CN106756672A - 一种提高汽车用Al‑Mg‑Si‑Cu系合金强度的处理方法 - Google Patents

一种提高汽车用Al‑Mg‑Si‑Cu系合金强度的处理方法 Download PDF

Info

Publication number
CN106756672A
CN106756672A CN201611115116.5A CN201611115116A CN106756672A CN 106756672 A CN106756672 A CN 106756672A CN 201611115116 A CN201611115116 A CN 201611115116A CN 106756672 A CN106756672 A CN 106756672A
Authority
CN
China
Prior art keywords
temperature
rolling
alloy
deformation
strength
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
Application number
CN201611115116.5A
Other languages
English (en)
Other versions
CN106756672B (zh
Inventor
郭明星
袁波
庄林忠
张济山
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Beijing University of Technology
University of Science and Technology Beijing USTB
Original Assignee
University of Science and Technology Beijing USTB
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by University of Science and Technology Beijing USTB filed Critical University of Science and Technology Beijing USTB
Priority to CN201611115116.5A priority Critical patent/CN106756672B/zh
Publication of CN106756672A publication Critical patent/CN106756672A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN106756672B publication Critical patent/CN106756672B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22FCHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/05Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C21/00Alloys based on aluminium
    • C22C21/02Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C21/00Alloys based on aluminium
    • C22C21/06Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C21/00Alloys based on aluminium
    • C22C21/10Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent

Abstract

针对汽车用Al‑Mg‑Si‑Cu系合金强度普遍不够高的现状,本发明提出一种提高汽车用Al‑Mg‑Si‑Cu系合金强度的处理方法。本发明充分利用低温大塑性变形可以引入大量位错线以及显著细化组织等特点,通过控制轧制速率、温度、道次压下量以及应变总量,首先使得合金时效析出前引入大量的位错线和细晶组织;然后再辅以合适的中低温时效,一方面可以诱发基体内沉淀相的均匀和非均匀析出,增加沉淀硬化效果;另一方面还可以稳定时效前的位错线和细晶组织,从而使得合金基体能同时利用沉淀强化、位错强化和细晶强化加以多类型强化。最终该系合金强度实现了大幅度的提升,屈服和抗拉强度分别可达396.8MPa和411.9MPa。本发明方法非常适合应用于汽车用中高强7xxx系铝合金薄板材的制造,特别是对于冲压成性能和强度均有较高要求的复杂形状零部件的制造。

