CN101035919A - 高硬度铝成型板和生产所述板的方法 - Google Patents

Abstract

铝形变合金的成型板，以重量百分比计该合金包含：Si 1.4－2.1，Mn 0.8－1.2，Cu 0.45－0.9，Mg 0.7－1.2，Ti＜0.15，Zn＜0.4，Fe＜0.7，Zr、Cr、V中的一种或多种，每种＜0.25，偶然的元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.25，余量为铝，并且具有大于0.6mm的厚度，而且在T6状态具有高于105HB的硬度。

Description

高硬度铝成型板和生产所述板的方法

本发明涉及铝形变合金的成型板(moulding plate)。本发明还涉及生产所述成型板的方法。

在用于橡胶和塑料的吹塑和热成型的工具板和成型板市场中，在保持令人满意的耐磨性和修理可焊性的同时一直致力于降低成本。这些类型的工具板也广泛用于许多其它工业应用中，包括通过各种机加工操作例如钻孔、铣磨和车削生产的构件。通常使用的工具板由选自AA2000系列合金、AA6000系列合金或AA7000系列合金制成。

对于用于成型板的合金，与良好的机械加工性结合的高耐磨性是重要的性能。在典型的工具板形变合金中，通过与铜(例如在AA2000系列中)或锌(例如在AA7000系列中)或镁和硅(例如AA6000系列中)合金化并结合热机械处理获得这种耐磨性。在这些可热处理的合金种类中，获得高硬度的典型方式是通过共格相的析出硬化。通常认为通过相对粗的颗粒例如初生(primary)Si和非共格Mg₂Si的附加硬化是不合适的，因为在升高的温度下存在共晶熔化的相关风险。也不容易应用通过α-Al(Fe，Mn，Cu)Si弥散体的附加硬化，因为通常认为它们可提高合金的淬火敏感性。提高的淬火敏感性被认为是不利的性质，特别是对于较薄规格的产品。

典型地，利用AA2000和AA7000合金获得了高于AA6000合金的硬度。然而，AA2000系列的缺点是高的铜含量，这使得该合金昂贵并且对热处理非常敏感。此外，高的铜含量也对合金的可焊性具有不利影响。对于AA7000系列具有相似的争论，例如高的残余应力、和不良的可焊性以及腐蚀性能，这会使模型的尺寸公差、修理可焊性和耐久性复杂化。通常，T6状态的AA6000系列合金例如AA6010、AA6013、AA6061、AA6066、AA6070和AA6082的耐磨性对于普通的工业应用是足够的。然而，对于高性能的应用，需要较高的耐磨性，同时不会对可焊性和成本产生不利影响。

本发明的目的是提供具有改良耐磨性的铝形变合金的成型板。

根据本发明，通过提供包含如下成分的铝形变合金的成型板实现了该目的，以重量百分比计：

-Si  1.4-2.1

-Mn  0.8-1.2

-Cu  0.45-0.9

-Mg  0.7-1.2

-Ti  ＜0.15

-Zn  ＜0.4

-Fe  ＜0.7

-Zr、Cr、V中的一种或多种，每种＜0.25，总量优选＜0.35

-偶然的元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.25，

-余量为铝，并且该成型板具有大于0.6mm的厚度，并且在T6状态下具有高于105HB的硬度。

通过结合Mg-Si-Cu相、含Fe和含Mn的金属间化合物和弥散体的析出硬化(已知这些可通过它们对淬火敏感性的影响实际减少平衡AlMgSi(Cu)合金中的时效硬化效果)与高过量的Si(这可降低Mg溶质水平以最小化含Mg弥散体对淬火敏感性的负面影响)获得提高的硬度。Mg-Si相的过饱和水平不够高使得特别高的淬火敏感性是由Mg、Si和Cu溶质含量导致。认为根据本发明的平衡合金组成结合了硅添加与适量铜、镁和锰的强度提高作用。发现这种合金提供了令人满意的可焊性和至少105HB的硬度。应注意的是，硬度值以Brinell标度表示，并通过载有62.5kg质量的具有2.5mm直径的球测得。根据ASTME10(2002版)进行硬度测试。

在本发明的优选实施方案中，T6状态的硬度是至少115HB、更优选至少120HB。这些硬度值意味着提高的机械加工性和耐磨性。与热处理结合的化学组成确保足够可焊性并由此维持可修理性：令人惊讶的是，已经发现对于多至0.9％的Cu水平，使用例如普通4043填充焊丝(filler wire)，板合金显示出非常好的可修理性。

在一个实施方案中，Si在1.53-2.0％范围内，更优选在1.55-1.9％范围内。发现通过共格Mg-Si-Cu相和初生Si、非共格Mg₂Si和α-Al(Fe，Mn，Cu)Si金属间化合物相和弥散体的硬化，这个硅范围提供非常好的所需性能的组合。

