專利名稱：適用于熱加工的高強(qiáng)度Al-Mg-Si-Cu合金及制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種適用于熱加工的高強(qiáng)度Al-Mg-Si-Cu合金及其制備方法，屬于有色金屬技術(shù)領(lǐng)域。
背景技術(shù)：
汽車行業(yè)多年來一直把促進(jìn)汽車輕量化作為 首要解決的問題。為此，各國汽車制造廠家和研究機(jī)構(gòu)都致力于從技術(shù)和經(jīng)濟(jì)角度出發(fā)，開發(fā)和改善汽車材料及其工藝條件，以期在保證性能、控制成本的前提下，減輕汽車自重。鋁合金因其具有良好的成型性能和較高的強(qiáng)度、耐腐蝕性且成本低等優(yōu)點(diǎn)，成為促進(jìn)汽車輕量化的重要材料之一。汽車上采用的傳統(tǒng)結(jié)構(gòu)用鋁合金是6061合金，由于其Mg和Si含量較低，熱處理后材料的屈服強(qiáng)度僅為280MPa左右。隨著汽車輕量化的發(fā)展需要，對(duì)材料的力學(xué)性能提出了更加嚴(yán)格的要求，同時(shí)要求材料更易于加工，生產(chǎn)成本更低。研究表明，在6X X X系合金中，通過增加Mg和Si的含量來提高M(jìn)g2Si強(qiáng)化相的數(shù)量可以進(jìn)一步提高合金的強(qiáng)度，但增加到一定程度后，不僅不能獲得期望的強(qiáng)度值，還會(huì)嚴(yán)重降低材料的塑性及韌性。此外，6XXX系鋁合金在熱加工和固溶過程中易發(fā)生再結(jié)晶，產(chǎn)生粗大晶粒，導(dǎo)致力學(xué)性能急劇降低。目前，通過采用添加過渡元素(Mn、Cr)形成彌散相粒子的方法以阻礙合金發(fā)生再結(jié)晶，細(xì)化晶粒，進(jìn)而提高合金的塑性。然而，當(dāng)合金中Mn和Cr含量超過一定范圍時(shí)，會(huì)產(chǎn)生大量的粗大脆性第二相，這些相對(duì)基體無強(qiáng)化作用，且是應(yīng)力集中和裂紋源萌生之處，對(duì)鋁合金的斷裂韌性、疲勞性能和耐應(yīng)力腐蝕性能均有不利影響。因此，充分發(fā)揮Mn、Cr元素的有益作用，開發(fā)具有優(yōu)異成形性能的6X XX系鋁合金及其相應(yīng)的制備工藝技術(shù)是推廣該系合金在汽車行業(yè)中廣泛應(yīng)用的關(guān)鍵。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是克服現(xiàn)有技術(shù)存在的不足，提供一種適用于熱加工的高強(qiáng)度Al-Mg-Si-Cu合金及其制備方法，保證其具有較高的強(qiáng)度，同時(shí)加工性能優(yōu)良。本發(fā)明的目的通過以下技術(shù)方案來實(shí)現(xiàn)
適用于熱加工的高強(qiáng)度Al-Mg-Si-Cu合金，特點(diǎn)是其成分的質(zhì)量百分含量為Mg0. 8 I. 4wt. %，Si 0. 8 I. 6wt. %，Cu 0. 2 0. 8wt. %，Mn 0. 2 I. Owt. %，Cr 0. I 0. 4wt. %，Ti0. 01 0. Iwt. %，F(xiàn)e ( 0. 25wt. %，不可避免的雜質(zhì)總和彡0. 15wt. %，余量為Al。本發(fā)明適用于熱加工的高強(qiáng)度Al-Mg-Si-Cu合金的制備方法,采用半連續(xù)鑄造方式制備合金鑄錠，在循環(huán)風(fēng)爐中以0. riO°C/min的升溫速率加熱至52(T570°C，保溫4 10h，空冷；均勻化處理后的鑄錠重新加熱至45(T500° C后進(jìn)行熱加工變形，熱加工終了溫度不低于350° C，然后進(jìn)行T6熱處理，經(jīng)530 570° C固溶處理I 2h，淬火，再經(jīng)170 200° C時(shí)效處理4 9h。進(jìn)一步地，上述的適用于熱加工的高強(qiáng)度Al-Mg-Si-Cu合金的制備方法，合金鑄錠直徑為O3(T500mm，鑄造速度為7(Tl70mm/min，冷卻水流量為l 4m3/h。
