CN105018804A

CN105018804A - 一种Al-Mg-Si系铸态铝合金及其时效处理工艺

Info

Publication number: CN105018804A
Application number: CN201410167417.7A
Authority: CN
Inventors: 伍玉娇; 陈犇; 朱涛; 朱单单; 罗亮
Original assignee: Guizhou Institute of Technology
Current assignee: Guizhou Institute of Technology
Priority date: 2014-04-24
Filing date: 2014-04-24
Publication date: 2015-11-04

Abstract

本发明公开了一种Al-Mg-Si系铸态铝合金及其时效处理工艺，按重量份数计算，该铸态铝合金由镁6~8份、硅4~6份、铝60~80份、铁2~3.5份、铜0~1份、锌0~1份、锰0~1份、钛0~1份、铬0~1份混合制成，Al-Mg-Si系铸态铝合金首先在520℃～530℃进行固溶处理，在140℃～160℃的温度下进行低温预时效处理，使得铝合金处于欠时效状态，其析出相主要以溶质原子聚集为主，即GP区，待处于一段时间的欠时效状态后，会使GP区的析出密度增大，接着继续升高时效温度至200℃，进行高温时效，使GP区转化为β"强化相的数量增多，从而有效地改善铝合金的力学性能。

Description

一种Al-Mg-Si系铸态铝合金及其时效处理工艺

技术领域

本发明涉及一种Al-Mg-Si系铸态铝合金及其时效处理工艺，属于铝合金热处理技术领域。

背景技术

Al-Mg-Si系铝合金属于可热处理强化的变形铝合金，具有中等强度、良好的热加工性能、导热性能、抛光性能、阳极氧化着色性能和优良的焊接性能、抗腐蚀性能等，被广泛应用于航天航空、交通运输、建筑等行业。该系铝合金为了获得最高强度，常进行T6峰值时效，然而随着我国航空航天、交通运输等事业的发展，铝合金材料的轻型化、提高生产率和降低成本已成为必然，铝材使用单位对铝合金综合性能的要求越来越高，因此通过单级T6峰值时效已经不能充分地提高Al-Mg-Si系铝合金的强度，于是开发一种较单级峰值时效更能提高Al-Mg-Si系铝合金强度的热处理工艺，具有重要意义。对于时效硬化型铝合金来说，要获得较高的强度，通常需要具备这种微观组织特征：即固溶处理时可溶相充分溶于基体中，形成过饱和固溶体，时效时析出高密度的细小弥散β相区。从热处理角度来说，要获得这种组织特征，首先必须在控制固溶工艺的基础上，再控制二级时效工艺的低温预时效与高温再时效两阶段的时间和温度，以保证铝合金的前期固溶程度充分，以及后期二级时效时析出更多的β强化相。

现有的不同成分含量间的Al-Mg-Si系铝合金由于其时效处理工艺不够具体与完善，使合金的性能严重下降，所以对某些具体成分含量的Al-Mg-Si系铝合金进行时效处理工艺的研究显得尤为必要。

发明内容

本发明就是针对当前Al-Mg-Si系铸态铝合金其力学性能仍有待于改善这一研究热点，通过一种新型时效工艺，使合金的强度显著提高，从而扩大合金的应用范围。

本发明的所述的一种Al-Mg-Si系铸态铝合金，按重量份数计算，该铸态铝合金由镁6~8份、硅4~6份、铝60~80份、铁2~3.5份、铜0~1份、锌0~1份、锰0~1份、钛0~1份、铬0~1份混合制成。

本发明的所述的一种Al-Mg-Si系铸态铝合金的时效处理工艺，是将Al-Mg-Si系铸态铝合金首先在520℃～530℃进行固溶处理，在140℃～160℃的温度下进行低温预时效处理，使得铝合金处于欠时效状态，其析出相主要以溶质原子聚集为主，即GP区，待处于一段时间的欠时效状态后，会使GP区的析出密度增大，接着继续升高时效温度至200℃，进行高温时效，使GP区转化为β强化相的数量增多，从而有效地改善铝合金的力学性能。

本发明主要采用固溶和二级时效来对Al-Mg-Si系铸态铝合金进行热处理，工艺流程如图所示。首先在T1温度（520～530℃）进行固溶处理，然后在T2温度（140℃～160℃）预时效一定时间，接着升高温度至T3（200℃）再继续时效一定时间。

本发明涉及的具体工艺过程如下：

首先进行固溶处理，将铝合金在520～530℃温度范围内保温一定时间进行固溶处理，保温时间一般在3小时～4小时，具体参数选择必须保证铝合金基体中的可溶相充分固溶进入基体形成溶质原子，同时又不造成合金晶粒尺寸过分长大，甚至出现过烧。一般来说，固溶温度越高，则固溶时间越短，反之亦然，固溶处理后立即进行室温水淬，以形成过饱和固溶体。

