CN106957976A - 一种钛微合金化的高硅量铝合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

一种钛微合金化的高硅量铝合金及其制备方法：铝合金按质量百分比计，Si 11.0％～14.0％，Mg0.2％～0.7％，Fe≤0.15％，Sr 0.015％～0.04％，B 0.01～0.03％，Ti 0.05％～0.25％，余量为铝。制备方法：将铝硅中间合金、镁元素和硅元素、钛元素加热熔化，将熔体加热至720℃～740℃时加入六氯乙烷进行精炼，静置后加入Al‑Sr和Al‑B中间合金进行变质处理和晶粒细化处理，保温30分钟后，真空静置30～60分钟，加热至710℃～730℃浇入模具中得到铸锭；在520℃～540℃下退火3～6小时；在400℃～500℃温度下进行热挤压或热轧变形。

Description

一种钛微合金化的高硅量铝合金及其制备方法
技术领域
本发明属于金属材料的合金制备领域和塑性加工领域，具体地讲，涉及一种钛微合金化的高硅量铝合金及其制备方法。
背景技术
我国建筑铝型材采用6000系列Al-Si-Mg合金制造。该合金含有大约各0.5％的Mg和Si，其余为Al，属于单相合金。由于所含强化元素的量少，强度低，特别是刚度小，但具有非常优异的延展性，可方便地采用挤压成形(GB 5237.1-2004标准：6063合金T6状态下σb≥205MPa，σ0.2≥180MPa，δ≥8.0％)，但该类合金刚度小，硬度低，使用过程中极易变形与磨损，严重影响在大型建筑结构中的应用。含硅量在质量百分比为11.0％到14.0％的高硅铝合金由于优异的流动性大多用于铸造成型，在该铸造铝硅基合金中加入少量Mg可大大提高其强度性能，弹性模量提高，但延伸率则大大降低。因此，通过合金化及微合金化来提高铝合金性能和组织，从而实现铝合金高强度、高塑性、弹性模量大、硬度高，耐磨性的完美结合，势必带来巨大的经济效益。
发明内容
本发明的目的是克服已有技术的缺点，提供一种钛微合金化的高硅量铝合金，该铝合金兼具强度高、弹性模量大、硬度高及耐磨性等优点，同时还提供了一种钛微合金化的高硅量铝合金的制备方法，该制备工艺简单实用。
本发明所述的一种钛微合金化的高硅量铝合金，其特征是它由Al、Si、Mg、Fe、Sr、B、Ti元素组成，按质量百分比计：Si11.0％～14.0％，Mg0.2％～0.7％，Fe≤0.15％，Sr0.015％～0.04％，B0.01～0.03％，Ti0.05％～0.25％，余量为铝。
本发明所述的钛微合金化的高硅量铝合金，其制备方法包括以下步骤：
第一步：将铝硅中间合金、镁元素和硅元素、钛元素置于加热装置中加热熔化，使得硅元素的质量百分比在11.0％～14.0％之间，钛元素的质量百分比在0.05％～0.25％，镁元素的质量百分比在0.2％～0.7％之间，形成合金熔体；
第二步：将第一步制得的熔体加热至720℃～740℃时加入六氯乙烷进行精炼，静置10分钟后，加入Al-Sr和Al-B中间合金进行变质处理和晶粒细化处理，保温30分钟，进行化学成分测定，使得合金中Sr的质量百分数含量为0.015％～0.04％，B的质量百分数含量为0.01％～0.03％，然后进行真空静置30～60分钟，加热至710℃～730℃浇入到金属模具中，得到铸锭；
第三步：将第二步制得的铸锭在520℃～540℃下进行均匀化退火3～6小时；
第四步：将第三步退火后的铸锭在400℃～500℃温度下进行热挤压或热轧变形，从而制得铝合金。
本发明的有益效果：
1、本发明的高硅量铝合金及其型材具有强度高、弹性模量大、硬度高、耐磨性优异等技术优点。在合金化方面，本发明采取提高合金中Si含量和适量的Mg保证合金具有低的原材料成本、较高的弹性模量、优异的耐磨性、优异的组织致密性和足够的强度。在微合金化方面：
(1)添加微量的Ti，使得合金中含有纳米级Mg2Si、AlTiSi和AlFeTiSi等三种析出相如图4(a～h)所示，而这些析出相会对晶界的移动和动态再结晶产生显著影响：
①晶界迁移过程中与析出相接触后，平直的晶界就会发生明显弯折如图4(a，c)所示。即使越过析出相，也会发生明显的弯曲如图4(e)所示。同时，晶界在接触到析出相时，不仅晶界发生弯曲，而且在析出相附近区域的位错密度明显增加如图4(g)所示。这些都表明添加Ti后形成的析出相对晶界的迁移有阻碍作用，从而有利于提高合金的强度和塑性。
②对于析出相颗粒对动态再结晶行为的影响主要体现在颗粒激发形核(PSN)和晶界钉扎效应两方面。对于尺寸较大的析出相颗粒，其会阻碍位错运动造成位错塞积，周围易形成高位错密度区，从而产生颗粒激发形核效应；同时在粗大的析出相颗粒周围易形成较大的应变梯度，促进再结晶晶核的长大。对于弥散分布的尺寸细小的析出相颗粒，对位错和晶界有较为明显的钉扎作用如图5(a，b，c)所示，阻碍晶界迁移。如图6显示两种合金挤压态下EBSD的OIM相原图及其位相角分布图。图6(a、c)是近共晶合金未含Ti，图6(b、d)是添加0.1Ti的本发明合金。两种合金在挤压态显微结构特征均存在部分细小条带状结构区，此区域内的晶粒较为粗大且沿挤压方向分布；而在硅颗粒密集的富硅区存在大量非常细小的等轴晶。位相角分布图6(c，d)中θavg.表示平均位相角角度，而fHABs则为大角晶界的比例，大角晶界的比例可以作为再结晶体积分数的一种表征方式。图6(c)表明近共晶合金的平均位相角角度为17.9°，大角晶界百分数在37％左右。相比近共晶合金，本发明合金中添加0.1wt％Ti的平均位相角角度为12.8°，大角晶界分数为24.4％，都有所降低，这显示出添加Ti元素所形成的的析出相对热挤压态近共晶铝硅镁合金具有更强的抑制动态再结晶的作用。
