CN104018040B

CN104018040B - 一种汽车用高成形性铝合金材料

Info

Publication number: CN104018040B
Application number: CN201410283404.6A
Authority: CN
Inventors: 郭明星; 张济山; 庄林忠; 彭祥阳; 汪小锋; 张艳
Original assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Current assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Priority date: 2014-06-23
Filing date: 2014-06-23
Publication date: 2017-08-08
Anticipated expiration: 2034-06-23
Also published as: CN104018040A

Abstract

本发明提出一种汽车用高成形性铝合金材料及其制备方法；包括：新型铝合金成分选择，合金配制和熔炼铸造，均匀化，热轧变形，中间退火或冷轧变形+中间退火，冷轧变形，固溶，淬火和多级预时效处理。所述合金材料利用不同溶质元素间可形成一定量多尺度粒子，进而在高温热处理过程中同时发挥粗大粒子刺激再结晶形核而细小粒子阻碍再结晶晶粒长大的双重作用，使得合金板材在冲压成形前的组织由细小均匀分布的再结晶晶粒构成；使得合金板材各向异性得到很好控制，且冲压成形性能较为优异。同时具有高成形性和高烤漆硬化增量的新型铝合金非常适合应用于汽车车身外板的制造，特别是对冲压成性能以及烤漆硬化增量有较高要求的复杂形状零部件的制造。

Description

一种汽车用高成形性铝合金材料

技术领域

本发明属于铝合金技术领域，涉及一种汽车用高成形性铝合金材料及其制备方法，特别针对汽车领域车身外板用铝合金对成形性能和抗凹陷性能的特殊要求而开发，可以保证铝合金板材成形前各向异性得到较好控制，并具有优异的冲压成形性能，而成形后在短时烤漆过程中表现出优异的烤漆硬化特性。

背景技术

随着汽车数量的不断增加，空气污染和气候状况不断恶化，世界各国对节能、减排的意识不断增强。因此，如何实现汽车轻量化进而达到节能减排的目的已经成为汽车领域进一步发展的关键问题。而铝合金由于具有众多独特的优点，是新一代汽车轻量化的关键材料。相比而言，几大系列铝合金中的6xxx系铝合金(即Al‐Mg‐Si系合金)由于具有如下特点：可热处理强化、耐蚀性好、焊接性好、易于表面着色以及成形性好，而且更为重要的是该系合金普遍具有较高的烤漆硬化特性(即刷漆后的成形部件再经烤漆处理，其强度可以获得进一步较大幅度的提升，进而使得合金板材具有较好的抗凹陷能力)，所有这些优点使得该系合金非常适合应用于汽车车身外板的加工，而且目前已经有几个牌号的合金获得广泛应用，如AA6016，AA6111以及AA6022等。

将Al‐Mg‐Si系合金用作汽车车身外板的研究和应用过程中，发现虽然该系合金具有较好的冲压成形性能，r值一般可达0.55以上，但是与钢铁相比仍然存在一定差距。因此，在保证合金烤漆硬化性能较好的情况下如何进一步提高该系铝合金的冲压成形性能是其能够得到更加广泛应用的关键所在。由于汽车外板用Al‐Mg‐Si系合金的制备过程较长，涉及的热加工工艺较为复杂。因此，随着合金成分以及热加工工艺参数的变化，合金板材的织构组分和含量、显微组织均会发生显著变化，进而导致合金板材的冲压成形性能也会发生大幅改变。已有研究表明，合金基体内如果存在一定数量的粗大粒子(直径d>1μm)，变形态合金在高温热处理过程中会发生粒子刺激再结晶形核(即所谓的PSN效应)，导致粒子周围出现大量再结晶核心，这些再结晶晶粒的出现也会使得合金板材的再结晶织构以旋转立方织构CubeND和P织构为主，这些织构组分对于提高合金板材的冲压性能较为有利。

此外，考虑到合金基体内如果仅存在粗大粒子，那么一方面细小再结晶晶粒分布会很不均匀，另一方面由PSN效应产生的细小再结晶晶粒也很容易在热处理过程中发生长大。因此，如果在成分设计过程中能够进一步引入一定量的其它合金元素或者控制热加工工艺使得冷轧态合金基体内同时存在一定数量的粗大粒子和纳米级的细小弥散粒子，那么冷轧态合金板材在后续固溶热处理过程中一定可以形成大量细小的再结晶晶粒且不容易发生长大(详见图2所示示意图)，最终使得合金板材再经预时效处理能够同时兼具有优异的冲压成形性能和烤漆硬化性能。本发明就是根据这一设计思想进行新合金成分设计和制备工艺开发的。

发明内容

本发明为了克服现有技术的不足，针对目前汽车车身外板用Al‐Mg‐Si系合金冲压成形性能不够理想的问题，开发一种具有优异冲压性能和较高烤漆硬化性能的新型铝合金。该新型合金充分利用不同溶质元素相互作用可以形成多尺度粒子(粗大粒子和细小粒子等)，这些多尺度粒子在热加工过程中可以显著影响位错和晶界的运动方式，进而在高温热处理过程中同时发挥粗大粒子刺激再结晶形核(PSN效应)而细小粒子阻碍再结晶晶粒长大的双重作用方式，最终使得合金板材在冲压成形前的组织由细小均匀分布的再结晶晶粒构成。此组织特征不仅可以保证合金板材各向异性得到很好控制，而且可以保证合金板材的冲压成形性能较为优异。此外，在合金成分设计时充分考虑了多相强化的突出贡献，可以保证合金板材冲压成形后具有较高的烤漆硬化增量，因此，发明合金在Al‐Mg‐Si‐Cu合金体系的基础上添加了一定量的元素Zn，通过对Mg、Si、Cu和Zn主合金元素的含量和配比进行很好地设计和优化，最终使得合金板材不仅冲压成形性能较为优异，而且烤漆硬化增量也获得了大幅度提升。该发明合金适合应用于汽车车身外板的制造，特别是对冲压成性能以及烤漆硬化增量有较高要求的复杂形状零部件的制造。

