專利名稱：硬烤性和邊緣加工性優(yōu)異的AI－Mg－Si合金板的制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及通過Al-Mg-Si系合金的連續(xù)鑄造來鑄造薄板坯，在實施均勻化處理后，進行冷軋，根據(jù)需要實施利用連續(xù)退火爐進行的熔體化處理，由此得到富有邊緣加工性、同時時效硬化性高的Al-Mg-Si系合金板的制造方法。根據(jù)該方法，能夠以低于以往技術(shù)的價格制造優(yōu)選用于汽車部件、家電制品等彎曲成形、加壓成形等成形用的Al-Mg-Si系合金的軋制板。
背景技術(shù)：
由于Al-Mg-Si系合金在成形后涂裝等工序中加熱時具有強度變高的性質(zhì)，因此優(yōu)選用于汽車面板等中。并且，為了實現(xiàn)通過提高生產(chǎn)率來降低成本，提出了通過連續(xù)鑄造軋制制造該板的方案。
例如，在日本特開昭62-207851中公開了以下內(nèi)容，即將含有Si0.4～2.5％、Mg0.1～1.2％、且銅1.5％以下、Zn2.5％以下、Cr0.3％以下、Mn0.6％以下、Zr0.3％以下中的1種或2種以上的熔融鋁合金連續(xù)鑄造成為板坯厚3～15mm的板坯，其后實施冷軋，然后進行溶體化處理·淬火所得到的成形加工用鋁合金板及其制造方法，其特征在于，基質(zhì)中金屬間化合物的最大尺寸為5μm以下。
日本特開平10-110232中，公開了將含有Si0.2～3.0％、Mg0.2～3.0％、Mn0.01～0.5％、Cr0.01～0.5％、Zr0.01～0.5％、Ti0.001～0.5％中的1種或2種以上作為必需元素，進而含有Cu0～2.5％、Sn0～0.2％、Zn0～2.0％中的1種或2種以上，將Fe限制在1.0％以下，剩余部分為Al和不可避免的雜質(zhì)而構(gòu)成的Al合金的直接鑄造軋制板進一步冷軋的Al-Mg-Si系合金板，其特征在于，此板的金屬組織最大結(jié)晶粒徑為100μm以下，并且表層部連續(xù)的Mg2Si化合物的最大長度為50μm以下。
另外，在日本特開2001-262264中提出了如下所述的Al-Mg-Si系合金板，即該合金板為含有Si0.1～2.0％、Mg0.1～2.0％、Fe0.1～1.5％或進一步含有Cu2％以下、Cr0.3％以下、Mn1.0％以下、Zr0.3％以下、V0.3％以下、Ti0.03％以下、Zn1.5％以下、Ag0.2％以下中1種以上的鋁合金，金屬間化合物的最大尺寸為5μm以下、最大長寬比為5以下且平均結(jié)晶粒徑為30μm以下，韌性和彎曲性均優(yōu)異。
專利文獻1日本特開昭62-207851號公報專利文獻2日本特開平10-110232號公報專利文獻3日本特開2001-262264號公報發(fā)明內(nèi)容發(fā)明所要解決的技術(shù)問題作為汽車用車體片材等外部面板使用的合金板要求具有優(yōu)異的邊緣加工性(hammability)和硬烤性(bake-hardenability)。因此，需求彎曲性優(yōu)異且隨著加熱而時效硬化的Al-Mg-Si系合金板。然而，通過連續(xù)鑄造軋制而制造的板坯具有邊緣加工性差、并且涂裝后的硬烤性不充分的缺點。
本發(fā)明的技術(shù)問題為以低成本獲得抑制室溫放置導致的自然時效時析出的G.P區(qū)域，在涂裝·烘烤加熱時強化相迅速析出后得到高的烘烤硬化，同時富于彎曲性的成形用Al-Mg-Si系合金板。
