CN105695810A - 一种含Mn可时效强化高硅铝合金及其变形材制备方法 - Google Patents
一种含Mn可时效强化高硅铝合金及其变形材制备方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN105695810A CN105695810A CN201510931026.2A CN201510931026A CN105695810A CN 105695810 A CN105695810 A CN 105695810A CN 201510931026 A CN201510931026 A CN 201510931026A CN 105695810 A CN105695810 A CN 105695810A
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- alloy
- ingot casting
- insulation
- silicon
- melt
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
- Aiming, Guidance, Guns With A Light Source, Armor, Camouflage, And Targets (AREA)
Abstract
一种含Mn可时效强化高硅铝合金，属于铝合金技术领域，其特征在于该合金的成分为Si 11～13wt％，Mg 0.5～1.0wt％，Mn 0.1～3.0wt％，Fe≤0.5wt％，其他合金元素单个元素含量≤0.2wt％，总含量≤0.5wt％，余量为Al。该铝合金的制造方法步骤如下：①合金熔炼，②铸造成型，③预处理，④均匀化处理，⑤热变形，⑥固溶水淬处理，⑦时效。本发明特点是发明合金成本低廉、采用DC铸造熔铸工艺无需变质处理，用双级均匀化结合形变热处理提高发明合金的热成型性能，热变形材生产工艺控制简单方便；而且发明合金变形材不仅具有较高的强度和塑性，同时还具备优异的耐磨性能，可部分取代现有6xxx系铝合金及钢材广泛应用于建筑装饰、导轨、轨道交通、集装箱等领域。
Description
技术领域
本发明属于铝合金及其制备技术领域，特别涉及一种含Mn可时效强化高硅铝合金及其变形材制备方法。
背景技术
高硅铝硅合金具有其他铝合金不可比拟的高比强度、高耐磨耐蚀性、低热膨胀性及良好的尺寸稳定性，其铸件已广泛应用于坦克、装甲车以及汽车发动机缸体上。然而，高硅铝合金由于其铸造组织中的层片状共晶硅相难以细化，导致高硅铝合金的塑性极差，因而其极少作为变形材使用。
多年来，国内外学者致力于提高高硅铝合金热塑性研究，先后采用化学变质处理，并利用摩擦搅拌工艺、等通道转角挤压技术或者大变形加工手段，尤其是中国专利CN200810137603.0《一种含镁高硅铝合金的结构材料及其制备方法》在不添加任何变质剂的前提下，通过热处理结合热塑性加工，开发出一种低成本制造高强、塑性良好的含镁高硅变形铝合金结构材料件的工艺技术，为高硅铝合金作为低成本高性能金属结构材料成为奠定了基础。
然而目前高硅变形铝合金普遍存在硅颗粒较粗大且分布不均匀，铝基体再结晶晶粒混晶现象严重的问题。另外，为促进高硅变形铝合金作为高性能结构材料的广泛应用，应该在提高该类合金性能的同时尽可能降低其生产制备成本。基于上述考虑，发明人从多级尺度粒子强韧化原理出发，经过理论探讨和实验论证，通过合金化析出亚微米级弥散相粒子，与微米级晶硅颗粒共同作用，弥补微米级共晶硅颗粒分布不均匀的缺陷，促进铝基体再结晶形核，钉扎铝基体晶界迁移长大，最终获得均匀细小等轴晶的铝基体中弥散分布着细小微米级硅颗粒、亚微米级弥散相粒子及纳米级析出相粒子的高硅变形铝合金显微组织，从而获得了具有良好强塑性、耐蚀性和耐磨性的高硅铝合金变形材。同时，发明人还通过调节合金化、热处理及热变形等多个工艺环节的参数，更进一步降低发明合金的制备加工成本，以扩大其应用范围。
发明内容
如上所述，本发明针对现有含Mg高硅铝合金铸锭塑性变形能力较差、其变形材铝基体再结晶晶粒混晶现象严重两大问题，提出采用添加适量Mn元素，在不采用变质处理的条件下，通过DC铸造制备出可时效强化的高硅铝合金及其变形材的方法。
本发明提供一种含Mn可时效强化高硅铝合金，其特征在于成分范围为：Si11～13wt％，Mg0.5～1.0wt％，Mn0.1～3.0wt％，Fe≤0.5wt％，其他合金元素单个元素含量≤0.2wt％，总含量≤0.5wt％，余量为Al。
上述合金可认为是在可时效强化的4×××系(Al-Si系)合金中加入了Mn元素，合金成分中的Mn含量为0.1～3.0wt％，而Si质量分数控制在共晶范围内，且Mg质量分数0.5～1.0wt％。这种合金可采用DC铸造方法制备铸锭，且无需经过变质处理。
本发明还提供了一种含Mn可时效强化铝合金制造变形材的方法，其特征在于包括以下步骤：
