CN102787262A

CN102787262A - 适用于热加工的高强度Al-Mg-Si-Cu合金及制备方法

Info

Publication number: CN102787262A
Application number: CN2012102408586A
Authority: CN
Inventors: 韩逸; 马科; 王雏艳; 长海博文; 张惠琳; 钱维锋
Original assignee: Suzhou Nonferrous Metal Research Institute Co Ltd
Current assignee: Suzhou Nonferrous Metal Research Institute Co Ltd
Priority date: 2012-07-12
Filing date: 2012-07-12
Publication date: 2012-11-21

Abstract

本发明涉及适用于热加工的高强度Al-Mg-Si-Cu合金及制备方法，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.%，Fe≤0.25wt.%，不可避免的杂质≤0.15wt.%，余量为Al；工艺：合金铸锭在循环风炉中以0.1～10oC/min升温速率加热至520～570oC，保温4～10h，空冷；均匀化处理后的铸锭加热至450～500oC后热加工变形，终了温度不低于350oC，进行T6热处理，530～570oC固溶处理1～2h，淬火，再170～200oC时效处理4～9h。

Description

适用于热加工的高强度Al-Mg-Si-Cu合金及制备方法

技术领域

本发明涉及一种适用于热加工的高强度Al-Mg-Si-Cu合金及其制备方法，属于有色金属技术领域。

背景技术

汽车行业多年来一直把促进汽车轻量化作为首要解决的问题。为此，各国汽车制造厂家和研究机构都致力于从技术和经济角度出发，开发和改善汽车材料及其工艺条件，以期在保证性能、控制成本的前提下，减轻汽车自重。铝合金因其具有良好的成型性能和较高的强度、耐腐蚀性且成本低等优点，成为促进汽车轻量化的重要材料之一。

汽车上采用的传统结构用铝合金是6061合金，由于其Mg和Si含量较低，热处理后材料的屈服强度仅为280MPa左右。随着汽车轻量化的发展需要，对材料的力学性能提出了更加严格的要求，同时要求材料更易于加工，生产成本更低。研究表明，在6×××系合金中，通过增加Mg和Si的含量来提高Mg₂Si强化相的数量可以进一步提高合金的强度，但增加到一定程度后，不仅不能获得期望的强度值，还会严重降低材料的塑性及韧性。此外，6×××系铝合金在热加工和固溶过程中易发生再结晶，产生粗大晶粒，导致力学性能急剧降低。目前，通过采用添加过渡元素(Mn、Cr)形成弥散相粒子的方法以阻碍合金发生再结晶，细化晶粒，进而提高合金的塑性。然而，当合金中Mn和Cr含量超过一定范围时，会产生大量的粗大脆性第二相，这些相对基体无强化作用，且是应力集中和裂纹源萌生之处，对铝合金的断裂韧性、疲劳性能和耐应力腐蚀性能均有不利影响。因此，充分发挥Mn、Cr元素的有益作用，开发具有优异成形性能的6×××系铝合金及其相应的制备工艺技术是推广该系合金在汽车行业中广泛应用的关键。

发明内容

本发明的目的是克服现有技术存在的不足，提供一种适用于热加工的高强度Al-Mg-Si-Cu合金及其制备方法，保证其具有较高的强度，同时加工性能优良。

本发明的目的通过以下技术方案来实现：

适用于热加工的高强度Al-Mg-Si-Cu合金，特点是其成分的质量百分含量为：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.%，Fe≤0.25wt.%，不可避免的杂质总和≤0.15wt.%，余量为Al。

本发明适用于热加工的高强度Al-Mg-Si-Cu合金的制备方法，采用半连续铸造方式制备合金铸锭，在循环风炉中以0.1~10oC/min的升温速率加热至520~570oC，保温4~10h，空冷；均匀化处理后的铸锭重新加热至450~500oC后进行热加工变形，热加工终了温度不低于350oC，然后进行T6热处理，经530~570oC固溶处理1~2h，淬火，再经170~200oC时效处理4~9h。

