技术摘要：
本发明涉及一种生产6xxx系列铝板的方法，该方法包括以下步骤：均质化由6XXX系列铝合金制成的锭；以150℃/h至2000℃/h的冷却速率将均质化的锭直接冷却至热轧起始温度；将锭热轧至热轧最终厚度，并以热轧最终厚度进行卷取，其条件是通过控制热轧温度，特别是热轧起始温度 全部
背景技术：
本发明的一个目的是一种生产6xxx系列铝板的方法，该方法包括以下步骤： -均质化由6XXX系列铝合金制成的锭，所述铝合金优选包含0.3-1 .5重量％的Si、 0.1-1 .2重量％的Mg和0.5重量％或更少的Cu，Mn 0 .03-0 .5重量％和/或Cr 0 .01-0 .4重 量％，Fe 0.03至0.4重量％、Zn最高达0.5重量％、V最高达0.2重量％、Zr最高达0.2重量％、 Ti最高达0.1重量％，其余为铝和不可避免的杂质，每种杂质最高达0.05重量％且总量最高 达0.15重量％， -以150℃/h至2000℃/h的冷却速率将均质化的锭直接冷却至热轧起始温度HRST， -将锭热轧至热轧最终厚度，并以热轧最终厚度在热轧出口温度下进行卷取，其条 件是获得至少90％的重结晶，其中所述HRST为350℃至450℃，热轧出口温度为至少300℃， 且介于1.2*HRST-135℃和1.2*HRST-109℃之间，和/或设定为根据ASTM E-112截距法，在纵 向上在中间厚度和四分之一厚度之间的L/ST截面上获得小于160μm的平均晶粒尺寸， 5 CN 111556903 A 说 明 书 3/10 页 -冷轧以获得冷轧板。 本发明的另一个目的是通过本发明的方法可获得的经溶液热处理和淬火的6xxx 系列铝板，其具有根据VDA Recommendation 239-400的小于4.8、优选小于4.5的表面质量 报数(quotation)。 本发明的又一个目的是本发明的经固溶热处理和淬火的6xxx系列铝板在汽车工 业中的用途。 发明详述 除非另有说明，否则下文提及的所有铝合金均使用由铝业协会(Aluminium Association)在定期发布的Registration Record Series中定义的规则和名称来命名。 所提及的冶金回火使用欧洲标准EN-515来命名。 所有合金组成以重量百分比(重量％)提供。 发明人已发现，可在不损害强度、可成形性能和耐腐蚀性，并且在改善表面质量的 情况下改进制备6xxx铝合金系列的现有技术的方法。 根据本发明，使用6xxx系列铝合金通过铸造、通常是直接激冷铸造(Direct-Chill casting)来制备锭。锭的厚度优选为至少250mm，或至少350mm，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，以提高方法的生产率。优选锭的宽度为1000至 2000mm，长度为2000至8000mm。 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基底的合金元素，并与Mg一起有助于强度提高。当Si 含量低于0.3重量％时，上述效果可能不足，而当Si含量超过1.5重量％时，可能导致产生粗 Si颗粒和粗Mg-Si基底颗粒，并导致弯曲加工性下降。因此，优选将Si含量设定为0.3-1.5重 量％。可能有利的是最小Si含量为0.55重量％，或0.6重量％或0.7重量％或0.8重量％或 0.9重量％或1.0重量％或1.1重量％。可能有利的是最大Si含量为1.4重量％，或1.3重量％ 或1.2重量％或1.1重量％。 Mg也是形成本发明的目标合金系列基底的合金元素，并与Si和Mg一起有助于强度 提高。Mg含量为0.1重量％至1.2重量％。当Mg含量低于0.1重量％时，G.P.区域的形成—— 其有助于强度提高——由于漆层烘烤时的沉淀硬化而减少，因此强度提高可能不足。另一 方面，含量超过1.2重量％可导致产生粗Mg-Si基底颗粒，并导致弯曲加工性下降。可能有利 的是最小Mg含量为0.15重量％，或0.20重量％或0.25重量％或0.30重量％或0.35重量％或 0.40重量％或0.45重量％或0.50重量％或0.55重量％。可能有利的是最大Mg含量为0.90重 量％，或0.85重量％或0.80重量％或0.75重量％或0.70重量％或0.65重量％或0.60重量％ 或0.55重量％。 存在Si和Mg含量的一些有利的组合。在一个实施方案中，Si含量为1.1重量％至 1.5重量％，且优选1.2重量％至1.4重量％，Mg含量为0.1重量％至0.5重量％，且优选0.2重 量％至0.4重量％。在另一个实施方案中，Si含量为0.7重量％至1.1重量％，且优选0.8重 量％至1.0重量％，Mg含量为0.2重量％至0.6重量％，且优选0.3重量％至0.5重量％。在又 一个实施方案中，Si含量为0.55重量％至0.95重量％，且优选0.65重量％至0.85重量％，Mg 含量为0.45重量％至0.85重量％，且优选0.50重量％至0.75重量％。 能够获得高表面质量的本发明的工艺参数已定义为Cu含量为至多0.5重量％，优 6 CN 111556903 A 说 明 书 4/10 页 选至多0.2重量％，并且优选至多0.1重量％。 Mn和Cr是用于强度提高、晶粒细化和结构稳定化的有效元素。当分别Mn含量小于 0.03重量％和/或Cr含量小于0.01重量％时，上述效果不足。另一方面，Mn含量超过0.5重 量％和/或Cr含量超过0.4重量％不仅可导致上述效果饱和，而且还导致产生多种金属间化 合物，这可对可成形性产生不利影响，特别是折边(hemming)。