用于解決技術(shù)問題的方法利用雙帶鑄造機連續(xù)鑄造Al-Mg-Si系合金的薄板坯，直接卷繞所鑄造的薄板坯，在適宜條件下對其實施均勻化處理，冷軋后，根據(jù)需要組合利用連續(xù)退火爐進行的溶體化處理等，由此將化合物截斷化，可在提高邊緣加工性的同時大幅度縮短工序。進而通過均勻化處理減小顯微偏析，而且通過加快均勻化處理后的冷卻速度抑制冷卻中Mg2Si的析出，能夠得到最終退火后的硬烤性、邊緣加工性優(yōu)異的汽車車體片材用鋁板。
用于解決上述技術(shù)問題的本發(fā)明涉及鋁合金板的制造方法，其特征在于，在卷繞薄板坯之后實施均勻化處理，進行冷軋，其后進行溶體化處理。具體地說，如權(quán)利要求1所述那樣為硬烤性和邊緣加工性優(yōu)異的鋁合金板的制造方法，其特征在于，利用雙帶鑄造法將含有Mg0.30～1.00wt％、Si0.30～1.20wt％、Fe0.05～0.50wt％、Mn0.05～0.50wt％和Ti0.005～0.10wt％，或者進而含有Cu0.05～0.70％、Zn0.05～0.40％中的1種以上，剩余部分為Al和不可避免的雜質(zhì)而構(gòu)成的熔融合金，以40～150℃/s的板坯厚1/4下的冷卻速度鑄造成厚5～15mm的板坯，卷繞卷材后實施均勻化處理，以500℃/hr以上的冷卻速度冷卻到至少250℃以下后進行冷軋，其后實施溶體化處理(權(quán)利要求1所述的發(fā)明)在上述制造方法中，上述均勻化處理優(yōu)選為利用間歇式爐以30℃/h以上的升溫速度升溫至520～580℃，在此溫度下保持2～24小時(權(quán)利要求2所述的發(fā)明)。
上述溶體化處理優(yōu)選利用連續(xù)退火爐以10℃/h以上的升溫速度加熱至530～560℃，保持在30秒以內(nèi)(權(quán)利要求3所述的發(fā)明)。
在上述第3權(quán)利要求中所述的發(fā)明中，可在上述溶體化處理后，以10℃/s以上的速度冷卻至室溫，其后實施利用連續(xù)退火爐在260～300℃下保持30秒以內(nèi)的復原處理，以10℃/s以上的冷卻速度冷卻至室溫(權(quán)利要求4所述的發(fā)明)。
或者，在上述第3權(quán)利要求中所述的發(fā)明中，可在上述溶體化處理后，以10℃/s以上的冷卻速度水冷至250℃以下，其后利用空氣以1～20℃/s的冷卻速度冷卻至60～100℃，卷起之后實施冷卻至室溫的預備時效處理(權(quán)利要求5所述的發(fā)明)。
或者，在上述第3權(quán)利要求中所述的發(fā)明中，可在上述溶體化處理后，以10℃/s以上的速度冷卻至室溫，其后利用連續(xù)退火爐實施在260～300℃下保持30秒以內(nèi)的復原處理，以1℃/s以上的冷卻速度冷卻至60～100℃，卷起后實施冷卻至室溫的預備時效處理(權(quán)利要求6所述的發(fā)明)。
發(fā)明效果利用本發(fā)明所述的鋁合金板的制造方法，能夠得到硬烤性和邊緣加工性優(yōu)異的鋁合金板。并且，該制造方法的工序極短，能夠以低成本得到鋁合金板。
具體實施例方式
本發(fā)明涉及Al-Mg-Si系合金的軋制板的制造方法，其特征在于，在利用雙帶鑄造法鑄造薄板坯后，直接卷繞成卷材，對其實施均勻化處理后進行冷軋，進而實施溶體化處理。
本發(fā)明中，利用雙帶鑄造法以40～150℃/s的板坯厚1/4下的冷卻速度將由上述組成構(gòu)成的熔融合金鑄造成厚5～15mm的板坯，卷繞卷材后實施均勻化處理，以500℃/hr以上的冷卻速度冷卻到至少250℃以下后進行冷軋，其后實施溶體化處理。