Description

一种提高汽车用AI -Mg-S i -Cu系合金强度的处理方法
技术领域
[0001] 本发明属于铝合金技术领域,涉及一种可工业化应用的能大幅提高6XXX系铝合金 薄板材强度的处理方法,特别针对汽车领域用中高强铝合金薄板材而开发,该种处理方法 不仅可以使得铝合金薄板材具有优异的成形性能,而且经过进一步时效处理后还具有非常 高的强度。
背景技术
[0002] 随着经济的发展,现在世界的环保问题越来越严重,其中汽车的尾气排放已成为 大气污染的重要来源之一,其对气候的恶化效应已经刻不容缓。因此,世界各国对汽车节 能、减排的意识不断增强,但是如何实现汽车轻量化进而达到节能减排的目的已经成为汽 车领域进一步发展的关键所在。从高速、舒适、美观、耐用、轻量化、节能、环保、降低综合成 本等综合性能方面来看,铝合金无疑是现代汽车工业轻量化的首选材料,世界许多国家均 已大力开展汽车轻量化用铝合金加工、成形和应用的相关研究,如Al-Mg和Al-Mg-Si-Cu系 合金等,尤其Al-Mg-Si-Cu系合金的开发和应用研究等。虽然Al-Mg-Si-Cu系合金通过成分 设计进而利用固溶和时效析出可以使得其强度获得一定提高,但是毕竟与钢铁相比,该系 铝合金材料的强度仍然不够高。因此,如何能够大幅度提高该系铝合金强度成为铝合金领 域急需解决的一大关键问题,其对于汽车轻量化用铝合金的快速发展具有重要意义。
[0003] 考虑到合金板材的强度主要受沉淀相分布、晶粒尺寸、以及位错分布等影响,而沉 淀相的析出除了受成分影响之外,还受可诱发非均匀形核的晶界和位错等影响,因此,如果 能够开发一种工艺不仅使得合金沉淀相析出数量大幅度增加而提高沉淀强化效果,即同时 利用沉淀相的均匀和非均形核,而且还能够充分利用其它强化方式,如细晶强化,位错强化 等,那么所开发的合金强度一定能够获得大幅度提高。本发明就是基于这一思想进行新工 艺开发的,开发过程中通过在时效析出前基体内大量引入位错和细晶组织,从而使得合金 不仅低温时效析出强化大幅度增加,而且还能够将引入的位错和细晶组织稳定保持在合金 基体内,从而实现了大幅度提高Al-Mg-Si-Cu系合金强度的目的。
发明内容
[0004] 本发明为了更好满足汽车轻量化用铝合金板材的实际应用需求,针对6XXX系铝合 金强度不够高等问题,开发一种更加适合汽车用中高强铝合金板材的处理方法。本发明充 分利用大塑性热乳变形并辅以固溶淬火后的低温大塑性变形可以引入大量位错线以及显 著细化组织等特点,通过控制乳制速率、温度、道次压下量以及应变总量,首先使得合金时 效析出前引入大量的位错线和细晶组织;然后再辅以合适的中低温时效,一方面可以诱发 基体内沉淀相的均匀和非均匀形核,增加沉淀硬化效果;另一方面还可以稳定时效前的位 错线和细晶组织,从而使得合金基体能同时利用沉淀强化、位错强化和细晶强化加以多类 型强化,最终必然可以使得强度较低的Al-Mg-Si-Cu系合金强度获得大福度提高。
[0005] —种提高汽车用Al-Mg-Si-Cu系合金强度的处理方法,其特征在于处理步骤如下:
[0006] 1)均匀化后的铸锭4热乳变形:开乳温度530〜580°C,终乳温度80〜200°C,变形 量80〜98%,道次压下量5〜40%,乳制速率0 · 01m/s〜0 · 9m/s;
[0007] 2)热乳板材;厚度4-8mm;
[0008] 3)固溶处理:升温速率100〜300°C/s,温度540〜580°C,时间1〜30min;
[0009] 4)淬火处理;降温速率大于500°C/s;
[00Ί0] 5)超低温预处理:保证在淬火后0.5〜IOmin内置于液氮容器内,放置时间5min〜 30h;
[0011] 6)大变形量乳制:变形温度低于20 °C,道次压下量10 %〜50%,乳制速率小于 0 · 5m/s,总变形量80 %〜99 % ;
[0012] 7)低温时效处理:温度120〜220°C,时间0.5〜50h。
[0013] 8)所处理合金化学成分及其质量百分比含量为:Ζη:0〜4.0wt%,Mg 0.5〜 1 · 2wt %,Si 0 · 7〜I · 5wt %,Cu 0〜0 · 6wt %,FeO · 1 〜0 · 5wt %,MnO · 05〜0 · 3wt %,Cr< 0.25¥七%,11彡0.25¥七%,余量为八1。
[0014] 优选地,上述技术路线中热乳工艺为:开乳温度535〜580°C,终乳温度100〜200 °C,变形量83〜98%,道次压下量6〜39%,乳制速率0 · 01 lm/s〜0 · 89m/s;
[0015] 优选地,上述技术路线中固溶处理工艺为:升温速率100〜260 °C/s,温度545〜575 °C,时间 1 〜25min;
[0016] 优选地,上述技术路线中的超低温预处理工艺为:保证在淬火后0.5〜IOmin内置 于液氮容器内,放置时间5min〜29h;
[0017] 优选地,上述技术路线中的大变形量乳制工艺为:变形温度低于20°C,道次压下量 11 %〜48%,乳制速率小于0.48m/s,总变形量82%〜99% ;
[0018] 优选地,上述技术路线中低温时效处理工艺为:温度120〜210°C,时间0.5〜45h。
[0019] 通过采用上述的技术方案,本发明具有如下优越性:本发明可以使得6XXX系铝合 金薄板材同时兼具有高强度和高塑性特性。本发明非常适合应用于汽车用铝合金薄板材的 加工和生产,以及对强度和塑性有特定要求的其它零部件的生产使用,当然也适合应用于 对中高强铝合金强度和塑性均有较高要求的其它技术行业。
附图说明
[0020] 图I 1#和2#合金采用实施例1和2处理后的硬度变化规律;
[0021] 图2 1#和2#合金采用实施例3和4处理后的硬度变化规律;
