CN119392058A - 一种高成形性铝合金板材双梯度组织耦合分布调控方法 - Google Patents
一种高成形性铝合金板材双梯度组织耦合分布调控方法 Download PDFInfo
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Abstract
一种高成形性铝合金板材双梯度组织耦合分布调控方法，属于铝合金领域。方法包括：配制合金，非真空中频感应炉熔炼合金，并将其浇铸在水冷钢模内冷却；随后进行短时高温热处理+大变形量热轧变形+双级高温热处理；随后顺序进行一次小变形量冷轧+低温短时退火+二次小变形量冷轧+低温短时退火+三次小变形量冷轧+低温短时退火+四次小变形量冷轧至最终厚度；然后进行高温短时固溶淬火+双级预时效调控可使板材形成双梯度组织耦合分布特征，并具有高成形性特性；本发明非常适合应用于汽车车身结构用铝合金材料的加工和生产，以及对铝合金板材组织特征以及冲压成形性能等有特定要求的其它铝合金材料生产企业使用。
Description
技术领域
本发明属于铝合金技术领域，特别针对车身结构件用铝合金板材室温冲压成形性能仍然不够高，以及汽车领域对这一性能要求不断提升的应用现状，提出一种可工业化应用的提高A l-Zn-Mg-Cu-Fe-Mn系合金室温冲压成形性能的调控方法，该种调控方法可有效控制合金内原生富铁相、沉淀相和溶质元素耦合分布特征，形成对合金室温冲压成形性能有显著促进作用的双梯度组织耦合分布特征。
背景技术
随着汽车工业化的快速发展和国民生活水平的不断提高，汽车保有量大幅增加，随之而来的能源消耗和环境污染问题不容忽视。汽车轻量化是实现节能减排的有效途径之一，已逐渐成为汽车工业发展的重要趋势。铝合金由于重量轻、耐蚀、比强度高、易加工和可回收等系列优点，已经成为汽车轻量化的关键材料。目前，应用在汽车车身内外板的铝合金主要有可热处理强化的6xxx系及不可热处理强化的5xxx系铝合金。其中，5xxx系铝合金具有良好的成形性和较高的耐蚀性，但冲压成形后表面质量较差，常用于汽车内板制造。6xxx系铝合金综合性能优良，兼具中高强度、较好的成形性和烤漆硬化能力，主要用于车身外板制造。7xxx系铝合金兼具有高强度和高韧性，以往主要被广泛应用于航空航天领域。现阶段，钢材仍为汽车结构件的主要材料，除了钢的密度大导致车身加重，还有一个突出问题是钢-铝异种连接存在诸多问题。如，冶金连接产生的Fe-A l脆性金属间化合物会严重破坏焊缝的强度和耐久性；机械连接也存在一些问题，主要是由于异质材料力学性能不同而导致的密封不足和接头开裂；此外还存在异质金属间腐蚀问题等。传统5xxx和6xxx系铝合金作为车身结构件仍然存在强度不足等问题，因此，非常有必要通过使用更高强度的A l-Zn-Mg-Cu系合金代替钢结构件来解决上述问题。但是目前该系合金在汽车中的应用仅限于一些对成形性要求较低的零部件的制造，研究表明，影响其在车身结构件上广泛应用的关键问题在于A l-Zn-Mg-Cu合金板材成形性和耐蚀性较差，而且生产成本较高。可见，如何使Al-Zn-Mg-Cu合金板材兼具高强度、高成形性，良好的耐蚀性和低的生产成本是其在汽车领域应用的关键。近期，已有大量研究表明，热成形或温成形均可促进该系铝合金板材的成形性能，但是成形工艺复杂，生产成本较高，而且温、热成形时很容易导致沉淀相粗化进而使得合金板材强度降低，这非常不利于该系合金在车身结构件上的广泛应用。由此可见，为了更好满足实际应用需求，急需通过成分设计、工艺调控提高该系合金板材的室温冲压成形性能，这对于快速推进汽车轻量化进程以及高强度7xxx系铝合金材料在车身结构件上的广泛应用具有重要意义。
发明内容
本发明为了更好满足汽车轻量化对高性能铝合金板材的迫切需求，针对传统A l-Zn-Mg-Cu系合金板材冲压成形性能欠佳等问题，提出一种有效提高低成本A l-Zn-Mg-Cu-Fe-Mn系合金板材室温冲压成形性能的双梯度组织耦合分布调控方法。本发明充分利用回收铝或普铝普遍含有较高含量的溶质元素Fe，通过控制熔铸过程，进而在合金基体内不仅可以固溶一定量的溶质元素Zn、Mg、Fe和Cu元素等，而且晶粒内部也可形成溶质元素Zn、Mg、Cu、Fe和Mn的梯度分布特征，即从晶界向晶内溶质元素浓度逐渐降低而呈梯度特征。随后通过热加工过程调控可进一步对溶质元素分布特征进行多过程精准调控，如短时低温热处理调控可对铸态组织进行适当优化，随后对其进行高温热轧变形，原来的溶质元素梯度分布特征可以进一步遗传到热轧态；此时，如果对其进行双级热处理调控，即第一级使得梯度溶质元素析出不同尺度的沉淀相(包括富铁相和Mg-Zn-Cu沉淀相等)，然后再利用第二级高温热处理不仅可对Mg-Zn-Cu沉淀相回溶和扩散进行精准调控，因为所形成的不同尺度沉淀相可发生不同程度的回溶和扩散，从而构筑出不同的软微区和硬微区耦合分布特征，同时第二级高温热处理调控还可进一步析出细小富铁相粒子；随后对其进行冷轧和中间退火还可对其分布做进一步的优化调控；在此基础上，经后续高温固溶和预时效调控就可以在微区内形成不同梯度分布特征的沉淀相(包括富铁相和Mg-Zn-Cu沉淀相)；合金基体一旦能够构筑出此种梯度组织特征，由于微区内同时存在软微区和硬微区，合金变形过程中可以表现出优异的协调变形能力，从而可以显著提高合金板材的室温冲压成形性能。除此之外，如果对双级高温热处理调控之后的冷轧和中间退火过程同样进行优化设计，即多次反复的小变形冷轧变形+低温短时退火处理，那么合金板材由于变形量较小，合金板材仅在表层产生大量的应变储能，那么在低温短时退火过程中就可以在表层析出一定量的纳米沉淀相(包括富铁相和沉淀相)，经过多次反复的此种小变形冷轧变形+低温短时退火处理，合金从表层到心部的沉淀相(包括富铁相和沉淀相)就可呈梯度分布特征，同时其尺寸较为细小。那么此种梯度分布特征在后续高温固溶过程中就可以与粗大富铁相协同作用有效影响再结晶过程，即粗大富铁相有效刺激再结晶形核，而梯度细小沉淀相就可以有效阻碍再结晶晶粒快速长大，进而可以使得合金板材显微组织得到更进一步有效调控，促进合金板材室温冲压成形性能提高。由此可见，最终基于板材表层至心部的梯度组织以及微区内的沉淀相梯度组织分布耦合调控，必然可以使得A l-Zn-Mg-Cu-Fe-Mn系合金板材室温冲压成形性能获大幅度提高。