(2)添加Sr进行共晶Si变质，Si作为合金中的主要合金元素，其形态对合金力学性能产生重要的影响。微量添加Sr细化共晶硅，改变共晶硅的形态，提高α-Al相的数量，细化α枝晶，有助于后续热处理时硅相的球化、细化，能够明显提高铝硅合金的力学性能。
(3)微量添加B进行晶粒细化处理，在铝基体中形成TiB2颗粒，而过剩的Ti存在时，TiB2颗粒先使TiAl3形核，进而促进α-Al形核，产生晶粒细化的效果，保证合金具有一定的塑性，便于塑性加工。在热挤压和热轧制状态下，本发明制备所得钛微合金化的高硅铝合金，各项力学性能均高于国家标准。
2、低成本。本发明的合金系列用硅代替6000系列中的铝，可以降低电解铝的消耗量。比如含硅量12.3％左右的近共晶铝硅镁合金，可以降低12％左右的电解铝用量，降低电能消耗，节能环保。
3、热变形的流变应力高。本发明的合金系列热变形过程中流变抗力比6063合金铝型材高，适用于大型铝建筑结构。
附图说明
图1本发明中实施例1合金在铸态下的组织结构图。
图2本发明中实施例1合金在热挤压态下的组织结构图。
图3本发明中实施例2合金在热轧制态下的组织结构图。
图4本发明中实施例2合金在热轧制态下的析出相与晶界的交互作用：(a，b)数百纳米级Mg2Si颗粒与晶界的交互作用；(c，d)数十纳米级Mg2Si颗粒与晶界的交互作用；(e，f)AlSiTi颗粒与晶界的交互作用；(g，h)AlFeTiSi颗粒与晶界的交互作用。
图5本发明中实施例2合金在热轧制态下TEM观察到合金中析出相对位错运动的作用：(a)位错缠结；(b)颗粒钉扎位错形成卷曲位错；(c)颗粒钉扎而形成的位错墙。
图6本发明中实施例1合金在热挤压态下EBSD的OIM相原图及其位相角分布图：(a、c)是未含Ti的近共晶合金的EBSD观察，(b、d)是添加0.1wt％Ti的本发明合金的EBSD观察；(a)、(b)为取向成像图，(c)、(d)为OIM位相角分布图。
具体实施方式
实施例1
原料为Al-12.53wt％Si的铝硅中间合金。将Al-12.53wt％Si的近共晶铝硅合金加入到石墨坩埚中，并加入适量的纯硅和Al-4wt％Ti的中间合金，使得合金的硅质量百分比为12.3％，钛的质量百分比为0.1％，采用电阻炉加热至760℃熔清后，保温30分钟，形成熔体；待熔体温度下降到730℃后加入六氯乙烷进行精炼，静置10分钟后，向熔体中加入0.5wt％的纯镁锭，保温30分钟再降到730℃后加入Al-10wt％Sr和Al-3wt％B中间合金，保温30分钟后待温度稳定为730℃后进行60分钟真空静置；然后将得到的熔体浇铸到铸铁模具中，自然冷却形成铸锭；将铸锭进行535℃×6h的均匀化退火后，在535℃下进行热挤压(挤压比32)，立即淬火，从而得到铝合金型材。
铝合金型材的化学成分用ICP直读光谱仪测定，结果如下：Si：12.6％、Mg：0.45％、Ti：0.104％、Fe：0.101％、Sr：0.024％、B：0.015％，余量为Al。
实施例2
原料为Al-12.03wt％Si的铝硅中间合金。将Al-12.03wt％Si的近共晶铝硅合金加入到石墨坩埚中，并加入适量的纯硅和A1-4wt％Ti的中间合金，使得合金的硅质量百分比为12.0％，钛的质量百分比为0.1％，采用电阻炉加热至760℃熔清后，保温30分钟，形成熔体；待熔体温度下降到730℃后加入六氯乙烷进行精炼，静置10分钟后，向熔体中加入0.7wt％的纯镁锭，保温30分钟再降到730℃后加入Al-10wt％Sr和Al-3wt％B中间合金，保温30分钟后待温度稳定为730℃后进行60分钟真空静置；然后将得到的熔体浇铸到铸铁模具中，自然冷却形成铸锭；将铸锭进行535℃×6h的均匀化退火后，在500℃下进行热轧制(压下率为67％)，立即淬火，从而得到铝合金型材。
铝合金型材的化学成分用ICP直读光谱仪测定，结果如下：Si：12.2％、Mg：0.63％、Ti：0.096％、Fe：0.104％、Sr：0.030％、B：0.013％，余量为Al。
利用金相显微镜对实施例1的Al-12.5％wt Si-0.5％wt Mg-0.1wt％Ti合金在铸态下、热挤压态和实施例2的热轧制态样品进行组织观察，结果如图1-3所示。从三幅图中可以看出，热变形过程使得合金中硅颗粒沿流线分布，分散更加均匀，硅颗粒发生了球化、长大，降低了其对基体的割裂作用，有利于提高材料的强度，改善材料的塑性。
将实施例1合金的热挤压态样品和实施例2合金的热轧制态样品以及T6处理态样品用线切割加工成板状拉伸样，每个状态取三个平行样。按照国家标准《GBT228-2002金属材料室温拉伸试验方法》，在WJ-10型机械式万能实验机上，对热挤压态、热轧制态样品和T6处理态样品进行屈服强度、抗拉强度和伸长率、硬度的测试。测试结果如表1所示。本发明合金在热挤压态和热轧制态下的力学性能都高于6063铝型材T6状态下力学性能指标(抗拉强度：205MPa，屈服强度：180MPa，伸长率：8.0％)。
表1
另外，对实施例1合金在Gleeble3500热模拟机上，进行热压缩模拟实验，获得不同温度，不同应变速率下的稳态流变应力(MPa)。热压缩模拟实验的过程是：将材料加工成热压缩模拟所需的的圆柱体，在535℃下进行均匀化退火6小时后水淬；在Gleeble3500热模拟机上将试样以5℃/s的升温速度加热到相应的温度，保温1分钟，以相应的真应变速率进行热压缩模拟，至真应变为1。记录下热压缩过程的真应力-真应变曲线，取各个条件下的稳态流变应力得到表2。从表2可以看出：本发明合金在450℃到500℃之间具有较小的流变抗力，具有很好的热变形加工性能。
表2
从上述两个实施例的力学性能测试结果可以看出：本发明的合金抗拉强度、屈服强度略延长率、硬度以及稳态流变应力相比6063系列铝型材都有明显的提高。