①合金熔炼，采用石墨粘土坩埚在电阻炉中熔炼，首先加入铝，待铝半熔化时加入硅；当金属全部熔化，添加少量覆盖剂，控制熔体温度在730℃～750℃之间保温直至Si完全溶解；当硅全部溶解，熔体温度达到720℃～740℃加入锰剂并充分搅拌熔体；待熔体温度达到740℃～750℃时加入纯镁，并充分搅拌；然后造渣、除气精炼，停电，静置熔体；
②铸造成型，采用半连续方式铸造(DC铸造)成型，浇铸温度为690℃～700℃；
③预形核处理，将上述成分的合金铸锭在循环风炉中进行低温预先形核处理，处理温度为200℃～450℃，时间为4h～10h；
④均匀化处理，预形核处理后接着进行短时均匀化处理，温度550℃，时间6h～8h；
⑤热变形，均匀化处理后将铸锭切头铣面，重新加热至470℃～490℃，热变形总量>85％；
⑥固溶水淬处理，热变形材经540℃～550℃保温20min～40min，水淬；
⑦时效处理，固溶水淬材于165℃～185℃保温8h～12h。
本发明的合金其熔铸工艺的具体步骤如下：
1.熔炼合金的原料为99.7％的工业纯铝，工业纯硅，工业纯镁，锰剂。
2.先加入纯铝，采用石墨粘土坩埚在电阻炉中熔炼，待纯铝半熔化时，加入工业纯Si。
3.当金属全部熔化且熔体温度达到730℃～750℃时，添加少量覆盖剂，保温直至Si完全溶解。
4.待硅全部熔化后熔体温度达到720℃～740℃加入锰剂并充分搅拌熔体，待熔体温度达到740℃～750℃时加入纯镁，并充分搅拌，添加少量覆盖剂。
5.造渣、除气精炼，炉子停电，熔体静置20min，待熔体温度降至690℃～700℃时，采用半连续方式铸造成型。
上述步骤3、4、5所涉及的覆盖剂由KCl、MgCl2和CaF2组成，其中KCl占50％，MgCl2占28％，CaF2占22％。
上述成分范围的合金铸锭进行热处理，具体实施步骤如下：
1.合金铸锭先在循环风炉中进行双级均匀化处理：第一级处理200℃～450℃保温4h～10h；第二级550℃保温6h～8h，以调控含Mn的弥散相粒子及硅颗粒组态。
2.将双级均匀化处理后的铸锭切头铣面。
3.将步骤2所得铸锭重新加热至470℃～490℃，进行热变形，热变形总量>85％。
4.将热变形材于540℃～550℃保温20min～40min固溶水淬处理。
5.对步骤4固溶处理后的变形材进行人工时效，具体工艺为：165℃～185℃，保温8h～12h。
与现有技术相比，本发明具有以下有益效果：
1.成分设计具有简单、低成本、可大量利用回收废铝作为原料。
(1)本发明合金成分的特点在于控制合金中Mn含量为0.1～3.0wt％，Mn是铝合金中的常加合金元素之一，具有价格低廉，简便易操作的特点。本发明合金中添加Mn元素的目的在于形成弥散相，含Mn弥散相粒子在变形过程中阻碍位错运动，形成大量高密度位错缠结区域，可以通过形变诱发形核机制(Particlestimulatednucleation，简称PSN)，有效促进变形材再结晶形核并钉扎再结晶后的晶界迁移，抑制晶粒长大，从而获得晶粒细小均匀的铝基体，同时含Mn弥散相粒子对Al基体还具有一定的强化作用，另外，Mn还可以改变铝合金中含Fe结晶相的形貌，由针状AlFeSi相转变为骨骼状AlFeMnSi相；
(2)Si质量分数控制在共晶范围内11～13wt％，Si不仅可以降低铝合金合金化成本，而且还能减轻铝合金的比重，同时弥散分布的粒状硅颗粒还能保证铝基体具有足够的耐磨性及尺寸稳定性。
(3)发明合金中Mg质量分数为0.5～1.0wt％，Mg在高硅铝合金中可以形成Mg2Si强化相，进一步强化铝基体，而且还可以通过合适的时效工艺调控Mg2Si强化相粒子组态，最终获得具有不同强塑性、韧性、耐蚀性、耐磨性相匹配的高性能高硅铝合金变形材。
(4)发明合金中Fe≤0.5wt％，其他合金元素单个元素含量≤0.2wt％，总含量≤0.5wt％，杂质Fe及其它合金元素含量容许范围均较大，便于大量利用回收废铝，进一步降低成本。
2.低温预处理+短时高温均匀化处理的双级均匀化工艺有效降低均匀化处理工艺成本，并能明显改善合金热变形能力。
为显著提高发明合金的塑性变形能力，本发明在系统研究常规高温均匀化处理前的预先形核温度及时间，对半连续铸造制备的发明合金铸锭中含Mn弥散相粒子的形核析出热力学、长大动力学过程及其在基体中的分布规律，以及对非平衡结晶相共晶Si回溶、球化等行为的影响规律，最终发明能有效调控发明合金铸锭中含Mn弥散相粒子及共晶硅颗粒尺寸、数量和分布的预先热处理制度，获得能显著改善发明合金塑性变形能力的弥散相预先形核及共晶硅颗粒球化的热处理方法。
由于本发明方法只需将铸锭在常规均匀化处理前的随炉加热过程中的某一低温段(200℃～450℃)进行一定时间(4h～10h)的保温处理，然后再加热至常规均匀化处理所需的温度(550℃)保温6h～8h，从工艺上来说很容易实现，而且较常规均匀化处理550℃×24h大大缩短了时间，降低了温度，节省能源降低成本。而且第一级200℃～450℃×4h～10h的预处理及第二级550℃×6h～8h双级均匀化处理工艺在现有的铝合金均匀化处理生产线上实施时控制简单方便，不必增加设备及工艺投资。