[0022] 图3 1#和2#合金采用实施例5和6处理后的硬度变化规律;
[0023] 图4 1#和2#合金采对比例和典型实施例对应的工程应力-应变曲线。
[0024] 图5 2#合金经实施例5处理后峰时效态的TEM显微组织
具体实施方式
[0025] 下面结合具体实施方案对本发明做进一步的补充和说明。
[0026] 实施例所用的两种典型的6ΧΧΧ铝合金,其化学成分如图下表1所示。所用材料是 99.99%高纯六1、工业纯1%和纯211,中间合金包括41-10%]\111、41-20%5丨、41-20%?6、八1-50%Cu,晶粒细化剂采用Al-5%Ti-l%B (质量分数)。整个熔炼过程在SG2-12-10型电阻坩 埚炉井式加热炉中进行。具体熔炼为,首先将高纯Al放入坩埚内并加热到790°C熔化后保温 lOmin,然后按照41^1141-(:1^14641-11的顺序加入到装有熔融态纯41的坩埚中,待其 全部融化后搅拌,保温lOmin。然后使溶液降温到740°C,按顺序加入Zn、Mg,保温一段时间, 然后控制溶液温度到720 °C,加入30g左右的精炼剂,用于除去溶液中气体,再加入25g左右 的除渣剂用于除去溶液中的渣滓,最后扒渣后,在720°C的溶液中加入晶粒细化剂,稳定在 720 °C的时候将合金溶体浇入水冷钢模中成型。
[0027] 表1实施合金化学成分(质量百分数,wt%)
[0028]
Figure CN106756672AD00051
[0029] 实施合金铸锭在循环空气炉中进行均匀化处理,处理工艺为:将合金铸锭放在循 环空气炉内,打开电源,以30°C/h升温速率开始升温,待温度达到485°C保温3h,随后继续升 温到555°C保温24h,再以30°C/h的降温速率随炉降温到100°C时取出试样;随后对均匀化态 铸锭进行如下工艺处理,均匀化后的铸锭—热乳变形(开乳温度530〜580°C,终乳温度80〜 200°C,变形量80〜98%,道次压下量5〜40 %,乳制速率0.01m/s〜0.9m/s)—热乳板材(厚 度4-8mm)—固溶处理(升温速率100〜300°C/s,温度540〜580 °C,时间1〜30min)—淬火处 理(降温速率大于500°C/s)—超低温预处理(保证在淬火后0.5〜IOmin内置于液氮容器内, 放置时间5min〜30h)—大变形量乳制(变形温度低于20°C,道次压下量10%〜50%,乳制速 率小于0.5m/s,总变形量80 %〜99 %)—低温时效处理(温度120〜220 °C,时间0.5〜50h), 然后对典型态合金进行性能评估。
[0030] 具体的实施方式如下:
[0031] 对比例1
[0032] 实施合金1#和2#经熔炼铸造、均匀化和热处理变形后,随后进行传统工艺处理: 艮P,热乳变形(开乳温度530〜580°C,终乳温度80〜200°C,变形量80〜98%,道次压下量5〜 40%,乳制速率0.01m/s〜0.9m/s)—热乳板材(厚度4mm)—中间退火(升温速率50°C_80°C/ min,温度400°C,时间lh)—单向冷乳变形(变形量75%,道次压线量25-30%)—快速升温固 溶处理(升温速率100_200°C/s,温度555°C,时间2min)—冷水淬火—单级时效处理(在127 °C、160°C、185°C进行人工时效)—根据硬度变化规律分别测量相应峰时效态的拉伸性能, 如表2和图4所示。
[0033] 实施例1
[0034] 实施合金1#和2#经熔炼铸造、均匀化处理后,随后对其进行如下工艺处理,均匀化 后的铸锭—热乳变形(开乳温度535〜580°C,终乳温度100〜200°C,变形量83〜98%,道次 压下量6〜39 %,乳制速率0.01 lm/s〜0.89m/s)—热乳板材(厚度4-8mm)—固溶处理(升温 速率100〜260°C/s,温度545〜575°C,时间1〜30min)—淬火处理(降温速率大于500°C/s) —超低温预处理(保证在淬火后0.5〜IOmin内置于液氮容器内,放置时间5min〜29h)—大 变形量乳制(变形温度低于_150°C,道次压下量10%〜50%,乳制速率小于0.5m/s,总变形 量80%〜99%)—127°C低温时效处理,硬度变化规律如图3所示,典型状态拉伸性能如表3 所示。
[0035] 实施例2
[0036] 实施合金1#和2#经熔炼铸造、均匀化处理后,随后对其进行如下工艺处理,均匀化 后的铸锭—热乳变形(开乳温度535〜580°C,终乳温度100〜200°C,变形量83〜98%,道次 压下量6〜39 %,乳制速率0.01 lm/s〜0.89m/s)—热乳板材(厚度4-8mm)—固溶处理(升温 速率100〜260°C/s,温度545〜575°C,时间1〜30min)—淬火处理(降温速率大于500°C/s) —超低温预处理(保证在淬火后0.5〜IOmin内置于液氮容器内,放置时间5min〜29h)—大 变形量乳制(变形温度低于20°C,道次压下量10%〜50%,乳制速率小于0.5m/s,总变形量 80%〜99%)—127°C低温时效处理,硬度变化规律如图3所示,典型状态拉伸性能如表3所 不。
[0037] 实施例3
[0038] 实施合金1#和2#经熔炼铸造、均匀化处理后,随后对其进行如下工艺处理,均匀化 后的铸锭—热乳变形(开乳温度535〜580°C,终乳温度100〜200°C,变形量83〜98%,道次 压下量6〜39 %,乳制速率0.01 lm/s〜0.89m/s)—热乳板材(厚度4-8mm)—固溶处理(升温 速率100〜260°C/s,温度545〜575°C,时间1〜30min)—淬火处理(降温速率大于500°C/s) —超低温预处理(保证在淬火后0.5〜IOmin内置于液氮容器内,放置时间5min〜29h)—大 变形量乳制(变形温度低于_150°C,道次压下量10%〜50%,乳制速率小于0.5m/s,总变形 量80%〜99%)—160°C低温时效处理,硬度变化规律如图3所示,典型状态拉伸性能如表3 和图4所示。