本发明通过成分设计和优化首先对新型高成形性和高烤漆硬化铝合金的成分范围进行选择，然后通过熔炼铸造等工序制备所设计合金并对显微组织演化过程、成形性能和时效析出行为进行研究，最终确定具有高成形性和高烤漆硬化性能的新型铝合金成分范围以及合金板材的相应制备方法。具体的制备工艺如下：新型铝合金成分选择→合金配制和熔炼铸造→铸锭均匀化→热轧变形→中间退火(或冷轧变形→中间退火)→冷轧变形→固溶→淬火→预时效(如图1所示)。

本发明的第一目的在于提出一种具有高成形性和高烤漆硬化性能的汽车车身外板用新型铝合金，其特征在于该合金的化学成分及其质量百分比含量为：Zn:0.02～4.2wt％，Mg：0.4～1.5wt％，Si：0.2～1.25wt％，Cu：0.05～1.0wt％，Fe≤0.65wt％，Mn：0.05～0.5wt％，Cr≤0.25wt％，Ti≤0.25wt％，B≤0.2wt％，余量为Al。

优选地，其化学成分的Zn、Si和Cu含量范围分别为Zn：.025～4.0wt％，Si：0.35～1.0wt％，Cu：0.1～0.95wt％，其化学成分Mg、Si的Mg/Si质量比范围为1.0～2.3，Fe≤0.55wt％，Mn：0.06～0.4wt％。

本发明的第二目的在于提出一种上述具有高成形性的汽车车身外板用铝合金材料的制备方法，所述制备方法包括以下步骤：

步骤一、熔炼铸造：首先将纯铝全部加入坩埚，将炉温设定在850℃，待纯铝熔化后加入Al‐20wt％Si、Al‐50wt％Cu、Al‐20wt％Fe、Al‐10wt％Mn中间合金，并加入覆盖剂(50wt％NaCl+50wt％KCl)；继续加热熔体，待中间合金熔化，熔体温度达到750℃后对其进行搅拌使溶质元素混合均匀，然后在750℃保温30min后设定炉温使熔体降温到710℃，然后向熔体中加入纯Zn和纯Mg，并充分搅拌使其彻底溶解；待熔体温度再次达到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中间合金，如果成分测量值高于设计值，根据过量值适当添加一定量的金属纯铝进行稀释；继续待熔体升至740℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；然后将熔体温度降至约720℃时加入Al‐5wt％Ti‐1wt％B晶粒细化剂并进行适当搅拌，最后在此温度保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内；

步骤二、单级或双级均匀化：Zn含量低于0.5wt％的铝合金可以直接采用单级均匀化，即将熔炼铸造后的合金试样以20～50℃/h升温到540～560℃保温15～30h，然后再以20～50℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样；而Zn含量处于0.5wt％～4.0wt％时，采用双级均匀化工艺，即将熔炼铸造后的合金试样以20～50℃/h升温速率开始升温，待温度达到450～490℃保温2～6h，再以20～50℃/h继续升温到540～560℃保温15～30h，然后再以20～50℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样；

步骤三、热轧变形：将步骤二取出的试样进行热轧：开轧温度在520～555℃，道次压下量为4％～36％，热轧总变形量＞92％，终轧温度低于300℃得到热轧板材；

步骤四、中间退火或冷轧变形+中间退火：将步骤三得到的热轧板材进行中间退火或冷轧变形+中间退火，然后直接取出进行空冷得到退火态板材；

步骤五、冷轧变形：将所述步骤四得到的退火态板材进行冷轧变形，所述冷轧变形的冷轧总变形量处于50％～85％之间，道次压下量处于10％～35％之间得到冷轧板材；

步骤六、固溶处理：将步骤五得到的冷轧板材进行固溶处理：在545～560℃热处理炉中进行1～15min的固溶处理，试样升温速率大于100℃/min；

步骤七、淬火处理：将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度以大于100℃/s的降温速率冷却到室温得到淬火态试样；

步骤八、多级预时效处理：将步骤七得到的淬火态试样在2～5min内转移到100℃～130℃等温预时效炉中进行1～30min的等温预时效，然后将其转移到60℃～90℃的等温预时效炉中进行5～15h的等温预时效处理，最后将其在室温放置14天得到具有高成形性的铝合金板材。

优选的所述步骤四中的中间退火均以20℃/h～200℃/min的升温速率升温到300～500℃进行1～4h的退火处理，然后直接取出进行空冷。

优选的所述步骤四中的冷轧变形+中间退火为冷轧变形道次压下量为10～35％，总变形量为30～60％；中间退火均以20℃/h～200℃/min的升温速率升温到300～500℃进行1～4h的退火处理，然后直接取出进行空冷。

优选的所述步骤五中的冷轧变形总变形量处于50％～75％之间，道次压下量处于15％～30％之间。

优选的所述步骤六中的固溶处理：在545～555℃热处理炉中进行2～8min的固溶处理，试样升温速率大于200℃/min。

优选的所述步骤七中的淬火处理，将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度以大于200℃/s的降温速率冷却到室温得到淬火态试样。