3.发明合金经本发明方法处理后，具有优良的冷热塑性加工性能，可以通过热挤压、热轧、冷轧等方式加工成型。其变形材再经固溶时效处理后获得细小等轴晶铝基体晶粒上弥散分布着微米级硅颗粒、亚微米弥散相粒子、纳米级析出相粒子的显微组织。该类变形材具有优异的比强度、耐蚀耐磨性、热膨胀系数低、易氧化着色的特点，可部分取代现有6xxx系铝合金及钢材而广泛应用于建筑装饰、导轨、轨道交通、集装箱等领域，因而它能取得显著的社会经济效益。
具体实施方式
下面结合具体实施方式对本发明工艺作进一步的补充与说明。
采用99.7％的纯Al，工业纯Mg，工业纯Si以及锰剂，于电阻炉中采用石墨粘土坩埚熔炼了12炉合金。具体熔炼方法如下：先加入纯铝锭，待纯铝锭呈半熔化状态时，加入纯Si；当铝锭及硅全部熔化且熔体温度达到720℃～740℃时，加入锰剂充分搅拌熔体并添加少量覆盖剂，覆盖剂由KCl、MgCl和CaF组成，其中KCl占50％，MgCl占28％，CaF占22％；当熔体温度达到740℃～750℃时加入纯镁，并充分搅拌；然后造渣、除气精炼，炉子停电，静置熔体，待熔体温度降至690℃～700℃时，采用半连续方式铸造成80mm×200mm宽的扁铸锭。实施发明合金的具体化学成分见表1。
表1实施发明合金化学成分(质量百分数，wt％)
| 合金号 | Mg | Si | Mn | Fe | Al |
| 1# | 0.76 | 11.0 | 1.66 | 0.15 | 余量 |
| 2# | 0.58 | 12.4 | 0.101 | 0.24 | 余量 |
| 3# | 0.52 | 13.0 | 0.460 | 0.22 | 余量 |
| 4# | 0.66 | 11.5 | 2.598 | 0.36 | 余量 |
| 5# | 0.71 | 12.7 | 1.07 | 0.42 | 余量 |
| 6# | 0.50 | 12.9 | 2.27 | 0.48 | 余量 |
| 7# | 0.90 | 12.1 | 0.13 | 0.41 | 余量 |
| 8# | 0.68 | 11.7 | 1.39 | 0.14 | 余量 |
| 9# | 0.74 | 12.9 | 2.96 | 0.27 | 余量 |
| 10# | 0.82 | 12.2 | 0.598 | 0.38 | 余量 |
| 11# | 0.97 | 11.2 | 1.47 | 0.45 | 余量 |
| 12# | 1.00 | 12.0 | 2.87 | 0.49 | 余量 |
发明合金铸锭经200℃～450℃×4h～10h热处理后，再随炉升温至550℃保温6h～8h进行双级均匀化处理。双级均匀化处理后将铸锭切头铣面，得到厚约74mm的铸锭，重新加热至470℃～490℃热轧，总压下量>85％，热轧板最终厚度为8mm～10mm；热轧后的板材在盐浴炉中进行温度为540℃～550℃，时间为20min-40min的固溶处理水淬后进行温度为165℃～185℃，时间为8h～12h人工时效处理。
实施例1
从实施发明合金1#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至200℃保温8h，然后升温至550℃保温8h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约74mm的铸锭，重新加热至480℃开轧，分8道次轧制，热轧终轧厚度为8mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行540℃×20min的固溶处理并水淬后进行165℃×12h人工时效处理。
实施例2
从实施发明合金1#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至250℃保温10h，然后升温至550℃保温7h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约72mm的铸锭，重新加热至475℃开轧，分6道次轧制，热轧终轧厚度为8mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行550℃×30min的固溶处理并水淬后进行185℃×8h人工时效处理。
实施例3
从实施发明合金2#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至350℃保温4h，然后升温至550℃保温6h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约73mm的铸锭，重新加热至490℃开轧，分8道次轧制，热轧终轧厚度为9mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行545℃×20min的固溶处理并水淬后进行175℃×10h人工时效处理。
实施例4
