專(zhuān)利名稱(chēng)：：高強(qiáng)度鋁合金板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及高強(qiáng)度鋁合金板，其要求有適用于家用電器和汽車(chē)外板和其他結(jié)構(gòu)材料的優(yōu)異的表面粗糙度(surfaceroughening)和成形性(formability)。
背景技術(shù)：
：迄今，冷軋鋼板己經(jīng)用于家用電器和汽車(chē)外板。但最近，由于對(duì)降低重量的要求，已經(jīng)提出了強(qiáng)度高、成形性?xún)?yōu)異的Al-Mg合金板。例如，日本專(zhuān)利公開(kāi)(A)第07-278716號(hào)提出將Mg含量限定為2.0-6.0質(zhì)量％，將Si含量和Fe含量限定為1.5質(zhì)量％或更少，將熔體連續(xù)鑄造成鑄坯厚度(slabthickness)為1-10mm，并使冷卻速率為10"C/秒或更高，以便將金屬間化合物細(xì)分散在基體中，以得到用于以?xún)?yōu)異的機(jī)械性質(zhì)成形的鋁合金。然而，上述文件記載了對(duì)平均析出物(precipitate)大小、機(jī)械性質(zhì)和成形性的評(píng)估，但是沒(méi)有見(jiàn)到關(guān)于再結(jié)晶粒度和表面粗糙度的記載。另外，為了將金屬間化合物細(xì)分散，總的冷軋壓下率(reductionbycoldrolling)僅僅限制在優(yōu)選50%或大于50%。其他制造過(guò)程不受具體限制。這樣，在過(guò)去已經(jīng)知曉如下技術(shù)通過(guò)雙輥鑄軋法鑄造薄板坯Al-Mg合金，以便將金屬間化合物細(xì)分散在基體中，以制造機(jī)械性質(zhì)優(yōu)異的用于成形的鋁合金板。然而，為進(jìn)一步使成形性更高，有必要進(jìn)一步使金屬間化合物的大小更小，并有必要提高成形后板表面的表面粗糙度。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明具有如下目的提供適用于家用電器和汽車(chē)外板和其他結(jié)構(gòu)材料的表面粗糙度和成形性均優(yōu)異的高強(qiáng)度鋁合金板，以及該高強(qiáng)3度鋁合金板的制造方法。為達(dá)到上述目的，根據(jù)本發(fā)明第一個(gè)方面，提供表面粗糙度和成形性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋁合金板，其特征在于，具有如下化學(xué)組成含有2.0-3.3質(zhì)量X的Mg、0.1-0.5質(zhì)量X的Mn和0.2-1.0質(zhì)量X的Fe，余量為不可避免雜質(zhì)和Al，不可避免的雜質(zhì)當(dāng)中的Si少于0.20質(zhì)量％;并且金屬間化合物的平均圓形當(dāng)量直徑(circleequivalentdiameter)為1^m或更小；金屬間化合物的面積比為1.2%或更多；再結(jié)晶顆粒的平均直徑為10pm或更小；并且抗拉強(qiáng)度為220MPa或更高。此外，根據(jù)本發(fā)明第二個(gè)方面，提供一種本發(fā)明的高強(qiáng)度鋁合金的制造方法，所述方法特征在于，將具有本發(fā)明第一個(gè)方面的化學(xué)組成的鋁合金熔體澆注在雙帶式鑄造機(jī)中，在1/4鑄坯厚度位置處以50-20(TC/秒的冷卻速率鑄造厚度為6-15mm的薄板坯，并將該板坯(slab)巻繞成巻，然后以60-98%的冷軋壓下率(coldreduction)對(duì)板坯進(jìn)行冷軋以形成板，通過(guò)連續(xù)退火爐以10(TC/分鐘或更高的加熱速率、并在400-52(TC的保持溫度下以5分鐘之內(nèi)的保持時(shí)間對(duì)冷軋板進(jìn)行最終退火。