根据本发明的第一方面，提供一种高成形性铝合金板材双梯度组织耦合分布调控方法，所述铝合金为A l-Zn-Mg-Cu-Fe-Mn系合金，化学成分及其质量百分比含量为：Zn：5.0-7.0wt％，Mg：1.0-2.0wt％，Cu：1.5-2.5wt％，Fe：0.1-0.5wt％，Mn：0.05-0.3wt％，Ni：0.02-0.07wt％，T i：0.02-0.3wt％，Cr:0.01-0.04wt％，S i:0.01-0.05wt％，余量为A l；
其特征在于采用如下技术路线：
(1)利用回收铝或普铝配制高成形性A l-Zn-Mg-Cu-Fe-Mn系合金，然后在非真空下利用中频感应熔炼合金，并将其浇铸在水冷钢模具内，控制冷却速率大于30℃/min使得合金晶粒尺寸、溶质元素偏聚和原生相分布满足后续调控要求；
(2)根据铸态组织，对铸锭进行短时高温热处理，温度400-440℃，升温速率22-35℃/min，处理时间0.5-3h；然后将高温热处理的铸锭直接进行大变形量热轧变形处理，热轧变形量80-98％；
(3)随后对热轧板材进行二次双级高温热处理调控合金富铁相、沉淀相和溶质元素分布特征，第一级热处理温度390-430℃，升温速率22-35℃/min，处理时间1-30h，第二级温度430-500℃，升温速率22-35℃/min，处理时间0.5-30h；
(4)随后对二次双级高温热处理调控的合金板材顺序进行四次小变形量冷轧变形处理和三次低温短时退火处理，四次小变形量均为15-40％、三次低温短时退火处理的退火温度均为380-440℃，退火时间均为10min-240min；
(5)随后对第四次小变形量冷轧变形处理合金板材进行高温短时固溶处理：固溶温度470-500℃，随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度淬火冷却到室温，将淬火态试样在1min内转移到时效炉内进行双级等温预时效处理，第一级温度60-120℃，第二级温度20-60℃，合金板材在室温状态下可表现出优异的冲压成形性能。
基于上述双梯度组织耦合分布调控，就可保证所开发的合金板材具有优异的室温冲压成形性能。
进一步地，步骤(1)中，在非真空下利用中频感应熔炼合金工艺为：首先将回收铝或普铝全部加入坩埚并熔化，温度控制在780～880℃，然后分别添加A l-20wt％Fe，A l-10wt％Mn，A l-10wt％T i，A l-5wt％Cr，A l-20wt％Si中间合金，待熔化后再添加A l-50wt％Cu中间合金，然后大功率搅拌熔体10min，随后再添加所需含量的纯N i到熔体内并用大功率搅拌熔体10min，然后将合金熔体温度控制在720℃以上，分别添加纯Zn和纯Mg，添加纯Mg时用石墨钟罩将其压入熔体底部，待其彻底溶化后取出钟罩，调控中频感应炉功率使合金熔体温度重新稳定在740℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；然后将熔体温度降至720℃时加入A l-5wt％T i-1wt％B晶粒细化剂并进行适当搅拌，最后在此温度720℃保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内，控制冷却速率大于30℃/min。
进一步地，步骤(2)中，对铸锭进行短时高温热处理，温度400-435℃，升温速率22-35℃/min，时间0.5-2.5h；然后将高温热处理的铸锭直接进行大变形量热轧变形处理，热轧变形量80-98％，道次变形量5-20％，终轧温度大于280℃，单向轧制。
进一步地，步骤(3)中，对热轧板材进行二次双级高温热处理调控合金富铁相、沉淀相和溶质元素分布特征，第一级热处理温度390-430℃，升温速率22-35℃/min，处理时间1-30h，第二级温度430-500℃，升温速率22-35℃/min，处理时间0.5-30h,降温速率大于100℃/min。
进一步地，步骤(4)中，对二次双级高温热处理调控的合金板材顺序进行的四次小变形量冷轧变形处理和三次低温短时退火处理，变形量均为15-40％，道次变形量均为2-7％，均为单向轧制；三次低温短时退火处理升温速率均大于100℃/min，升温温度均为390-440℃，退火处理时间均为10min-240min，随后均以降温速率大于50℃/s降温至室温。
进一步地，步骤(5)中，对第四次小变形量冷轧变形处理后的合金板材进行高温短时固溶处理：固溶温度470-500℃，升温速率大于150℃/min,随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度淬火冷却到室温，固溶后淬火降温速率大于100℃/s，将淬火态试样在1min内转移到时效炉内进行双级等温预时效处理，第一级温度70-120℃/1-12h，第二级温度20-60℃/5-100h，合金板材在室温状态下可表现出优异的冲压成形性能。
本发明所开发高成形性A l-Zn-Mg-Cu-Fe-Mn系合金板材非常适合在汽车零部件生产中应用，特别是适合对室温冲压成形性能等均有较高要求复杂形状零部件的制造。
本发明的有益效果：
通过采用上述的技术方案，本发明具有如下优越性：本发明不仅可以使得新型Al-Zn-Mg-Cu系合金板材具有较低的生产成本，而且经热加工多过程协同调控后，形成合适的双梯度组织耦合分布特征，可使合金板材具有优异的室温冲压成形性能。本发明双梯度组织耦合分布调控方法可显著提高合金板材的室温冲压成形性能，这对于该系铝合金板材的进一步广泛应用具有重要推动作用。本发明非常适合应用于汽车车身结构用铝合金材料的加工和生产，以及对铝合金板材组织特征以及冲压成形性能等有特定要求的其它铝合金材料生产企业使用，当然也适合应用于对其它系列铝合金材料组织和综合性能有较高要求的其它技术行业。
附图说明
图1一种高成形性铝合金板材双梯度组织耦合分布调控方法流程图；
图2实施例1中1#合金第二次低温短时退火后细小弥散粒子梯度分布TEM表征结果；
图3实施例1中1#合金第三次低温短时退火后细小弥散粒子梯度分布TEM表征结果；
图4实施例1中1#合金第四次小变形量冷轧变形后多尺度弥散粒子SEM表征结果；
图5实施例1中1#合金第四次小变形量冷轧变形后细小弥散粒子梯度分布SEM表征结果；
图6实施例1中双级预时效调控1#合金后显微组织EBSD表征结果；
图7实施例1中双级预时效调控1#合金软微区与硬微区耦合分布硬度矩阵表征结果。
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。