从实施发明合金2#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至300℃保温10h，然后升温至550℃保温7h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约74mm的铸锭，重新加热至470℃开轧，分6道次轧制，热轧终轧厚度为10mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行550℃×40min的固溶处理并水淬后进行170℃×10h人工时效处理。
实施例5
从实施发明合金3#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至450℃保温4h，然后升温至550℃保温6h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约74mm的铸锭，重新加热至490℃开轧，分6道次轧制，热轧终轧厚度为8mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行548℃×30min的固溶处理并水淬后进行180℃×9h人工时效处理。
实施例6
从实施发明合金3#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至400℃保温6h，然后升温至550℃保温6h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约72mm的铸锭，重新加热至480℃开轧，分6道次轧制，热轧终轧厚度为8mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行550℃×20min的固溶处理并水淬后进行185℃×8h人工时效处理。
实施例7
从实施发明合金4#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至280℃保温10h，然后升温至550℃保温8h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约72mm的铸锭，重新加热至470℃开轧，分8道次轧制，热轧终轧厚度为9mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行540℃×20min的固溶处理并水淬后进行177℃×9h人工时效处理。
实施例8
从实施发明合金4#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至350℃保温6h，然后升温至550℃保温7h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约73mm的铸锭，重新加热至480℃开轧，分6道次轧制，热轧终轧厚度为10mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行550℃×40min的固溶处理并水淬后进行170℃×10h人工时效处理。
实施例9
从实施发明合金5#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至200℃保温8h，然后升温至550℃保温7h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约74mm的铸锭，重新加热至480℃开轧，分8道次轧制，热轧终轧厚度为9mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行548℃×20min的固溶处理并水淬后进行185℃×8h人工时效处理。
实施例10
从实施发明合金5#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至350℃保温4h，然后升温至550℃保温6h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约73mm的铸锭，重新加热至490℃开轧，分8道次轧制，热轧终轧厚度为8mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行550℃×30min的固溶处理并水淬后进行180℃×8h人工时效处理。
实施例11
从实施发明合金6#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至400℃保温8h，然后升温至550℃保温6h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约73mm的铸锭，重新加热至490℃开轧，分8道次轧制，热轧终轧厚度为9mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行545℃×40min的固溶处理并水淬后进行165℃×12h人工时效处理。
实施例12