（1）第一级时效—低温预时效。将固溶处理后的铝合金在140～160℃温度范围内进行预时效，时效时间为1小时～4小时。一般来说，低温预时效的温度不能过高也不能过低，过高时合金的欠时效程度不充分，使预时效阶段GP区的密度相对较小，对后续过渡强化相的转化程度低；温度过低时合金所需的时效时间相对较长，对GP区的析出密度也有一定的约束。使合金在低温预时效获得比T6时效较多的GP区密度是提高合金强度的前提，必须对预时效温度和时间进行严格的控制。

（2）第二级时效—高温时效。将低温预时效后的铝合金在200℃温度下进行高温二级时效，时效时间为1小时～4小时，高温时效温度高，则时效时间短，反之亦然。高温时效时，一方面，低温预时效时未析出的晶内溶质原子将继续析出；另一方面，在低温预时效时析出的密度较大的GP区由于第二级时效温度较高而大量向过渡强化相转化，在一定的时效温度与时间内，可使合金的β强化相密度相比于T6时效时较大，从而使得合金的强度得到显著的提高。

附图说明

图1是本发明中Al-Mg-Si系铸态铝合金的时效处理工艺中，温度和时间曲线图。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明作进一步详细说明。

本发明是按分组实验进行制作，具体实验如下：

实施例1），按重量份数计算，该铸态铝合金由镁6~8份、硅4~6份、铝60~80份、铁2~3.5份、铜0~1份、锌0~1份、锰0~1份、钛0~1份、铬0~1份混合制成，将Al-Mg-Si系铸态铝合金进行固溶处理，温度520℃～530℃，保温3小时～4小时，然后在200℃下时效4小时～5小时至峰值T6状态。

实施例2），按重量份数计算，该铸态铝合金由镁6~8份、硅4~6份、铝60~80份、铁2~3.5份、铜0~1份、锌0~1份、锰0~1份、钛0~1份、铬0~1份混合制成，将Al-Mg-Si系铸态铝合金固溶处理，温度520℃～530℃，保温3小时～4小时，然后第一级在140℃下时效3小时～4小时，第二级在200℃下时效3小时～4小时。

实施例3），按重量份数计算，该铸态铝合金由镁6~8份、硅4~6份、铝60~80份、铁2~3.5份、铜0~1份、锌0~1份、锰0~1份、钛0~1份、铬0~1份混合制成，将Al-Mg-Si系铸态铝合金固溶处理，温度520℃～530℃，保温3小时～4小时，然后第一级在150℃下时效2小时～3小时，第二级在200℃下时效2小时～3小时。

实施例4），按重量份数计算，该铸态铝合金由镁6~8份、硅4~6份、铝60~80份、铁2~3.5份、铜0~1份、锌0~1份、锰0~1份、钛0~1份、铬0~1份混合制成，将Al-Mg-Si系铸态铝合金固溶处理，温度520℃～530℃，保温3小时～4小时，然后第一级在160℃下时效1小时～2小时，第二级在200℃下时效1小时～2小时。

经本发明所述的二级时效后，Al-Mg-Si系铸态铝合金的强度与T6峰值时效状态相比，抗拉强度有不同程度的提高，其中最低时能提高3.8%，最高时能提高11.3%，如下表所示：

以上实验结果表明，通过本发明所述及的二级时效处理的Al-Mg-Si系铸态铝合金，可实现强度较T6峰值时效状态下显著提高。

Claims

1.一种Al-Mg-Si系铸态铝合金，其特征在于：按重量份数计算，该铸态铝合金由镁6~8份、硅4~6份、铝60~80份、铁2~3.5份、铜0~1份、锌0~1份、锰0~1份、钛0~1份、铬0~1份混合制成。

2.一种用于权利要求1所述Al-Mg-Si系铸态铝合金的时效处理工艺，其特征在于：Al-Mg-Si系铸态铝合金首先在520℃～530℃进行固溶处理，在140℃～160℃的温度下进行低温预时效处理，使得铝合金处于欠时效状态，其析出相主要以溶质原子聚集为主，即GP区，待处于一段时间的欠时效状态后，会使GP区的析出密度增大，接着继续升高时效温度至200℃，进行高温时效，使GP区转化为β˝强化相的数量增多，从而有效地改善铝合金的力学性能。

3.根据权利要求2所述的Al-Mg-Si系铸态铝合金的时效处理工艺，其特征在于：所述的低温预时效处理的时间为1小时～4小时。

4.根据权利要求2所述的Al-Mg-Si系铸态铝合金的时效处理工艺，其特征在于：所述的高温时效处理的时间为1小时～4小时。