优选的所述步骤八中的多级预时效处理，将淬火态试样在2～5min内转移到110℃～130℃等温预时效炉中进行1～15min的等温预时效，然后将其转移到60℃～80℃的等温预时效炉中进行6～13h的等温预时效处理，最后将其在室温放置14天得到具有高成形性的铝合金板材。

通过采用上述的技术方案，本发明具有如下优越性：本发明的汽车用高成形性和高烤漆硬化新型铝合金可以充分利用基体内的不同尺度粒子对再结晶晶粒形核、长大的复合交互作用，从而使得固溶处理后的再结晶晶粒尺寸细小且均匀，形成有利于提高冲压成形性能的旋转立方织构或P织构，或者织构得到弱化；此外，发明合金充分利用溶质元素Cu等对Mg‐Si和Mg‐Zn形成溶质原子团簇或者相应GP区的促进作用，并通过合适的加工和热处理工艺调控使得合金板材经预时效处理后，不仅可以表现出优异的冲压成形性能，而且也可以表现出优异的烤漆硬化特性。本发明合金非常适合应用于汽车车身外板用铝合金的加工和生产，以及对冲压成形性能有特定要求的其它零部件的生产使用，当然也适合应用于对铝合金成形性能和时效响应速度有较高要求的其它技术行业。

附图说明

图1为本发明合金制备工艺流程图；

图2不同尺度粒子刺激再结晶形核和长大过程模型图(a)(b)(c)溶质元素浓度较

低的铝合金，(d)(e)(f)溶质元素浓度较高的铝合金；

图3实施例5中5#合金1mm冷轧态的TEM显微组织；

图4a为实施例5中5#合金固溶淬火态合金晶粒尺寸示意图；

图4b为实施例5中5#合金固溶淬火态合金晶粒取向的EBSD分析示意图；

图5a实施例6中6#合金固溶淬火态合金晶粒尺寸示意图；

图5b实施例6中6#合金固溶淬火态合金晶粒取向的EBSD分析示意图。

具体实施方式

下面结合具体实施方案对本发明做进一步的补充和说明。

图1为本发明合金制备工艺流程图；如图所示制备工艺包括如下步骤：

原材料分别采用99.9wt％的高纯铝、工业纯Mg、工业纯Zn、中间合金Al‐20wt％Si、Al‐50wt％Cu、Al‐20wt％Fe、Al‐10wt％Mn等。在电阻炉中的具体熔炼过程为，首先将纯铝全部加入坩埚，将炉温设定在850℃，待纯铝熔化后加入Al‐20wt％Si、Al‐50wt％Cu、Al‐20wt％Fe、Al‐10wt％Mn中间合金，并加入覆盖剂(50wt％NaCl+50wt％KCl)；继续加热熔体，待中间合金熔化，熔体温度达到750℃后对其进行搅拌使溶质元素混合均匀，然后在750℃保温30min后设定炉温使熔体降温到710℃，然后向熔体中加入纯Zn和纯Mg，并充分搅拌使其彻底溶解；待熔体温度再次达到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中间合金，如果成分测量值高于设计值，根据过量值适当添加一定量的金属纯铝进行稀释；继续待熔体升至740℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；然后将熔体温度降至约720℃时加入Al‐5wt％Ti‐1wt％B晶粒细化剂并进行适当搅拌，最后在此温度保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内。实施发明合金的具体化学成分见表1。

表1 实施发明合金化学成分(质量百分数，wt％)

发明合金铸锭在循环空气炉中进行均匀化处理，处理工艺为：Zn含量低于0.5wt％的铝合金可以直接采用单级均匀化，即将熔炼铸造后的合金试样以20～50℃/h继续升温到540～560℃保温15～30h，然后再以20～50℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样；而Zn含量处于0.5wt％～4.0wt％时，采用双级均匀化工艺，即将熔炼铸造后的合金试样以20～50℃/h升温速率开始升温，待温度达到450～490℃保温2～6h，再以20～50℃/h继续升温到540～560℃保温15～30h，然后再以20～50℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样，随后对均匀化态铸锭进行热轧变形→中间退火(或冷轧变形+中间退火)→冷轧变形，然后将切取的板材试样放入545～560℃热处理炉中进行2～8min的固溶处理，并对其进行淬火处理，随后对淬火后的试样进行多级预时效处理，最后对预时效态合金板材进行冲压成形性能和烤漆硬化性能测量，以及典型状态合金显微组织表征。具体的实施方式如下：

实施例1

实施发明合金1#经熔炼铸造后，对其进行均匀化处理，处理工艺为：以45℃/h升温速率升温到540～560℃保温16h，然后再以45℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样。均匀化后将铸锭切头铣面，重新加热到520～555℃供热轧，道次压下量为4％～36％，热轧总变形量＞92％，终轧温度低于300℃；对热轧后的板材以40℃/h的升温速率升温到300～500℃进行1.5h的退火处理，以空冷方式进行冷却，然后将其冷轧到1mm厚，道次压下量处于10～30％，总变形量为50～75％；然后再在冷轧板材上直接切取试样置于545～555℃热处理炉中进行3min固溶处理，试样升温速率大于200℃/min。随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度以大于200℃/s的降温速率冷却到室温。随后将淬火态试样在2～5min内转移到110℃～130℃等温预时效炉中进行2min的等温预时效，然后将其转移到60℃～80℃的等温预时效炉中进行12h的等温预时效处理，并在室温放置14天(T4P预时效态)。然后将多级预时效态试样分为两组，一组试样直接进行成形性能和其它力学性能测量(详见表2所示)，而另一组试样首先进行2％～5％的预拉伸，然后对其进行185℃/20min的模拟烤漆处理分析合金板材的烤漆硬化增量(详见表4所示)。

