本發(fā)明屬于鋁合金
技術(shù)領(lǐng)域：
，涉及一種可工業(yè)化應(yīng)用的改善Al-Mg-Si-Cu系合金材料顯微組織的處理方法，特別針對(duì)汽車領(lǐng)域車身外板用高成形性合金板材而開發(fā)，該種處理方法可以使得鋁合金內(nèi)原生相分布均勻性大幅度提高，進(jìn)而顯著提高合金的綜合性能。
背景技術(shù)：
：隨著汽車數(shù)量的不斷增加，尾氣排放對(duì)空氣污染和氣候惡化不容忽視，世界各國對(duì)汽車節(jié)能、減排的意識(shí)不斷增強(qiáng)。因此，如何實(shí)現(xiàn)汽車輕量化進(jìn)而達(dá)到節(jié)能減排的目的已經(jīng)成為汽車領(lǐng)域進(jìn)一步發(fā)展的關(guān)鍵所在。從高速、舒適、美觀、耐用、輕量化、節(jié)能、環(huán)保、降低成本等綜合性能方面來看，鋁合金無疑是現(xiàn)代汽車工業(yè)輕量化的首選材料，世界許多國家均已大力開展汽車輕量化用鋁合金加工、成形和應(yīng)用的相關(guān)研究。目前，汽車工業(yè)已經(jīng)是我國的支柱產(chǎn)業(yè)之一，今后一段時(shí)間仍會(huì)得到持續(xù)高速的發(fā)展，因此，研制高性能汽車用鋁合金材料及其制備方法對(duì)于提高我國汽車工業(yè)的國際競爭力意義重大，同時(shí)也會(huì)為我國產(chǎn)生重大的經(jīng)濟(jì)和社會(huì)效益。目前，汽車輕量化用變形鋁合金板材主要包括，分別應(yīng)用于車身內(nèi)板和外板的Al-Mg系和Al-Mg-Si系合金板材。相比而言，Al-Mg-Si系合金由于具有如下特點(diǎn)：可熱處理強(qiáng)化、耐蝕性好、焊接性好、易于表面著色以及成形性好，而且更為重要的是該系合金普遍具有較高的烤漆硬化特性，所有這些優(yōu)點(diǎn)使得該系合金非常適合應(yīng)用于汽車車身外板的加工，而且目前已經(jīng)有幾個(gè)牌號(hào)的合金獲得廣泛應(yīng)用，如AA6016，AA6111以及AA6022等。以往研究和應(yīng)用均表明，雖然Al-Mg-Si系合金具有較好的沖壓成形性能，r值一般可達(dá)0.55以上，但是與鋼鐵相比仍然存在一定差距。因此，在保證合金烤漆硬化性能較好的情況下如何進(jìn)一步提高該系鋁合金的沖壓成形性能是其能夠得到更加廣泛應(yīng)用的關(guān)鍵所在?？紤]到汽車外板用Al-Mg-Si系合金的制備過程較長且較為復(fù)雜，通過改變熱加工工藝很好調(diào)控組織和織構(gòu)演化過程，進(jìn)而實(shí)現(xiàn)不同織構(gòu)的合理搭配難度較大，但是如果合金基體內(nèi)分布有一定量的粗大粒子(直徑d>1μm)，變形態(tài)合金在高溫?zé)崽幚磉^程中會(huì)發(fā)生粒子刺激再結(jié)晶形核(即所謂的PSN效應(yīng))，導(dǎo)致粒子周圍出現(xiàn)大量再結(jié)晶核心，這樣不僅可以使得晶粒細(xì)化，而且還可以使得織構(gòu)顯著弱化(基本呈隨機(jī)分布狀態(tài))，最終可以使得合金板材的成形性能獲得大幅度提高。因此，如何在熱加工之前在合金基體內(nèi)能夠獲得均勻彌散分布的粗大粒子分布狀態(tài)成為該系合金組織調(diào)控的關(guān)鍵?？紤]到熔鑄過程中生成的原生相普遍與基體界面結(jié)合良好，據(jù)此如果能夠在熔鑄過程合成均勻彌散分布的原生相粒子，那么其在后續(xù)熱加工過程中一定可以發(fā)揮PSN效應(yīng)而使合金組織和織構(gòu)得到很好調(diào)控，進(jìn)而使得成形性能獲得大幅提高。