具有长时间自然时效稳定性的Al-Mg-Si系铝合金材料、铝合金板及其制造方法

摘要

本发明公开了一种具有长时间自然时效稳定性的Al-Mg-Si系铝合金材料，其化学元素质量百分比含量为：0.3％≤Mg≤0.6％；0.8％≤Si≤1.2％；0.05％≤Mn≤0.15％；0＜Cu≤0.03％；0＜Fe≤0.12％；0＜Ti≤0.05％；0.05％≤Ca≤0.15％和0.05％≤Sr≤0.15％的至少其中之一；其余为Al和其他不可避免杂质。本发明还公开了一种由上述铝合金材料制成的铝合金板。本发明还公开了一种铝合金板的制造方法，其包括步骤：熔炼、铸造、均质化热处理、铣面、轧制、在线固溶处理和在线时效预处理。本发明所述的铝合金材料和铝合金板的强度高且自然时效稳定性好。

说明书

技术领域

本发明涉及一种铝合金材料，尤其涉及一种Al-Mg-Si系铝合金材料。本 发明还涉及了该Al-Mg-Si系铝合金材料的制造方法。

背景技术

汽车用材轻量化是当前汽车制造商关注的焦点。汽车结构件采用铝合金板 材的情况日益增多，可选材料有2000系、5000系和7000系合金材料。然而， 含Cu的2000系合金材料的耐腐蚀不佳，5000系合金材料在烘烤处理中容易 软化，而7000系合金材料的延伸率不足而会造成材料加工性能的困难。可进 行热处理强化的6000系Al-Mg-Si合金材料因具备较好的成形性、耐腐蚀性和 可焊接性，目前正日益得到广泛地应用，尤其在汽车的内外板制造领域。

但是6000系Al-Mg-Si合金材料在固溶处理后会发生自然时效现象，镁硅 原子在室温会偏聚，引起屈服强度的升高。特别在铝合金板材的运输和存储过 程中，随着时间的推移，板材的机械性能会发生不稳定现象，经常是屈服强度 和抗拉强度均上升，而延伸率则显著下降，导致时效后的铝合金板材在冲压时 回弹现象严重，甚至在包边加工时发生开裂，严重影响生产质量。自然时效问 题已严重影响了Al-Mg-Si系铝合金板材在汽车中的广泛应用，甚至采用恒温 18℃的集装箱来运输铝卷以避免铝合金板材的自然时效，生产成本巨大。

从析出强化的角度来讲，理想的Al-Mg-Si系汽车用铝板需要符合满足以 下要求：(1)在固溶处理后的运输和储备阶段(该阶段的温度处于室温附近， 板材未经任何塑形加工，该阶段称为运输储备自然时效)只生成纳米团簇而不 生成β”析出相，且该纳米团簇在经过长时间的运输储备自然时效后尺寸和 密度不发生明显变化，表现为板材具有长时间的自然时效稳定性；(2)在经过 冲压成形并喷漆的烘烤处理后(180℃-190℃)将会生成大量的β”析出相， 表现为加工后的板材零部件的强度有明显的提高。也就是说，在第(1)情况 下的板材具备较低的屈服强度和良好的冲压性能，在第(2)情况下的板材通 过析出强化来显著地提高板材的强度，从而使汽车用零部件具备较好的抗凹 性。

公开号为CN1162341A，公开日为1997年10月15日，名称为“铝合金 板材的热处理方法”的中国专利文献公开了一种铝合金材料的热处理方法。该 方法包括使热轧或冷轧铝合金板材经受固溶热处理，随后淬火，并在基本时效 硬化发生之前，使该合金板材再经受一次或多次后继热处理，这后继热处理包 括将该板材加热到100～300℃范围内的某一峰值温度(优选为130～270℃)，然 后使该板材在峰值温度下保持一段时期，时间小于约1分钟，再使该合金板材 从峰值温度冷却到温度85℃或更低。但该热处理工艺大大增加了铝合金板材生 产工艺的复杂性，增加了大规模工业难度及生产成本。