所謂的雙帶鑄造法是指在上下相對、被水冷卻的旋轉(zhuǎn)帶間注入熔融金屬，從帶表面進行冷卻使熔融金屬凝固鑄造薄板坯的方法。本發(fā)明中利用雙帶鑄造法鑄造厚5～15mm的板坯。板坯厚超過15mm時，難以將薄板坯卷繞成卷材；板坯厚不足5mm時，導致生產(chǎn)率降低且薄板坯的鑄造變難。
利用雙帶鑄造法鑄造厚5～15mm的板坯，能夠使板坯厚1/4的冷卻速度成為40～150℃/s。冷卻速度如下計算，即根據(jù)交線法從板坯厚1/4的微觀組織觀察測定DAS(枝晶臂間距Dendrite ArmSpacing)，由此計算。冷卻速度不足40℃/s時，在板坯中心部凝固時產(chǎn)生的鑄造組織變粗，導致邊緣加工性下降；冷卻速度超過150℃/s時，Al-Fe-Si結(jié)晶物、Al-(Fe·Mn)-Si結(jié)晶物成為1μm以下的大小，重結(jié)晶粒的大小變得粗為30μm以上。
卷繞薄板坯后，通過在適當條件下對此卷材進行均勻化處理，將對邊緣加工性造成不良影響的Al-Fe-Si結(jié)晶物、Al-(Fe·Mn)-Si結(jié)晶物截斷化，可以謀求改善邊緣加工性。并且，能夠得到殘存于鑄造組織中的比較微細的Mg2Si結(jié)晶物完全固溶于基質(zhì)中的薄板坯，能夠提高冷軋工序后的溶體化處理效果。
將均勻化處理后的冷卻規(guī)定為以500℃/hr以上的速度冷卻到至少250℃以下的理由為，極力抑制較粗大的Mg2Si的析出，使這些Mg、Si過飽和地固溶于基質(zhì)中。
將薄板坯卷繞后，也可以將卷材插入間歇式爐，以30℃/h以上的升溫速度升溫至520～580℃，實施在此溫度下保持2～24小時的均勻化處理，其后將卷材從間歇式爐中取出，以500℃/hr以上的冷卻速度強制性地空氣冷卻至室溫。該冷卻例如可在一邊打開卷材一邊用風扇進行。
薄板坯卷繞后的均勻化處理中，將到達均勻化處理溫度的升溫速度限定在30℃/h以上的理由為，由于升溫速度不足30℃/h時，到達規(guī)定的均勻化處理溫度需要16小時以上的時間，成本變高。
將均勻化處理溫度規(guī)定在520～580℃范圍的理由為，不足520℃的溫度時，Al-Fe-Si結(jié)晶物、Al-(Fe·Mn)-Si結(jié)晶物的截斷化不充分，鑄造時結(jié)晶析出的Mg2Si無法充分地固溶于基質(zhì)中；超過580℃的溫度時，低熔點金屬熔解而引起燃燒。
另外，將均勻化處理時間限定在2～24小時范圍的理由為，不足2小時的處理時間時，Al-Fe-Si結(jié)晶物、Al-(Fe·Mn)-Si結(jié)晶物的截斷化不充分，鑄造時結(jié)晶析出的Mg2Si無法充分地固溶于基質(zhì)中；超過24小時的處理時間時，鑄造時結(jié)晶析出的Mg2Si充分地固溶于基質(zhì)中，Mg、Si飽和，因此成本變高。
本發(fā)明的特征在于在將此卷材進一步進行了冷軋后，進行溶體化處理。此溶體化處理優(yōu)選利用通常的連續(xù)退火爐(CAL)進行。
連續(xù)退火爐(CAL)是指用于對卷材連續(xù)地進行溶體化處理的設(shè)備，其特征在于具備用于實施熱處理的感應(yīng)加熱裝置、用于水冷的水槽和用于空氣冷卻的空氣噴嘴等。
溶體化處理優(yōu)選通過連續(xù)退火爐以10℃/s以上的升溫速度加熱至530～560℃，保持30秒以內(nèi)。