[0039] 实施例4
[0040] 实施合金1#和2#经熔炼铸造、均匀化处理后,随后对其进行如下工艺处理,均匀化 后的铸锭—热乳变形(开乳温度535〜580°C,终乳温度100〜200°C,变形量83〜98%,道次 压下量6〜39 %,乳制速率0.01 lm/s〜0.89m/s)—热乳板材(厚度4-8mm)—固溶处理(升温 速率100〜260°C/s,温度545〜575°C,时间1〜30min)—淬火处理(降温速率大于500°C/s) —超低温预处理(保证在淬火后0.5〜IOmin内置于液氮容器内,放置时间5min〜29h)—大 变形量乳制(变形温度低于20°C,道次压下量10%〜50%,乳制速率小于0.5m/s,总变形量 80%〜99%)—160°C低温时效处理,硬度变化规律如图3所示,典型状态拉伸性能如表3和 图4所示。
[0041] 实施例5
[0042] 实施合金1#和2#经熔炼铸造、均匀化处理后,随后对其进行如下工艺处理,均匀化 后的铸锭—热乳变形(开乳温度535〜580°C,终乳温度100〜200°C,变形量83〜98%,道次 压下量6〜39 %,乳制速率0.01 lm/s〜0.89m/s)—热乳板材(厚度4-8mm)—固溶处理(升温 速率100〜260°C/s,温度545〜575°C,时间1〜30min)—淬火处理(降温速率大于500°C/s) —超低温预处理(保证在淬火后0.5〜IOmin内置于液氮容器内,放置时间5min〜29h)—大 变形量乳制(变形温度低于_150°C,道次压下量10%〜50%,乳制速率小于0.5m/s,总变形 量80%〜99%)—185°C低温时效处理,硬度变化规律如图3所示,典型状态拉伸性能如表3 所示。
[0043] 实施例6
[0044] 实施合金1#和2#经熔炼铸造、均匀化处理后,随后对其进行如下工艺处理,均匀化 后的铸锭—热乳变形(开乳温度535〜580°C,终乳温度100〜200°C,变形量83〜98%,道次 压下量6〜39%,乳制速率O. Ol lm/s〜0.89m/s)—热乳板材(厚度4-8mm)—固溶处理(升温 速率100〜260°C/s,温度545〜575°C,时间1〜30min)—淬火处理(降温速率大于500°C/s) —超低温预处理(保证在淬火后0.5〜IOmin内置于液氮容器内,放置时间5min〜29h)—大 变形量乳制(变形温度低于20°C,道次压下量10%〜50%,乳制速率小于0.5m/s,总变形量 80%〜99%)—185°C低温时效处理,硬度变化规律如图3所示,典型状态拉伸性能如表3所 不。
[0045] 表2对比例中1#和2#合金峰时效拉伸性能
[0046]
Figure CN106756672AD00071
[0049]随着汽车轻量化的发展,新能源、新材料被广泛应用在汽车上,铝合金由于低密 度,高强度和良好的成型性,被作为一种取代钢材的材料而用在汽车上;ABS铝合金板可分 为外板与内板,外板生产难度大,所要求的性能高,现在所说的汽车板一般都是指车身外覆 盖板,ABS铝合金除有满足标准与规范的力学性能、化学性能、尺寸偏差与表面品质外,还应 具备如下的特性:良好的成形性能与翻边延性,表面平整性强,良好的可焊性,优秀的烘烤 硬化性,抗时效稳定性强,很好的抗凹性。其中6xxx系铝合金有良好的烤漆性能和抗腐蚀性 能而作为汽车外板被广泛的应用。
[0050] 传统的6xxx系铝合金板材经固溶淬火+时效工艺处理后所得到的强度属于低强或 中强范畴,一般仅能作为汽车外板应用,无法满足车身结构件的应用,但是为了车身外板与 车身结构件间的更好连接,如果6χΧΧ系铝合金强度能够获得大幅度提高,那么该系合金应 用前景将进一步获得拓展。据此,我们首先采用传统热处理工艺对两种典型的6χΧΧ系铝合 金进行处理(如对比例1),发现即使优化时效温度和时间,其最终的强度提高也十分有限, 如表2所示。相比而言,如果合金经过实施例1-6所述处理方法,合金的强度可以获得大幅度 提高,如表3和图4所示。合金屈服强度可达396.8MPa,而抗拉强度可达414.9MPa,远高于传 统工艺处理后合金屈服强度可达到的水平,即260〜350MPa。合金能够获得如此大的提高, 主要是由于合金强化方法发生了变化。传统6χΧΧ系合金的强度提高主要通过时效析出强化 来实现,即使合金含有一定量的Zn元素,也提高非常有限(如对比例中2#合金的性能)。而本 发明中所采用的处理工艺可以使得合金能够同时利用位错强化、细晶强化以及沉淀强化 (如图5所示),而且沉淀强化由于充分利用了基体内的位错线以及亚晶界等可诱发的非均 匀形核,使得沉淀相析出由传统的均匀形核而转化为均匀和非均匀形核协同作用方式,这 显著增加了沉淀相的形核率,最终使得合金沉淀相细小均匀弥散且数量大幅增加。因此,实 施合金经此工艺处理后,其强度均获得大幅度提高。
[0051] 综上所述,本发明通过优化加工和热处理工艺使合金板材强度获得大幅度提高, 同时还能够兼具有较高的塑性。因此,本发明处理工艺不仅适合广泛应用于汽车外板,而且 可以作为汽车中的结构件的生产,有效避免车身内板与结构件由于材质不同而引起的其他 问题。这对于更大程度加快汽车轻量化用铝合金的研究和使用进程意义重大,值得汽车生 产厂家和铝合金加工企业对此发明加以重视,使其尽早能够在这一领域得到推广和应用。
[0052] 尽管已经示出和描述了本发明的实施例,对于本领域的普通技术人员而言,可以 理解在不脱离本发明的原理和精神的情况下可以对这些实施例进行多种变化、修改、替换 和变形,本发明的范围由所附权利要求及其等同限定。