根據(jù)此設(shè)計(jì)思路，同時(shí)考慮到回收鋁合金普遍含有溶質(zhì)元素Fe、Mn和Si等元素，用回收鋁合金進(jìn)行熔煉不僅可以大幅降低汽車用鋁合金的生產(chǎn)成本，而且還可以利用引入的溶質(zhì)元素Fe、Mn和Si等元素在熔鑄過程中發(fā)生原位反應(yīng)進(jìn)而生成Al(Fe,Mn)Si相。但是根據(jù)以往研究表明，熔鑄過程中生成的富鐵相很容易發(fā)生偏聚長大，雖然在后續(xù)熱加工過程中也可以發(fā)生破碎而得到細(xì)化，但是破碎過程中很容易不徹底而在粗大富鐵相內(nèi)部殘留有微裂紋，進(jìn)而在沖壓成形或彎邊變形時(shí)優(yōu)先誘發(fā)裂紋萌生和擴(kuò)展，從而抵消了粗大粒子誘發(fā)再結(jié)晶形核等的有利作用。因此，如何能夠使得熔鑄過程內(nèi)生成的富鐵相發(fā)生細(xì)化且均勻彌散分布于合金基體內(nèi)成為提高鋁合金綜合性能的關(guān)鍵所在?？紤]到如果能夠施加物理場(chǎng)對(duì)Al-Mg-Si-Cu系合金的熔鑄過程進(jìn)行作用，那么必然可以增加原生富鐵相的形核率以及均勻彌散分布程度。本發(fā)明就是基于這一調(diào)控思路而開發(fā)了一種可以有效促進(jìn)Al-Mg-Si-Cu系合金原生相分布的離散處理方法。技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：本發(fā)明為了更好滿足汽車輕量化用鋁合金板材的實(shí)際應(yīng)用需求，針對(duì)Al-Mg-Si-Cu系合金板材成形性能仍然不夠高等問題，開發(fā)一種更加適合促進(jìn)鋁合金材料內(nèi)原生相分布狀態(tài)的處理方法。本發(fā)明充分利用熔鑄過程的超聲物理外場(chǎng)作用可以有效促進(jìn)合金內(nèi)原生相的均勻彌散分布狀態(tài)而開發(fā)的。在開發(fā)過程中通過控制熔鑄過程以及外場(chǎng)作用方式和強(qiáng)度等，并輔以合適的高溫處理工藝調(diào)控，最終使得合金在熱加工之前的組織得到很好調(diào)控和提高，從而實(shí)現(xiàn)Al-Mg-Si-Cu系合金內(nèi)原生相呈球形或近球形且呈均勻彌散分布狀態(tài)的目的。據(jù)此，本發(fā)明提出一種促進(jìn)Al-Mg-Si-Cu系合金原生富鐵相分布的離散處理方法，所述Al-Mg-Si-Cu系合金的化學(xué)成分及其質(zhì)量百分比含量為：Zn:0～3.7wt％，Mg0.3～1.2wt％，Si0.3～1.2wt％，Cu0.1～0.4wt％，F(xiàn)e0.32～1.5wt％，Mn0.3～0.7wt％，Cr≤0.02wt％，Ti≤0.02wt％，B≤0.01wt％，余量為Al；其特征在于采用如下技術(shù)路線：采用回收鋁或普鋁進(jìn)行Al-Mg-Si-Cu系合金的配置→中頻感應(yīng)熔煉→熔體保溫在650～780℃→超聲物理場(chǎng)對(duì)不同溫度熔體進(jìn)行多次處理(功率0.8～2kW，頻率19～22，時(shí)間3～60min，插入方式：超聲桿與熔體界面呈45～90°，次數(shù)≥1)→熔體澆注到成型磨具中(冷卻速率：20～300℃/s)→雙級(jí)高溫?zé)崽幚砬蚧昏F相粒子(第一級(jí)為：440～490℃/1～12h,第二級(jí)為：520～575℃/7～50h，升降溫速率10～45℃/h)，即可以保證所開發(fā)合金基體內(nèi)的原生富鐵相粒子呈球形或近球形且均勻彌散分布。.