通過(guò)限定化學(xué)組成、金屬結(jié)構(gòu)和抗拉強(qiáng)度，本發(fā)明第一個(gè)方面的鋁合金板可以表現(xiàn)出優(yōu)異的表面粗糙度和成形性和高強(qiáng)度。本發(fā)明第二個(gè)方面的制造方法實(shí)現(xiàn)了在本發(fā)明第一個(gè)方面中所限定的鋁合金板的金屬結(jié)構(gòu)和抗拉強(qiáng)度，從而能夠制造表現(xiàn)出優(yōu)異的表面粗糙度和成形性和高強(qiáng)度的鋁合金板。具體實(shí)施例方式現(xiàn)解釋限定本發(fā)明的鋁合金板的化學(xué)組成的原因。[Mg:2.0-3.3質(zhì)量％]Mg通過(guò)溶解在基體中而增加強(qiáng)度。另外，它還增加加工硬化性，從而有助于改善成形性。如果Mg含量小于2.0質(zhì)量。Z，則強(qiáng)度變低。如果超過(guò)3.3質(zhì)量％，則屈服強(qiáng)度變得太高，形狀固定性下降。因此，使Mg含量的范圍在2.0-3.3質(zhì)量％。優(yōu)選的Mg含量為2.5-3.3質(zhì)量％。[Mn:0.1-0.5質(zhì)量％]Mn通過(guò)與Fe和Si共存使得微細(xì)Al-(Fe，Mn)-Si基化合物在鑄造過(guò)程中析出，從而增加強(qiáng)度并改善成形性。如果Mn含量小于O.l質(zhì)量。X，則該效果不充分。如果超過(guò)0.5質(zhì)量％，則在合金的鑄造過(guò)程中形成平均粒度超過(guò)1的Al-(Fe，Mn)-Si基金屬間化合物，并且成形性降低。因此，使Mn含量為0.1-0.5質(zhì)量％。優(yōu)選的Mn含量為0.1-0.3質(zhì)量％。Fe通過(guò)與Mn和Si共存使得微細(xì)Al-(Fe，Mn)-Si基化合物在鑄造過(guò)程中析出，從而增加強(qiáng)度并改善成形性。如果Fe含量小于0.2質(zhì)量X，則不能得到這些效果。如果Fe含量超過(guò)1.0質(zhì)量％，則在鑄造過(guò)程中形成粗糙的Al-(Fe,Mn)-Si基金屬間化合物，并且成形性下降。因此，使Fe含量為0.2-1.0質(zhì)量％的范圍。優(yōu)選的Fe含量為0.3-1.0質(zhì)量％。Si是一種不可避免的雜質(zhì)。然而，如果少量的Si與Fe和Mn共存，它使得微細(xì)Al-(Fe,Mn)-Si基化合物在鑄造過(guò)程中析出，并得到提高強(qiáng)度的效果。如果Si含量為0.20質(zhì)量X或更高，則在鑄造過(guò)程中形成粗糙的Al-(Fe,Mn)-Si基金屬間化合物，并且成形性下降。因此，使Si含量小于0.20質(zhì)量％。優(yōu)選的Si含量為0.15質(zhì)量％或更低。任選的元素Ti主要作為Al-Ti基或Al-Ti-B基晶粒細(xì)化劑而添加，以防止鑄錠(ingot)裂紋。然而，如果Ti含量超過(guò)0.10質(zhì)量X，則在鑄造過(guò)程中析出相對(duì)粗糙的Al-Ti基金屬間化合物，使得成形性下降。因此，優(yōu)選的Ti含量為0.10質(zhì)量X或更低。更優(yōu)選Ti含量為0.05質(zhì)量％或更低。接下來(lái)解釋限定本發(fā)明的鋁合金板的微結(jié)構(gòu)的原因。[金屬間化合物的平均圓形當(dāng)量直徑為1pm或更低，金屬間化合物的面積比為1.2%或更高]本發(fā)明的鋁合金板中的金屬間化合物被限定成平均圓形當(dāng)量直徑為lnm或更低，且面積比為1.2%或更高。