Claims (6)

1. 一种提高汽车用Al-Mg-Si-Cu系合金强度的处理方法,其特征在于处理步骤如下: 1) 均匀化后的铸锭—热乳变形:开乳温度530〜580°C,终乳温度80〜200°C,变形量80 〜98%,道次压下量5〜40%,乳制速率0 • 01m/s〜0 • 9m/s; 2) 热乳板材;厚度4-8mm; 3) 固溶处理:升温速率100〜300°C/s,温度540〜580°C,时间1〜30min; 4) 淬火处理;降温速率大于500 °C/s; 5) 超低温预处理:保证在淬火后0.5〜lOmin内置于液氮容器内,放置时间5min〜30h; 6) 大变形量乳制:变形温度低于20 °C,道次压下量10 %〜50 %,乳制速率小于0.5m/s, 总变形量80 %〜99 %; 7) 中低温时效处理:温度120〜220°C,时间0.5〜50h; 8) 所处理合金化学成分及其质量百分比含量为:Zn: 0〜4. Owt %,Mg 0.5〜1.2wt %,Si
0.7〜1.5wt%,Cu0〜0.6wt%,Fe0.1〜0.5wt%,Mn0.05〜0.3wt%,(X0.25wt%,Ti<
0.25¥丨%,余量为八1。
2. 根据权利要求1所述的一种提高汽车用Al-Mg-Si-Cu系合金强度的处理方法,其特征 在于,步骤1)所述热乳变形工艺为:开乳温度535〜580°C,终乳温度100〜200°C,变形量83 〜98%,道次压下量6〜39%,乳制速率0 • 01 lm/s〜0 • 89m/s。
3. 根据权利要求1所述的一种提高汽车用Al-Mg-Si-Cu系合金强度的处理方法,其特征 在于,所述固溶处理工艺为:升温速率100〜260°C/s,温度545〜575°C,时间1〜25min。
4. 根据权利要求1所述的一种提高汽车用Al-Mg-Si-Cu系合金强度的处理方法,其特征 在于,所述超低温预处理工艺为:保证在淬火后0.5〜lOmin内置于液氮容器内,放置时间 5min〜29h〇
5. 根据权利要求1所述的一种提高汽车用Al-Mg-Si-Cu系合金强度的处理方法,其特征 在于,所述大变形量乳制工艺为:变形温度低于20°C,道次压下量11 %〜48%,乳制速率小 于0 • 48m/s,总变形量82 %〜99 %。
6. 根据权利要求1所述的一种提高汽车用Al-Mg-Si-Cu系合金强度的处理方法,其特征 在于,所述低温时效处理工艺为:温度120〜210°C,时间0.5〜45h。
CN201611115116.5A 2016-12-07 2016-12-07 一种提高汽车用Al‑Mg‑Si‑Cu系合金强度的处理方法 Active CN106756672B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201611115116.5A CN106756672B (zh) 2016-12-07 2016-12-07 一种提高汽车用Al‑Mg‑Si‑Cu系合金强度的处理方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201611115116.5A CN106756672B (zh) 2016-12-07 2016-12-07 一种提高汽车用Al‑Mg‑Si‑Cu系合金强度的处理方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN106756672A true CN106756672A (zh) 2017-05-31
CN106756672B CN106756672B (zh) 2018-02-23