因此，分别地，Mn含量设定为 0.03-0.5重量％和/或Cr含量设定为0.01-0.4重量％。分别地，优选将Mn含量设定为0.04- 0.3重量％和/或Cr含量设定为0.02-0.3重量％。 Fe也是用于强度提高和晶粒细化的有效元素。Fe含量低于0.03重量％可产生不足 的效果，而另一方面，Fe含量超过0.4重量％可导致产生多种金属间化合物，这可使弯曲加 工性下降。因此，将Fe含量设定为0.03重量％至0.4重量％，且优选0.1重量％至0.3重量％。 在一个实施方案中，Fe含量小于0.2重量％。 Zn的添加量可最高达0.5重量％，且优选最高达0.2重量％，而不偏离本发明的优 点。在一个实施方案中，Zn为不可避免的杂质之一。 V的添加量可最高达0.2重量％，且优选最高达0.1重量％，而不偏离本发明的优 点。在一个实施方案中，V为不可避免的杂质之一。 Zr的添加量为最高达0.2重量％，且优选最高达0.1重量％，而不偏离本发明的优 点。在一个实施方案中，Zr为不可避免的杂质之一。 通常以总Ti含量为最高达0.1重量％且优选0.01至0.05重量％来添加晶粒细化剂 (如Ti、TiB2等)。 其余为铝和不可避免的杂质，每种杂质最高达0.05重量％且总量最高达0.15重 量％。 适用于本发明的特别优选的铝合金组合物为AA6005、AA6022和AA6016。 在本发明的第一优选实施方案中，所述6xxx系列铝合金包含：以重量％计，Si： 0.55-0.95；Mg：0.45-0.85；Cu：最高达0.1；Mn 0.03至0.1；Fe 0.05-0.20；Ti：最高达0.05， 其余为铝和不可避免的杂质，每种杂质最高达0.05且总量最高达0.15。在该第一优选实施 方案中，在2％拉伸和185℃下烘烤硬化20分钟之后在LT方向上的拉伸屈服强度TYS有利地 高于225MPa，且优选为235至265MPa。该实施方案有利于获得高强度。 在本发明的第二优选实施方案中，所述6xxx系列铝合金包含：以重量％计，Si： 0.7-1.5；Mg：0.1-0.8；Cu：最高达0.2；Mn：0.03-0.3；Fe0.03-0.4；Ti：最高达0.1，其余为铝 和不可避免的杂质，每种杂质最高达0.05且总量最高达0.15，且优选Si：0.8-1.1；Mg：0.2– 0.6；Cu：最高达0.1；Mn 0.03-0.2；Fe 0.1-0.3；Ti：最高达0.05；其余为铝和不可避免的杂 质，每种杂质最高达0.05且总量最高达0.15。在该第二优选实施方案中，在2％拉伸和185℃ 下烘烤硬化20分钟之后在LT方向上的拉伸屈服强度TYS有利地为200至225MPa，且优选210 至220MPa。该实施方案有利于获得高可成形性。 然后通常在500℃至590℃的温度下、优选在500℃至570℃的温度下且更优选在 540℃至560℃的温度下，将锭均质化0.5至24小时，例如至少2小时，且优选至少4小时。在一 个实施方案中，均质化在至多555℃的温度下进行。均质化可在升高温度的一个阶段或几个 阶段中进行，以避免初期熔化。 均质化后，以150℃/h至2000℃/h的冷却速率将铸锭直接冷却至热轧起始温度。优 7 CN 111556903 A 说 明 书 5/10 页 选地，冷却速率为至少200℃/h，优选至少250℃/h，且优选至少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 锭的中间厚度和/或四分之一厚度处获得和/或在锭的平均值上获得，通常在均质化温度至 热轧温度下，且优选在500℃至热轧温度的温度范围内获得。诸如专利申请WO2016/012691 中公开的冷却设备的装置，其整体通过引用随附，并且其中记载的方法适于冷却锭。当锭的 厚度为至少250mm或至少350mm，且优选至少400mm，或甚至至少500mm或600mm，并且其中优 选锭的宽度为1000至2000mm，长度为2000至8000mm时，有利的是，当开始热轧时，在热轧起 始温度下在由均质化温度冷却的整个锭上获得小于40℃的热差，且优选小于30℃的热差。 如果没有获得小于40℃或优选小于30℃的热差，则可能无法在锭的局部获得所需的热轧起 始温度以及所需的表面质量和机械性能。优选地，冷却至少在两个阶段中进行：第一喷射 (spraying)阶段，在该阶段中，锭在腔室中冷却，所述腔室包括用于在压力下喷射冷却液或 喷雾的喷嘴斜面(ramp of nozzle)，所述喷嘴斜面分为所述腔室的上部和下部，以对锭的 两个大的顶部和底部表面进行喷射；以及在静止空气中的热平衡互补阶段，在优选具有内 部反射壁的隧道中，持续2至30分钟，取决于锭的形式和冷却值。优选地，热平衡阶段小于10 分钟。优选地，锭边缘上的小表面不通过在压力下直接喷射冷却液或喷雾来冷却。优选地， 在非常厚的锭的情况下重复喷射和热平衡阶段，并且总体平均冷却超过80℃。优选地，冷却 液——包括喷雾中的冷却液——为水，且优选去离子水。优选地，锭的头部和底部，或通常 端部的300至600mm处，比锭的其余部分冷却程度低，以保持热的头部和底部——这是在可 逆热轧期间用于接合锭的有利配置。在一个实施方案中，头部和底部的冷却通过打开或关 闭喷嘴斜面来调节。在另一个实施方案中，头部和底部的冷却通过屏风的存在来调节。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室中，将锭的头部和脚部或通 常端部的300至600mm处与锭的其余部分不同程度地冷却。