優(yōu)選地，上述技術(shù)路線中所述中頻感應(yīng)熔煉工藝為：首先將回收鋁或普鋁熔化，溫度控制在780～840℃，然后分別添加Al-Fe，Al-Mn，Al-Cr，Al-Ti中間合金，待熔化后分別再添加Al-Cu和Al-Si等中間合金，然后大功率攪拌熔體5min，靜置熔體并保證熔體溫度在660～780℃準(zhǔn)備下一步超聲物理場(chǎng)處理；優(yōu)選地，上述技術(shù)路線中所述超聲物理場(chǎng)對(duì)不同溫度熔體進(jìn)行多次處理工藝為：超聲發(fā)生器功率0.81～1.9kW，頻率19.1～21.2，時(shí)間4～60min，插入方式：超聲桿與熔體界面呈45～90°，如果超聲處理次數(shù)為1次，熔體溫度控制在680～760℃；如果超聲處理次數(shù)大于1次，第一次超聲處理熔體溫度740～780℃，中間間隔時(shí)間小于3-7min，第二次超聲處理熔體溫度為660～750℃。優(yōu)選地，上述技術(shù)路線中所述雙級(jí)高溫?zé)崽幚砬蚧昏F相粒子工藝為：將超聲物理場(chǎng)處理后的合金鑄錠試樣以10～40℃/h升溫速率開始從室溫升溫到450～490℃保溫2～9h，然后再以10～40℃/h的速率繼續(xù)升溫到530～575℃保溫14～45h，最后再以10～40℃/h的降溫速率隨爐降溫至100℃時(shí)取出。通過采用上述的技術(shù)方案，本發(fā)明具有如下優(yōu)越性：本發(fā)明不僅可以使得Al-Mg-Si-Cu系合金內(nèi)的原生富鐵相均勻彌散分布于合金基體內(nèi)，而且還可以以球形分布為主，保證在后續(xù)加工過程中不發(fā)生破碎或產(chǎn)生微裂紋。本發(fā)明非常適合應(yīng)用于汽車用鋁合金材料的加工和生產(chǎn)，以及對(duì)原生相分布狀態(tài)有特定要求的其它鋁合金材料的生產(chǎn)使用，當(dāng)然也適合應(yīng)用于對(duì)其它系列鋁合金材料組織和綜合性能有較高要求的其它技術(shù)行業(yè)。附圖說明圖11#合金經(jīng)對(duì)比例1處理后的高溫?zé)崽幚響B(tài)顯微組織；圖22#合金經(jīng)對(duì)比例1處理后的高溫?zé)崽幚響B(tài)顯微組織；圖31#合金采用實(shí)施例1處理后的高溫?zé)崽幚響B(tài)顯微組織；圖42#合金采用實(shí)施例2處理后的高溫?zé)崽幚響B(tài)顯微組織；圖51#合金采用實(shí)施例3處理后的高溫?zé)崽幚響B(tài)顯微組織；圖62#合金采用實(shí)施例4處理后的高溫?zé)崽幚響B(tài)顯微組織；具體實(shí)施方式下面結(jié)合具體實(shí)施方案對(duì)本發(fā)明做進(jìn)一步的補(bǔ)充和說明。處理工藝包括如下步驟：原材料分別采用回收鋁或普鋁、工業(yè)純Mg、工業(yè)純Zn、中間合金Al-20wt％Si、Al-50wt％Cu、Al-20wt％Fe、Al-10wt％Mn等。利用中頻感應(yīng)熔煉首先將回收鋁或普鋁熔化，溫度控制在780～840℃，然后分別添加Al-20wt％Fe，Al-10wt％Mn，Al-10wt％Cr，Al-10wt％Ti中間合金，待熔化后分別再添加Al-50wt％Cu和Al-20wt％Si等中間合金，然后大功率攪拌熔體5min，靜置熔體并保證熔體溫度在660～780℃準(zhǔn)備下一步超聲物理場(chǎng)處理；實(shí)施發(fā)明合金的具體化學(xué)成分如表1所示：表1實(shí)施發(fā)明合金化學(xué)成分(質(zhì)量百分?jǐn)?shù)，wt％)MgSiCuFeMnZnCrTiBAl1#0.90.50.21.30.33.0≤0.02wt％≤0.01wt％≤0.01wt％余量2#0.90.80.20.50.33.0≤0.02wt％≤0.01wt％≤0.01wt％余量待熔體溫度處在660～780℃之間時(shí)，開始利用超聲物理對(duì)熔體進(jìn)行處理，超聲發(fā)生器功率0.8～2kW，頻率19～22kHz，時(shí)間3～60min，插入方式：超聲桿與熔體界面呈45～90°，超聲處理次數(shù)≥1次，然后將超聲物理場(chǎng)處理后的熔體澆鑄到水冷磨具內(nèi)；為了使合金基體內(nèi)形成的原生富鐵相能夠發(fā)生球化，對(duì)其進(jìn)行雙級(jí)高溫?zé)崽幚砬蚧幚?，第一?jí)為：440～490℃/1～12h，第二級(jí)為：520～575℃/7～50h，升降溫速率10～45℃/h，經(jīng)上述工藝處理后即可以保證所開發(fā)合金基體內(nèi)的原生富鐵相粒子呈球形或近球形且均勻彌散分布。具體的實(shí)施方式如下：對(duì)比例1實(shí)施合金1#和2#合金采用中頻感應(yīng)爐熔煉后直接在700～740℃澆鑄到水冷磨具內(nèi)(冷卻速率：20～300℃/s)，然后將熔煉鑄造后的合金試樣以10～40℃/h升溫速率開始從室溫升溫到450～490℃保溫2～9h，然后再以10～40℃/h繼續(xù)升溫到530～570℃保溫14～45h，最后再以10～40℃/h的降溫速率隨爐降溫至100℃時(shí)取出。對(duì)高溫?zé)崽幚砗蠛辖鸹w內(nèi)的原生富鐵相進(jìn)行組織觀察，如圖1和2所示。實(shí)施例1實(shí)施合金1#經(jīng)中頻感應(yīng)爐熔煉后，首先采用超聲物理場(chǎng)對(duì)熔體進(jìn)行如下處理，具體超聲物理場(chǎng)處理?xiàng)l件為：超聲發(fā)生器功率0.81～1.9kW，頻率19.1～21.2kHz，時(shí)間4～60min，插入方式：超聲桿與熔體界面呈45～90°，超聲物理場(chǎng)處理次數(shù)為1次，熔體溫度控制在680～760℃；然后將處理后的熔體直接澆鑄到水冷磨具內(nèi)(冷卻速率：20～300℃/s)；最后再將超聲物理場(chǎng)處理后的合金鑄錠試樣以10～40℃/h升溫速率開始從室溫升溫到450～490℃保溫2～9h，然后再以10～40℃/h的速率繼續(xù)升溫到530～570℃保溫14～45h，最后再以10～40℃/h的降溫速率隨爐降溫至100℃時(shí)取出。對(duì)高溫?zé)崽幚砗蠛辖鸹w內(nèi)的原生富鐵相進(jìn)行組織觀察，如圖3所示。實(shí)施例2實(shí)施合金2#經(jīng)中頻感應(yīng)爐熔煉后，首先采用超聲物理場(chǎng)對(duì)熔體進(jìn)行如下處理，具體超聲物理場(chǎng)處理?xiàng)l件為：超聲發(fā)生器功率0.81～1.9kW，頻率19.1～21.2kHz，時(shí)間4～60min，插入方式：超聲桿與熔體界面呈45～90°，超聲物理場(chǎng)處理次數(shù)為1次，熔體溫度控制在680～760℃；然后將處理后的熔體直接澆鑄到水冷磨具內(nèi)(冷卻速率：20～300℃/s)；最后再將超聲物理場(chǎng)處理后的合金鑄錠試樣以10～40℃/h升溫速率開始從室溫升溫到450～490℃保溫2～9h，然后再以10～40℃/h的速率繼續(xù)升溫到530～570℃保溫14～45h，最后再以10～40℃/h的降溫速率隨爐降溫至100℃時(shí)取出。對(duì)高溫?zé)崽幚砗蠛辖鸹w內(nèi)的原生富鐵相進(jìn)行組織觀察，如圖4所示。實(shí)施例3實(shí)施合金1#經(jīng)中頻感應(yīng)爐熔煉后，首先采用超聲物理場(chǎng)對(duì)熔體進(jìn)行如下處理，具體超聲處理場(chǎng)處理?xiàng)l件為：超聲發(fā)生器功率0.81～1.9kW，頻率19.1～21.2kHz，時(shí)間4～60min，插入方式：超聲桿與熔體界面呈45～90°，超聲物理場(chǎng)處理次數(shù)為2次，第一次超聲物理場(chǎng)處理熔體溫度740～780℃，中間間隔時(shí)間小于5min，第二次超聲物理場(chǎng)處理熔體溫度為660～750℃；然后將超聲物理場(chǎng)處理后的熔體直接澆鑄到水冷磨具內(nèi)(冷卻速率：20～300℃/s)；最后再將經(jīng)此超聲物理場(chǎng)處理后的合金鑄錠試樣以10～40℃/h升溫速率開始從室溫升溫到450～490℃保溫2～9h，然后再以10～40℃/h繼續(xù)升溫到530～570℃保溫14～45h，最后再以10～40℃/h的降溫速率隨爐降溫至100℃時(shí)取出。對(duì)高溫?zé)崽幚砗蠛辖鸹w內(nèi)的原生富鐵相進(jìn)行組織觀察，如圖5所示。實(shí)施例4實(shí)施合金2#經(jīng)中頻感應(yīng)爐熔煉后，首先采用超聲物理場(chǎng)對(duì)熔體進(jìn)行如下處理，具體超聲處理場(chǎng)處理?xiàng)l件為：超聲發(fā)生器功率0.81～1.9kW，頻率19.1～21.2kHz，時(shí)間4～60min，插入方式：超聲桿與熔體界面呈45～90°，超聲處理次數(shù)為2次，第一次超聲物理場(chǎng)處理熔體溫度740～780℃，中間間隔時(shí)間小于5min，第二次超聲物理場(chǎng)處理熔體溫度為660～750℃；然后將超聲物理場(chǎng)處理后的熔體直接澆鑄到水冷磨具內(nèi)(冷卻速率：20～300℃/s)；最后再將經(jīng)此超聲物理場(chǎng)處理后的合金鑄錠試樣以10～40℃/h升溫速率開始從室溫升溫到450～490℃保溫2～9h，然后再以10～40℃/h繼續(xù)升溫到530～570℃保溫14～45h，最后再以10～40℃/h的降溫速率隨爐降溫至100℃時(shí)取出。對(duì)高溫?zé)崽幚砗蠛辖鸹w內(nèi)的原生富鐵相進(jìn)行組織觀察，如圖6所示。隨著節(jié)能減排不斷獲得各國的廣泛重視，汽車用鋁合金的開發(fā)和應(yīng)用也不斷深入，車身外板用6xxx系鋁合金近幾年也獲得突飛猛進(jìn)的發(fā)展，但是其成形性能和烤漆硬化增量的提高仍然有待進(jìn)一步的深入研究，同時(shí)其生產(chǎn)成本也需大幅降低，只有這樣才有可能使其在汽車輕量化進(jìn)程中獲得更廣泛的應(yīng)用。因此，開發(fā)一種成本較低且綜合性能優(yōu)異的新型Al-Mg-Si-Cu系合金及其制備方法對(duì)于汽車輕量化用鋁合金的發(fā)展非常重要。考慮到回收鋁合金普遍含有溶質(zhì)元素Fe、Mn和Si等元素，用回收鋁合金進(jìn)行熔煉不僅可以大幅降低汽車用鋁合金的生產(chǎn)成本，而且還可以利用引入的溶質(zhì)元素Fe、Mn和Si等元素，其在熔鑄過程中發(fā)生原位反應(yīng)進(jìn)而生成Al(Fe,Mn)Si相，這些相如果能夠很好利用并充分發(fā)揮PSN效應(yīng)，其不僅可以大幅提高合金的成形性能，而且還可以對(duì)合金的烤漆硬化增量產(chǎn)生積極影響。但是根據(jù)以往研究表明，熔鑄過程中生成的富鐵相很容易發(fā)生偏聚長大。正如對(duì)比例1所述，采用傳統(tǒng)工藝制備的合金，由于兩種合金中1#合金的富鐵相濃度較高，合金基體內(nèi)的富鐵相發(fā)生嚴(yán)重粗化，經(jīng)高溫?zé)崽幚砗蟠执蟮母昏F相基本很少有發(fā)生球化的(如圖1所示)。當(dāng)富鐵相濃度降低后，雖然2#合金內(nèi)粗大的枝晶狀和長棒狀富鐵相略有減少，但是仍然有很多枝晶狀組織，經(jīng)高溫?zé)崽幚砗笃渫瑯游茨芎芎冒l(fā)生球化(如圖2所示)。這些粗大富鐵相粒子雖然在后續(xù)熱加工過程中可以發(fā)生破碎而得到細(xì)化，但是破碎過程中很容易不徹底而在粗大富鐵相內(nèi)部殘留有微裂紋，進(jìn)而在沖壓成形或彎邊變形時(shí)優(yōu)先誘發(fā)裂紋萌生和擴(kuò)展，從而抵消了粗大粒子誘發(fā)再結(jié)晶形核等的有利作用。因此，如何能夠使得熔鑄過程內(nèi)生成的富鐵相發(fā)生細(xì)化且均勻彌散分布于合金基體內(nèi)成為提高鋁合金綜合性能的關(guān)鍵所在?？紤]到如果能夠施加物理場(chǎng)對(duì)Al-Mg-Si-Cu系合金的熔鑄過程進(jìn)行作用，那么必然可以增加原生富鐵相的形核率以及均勻彌散分布程度。本發(fā)明就是基于這一調(diào)控思路而開發(fā)了一種可以有效促進(jìn)Al-Mg-Si-Cu系合金原生相分布的離散處理方法。正如實(shí)施例1-4所述，采用所開發(fā)的處理工藝，無論對(duì)于富鐵相濃度較高的1#合金還是濃度較低的2#合金，經(jīng)此工藝處理后，合金基體內(nèi)的富鐵相不僅分布均勻性獲得顯著提高，合金晶粒尺寸發(fā)生顯著細(xì)化，而且更為重要的是鑄態(tài)合金經(jīng)后續(xù)的高溫?zé)崽幚碚{(diào)控后，基體內(nèi)的富鐵相基本全部發(fā)生球化，而呈球形或近球形(如圖3-圖6所示)。這些球化的富鐵相粒子無論采用何種加工工藝，其均不容易發(fā)生破碎而能穩(wěn)定地分布于合金基體內(nèi)。這種組織特征的出現(xiàn)，完全可以徹底避免由于粗大棒狀或枝晶狀富鐵相在后續(xù)加工過程中發(fā)生破碎進(jìn)而萌生微裂紋的惡化效應(yīng)，而在加工過程中可以更好的對(duì)合金組織和織構(gòu)演化產(chǎn)生有利影響。綜上所述，本發(fā)明通過對(duì)Al-Mg-Si-Cu系合金熔鑄過程的超聲物理場(chǎng)調(diào)控處理使得合金基體內(nèi)原生富鐵相的分布狀態(tài)得到有效控制，經(jīng)后續(xù)高溫?zé)崽幚砗蠡揪是蛐位蚪蛐吻揖鶆驈浬⒎植加诤辖鸹w內(nèi)，這對(duì)于大幅提高該系合金板材的沖壓成形性能非常有利。此外，由于原生相為富鐵相，合金熔煉時(shí)完全可以采用回收鋁合金或純度較低的普鋁進(jìn)行，非常有利于降低該系合金的生產(chǎn)成本，對(duì)于加快該系合金廣泛應(yīng)用具有積極作用。因此，本發(fā)明處理工藝不僅適合廣泛應(yīng)用于汽車用Al-Mg-Si-Cu系合金板材的制造，從而加快汽車輕量化用鋁合金的進(jìn)程，而且對(duì)于其他領(lǐng)域用高成形性和高強(qiáng)度鋁合金的開發(fā)、加工和應(yīng)用也具有一定的指導(dǎo)意義，值得汽車生產(chǎn)廠家和鋁合金加工企業(yè)對(duì)此發(fā)明加以重視，使其盡早能夠在這一領(lǐng)域得到推廣和應(yīng)用。盡管已經(jīng)示出和描述了本發(fā)明的實(shí)施例，對(duì)于本領(lǐng)域的普通技術(shù)人員而言，可以理解在不脫離本發(fā)明的原理和精神的情況下可以對(duì)這些實(shí)施例進(jìn)行多種變化、修改、替換和變型，本發(fā)明的范圍由所附權(quán)利要求及其等同限定。當(dāng)前第1頁1 2 3