进一步地，上述的适用于热加工的高强度Al-Mg-Si-Cu合金的制备方法，合金铸锭直径为Φ30~500mm，铸造速度为70~170mm/min，冷却水流量为1~4m³/h。

更进一步地，上述的适用于热加工的高强度Al-Mg-Si-Cu合金的制备方法，均匀化处理后Mn、Cr弥散相粒子平均直径小于120nm。

再进一步地，上述的适用于热加工的高强度Al-Mg-Si-Cu合金的制备方法， T6热处理后，合金亚晶尺寸小于10μm，材料的屈服强度380MPa以上，延伸率大于12%。

本发明技术方案突出的实质性特点和显著的进步主要体现在：

本发明通过合理调整合金元素含量，优化工艺制度，严格控制热加工及热处理过程中的晶粒尺寸，避免材料在热加工及固溶过程中发生粗大再结晶，均匀化处理后控制Mn、Cr弥散相粒子平均直径小于120nm，固溶处理后亚晶尺寸小于10μm，从而保证材料的屈服强度达到380MPa以上，延伸率大于12%，显著提高了材料的力学性能，具有明显的减重效果。

附图说明

下面结合附图对本发明技术方案作进一步说明：

图1为实施例1合金经过均匀化处理后弥散相粒子分布照片；

图2为比较例1合金经过均匀化处理后弥散相粒子分布照片。

具体实施方式

本发明适用于热加工的高强度Al-Mg-Si-Cu合金，成分的质量百分含量为：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.%，Fe≤0.25wt.%，不可避免的杂质总和≤0.15wt.%，余量为Al。

Mg和Si是6×××系铝合金中的主要合金元素，形成了合金的主要强化相Mg₂Si。该系合金通过Mg/Si比及过剩Si含量控制来提高材料强度，当Mg和Si含量过低时，时效过程中Mg₂Si强化相生成数量少，材料强度较低；当Mg和Si含量过高时，一方面，材料的成型性能降低，另一方面，在铸造过程中可能会生成初生Si相，显著降低材料的韧性及疲劳性能。因此Mg和Si元素含量分别控制在0.8~1.4wt.%和0.8~1.6wt.%范围内。

Cu和其他合金元素一起形成第二相，通过固溶强化来提高材料强度。此外，Cu作为时效处理过程中Mg和Si元素的形核核心，使得强化相细小弥散均匀分布，显著提高材料的时效硬化性能，但Cu含量不能过高，否则降低材料的耐腐蚀性能，因此其含量控制在0.2~0.8wt.%范围内。

Mn在合金中主要起抑制再结晶、稳定亚结晶组织的作用，既提高材料强度又提高韧性和耐腐蚀性能，但Mn含量过高会在铸造过程中形成过多粗大金属间化合物，严重降低材料的铸造性、成型性能以及韧性，因此Mn含量不宜低于0.2wt.%，同时不宜高于1.0wt.%。

Cr在合金中的作用与Mn类似，但其作用效果略差，一般控制在0.1~0.4wt.%之间。同时Cr与Mn的总含量控制在0.5wt.%和1.3wt.%范围内时，既能促进两种元素的弥散相对亚结晶组织的控制作用，又能防止形成过多的粗大金属间化合物，降低材料的韧性。

Ti在合金中起细化铸态晶粒作用，以不超过0.1wt.%为宜。如果Ti含量过高，则容易生成粗大含Ti相，降低材料的韧性和疲劳性能。

Fe在合金中与其他元素一起形成Al₇Cu₂Fe、Al₁₂(Fe,Mn)₃Cu₂、(Fe,Mn)Al₆以及AlFeSi(Mn,Cr)等含Fe相，不宜超过0.25wt.%，否则含Fe相数量过多降低材料的韧性和疲劳性能。