本发明针对汽车车身结构件用高强度A l-Zn-Mg-Cu系合金板材室温冲压成形性能仍然有待进一步提高，以及生产成本急需大幅降低的研究和应用现状，提出一种基于双梯度组织耦合调控方法，即，通过优化Zn、Mg、Cu、Fe和Mn含量及其搭配关系，然后通过控制熔铸过程，合金基体内不仅可以固溶一定量的溶质元素Zn、Mg、Fe和Cu等元素，而且晶粒内部也可形成溶质元素Zn、Mg、Cu、Fe和Mn的梯度分布特征，即从晶界向晶内溶质元素浓度逐渐降低的分布特征。随后通过热加工多过程可进一步对溶质元素分布特征进行优化调控，如短时低温热处理可对铸态组织进行适当优化调控，随后对其进行高温热轧变形，原来的溶质元素梯度分布特征可以进一步遗传到热轧态；此时，如果对其进行双级热处理调控，即第一级使得梯度溶质元素析出不同尺度的沉淀相(包括富铁相和Mg-Zn-Cu沉淀相等)，然后再利用第二级高温热处理对Mg-Zn-Cu沉淀相回溶和扩散进行精准调控，那么所形成的不同尺度沉淀相就可发生不同程度的回溶和扩散，从而构筑出不同的软微区和硬微区耦合分布特征；随后对其进行冷轧和中间退火还可对其分布做进一步的优化调控；在此基础上，经后续高温固溶和预时效调控就可以在微区内形成不同梯度分布特征的沉淀相(包括富铁相和Mg-Zn-Cu沉淀相)；合金基体一旦能够构筑出此种梯度组织特征，由于微区内同时存在软微区和硬微区，合金变形过程中可以表现出优异的协调变形能力，从而可以显著提高合金板材的室温冲压成形性能。除此之外，如果对双级高温热处理调控之后的冷轧和中间退火过程同样进行有效调控，即采用多次反复的小变形冷轧变形+低温短时退火处理，那么由于变形较小，合金板材仅在表层产生大量的应变储能，在低温短时退火过程中就可以在板材表层析出一定量的纳米沉淀相(包括富铁相和沉淀相)，经过多次反复的此种小变形冷轧变形+低温短时退火处理，合金从表层到心部的沉淀相(包括富铁相和沉淀相)就可呈梯度分布特征，同时其尺寸较为细小。那么此种梯度组织分布特征在后续高温固溶过程中就可以与粗大富铁相协同作用有效影响再结晶过程，即粗大富铁相有效刺激再结晶形核，而梯度细小沉淀相就可以有效阻碍再结晶晶粒快速长大，进而可以使得合金板材显微组织得到有效调控，有利于合金板材室温冲压成形性能提高。最终基于板材表层至心部的梯度组织以及微区内的沉淀相梯度组织耦合分布调控，必然可以使得合金板材室温冲压成形性能获大幅度提高。本发明方法非常适合应用于汽车用新型铝合金板材的制造，特别是对于室温冲压成性能等均有较高要求复杂形状零部件的制造。
根据本发明的一种高成形性铝合金板材双梯度组织耦合分布调控方法，所述铝合金为A l-Zn-Mg-Cu-Fe-Mn系合金，原材料分别采用回收铝或普铝、工业纯Mg、工业纯Zn、工业纯N i、中间合金A l-20wt％Si、A l-50wt％Cu、A l-20wt％Fe、A l-10wt％Mn、A l-5wt％Cr，A l-10wt％T i等中间合金。如图1所示，采用如下技术路线：
步骤101：利用回收铝或普铝配制高成形性A l-Zn-Mg-Cu-Fe-Mn系合金，然后在非真空下利用中频感应熔炼合金，并将其浇铸在水冷钢模具内，控制冷却速率大于30℃/min使得合金晶粒尺寸、溶质元素偏聚和原生相分布满足后续调控要求；
步骤102：根据铸态组织，对铸锭进行短时高温热处理，温度400-440℃，升温速率22-35℃/min，处理时间0.5-3h；然后将高温热处理的铸锭直接进行大变形量热轧变形处理，热轧变形量80-98％；
步骤103：随后对热轧板材进行二次双级高温热处理调控合金富铁相、沉淀相和溶质元素分布特征，第一级热处理温度390-430℃，升温速率22-35℃/min，处理时间1-30h，第二级温度430-500℃，升温速率22-35℃/min，处理时间0.5-30h；
步骤104：随后对二次双级高温热处理调控的合金板材进行一次小变形量冷轧变形处理(变形量15-40％)和一次低温短时退火处理(380-440℃，10min-240min)；顺序对一次低温短时退火合金板材进行二次小变形量冷轧变形(变形量15-40％)和二次低温短时退火处理(380-440℃，10min-240min)；三次小变形量冷轧(变形量15-40％)和三次低温短时退火处理(380-440℃，10min-240min)；最后再对三次低温退火处理合金板材进行第四次小变形量冷轧变形处理(变形量15-40％)；
步骤105：随后对第四次小变形量冷轧变形处理合金板材进行高温短时固溶处理：固溶温度470-500℃，随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度淬火冷却到室温，将淬火态试样在1min内转移到时效炉内进行双级等温预时效处理，第一级温度60-120℃，第二级温度20-60℃，合金板材在室温状态下可表现出优异的冲压成形性能。
基于上述双梯度组织耦合调控，就可保证所开发的合金板材具有优异的室温冲压成形性能。
具体地，处理工艺包括如下步骤：首先将回收铝或普铝全部加入坩埚并熔化，温度控制在780～880℃，然后分别添加A l-20wt％Fe，A l-10wt％Mn，A l-10wt％T i，A l-5wt％Cr，A l-20wt％Si中间合金，待熔化后再添加A l-50wt％Cu中间合金，然后大功率搅拌熔体10min，随后再添加所需含量的纯N i到熔体内并用大功率搅拌熔体10min，然后将合金熔体温度控制在720℃以上，分别添加纯Zn和纯Mg，添加纯Mg时用石墨钟罩将其压入熔体底部，待其彻底溶化后取出钟罩，调控中频感应炉功率使合金熔体温度重新稳定在740℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；然后将熔体温度降至720℃时加入A l-5wt％T i-1wt％B晶粒细化剂并进行适当搅拌，最后在此温度720℃保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内，控制冷却速率大于30℃/min。实施发明合金的具体化学成分如表1所示：
表1实施发明合金化学成分(质量百分数，wt％)