实施例2

实施发明合金2#经熔炼铸造后，对其进行均匀化处理，处理工艺为：以25℃/h升温速率开始升温，待温度达到450～490℃保温3h，再以25℃/h继续升温到540～560℃保温16h，然后再以25℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样。均匀化后将铸锭切头铣面，重新加热到520～555℃供热轧，道次压下量为4％～36％，热轧总变形量＞92％，终轧温度低于300℃；对热轧后的板材以40℃/h的升温速率升温到300～500℃进行1.5h的退火处理，以空冷方式进行冷却，然后将其冷轧到1mm厚，道次压下量处于10～30％，总变形量为50～75％；然后再在冷轧板材上直接切取试样置于545～555℃热处理炉中进行3min固溶处理，试样升温速率大于200℃/min。随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度以大于200℃/s的降温速率冷却到室温。随后将淬火态试样在2～5min内转移到110℃～130℃等温预时效炉中进行2min的等温预时效，然后将其转移到60℃～80℃的等温预时效炉中进行12h的等温预时效处理，并在室温放置14天(T4P预时效态)。然后将多级预时效态试样分为两组，一组试样直接进行成形性能和其它力学性能测量(详见表2所示)，而另一组试样首先进行2％～5％的预拉伸，然后对其进行185℃/20min的模拟烤漆处理分析合金板材的烤漆硬化增量(详见表4所示)。

实施例3

实施发明合金3#经熔炼铸造后，对其进行均匀化处理，处理工艺为：以45℃/h升温速率开始升温到540～560℃保温22h，然后再以45℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样。均匀化后将铸锭切头铣面，重新加热到520～555℃供热轧，道次压下量为4％～36％，热轧总变形量＞92％，终轧温度低于300℃；对热轧后的板材以100℃/h的升温速率升温到300～500℃进行2.5h的退火处理，以空冷方式进行冷却，然后将其冷轧到1mm厚，道次压下量处于10～30％，总变形量为50～75％；然后再在冷轧板材上直接切取试样置于545～555℃热处理炉中进行5min固溶处理，试样升温速率大于200℃/min。随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度以大于200℃/s的降温速率冷却到室温。随后将淬火态试样在2～5min内转移到110℃～130℃等温预时效炉中进行5min的等温预时效，然后将其转移到60℃～80℃的等温预时效炉中进行9h的等温预时效处理，并在室温放置14天(T4P预时效态)。然后将多级预时效态试样分为两组，一组试样直接进行成形性能和其它力学性能测量(详见表2所示)，而另一组试样首先进行2％～5％的预拉伸，然后对其进行185℃/20min的模拟烤漆处理分析合金板材的烤漆硬化增量(详见表4所示)。

实施例4

实施发明合金4#经熔炼铸造后，对其进行均匀化处理，处理工艺为：以25℃/h升温速率开始升温，待温度达到450～490℃保温4h，再以25℃/h继续升温到540～560℃保温22h，然后再以25℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样。均匀化后将铸锭切头铣面，重新加热到520～555℃供热轧，道次压下量为4％～36％，热轧总变形量＞92％，终轧温度低于300℃；对热轧后的板材以100℃/h的升温速率升温到300～500℃进行2.5h的退火处理，以空冷方式进行冷却，然后将其冷轧到1mm厚，道次压下量处于10～30％，总变形量为50～75％；然后再在冷轧板材上直接切取试样置于545～555℃热处理炉中进行5min固溶处理，试样升温速率大于200℃/min。随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度以大于200℃/s的降温速率冷却到室温。随后将淬火态试样在2～5min内转移到110℃～130℃等温预时效炉中进行5min的等温预时效，然后将其转移到60℃～80℃的等温预时效炉中进行9h的等温预时效处理，并在室温放置14天(T4P预时效态)。然后将多级预时效态试样分为两组，一组试样直接进行成形性能和其它力学性能测量(详见表2所示)，而另一组试样首先进行2％～5％的预拉伸，然后对其进行185℃/20min的模拟烤漆处理分析合金板材的烤漆硬化增量(详见表4所示)。

实施例5

实施发明合金5#经熔炼铸造后，对其进行均匀化处理，处理工艺为：以45℃/h升温速率开始升温到540～560℃保温29h，然后再以45℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样。均匀化后将铸锭切头铣面，重新加热到520～555℃供热轧，道次压下量为4％～36％，热轧总变形量＞92％，终轧温度低于300℃；对热轧后的板材以150℃/min的升温速率升温到300～500℃进行3.5h的退火处理，以空冷方式进行冷却，然后将其冷轧到1mm厚，道次压下量处于10～30％，总变形量为50～75％；然后再在冷轧板材上直接切取试样置于545～555℃热处理炉中进行7min固溶处理，试样升温速率大于200℃/min。随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度以大于200℃/s的降温速率冷却到室温。随后将淬火态试样在2～5min内转移到110℃～130℃等温预时效炉中进行10min的等温预时效，然后将其转移到60℃～80℃的等温预时效炉中进行7h的等温预时效处理，并在室温放置14天(T4P预时效态)。然后将多级预时效态试样分为两组，一组试样直接进行成形性能和其它力学性能测量(详见表2所示)，而另一组试样首先进行2％～5％的预拉伸，最后对其进行185℃/20min的模拟烤漆处理分析合金板材的烤漆硬化增量(详见表4所示)，同时采用TEM对5#合金冷轧态进行显微组织分析(如图3所示)，并采用EBSD分析5#合金板材的晶粒尺寸以及织构分布情况(如图4a和b所示)。