本发明系统研究了均匀化处理过程中Mn、Cr弥散相粒子的析出动力学、形核和长大过程，以及非平衡结晶相回溶入基体等行为规律的基础上，提出有效调控Mn、Cr弥散相粒子尺寸、数量和分布的均匀化热处理工艺，并进一步研究了Mn、Cr弥散相组态对合金在热加工及固溶处理过程中亚结晶组织的影响规律，以及时效过程中沉淀强化相析出动力学、GP区及β''相形核及长大规律的基础上，提出了获得高比例亚晶分数和细小亚晶尺寸的热加工工艺以及强化相粒子细小、弥散、均匀分布的T6热处理工艺。

本发明适用于热加工的高强度Al-Mg-Si-Cu合金的制备工艺为：采用半连续铸造方式制备合金铸锭，合金铸锭直径为Φ30~500mm，铸造速度为70~170mm/min，冷却水流量为1~4m³/h，通过合理控制半连续铸造工艺，使得合金铸态晶粒尺寸小于130μm，二次枝晶臂间距不大于40μm；在循环风炉中以0.1~10oC/min的升温速率加热至520~570oC，保温4~10h，空冷；均匀化处理后Mn、Cr弥散相粒子平均直径小于120nm，均匀化处理后的铸锭重新加热至450~500oC后进行热加工变形，热加工终了温度不低于350oC，然后进行T6热处理，经530~570oC固溶处理1~2h，淬火，再经170~200oC时效处理4~9h，T6热处理后，合金亚晶尺寸小于10μm，材料的屈服强度380MPa以上，延伸率大于12%。

上述成分的合金采用半连续铸造方式铸成直径为Φ127mm圆锭，铸造速度为140mm/min，冷却水流量为3.5m³/h，测量合金铸态晶粒尺寸及二次枝晶臂间距。将合金铸锭在循环风炉中进行均匀化处理，以0.6~7oC/min的升温速率升温至540~560oC，保温4h，空冷，测量均匀化处理后Mn、Cr弥散相粒子平均直径及平均面积比。一般而言，采用较慢的升温速率有利于促进弥散相粒子均匀、细小、弥散析出。需要指出的是，Mn、Cr弥散相粒子的平均直径和平均面积比采用20,000倍数下透射电镜下观察10个区域，每个粒子的最大长度作为直径，所观察粒子最大长度的平均值作为平均直径，Mn、Cr弥散相粒子所占总面积与观测区域面积的比值作为弥散相粒子的平均面积比。然后将均匀化处理后的铸锭加热至450oC后进行锻造，锻造加工率为50%，终锻温度不低于350oC，以避免加工过程中发生再结晶而产生粗大晶粒。最后对锻件进行T6热处理，经550oC固溶处理2h，淬火，再经180oC时效处理6h，测量T6态合金亚晶尺寸及力学性能。

下面结合具体实施方式对本发明作进一步的补充与说明。

实施例1

铝合金成分以重量百分比计：Mg 0.83wt.%，Si 1.35wt.%，Cu 0.47wt.%，Mn 0.64wt.%，Cr 0.29wt.%，Fe 0.14wt.%，Ti 0.03wt.%。合金铸锭在循环风炉中进行均匀化处理：以0.6oC/min的升温速率升至560oC，空冷；合金经过均匀化处理后弥散相粒子分布照片如图1所示。然后在450oC进行锻造，锻造加工率为50%，终锻温度不低于350oC。最后对锻件进行T6热处理：经550oC固溶处理2h，淬火，再经180oC时效处理6h。

实施例2

铝合金成分以重量百分比计：Mg 0.80wt.%，Si 1.22wt.%，Cu 0.41wt.%，Mn 0.65wt.%，Cr 0.26wt.%，Fe 0.16wt.%，Ti 0.02wt.%。合金铸锭在循环风炉中进行均匀化处理：以7oC/min的升温速率升至550oC，保温4h，空冷。然后在450oC进行锻造，锻造加工率为50%，终锻温度不低于350oC。最后对锻件进行T6热处理：经550oC固溶处理2h，淬火，再经180oC时效处理6h。