溶體化處理中，將到達溶體化處理溫度的升溫速度限定在10℃/s以上的理由為，由于不足10℃/s的升溫速度時，卷材的傳送速度極慢，結(jié)果處理時間延長，成本變高。
將溶體化處理溫度限定在530～560℃范圍的理由為，不足530℃溫度時，鑄造時或均勻化處理后的冷卻時所結(jié)晶析出的Mg2Si無法充分地固溶在基質(zhì)中；超過560℃溫度時，低熔點金屬熔解而引起燃燒。
另外，將溶體化處理時間限定在30秒以內(nèi)的理由為，超過30秒處理時間時，鑄造時或在均勻化處理后的冷卻時結(jié)晶析出的Mg2Si充分地固溶在基質(zhì)中，不僅Mg、Si飽和，而且卷材的傳送速度變慢，結(jié)果處理時間延長，成本變高。
溶體化處理后的特征在于，以10℃/s以上的速度冷卻至室溫。將溶體化處理后的冷卻速度規(guī)定在10℃/s以上的理由為，冷卻速度不足10℃/s時，冷卻工序中Si在結(jié)晶粒界上析出，惡化邊緣加工性。
在對薄板坯實施了上述均勻化處理后，可進一步進行冷軋，實施溶體化處理，以10℃/s以上的速度冷卻至室溫，將卷材在室溫下放置后，利用連續(xù)退火爐在260～300℃下保持30秒以內(nèi)，以10℃/s冷卻至室溫。
此溶體化處理和復原處理優(yōu)選用通常連續(xù)退火爐(CAL)實施。連續(xù)退火爐(CAL)是指用于對卷材連續(xù)進行溶體化處理等的設(shè)備，其特征在于具備用于實施熱處理的感應(yīng)加熱裝置、用于水冷的水槽和用于空氣冷卻的空氣噴嘴等。通過此復原處理，在溶體化處理后的室溫放置中自然時效析出的GP區(qū)域能夠再次固溶，能夠在涂裝·烘烤加熱后得到充分的強度。
另外，為了在涂裝·烘烤加熱后得到充分的強度，在溶體化處理后的室溫放置后，在260～300℃下進行復原處理。復原處理溫度不足260℃時，則不能得到硬烤性，超過300℃時，則邊緣加工性變差。
將在復原處理溫度下保持的時間限定在30秒以內(nèi)的理由為，超過30秒的處理時間時，不僅在溶體化處理后的室溫放置中自然時效析出的GP區(qū)域能夠充分地再次固溶，而且卷材的傳送速度變得過慢，結(jié)果處理時間延長成本變高。
在對薄板坯實施了上述均勻化處理后，還可進一步進行冷軋，利用連續(xù)退火爐實施溶體化處理，以10℃/s以上的冷卻速度(第1次冷卻速度)水冷至250℃以下，其后利用空氣以1～20℃/s的冷卻速度(第2次冷卻速度)冷卻至60～100℃，卷起后冷卻至室溫。
此溶體化處理和之后的冷卻優(yōu)選利用通常連續(xù)退火爐(CAL)進行。此溶體化處理和之后的冷卻時，可以進行在基質(zhì)中均勻地產(chǎn)生用于β”析出的核的熱處理(預備時效)，能夠在涂裝·烘烤加熱后得到充分的強度。
在對薄板坯實施了上述均勻化處理后，還可進一步進行冷軋，以10℃/s以上的速度加熱至530～560℃，實施保持在30秒以內(nèi)的溶體化處理后，以10℃/s以上的速度冷卻至室溫，其后實施在260～300℃范圍內(nèi)保持30秒以內(nèi)的復原處理后，以1℃/s以上的冷卻速度冷卻至60～100℃，卷起后實施冷卻至室溫的預備時效處理。
此溶體化處理和之后的冷卻、復原處理和之后的冷卻優(yōu)選使用通常連續(xù)退火爐(CAL)進行實施。利用此制造方法，不僅在溶體化處理后的室溫放置中自然時效析出的GP區(qū)域能夠再次固溶，而且能夠在復原處理后的冷卻期間進行產(chǎn)生用于β”析出的核的熱處理(預備時效)，能夠進一步提高涂裝·烘烤后的耐力。