在一个实施方案中，Mn在0.85-1.10％范围内。据发现特别是通过促进α-Al(Fe，Mn，Cu)Si金属间化合物相和弥散体的形成，该锰范围提供了非常好的所需性能的组合。在高的Si水平下，形成相对脆的β-AlFeSi金属间化合物相的趋势增加。然而通过确保适量Mn和Cu的存在，可以稳定更有利的α-Al(Fe，Mn，Cu)Si相。

在一个实施方案中，Cu在0.5-0.7％范围内。发现通过共格Mg-Si-Cu相和稳定的α-Al(Fe，Mn，Cu)Si，该铜范围提供了非常好的所需性能的组合，同时保持合金成本下降并确保良好的修理可焊性。

在一个实施方案中，Zn低于0.3％，优选在0.17-0.3％范围内。

在一个实施方案中，Fe优选至少为0.2％、更优选在0.2-0.5％范围、且甚至更优选在0.3-0.5％范围内以确保形成足够量的提高硬度的α-Al(Fe，Mn，Cu)Si金属间化合物。

在一个实施方案中，Zr、Cr、V每一种优选低于0.18％、更优选低于0.12％以进一步降低淬火敏感性。

在一个实施方案中，成型板具有“ASM Specialty Handbook-Aluminium and Aluminium Alloys(J.R.Davis编辑)，ASMinternational 1993，328-331页”限定的“B”级或更好的机械加工性等级。

在一个实施方案中，成型板具有300mm的最终厚度，其中在该板中心仍然满足要求的硬度值。优选地，最终厚度在5-300mm范围内，更优选在5-260mm范围内。这些厚度范围允许成型板用于所有涉及成型板的实际应用。

在一个实施方案中，仅通过热轧将成型板轧制到最终厚度。

根据本发明的另一方面，提供了制备成型板的方法，该方法包括以下步骤：

·铸造具有如下组成的铸锭，该组成包括(以重量百分比计)：

-Si    1.4-2.1

-Mn    0.8-1.2

-Cu    0.45-0.9

-Mg    0.7-1.2

-Ti    ＜0.15

-Zn    ＜0.4

-Fe    ＜0.7

-Zr、Cr、V中的一种或多种，每种＜0.25，总量优选＜0.35

-偶然的元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.25，余量为铝，并且具有上文描述中提及的优选组成范围。

·均匀化和/或预热铸锭，

·加工所述板到最终厚度，有优选通过热轧和/或冷轧，更优选仅通过热轧，

·进行包括固溶热处理随后快速冷却的热处理，

·时效，

其中选择所述快速冷却过程中的冷却速率以获得至少105HB的成型板硬度。

通过制造根据本发明的成型板，获得具有高断屑(chip-breaking)金属间化合物含量的高硬度产品。在固溶热处理后的快速冷却过程中的冷却速率是重要的，因为该冷却速率决定了固溶热处理过程中溶解的Mg、Si和Cu的溶质含量。

在本发明的一个实施方案中，热轧或热压之后的热处理是T6处理。

在一个实施方案中，均匀化温度是至少450℃、优选至少500℃、更优选500-595℃，优选1-25小时、更优选10-16小时。预热温度是至少570℃，介于约300-570℃之间、优选介于350-530℃之间，优选1-25小时、更优选1-10小时。

在一个实施方案中，固溶热处理温度是至少500℃、优选至少520℃、且更优选至少540℃。在一个实施方案中，在固溶热处理后从固溶热处理温度冷却到低于250℃、优选低于150℃且更优选低于100℃的冷却速率是至少1℃/s、优选至少2℃/s更优选5℃/s、甚至更优选至少10℃/s。应注意的是，淬火过程中产品的冷却速率依赖于产品内的位置。产品中心的冷却慢于产品的表面。因此，由于最终硬度依赖于冷却速率，如果淬火过程中局部冷却速率较低，那么硬度将较低。产品中的临界点限定为淬火过程中冷却速率最低的点。上述冷却速率与临界点处的冷却速率有关。

在另一实施方案中，时效过程包括持续最多28天、优选持续最多14天、更优选持续最多7天、更优选持续最多2天的自然时效，接着进行等效于在约180-200℃时效约1-10小时的人工时效处理。本领域技术人员已知的是，通常不独立选择退火的时间和温度。时效过程是热激活的，这导致与短时间结合的高温等效于较低温度和较长时间，即在时效处理后达到相同的冶金学状态。