实施例6

实施发明合金6#经熔炼铸造后，对其进行均匀化处理，处理工艺为：以25℃/h升温速率开始升温，待温度达到450～490℃保温5h，再以20～50℃/h继续升温到540～560℃保温29h，然后再以25℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样。均匀化后将铸锭切头铣面，重新加热到520～555℃供热轧，道次压下量为4％～36％，热轧总变形量＞92％，终轧温度低于300℃；对热轧后的板材以150℃/min的升温速率升温到300～500℃进行3.5h的退火处理，以空冷方式进行冷却，然后将其冷轧到1mm厚，道次压下量处于10～30％，总变形量为50～75％；然后再在冷轧板材上直接切取试样置于545～555℃热处理炉中进行7min固溶处理，试样升温速率大于200℃/min。随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度以大于200℃/s的降温速率冷却到室温。随后将淬火态试样在2～5min内转移到110℃～130℃等温预时效炉中进行10min的等温预时效，然后将其转移到60℃～80℃的等温预时效炉中进行7h的等温预时效处理，并在室温放置14天(T4P预时效态)。然后将多级预时效态试样分为两组，一组试样直接进行成形性能和其它力学性能测量(详见表2所示)，而另一组试样首先进行2％～5％的预拉伸，最后对其进行185℃/20min的模拟烤漆处理分析合金板材的烤漆硬化增量(详见表4所示)，同时采用EBSD分析6#合金板材的晶粒尺寸以及织构分布情况(如图5a和b所示)。

实施例7

实施发明合金1#经熔炼铸造后，对其进行均匀化处理，处理工艺为：以45℃/h升温速率开始升温到540～560℃保温16h，然后再以45℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样。均匀化后将铸锭切头铣面，重新加热到520～555℃供热轧，道次压下量为4％～36％，热轧总变形量＞92％，终轧温度低于300℃；对热轧板首先进行一定量的冷轧变形，道次压下量为10～35％，总变形量为30～60％；然后将冷轧板材以40℃/h的升温速率升温到300～500℃进行1.5h的退火处理，以空冷方式进行冷却，然后将其冷轧到1mm厚，道次压下量处于10～30％，总变形量为50～75％；然后再在冷轧板材上直接切取试样置于545～555℃热处理炉中进行3min固溶处理，样品升温速率大于200℃/min。随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度以大于200℃/s的降温速率冷却到室温。随后将淬火态试样在2～5min内转移到110℃～130℃等温预时效炉中进行2min的等温预时效，然后将其转移到60℃～80℃的等温预时效炉中进行12h的等温预时效处理，并在室温放置14天(T4P预时效态)。然后将多级预时效态试样分为两组，一组试样直接进行成形性能和其它力学性能测量(详见表3所示)，而另一组试样首先进行2％～5％的预拉伸，然后对其进行185℃/20min的模拟烤漆处理分析合金板材的烤漆硬化增量(详见表5所示)。

实施例8

实施发明合金2#经熔炼铸造后，对其进行均匀化处理，处理工艺为：以25℃/h升温速率开始升温，待温度达到450～490℃保温3h，再以25℃/h继续升温到540～560℃保温16h，然后再以25℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样。均匀化后将铸锭切头铣面，重新加热到520～555℃供热轧，道次压下量为4％～36％，热轧总变形量＞92％，终轧温度低于300℃；对热轧板首先进行一定量的冷轧变形，道次压下量为10～35％，总变形量为30～60％；然后将冷轧板材以40℃/h的升温速率升温到300～500℃进行1.5h的退火处理，以空冷方式进行冷却，然后将其冷轧到1mm厚，道次压下量处于10～30％，总变形量为50～75％；然后再在冷轧板材上直接切取试样置于545～555℃热处理炉中进行3min固溶处理，样品升温速率大于200℃/min。随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度以大于200℃/s的降温速率冷却到室温。随后将淬火态试样在2～5min内转移到110℃～130℃等温预时效炉中进行2min的等温预时效，然后将其转移到60℃～80℃的等温预时效炉中进行12h的等温预时效处理，并在室温放置14天(T4P预时效态)。然后将多级预时效态试样分为两组，一组试样直接进行成形性能和其它力学性能测量(详见表3所示)，而另一组试样首先进行2％～5％的预拉伸，然后对其进行185℃/20min的模拟烤漆处理分析合金板材的烤漆硬化增量(详见表5所示)。

实施例9

实施发明合金3#经熔炼铸造后，对其进行均匀化处理，处理工艺为：以45℃/h升温速率开始升温到540～560℃保温22h，然后再以45℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样。均匀化后将铸锭切头铣面，重新加热到520～555℃供热轧，道次压下量为4％～36％，热轧总变形量＞92％，终轧温度低于300℃；对热轧板首先进行一定量的冷轧变形，道次压下量为10～35％，总变形量为30～60％；然后将冷轧板材以100℃/h的升温速率升温到300～500℃进行2.5h的退火处理，以空冷方式进行冷却，然后将其冷轧到1mm厚，道次压下量处于10～30％，总变形量为50～75％；然后再在冷轧板材上直接切取试样置于545～555℃热处理炉中进行5min固溶处理，样品升温速率大于200℃/min。随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度以大于200℃/s的降温速率冷却到室温。随后将淬火态试样在2～5min内转移到110℃～130℃等温预时效炉中进行5min的等温预时效，然后将其转移到60℃～80℃的等温预时效炉中进行9h的等温预时效处理，并在室温放置14天(T4P预时效态)。然后将多级预时效态试样分为两组，一组试样直接进行成形性能和其它力学性能测量(详见表3所示)，而另一组试样首先进行2％～5％的预拉伸，然后对其进行185℃/20min的模拟烤漆处理分析合金板材的烤漆硬化增量(详见表5所示)。