为了构筑出预期的双梯度组织耦合分布特征，对铸锭进行如下多过程协同调控处理，(1)对铸锭进行短时高温热处理，温度400-435℃，升温速率22-35℃/min，时间0.5-2.5h；然后将高温热处理的铸锭直接进行大变形量单向热轧变形处理，热轧变形量80-98％，道次变形量5-20％，终轧温度大于280℃；(2)对热轧板材进行二次双级高温热处理调控合金富铁相、沉淀相和溶质元素分布特征，第一级热处理温度390-430℃，升温速率22-35℃/min，处理时间1-30h，第二级温度430-500℃，升温速率22-35℃/min，处理时间0.5-30h,降温速率大于100℃/min；(3)对二次双级高温热处理调控的合金板材进行一次小变形量冷轧变形处理(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)和一次低温短时退火处理(以升温速率大于100℃/min升温至390-440℃进行10min-240min退火处理，随后以降温速率大于50℃/s降温至室温)；顺序对一次低温短时退火合金板材进行二次小变形量冷轧变形(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)和二次低温短时退火处理(以升温速率大于100℃/min升温至390-440℃进行10min-240min退火处理，随后以降温速率大于50℃/s降温至室温)；三次小变形量冷轧(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)和三次低温短时退火处理(以升温速率大于100℃/min升温至390-440℃进行10min-240min退火处理，随后以降温速率大于50℃/s降温至室温)；最后再对三次低温退火处理合金板材进行第四次小变形量冷轧变形处理(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)；(4)对第四次小变形量冷轧变形处理合金板材进行高温短时固溶处理：固溶温度470-500℃，升温速率大于150℃/min,随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度淬火冷却到室温，固溶后淬火降温速率大于100℃/s，将淬火态试样在1min内转移到时效炉内进行双级等温预时效处理，第一级温度70-120℃/1-12h，第二级温度20-60℃/5-100h，合金板材可表现出优异的室温冲压成形性能。具体的实施方式如下：
实施例1
实施发明合金1#合金采用如下中频感应熔炼和铸造方式进行，在非真空下利用中频感应熔炼合金工艺为：首先将回收铝或普铝全部加入坩埚并熔化，温度控制在780～880℃，然后分别添加A l-20wt％Fe，A l-10wt％Mn，A l-10wt％T i，A l-5wt％Cr，A l-20wt％Si中间合金，待熔化后再添加A l-50wt％Cu中间合金，然后大功率搅拌熔体10min，随后再添加所需含量的纯N i到熔体内并用大功率搅拌熔体10min，然后将合金熔体温度控制在720℃以上，分别添加纯Zn和纯Mg，添加纯Mg时用石墨钟罩将其压入熔体底部，待其彻底溶化后取出钟罩，调控中频感应炉功率使合金熔体温度重新稳定在740℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；然后将熔体温度降至720℃时加入A l-5wt％T i-1wt％B晶粒细化剂并进行适当搅拌，最后在此温度720℃保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内，控制冷却速率大于30℃/min；然后对铸锭进行短时高温热处理，温度400-435℃，升温速率22-35℃/min，时间0.5-2.5h；然后将高温热处理的铸锭直接进行大变形量单向热轧变形处理，热轧变形量80-98％，道次变形量5-20％，终轧温度大于280℃；然后对热轧板材进行二次双级高温热处理调控合金富铁相、沉淀相和溶质元素分布特征，第一级热处理温度390-430℃，升温速率22-35℃/min，处理时间1-10h，第二级温度430-500℃，升温速率22-35℃/min，处理时间0.5-5h,降温速率大于100℃/min；对二次双级高温热处理调控的合金板材进行一次小变形量冷轧变形处理(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)和一次低温短时退火处理(以升温速率大于100℃/min升温至390-440℃进行10min-240min退火处理，随后以降温速率大于50℃/s降温至室温)；顺序对一次低温短时退火合金板材进行二次小变形量冷轧变形(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)和二次低温短时退火处理(以升温速率大于100℃/min升温至390-440℃进行10min-240min退火处理，随后以降温速率大于50℃/s降温至室温)；三次小变形量冷轧(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)和三次低温短时退火处理(以升温速率大于100℃/min升温至390-440℃进行10min-240min退火处理，随后以降温速率大于50℃/s降温至室温)；最后再对三次低温退火处理合金板材进行第四次小变形量冷轧变形处理(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)；对第四次小变形量冷轧变形处理合金板材进行高温短时固溶处理：固溶温度470-500℃，升温速率大于150℃/min,随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度淬火冷却到室温，固溶后淬火降温速率大于100℃/s，将淬火态试样在1min内转移到时效炉内进行双级等温预时效处理，第一级温度70-120℃/1-12h，第二级温度20-60℃/5-100h；最后对双级等温预时效处理的1#合金板材进行机械性能测量，对应的机械性能如表2所示，1#合金热加工过程中第二次和三次低温短时退火处理后细小弥散粒子梯度分布TEM组织如图2和3所示，第四次小变形量冷轧变形后表层至心部多尺度弥散粒子和细小弥散粒子梯度分布特征SEM表征结果如图4和5所示，双级预时效调控后1#合金EBSD组织如图6所示，双级预时效调控后软微区和硬微区耦合分布硬度矩阵表征如图7所示。
实施例2