通過(guò)以該方式將極細(xì)的金屬間化合物分散在基體中，成形鋁板時(shí)的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)得到抑制，并且通過(guò)Mg來(lái)強(qiáng)化固溶體，實(shí)現(xiàn)220MPa或更高的抗拉強(qiáng)度。在本發(fā)明的鋁合金板的制造方法中，將預(yù)定組成的熔體澆注在雙帶式鑄造機(jī)中，并鑄造成厚度為6-15mm的薄板坯。通過(guò)使1/4鑄坯厚度位置處的冷卻速率為50-20(TC/秒，可以使Al-(Fe，Mn)-Si和其他金屬間化合物細(xì)微、均勻地析出，并且可以使金屬間化合物的平均圓形當(dāng)量直徑在最終的板中為1pm或更小，并且可以使金屬間化合物的面積比為1.2%或更高。此外，通過(guò)將該板坯直接巻繞成巻，以60-98%的冷軋壓下率將其冷軋，并在預(yù)定條件下進(jìn)行間歇式最終退火或連續(xù)退火，可以使再結(jié)晶微粒的平均粒度為10iim或更小。由于鑄錠金屬結(jié)構(gòu)中Al-(Fe，Mn)-Si基金屬間化合物的大小很微細(xì)，這些金屬間化合物在退火過(guò)程中充當(dāng)再結(jié)晶的成核位點(diǎn)，同時(shí)使抑制晶粒邊界移動(dòng)的鎖定(pinning)效果增加，從而抑制再結(jié)晶微粒的生長(zhǎng)。以下解釋限定本發(fā)明的鋁合金板的制造方法中的條件的原因。雙帶式(twein-bdt)鑄造方法是將熔體澆注于在垂直方向上彼此面對(duì)的水冷旋轉(zhuǎn)帶之間的連續(xù)鑄造方法，其通過(guò)由帶表面進(jìn)行冷卻而時(shí)熔體固化，以得到板坯，并且將板坯從澆注相反側(cè)連續(xù)拔出，并將其巻繞成巻。在雙帶式鑄造中，相對(duì)較薄的旋轉(zhuǎn)帶的背面被噴嘴的冷卻水強(qiáng)制冷卻。如下文所解釋?zhuān)梢詫?/4薄板坯厚度位置處的冷卻速率控制在50-200。C/秒。如上所述，旋轉(zhuǎn)帶從其背面被強(qiáng)制冷卻，使得l/4薄板坯厚度位置處的冷卻速率可以是50-20(TC/秒。因此，可以使Al-(Fe，Mn)-Si和其他金屬間化合物微細(xì)、均勻地析出。這是使金屬間化合物的平均圓形當(dāng)量直徑在最終板中為1pm或更小、且金屬間化合物的面積比為1.2%或更高的必要條件。在本發(fā)明中，鑄坯的厚度限定為6-15mm。如果來(lái)自雙帶式鑄造機(jī)的薄板坯的厚度小于6mm，則每單位時(shí)間通過(guò)鑄造機(jī)的鋁的量變得太少，鑄造變得困難。相反，如果厚度超過(guò)15mm，則不再能巻繞成巻。6因此，鑄坯厚度的范圍限定在6-15mm。如果是該厚度，則板坯鑄造鑄造過(guò)程中的固化冷卻速率也很快，并且可以將金屬間化合物的平均圓形當(dāng)量直徑控制在1pm或更小，且金屬間化合物的面積比控制在1.2%或更高。因此，在最終的板中，表面粗糙度和成形性?xún)?yōu)異的鋁合金板的再結(jié)晶粒度可以是10pm或更小。冷軋壓下率限定為60-98%。通過(guò)在上述微細(xì)金屬間化合物周?chē)苄约庸さ男罘e而形成的位錯(cuò)(dislocation),可以在最終退火過(guò)程中得到微細(xì)的再結(jié)晶結(jié)構(gòu)。如果冷軋壓下率小于60%，則位錯(cuò)的蓄積不充分，不能得到微細(xì)的再結(jié)晶微粒。相反，如果在冷軋壓下率超過(guò)98%，則在軋制過(guò)程中邊緣裂紋變得明顯，產(chǎn)量下降。優(yōu)選的冷軋壓下率為70-96%。<溫度400-520°C>通過(guò)連續(xù)退火爐進(jìn)行最終退火的溫度限定在400至52(TC。如果低于400'C，再結(jié)晶所必需的能量變得不足，使得不能得到微細(xì)的再結(jié)晶結(jié)構(gòu)。