接下來對本發(fā)明合金成分的定義和限定理由進行說明。為必需元素的Mg在溶體化處理后固溶于基質(zhì)中，在涂裝·烘烤加熱時與Si-起作為強化相析出，提高強度。將其添加量限定為Mg0.30～1.00wt％的原因在于，不足0.30wt％則其效果小，超過1.00wt％則溶體化處理后的邊緣加工性下降。Mg含量的進一步優(yōu)選范圍是0.30～0.70wt％。
為必需元素的Si，作為在涂裝·烘烤加熱時與Mg一起作為被稱為β”的Mg2Si的中間相或者以其為基準的強化相析出，提高強度。將其含量限定為Si0.30～1.20wt％的原因在于，不足0.30wt％則其效果小，超過1.20wt％則溶體化處理后的邊緣加工性下降。Si含量的進一步優(yōu)選范圍是0.60～1.20wt％。
為必需元素的Fe，通過與Si、Mn共存，在鑄造時生成大量5μm以下大小的Al-Fe-Si結(jié)晶物、Al-(Fe·Mn)-Si結(jié)晶物，增多重結(jié)晶的核，由此可謀求重結(jié)晶粒的微細化，成為成形性優(yōu)異的板坯。Fe含量不足0.05wt％時，則其效果不顯著。超過0.50wt％時，則不僅在鑄造時生成了粗大的Al-Fe-Si結(jié)晶物、Al-(Fe·Mn)-Si結(jié)晶物，邊緣加工性降低，而且由于減少了薄板坯中Si的固溶量，因此最終板的硬烤性降低。因此，F(xiàn)e含量的優(yōu)選范圍為0.05～0.50wt％。Fe含量的進一步優(yōu)選范圍為0.05～0.30wt％。
為必需元素的Mn是作為使重結(jié)晶粒微細化的元素而添加的。通過將重結(jié)晶粒的大小較小地控制在10～25μm，成為成形性優(yōu)異的板坯。Mn含量不足0.05wt％時則其效果不充分，超過0.50wt％則不僅在板鑄造時生成了粗大的Al-Mn結(jié)晶物、Al-(Fe·Mn)-Si結(jié)晶物，邊緣加工性降低，而且由于減少了薄板坯中Si的固溶量，因此最終板的硬烤性降低。因此，Mn含量的優(yōu)選范圍為0.05～0.50wt％。Mn含量的進一步優(yōu)選范圍為0.05～0.30wt％。
為必需元素的Ti只要在0.10wt％以下，即便含有也不會影響本發(fā)明的效果，作為薄板坯的結(jié)晶粒微細化劑發(fā)揮作用，可確實地防止開裂等板的鑄造缺欠。Ti含量不足0.005wt％時，則其效果不充分，Ti含量超過0.10wt％時，則由于鑄造時生成了TiAl3等粗大的金屬間化合物，因此邊緣加工性顯著降低。因此，Ti含量的優(yōu)選范圍為0.005～0.10wt％。Ti含量的進一步優(yōu)選范圍為0.005～0.05wt％。
為任意元素的Cu是促進時效硬化、提高硬烤性的元素。Cu含量不足0.05wt％時，則其效果小，超過0.70wt％時，則不僅預備時效處理后的板坯的耐力變高，邊緣加工性降低，而且耐腐蝕性也顯著下降。因此，Cu含量的優(yōu)選范圍為0.05～0.70wt％。Cu含量的進一步優(yōu)選范圍為0.10～0.60wt％。
為任意元素的Zr作為使重結(jié)晶粒微細化的元素而添加。Zr含量不足0.05wt％時，則其效果不充分，超過0.40wt％時，則在板鑄造時生成粗大的Al-Zr結(jié)晶物，邊緣加工性降低。因此，Zr含量的優(yōu)選范圍為0.05～0.40wt％。Zr含量的進一步優(yōu)選范圍為0.05～0.30wt％。