实施发明合金2#合金采用如下中频感应熔炼和铸造方式进行，在非真空下利用中频感应熔炼合金工艺为：首先将回收铝或普铝全部加入坩埚并熔化，温度控制在780～880℃，然后分别添加A l-20wt％Fe，A l-10wt％Mn，A l-10wt％T i，A l-5wt％Cr，A l-20wt％Si中间合金，待熔化后再添加A l-50wt％Cu中间合金，然后大功率搅拌熔体10min，随后再添加所需含量的纯N i到熔体内并用大功率搅拌熔体10min，然后将合金熔体温度控制在720℃以上，分别添加纯Zn和纯Mg，添加纯Mg时用石墨钟罩将其压入熔体底部，待其彻底溶化后取出钟罩，调控中频感应炉功率使合金熔体温度重新稳定在740℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；然后将熔体温度降至720℃时加入A l-5wt％T i-1wt％B晶粒细化剂并进行适当搅拌，最后在此温度720℃保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内，控制冷却速率大于30℃/min；然后对铸锭进行短时高温热处理，温度400-435℃，升温速率22-35℃/min，时间0.5-2.5h；然后将高温热处理的铸锭直接进行大变形量单向热轧变形处理，热轧变形量80-98％，道次变形量5-20％，终轧温度大于280℃；然后对热轧板材进行二次双级高温热处理调控合金富铁相、沉淀相和溶质元素分布特征，第一级热处理温度390-430℃，升温速率22-35℃/min，处理时间3-15h，第二级温度430-500℃，升温速率22-35℃/min，处理时间0.5-4h,降温速率大于100℃/min；对二次双级高温热处理调控的合金板材进行一次小变形量冷轧变形处理(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)和一次低温短时退火处理(以升温速率大于100℃/min升温至390-440℃进行10min-240min退火处理，随后以降温速率大于50℃/s降温至室温)；顺序对一次低温短时退火合金板材进行二次小变形量冷轧变形(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)和二次低温短时退火处理(以升温速率大于100℃/min升温至390-440℃进行10min-240min退火处理，随后以降温速率大于50℃/s降温至室温)；三次小变形量冷轧(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)和三次低温短时退火处理(以升温速率大于100℃/min升温至390-440℃进行10min-240min退火处理，随后以降温速率大于50℃/s降温至室温)；最后再对三次低温退火处理合金板材进行第四次小变形量冷轧变形处理(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)；对第四次小变形量冷轧变形处理合金板材进行高温短时固溶处理：固溶温度470-500℃，升温速率大于150℃/min,随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度淬火冷却到室温，固溶后淬火降温速率大于100℃/s，将淬火态试样在1min内转移到时效炉内进行双级等温预时效处理，第一级温度70-120℃/1-12h，第二级温度20-60℃/5-100h；最后对双级等温预时效处理的2#合金板材进行机械性能测量，对应的性能如表2所示，
实施例3
实施发明合金2#合金采用如下中频感应熔炼和铸造方式进行，在非真空下利用中频感应熔炼合金工艺为：首先将回收铝或普铝全部加入坩埚并熔化，温度控制在780～880℃，然后分别添加A l-20wt％Fe，A l-10wt％Mn，A l-10wt％T i，A l-5wt％Cr，A l-20wt％Si中间合金，待熔化后再添加A l-50wt％Cu中间合金，然后大功率搅拌熔体10min，随后再添加所需含量的纯N i到熔体内并用大功率搅拌熔体10min，然后将合金熔体温度控制在720℃以上，分别添加纯Zn和纯Mg，添加纯Mg时用石墨钟罩将其压入熔体底部，待其彻底溶化后取出钟罩，调控中频感应炉功率使合金熔体温度重新稳定在740℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；然后将熔体温度降至720℃时加入A l-5wt％T i-1wt％B晶粒细化剂并进行适当搅拌，最后在此温度720℃保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内，控制冷却速率大于30℃/min；然后对铸锭进行短时高温热处理，温度400-435℃，升温速率22-35℃/min，时间0.5-2.5h；然后将高温热处理的铸锭直接进行大变形量单向热轧变形处理，热轧变形量80-98％，道次变形量5-20％，终轧温度大于280℃；然后对热轧板材进行二次双级高温热处理调控合金富铁相、沉淀相和溶质元素分布特征，第一级热处理温度390-430℃，升温速率22-35℃/min，处理时间5-20h，第二级温度430-500℃，升温速率22-35℃/min，处理时间2-20h,降温速率大于100℃/min；对二次双级高温热处理调控的合金板材进行一次小变形量冷轧变形处理(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)和一次低温短时退火处理(以升温速率大于100℃/min升温至390-440℃进行10min-240min退火处理，随后以降温速率大于50℃/s降温至室温)；顺序对一次低温短时退火合金板材进行二次小变形量冷轧变形(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)和二次低温短时退火处理(以升温速率大于100℃/min升温至390-440℃进行10min-240min退火处理，随后以降温速率大于50℃/s降温至室温)；三次小变形量冷轧(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)和三次低温短时退火处理(以升温速率大于100℃/min升温至390-440℃进行10min-240min退火处理，随后以降温速率大于50℃/s降温至室温)；最后再对三次低温退火处理合金板材进行第四次小变形量冷轧变形处理(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)；对第四次小变形量冷轧变形处理合金板材进行高温短时固溶处理：固溶温度470-500℃，升温速率大于150℃/min,随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度淬火冷却到室温，固溶后淬火降温速率大于100℃/s，将淬火态试样在1min内转移到时效炉内进行双级等温预时效处理，第一级温度70-120℃/1-12h，第二级温度20-60℃/5-100h；最后对双级等温预时效处理的1#合金板材进行机械性能测量，最后对双级等温预时效处理的2#合金板材进行机械性能测量，对应的性能如表2所示，