如果保持溫度超過(guò)520'C，則再結(jié)晶微粒的生長(zhǎng)變得顯著，再結(jié)晶微粒的平均大小超過(guò)10pm，成形性和表面粗糙度下降。<保持時(shí)間在5分鐘之內(nèi)>連續(xù)退火的保持時(shí)間限定在5分鐘之內(nèi)。如果連續(xù)退火的保持時(shí)間超過(guò)5分鐘，則再結(jié)晶微粒的生長(zhǎng)變得顯著，再結(jié)晶微粒的平均大小超過(guò)10pm，成形性和表面粗糙度下降。<加熱速率為10(TC/分鐘或更高〉關(guān)于連續(xù)退火處理過(guò)程中的加熱速率和冷卻速率，加熱速率優(yōu)選為10(TC/分鐘或更高。如果連續(xù)退火處理過(guò)程中的加熱速率低于100。C/分鐘，則該處理耗時(shí)太長(zhǎng)，生產(chǎn)率下降，所以這是不優(yōu)選的。通過(guò)間歇式退火爐進(jìn)行最終退火的溫度限定為300-400°C。如果低于30(TC,再結(jié)晶所必需的能量變得不足，使得不能得到微細(xì)的再結(jié)晶結(jié)構(gòu)。如果保持溫度超過(guò)40(TC，則再結(jié)晶微粒的生長(zhǎng)變得顯著，再結(jié)晶微粒的平均大小超過(guò)10pm，成形性和表面粗糙度下降。7通過(guò)間歇式爐進(jìn)行最終退火的保持時(shí)間不受具體限制，但優(yōu)選1-8小時(shí)。如果小于1小時(shí)，則板坯巻的加熱可能不均勻。如果保持時(shí)間超過(guò)8小時(shí)，則生產(chǎn)率下降，因此這是不合意的。實(shí)施例制造具有如表1所示的各種化學(xué)組成的合金熔體，通過(guò)雙帶式鑄造機(jī)將其鑄造成厚度為10mm的板坯，并將其直接巻繞成巻。表1合金組成(質(zhì)量％)<table>tableseeoriginaldocumentpage8</column></row><table>作為比較例，制成合金組成A的熔體，將其通過(guò)雙帶式鑄造機(jī)鑄造成厚度為5mm的板坯，并將其直接巻繞成巻。另外，作為單獨(dú)的比較例，將合金組成A的熔體通過(guò)DC鑄造機(jī)鑄造成厚度為500mm的板坯，并進(jìn)一步將其面削(scalpe)、均質(zhì)，并通過(guò)軋制機(jī)熱軋，得到厚度為6mm的熱軋板。接下來(lái)，使用冷軋機(jī)來(lái)冷軋這些板坯，以及熱軋板，得到厚度1mm的巻。這些巻通過(guò)連續(xù)退火線(xiàn)(CAL)，并在425X:下退火15秒。如下所述，對(duì)得到的退火板進(jìn)行測(cè)試，以評(píng)估其特性。<抗拉測(cè)試>制備JIS弁5試樣，在室溫下進(jìn)行抗拉測(cè)試，并測(cè)量屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率。作為本發(fā)明產(chǎn)品的判斷標(biāo)準(zhǔn)是抗拉強(qiáng)度為220MPa或更大，伸長(zhǎng)率為27。/^或更大。<成形性測(cè)試>使用當(dāng)通過(guò)100mm直徑球頭沖壓機(jī)(sphericalheadpunch)而成形時(shí)的圓頂高度(domeheight)作為球頭拉伸性(sphericalheadstretching),評(píng)估成形性。作為本發(fā)明產(chǎn)品的判斷標(biāo)準(zhǔn)是圓頂高度為34mm或更大。<表面粗糙度測(cè)試>關(guān)于表面粗糙度，將球頭拉伸試樣的表面在視覺(jué)上判斷為"優(yōu)"、"一般"、和"差"。作為本發(fā)明產(chǎn)品的判斷標(biāo)準(zhǔn)是粗糙表面特性的評(píng)估結(jié)果為"優(yōu)"。