实施例10

实施发明合金4#经熔炼铸造后，对其进行均匀化处理，处理工艺为：以25℃/h升温速率开始升温，待温度达到450～490℃保温4h，再以25℃/h继续升温到540～560℃保温22h，然后再以25℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样。均匀化后将铸锭切12头铣面，重新加热到520～555℃供热轧，道次压下量为4％～36％，热轧总变形量＞92％，终轧温度低于300℃；对热轧板首先进行一定量的冷轧变形，道次压下量为10～35％，总变形量为30～60％；然后将冷轧板材以100℃/h的升温速率升温到300～500℃进行2.5h的退火处理，以空冷方式进行冷却，然后将其冷轧到1mm厚，道次压下量处于10～30％，总变形量为50～75％；然后再在冷轧板材上直接切取试样置于545～555℃热处理炉中进行5min固溶处理，样品升温速率大于200℃/min。随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度以大于200℃/s的降温速率冷却到室温。随后将淬火态试样在2～5min内转移到110℃～130℃等温预时效炉中进行5min的等温预时效，然后将其转移到60℃～80℃的等温预时效炉中进行9h的等温预时效处理，并在室温放置14天(T4P预时效态)。然后将多级预时效态试样分为两组，一组试样直接进行成形性能和其它力学性能测量(详见表3所示)，而另一组试样首先进行2％～5％的预拉伸，然后对其进行185℃/20min的模拟烤漆处理分析合金板材的烤漆硬化增量(详见表5所示)。

实施例11

实施发明合金5#经熔炼铸造后，对其进行均匀化处理，处理工艺为：以45℃/h升温速率开始升温到540～560℃保温29h，然后再以45℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样。均匀化后将铸锭切头铣面，重新加热到520～555℃供热轧，道次压下量为4％～36％，热轧总变形量＞92％，终轧温度低于300℃；对热轧板首先进行一定量的冷轧变形，道次压下量为10～35％，总变形量为30～60％；然后将冷轧板材以150℃/min的升温速率升温到300～500℃进行3.5h的退火处理，以空冷方式进行冷却，然后将其冷轧到1mm厚，道次压下量处于10～30％，总变形量为50～75％；然后再在冷轧板材上直接切取试样置于545～555℃热处理炉中进行7min固溶处理，样品升温速率大于200℃/min。随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度以大于200℃/s的降温速率冷却到室温。随后将淬火态试样在2～5min内转移到110℃～130℃等温预时效炉中进行10min的等温预时效，然后将其转移到60℃～80℃的等温预时效炉中进行7h的等温预时效处理，并在室温放置14天(T4P预时效态)。然后将多级预时效态试样分为两组，一组试样直接进行成形性能和其它力学性能测量(详见表3所示)，而另一组试样首先进行2％～5％的预拉伸，然后对其进行185℃/20min的模拟烤漆处理分析合金板材的烤漆硬化增量(详见表5所示)。

实施例12

实施发明合金6#经熔炼铸造后，对其进行均匀化处理，处理工艺为：以25℃/h升温速率开始升温，待温度达到450～490℃保温5h，再以25℃/h继续升温到540～560℃保温29h，然后再以25℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样。均匀化后将铸锭切头铣面，重新加热到520～555℃供热轧，道次压下量为4％～36％，热轧总变形量＞92％，终轧温度低于300℃；对热轧板首先进行一定量的冷轧变形，道次压下量为10～35％，总变形量为30～60％；然后将冷轧板材以150℃/min的升温速率升温到300～500℃进行3.5h的退火处理，以空冷方式进行冷却，然后将其冷轧到1mm厚，道次压下量处于10～30％，总变形量为50～75％；然后再在冷轧板材上直接切取试样置于545～555℃热处理炉中进行7min固溶处理，样品升温速率大于200℃/min。随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度以大于200℃/s的降温速率冷却到室温。随后将淬火态试样在2～5min内转移到110℃～130℃等温预时效炉中进行10min的等温预时效，然后将其转移到60℃～80℃的等温预时效炉中进行7h的等温预时效处理，并在室温放置14天(T4P预时效态)。然后将多级预时效态试样分为两组，一组试样直接进行成形性能和其它力学性能测量(详见表3所示)，而另一组试样首先进行2％～5％的预拉伸，然后对其进行185℃/20min的模拟烤漆处理分析合金板材的烤漆硬化增量(详见表5所示)。