Family

ID=58874757

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201611115116.5A Active CN106756672B (zh) 2016-12-07 2016-12-07 一种提高汽车用Al‑Mg‑Si‑Cu系合金强度的处理方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN106756672B (zh)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107739926A (zh) * 2017-09-26 2018-02-27 缪彬彬 一种铝锌铜镁合金及其加工工艺
CN108441725A (zh) * 2018-03-05 2018-08-24 东莞市宏锦金属制品有限公司 铝合金及其制备方法
CN109735746A (zh) * 2019-03-01 2019-05-10 吉林大学 一种提高铝合金热稳定性及超塑性的制备方法
CN110951998A (zh) * 2019-11-28 2020-04-03 辽宁忠旺集团有限公司 一种高温稳定6系铝合金型材的生产工艺
CN112921208A (zh) * 2021-01-08 2021-06-08 宁波奥克斯高科技有限公司 一种具有高成形性能Al-Mg-Si系铝合金板材的制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20040112480A1 (en) * 2002-08-20 2004-06-17 Rinze Benedictus Balanced Al-Cu-Mg-Si alloy product
US20060151075A1 (en) * 2004-12-13 2006-07-13 Sjoerd Van Der Veen Low internal stress Al-Zn-Cu-Mg plates
CN103343306A (zh) * 2013-07-17 2013-10-09 北京科技大学 一种显著改善高强铝合金变形能力和力学性能的处理方法
CN103572179A (zh) * 2013-11-18 2014-02-12 北京科技大学 一种7000系铝合金的晶粒细化处理方法
CN103789583A (zh) * 2014-01-22 2014-05-14 北京科技大学 快速时效响应型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金及其制备方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20040112480A1 (en) * 2002-08-20 2004-06-17 Rinze Benedictus Balanced Al-Cu-Mg-Si alloy product
US20060151075A1 (en) * 2004-12-13 2006-07-13 Sjoerd Van Der Veen Low internal stress Al-Zn-Cu-Mg plates
CN103343306A (zh) * 2013-07-17 2013-10-09 北京科技大学 一种显著改善高强铝合金变形能力和力学性能的处理方法
CN103572179A (zh) * 2013-11-18 2014-02-12 北京科技大学 一种7000系铝合金的晶粒细化处理方法
CN103789583A (zh) * 2014-01-22 2014-05-14 北京科技大学 快速时效响应型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金及其制备方法