在本发明的一个实施方案中，加工步骤包括轧制或压制步骤。在另一实施方案中，轧制步骤包括热轧和/或热压步骤和/或冷轧步骤。优选地，加工步骤仅包括热轧和/或热压。

在本发明的一个实施方案中，铸造步骤是接近最终形状的铸造步骤，其中铸造产品的尺寸接近于最终产品。

将通过下面的非限制性实施例和附图解释本发明的具体实施方案。应注意的是，通过混合钎焊合金的切屑(cutting)改变合金的化学组成，其后可以添加Cu和/或Mg和/或其它元素以获得最终的化学组成，该钎焊合金主要由包覆有工业纯度为Al99.0的富Si的AA4000系列合金的AA3000系列芯合金构成。

                        表1.测试合金的平均组成和在T6状态的硬度

合金	Si	Fe	Cu	Mn	Mg	Zn	Ti	HB	钎焊合金含量(％)
										Al99.0	0.4	0.6	0.03	0.03	0.03	0.07	-	-	0
钎焊合金	2.0	0.4	0.5	1.0	0.40	0.25	0.05	-	100
										实施例1	1.72	0.37	0.61	0.77	0.97	0.21	0.05	124	82
实施例2	1.70	0.39	0.91	0.95	0.85	0.21	0.05	124	81
										实施例3	2.10	0.38	0.50	1.03	0.88	0.25	0.05	124	100
实施例4	1.68	0.41	0.40	0.78	0.98	0.21	0.05	123	80
										实施例5	1.71	0.43	0.51	0.76	0.70	0.21	0.05	122	82
实施例6	1.59	0.38	0.61	0.81	0.98	0.10	0.03	123	75
										实施例7	1.60	0.39	0.64	0.95	0.91	0.02	0.05	图1	80

在高于510℃的温度对这些合金进行均匀化，可选进行热轧，在550℃进行固溶热处理，以至少10℃/s进行冷却以使Mg、Si和Cu的溶质含量最大化，在室温下储存14天，并在等效于190℃持续2-6小时的时效处理之后进行时效。以这种方式，获得具有高断屑金属间化合物含量的高硬度T6状态产品，导致至少120HB的硬度。在530℃下对实施例7进行固溶热处理，在室温下储存1天，其它处理条件同上文对其它合金所给出的。

图1中显示了具有80、100或150mm厚度的具有根据实施例7的组成的板的硬度分布(profile)。沿X轴给出以mm表示的厚度方向上到板中心的距离(L)，而沿Y轴给出板厚度不同位置的以HB值表示的硬度。所有测量值显示板厚度上的每一位置具有至少120HB的硬度值。

应当清楚的是，本发明不限制于所描述的实施方案和上述的实施例，而是包括说明书和下述权利要求范围内的任何和所有实施方案。

Claims (10)

1.铝形变合金的成型板，该成型板以重量百分比计包含：

-Si    1.4-2.1

-Mn    0.8-1.2

-Cu    0.45-0.9

-Mg    0.7-1.2

-Ti    ＜0.15

-Zn    ＜0.4

-Fe    ＜0.7

-Zr、Cr、V中的一种或多种，每种＜0.25

-偶然的元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.25，

-余量为铝，并且该成型板具有大于0.6mm的厚度，而且在T6状态条件具有高于105HB的硬度。

2.根据权利要求1的成型板，其中Si在1.53-2.0％范围内，更优选在1.55-1.9％范围内。

3.根据权利要求1或2的成型板，其中Mn在0.85-1.10％范围内。

4.根据权利要求1-3中任一项的成型板，其中Cu在0.5-0.7％范围内。

5.根据权利要求1-4中任一项的成型板，其中Mg在0.9-1.1％范围内。

6.根据权利要求1-5中任一项的成型板，其中Zn低于0.3％，优选在0.17-0.3％范围内。

7.根据权利要求1-6中任一项的成型板，其中成型板具有“B”级或更好的机械加工性等级。

8.根据权利要求1-7中任一项的成型板，其中成型板具有5-300mm，优选5-260mm范围的最终厚度。

9.根据权利要求1-8中任一项的成型板，其中仅通过热轧将成型板轧制到最终厚度。

10.制造成型板的方法，包括以下步骤：

·铸造包含如下成分的组成(以重量百分比计)：

-Si    1.4-2.1

-Mn    0.8-1.2

-Cu    0.45-0.9

-Mg    0.7-1.2

-Ti    ＜0.15

-Zn    ＜0.4

-Fe    ＜0.7

-Zr、Cr、V中的一种或多种，每种＜0.25

-偶然的元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.25，余量为铝

·均匀化和预热，

·加工所述板到最终厚度，

·进行包括固溶热处理并随后进行快速冷却的热处理，

·时效，

其中选择所述快速冷却过程中的冷却速率以获得至少105HB的成型板硬度。