公开号为WO/2002090608，公开日为2002年11月14日，名称为“具有 改善的弯曲性的铝合金板及其制造方法”的国际专利文献。此专利文献记载的 铝合金板中的各化学元素含量为：Si：0.7-0.85wt.％，Mg：0.5-0.75wt.％，Mn： 0.15-0.35wt.％，Fe：0.1-0.3wt.％，可选的Cu：0.2-0.4wt.％，余量为Al和不可 避免元素。关键预时效处理工艺是从80℃以上的预时效温度开始快速冷却到室 温，冷却速度不小于5℃每小时。

公开号为US20090242088A，公开日为2009年10月1日，名称为“具有 优良的涂漆烘烤淬透性及优异的室温时效的铝合金板及其制造方法”的美国专 利文献公开一种铝合金材料，该铝合金材料中的各化学元素的质量百分含量： Mg：0.4-1.0wt.％，Si：0.4-1.5wt.％，Mn：0.01-0.5wt.％，Cu：0.001-1.0wt.％， 余量为Al和微量残余元素。控制Si/Mg比大于1.0，而且在固溶处理中淬火冷 却速度不小于10℃/s。初级时效处理时再加热到90-130℃，然后以0.5-5℃/每 小时的速度冷却下来。该美国专利文献也仅关注了合金元素成分和初级时效处 理工艺，以0.5-5℃每小时的冷却速度会大大地增加材料制备加工的周期。

发明内容

本发明的目的在于提供一种具有长时间自然时效稳定性的Al-Mg-Si系铝 合金材料，其具有较高的强度及优良的自然时效稳定性。经过长时间自然时效 后，铝合金材料的屈服强度、抗拉强度及延伸率等各项综合性能的稳定性好。

为了实现上述目的，本发明提出了一种具有长时间自然时效稳定性的 Al-Mg-Si系铝合金材料，其化学元素质量百分比含量为：

0.3％≤Mg≤0.6％；

0.8％≤Si≤1.2％；

0.05％≤Mn≤0.15％；

0＜Cu≤0.03％；

0＜Fe≤0.12％；

0＜Ti≤0.05％；

0.05％≤Ca≤0.15％和0.05％≤Sr≤0.15％的至少其中之一；

其余为Al和其他不可避免杂质。

本发明所述的具有长时间自然时效稳定性的Al-Mg-Si系铝合金材料中的 各化学元素的设计原理为：

Mg、Si：Mg和Si是Al-Mg-Si系铝合金材料添加的主要合金元素，是形 成Mg-Si系金属间化合物的关键元素。由于Si的原子半径比Al原子小，而 Mg的原子半径比Al原子大，同时Mg和Si元素之间混合焓的负值较大，Mg 原子和Si原子能够形成稳定的原子间结合，在变形过程中可以形成纳米团簇 和/或规则G.P区，在后续喷漆后的烘烤处理过程中可以发展成纳米级的析出 物，从而使得该铝合金材料具有更高的强度。经固溶处理后，Mg、Si原子会 固溶在基体中，在之后的自然时效、低温人工时效或烘烤处理中偏聚长大并 析出，有助于铝合金材料强度的提升。发明人通过大量研究和试验发现，相 对于Mg含量，Si含量的适度富余有助于令铝合金材料具备更为优异的烘烤硬 化效应，故而，希望将Si/Mg的质量百分比含量之比控制在不小于1.2，但 是，在此基础上，Si的含量不宜超过1.2wt％，否则铝合金材料会在铸造中凝 固析出的结晶物会粗大化，将会恶化铝合金材料的成形性能。另外，为了获 得良好的烘烤硬化效果，Mg含量不能小于0.3wt.％；另一方面，如果Mg含量 超过0.6wt.％，容易在材料表面出现拉伸应变痕。因此，在本发明所述的具有 长时间自然时效稳定性的Al-Mg-Si系铝合金材料中的Mg含量为： 0.3-0.6wt.％，Si含量为：0.8-1.2wt.％。

Mn：Mn在均热化处理中生成弥散颗粒，这个颗粒可以妨碍再结晶后的 晶粒长大，以起到细化晶粒的效果。同时，该颗粒能够溶解杂质铁，以形成 Al₆(FeMn)，减少铁的有害作用。但是，若Mn含量超过0.15wt.％，容易生成 粗大的树枝状AlFeSiMn系金属间化合物，从而会严重恶化铝合金材料的包边 性能。为此，对于本发明所述的铝合金材料来说，应该将Mn的质量百分比含 量控制为：0.05-0.15wt.％。