实施例4
实施发明合金5#合金采用如下中频感应熔炼和铸造方式进行，在非真空下利用中频感应熔炼合金工艺为：首先将回收铝或普铝全部加入坩埚并熔化，温度控制在780～880℃，然后分别添加A l-20wt％Fe，A l-10wt％Mn，A l-10wt％T i，A l-5wt％Cr，A l-20wt％Si中间合金，待熔化后再添加A l-50wt％Cu中间合金，然后大功率搅拌熔体10min，随后再添加所需含量的纯N i到熔体内并用大功率搅拌熔体10min，然后将合金熔体温度控制在720℃以上，分别添加纯Zn和纯Mg，添加纯Mg时用石墨钟罩将其压入熔体底部，待其彻底溶化后取出钟罩，调控中频感应炉功率使合金熔体温度重新稳定在740℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；然后将熔体温度降至720℃时加入A l-5wt％T i-1wt％B晶粒细化剂并进行适当搅拌，最后在此温度720℃保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内，控制冷却速率大于30℃/min；然后对铸锭进行短时高温热处理，温度400-435℃，升温速率22-35℃/min，时间0.5-2h；然后将高温热处理的铸锭直接进行大变形量单向热轧变形处理，热轧变形量80-98％，道次变形量5-20％，终轧温度大于280℃；然后对热轧板材进行二次双级高温热处理调控合金富铁相、沉淀相和溶质元素分布特征，第一级热处理温度390-430℃，升温速率22-35℃/min，处理时间3-20h，第二级温度430-500℃，升温速率22-35℃/min，处理时间2-8h,降温速率大于100℃/min；对二次双级高温热处理调控的合金板材进行一次小变形量冷轧变形处理(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)和一次低温短时退火处理(以升温速率大于100℃/min升温至390-440℃进行10min-240min退火处理，随后以降温速率大于50℃/s降温至室温)；顺序对一次低温短时退火合金板材进行二次小变形量冷轧变形(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)和二次低温短时退火处理(以升温速率大于100℃/min升温至390-440℃进行10min-240min退火处理，随后以降温速率大于50℃/s降温至室温)；三次小变形量冷轧(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)和三次低温短时退火处理(以升温速率大于100℃/min升温至390-440℃进行10min-240min退火处理，随后以降温速率大于50℃/s降温至室温)；最后再对三次低温退火处理合金板材进行第四次小变形量冷轧变形处理(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)；对第四次小变形量冷轧变形处理合金板材进行高温短时固溶处理：固溶温度470-500℃，升温速率大于150℃/min,随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度淬火冷却到室温，固溶后淬火降温速率大于100℃/s，将淬火态试样在1min内转移到时效炉内进行双级等温预时效处理，第一级温度70-120℃/1-12h，第二级温度20-60℃/5-100h；最后对双级等温预时效处理的5#合金板材进行机械性能测量，对应的机械性能如表2所示。
实施例5
实施发明合金5#合金采用如下中频感应熔炼和铸造方式进行，在非真空下利用中频感应熔炼合金工艺为：首先将回收铝或普铝全部加入坩埚并熔化，温度控制在780～880℃，然后分别添加A l-20wt％Fe，A l-10wt％Mn，A l-10wt％T i，A l-5wt％Cr，A l-20wt％Si中间合金，待熔化后再添加A l-50wt％Cu中间合金，然后大功率搅拌熔体10min，随后再添加所需含量的纯N i到熔体内并用大功率搅拌熔体10min，然后将合金熔体温度控制在720℃以上，分别添加纯Zn和纯Mg，添加纯Mg时用石墨钟罩将其压入熔体底部，待其彻底溶化后取出钟罩，调控中频感应炉功率使合金熔体温度重新稳定在740℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；然后将熔体温度降至720℃时加入A l-5wt％T i-1wt％B晶粒细化剂并进行适当搅拌，最后在此温度720℃保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内，控制冷却速率大于30℃/min；然后对铸锭进行短时高温热处理，温度400-435℃，升温速率22-35℃/min，时间0.5-2h；然后将高温热处理的铸锭直接进行大变形量单向热轧变形处理，热轧变形量80-98％，道次变形量5-20％，终轧温度大于280℃；然后对热轧板材进行二次双级高温热处理调控合金富铁相、沉淀相和溶质元素分布特征，第一级热处理温度390-430℃，升温速率22-35℃/min，处理时间4-30h，第二级温度430-500℃，升温速率22-35℃/min，处理时间6-30h,降温速率大于100℃/min；对二次双级高温热处理调控的合金板材进行一次小变形量冷轧变形处理(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)和一次低温短时退火处理(以升温速率大于100℃/min升温至390-440℃进行10min-240min退火处理，随后以降温速率大于50℃/s降温至室温)；顺序对一次低温短时退火合金板材进行二次小变形量冷轧变形(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)和二次低温短时