如上所說明的那樣，通過本發(fā)明能夠以低成本制造最終退火后的硬烤性、邊緣加工性優(yōu)異的汽車車體片材用Al-Mg-Si系合金板。雖然與以往方法同樣，用于抑制自然時效的復原處理或高溫卷繞是必需的，但由于大大簡化了之前階段的平面切削、熱軋等工序，因此大幅度降低了總的制造成本。
以下，以實施例為基礎(chǔ)對本發(fā)明的最佳方式進行闡述。
實施例1以下實施例中，冷軋工序后的樣品不是卷材而全部是切片。因此，為了模擬利用連續(xù)退火爐(CAL)的卷材連續(xù)退火工序，采用樣品在鹽浴中的溶體化處理和水淬火或85℃溫水淬火。
將表1所記載組成的熔融金屬脫氣后，利用雙帶鑄造法鑄造厚7mm的板坯。利用交叉法從板坯厚1/4的微觀組織觀察測定DAS(枝晶臂間距Dendrite Arm Spacing)，求出冷卻速度為75℃/sec。對此板坯實施規(guī)定的均勻化處理以規(guī)定的冷卻速度冷卻至室溫，進行冷軋，成為厚1mm的板坯。接著，在鹽浴中對此冷軋板實施溶體化處理，1)進行85℃溫水淬火，立刻插入至規(guī)定氣氛溫度的退火爐中在特定條件下實施熱處理，或者2)進行水淬火，在室溫放置24小時后，在特定條件下實施熱處理。進而，為了模擬汽車涂裝工序，在熱處理后保持在室溫下1周，測定0.2％耐力，進一步對進行了180℃×30分鐘的烘烤處理的板坯測定0.2％耐力。
將烘烤處理前后的耐力差作為硬烤性，超過80MPa的則判斷為硬烤性優(yōu)異。應(yīng)說明的是，為了模擬邊緣加工性，對烘烤處理前的板坯賦予5％逆應(yīng)變后，用r0.5mm的夾具彎成U字型后，設(shè)入1mm厚的間距，進行180°的彎曲。無開裂的記為○，開裂的記為×。詳細的制板工序和評價結(jié)果示于表2～6。
表1 合金組成 (wt％)

表2為改變均勻化處理條件和均勻化處理后的冷卻速度時的結(jié)果。將均勻化處理后的板坯冷軋至板坯厚1mm，對此冷軋板進行在鹽浴中于特定溫度下保持15秒鐘的溶體化處理，之后進行85℃溫水淬火，立即插入至85℃氣氛溫度的退火爐中，進行8小時的預備時效。進入本發(fā)明的條件范圍的(1-7)具有優(yōu)異的硬烤性和邊緣加工性。不進行均勻化處理時，硬烤性和邊緣加工性都差(8、10)。另外，均勻化處理后的冷卻速度遲緩時硬烤性差(9)。
表2 均勻化處理后的冷卻速度和硬烤性·邊緣加工性

表3為改變均勻化處理的溫度/時間時的結(jié)果。將均勻化處理后的板坯冷軋至板坯厚1mm，對此冷軋板進行在鹽浴中于特定溫度下保持15秒的溶體化處理后，進行85℃溫水淬火，立即插入至85℃氣氛溫度的退火爐中，進行8小時的預備時效。進入本發(fā)明的條件范圍的(11-14)具有優(yōu)異的硬烤性和邊緣加工性。均勻化處理溫度低時(15)、保持時間短時(16)，硬烤性和邊緣加工性都差。
表3 均勻化處理溫度/時間和硬烤性·邊緣加工性

表4為改變均勻化處理條件和復原處理條件的結(jié)果。將均勻化處理后的板坯冷軋至板坯厚1mm，對此冷軋板進行在鹽浴中于特定溫度下保持15秒的溶體化處理后，進行水淬火，室溫下放置24小時后在特定溫度下保持15秒進行復原處理。進入本發(fā)明的條件范圍的(17-20)具有優(yōu)異的硬烤性和邊緣加工性。復原處理溫度(再加熱溫度)低時，硬烤性差。復原處理溫度(再加熱溫度)過高(22)，則邊緣加工性差。并且，即便復原處理條件進入了本發(fā)明的范圍，但均勻化處理溫度低(23)時、或者保持時間短(24)時，邊緣加工性也差。均勻化處理后的冷區(qū)速度遲緩時，硬烤性差(25)。