Cu：Cu在铝合金材料中固溶，在时效过程中，Cu元素形成Q'相析出(Q' 相为一种沿着铝基体<001>_Al方向生长的板条状的析出相)，以有效地提高材 料的烘烤硬化性能。不过，Cu易于在晶界聚集，会显著地降低材料的耐腐蚀 性能和成形性能。基于本发明的技术方案，可以在铝合金材料中添加一定含 量的Cu，并需要将Cu含量的上限设定为0.03wt.％。

Fe：Fe作为基体金属杂质存在于铝合金材料中的，需要控制得越低越 好。在铸造凝固过程中与Mn、Si一起以片层状的Al₆(FeMn)和Al₁₂(FeMn)₃Si 金属间化合物形式析出，热轧卷取后以该结晶物为形核点进行再结晶，得到 微细的再结晶晶粒。当Fe含量超过0.12wt.％就会引起粗大的树枝状金属间化 合物，且一旦片层厚度大于0.5μm时，更易造成材料强度和成形性的劣化。 为此，在本发明的具有长时间自然时效稳定性的Al-Mg-Si系铝合金材料中， 需要将Fe元素的含量控制为：0＜Fe≤0.12wt.％。

Ti：Ti是良好的铸锭细化剂。微细化后的铸锭的晶粒，能够有效地提高 材料的成形性。可是，倘若Ti含量超过0.05wt.％，就会形成粗大的结晶物反 而会劣化材料的成形性。因此，Ti的含量以不超过0.05wt.％为最佳。

Ca、Sr：Ca和Sr的原子半径均大于Al，Ca、Sr原子和Al原子混合焓的 负值分别是Al-Si原子混合焓的10倍和8倍，Ca、Sr原子和Si原子的混合焓 的负值分别是Mg-Si原子混合焓的3.4倍和3.2倍。在热变形或时效时易于形 成稳定态，然而，过量的Ca和Sr容易形成块状的金属间化合物如Al₂Ca、 Al₄Ca、Al₂Sr、Al₄Sr，这些化合物会恶化铝合金材料的综合性能。为了保证 有效的固溶和析出，在本发明的技术方案中需要添加0.05-0.15wt.％的Ca或者 0.05-0.15wt.％的Sr。需要说明的是，这两种元素既可以同时添加，也可以只添 加其中一种。

基于本发明的技术方案，在Al-Mg-Si系铝合金材料的基础上适当添加上 述微量、廉价的合金元素，以提高铝合金材料的强度，优化现有的铝合金材 料的化学成分。

需要说明的是，本发明所述的Al-Mg-Si系铝合金材料在确保以上各项化 学元素含量在上述限定的范围的情况下，可以大量使用再生铝或废铝，以提 高资源的循环利用。

进一步地，本发明所述的具有长时间自然时效稳定性的Al-Mg-Si系铝合 金材料中的其他不可避免的杂质总量控制为≤0.15％。

除了上述化学元素成分和Al元素之外，本发明的铝合金材料中还含有其 他不可避免的杂质，例如，Cr、Zn等。为了避免这些杂质影响本发明的铝合 金材料的综合性能，需要对其总量进行控制，即其总量不得超过0.15wt.％。

进一步地，本发明所述的具有长时间自然时效稳定性的Al-Mg-Si系铝合 金材料的微观组织包括α(Al)固溶体以及细小的析出相，该析出相在形态上包 括纳米团簇、规则G.P区和纳米颗粒。

其中，数个到数百个原子偏聚在一起，形成的纳米尺度的超微粒子称之为 纳米团簇。团簇是介于原子、分子与宏观固体物质之间的物质结构的新层次， 是各种物质由原子向大块物质转变的过渡状态。较之于块体材料和原子，纳米 团簇具有完全不同的物理和化学性能，并且其性能随着尺寸变化具有显著变化 的特征，其表面能非常高，且表现出量子效应特性。规则G.P区是指合金固溶 体中形成的过渡组织形态，具体来说是指溶质原子的富集区，规则G.P区的晶 体结构与基体相同。例如该铝合金中，Cu等溶质原子集中在Al晶格的{100} 面上，形成的规则G.P区中的成分w_Cu约为90％，其形状为圆盘形，直径5nm (室温)-60nm(150℃)，厚度<1nm。高温下时效时，规则G.P区的直径急 剧长大，Cu原子和Al原子逐渐形成规则的排列，即形成正方有序化结构。纳 米颗粒则是指纳米尺寸的析出物。