实施例3

铝合金成分以重量百分比计：Mg 0.83wt.%，Si 1.35wt.%，Cu 0.47wt.%，Mn 0.64wt.%，Cr 0.29wt.%，Fe 0.14wt.%，Ti 0.03wt.%。合金铸锭在循环风炉中进行均匀化处理：以7oC/min的升温速率升至540oC，保温4h，空冷。然后在450oC进行锻造，锻造加工率为50%，终锻温度不低于350oC。最后对锻件进行T6热处理：经550oC固溶处理2h，淬火，再经180oC时效处理6h。

实施例4

铝合金成分以重量百分比计：Mg 0.83wt.%，Si 1.35wt.%，Cu 0.47wt.%，Mn 0.64wt.%，Cr 0.29wt.%，Fe 0.14wt.%，Ti 0.03wt.%。合金铸锭在循环风炉中进行均匀化处理：以7oC/min的升温速率升至560oC，保温4h，空冷。然后在450oC进行锻造，锻造加工率为50%，终锻温度不低于350oC。最后对锻件进行T6热处理：经550oC固溶处理2h，淬火，再经180oC时效处理6h。

比较例1

铝合金成分以重量百分比计：Mg 0.83wt.%，Si 1.35wt.%，Cu 0.47wt.%，Mn 0.64wt.%，Cr 0.29wt.%，Fe 0.14wt.%，Ti 0.03wt.%。合金铸锭在循环风炉中进行均匀化处理：以3oC/min的升温速率升至575oC，保温4h，空冷；合金经过均匀化处理后弥散相粒子分布照片如图2所示。然后在450oC进行锻造，锻造加工率为50%，终锻温度不低于350oC。最后对锻件进行T6热处理：经550oC固溶处理2h，淬火，再经180oC时效处理6h。

上述实施例1～4制备所得合金与比较例合金的测试结果如下表所示：

可以看出，采用本发明方法，通过合理控制合金中各元素含量以及优化铸造、锻造及热处理工艺制度，使得合金铸态晶粒尺寸小于130μm，二次枝晶臂间距不大于40μm，均匀化处理后控制Mn、Cr弥散相粒子平均直径小于120nm，同时经T6热处理后，合金亚晶尺寸小于10μm，材料的屈服强度达到380MPa以上，延伸率大于12%，较好地满足了汽车用高强度铝合金的要求，具有显著的经济效益。

需要理解到的是：以上所述仅是本发明的优选实施方式，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以作出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims

1. 适用于热加工的高强度Al-Mg-Si-Cu合金，其特征在于其成分的质量百分含量为：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.%，Fe≤0.25wt.%，不可避免的杂质总和≤0.15wt.%，余量为Al。

2.权利要求1所述的适用于热加工的高强度Al-Mg-Si-Cu合金的制备方法，其特征在于：采用半连续铸造方式制备合金铸锭，在循环风炉中以0.1~10oC/min的升温速率加热至520~570oC，保温4~10h，空冷；均匀化处理后的铸锭重新加热至450~500oC后进行热加工变形，热加工终了温度不低于350oC，然后进行T6热处理，经530~570oC固溶处理1~2h，淬火，再经170~200oC时效处理4~9h。

3.根据权利要求2所述的适用于热加工的高强度Al-Mg-Si-Cu合金的制备方法，其特征在于：合金铸锭直径为Φ30~500mm，铸造速度为70~170mm/min，冷却水流量为1~4m³/h。

4.根据权利要求2所述的适用于热加工的高强度Al-Mg-Si-Cu合金的制备方法，其特征在于：均匀化处理后Mn、Cr弥散相粒子平均直径小于120nm。

5.根据权利要求2所述的适用于热加工的高强度Al-Mg-Si-Cu合金的制备方法，其特征在于： T6热处理后，合金亚晶尺寸小于10μm，材料的屈服强度380MPa以上，延伸率大于12%。