更進(jìn)一步地，上述的適用于熱加工的高強(qiáng)度Al-Mg-Si-Cu合金的制備方法，均勻化處理后Mn、Cr彌散相粒子平均直徑小于120nm。再進(jìn)一步地，上述的適用于熱加工的高強(qiáng)度Al-Mg-Si-Cu合金的制備方法，T6熱處理后，合金亞晶尺寸小于10 ii m,材料的屈服強(qiáng)度380MPa以上,延伸率大于12%。本發(fā)明技術(shù)方案突出的實(shí)質(zhì)性特點(diǎn)和顯著的進(jìn)步主要體現(xiàn)在
本發(fā)明通過合理調(diào)整合金元素含量，優(yōu)化工藝制度，嚴(yán)格控制熱加工及熱處理過程中的晶粒尺寸，避免材料在熱加工及固溶過程中發(fā)生粗大再結(jié)晶，均勻化處理后控制Mn、Cr彌散相粒子平均直徑小于120nm，固溶處理后亞晶尺寸小于10 ym，從而保證材料的屈服強(qiáng)度達(dá)到380MPa以上，延伸率大于12%，顯著提高了材料的力學(xué)性能，具有明顯的減重效果。


·
下面結(jié)合附圖對(duì)本發(fā)明技術(shù)方案作進(jìn)一步說明
圖I為實(shí)施例I合金經(jīng)過均勻化處理后彌散相粒子分布照片；
圖2為比較例I合金經(jīng)過均勻化處理后彌散相粒子分布照片。
具體實(shí)施例方式本發(fā)明適用于熱加工的高強(qiáng)度Al-Mg-Si-Cu合金，成分的質(zhì)量百分含量為Mg0. 8 I. 4wt. %，Si 0. 8 I. 6wt. %，Cu 0. 2 0. 8wt. %，Mn 0. 2 I. Owt. %，Cr 0. I 0. 4wt. %，Ti0. 01 0. Iwt. %，F(xiàn)e ( 0. 25wt. %，不可避免的雜質(zhì)總和彡0. 15wt. %，余量為Al。Mg和Si是6X X X系鋁合金中的主要合金元素，形成了合金的主要強(qiáng)化相Mg2Si。該系合金通過Mg/Si比及過剩Si含量控制來提高材料強(qiáng)度，當(dāng)Mg和Si含量過低時(shí)，時(shí)效過程中Mg2Si強(qiáng)化相生成數(shù)量少，材料強(qiáng)度較低；當(dāng)Mg和Si含量過高時(shí)，一方面，材料的成型性能降低，另一方面，在鑄造過程中可能會(huì)生成初生Si相，顯著降低材料的韌性及疲勞性能。因此Mg和Si元素含量分別控制在0. 8^1. 4wt. %和0. 8^1. 6wt. %范圍內(nèi)。Cu和其他合金元素一起形成第二相，通過固溶強(qiáng)化來提高材料強(qiáng)度。此外，Cu作為時(shí)效處理過程中Mg和Si元素的形核核心，使得強(qiáng)化相細(xì)小彌散均勻分布，顯著提高材料的時(shí)效硬化性能，但Cu含量不能過高，否則降低材料的耐腐蝕性能，因此其含量控制在0. 2 0. 8wt. %范圍內(nèi)。Mn在合金中主要起抑制再結(jié)晶、穩(wěn)定亞結(jié)晶組織的作用，既提高材料強(qiáng)度又提高韌性和耐腐蝕性能，但Mn含量過高會(huì)在鑄造過程中形成過多粗大金屬間化合物，嚴(yán)重降低材料的鑄造性、成型性能以及韌性，因此Mn含量不宜低于0. 2wt. %，同時(shí)不宜高于I. Owt. %。Cr在合金中的作用與Mn類似，但其作用效果略差，一般控制在0. 1^0. 4wt. %之間。同時(shí)Cr與Mn的總含量控制在0. 5wt. %和I. 3wt. %范圍內(nèi)時(shí)，既能促進(jìn)兩種元素的彌散相對(duì)亞結(jié)晶組織的控制作用，又能防止形成過多的粗大金屬間化合物，降低材料的韌性。Ti在合金中起細(xì)化鑄態(tài)晶粒作用，以不超過0. Iwt. %為宜。如果Ti含量過高，則容易生成粗大含Ti相，降低材料的韌性和疲勞性能。Fe 在合金中與其他元素一起形成 Al7Cu2Fe、Al12(Fe，Mn)3Cu2、(Fe，Mn)Al6 以及AlFeSi (Mn, Cr)等含F(xiàn)e相，不宜超過0. 25wt. %，否則含F(xiàn)e相數(shù)量過多降低材料的韌性和疲勞性能。
本發(fā)明系統(tǒng)研究了均勻化處理過程中Mn、Cr彌散相粒子的析出動(dòng)力學(xué)、形核和長大過程，以及非平衡結(jié)晶相回溶入基體等行為規(guī)律的基礎(chǔ)上，提出有效調(diào)控Mn、Cr彌散相粒子尺寸、數(shù)量和分布的均勻化熱處理工藝，并進(jìn)一步研究了 Mn、Cr彌散相組態(tài)對(duì)合金在熱加工及固溶處理過程中亞結(jié)晶組織的影響規(guī)律，以及時(shí)效過程中沉淀強(qiáng)化相析出動(dòng)力學(xué)、GP區(qū)及0’’相形核及長大規(guī)律的基礎(chǔ)上，提出了獲得高比例亞晶分?jǐn)?shù)和細(xì)小亞晶尺寸的熱加工工藝以及強(qiáng)化相粒子細(xì)小、彌散、均勻分布的T6熱處理工藝。本發(fā)明適用于熱加工的高強(qiáng)度Al-Mg-Si-Cu合金的制備工藝為采用半連續(xù)鑄造方式制備合金鑄錠，合金鑄錠直徑為0 3(T500mm，鑄造速度為7(Tl70mm/min，冷卻水流量為f4m3/h，通過合理控制半連續(xù)鑄造工藝，使得合金鑄態(tài)晶粒尺寸小于130 ym，二次枝晶臂間距不大于40 ;在循環(huán)風(fēng)爐中以0. riO°C/min的升溫速率加熱至52(T570°C，保溫riOh,空冷；均勻化處理后Mn、Cr彌散相粒子平均直徑小于120nm，均勻化處理后的鑄錠重新加熱至45(T500°C后進(jìn)行熱加工變形，熱加工終了溫度不低于350° C，然后進(jìn)行T6熱處理，經(jīng)53(T570°C固溶處理I 2h，淬火，再經(jīng)17(T200°C時(shí)效處理4 9h，T6熱處理后，合金亞晶尺寸小于IOy m，材料的屈服強(qiáng)度380MPa以上，延伸率大于12%。 上述成分的合金采用半連續(xù)鑄造方式鑄成直徑為0127mm圓錠，鑄造速度為140mm/min,冷卻水流量為3. 5m3/h,測(cè)量合金鑄態(tài)晶粒尺寸及二次枝晶臂間距。將合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化處理，以0. 6^7°C/min的升溫速率升溫至54(T560°C，保溫4h，空冷，測(cè)量均勻化處理后Mn、Cr彌散相粒子平均直徑及平均面積比。一般而言，采用較慢的升溫速率有利于促進(jìn)彌散相粒子均勻、細(xì)小、彌散析出。需要指出的是，Mn、Cr彌散相粒子的平均直徑和平均面積比采用20，000倍數(shù)下透射電鏡下觀察10個(gè)區(qū)域，每個(gè)粒子的最大長度作為直徑，所觀察粒子最大長度的平均值作為平均直徑，Mn、Cr彌散相粒子所占總面積與觀測(cè)區(qū)域面積的比值作為彌散相粒子的平均面積比。然后將均勻化處理后的鑄錠加熱至450° C后進(jìn)行鍛造，鍛造加工率為50%，終鍛溫度不低于350° C，以避免加工過程中發(fā)生再結(jié)晶而產(chǎn)生粗大晶粒。最后對(duì)鍛件進(jìn)行T6熱處理，經(jīng)550° C固溶處理2h，淬火，再經(jīng)180° C時(shí)效處理6h，測(cè)量T6態(tài)合金亞晶尺寸及力學(xué)性能。下面結(jié)合具體實(shí)施方式
對(duì)本發(fā)明作進(jìn)一步的補(bǔ)充與說明。實(shí)施例I
鋁合金成分以重量百分比計(jì)Mg 0. 83wt. %，Si I. 35wt. %，Cu 0. 47wt. %，Mn 0. 64wt. %，Cr 0. 29wt. %, Fe 0. 14wt. %，Ti 0. 03wt. %。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化處理以0. 6°C/min的升溫速率升至560°C，空冷；合金經(jīng)過均勻化處理后彌散相粒子分布照片如圖I所示。然后在450° C進(jìn)行鍛造，鍛造加工率為50%，終鍛溫度不低于350° C。最后對(duì)鍛件進(jìn)行T6熱處理經(jīng)550° C固溶處理2h，淬火，再經(jīng)180° C時(shí)效處理6h。實(shí)施例2
鋁合金成分以重量百分比計(jì)Mg 0. 80wt. %, Si I. 22wt. %, Cu 0. 41wt. %,Mn 0. 65wt. %,Cr 0. 26wt. %, Fe 0. 16wt. %，Ti 0. 02wt. %。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化處理以7° C/min的升溫速率升至550° C，保溫4h，空冷。然后在450° C進(jìn)行鍛造，鍛造加工率為50%，終鍛溫度不低于350° C。最后對(duì)鍛件進(jìn)行T6熱處理經(jīng)550° C固溶處理2h，淬火，再經(jīng)180° C時(shí)效處理6h。實(shí)施例3鋁合金成分以重量百分比計(jì)Mg 0. 83wt. %，Si I. 35wt. %，Cu 0. 47wt. %，Mn 0. 64wt. %，Cr 0. 29wt. %, Fe 0. 14wt. %，Ti 0. 03wt. %。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化處理以7° C/min的升溫速率升至540° C，保溫4h，空冷。然后在450° C進(jìn)行鍛造，鍛造加工率為50%，終鍛溫度不低于350° C。最后對(duì)鍛件進(jìn)行T6熱處理經(jīng)550° C固溶處理2h，淬火，再經(jīng)180° C時(shí)效處理6h。實(shí)施例4
鋁合金成分以重量百分比計(jì)Mg 0. 83wt. %，Si I. 35wt. %，Cu 0. 47wt. %，Mn 0. 64wt. %，Cr 0. 29wt. %, Fe 0. 14wt. %，Ti 0. 03wt. %。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化處理以7° C/min的升溫速率升至560° C，保溫4h，空冷。然后在450° C進(jìn)行鍛造，鍛造加工率為50%，終鍛溫度不低于350° C。最后對(duì)鍛件進(jìn)行T6熱處理經(jīng)550° C固溶處理2h，淬火，再經(jīng)180° C時(shí)效處理6h。比較例I
鋁合金成分以重量百分比計(jì)Mg 0. 83wt. %，Si I. 35wt. %，Cu 0. 47wt. %，Mn 0. 64wt. %，Cr 0. 29wt. %, Fe 0. 14wt. %，Ti 0. 03wt. %。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化處理以3° C/min的升溫速率升至575° C，保溫4h，空冷；合金經(jīng)過均勻化處理后彌散相粒子分布照片如圖2所示。然后在450°C進(jìn)行鍛造，鍛造加工率為50%，終鍛溫度不低于350°C。最后對(duì)鍛件進(jìn)行T6熱處理經(jīng)550° C固溶處理2h，淬火，再經(jīng)180° C時(shí)效處理6h。上述實(shí)施例I 4制備所得合金與比較例合金的測(cè)試結(jié)果如下表所示
權(quán)利要求
1.適用于熱加工的高強(qiáng)度Al-Mg-Si-Cu合金，其特征在于其成分的質(zhì)量百分含量為Mg O. 8 I. 4wt. %，Si O. 8 I. 6wt. %，Cu O. 2 O. 8wt. %，Mn O. 2 I. Owt. %，Cr O. Γθ. 4wt. %，TiO. ΟΓΟ. lwt. %，F(xiàn)e ( 0. 25wt. %，不可避免的雜質(zhì)總和彡O. 15wt. %，余量為Al。
2.權(quán)利要求I所述的適用于熱加工的高強(qiáng)度Al-Mg-Si-Cu合金的制備方法，其特征在于采用半連續(xù)鑄造方式制備合金鑄錠，在循環(huán)風(fēng)爐中以O(shè). riO°C/min的升溫速率加熱至52(T570°C，保溫4 10h，空冷；均勻化處理后的鑄錠重新加熱至450 500° C后進(jìn)行熱加工變形，熱加工終了溫度不低于350° C，然后進(jìn)行T6熱處理，經(jīng)53(T570° C固溶處理f 2h，淬火，再經(jīng)170 200°C時(shí)效處理4 9h。
3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的適用于熱加工的高強(qiáng)度Al-Mg-Si-Cu合金的制備方法，其特征在于合金鑄錠直徑為Φ3(Γ500πιπι，鑄造速度為7(Tl70mm/min，冷卻水流量為f4m3/h。
4.根據(jù)權(quán)利要求2所述的適用于熱加工的高強(qiáng)度Al-Mg-Si-Cu合金的制備方法，其特征在于均勻化處理后Mn、Cr彌散相粒子平均直徑小于120nm。
5.根據(jù)權(quán)利要求2所述的適用于熱加工的高強(qiáng)度Al-Mg-Si-Cu合金的制備方法，其特征在于T6熱處理后,合金亞晶尺寸小于10 μ m,材料的屈服強(qiáng)度380MPa以上,延伸率大于12%。
全文摘要
本發(fā)明涉及適用于熱加工的高強(qiáng)度Al-Mg-Si-Cu合金及制備方法，成分Mg 0.8～1.4wt.%，Si 0.8～1.6wt.%，Cu 0.2～0.8wt.%，Mn 0.2～1.0wt.%，Cr 0.1～0.4wt.%，Ti 0.01～0.1wt.%，F(xiàn)e≤0.25wt.%，不可避免的雜質(zhì)≤0.15wt.%，余量為Al；工藝合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中以0.1～10oC/min升溫速率加熱至520～570oC，保溫4～10h，空冷；均勻化處理后的鑄錠加熱至450～500oC后熱加工變形，終了溫度不低于350oC，進(jìn)行T6熱處理，530～570oC固溶處理1～2h，淬火，再170～200oC時(shí)效處理4～9h。
文檔編號(hào)C22C21/08GK102787262SQ201210240858
公開日2012年11月21日 申請(qǐng)日期2012年7月12日 優(yōu)先權(quán)日2012年7月12日
發(fā)明者張惠琳, 王雛艷, 錢維鋒, 長海博文, 韓逸, 馬科 申請(qǐng)人:蘇州有色金屬研究院有限公司