更进一步地，上述析出相在成分上包括：AlMgSi、AlCaSi、AlSrSi、 AlMnSi、AlMgSiCa、和AlMgSiSr的至少其中之一。

在本发明所述的Al-Mg-Si系铝合金材料中包括Mg、Si、Mn、Cu、Fe、 Ti及Ca(或Sr)，通过对于前述添加的合金化元素的热力学计算后所获得的 结果，可知Ca、Mn、Sr与Al、Si元素之间也具有很好的匹配关系。Ca、 Mn、Sr的原子半径均大于Al原子，Si的原子半径小于Al原子，同时Ca-Al、 Sr-Al、Al-Mn、Ca-Si、Sr-Si、Sr-Mn原子间的混合焓的负值比较大，因此， 可以形成更为稳定的纳米团簇、规则G.P区和纳米颗粒，以使得铝合金材料经 过长时间自然时效后仍具有良好的强度稳定性。由于上述多种元素的添加， 故而，析出相在成分上至少包括：AlMgSi、AlCaSi、AlSrSi、AlMnSi、 AlMgSiCa、和AlMgSiSr的至少其中之一。析出相形成了多种细小强化相的复 合组织，其兼具较好的强化效果和热稳定性，有利于保证铝合金材料兼具良 好的自然时效稳定性和综合力学性能。

更进一步地，上述α(Al)固溶体的平均晶粒尺寸在15μm以下。

晶粒细化不仅能提高材料的加工塑性，还能提高其强度和抗凹性能，从 而令材料获得更为优良的力学性能。本发明所述的铝合金材料种的α(Al)固 溶体晶粒尺寸细小且尺寸大小均匀，以使得铝合金材料具有更高的强度。

更进一步地，上述析出相的等效圆直径在1μm以下。等效圆直径是指一 不规则的几何形状，与其面积相同的圆形的直径。

更进一步地，上述析出相占微观组织的面积比率约为0.5～5.0％。

本发明的另一目的在于提供一种铝合金板，该铝合金板具有较高的强度、 优异的烘烤硬化性、优良的表面性能及优异的加工性能。经过长时间自然时效 后，该铝合金板的屈服强度、抗拉强度及延伸率等各项力学性能稳定。该铝合 金板适合用于汽车内外板和结构件等零部件的制造。

为了达到上述目的，本发明所提供的铝合金板是由上文所提及的具有长时 间自然时效稳定性的Al-Mg-Si系铝合金材料制造而得到的。

相应地，本发明还提供了上述铝合金板的制造方法，该制造方法包括步骤： 熔炼、铸造、均质化热处理、铣面、轧制、在线固溶处理和在线时效预处理。

基于本发明的技术方案，在轧制步骤前需要进行均质化热处理，其目的在 于铝合金板内的微观组织均质化，即令板材中的合金元素和粗大的化合物充分 固溶，以避免铸锭组织中的晶粒内的偏析。

铣面步骤在均质化热处理步骤之后，对铸坯进行铣面的深度以确保表面缺 陷不留存于待轧制的铸坯上。

进一步地，在本发明所述的铝合金板的制造方法中，在上述在线固溶处理 步骤中，将铝合金板以80～120℃/s的加热速度加热到500～560℃，保温5s～15s， 然后以30～150℃/s的冷却速度冷却到20～60℃。

在线固溶处理步骤是本发明所述的铝合金板的制造方法的一个关键工艺， 其目的在于令Mg、Si、Ca(或Sr)原子尽可能多地固溶，以确保成形后板材 的烘烤硬化性能。加热温度不低于500℃，但是，若温度超过560℃，则共晶 熔融将导致板材的延伸率下降，并且使得板材表面性能劣化。铝合金板的加热 速度为80～120℃/s，达到指定范围温度后(即500～560℃)，保温时间5s～15s， 然后以30～150℃/s的冷却速度冷却到20～60℃。

在此，可以通过调节轧制速率或调节产线长度来实现达到以上保温时间。 加热方式也可以采取多种方式，例如，感应加热或加热炉加热。相较于电阻加 热炉，以感应加热方式加热板材的加热效率高，预热时间短，生产效率提高， 缩短生产时间。