从实施发明合金6#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至250℃保温8h，然后升温至550℃保温8h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约72mm的铸锭，重新加热至480℃开轧，分8道次轧制，热轧终轧厚度为8mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行545℃×40min的固溶处理并水淬后进行175℃×10h人工时效处理。
实施例13
从实施发明合金7#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至300℃保温5h，然后升温至550℃保温7h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约73mm的铸锭，重新加热至490℃开轧，分6道次轧制，热轧终轧厚度为9mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行540℃×35min的固溶处理并水淬后进行167℃×10h人工时效处理。
实施例14
从实施发明合金7#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至450℃保温4h，然后升温至550℃保温6h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约73mm的铸锭，重新加热至480℃开轧，分6道次轧制，热轧终轧厚度为8mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行550℃×20min的固溶处理并水淬后进行175℃×10h人工时效处理。
实施例15
实施发明合金8#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至300℃保温6h，然后升温至550℃保温8h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约74mm的铸锭，重新加热至470℃开轧，分8道次轧制，热轧终轧厚度为8mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行550℃×25min的固溶处理并水淬后进行180℃×8h人工时效处理。
实施例16
从实施发明合金8#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至400℃保温5h，然后升温至550℃保温6h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约73mm的铸锭，重新加热至480℃开轧，分8道次轧制，热轧终轧厚度为9mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行540℃×40min的固溶处理并水淬后进行175℃×9h人工时效处理。
实施例17
从实施发明合金9#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至400℃保温4h，然后升温至550℃保温7h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约72mm的铸锭，重新加热至490℃开轧，分8道次轧制，热轧终轧厚度为10mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行545℃×40min的固溶处理并水淬后进行170℃×11h人工时效处理。
实施例18
从实施发明合金9#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至200℃保温9h，然后升温至550℃保温8h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约73mm的铸锭，重新加热至480℃开轧，分8道次轧制，热轧终轧厚度为8mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行550℃×30min的固溶处理并水淬后进行180℃×9h人工时效处理。
实施例19
从实施发明合金10#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至300℃保温9h，然后升温至550℃保温7h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约73mm的铸锭，重新加热至470℃开轧，分6道次轧制，热轧终轧厚度为9mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行540℃×30min的固溶处理并水淬后进行169℃×11h人工时效处理。
实施例20