优选地，通过锭相对于喷射系统 的相对运动来改善锭的纵向热均匀性：锭通过面向或背向固定喷射系统的往复运动而通过 或移动。优选地，通过打开或关闭喷嘴或喷射嘴或屏蔽所述喷射来调节锭宽度上的喷射，从 而确保锭的横向热均匀性。有利地，锭在喷射腔室中水平移动，并且其速度大于或等于 20mm/s。 以这种方式调节均质化后的冷却速度的原因是，如果冷却速度太低，太粗且可能 大量的基于Mg-Si的颗粒倾向于沉淀，并且产物可能难以固溶；但是如果冷却速度太高，太 细且可能少量的基于Mg-Si的颗粒可析出，并且产物可能在热轧出口处难以重结晶。在本发 明中，用于获得锭的中间厚度和/或四分之一厚度和/或锭的平均值的温度的方法可包括使 用和测量具有嵌入的热电偶的锭，或使用传热模型进行计算。 调节冷却速率，使在热轧温度下的保持时间小于15mn，优选小于10mn，且优选小于 5mn。 在热轧步骤中，热轧后的卷取温度的设定很重要。利用本发明，均质化后的上述冷 却能够获得适当的颗粒分布，并且能够对具有可控制尺寸的颗粒的锭进行热轧，所述尺寸 不妨碍重结晶的促进作用和晶界迁移并且易于固溶。在此，适当设定所得热轧板的卷取温 度在热轧出口处产生重结晶，从而能够获得形成用于改善表面质量的材料结构基底的重结 晶结构。 优选地，热轧起始温度(HRST)为350℃至450℃。在一些实施方案中，热轧起始温度 8 CN 111556903 A 说 明 书 6/10 页 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℃，通常热轧起始温度意指锭的中间长度和 中间厚度处的温度，但是，由于锭内部的热差较低，因此热轧起始温度可在表面的中间宽度 处使用接触探针测量。优选将锭热轧至热轧最终厚度，并在这样的条件下以热轧最终厚度 卷取，使得在热轧最终厚度下获得至少90％的重结晶。热轧最终厚度也可称为热轧出口厚 度，其为热轧后获得的厚度。当在热轧之后进行冷轧时，热轧最终厚度大于产品最终厚度。 优选地，将锭热轧至热轧最终厚度，并在这样的条件下以热轧最终厚度卷取，使得在热轧最 终厚度下获得至少98％的重结晶，通常约100％的重结晶。至少90％或至少98％的重结晶分 别意指在热轧后所得带材的宽度上在至少三个位置处测得的重结晶率的最小值为至少 90％或至少98％。通常，重结晶随板材的厚度而变化。 为了在热轧最终厚度下获得重结晶，热轧出口温度——也称为卷取温度——为至 少300℃。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 温度为至多380℃。在热轧的最后一个机架(stand)上的厚度压下率也可影响产品的重结晶 率和最终性能，优选在热轧的最后一个机架上的厚度压下率为至少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60％。热轧最终厚度通 常为2至13mm。 令人惊讶地，本发明人已发现，通过控制热轧温度，特别是热轧起始温度HRST和热 轧出口温度之间的关系，和/或通过控制卷取后的晶粒尺寸，可获得最终产品的高表面质 量。特别是当热轧出口温度为1.2*HRST-135℃至1.2*HRST-109℃，和/或设定为根据ASTM E-112截距法，在纵向上在中间厚度和四分之一厚度之间的L/ST截面上获得小于160μm的平 均晶粒尺寸时，表面质量得到显著改善。优选地，热轧出口温度为至少1.2*HRST-123℃和/ 或至多1.2*HRST-115℃，和/或设定为根据ASTM E-112截距法，在纵向上在中间厚度和四分 之一厚度之间的L/ST截面上获得小于150μm的平均晶粒尺寸。就表面质量而言，使用本发明 的方法，优选对于T4回火，获得根据VDA Recommendation239-400的小于4.8、优选小于4.5 且甚至小于3.8的报数。 在热轧步骤之后直接实现冷轧，以进一步减小铝板的厚度。对于本发明的方法，在 热轧之后或冷轧期间不需要退火和/或固溶热处理以获得足够的强度、可成形性、表面质量 和耐腐蚀性。优选在热轧之后或冷轧期间不进行退火和/或固溶热处理。在冷轧后直接获得 的板材称为冷轧板。冷轧板的厚度通常为0.5至2mm。 在一个实施方案中，冷轧压下率为至少50％，或至少65％或至少70％或至少75％ 或至少80％。通常，冷轧压下率为约80％。 冷轧压下率的有利的实施方案能够获得改进的机械性能和/或获得对于表面性能 (例如表面质量)而言有利的晶粒尺寸。 所述冷轧板是有利的，原因至少在于其易于固溶，同时在固溶后提供高表面质量 和良好的机械性能。 在冷轧之后，有利地将冷轧板进一步固溶热处理，并在连续退火线中淬火。优选 地，以这样的方式操作连续退火线，使得在540℃下的等效保持时间 小于45秒，优选小 9 CN 111556903 A 说 明 书 7/10 页 于35s且优选小于25s，等效保持时间根据以下等式计算： 其中，Q为146kJ/mol的活化能，R＝8.314J/mol。 通常，以这样的方式操作连续退火线：对于0.9到1.1mm规格，金属温度高于400℃ 时，板材的加热速率为至少10℃/s，高于520℃的时间为5s至25s，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℃。固 溶热处理后的卷取温度优选为50℃至90℃，且优选60℃至80℃。 在固溶热处理并淬火后，可将板材时效至T4回火。时效至T4回火后，可将板材切割 并成型为其最终形状，然后上漆并烘烤硬化。 