更进一步地，在本发明所述的铝合金板的制造方法中，在上述在线固溶处 理步骤中，以30～150℃/s的冷却速度水冷到20～60℃。

基于本发明的技术方案，在线固溶处理步骤中的冷却方式可以采用空冷、 风冷或水冷。优选地，采用水冷方式，以30～150℃/s的冷却速度冷却到20～60 ℃。

更进一步地，在本发明所述的铝合金板的制造方法中，在上述在线固溶处 理步骤中，将铝合金板以80～120℃/s的加热速度加热到500～520℃。

进一步地，在本发明所述的铝合金板的制造方法中，在上述在线时效预处 理步骤中，将铝合金板以10～100℃/s的加热速度加热到85～120℃，保温5s～15s， 然后以30～150℃/s的冷却速度冷却到20～60℃。

在此，也可以通过调节轧制速率或调节产线长度适当保温。加热方式也可 以采取多种方式，例如，感应加热或加热炉加热。优选采用感应加热装置，以 提高加热效率，缩短加热时间。

更进一步地，在本发明所述的铝合金板的制造方法中，在上述在线时效预 处理步骤中，以30～150℃/s的冷却速度水冷到20～60℃。

基于本发明的技术方案，在线时效预处理步骤中的冷却方式可以采用空 冷、风冷或水冷。优选地，采用水冷方式，以30～150℃/s的冷却速度冷却到 20～60℃。

进一步地，在本发明所述的铝合金板的制造方法中，在上述铸造步骤中， 采用半连续铸造法制造出铸坯，以110～500℃/min的冷却速度从液相线温度冷 却到固相线温度，以控制板材中的成分偏析，并抑制粗大结晶物的生成。

进一步地，在本发明所述的铝合金板的制造方法中，在上述均质化热处理 步骤中，热处理温度为500～580℃，热处理时间6～12小时；然后以30～100℃/h 的冷却速度冷却至室温。

在均质化热处理步骤中，当热处理温度低于500℃时，则不能充分地消除 晶粒内的偏析，这些偏析将作为破坏的起点而降低板材的拉伸翻边性及弯曲加 工性；当热处理温度高于580℃时，则铸坯局部性会再次熔融，铝合金板材的 表面性能便会发生恶化。

更进一步地，在本发明所述的铝合金板的制造方法中，在上述均质化热处 理步骤中，热处理温度为530～550℃。

在本发明的技术方案中，根据铸坯的尺寸大小，将热处理温度优选设定为： 530℃～550℃。

进一步地，在本发明所述的铝合金板的制造方法中，上述轧制步骤包括热 轧和冷轧。为了能够获得更加细小的晶粒或者微细的微观组织，以进一步提高 铝合金材料的可冲压性能和强度，通常采用热轧加工工艺细化晶粒。铝合金材 料可以通过热加工过程中的动态回复而形成等轴晶粒。轧制的道次压下率大小 会对变形组织产生明显影响：在再结晶温度以下轧制，变形组织不会发生明显 回复和再结晶，随着道次压下率的增加，再结晶发生的几率也会增加。在热轧 变形过程中，在上述铸造步骤中所形成的粗大晶粒逐渐得到破碎细化，使得铝 合金板的综合力学性能得到进一步提高。但是，为了减小变形抗力、控制变形 后金相组织形貌，也需要适度控制道次压下率大小。由于变形温度和加工硬化 效应等因素的影响，热轧过程材料变形性能好、压下率可以增大，以提高轧制 加工效率和组织细化程度，因此本发明将热轧压下率设计为75～95％。

同时，冷轧压下率越高，其应变畸变能越高，以使得后续的在线固溶处理 步骤中的再结晶组织的晶粒越细小，从而令板材的表面性能越好；但冷轧过程 温度低，材料塑形较差，压下量较热轧偏小。因此，需要将冷轧压下率控制为 60～90％。

进一步地，在本发明所述的铝合金板的制造方法中，上述热轧的开轧温度 为420～480℃，终轧温度为300～360℃。

热轧的终轧温度不超过360℃是为了抑制粗大的再结晶晶粒的生成，同时 一旦热轧的终轧温度低于300℃，则轧制变形抗力大，且再结晶进行不充分， 板材内残存轧制组织，进而影响后续的冷轧工序。