表4 均勻化處理方法/再加熱溫度和硬烤性·邊緣加工性

表5為改變均勻化處理條件和溶體化處理后的冷卻圖案時的結(jié)果。將溶體化處理后的冷卻速度分為2階段，將從溶體化處理溫度至中間溫度的冷卻速度定義為第1冷卻速度，將從中間速度至卷起溫度的冷卻速度定義為第2冷卻速度。將均勻化處理后的板坯冷軋至板坯厚1mm，對此冷軋板進行在鹽浴中于特定溫度下保持15秒的溶體化處理后，以第1冷卻速度冷卻至中間溫度，其后以第2冷卻速度冷卻至卷起溫度，其后以5℃/hr冷卻至室溫。
進入本發(fā)明的條件范圍的(26-28)具有優(yōu)異的硬烤性和邊緣加工性。溶體化處理后的第1冷卻速度遲緩時(29)、第2冷卻速度遲緩時(31)或者中間溫度過高時(30)時，邊緣加工性差。卷起溫度過低時(32)則硬烤差。相反，卷起溫度過高時邊緣加工性差(33)。并且，均勻化處理溫度過低(34)時、或者保持時間過短(35)時，邊緣加工性差。均勻化處理后的冷卻速度過緩時，硬烤性降低(36)。
表5 均勻化處理方法·卷起溫度和硬烤性·邊緣加工性

表6為改變?nèi)荏w化處理后的復原處理溫度(再加熱溫度)和卷起溫度時的結(jié)果。將均勻化處理后的板坯冷軋至板坯厚1mm，對此冷軋板進行在鹽浴中于特定溫度下保持15秒的溶體化處理后，進行水淬火，室溫下放置24小時后在規(guī)定溫度(再加熱溫度)下保持15秒后，以10℃/s冷卻至規(guī)定的卷起溫度，進而以10℃/hr冷卻至室溫。進入本發(fā)明的條件范圍的(37-40)具有優(yōu)異的硬烤性和邊緣加工性。復原處理溫度(再加熱溫度)過高，則邊緣加工差(41)。復原處理溫度(再加熱溫度)過低(42)，則硬烤性差。卷起溫度過低則硬烤性差(43)。卷起溫度過高則邊緣加工性差(44)。
表6 再加熱溫度·卷起溫度和硬烤性·邊緣加工性

均勻化處理550℃×6h均勻化處理后的冷卻速度1000℃/h產(chǎn)業(yè)實用性通過該方法，能夠以低于以往技術(shù)的成本制造優(yōu)選用于汽車部件、家電產(chǎn)品等彎曲成形、加壓成形等成形用的Al-Mg-Si系合金的軋制板。
權(quán)利要求書(按照條約第19條的修改)1.硬烤性和邊緣加工性優(yōu)異的鋁合金板的制造方法，其特征在于，利用雙帶鑄造法，將含有Mg0.30～1.00wt％、Si0.30～1.20wt％、Fe0.05～0.50wt％、Mn0.05～0.50wt％和Ti0.005～0.10wt％，或者進而含有Cu0.05～0.70wt％、Zn0.05～0.40wt％中的1種以上，剩余部分為Al和不可避免的雜質(zhì)而構(gòu)成的熔融合金，以40～150℃/s的板坯厚1/4下的冷卻速度鑄造成厚5～15mm的板坯，卷繞卷材后，將卷材插入在間歇式爐中，實施以30℃/h以上的升溫速度升溫至520～580℃、在此溫度下保持2～24小時的均勻化處理，以500℃/hr以上的冷卻速度冷卻到至少250℃以下后進行冷軋，其后實施利用連續(xù)退火爐以10℃/s以上升溫速度加熱至530～560℃、保持30秒以內(nèi)的溶體化處理。
2.如權(quán)利要求1所述的方法，在上述溶體化處理后以10℃/s以上的冷卻速度冷卻至室溫，其后實施利用連續(xù)退火爐在260～300℃下保持30秒以內(nèi)的復原處理，以10℃/s以上的冷卻速度冷卻至室溫。
3.如權(quán)利要求1所述的方法，在上述溶體化處理后以10℃/s以上的冷卻速度水冷至250℃以下，其后利用空氣以1～20℃/s的冷卻速度冷卻至60～100℃，卷起，實施冷卻至室溫的預備時效處理。