本发明的方法特别有助于制造用于汽车工业的板材，所述板材同时具有适于冷冲 压操作的高拉伸屈服强度和良好的可成形性，以及高表面质量和高耐腐蚀性和高生产率。 实施例 实施例1 在该实施例中，将由具有按重量％计的以下组成的合金制成的三个锭铸成厚度为 520mm的轧制锭并转化：Si：0.9；Mg：0.4；Mn 0.1；Fe 0.2；Cu 0.08；Ti 0.04；其余为铝和不 可避免的杂质，每种杂质最高达0.05重量％且总量最高达0.15重量％。 锭在560℃的温度下均质化2小时。均质化后，以中间厚度处的冷却速率为300℃/h 将锭直接冷却至热轧起始温度。在由均质化温度冷却的整个锭上获得小于30℃的热差。当 达到该热差时，无需等待即开始热轧。在均质化后，使用如专利申请WO2016/012691中记载 的装置冷却锭，并在由其均质化温度冷却的整个锭上获得小于30℃的热差。 在表1中公开的条件下对锭进行热轧。热轧机由可逆式轧机和四机架串联轧机组 成，机架命名为C3至C6，因此在C6中的轧制为热轧的最后一个机架。 表1–热轧参数 热轧后的热轧带材的重结晶率为100％。 将带材进一步冷轧成最终厚度为1mm的板材。对板材进行固溶热处理，使得在540 ℃下的等效保持时间为约30s，并在连续退火线上淬火。 表面质量根据VDA Recommendation 239-400测量。具体地，将板材样品横向于轧 制方向塑性地预应变10％。清洁表面，并通过以下步骤来制备预应变表面的复制品：用水润 湿表面，粘贴胶带，除去胶带下方的气泡和水，用软布干燥胶带，使研磨工具在恒定压力下 横向于轧制方向来回移动2次，从表面上移走复制品并移到黑色背景上，去除气泡和水，用 布干燥胶带。扫描复制品。扫描分辨率为“灰色阴影”下的300dpi。根据VDA Recommendation 10 CN 111556903 A 说 明 书 8/10 页 239-400中记载的说明和宏(Macro)，对表面质量“罗平值RK”进行评估和测定。较低的RK值 对应较高的表面质量。 RK值列于表2 表2 RK值 与锭1和3相比，本发明的锭2的表面质量大大提高。 测定由T4(自然时效6天后)时效板材得到的经T4和烘烤硬化的板材(2％拉伸并在 185℃下20min)的0.2％拉伸屈服强度TYS和极限拉伸强度UTS，使用本领域普通技术人员已 知的方法在横向上进行测量。拉伸试验根据ISO/DIS 6892-1进行。结果在表3中提供。 表3–机械性能 实施例2 在该实施例中，将由具有按重量％计的以下组成的合金制成的六个锭铸成厚度为 520mm的轧制锭并转化：Si：1.3；Mg：0.3；Mn 0.1；Fe 0.2；Cu 0.09；Ti 0.03；其余为铝和不 可避免的杂质，每种杂质最高达0.05重量％且总量最高达0.15重量％。 如实施例1中将锭均质化并冷却。 在表4中公开的条件下对锭进行热轧。热轧机由可逆式轧机和四机架串联轧机组 成，机架命名为C3至C6，因此在C6中的轧制为热轧的最后一个机架。 表4–热轧参数 11 CN 111556903 A 说 明 书 9/10 页 热轧后的热轧带材的重结晶率为100％。当卷冷却后，根据ASTME-112截距法测量 在中间厚度和四分之一厚度之间的L/ST截面上的平均晶粒尺寸。结果也列于表4中。 将带材进一步冷轧成最终厚度为1mm的板材。对板材进行固溶热处理，使得在540 ℃下的等效保持时间为约30s，并在连续退火线上淬火。 如实施例1根据VDA Recommendation 239-400测量表面质量。 罗平值RK列于表5 表5 RK值 锭 RK 4 3.4 5 3.6 6 3.2 7 3.5 8 8.1 9 5.0 与锭8和9相比，本发明的锭4至7的表面质量大大提高。 测定由T4(自然时效6天后)时效板材得到的经T4和烘烤硬化的板材(2％拉伸并在 185℃下20min)的0.2％拉伸屈服强度TYS和极限拉伸强度UTS，使用本领域普通技术人员已 知的方法在横向上进行测量。拉伸试验根据ISO/DIS 6892-1进行。结果在表6中提供。 表6–机械性能 实施例3 在该实施例中，将由具有按重量％计的以下组成的合金制成的三个锭铸成厚度为 500mm的轧制锭并转化：Si：0.75；Mg：0.65；Mn 0.1；Fe<0.16；Ti 0.04；其余为铝和不可避免 的杂质，每种杂质最高达0.05重量％且总量最高达0.15重量％。 如实施例1中将锭均质化并冷却。 在表7中公开的条件下对锭进行热轧。热轧机由可逆式轧机和四机架串联轧机组 成，机架命名为C3至C6，因此在C6中的轧制为热轧的最后一个机架。 12 CN 111556903 A 说 明 书 10/10 页 表7–热轧参数 热轧后的热轧带材的重结晶率为100％。 将带材进一步冷轧成最终厚度为1mm的板材。对板材进行固溶热处理，使得在540 ℃下的等效保持时间为约30s，并在连续退火线上淬火。 如实施例1根据VDA Recommendation 239-400测量表面质量。 罗平值RK列于表8 表8 RK值 锭 RK 10 3.2 11 3.9 12 5.0 与锭12相比，本发明的锭10和11的表面质量大大提高。 测定由T4(自然时效6天后)时效板材得到的经T4和烘烤硬化的板材(2％拉伸并在 185℃下20min)的0.2％拉伸屈服强度TYS和极限拉伸强度UTS，使用本领域普通技术人员已 知的方法在横向上进行测量。拉伸试验根据ISO/DIS 6892-1进行。结果在表9中提供。 表9–机械性能 13