由于铝合金板坯锭的初始组织对铝合金板的变形加工性能和变形后力学 性能会产生明显的影响。现有技术中在轧制步骤前通常采用的常规保温加热方 法，该保温加热方法一般需要较长时间，预热速度较慢、效率较低，而且在保 温过程中材料中的纳米团簇或规则G.P区通常会析出、甚至长大粗化，进而在 加工过程中恶化铝合金板材的加工性能和变形性能。较之于现有技术中所采用 的常规保温加热方法，本发明的技术方案是通过控制变形前后的板材中的组织 析出程度来更好地控制析出物的尺寸和分布，这对于提高板材的综合性能具有 重要意义。基于本发明的技术方案，在冷轧后通过在线固溶处理和在线时效预 处理，细化组织中的晶粒，以获得综合性能更为优异的铝合金板材。

本发明所述的具有长时间自然时效稳定性的Al-Mg-Si系铝合金材料具有 较高的强度和良好的自然时效稳定性。经过长时间自然时效后，本发明的铝合 金材料仍具有优良的强度稳定性。此外，较之于现有技术的铝合金材料，本发 明所述的铝合金材料的各项综合性能更为优化。

另外，本发明所述的具有长时间自然时效稳定性的Al-Mg-Si系铝合金材 料中仅添加种类较少的微量合金元素，合金效果好，生产成本低。

本发明所述的铝合金板具有较高的强度，优异的自然时效稳定性，优良的 表面性能，良好的加工性能和较好的烘烤硬化性。该铝合金板适合用于汽车内 外板和结构件等零部件的生产制造。

通过本发明所述的铝合金板的制造方法能够生产获得强度高，自然时效稳 定性优异，表面性能优良，加工性能良好且烘烤硬化性好的铝合金板。

由于本发明所述的铝合金板的制造方法采用了在线固溶处理步骤和在线 时效预处理步骤，因此，加工效率显著提高，单位时间内产量增加，降低了生 产成本。同时，在线处理工艺减少了中间环节、减少了人为因素对于制造过程 的影响，提高了铝合金板产品质量的一致性和稳定性，大大地节省了生产时间。

附图说明

图1为实现本发明所述的铝合金板的制造方法中的轧制、在线固溶处理和 在线时效预处理步骤的轧机设备的结构示意图。

图2为实施例A1中的铝合金板的微观组织图。

具体实施方式

下面将结合附图说明和具体的实施例对本发明所述的具有长时间自然时 效稳定性的Al-Mg-Si系铝合金材料、铝合金板及其制造方法做进一步的解释 和说明，然而，该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

图1显示了实现以下制造方法中的轧制、在线固溶处理和在线时效预处理 步骤的轧机设备的结构。

如图1所示，该轧机设备沿板坯的行进方向X依次设置有：左卷取机11， 右转向辊12，轧机支承辊13，轧机工作辊14，第一在线感应加热装置15a， 第一水冷装置16a，第一风冷装置17a，第二在线感应加热装置15b，第二水冷 装置16b，第二风冷装置17b和右卷取机18。该轧机设备可以解决铝合金板在 现有设备上的在线固溶处理和在线时效预处理问题，减少了中间环节，减少了 人为因素对于生产进程的影响，提升了产品质量，大幅度节省了工业化生产时 间，能够实现规模化的工业生产。但是需要说明的是，该设备并不是实施本技 术方案的唯一设备，该设备也不作为对本技术方案的限定。

参见图1，按照下述步骤制造实施例A1-A8和对比例B1-B2中的铝合金板 (各实施例中的具体工艺参数列于表2中)：

1)熔炼：以常规熔炼方法在熔融铝水中加入中间合金和细化剂，并控制 各化学元素的质量百分比配比如表1所示；

2)铸造：采用半连续铸造法制造出铸坯，以110-500℃/min的冷却速度从 液相线温度(约720℃)快速冷却到固相线温度，以获得直径为100mm 铸锭；

3)均质化热处理：采用电阻加热炉预热，热处理温度为500～580℃，热 处理时间6～12小时；然后以30～100℃/h的平均冷却速度冷却至室温；

4)铣面：将铸坯进行铣面，确保表面无缺陷；

5)轧制：

5i)热轧：开轧温度为420～480℃，终轧温度为300～360℃，总道次压 下率75～95％，以获得厚度为4-10mm的热轧板，通过左卷取机11将板坯 卷取成卷待冷轧；