从实施发明合金10#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至350℃保温6h，然后升温至550℃保温7h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约72mm的铸锭，重新加热至490℃开轧，分6道次轧制，热轧终轧厚度为9mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行545℃×20min的固溶处理并水淬后进行175℃×10h人工时效处理。
实施例21
从实施发明合金11#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至250℃保温8h，然后升温至550℃保温8h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约74mm的铸锭，重新加热至490℃开轧，分6道次轧制，热轧终轧厚度为8mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行545℃×40min的固溶处理并水淬后进行177℃×9.5h人工时效处理。
实施例22
从实施发明合金11#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至450℃保温4h，然后升温至550℃保温8h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约73mm的铸锭，重新加热至475℃开轧，分6道次轧制，热轧终轧厚度为10mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行550℃×30min的固溶处理并水淬后进行168℃×10.5h人工时效处理。
实施例23
从实施发明合金12#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至280℃保温5h，然后升温至550℃保温8h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约74mm的铸锭，重新加热至480℃开轧，分6道次轧制，热轧终轧厚度为10mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行548℃×20min的固溶处理并水淬后进行185℃×8h人工时效处理。
实施例24
从实施发明合金12#铸锭上切取100mm长的铸锭，于室温下装入循环风炉中双级均匀化，随炉升温至400℃保温10h，然后升温至550℃保温6h，出炉空冷，双级均匀化处理后的铸锭切头铣面后，得到厚约74mm的铸锭，重新加热至470℃开轧，分6道次轧制，热轧终轧厚度为9mm；在盐浴炉中对热轧后的板材进行540℃×30min的固溶处理并水淬后进行180℃×9h人工时效处理。
实施例1～24合金板材拉伸试验及摩擦磨损试验性能指标如表2所示。其中摩擦磨损试验条件为：45号淬火钢的摩擦磨损盘，载荷为100N，摩擦线速度为0.15m/s，试验时间为15min，试验环境为干摩擦，温度为室温。
表2实施例性能指标
由表2可见，经发明工艺处理后的本发明合金变形材时效处理后同时具有很高的强度、塑性和耐磨性能。
总而言之，本发明的含Mn可时效强化高硅铝合金的变形材不仅具有价格低廉，简便易操作等特点，还具有优异的比强度、耐蚀耐磨性、热膨胀系数低、易氧化着色的特点，可部分取代现有6xxx系铝合金及钢材而广泛应用于建筑装饰、导轨、轨道交通、集装箱等领域，因而它能取得显著的社会经济效益。
Claims (5)
1.一种含Mn可时效强化高硅铝合金，其特征在于该合金的成分为Si11～13wt％，Mg0.5～1.0wt％，Mn0.1～3.0wt％，Fe≤0.5wt％，其他合金元素单个元素含量≤0.2wt％，总含量≤0.5wt％，余量为Al。
2.按权利要求1所述的含Mn可时效强化高硅铝合金，其特征在于制备合金所用的原料中Al为99.7％的纯铝，Si是工业纯硅，Mg是工业纯镁，Mn是锰剂。
3.一种实施权利要求1的含Mn可时效强化铝合金制造变形材的方法，其特征在于包括以下步骤：
①合金熔炼，采用石墨粘土坩埚在电阻炉中熔炼，首先加入铝，待铝半熔化时加入硅；当金属全部熔化，添加少量覆盖剂，控制熔体温度在730℃～750℃之间保温直至Si完全溶解；当硅全部溶解，熔体温度达到720℃～740℃加入锰剂并充分搅拌熔体；待熔体温度达到740℃～750℃时加入纯镁，并充分搅拌；然后造渣、除气精炼，停电，静置熔体；
②铸造成型，采用半连续方式铸造成型，浇铸温度为690℃～700℃；
③预形核处理，将上述成分的合金铸锭在循环风炉中进行低温预先形核处理，处理温度为200℃～450℃，时间为4h～10h；
④均匀化处理，预形核处理后接着进行短时均匀化处理，温度550℃，时间6h～8h；
⑤热变形，均匀化处理后将铸锭切头铣面，重新加热至470℃～490℃，热变形总量>85％；
⑥固溶水淬处理，热变形材经540℃～550℃保温20min～40min，水淬；