4.如權(quán)利要求1所述的方法，在上述溶體化處理后以10℃/s以上的冷卻速度冷卻至室溫，其后實施利用連續(xù)退火爐在260～300℃下保持30秒以內(nèi)的復原處理，以1℃/s以上的冷卻速度冷卻至60～100℃，卷起，實施冷卻至室溫的預備時效處理。
5.如權(quán)利要求1所述的方法，在上述均勻化處理后，將卷材從間歇式爐中取出，一邊打開卷材一邊進行強行冷卻。
權(quán)利要求
1.硬烤性和邊緣加工性優(yōu)異的鋁合金板的制造方法，其特征在于，利用雙帶鑄造法，將含有Mg0.30～1.00wt％、Si0.30～1.20wt％、Fe0.05～0.50wt％、Mn0.05～0.50wt％和Ti0.005～0.10wt％，或者進而含有Cu0.05～0.70wt％、Zn0.05～0.40wt％中的1種以上，剩余部分為Al和不可避免的雜質(zhì)而構(gòu)成的熔融合金，以40～150℃/s的板坯厚1/4下的冷卻速度鑄造成厚5～15mm的板坯，卷繞卷材后實施均勻化處理，以500℃/hr以上的冷卻速度冷卻到至少250℃以下后進行冷軋，其后實施溶體化處理。
2.如權(quán)利要求1所述的方法，其中所述均勻化處理的內(nèi)容為，利用間歇式爐以30℃/h以上的升溫速度升溫至520～580℃，在此溫度下保持2～24小時。
3.如權(quán)利要求1或2中的任一項所述的方法，其中所述溶體化處理的內(nèi)容為，通過連續(xù)退火爐以10℃/s以上的升溫速度加熱至530～560℃，保持30秒以內(nèi)。
4.如權(quán)利要求3所述的方法，在所述溶體化處理后以10℃/s以上的冷卻速度冷卻至室溫，其后利用連續(xù)退火爐實施在260～300℃下保持30秒以內(nèi)的復原處理，以10℃/s以上的冷卻速度冷卻至室溫。
5.如權(quán)利要求3所述的方法，在所述溶體化處理后以10℃/s以上的冷卻速度水冷至250℃以下，其后利用空氣以1～20℃/s的冷卻速度冷卻至60～100℃，卷起，實施冷卻至室溫的預備時效處理。
6.如權(quán)利要求3所述的方法，在所述溶體化處理后以10℃/s以上的冷卻速度冷卻至室溫，其后利用連續(xù)退火爐實施在260～300℃下保持30秒以內(nèi)的復原處理，以1℃/s以上的冷卻速度冷卻至60～100℃，卷起，實施冷卻至室溫的預備時效處理。
全文摘要
本發(fā)明提供通過大為縮短工序以低成本獲得硬烤性和邊緣加工性優(yōu)異的鋁合金板的制造方法。利用雙帶鑄造法，將含有Mg0.30～1.00wt％、Si0.30～1.20wt％、Fe0.05～0.50wt％、Mn0.05～0.50wt％和Ti0.005～0.10wt％，或者進而含有Cu0.05～0.70wt％、Zn0.05～0.40wt％中的1種以上，剩余部分為Al和不可避免的雜質(zhì)而構(gòu)成的熔融合金，以40～150℃/s的板坯厚1/4下的冷卻速度鑄造成厚5～15mm的板坯，卷繞卷材后實施均勻化處理，以500℃/hr以上的冷卻速度冷卻到至少250℃以下后進行冷軋，其后實施溶體化處理。
文檔編號C22C21/02GK1914348SQ20048004157
公開日2007年2月14日 申請日期2004年12月13日 優(yōu)先權(quán)日2003年12月11日
發(fā)明者趙丕植, 穴見敏也, 小林達由樹, 岡本一郎 申請人:日本輕金屬株式會社