表2 实施例1‐6中几种合金板材在T4P态的力学性能

表3 实施例7-12中几种合金板材在T4P态的力学性能

表4 实施例1-6中几种合金板材T4P态和模拟烤漆态力学性能

表5 实施例7-12中几种合金板材等温T4P态和模拟烤漆态力学性能

由于合金成分、热加工工艺以及热处理制度等均对Al‐Mg‐Si系合金冲压成形性能和烤漆硬化增量有影响，特别是随着合金基体内溶质元素浓度变化，相应的加工和热处理工艺必须进行一定的调整，才可能使得固溶之前合金基体内能够分布有一定量不同尺度的粒子，进而对合金再结晶过程和织构演化过程产生本发明所期望的影响效果。图2示出了本发明拟利用多尺度粒子对再结晶晶粒尺寸和形态进行调控的示意图。图中黑色直线或虚线代表变形过程中形成的变形带，黑色点状和黑色不规则图案代表基体内分布的不同尺度粒子，灰色不规则图案代表再结晶晶粒。对于溶质元素含量较低的合金，冷轧态合金基体内虽然也会分布有一定数量的粒子，但是粒子主要是Mg₂Si和Al₁₅Mn₃Si₂相。这些粒子尺寸并不大，也并不小(达到纳米级)，所以这些粒子既不能在高温热处理过程中发挥PSN效应使得粒子周围大量再结晶晶粒形核，也不能显著阻碍再结晶晶粒的长大，最终使得合金随着热处理时间的增加，开始形成的再结晶晶粒快速发生长大(如图2(a)(b)(c)所示)。而对于溶质元素浓度较高的合金，通过合适的加工和热处理工艺调控使得合金基体内能够分布有一定数量的不同尺度粒子，包括粗大的Al(Fe,Mn)Si相和细小的Mg₂Si、Al₆Mn或Al₁₅Mn₃Si₂相等，合金经冷轧变形后由于粗大粒子周围的应变储能较大，在高温热处理过程中会诱发大量再结晶晶粒形核(如图2(e)所示)，同时由于合金基体内还分布有较多的细小弥散粒子(如Al₆Mn或Al₁₅Mn₃Si₂相)对于再结晶晶粒长大具有一定的阻碍作用，最终使得合金再结晶晶粒尺寸细小均匀，而且由于此阻碍作用也会使得晶粒取向旋转难度增加进而影响合金板材内部的织构演化过程，最终使得合金基体内含有的织构组分和含量更加有利于合金冲压成形性能的提高。本发明就是根据这一设计思想进行合金成分设计，并通过合适的热加工工艺等对组织和性能进行调控的。实施例1～6均采用热轧后首先进行中间退火，然后再进行一定变形量的冷轧加工至1mm，随后对合金板材进行后续的固溶淬火以及预时效处理等，合金综合性能如表2所示。由表2可以看出，随着溶质元素浓度的增加，合金基体内分布的粒子种类更多且粒子尺寸范围更大(如图3(a)(b)冷轧态合金基体内的粒子分布图所示)，更加接近本发明最初利用不同尺度粒子调控合金组织和性能的设计思想，因此才可以观察到即使合金强度不断增加的情况下其对应的成形性能r值也不断增加，最高可达0.6以上。对5#和6#合金固溶态进行相应的EBSD晶粒尺寸和织构分析可以发现，5#合金基体内平均晶粒尺寸仅为15μm左右，相应的织构组分也与常规铝合金热处理后的织构组分差异较大，主要包括绕法向旋转了18°的立方取向Cube_ND18、Goss{011}<100>织构、Copper{112}<111>织构和P{011}<122>织构，其相应的体积分数分别为：9.95、4.20、4.54和6.36％(如图4(a)(b)所示)。这些织构组分中的旋转立方织构CubeND18和P织构均有利于合金冲压成形性能的提高和各向异性的降低。但是当合金基体内含有一定数量的Zn元素时(如实施例6中的6#合金)，该合金的晶粒尺寸不仅进一步发生下降，平均晶粒尺寸仅为14μm，而且更为重要的是经过成分和工艺优化，即使5#合金基体内观察到的微弱织构也已经消失，合金基体内的晶粒取向基本呈随机取向(如图5(a)(b)所示)，这非常有利于降低合金板材的各向异性和提高其相应的冲压成形性能(如表2所示)。

此外，由表2可以发现，采用实施例1～6中的制备工艺，虽然4#、5#和6#合金的冲压成形性能较好，但是1#、2#和3#合金的冲压成形性能相对较低(r值普遍低于0.6)。因此，对于所开发的新型系列铝合金，必须开发一种更加有利于提高该系合金冲压成形性能的制备工艺，而且采用合适的热加工工艺调控织构组分和含量进而提高合金的冲压成形性能也是目前普遍采用的手段之一。实施例7‐12均采用热轧后首先进行一定变形量的冷轧变形，然后再进行中间退火，随后再将退火态合金板材冷轧加工至1mm，并对合金板材进行后续的固溶淬火以及预时效处理等，合金综合性能如表3所示。由表3可以看出，1#‐6#合金经此工艺处理后，其相应的r值均得到显著提高，1#合金的r值由实施例1中的0.571提高到0.595，而6#合金提高幅度更大(由实施例6中的0.617提高到0.727)。由此可见，充分利用不同尺度粒子并辅以一定的热加工工艺调控可以显著提升Al‐Mg‐Si系合金的冲压成形性能，使其r值由常规的0.6一下提高到0.7以上，所开发的合金和制备工艺适合应用于复杂汽车零部件的冲制。