⑦时效处理，固溶水淬材于165℃～185℃保温8h～12h。
4.按权利要求3所述的含Mn可时效强化高硅铝合金变形材的制造方法，其特征在于合金的熔铸工艺的具体步骤如下：
①熔炼合金的原料为99.7％的工业纯铝，工业纯硅，工业纯镁，锰剂；
②先加入纯铝，采用石墨粘土坩埚在电阻炉中熔炼，待纯铝半熔化时，加入工业纯Si；
③当金属全部熔化且熔体温度达到730℃～750℃时，添加少量覆盖剂，保温直至Si完全溶解；
④待硅全部熔化后熔体温度达到720℃～740℃加入锰剂并充分搅拌熔体，待熔体温度达到740℃～750℃时加入纯镁，并充分搅拌，添加少量覆盖剂；
⑤造渣、除气精炼，炉子停电，熔体静置20min，待熔体温度降至690℃～700℃时，采用半连续方式铸造成型。
5.按权利要求3所述的含Mn可时效强化高硅铝合金变形材的制造方法，其特征在于其时效热处理的具体实施步骤如下：
①合金铸锭先在循环风炉中进行双级均匀化处理：第一级处理200℃～450℃保温4h～10h；第二级550℃保温6h～8h，以调控含Mn的弥散相粒子及硅颗粒组态；
②将双级均匀化处理后的铸锭切头铣面；
③将步骤2所得铸锭重新加热至470℃～490℃，进行热变形，热变形总量>85％；
④将热变形材于540℃～550℃保温20min～40min固溶水淬处理；
⑤对固溶处理后的变形材进行人工时效，在165℃～185℃下，保温8h～12h。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN201510931026.2A CN105695810B (zh) | 2015-12-15 | 2015-12-15 | 一种含Mn可时效强化高硅铝合金及其变形材制备方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN201510931026.2A CN105695810B (zh) | 2015-12-15 | 2015-12-15 | 一种含Mn可时效强化高硅铝合金及其变形材制备方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN105695810A true CN105695810A (zh) | 2016-06-22 |
| CN105695810B CN105695810B (zh) | 2017-12-05 |
Family
ID=56228260
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN201510931026.2A Active CN105695810B (zh) | 2015-12-15 | 2015-12-15 | 一种含Mn可时效强化高硅铝合金及其变形材制备方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN105695810B (zh) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109355534A (zh) * | 2018-12-14 | 2019-02-19 | 广东省海洋工程装备技术研究所 | 一种多元共晶Al-Si合金材料及其制备方法和活塞 |
| CN109706354A (zh) * | 2019-03-08 | 2019-05-03 | 安徽信息工程学院 | 一种具有良好塑性的材料及其制备方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20040099352A1 (en) * | 2002-09-21 | 2004-05-27 | Iulian Gheorghe | Aluminum-zinc-magnesium-copper alloy extrusion |
| CN101333614A (zh) * | 2007-06-29 | 2008-12-31 | 东北大学 | 一种含镁高硅铝合金的结构材料件及其制备方法 |
| CN101880801A (zh) * | 2010-06-13 | 2010-11-10 | 东北大学 | 一种汽车车身用铝合金及其板材制造方法 |
| CN104532077A (zh) * | 2014-11-28 | 2015-04-22 | 苏州有色金属研究院有限公司 | 无漆刷线6xxx系铝合金车身板的短流程制备方法 |
-
2015
- 2015-12-15 CN CN201510931026.2A patent/CN105695810B/zh active Active
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20040099352A1 (en) * | 2002-09-21 | 2004-05-27 | Iulian Gheorghe | Aluminum-zinc-magnesium-copper alloy extrusion |