退火处理(以升温速率大于100℃/min升温至390-440℃进行10min-240min退火处理，随后以降温速率大于50℃/s降温至室温)；三次小变形量冷轧(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)和三次低温短时退火处理(以升温速率大于100℃/min升温至390-440℃进行10min-240min退火处理，随后以降温速率大于50℃/s降温至室温)；最后再对三次低温退火处理合金板材进行第四次小变形量冷轧变形处理(变形量15-40％，道次变形量2-7％，单向轧制)；对第四次小变形量冷轧变形处理合金板材进行高温短时固溶处理：固溶温度470-500℃，升温速率大于150℃/min,随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度淬火冷却到室温，固溶后淬火降温速率大于100℃/s，将淬火态试样在1min内转移到时效炉内进行双级等温预时效处理，第一级温度70-120℃/1-12h，第二级温度20-60℃/5-100h；最后对双级等温预时效处理的5#合金板材进行机械性能测量，对应的机械性能如表2所示。
表2不同热加工工艺处理后预时效态合金板材拉伸性能数据汇总
近年来随着汽车轻量化进程的加快，车身外板和内板用铝量逐渐增加，但是如果车身结构件仍然使用钢结构件，必然会引发钢-铝之间连接难和异质金属腐蚀等问题，这对于汽车轻量化用铝合金快速发展十分不利。因此，急需开发车身结构件用高强韧新型7xxx系铝合金板材及其制备方法。但是传统工艺制备的该系铝合金板材普遍存在室温冲压成形性能较低和生产成本高等问题。为了进一步降低该系合金板材的生产成本，有必要充分利用回收铝加以熔铸该系合金。然而回收铝中普遍含有杂质元素Fe，该元素存在后极易在铸态合金内产生枝晶状、棒状或粗大颗粒状富铁相。虽然这些相在后续热加工过程中可以发生破碎，但是不可避免地会在终态合金基体内分布有破碎不彻底的粗大富铁相粒子，并在其内部残留有微裂纹，以及存在分布不均匀等现象，进而影响合金的塑性、成形性能以及耐蚀性等。因此，需要通过成分设计优化并借助后续热加工多过程协同调控使其尺寸、形态和分布获得有效控制，此时合金板材的冲压成形性能才可能获得显著提高。本发明充分利用回收铝或普铝普遍含有较高含量的溶质元素Fe，通过优化Zn、Mg、Fe、Cu和Mn元素含量等，不仅可使其固溶于合金基体内，而且还可在铸态形成浓度梯度分布特征，而且随后通过热加工过程调控可进一步对溶质元素分布特征进行多过程精准调控，如短时低温热处理调控可对铸态组织进行适当优化，随后对其进行高温热轧变形，原来的溶质元素梯度分布特征可以进一步遗传到热轧态；此时，如果对其进行双级热处理调控，即第一级使得梯度溶质元素析出不同尺度的沉淀相(包括富铁相和Mg-Zn-Cu沉淀相等)，然后再利用第二级高温热处理不仅可对Mg-Zn-Cu沉淀相回溶和扩散进行精准调控，从而构筑出不同的软微区和硬微区耦合分布特征；同时第二级高温热处理调控还可进一步析出细小富铁相粒子；随后对其进行冷轧和中间退火还可对其分布做进一步的优化调控；在此基础上，经后续高温固溶和预时效调控就可以在微区内形成不同梯度分布特征的沉淀相(包括富铁相和Mg-Zn-Cu沉淀相)；合金基体一旦能够构筑出此种梯度组织特征，由于微区内同时存在软微区和硬微区，合金变形过程中可以表现出优异的协调变形能力，从而可以显著提高合金板材的室温冲压成形性能。除此之外，如果对双级高温热处理调控之后的冷轧和中间退火过程同样进行优化设计，即多次反复的小变形量冷轧变形+低温短时退火处理，那么合金板材由于变形量较小，合金板材仅在表层产生大量的应变储能，那么在低温短时退火过程中就可以在表层析出一定量的纳米沉淀相(包括富铁相和沉淀相)，经过多次反复的此种小变形冷轧变形+低温短时退火处理，合金从表层到心部的沉淀相(包括富铁相和沉淀相)就可呈梯度分布特征，同时其尺寸较为细小。那么此种梯度分布特征在后续高温固溶过程中就可以与粗大富铁相协同作用有效影响再结晶过程，即粗大富铁相有效刺激再结晶形核，而梯度细小沉淀相就可以有效阻碍再结晶晶粒快速长大，进而可以使得合金板材显微组织得到更进一步有效调控，促进合金板材室温冲压成形性能提高。由此可见，最终基于板材表层至心部的梯度组织以及微区内的沉淀相梯度组织分布耦合调控，必然可以使得Al-Zn-Mg-Cu-Fe-Mn系合金板材室温冲压成形性能获大幅度提高。
根据实施例1所制备的1#合金第二次和第三次中间退火态TEM组织可以看出，合金基体内形成了明显的梯度组织分布特征，细小沉淀相由于溶质元素浓度存在梯度分布特征，在中间退火过程中发生沉淀相析出时也会出现梯度分布特征(如图2和3所示)。此外，通过热加工多过程耦合调控熔铸过程中形成的粗大富铁相，其可以发生有效的破碎，并在冷轧终态形成多尺度均匀弥散分布特征(如图4所示)，这对进一步优化调控合金再结晶组织较为有利。除此之外，随着小变形量冷轧工艺和低温短时中间退火工艺的引入，合金板材冷轧时表层应变储能较大，在退火过程中必然会优先在表层快速析出大量细小弥散粒子，包括富铁相和Al-Mg-Zn-Cu沉淀相，最终在冷轧终态合金板材内还会从表层至心部出现细小弥散粒子的梯度分布特征(如图5)。由此可见，经过上述热加工多过程耦合调控，合金冷轧终态板材内形成了双梯度耦合分布组织特征，即微区内的高浓度沉淀相与低浓度沉淀相共存的微区梯度组织，以及合金板材从表层至心部细小弥散粒子的梯度分布特征。这一双梯度耦合分布组织特征的形成，除了会协同影响合金再结晶过程、优化合金再结晶组织，进而形成细晶和粗晶耦合分布特征之外(如图6所示)，而且还由于合金板材微区内存在高浓度溶质微区和低浓度溶质微区共存现象，合金经双级预时效调控后会出现典型的软微区和硬微区耦合分布特征(如图7所示)。同时，合金板材表层至心部由于还存在细小弥散粒子的梯度分布特征，其表层硬度明显高于心部硬度(如图7所示)。最终正是由于合金板材内形成了此种双梯度耦合分布特征，合金板材表现出优异的室温冲压成形性能(如表2所示)，平均塑性应变比r值可达0.7171，远高于以往7xxx系铝合金所能达到的水平。
在此基础上，进一步对合金基体内Mg、Zn、Cu、Fe和Mn元素含量和搭配比例进行设计优化，并通过后续热加工多过程对合金板材内双梯度组织做进一步的优化调控后，新型Al-Zn-Mg-Cu-Fe系合金双级预时效态板材可表现出更为优异的室温冲压成形性能，表征冲压成形性能的平均塑性应变比r值均在0.8以上，最高甚至可达0.889。这是目前多个系列铝合金板材，包括5xxx系、6xxx系和7xxx系铝合金板材均未能达到的水平。由此可见，基于双梯度组织耦合分布调控确实可大幅度提高高强度7xxx系铝合金板材的室温冲压成形性能，这对于进一步推进该系铝合金板材在汽车领域的快速应用具有重要促进作用。