5ii)冷轧：右转向辊12将板坯输送至工作辊处，通过轧机工作辊14 轧制板坯，冷轧压下率为60～90％，以获得厚度为1mm的冷轧板坯；

6)在线固溶处理：通过第一在线感应加热装置15a将铝合金板以80～120 ℃/s的加热速度加热到500～560℃，保温5s～15s，然后以30～150℃/s 的冷却速度，通过第一水冷装置16a水冷冷却到20～60℃；

7)在线时效预处理：通过第二在线感应加热装置15b将铝合金板以 10～100℃/s的加热速度加热到85～120℃，保温5s～15s，然后以30～150 ℃/s的冷却速度，通过第二水冷装置16b水冷冷却到20～60℃；

8)卷取：通过右卷取机18将板坯卷取成卷。

需要说明的是，第一风冷装置17a和第二风冷装置17b可以作为辅助冷却 装置，以更加快速地将板坯冷却到上述限定范围之内。

表1列出了实施例A1-A8和对比例B1-B2的铝合金板中的各化学元素的 质量百分比含量。

表1.(wt.％，余量为Al和其他不可避免的杂质)

序号 Mg Si Mn Cu Fe Ti Ca Sr A1 0.35 1.05 0.05 0.01 0.11 0.03 0.09 - A2 0.35 0.95 0.11 0.03 0.09 0.02 0.12 - A3 0.58 1.19 0.08 0.02 0.10 0.01 0.05 - A4 0.53 1.02 0.15 0.01 0.08 0.02 0.15 - A5 0.31 1.05 0.10 0.02 0.08 0.03 - 0.09 A6 0.35 0.81 0.09 0.01 0.10 0.01 - 0.15 A7 0.53 1.06 0.09 0.03 0.08 0.02 - 0.05 A8 0.55 1.02 0.08 0.02 0.09 0.02 0.07 0.08 B1 0.35 1.03 0.08 0.03 0.10 0.01 - - B2 0.60 0.98 0.09 0.02 0.11 0.02 - -

表2列出了实施例A1-A8和对比例B1-B2的铝合金板的制造方法的工艺 参数。

表2.

将实施例A1-A8和对比例B1-B2中的铝合金板在室温中分别保持7天、 30天和120天的自然时效，通过检测这些铝合金板的力学性能来评估其自然时 效的稳定性。按照ASTM标准测试力学性能，检测项目包括0.2％屈服强度、 抗拉强度、总延伸率。分别测试自然时效后铝合金板的单向拉伸性能(T4态) 和烘烤硬化后性能(T8态)。其中，烘烤硬化后性能的测试条件是在预拉伸2％ 条件下，加热到185℃并烘烤20分钟，测试0.2％屈服强度的变化，其增长值 为BH2。测试结果均列于表3中。

表3列出了实施例A1-A8和对比例B1-B2中的铝合金板经自然时效后的 各项力学性能参数。

表3.

由表3可以看出，较之于未添加Ca或Sr元素的对比例B1和B2，本案实 施例A1-A8中的铝合金板未烘烤前经过长时间自然时效后的单向拉伸性能(屈 服强度YS和抗拉强度TS)更为稳定，屈服强度波动比较小，BH2值也较为 稳定。与此同时，实施例A1-A8中的铝合金板的强度均高于对比例B1和B2 中的铝合金板的强度，延伸率也并未发生明显的衰减，表现出其优异的自然时 效稳定性和优良的综合力学性能。

图2显示的是实施例A1中铝合金板在高倍透射电镜观察下的微观组织。 从图2可以看出，该铝合金板在室温下放置120天后，板材中的微观组织包括 α(Al)固溶体以及细小的析出相，其中，α(Al)固溶体的晶粒尺寸细小且尺寸 大小均匀，其平均晶粒尺寸在15μm以下。同时，细小的析出相的等效圆直 径均不超过1μm，并且析出相约占微观组织的面积比率在1.5％左右。

需要说明的是，本发明的技术方案通过合理的成分设计结合在线固溶处理 工艺+在线时效预处理工艺来获得强度高，自然时效稳定性优异，表面性能优 良，加工性能良好且烘烤硬化性好的铝合金板。

需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于 以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开 的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。