<微觀結(jié)構(gòu)的評(píng)估>(1)測(cè)量金屬間化合物的圓形當(dāng)量直徑和面積比獲取板坯的橫剖面，將其安裝、研磨和刻蝕。通過(guò)圖像分析器(LUZEX)測(cè)量微觀結(jié)構(gòu)，以計(jì)算金屬間化合物的圓形當(dāng)量直徑—m)和面積比(％)。作為本發(fā)明產(chǎn)品的判斷標(biāo)準(zhǔn)是金屬間化合物的圓形當(dāng)量直徑為l.Opm或更小，面積比為1.2%或更大。(2)測(cè)量粒度另外，將安裝的試樣研磨并拋光，然后在氟硼酸水溶液中進(jìn)行處理，以形成陽(yáng)極氧化膜。通過(guò)偏光顯微鏡對(duì)其進(jìn)行拍照，并通過(guò)橫剖面法測(cè)量粒度。作為本發(fā)明產(chǎn)品的判斷標(biāo)準(zhǔn)是粒度為10pm或更小。注意，通過(guò)以與上述相同的方式觀察來(lái)自從1/4鑄錠厚度位置處切開(kāi)的試樣的微觀結(jié)構(gòu)，并通過(guò)由二次枝化法(secondarybranching)測(cè)得的DAS(枝狀晶體臂間距，DendriteArmsSpacing)來(lái)解下列方程，從而計(jì)算鑄造過(guò)程中的冷卻速率(V):F=(62/ZX4S)1/0337根據(jù)本發(fā)明的制造方法，在1/4鑄坯厚度位置處的鑄錠冷卻速率在50-20(TC/秒的范圍內(nèi)。表2示出不同試樣的制造條件，以及在上述這些測(cè)試(微結(jié)構(gòu)、抗拉特性、成形性和表面粗糙度)中的評(píng)估結(jié)果。9<table>tableseeoriginaldocumentpage10</column></row><table>發(fā)明實(shí)施例第1-3號(hào)樣品的合金組成和制造方法在本發(fā)明的范圍之內(nèi)，并滿(mǎn)足微結(jié)構(gòu)和抗拉特性的所有標(biāo)準(zhǔn)。比較例第4號(hào)樣品Mg含量為1.0質(zhì)量％，使得合金組成在本發(fā)明的范圍之外，其抗拉強(qiáng)度低，不滿(mǎn)足標(biāo)準(zhǔn)。比較例第5號(hào)樣品Mg含量為5.0質(zhì)量％，使得合金組成在本發(fā)明的范圍之外，球頭圓頂高度的數(shù)值低，不滿(mǎn)足標(biāo)準(zhǔn)。比較例第6號(hào)樣品Fe含量為0.07質(zhì)量％，使得合金組成在本發(fā)明的范圍之外，金屬間化合物的面積比下降，粒度變得有些大，不滿(mǎn)足表面粗糙度的標(biāo)準(zhǔn)。比較例第7號(hào)樣品Fe含量為1.6質(zhì)量％，使得合金組成在本發(fā)明的范圍之外，伸長(zhǎng)率和球頭圓頂高度的值低，不滿(mǎn)足標(biāo)準(zhǔn)。比較例第8號(hào)樣品Mn含量為0.05質(zhì)量％，使得合金組成在本發(fā)明的范圍之外，金屬間化合物的面積比和抗拉強(qiáng)度的值低，不滿(mǎn)足標(biāo)準(zhǔn)。比較例第9號(hào)樣品Mn含量為1.0質(zhì)量％，使得合金組成在本發(fā)明的范圍之外，金屬間化合物的圓形當(dāng)量直徑大，且伸長(zhǎng)率和球頭圓頂高度的值低，因而不滿(mǎn)足標(biāo)準(zhǔn)。比較例第IO號(hào)樣品的合金組成在本發(fā)明的范圍之內(nèi)，但鑄坯厚度薄，為5mm，使得鑄造過(guò)程中的冷卻速率快，為250'C/秒，金屬間化合物的面積比有些低，粒度大，因此，球頭圓頂高度的值低，也不滿(mǎn)足表面粗糙度的標(biāo)準(zhǔn)。