本发明涉及一种生产6xxx系列铝板的方法，该方法包括以下步骤：均质化由6XXX系列铝合金制成的锭；以150℃/h至2000℃/h的冷却速率将均质化的锭直接冷却至热轧起始温度；将锭热轧至热轧最终厚度，并以热轧最终厚度进行卷取，其条件是通过控制热轧温度，特别是热轧起始温度 全部
背景技术：
本发明的一个目的是一种生产6xxx系列铝板的方法，该方法包括以下步骤： -均质化由6XXX系列铝合金制成的锭，所述铝合金优选包含0.3-1 .5重量％的Si、 0.1-1 .2重量％的Mg和0.5重量％或更少的Cu，Mn 0 .03-0 .5重量％和/或Cr 0 .01-0 .4重 量％，Fe 0.03至0.4重量％、Zn最高达0.5重量％、V最高达0.2重量％、Zr最高达0.2重量％、 Ti最高达0.1重量％，其余为铝和不可避免的杂质，每种杂质最高达0.05重量％且总量最高 达0.15重量％， -以150℃/h至2000℃/h的冷却速率将均质化的锭直接冷却至热轧起始温度HRST， -将锭热轧至热轧最终厚度，并以热轧最终厚度在热轧出口温度下进行卷取，其条 件是获得至少90％的重结晶，其中所述HRST为350℃至450℃，热轧出口温度为至少300℃， 且介于1.2*HRST-135℃和1.2*HRST-109℃之间，和/或设定为根据ASTM E-112截距法，在纵 向上在中间厚度和四分之一厚度之间的L/ST截面上获得小于160μm的平均晶粒尺寸， 5 CN 111556903 A 说 明 书 3/10 页 -冷轧以获得冷轧板。 本发明的另一个目的是通过本发明的方法可获得的经溶液热处理和淬火的6xxx 系列铝板，其具有根据VDA Recommendation 239-400的小于4.8、优选小于4.5的表面质量 报数(quotation)。 本发明的又一个目的是本发明的经固溶热处理和淬火的6xxx系列铝板在汽车工 业中的用途。 发明详述 除非另有说明，否则下文提及的所有铝合金均使用由铝业协会(Aluminium Association)在定期发布的Registration Record Series中定义的规则和名称来命名。 所提及的冶金回火使用欧洲标准EN-515来命名。 所有合金组成以重量百分比(重量％)提供。 发明人已发现，可在不损害强度、可成形性能和耐腐蚀性，并且在改善表面质量的 情况下改进制备6xxx铝合金系列的现有技术的方法。 根据本发明，使用6xxx系列铝合金通过铸造、通常是直接激冷铸造(Direct-Chill casting)来制备锭。锭的厚度优选为至少250mm，或至少350mm，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，以提高方法的生产率。优选锭的宽度为1000至 2000mm，长度为2000至8000mm。 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基底的合金元素，并与Mg一起有助于强度提高。当Si 含量低于0.3重量％时，上述效果可能不足，而当Si含量超过1.5重量％时，可能导致产生粗 Si颗粒和粗Mg-Si基底颗粒，并导致弯曲加工性下降。因此，优选将Si含量设定为0.3-1.5重 量％。可能有利的是最小Si含量为0.55重量％，或0.6重量％或0.7重量％或0.8重量％或 0.9重量％或1.0重量％或1.1重量％。可能有利的是最大Si含量为1.4重量％，或1.3重量％ 或1.2重量％或1.1重量％。 Mg也是形成本发明的目标合金系列基底的合金元素，并与Si和Mg一起有助于强度 提高。Mg含量为0.1重量％至1.2重量％。当Mg含量低于0.1重量％时，G.P.区域的形成—— 其有助于强度提高——由于漆层烘烤时的沉淀硬化而减少，因此强度提高可能不足。另一 方面，含量超过1.2重量％可导致产生粗Mg-Si基底颗粒，并导致弯曲加工性下降。可能有利 的是最小Mg含量为0.15重量％，或0.20重量％或0.25重量％或0.30重量％或0.35重量％或 0.40重量％或0.45重量％或0.50重量％或0.55重量％。可能有利的是最大Mg含量为0.90重 量％，或0.85重量％或0.80重量％或0.75重量％或0.70重量％或0.65重量％或0.60重量％ 或0.55重量％。 存在Si和Mg含量的一些有利的组合。在一个实施方案中，Si含量为1.1重量％至 1.5重量％，且优选1.2重量％至1.4重量％，Mg含量为0.1重量％至0.5重量％，且优选0.2重 量％至0.4重量％。在另一个实施方案中，Si含量为0.7重量％至1.1重量％，且优选0.8重 量％至1.0重量％，Mg含量为0.2重量％至0.6重量％，且优选0.3重量％至0.5重量％。在又 一个实施方案中，Si含量为0.55重量％至0.95重量％，且优选0.65重量％至0.85重量％，Mg 含量为0.45重量％至0.85重量％，且优选0.50重量％至0.75重量％。 能够获得高表面质量的本发明的工艺参数已定义为Cu含量为至多0.5重量％，优 6 CN 111556903 A 说 明 书 4/10 页 选至多0.2重量％，并且优选至多0.1重量％。 Mn和Cr是用于强度提高、晶粒细化和结构稳定化的有效元素。当分别Mn含量小于 0.03重量％和/或Cr含量小于0.01重量％时，上述效果不足。另一方面，Mn含量超过0.5重 量％和/或Cr含量超过0.4重量％不仅可导致上述效果饱和，而且还导致产生多种金属间化 合物，这可对可成形性产生不利影响，特别是折边(hemming)。