| CN101333614A (zh) * | 2007-06-29 | 2008-12-31 | 东北大学 | 一种含镁高硅铝合金的结构材料件及其制备方法 |
| CN101880801A (zh) * | 2010-06-13 | 2010-11-10 | 东北大学 | 一种汽车车身用铝合金及其板材制造方法 |
| CN104532077A (zh) * | 2014-11-28 | 2015-04-22 | 苏州有色金属研究院有限公司 | 无漆刷线6xxx系铝合金车身板的短流程制备方法 |
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| 吴振平: "提高近共晶Al-Si-Mg合金综合性能的研究", 《中国优秀硕士学位论文全文数据库工程科技Ⅰ辑》 * |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109355534A (zh) * | 2018-12-14 | 2019-02-19 | 广东省海洋工程装备技术研究所 | 一种多元共晶Al-Si合金材料及其制备方法和活塞 |
| CN109706354A (zh) * | 2019-03-08 | 2019-05-03 | 安徽信息工程学院 | 一种具有良好塑性的材料及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN105695810B (zh) | 2017-12-05 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN102796976B (zh) | 一种改善含Zr的7xxx系铝合金组织与性能的阶段均匀化热处理方法 | |
| CN111549266B (zh) | 一种提高车身结构铝合金板材成形性能的组织调控方法 | |
| CN111593239B (zh) | 一种车身结构用低成本高成形性铝合金板材及其制备方法 | |
| CN108823472A (zh) | 一种高强韧Al-Zn-Mg-Cu系铝合金及其热处理方法 | |
| CN110846599B (zh) | 一种提高800MPa级铝合金腐蚀性能的热处理方法 | |
| CN109972009B (zh) | 一种高强韧高模量变形镁合金及其制备方法 | |
| CN107312986A (zh) | 一种高强塑性混晶结构铝‑镁合金的制备方法 | |
| CN101880802A (zh) | 汽车车身板用Al-Mg系高镁铝合金及其制造方法 | |
| CN108866408B (zh) | 一种低成本高塑性变形镁合金 | |
| CN109554595A (zh) | 一种控制Al-Cu-Mg-Si-Mn合金弥散相析出的方法 | |
| CN109897995A (zh) | 一种高强度高塑性铝合金板材及其制造方法 | |
| CN110643870B (zh) | 一种耐腐蚀高性能变形镁合金及其制备方法 | |
| CN105695811A (zh) | 一种含Ti可时效强化高硅铝合金及其变形材制备方法 | |
| CN104894447A (zh) | 一种层状/针状两相复合增强的稀土镁合金及其制备工艺 | |
| CN109252079B (zh) | 一种低成本高强镁合金及其制备方法 | |
| CN104862567A (zh) | 一种高Sn变形镁合金及高Sn变形镁合金板材制备方法 | |
| CN105695810A (zh) | 一种含Mn可时效强化高硅铝合金及其变形材制备方法 | |
| CN101135031A (zh) | 镁-锌-锰系变形镁合金的热处理工艺 | |
| CN104328320A (zh) | 一种高强度高塑性镁合金 | |
| CN114015918A (zh) | 一种低密度高强度高模量的镁锂合金及制备方法 | |
| CN105568088A (zh) | 微合金优化的车身用Al-Mg-Si合金及其制备方法 | |
| CN109628779B (zh) | 一种细化高合金含量Mg-Al-Zn镁合金共晶相方法 | |
| CN114752831B (zh) | 一种高强度耐蚀铝合金及其制备方法和应用 | |
| CN116837260A (zh) | 一种大飞机机翼上壁板用耐蚀高强7系铝合金厚板及其制备方法 | |
| CN109943760A (zh) | 一种高强高塑稀土镁合金及其制备方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| C06 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| C10 | Entry into substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| GR01 | Patent grant |