Claims (5)

1.一种钛微合金化的高硅量铝合金，其特征在于，按质量百分比计，该铝合金由以下组分组成：Si 11.0％～14.0％，Mg0.2％～0.7％，Fe≤0.15％，Sr 0.015％～0.04％，B 0.01～0.03％，Ti 0.05％～0.25％，余量为铝。
2.如权利要求1所述的钛微合金化的高硅量铝合金，其特征在于，合金在热挤压或热轧制态下至少存在Mg2Si、AlTiSi和AlFeTiSi三种析出相颗粒。
3.一种钛微合金化的高硅量铝合金的制备工艺，其特征在于，该制备工艺包括以下步骤：
第一步：将铝硅中间合金、镁元素和硅元素、钛元素置于加热装置中加热熔化，使得硅元素的质量百分比在11.0％～14.0％之间，钛元素的质量百分比在0.05％～0.25％，镁元素的质量百分比在0.2％～0.7％之间，形成合金熔体；
第二步：将第一步制得的熔体加热至720℃～740℃时加入六氯乙烷进行精炼，静置10分钟后，加入Al-Sr和Al-B中间合金进行变质处理和晶粒细化处理，保温30分钟，进行化学成分测定，使得合金中Sr的质量百分数含量为0.015％～0.04％，B的质量百分数含量为0.01％～0.03％，然后进行真空静置30～60分钟，加热至710℃～730℃浇入到金属模具中，得到铸锭；
第三步：将第二步制得的铸锭在520℃～540℃下进行均匀化退火3～6小时；
第四步：将第三步退火后的铸锭在400℃～500℃温度下进行热挤压或热轧变形，从而制得钛微合金化的高硅量铝合金。
4.如权利要求3所述的制备工艺，其特征在于，所述第四步热挤压的挤压比为30～35。
5.如权利要求3所述的制备工艺，其特征在于，所述第四步热轧的压下率为60％～75％。
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