因此，分别地，Mn含量设定为 0.03-0.5重量％和/或Cr含量设定为0.01-0.4重量％。分别地，优选将Mn含量设定为0.04- 0.3重量％和/或Cr含量设定为0.02-0.3重量％。 Fe也是用于强度提高和晶粒细化的有效元素。Fe含量低于0.03重量％可产生不足 的效果，而另一方面，Fe含量超过0.4重量％可导致产生多种金属间化合物，这可使弯曲加 工性下降。因此，将Fe含量设定为0.03重量％至0.4重量％，且优选0.1重量％至0.3重量％。 在一个实施方案中，Fe含量小于0.2重量％。 Zn的添加量可最高达0.5重量％，且优选最高达0.2重量％，而不偏离本发明的优 点。在一个实施方案中，Zn为不可避免的杂质之一。 V的添加量可最高达0.2重量％，且优选最高达0.1重量％，而不偏离本发明的优 点。在一个实施方案中，V为不可避免的杂质之一。 Zr的添加量为最高达0.2重量％，且优选最高达0.1重量％，而不偏离本发明的优 点。在一个实施方案中，Zr为不可避免的杂质之一。 通常以总Ti含量为最高达0.1重量％且优选0.01至0.05重量％来添加晶粒细化剂 (如Ti、TiB2等)。 其余为铝和不可避免的杂质，每种杂质最高达0.05重量％且总量最高达0.15重 量％。 适用于本发明的特别优选的铝合金组合物为AA6005、AA6022和AA6016。 在本发明的第一优选实施方案中，所述6xxx系列铝合金包含：以重量％计，Si： 0.55-0.95；Mg：0.45-0.85；Cu：最高达0.1；Mn 0.03至0.1；Fe 0.05-0.20；Ti：最高达0.05， 其余为铝和不可避免的杂质，每种杂质最高达0.05且总量最高达0.15。在该第一优选实施 方案中，在2％拉伸和185℃下烘烤硬化20分钟之后在LT方向上的拉伸屈服强度TYS有利地 高于225MPa，且优选为235至265MPa。该实施方案有利于获得高强度。 在本发明的第二优选实施方案中，所述6xxx系列铝合金包含：以重量％计，Si： 0.7-1.5；Mg：0.1-0.8；Cu：最高达0.2；Mn：0.03-0.3；Fe0.03-0.4；Ti：最高达0.1，其余为铝 和不可避免的杂质，每种杂质最高达0.05且总量最高达0.15，且优选Si：0.8-1.1；Mg：0.2– 0.6；Cu：最高达0.1；Mn 0.03-0.2；Fe 0.1-0.3；Ti：最高达0.05；其余为铝和不可避免的杂 质，每种杂质最高达0.05且总量最高达0.15。在该第二优选实施方案中，在2％拉伸和185℃ 下烘烤硬化20分钟之后在LT方向上的拉伸屈服强度TYS有利地为200至225MPa，且优选210 至220MPa。该实施方案有利于获得高可成形性。 然后通常在500℃至590℃的温度下、优选在500℃至570℃的温度下且更优选在 540℃至560℃的温度下，将锭均质化0.5至24小时，例如至少2小时，且优选至少4小时。在一 个实施方案中，均质化在至多555℃的温度下进行。均质化可在升高温度的一个阶段或几个 阶段中进行，以避免初期熔化。 均质化后，以150℃/h至2000℃/h的冷却速率将铸锭直接冷却至热轧起始温度。优 7 CN 111556903 A 说 明 书 5/10 页 选地，冷却速率为至少200℃/h，优选至少250℃/h，且优选至少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 锭的中间厚度和/或四分之一厚度处获得和/或在锭的平均值上获得，通常在均质化温度至 热轧温度下，且优选在500℃至热轧温度的温度范围内获得。诸如专利申请WO2016/012691 中公开的冷却设备的装置，其整体通过引用随附，并且其中记载的方法适于冷却锭。当锭的 厚度为至少250mm或至少350mm，且优选至少400mm，或甚至至少500mm或600mm，并且其中优 选锭的宽度为1000至2000mm，长度为2000至8000mm时，有利的是，当开始热轧时，在热轧起 始温度下在由均质化温度冷却的整个锭上获得小于40℃的热差，且优选小于30℃的热差。 如果没有获得小于40℃或优选小于30℃的热差，则可能无法在锭的局部获得所需的热轧起 始温度以及所需的表面质量和机械性能。优选地，冷却至少在两个阶段中进行：第一喷射 (spraying)阶段，在该阶段中，锭在腔室中冷却，所述腔室包括用于在压力下喷射冷却液或 喷雾的喷嘴斜面(ramp of nozzle)，所述喷嘴斜面分为所述腔室的上部和下部，以对锭的 两个大的顶部和底部表面进行喷射；以及在静止空气中的热平衡互补阶段，在优选具有内 部反射壁的隧道中，持续2至30分钟，取决于锭的形式和冷却值。优选地，热平衡阶段小于10 分钟。优选地，锭边缘上的小表面不通过在压力下直接喷射冷却液或喷雾来冷却。优选地， 在非常厚的锭的情况下重复喷射和热平衡阶段，并且总体平均冷却超过80℃。优选地，冷却 液——包括喷雾中的冷却液——为水，且优选去离子水。优选地，锭的头部和底部，或通常 端部的300至600mm处，比锭的其余部分冷却程度低，以保持热的头部和底部——这是在可 逆热轧期间用于接合锭的有利配置。在一个实施方案中，头部和底部的冷却通过打开或关 闭喷嘴斜面来调节。在另一个实施方案中，头部和底部的冷却通过屏风的存在来调节。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室中，将锭的头部和脚部或通 常端部的300至600mm处与锭的其余部分不同程度地冷却。优选地，通过锭相对于喷射系统 的相对运动来改善锭的纵向热均匀性：锭通过面向或背向固定喷射系统的往复运动而通过 或移动。优选地，通过打开或关闭喷嘴或喷射嘴或屏蔽所述喷射来调节锭宽度上的喷射，从 而确保锭的横向热均匀性。有利地，锭在喷射腔室中水平移动，并且其速度大于或等于 20mm/s。 以这种方式调节均质化后的冷却速度的原因是，如果冷却速度太低，太粗且可能 大量的基于Mg-Si的颗粒倾向于沉淀，并且产物可能难以固溶；但是如果冷却速度太高，太 细且可能少量的基于Mg-Si的颗粒可析出，并且产物可能在热轧出口处难以重结晶。在本发 明中，用于获得锭的中间厚度和/或四分之一厚度和/或锭的平均值的温度的方法可包括使 用和测量具有嵌入的热电偶的锭，或使用传热模型进行计算。 调节冷却速率，使在热轧温度下的保持时间小于15mn，优选小于10mn，且优选小于 5mn。 在热轧步骤中，热轧后的卷取温度的设定很重要。利用本发明，均质化后的上述冷 却能够获得适当的颗粒分布，并且能够对具有可控制尺寸的颗粒的锭进行热轧，所述尺寸 不妨碍重结晶的促进作用和晶界迁移并且易于固溶。在此，适当设定所得热轧板的卷取温 度在热轧出口处产生重结晶，从而能够获得形成用于改善表面质量的材料结构基底的重结 晶结构。 优选地，热轧起始温度(HRST)为350℃至450℃。在一些实施方案中，热轧起始温度 8 CN 111556903 A 说 明 书 6/10 页 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℃，通常热轧起始温度意指锭的中间长度和 中间厚度处的温度，但是，由于锭内部的热差较低，因此热轧起始温度可在表面的中间宽度 处使用接触探针测量。优选将锭热轧至热轧最终厚度，并在这样的条件下以热轧最终厚度 卷取，使得在热轧最终厚度下获得至少90％的重结晶。热轧最终厚度也可称为热轧出口厚 度，其为热轧后获得的厚度。当在热轧之后进行冷轧时，热轧最终厚度大于产品最终厚度。 优选地，将锭热轧至热轧最终厚度，并在这样的条件下以热轧最终厚度卷取，使得在热轧最 终厚度下获得至少98％的重结晶，通常约100％的重结晶。至少90％或至少98％的重结晶分 别意指在热轧后所得带材的宽度上在至少三个位置处测得的重结晶率的最小值为至少 90％或至少98％。通常，重结晶随板材的厚度而变化。 为了在热轧最终厚度下获得重结晶，热轧出口温度——也称为卷取温度——为至 少300℃。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 温度为至多380℃。在热轧的最后一个机架(stand)上的厚度压下率也可影响产品的重结晶 率和最终性能，优选在热轧的最后一个机架上的厚度压下率为至少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60％。热轧最终厚度通 常为2至13mm。 令人惊讶地，本发明人已发现，通过控制热轧温度，特别是热轧起始温度HRST和热 轧出口温度之间的关系，和/或通过控制卷取后的晶粒尺寸，可获得最终产品的高表面质 量。特别是当热轧出口温度为1.2*HRST-135℃至1.2*HRST-109℃，和/或设定为根据ASTM E-112截距法，在纵向上在中间厚度和四分之一厚度之间的L/ST截面上获得小于160μm的平 均晶粒尺寸时，表面质量得到显著改善。优选地，热轧出口温度为至少1.2*HRST-123℃和/ 或至多1.2*HRST-115℃，和/或设定为根据ASTM E-112截距法，在纵向上在中间厚度和四分 之一厚度之间的L/ST截面上获得小于150μm的平均晶粒尺寸。就表面质量而言，使用本发明 的方法，优选对于T4回火，获得根据VDA Recommendation239-400的小于4.8、优选小于4.5 且甚至小于3.8的报数。 在热轧步骤之后直接实现冷轧，以进一步减小铝板的厚度。对于本发明的方法，在 热轧之后或冷轧期间不需要退火和/或固溶热处理以获得足够的强度、可成形性、表面质量 和耐腐蚀性。优选在热轧之后或冷轧期间不进行退火和/或固溶热处理。在冷轧后直接获得 的板材称为冷轧板。冷轧板的厚度通常为0.5至2mm。 在一个实施方案中，冷轧压下率为至少50％，或至少65％或至少70％或至少75％ 或至少80％。通常，冷轧压下率为约80％。 冷轧压下率的有利的实施方案能够获得改进的机械性能和/或获得对于表面性能 (例如表面质量)而言有利的晶粒尺寸。 所述冷轧板是有利的，原因至少在于其易于固溶，同时在固溶后提供高表面质量 和良好的机械性能。 在冷轧之后，有利地将冷轧板进一步固溶热处理，并在连续退火线中淬火。优选 地，以这样的方式操作连续退火线，使得在540℃下的等效保持时间 小于45秒，优选小 9 CN 111556903 A 说 明 书 7/10 页 于35s且优选小于25s，等效保持时间根据以下等式计算： 其中，Q为146kJ/mol的活化能，R＝8.314J/mol。 通常，以这样的方式操作连续退火线：对于0.9到1.1mm规格，金属温度高于400℃ 时，板材的加热速率为至少10℃/s，高于520℃的时间为5s至25s，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℃。固 溶热处理后的卷取温度优选为50℃至90℃，且优选60℃至80℃。 在固溶热处理并淬火后，可将板材时效至T4回火。时效至T4回火后，可将板材切割 并成型为其最终形状，然后上漆并烘烤硬化。 