由于汽车板材除了对冲压成形性能有一定要求之外，还对合金板材的烤漆硬化增量有较高的要求，否则在实际应用过程中会由于汽车零部件强度较低而发生变形或凹陷等问题。发明合金经过实施例1～12中的多级等温预时效处理后，再经一定的预变形和185℃/20min模拟烤漆处理后均表现出非常优异的烤漆硬化增量(如表4和表5所示)。不过与不添加Zn元素的Al‐Mg‐Si系合金相比，添加一定量的元素Zn再经多级等温预时效处理基本均可以表现出较好的烤漆硬化增量。这主要是由于添加元素Zn之后可以与合金基体内的Mg元素形成Mg‐Zn溶质元素团簇或者形成与Al‐Zn‐Mg系合金中类似强化相(如η′等)，从而使得发明合金可以充分利用多相复合强化作用(包括Mg‐Si、Mg‐Zn溶质原子团簇、β"和η′相等)，最终表现出优异的烤漆硬化增量。发明合金的烤漆硬化增量最高可达157MPa，此增量远远高于目前商业生产的AA6016和AA6111合金的烤漆硬化增量(仅为80～90MPa)。

综上所述，本发明通过成分设计、加工和热处理工艺优化，进而使得合金基体内分布有一定含量的不同尺度粒子，利用粗大粒子对再结晶晶粒形核的刺激作用(即PSN效应)和细小弥散粒子对再结晶晶粒长大的阻碍作用使得合金板材固溶淬火后再结晶晶粒细小均匀，对应的织构以旋转立方和P织构为主，甚至不存在织构，最终使得T4P态合金板材表现出优异的冲压成形性能。此外，通过合适的预时效工艺对新型铝合金内各主合金元素Mg、Si、Cu和Zn之间相互作用的很好调控，最终也使的发明合金同样具有非常优异的烤漆硬化增量。因此，本发明合金和工艺不仅非常适合应用于汽车车身外板用铝合金的制造，从而加快汽车轻量化进程，而且对于其他领域用高成形性和快速时效响应型铝合金的开发、加工和应用也具有一定的指导意义，值得汽车生产厂家和铝合金加工企业对此发明合金和相关的制备工艺加以重视，使其尽早能够在这一领域得到推广和应用。

尽管已经示出和描述了本发明的实施例，对于本领域的普通技术人员而言，可以理解在不脱离本发明的原理和精神的情况下可以对这些实施例进行多种变化、修改、替换和变型，本发明的范围由所附权利要求及其等同限定。

Claims

1.一种汽车用高成形性铝合金材料，其特征在于该合金的化学成分及其质量百分比含量为：Zn：3.0～4.0wt％，Mg：0.4～1.5wt％，Si：0.35～1.0wt％，Cu：0.1～0.95wt％，Fe≤0.55wt％，Mn：0.06～0.4wt％，Cr≤0.25wt％，Ti≤0.25wt％，B≤0.2wt％，余量为Al,其化学成分Mg、Si的Mg/Si质量比范围为1.0～2.3，所述汽车用高成形性铝合金材料的制备方法包括以下步骤：

步骤一、熔炼铸造：首先将纯铝全部加入坩埚，将炉温设定在850℃，待纯铝熔化后加入Al-20wt％Si、Al-50wt％Cu、Al-20wt％Fe、Al-10wt％Mn中间合金，并加入覆盖剂50wt％NaCl+50wt％KCl；继续加热熔体，待中间合金熔化，熔体温度达到750℃后对其进行搅拌使溶质元素混合均匀，然后在750℃保温30min后设定炉温使熔体降温到710℃，然后向熔体中加入纯Zn和纯Mg，并充分搅拌使其彻底溶解；待熔体温度再次达到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中间合金，如果成分测量值高于设计值，根据过量值适当添加一定量的金属纯铝进行稀释；继续待熔体升至740℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；然后将熔体温度降至约720℃时加入Al-5wt％Ti-1wt％B晶粒细化剂并进行适当搅拌，最后在此温度保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内；

步骤二、单级或双级均匀化：Zn含量低于0.5wt％的铝合金直接采用单级均匀化，即将熔炼铸造后的合金试样以20～50℃/h升温到540～560℃保温15～30h，然后再以20～50℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样；而Zn含量处于0.5wt％～4.0wt％时，采用双级均匀化工艺，即将熔炼铸造后的合金试样以20～50℃/h升温速率开始升温，待温度达到450～490℃保温2～6h，再以20～50℃/h继续升温到540～560℃保温15～30h，然后再以20～50℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样；

2.如权利要求1所述的汽车用高成形性铝合金材料，其特征在于：所述步骤四中的中间退火均以20℃/h～200℃/min的升温速率升温到300～500℃进行1～4h的退火处理，然后直接取出进行空冷。

3.如权利要求1所述的汽车用高成形性铝合金材料，其特征在于：所述步骤四中的冷轧变形+中间退火为冷轧变形道次压下量为10～35％，总变形量为30～60％；中间退火均以20℃/h～200℃/min的升温速率升温到300～500℃进行1～4h的退火处理，然后直接取出进行空冷。

4.如权利要求3所述的汽车用高成形性铝合金材料，其特征在于：所述步骤五中的冷轧变形总变形量处于50％～75％之间，道次压下量处于15％～30％之间。

5.如权利要求3所述的汽车用高成形性铝合金材料，其特征在于：所述步骤六中的固溶处理：在545～555℃热处理炉中进行2～8min的固溶处理，试样升温速率大于200℃/min。

6.如权利要求3所述的汽车用高成形性铝合金材料，其特征在于：所述步骤七中的淬火处理，将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度以大于200℃/s的降温速率冷却到室温得到淬火态试样。

7.如权利要求3所述的汽车用高成形性铝合金材料，其特征在于：所述步骤八中的多级预时效处理，将淬火态试样在2～5min内转移到110℃～130℃等温预时效炉中进行1～15min的等温预时效，然后将其转移到60℃～80℃的等温预时效炉中进行6～13h的等温预时效处理，最后将其在室温放置14天得到具有高成形性的铝合金板材。