比較例第11號(hào)樣品的合金組成在本發(fā)明的范圍之內(nèi)，但鑄坯厚度厚，為500mm，使得鑄造過(guò)程中的冷卻速率慢，為5"C/秒，金屬間化合物的圓形當(dāng)量直徑大，粒度也大，球頭圓頂高度的值低，也不滿(mǎn)足表面粗糙度的標(biāo)準(zhǔn)。工業(yè)應(yīng)用性根據(jù)本發(fā)明，提供了適用于家用電器和汽車(chē)外板和其他結(jié)構(gòu)材料的表面粗糙度和成形性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋁合金板，并提供了該鋁合金板的制造方法。權(quán)利要求1.一種表面粗糙度和成形性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋁合金板，其特征在于，具有如下化學(xué)組成含有2.0-3.3質(zhì)量％的Mg、0.1-0.5質(zhì)量％的Mn和0.2-1.0質(zhì)量％的Fe，余量為不可避免的雜質(zhì)和Al，不可避免的雜質(zhì)當(dāng)中的Si少于0.20質(zhì)量％；并且金屬間化合物的平均圓形當(dāng)量直徑為1μm或更??；金屬間化合物的面積比為1.2％或更多；再結(jié)晶顆粒的平均直徑為10μm或更?。徊⑶铱估瓘?qiáng)度為220MPa或更高。2.—種如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度鋁合金板的制造方法，所述方法特征在于，將具有如權(quán)利要求1中所述的化學(xué)組成的鋁合金熔體澆注在雙帶式鑄造機(jī)中，在1/4鑄坯厚度位置處以50-20(TC/秒的冷卻速率鑄造厚度為6-15mm的薄板坯，并將所述板坯巻繞成巻，然后以60-98%的冷軋壓下率對(duì)所述板坯進(jìn)行冷軋以形成板，通過(guò)連續(xù)退火爐以100。C/分鐘或更高的加熱速率、并在400-520。C的保持溫度下以5分鐘之內(nèi)的保持吋間對(duì)冷軋板進(jìn)行最終退火。3.如權(quán)利要求2所述的制造方法，所述制造方法特征在于，替代所述連續(xù)退火爐，通過(guò)在間歇式退火爐中在300-400。C下保持來(lái)進(jìn)行最終退火。全文摘要提供適用于家用電器和汽車(chē)外板和其他結(jié)構(gòu)材料的表面粗糙度和成形性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度鋁合金板及其制法。高強(qiáng)度鋁合金板的化學(xué)組成為含有2.0-3.3質(zhì)量％Mg、0.1-0.5質(zhì)量％Mn和0.2-1.0質(zhì)量％Fe，余量為不可避免雜質(zhì)和Al，不可避免雜質(zhì)當(dāng)中Si少于0.20質(zhì)量％；且金屬間化合物的平均圓形當(dāng)量直徑為1μm或更?。唤饘匍g化合物的面積比為1.2％或更多；再結(jié)晶顆粒的平均直徑為10μm或更小；且抗拉強(qiáng)度為220MPa或更高。該鋁合金板制法如下將具有上述化學(xué)組成的鋁合金熔體澆注在雙帶式鑄造機(jī)中，在1/4鑄坯厚度位置處以50-200℃/秒冷卻速率鑄造厚度6-15mm的薄板坯，并將其卷繞成卷，然后以60-98％的冷軋壓下率對(duì)其進(jìn)行冷軋以形成板，通過(guò)連續(xù)退火爐以100℃/分鐘或更高的加熱速率、并在400-520℃保持溫度下以5分鐘內(nèi)的保持時(shí)間對(duì)其進(jìn)行最終退火。文檔編號(hào)C22C21/06GK101490291SQ20078002710公開(kāi)日2009年7月22日申請(qǐng)日期2007年5月25日優(yōu)先權(quán)日2006年7月18日發(fā)明者土屋清美,小林達(dá)由樹(shù),穴見(jiàn)敏也,趙丕植申請(qǐng)人:日本輕金屬株式會(huì)社