本发明的方法特别有助于制造用于汽车工业的板材，所述板材同时具有适于冷冲 压操作的高拉伸屈服强度和良好的可成形性，以及高表面质量和高耐腐蚀性和高生产率。 实施例 实施例1 在该实施例中，将由具有按重量％计的以下组成的合金制成的三个锭铸成厚度为 520mm的轧制锭并转化：Si：0.9；Mg：0.4；Mn 0.1；Fe 0.2；Cu 0.08；Ti 0.04；其余为铝和不 可避免的杂质，每种杂质最高达0.05重量％且总量最高达0.15重量％。 锭在560℃的温度下均质化2小时。均质化后，以中间厚度处的冷却速率为300℃/h 将锭直接冷却至热轧起始温度。在由均质化温度冷却的整个锭上获得小于30℃的热差。当 达到该热差时，无需等待即开始热轧。在均质化后，使用如专利申请WO2016/012691中记载 的装置冷却锭，并在由其均质化温度冷却的整个锭上获得小于30℃的热差。 在表1中公开的条件下对锭进行热轧。热轧机由可逆式轧机和四机架串联轧机组 成，机架命名为C3至C6，因此在C6中的轧制为热轧的最后一个机架。 表1–热轧参数 热轧后的热轧带材的重结晶率为100％。 将带材进一步冷轧成最终厚度为1mm的板材。对板材进行固溶热处理，使得在540 ℃下的等效保持时间为约30s，并在连续退火线上淬火。 表面质量根据VDA Recommendation 239-400测量。具体地，将板材样品横向于轧 制方向塑性地预应变10％。清洁表面，并通过以下步骤来制备预应变表面的复制品：用水润 湿表面，粘贴胶带，除去胶带下方的气泡和水，用软布干燥胶带，使研磨工具在恒定压力下 横向于轧制方向来回移动2次，从表面上移走复制品并移到黑色背景上，去除气泡和水，用 布干燥胶带。扫描复制品。扫描分辨率为“灰色阴影”下的300dpi。根据VDA Recommendation 10 CN 111556903 A 说 明 书 8/10 页 239-400中记载的说明和宏(Macro)，对表面质量“罗平值RK”进行评估和测定。较低的RK值 对应较高的表面质量。 RK值列于表2 表2 RK值 与锭1和3相比，本发明的锭2的表面质量大大提高。 测定由T4(自然时效6天后)时效板材得到的经T4和烘烤硬化的板材(2％拉伸并在 185℃下20min)的0.2％拉伸屈服强度TYS和极限拉伸强度UTS，使用本领域普通技术人员已 知的方法在横向上进行测量。拉伸试验根据ISO/DIS 6892-1进行。结果在表3中提供。 表3–机械性能 实施例2 在该实施例中，将由具有按重量％计的以下组成的合金制成的六个锭铸成厚度为 520mm的轧制锭并转化：Si：1.3；Mg：0.3；Mn 0.1；Fe 0.2；Cu 0.09；Ti 0.03；其余为铝和不 可避免的杂质，每种杂质最高达0.05重量％且总量最高达0.15重量％。 如实施例1中将锭均质化并冷却。 在表4中公开的条件下对锭进行热轧。热轧机由可逆式轧机和四机架串联轧机组 成，机架命名为C3至C6，因此在C6中的轧制为热轧的最后一个机架。 表4–热轧参数 11 CN 111556903 A 说 明 书 9/10 页 热轧后的热轧带材的重结晶率为100％。当卷冷却后，根据ASTME-112截距法测量 在中间厚度和四分之一厚度之间的L/ST截面上的平均晶粒尺寸。结果也列于表4中。 将带材进一步冷轧成最终厚度为1mm的板材。对板材进行固溶热处理，使得在540 ℃下的等效保持时间为约30s，并在连续退火线上淬火。 如实施例1根据VDA Recommendation 239-400测量表面质量。 罗平值RK列于表5 表5 RK值 锭 RK 4 3.4 5 3.6 6 3.2 7 3.5 8 8.1 9 5.0 与锭8和9相比，本发明的锭4至7的表面质量大大提高。 测定由T4(自然时效6天后)时效板材得到的经T4和烘烤硬化的板材(2％拉伸并在 185℃下20min)的0.2％拉伸屈服强度TYS和极限拉伸强度UTS，使用本领域普通技术人员已 知的方法在横向上进行测量。拉伸试验根据ISO/DIS 6892-1进行。结果在表6中提供。 表6–机械性能 实施例3 在该实施例中，将由具有按重量％计的以下组成的合金制成的三个锭铸成厚度为 500mm的轧制锭并转化：Si：0.75；Mg：0.65；Mn 0.1；Fe<0.16；Ti 0.04；其余为铝和不可避免 的杂质，每种杂质最高达0.05重量％且总量最高达0.15重量％。 如实施例1中将锭均质化并冷却。 在表7中公开的条件下对锭进行热轧。热轧机由可逆式轧机和四机架串联轧机组 成，机架命名为C3至C6，因此在C6中的轧制为热轧的最后一个机架。 12 CN 111556903 A 说 明 书 10/10 页 表7–热轧参数 热轧后的热轧带材的重结晶率为100％。 将带材进一步冷轧成最终厚度为1mm的板材。对板材进行固溶热处理，使得在540 ℃下的等效保持时间为约30s，并在连续退火线上淬火。 如实施例1根据VDA Recommendation 239-400测量表面质量。 罗平值RK列于表8 表8 RK值 锭 RK 10 3.2 11 3.9 12 5.0 与锭12相比，本发明的锭10和11的表面质量大大提高。 测定由T4(自然时效6天后)时效板材得到的经T4和烘烤硬化的板材(2％拉伸并在 185℃下20min)的0.2％拉伸屈服强度TYS和极限拉伸强度UTS，使用本领域普通技术人员已 知的方法在横向上进行测量。拉伸试验根据ISO/DIS 6892-1进行。结果在表9中提供。 表9–机械性能 13