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107739926A (zh) * 2017-09-26 2018-02-27 缪彬彬 一种铝锌铜镁合金及其加工工艺
CN108441725A (zh) * 2018-03-05 2018-08-24 东莞市宏锦金属制品有限公司 铝合金及其制备方法
CN109735746A (zh) * 2019-03-01 2019-05-10 吉林大学 一种提高铝合金热稳定性及超塑性的制备方法
CN110951998A (zh) * 2019-11-28 2020-04-03 辽宁忠旺集团有限公司 一种高温稳定6系铝合金型材的生产工艺
CN110951998B (zh) * 2019-11-28 2020-12-08 辽宁忠旺集团有限公司 一种高温稳定6系铝合金型材的生产工艺
CN112921208A (zh) * 2021-01-08 2021-06-08 宁波奥克斯高科技有限公司 一种具有高成形性能Al-Mg-Si系铝合金板材的制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN106756672B (zh) 2018-02-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN106756672B (zh) 一种提高汽车用Al‑Mg‑Si‑Cu系合金强度的处理方法
CN104372210B (zh) 一种汽车用低成本高成形性铝合金材料及其制备方法
CN101880803B (zh) 汽车车身板用Al-Mg系铝合金及其制造方法
CN101880802B (zh) 汽车车身板用Al-Mg系高镁铝合金及其制造方法
CN106521253B (zh) 一种高成形性Al‑Mg‑Si合金及其制造方法
CN101880801B (zh) 一种汽车车身用铝合金及其板材制造方法
CN101880804B (zh) 一种汽车车身板用铝-镁系铝合金及其制造方法
CN100453671C (zh) 一种汽车用Al-Mg-Si-Cu合金及其加工工艺
CN104894442A (zh) 一种车用铝合金板材及其制备方法
CN105441837B (zh) 一种提高7xxx系铝合金薄板材成形性能和强度的处理方法
CN105908026A (zh) 汽车车身用5xxx系铝合金板材及其制造方法
WO2014169585A1 (zh) 适合于汽车车身板制造的铝合金材料及制备方法
CN111057980B (zh) 一种汽车用高成形性铝合金异构组织的过程调控方法
CN108220699B (zh) 车身结构件用高强高塑性铝合金双层复合板材的制备方法
CN104975209A (zh) 一种高自然时效稳定性6000系铝合金材料、铝合金板及其制造方法
JP5148896B2 (ja) プレス成形に優れたアルミニウム合金板ブランク
CN103255323B (zh) 一种Al-Mg-Zn-Cu合金及其制备方法
CN105603270B (zh) 一种发动机构件用压铸铝合金及其生产方法
CN105695812B (zh) 一种发动机机体用压铸铝合金及其生产工艺
CN107557625B (zh) 一种新能源汽车用高韧性铝板带材及其生产方法
CN111057979B (zh) 一种车用高性能铝合金原生相离散的复合物理场调控方法
CN110983129B (zh) 一种提高汽车用铝合金板材弯边性能的一体化过程调控方法
CN112458344A (zh) 一种高强耐蚀的铝合金及其制备方法和应用
CN103643092B (zh) 高应变强化指数AlMgSi合金板材及其制备方法
CN109897995B (zh) 一种高强度高塑性铝合金板材及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant