退火等等工序生产al-mg系合金薄板。
[0007]
其中，al-mg合金的化学成分对后续的加工工艺有重要的影响，不同化学成分的al-mg合金薄板产品需采用不同的生产工艺路线。本发明发明人发现，对于较高纯度的al-mg系合金材料而言，例如以下这类al-mg系合金：以mg为主合金元素，mg的含量较低，仅为0~6wt%，其还包含有mn、cu、cr、zn、ti等合金元素，含量更低，仅为0~0.3wt%，以及，不可避免的微量fe、si等杂质元素。这类al-mg系合金中的第二相粒子较少，而再结晶过程中依靠psn机制形核生长的晶粒倾向于形成随机织构，所以当这类材料通过轧制工艺加工成薄板时，易于在后续退火过程中形成非常强的立方织构。而这种退火过程中形成的强立方织构是产生0
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方向制耳的根本原因。而且，对于高纯度al-mg系合金来说，其立方织构在后续的冷加工过程中也难以消弱，这就导致在生产h1x、h2x、h3x状态（参考gb/t 16475-2008 变形铝及铝合金状态代号）的这类产品时，产品在0
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方向的制耳率均比较高，一般情况下在5%以上，有时甚至超过10%。而这种制耳率较高的产品会导致下游客户在后续制造成零部件时产生较高的废品率，从而显著降低这类产品的市场竞争力。
[0008]
进而，本发明的主要目的在于提供一种al-mg系合金薄板及降低al-mg系合金薄板制耳率的轧制方法，以解决现有技术中高纯度al-mg系合金材料轧制后制耳率较高的问题。为了实现上述目的，根据本发明的一个方面，提供了一种降低al-mg系合金薄板制耳率的轧制方法，该轧制方法包括以下步骤：将al-mg系合金铸锭依次进行热轧及一次冷轧处理，得到al-mg系合金薄板；其中，控制热轧的总压下率≥95%、热轧的热终轧温度为220~300℃、一次冷轧的总压下率≥90%。
[0009]
基于此，本发明可以更有效地抑制较高纯度al-mg系合金薄板板材中立方织构的形核和生长。本发明在一次冷轧处理后即可获得具有较低立方织构比例的冷轧态al-mg系合金薄板。且该冷轧态al-mg系合金薄板在后续退火等常规加工过程中仍能保持较低的立方织构比例，从而可以更有效地抑制o态和h1x状态薄板产品立方织构的比例，进而可以更有效地降低产品的制耳率。同时，其还可以更有效地避免产品在阳极氧化之后产生缺陷，从而保证产品表面质量。
[0010]
需要说明的是，al-mg合金薄板的生产工艺流程包括铸造、均匀化热处理、热轧、冷轧、中间退火等等工序。现有技术中，al-mg合金薄板的制备可以采用o态工艺、h1x工艺、h2x工艺或者是h3x工艺。上述工艺中均包括热轧与一次冷轧的步骤，而本发明主要在于通过控制上述工艺中的热轧与一次冷轧工艺参数，以达到可以有效抑制立方织构形成，降低0
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方向制耳的有益效果。本发明上述条件中的“热轧总压下率在95%以上、热终轧温度为220~300℃、冷轧总压下率在90%以上”，三个条件缺一不可。基于上述三个参数的共同协作作用，本发明加工出来的较高纯度al-mg系合金薄板，才可同时兼顾上述优异性能，其制耳率可控制在3%以下，且同时兼具优良的表面性能和较高的强度。
[0011]
总之，采用本发明上述方法进行轧制，其一，可以有效解决较高纯度al-mg系合金薄板制耳率高的难题，使得产品在保持制耳率较低的前提下，还可以同时兼顾有更优的表面性能、深冲性能和强度。其二，在后续退火过程中，在较大的退火温度和时间范围内，退火状态下板材的立方织构比例仍能保持在较低水平，即本发明的方法的工艺窗口较宽，所生产的产品性能尤其是制耳率的稳定性高。其三，上述方法对生产设备的适用性很强，工艺中涉及的热轧、冷轧、退火等等工序设备都可采用常规生产设备，无需增加设备投资，成本更
低、普适性更佳。
[0012]
进一步地，在一种优选的实施方式中，本发明采用厚度为400~700mm的al-mg系合金铸锭进行热轧，并控制热轧的开轧温度为400~550℃，热轧的轧制道次为15~30道次。基于此，可以促使al-mg系合金薄板的性能均一性更佳，从而可以促使al-mg系合金薄板同时兼顾更低的制耳率与更佳的表面性能及较高的强度。
[0013]
优选地，热轧之后，本发明先将热轧后的热轧卷冷却至低于100℃以下（优选20~25℃）再进行一次冷轧。上述冷却可采用自然冷却或强制冷却的方式。这样，可进一步更有效地抑制较高纯度al-mg系合金薄板板材中立方织构的形核和生长。从而在有效降低产品的制耳率的基础上，还可以更有效地避免其在阳极氧化之后产生缺陷，从而保证产品表面质量。更优选地，还可进一步控制一次冷轧过程的轧制道次为4~10道次。
[0014]
在一种优选的实施方式中，在一次冷轧之后，上述轧制方法还包括：对一次冷轧后的冷轧卷依次进行中间退火、二次冷轧及成品退火的步骤。对于较高纯度的al-mg系合金，中间退火的处理温度可保持在合金再结晶温度以上，优选控制在300~360℃范围内；处理时间则控制在0.5~6h范围内。这样，本发明可以获得制耳率在3%以下的o态产品。更进一步地，在中间退火后，再对制样进行二次冷轧，二次冷轧的压下率保持在15-50%，轧制道次为1~5道次，以进一步获得h1x态产品，其制耳率也在3%以下。
[0015]
为了实现上述目的，根据本发明的另一个方面，还提供了一种al-mg系合金薄板，al-mg系合金薄板由前述的降低al-mg系合金薄板制耳率的轧制方法处理得到。
[0016]
基于前文的各项原因，本发明创造性地将热轧及一次冷轧过程中的操作参数控制在上述范围内，从而可以更有效地抑制较高纯度al-mg系合金薄板板材中立方织构的形核和生长。基于此，本发明在一次冷轧处理后即可获得具有较低立方织构比例的冷轧态al-mg系合金薄板。且该冷轧态al-mg系合金薄板在后续退火等加工过程中仍能保持较低的立方织构比例，从而可以更有效地抑制o态和h1x状态薄板产品立方织构的比例，以更合理地控制板材中各织构的组成比例，进而可以更有效地降低产品的制耳率。同时，还可以更有效地避免其在阳极氧化之后产生缺陷，从而保证产品表面质量。
[0017]
进一步地，本发明可以获得制耳率在3%以下的o态及h1x状态al-mg系合金薄板，且产品同时兼具优良的表面性能和较高的强度。
具体实施方式
[0018]
需要说明的是，在不冲突的情况下，本技术中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。下面将结合实施例来详细说明本发明。
[0019]
以下结合具体实施例对本技术作进一步详细描述，这些实施例不能理解为限制本技术所要求保护的范围。
[0020]
性能测试：本发明依据《gb/t 15825.7-2008 金属薄板成形性能与试验方法 第7部分：凸耳试验》检测薄板的制耳率。
[0021]
实施例1：5150-h12轧制生产（一）熔铸与化学成分控制：采用dc半连续铸造的方式，铸造成形厚度为560mm的5150合金铸锭，铸锭化学成分按《gb/t 3190-2008 变形铝及铝合金化学成分》的标准控制。铸锭经铣面后厚度变为520mm，之后进入热轧工序。
[0022]
（二）热轧：铸锭经530℃保温12h之后开始热轧，经22个道次轧制成12mm的热轧卷，热轧总压下率97.7%，开轧温度为450~500℃，控制热终轧温度260-270℃。
[0023]
（三）热轧卷冷却：热轧卷收卷后自然冷却至室温（20~25℃）。
[0024]
（四）一次冷轧：热轧卷冷却至室温后经6个道次的冷轧，获得厚度为0.8mm的冷轧卷，冷轧总压下率93.3%。
[0025]
（五）中间退火：冷轧卷经箱式退火炉在330℃退火处理7~12h，其中包含加热时间5~10h。
[0026]
（六）二次冷轧：经退火后的板材，经过1个道次的冷轧至h12状态，成品厚度0.64mm，冷轧总压下率20%。
[0027]
经上述工艺生产的0.64mm厚度的5150-h12薄板，制耳率为2.8%。
[0028]
比较例1：5150-h12轧制生产（一）熔铸与化学成分控制：采用dc半连续铸造的方式，铸造成形厚度为560mm的5150合金铸锭，铸锭化学成分按《gb/t 3190-2008 变形铝及铝合金化学成分》的标准控制。铸锭经铣面后厚度变为520mm，之后进入热轧工序。
[0029]
（二）热轧：铸锭经530℃保温12h之后开始热轧，经25个道次轧制成12mm的热轧卷，热轧总压下率97.7%，控制热终轧温度310-320℃。
[0030]
（三）热轧卷冷却：热轧卷收卷后自然冷却至室温。
[0031]
（四）一次冷轧：热轧卷冷却至室温后经6个道次的冷轧，获得厚度为0.8mm的冷轧卷，冷轧总压下率93.3%。
[0032]
（五）中间退火：冷轧卷经箱式退火炉在330℃退火处理7~12h，其中包含加热时间5~10h。
[0033]
（六）二次冷轧：经退火后的板材，经过1个道次的冷轧至h12状态，成品厚度0.64mm，冷轧总压下率20%。
[0034]
经上述工艺生产的0.64mm厚度的5150-h12薄板，制耳率则在4%以上，高的甚至达到8%。与实施例1相比，比较例1的工艺差别在于（二）热轧的热终轧温度控制在了较高的温度下，热轧卷显微组织中已包含较高比例的再结晶晶粒，这部分再结晶晶粒使得板材在后续退火过程中形成立方织构的倾向增大，从而导致h12态产品在0
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方向的制耳率升高。
[0035]
比较例2：5150-h12轧制生产（一）熔铸与化学成分控制：采用dc半连续铸造的方式，铸造成形厚度为560mm的5150合金铸锭，铸锭化学成分按《gb/t 3190-2008 变形铝及铝合金化学成分》的标准控制。铸锭经铣面后厚度变为520mm，之后进入热轧工序。
[0036]
（二）热轧：铸锭经530℃保温12h之后开始热轧，经24个道次轧制成7.8 mm的热轧卷，热轧总压下率98.5%，控制热终轧温度260-270℃。
[0037]
（三）热轧卷冷却：热轧卷收卷后自然冷却至室温。
[0038]
（四）一次冷轧：热轧卷冷却至室温后经6个道次的冷轧，获得厚度为0.8mm的冷轧卷，冷轧总压下率89.7%。
[0039]
（五）中间退火：冷轧卷经箱式退火炉在330℃退火处理7~12h，其中包含加热时间5~10h。
[0040]
（六）二次冷轧：经退火后的板材，经过1个道次的冷轧至h14状态，成品厚度
0.48mm，冷轧总压下率40%。
[0041]
经上述工艺生产的0.48mm厚度的5150-h12薄板，制耳率在4%以上。与实施例1相比，比较例2的主要工艺差别在于（二）热轧、（四）一次冷轧和（六）二次冷轧的压下率不同。比较例2增大了热轧总压下率和二次冷轧的总压下率，而降低了退火前一次冷轧工序的总压下率。在这种工艺组合条件下，无法使得退火之前的板材中的立方织构比例降低到一定限度，因此在（五）中间退火之后，立方织构比例大幅增大，即使增大后续（六）二次冷轧的总压下率，最终产品的立方织构比例仍然较大，因此制耳率也较高。
[0042]
以上仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。