综上所述，本发明通过对新型Al-Zn-Mg-Cu-Fe系合金铸锭进行热加工多过程协同调控后，不仅可在合金基体内构筑出双梯度组织耦合分布特征，而且还可以充分利用双梯度组织间优异的协调变形能力大幅度提高该系铝合金板材的室温冲压成形性能。同时，该系铝合金板材双梯度组织的调控充分利用了原生富铁相，这使得合金熔铸时可以采用回收铝和普铝进行，这对于有效降低合金板材生产成本十分有利。室温冲压成形性能的大幅度提高以及生产成本的有效降低，均表明该新型铝合金材料及其制备方法非常适合用于汽车车身结构件的制造，对于汽车轻量化用铝合金的快速发展也具有重要的推动作用。此外，对于其他领域用高成形性、高强度铝合金的开发、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 (6)
1.一种高成形性铝合金板材双梯度组织耦合分布调控方法，其特征在于，所述铝合金为Al-Zn-Mg-Cu-Fe-Mn系合金，化学成分及其质量百分比含量为：Zn：5.0-7.0wt％，Mg：1.0-2.0wt％，Cu：1.5-2.5wt％，Fe：0.1-0.5wt％，Mn：0.05-0.3wt％，Ni：0.02-0.07wt％，Ti：0.02-0.3wt％，Cr:0.01-0.04wt％，Si:0.01-0.05wt％，余量为Al；
具体制备步骤包括：
(1)利用回收铝或普铝配制高成形性Al-Zn-Mg-Cu-Fe-Mn系合金，然后在非真空下利用中频感应熔炼合金，并将其浇铸在水冷钢模具内，控制冷却速率大于30℃/min使得合金晶粒尺寸、溶质元素偏聚和原生相分布满足后续调控要求；
(2)根据铸态组织，对铸锭进行短时高温热处理，温度400-440℃，升温速率22-35℃/min，处理时间0.5-3h；然后将高温热处理的铸锭直接进行大变形量热轧变形处理，热轧变形量80-98％；
(3)随后对热轧板材进行二次双级高温热处理调控合金富铁相、沉淀相和溶质元素分布特征，第一级热处理温度390-430℃，升温速率22-35℃/min，处理时间1-30h，第二级温度430-500℃，升温速率22-35℃/min，处理时间0.5-30h；
(4)随后对二次双级高温热处理调控的合金板材顺序进行四次小变形量冷轧变形处理和三次低温短时退火处理，四次小变形量均为15-40％、三次低温短时退火处理的退火温度均为380-440℃，退火时间均为10min-240min；
(5)随后对第四次小变形量冷轧变形处理合金板材进行高温短时固溶处理：固溶温度470-500℃，随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度淬火冷却到室温，将淬火态试样在1min内转移到时效炉内进行双级等温预时效处理，第一级温度60-120℃，第二级温度20-60℃，合金板材在室温状态下可表现出优异的冲压成形性能。
2.根据权利要求1所述的一种高成形性铝合金板材双梯度组织耦合分布调控方法，所述制备方法中步骤(1)中，在非真空下利用中频感应熔炼合金工艺为：首先将回收铝或普铝全部加入坩埚并熔化，温度控制在780～880℃，然后分别添加Al-20wt％Fe，Al-10wt％Mn，Al-10wt％Ti，Al-5wt％Cr，Al-20wt％Si中间合金，待熔化后再添加Al-50wt％Cu中间合金，然后大功率搅拌熔体10min，随后再添加所需含量的纯Ni到熔体内并用大功率搅拌熔体10min，然后将合金熔体温度控制在720℃以上，分别添加纯Zn和纯Mg，添加纯Mg时用石墨钟罩将其压入熔体底部，待其彻底溶化后取出钟罩，调控中频感应炉功率使合金熔体温度重新稳定在740℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；然后将熔体温度降至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720℃保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内，控制冷却速率大于30℃/min。
3.根据权利要求1所述的一种高成形性铝合金板材双梯度组织耦合分布调控方法，所述制备方法中步骤(2)中，对铸锭进行短时高温热处理，温度400-435℃，升温速率22-35℃/min，时间0.5-2.5h；然后将高温热处理的铸锭直接进行大变形量热轧变形处理，热轧变形量80-98％，道次变形量5-20％，终轧温度大于280℃，单向轧制。
4.根据权利要求1所述的一种高成形性铝合金板材双梯度组织耦合分布调控方法，所述制备方法中步骤(3)中，对热轧板材进行二次双级高温热处理调控合金富铁相、沉淀相和溶质元素分布特征，第一级热处理温度390-430℃，升温速率22-35℃/min，处理时间1-30h，第二级温度430-500℃，升温速率22-35℃/min，处理时间0.5-30h,降温速率大于100℃/min。
5.根据权利要求1所述的一种高成形性铝合金板材双梯度组织耦合分布调控方法，所述制备方法中步骤(4)中，对二次双级高温热处理调控的合金板材顺序进行的四次小变形量冷轧变形处理和三次低温短时退火处理，变形量均为15-40％，道次变形量均为2-7％，均为单向轧制；三次低温短时退火处理升温速率均大于100℃/min，升温温度均为390-440℃，退火处理时间均为10min-240min，随后均以降温速率大于50℃/s降温至室温。
6.根据权利要求1所述的一种高成形性铝合金板材双梯度组织耦合分布调控方法，所述制备方法中步骤(5)中，对第四次小变形量冷轧变形处理后的合金板材进行高温短时固溶处理：固溶温度470-500℃，升温速率大于150℃/min,随后将固溶处理后的合金试样从固溶处理温度淬火冷却到室温，固溶后淬火降温速率大于100℃/s，将淬火态试样在1min内转移到时效炉内进行双级等温预时效处理，第一级温度70-120℃/1-12h，第二级温度20-60℃/5-100h，合金板材在室温状态下可表现出优异的冲压成形性能。
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