CN109402466B - Al-Mg-Si-Cu-Mn合金及其制备方法 - Google Patents

Al-Mg-Si-Cu-Mn合金及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种Al‑Mg‑Si‑Cu‑Mn合金,该合金其化学成分质量百分数为：Si 0.50～0.75％，Mg 0.85～1.00％，Mn 0.08～0.18％，Cu 0.48～0.63％，Ti 0.003～0.012％，Fe≤0.1％，杂质总百分含量≤0.15％，余量为Al；其中，Mg元素和Si元素的质量比为：Mg/Si＝1.15～1.60。本发明所述的合金具有高抗拉强度、高屈服强度、具有优良的阳极氧化性能且表面美观的效果，解决了用于便携式电子设备的6061铝合金的强度中等导致的易磨损、受压易变形的问题。

Description

Al-Mg-Si-Cu-Mn合金及其制备方法
技术领域
本发明属于铝合金材料及其制造领域，特别涉及一种Al-Mg-Si-Cu-Mn合金及其制备方法。
背景技术
铝合金具有比重轻、比强度高、散热性能好、易加工、阳极氧化装饰效果优良，且可回收再利用等诸多特点被广泛应用于各类商品的制造。近年来，电子消费品市场呈现爆发式增长，市场上涌现出各种各样结构及装饰的电子产品，其中的铝合金结构及装饰更是高端产品的象征。6061铝合金具有优良的阳极氧化效果和中等强度力学性能，是制造便携式电子设备外壳和框体结构的优秀材料。随着科技的不断进步和更新，对便携式电子设备，如笔记本电脑、平板电脑、智能手机、移动电源等的要求也向着结构更牢固、质量更轻、外观更薄、更亮、更耐磨方向发展。
众所周知，6061合金虽然阳极氧化效果优良，但由于其力学强度/硬度中等，耐磨性一般，在日常使用中易磨损，受压易变形，使用一段时间后产品外观会急剧变旧，氧化表面光泽度低，且极易产生线条状斑纹。事实上无法满足结构更牢固、更亮、更耐磨的需求。而6013合金的强度和光泽度均优于6061合金，但其在制备过程中易产生纤维晶粒与再结晶组织共存，导致合金在经阳经氧化后材料中出现料纹等缺陷。为解决上述问题，中国专利CN201710678782.8公开了一种具有优异氧化效果的高强度铝合金的制备方法，其中该合金包含以下按质量百分比计的组分：Si为0.6～0.9％，Mg为0.8～1.1％，Fe≤0.20％，Cu为0.5～1.0％，Mn为0.2～0.5％，Ti为0.015～0.03％，B为0.0006～0.0012％，其他杂质总量＜0.15％，余量为Al；其中，Mg和Si的质量比为：Mg/Si＝1.15～1.45。通过合金成分合理配比，设计出达到技术指标的合金成分，并通过合适的制造方法，得到完全再结晶组织，材料截面晶粒平均粒径160～200μm，晶粒长宽比0.8～1.2。确保材料T6态可达400MPa抗拉强度，屈强比大于0.93。适用于制造电子结构件等要求高强度及优异阳极效果的产品。但是，采用上述方法制备得到的铝合金，其虽然兼顾了铝合金的强度、延伸率和氧化表面光泽度均在较好的范围，但其仍然存在料纹以及在抛光、氧化过程中产生砂孔，麻点等缺陷，无法满足高亮电子结构件的生产要求。以便于将其在制备电子产品结构件或轻量化汽车部件中的应用，表面更为美观。
发明内容
基于此，针对上述问题，本发明提供了一种同时具备高抗拉强度、高屈服强度、具有优秀的阳极氧化性能且避免了沙孔、麻点等瑕疵的表面美观的Al-Mg-Si-Cu-Mn合金。
为实现上述目的，本发明提供了如下技术方案：
一种Al-Mg-Si-Cu-Mn合金，其特征在于，其化学成分质量百分数为：
Si 0.50～0.75％，Mg 0.85～1.00％，Mn 0.08～0.18％，Cu 0.48～0.63％，Ti0.003～0.012％，Fe≤0.1％，杂质总百分含量≤0.15％，余量为Al；
其中，Mg元素和Si元素的质量比为：Mg/Si＝1.15～1.60。
本发明还提供了上述Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的制备方法，具体技术方案如下：
一种Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的制备方法，包括以下步骤：
(1)按如上所述的质量百分含量准备原料；
(2)将所述原料进行熔炼、合金化，铝合金液I；
(3)将所述铝合金液I进行精炼、扒渣、静置，得铝合金液II；
(4)向所述铝合金液II加入晶粒细化剂，得到铝合金液III；
(5)对所述铝合金液III进行半连续水冷铸造得铝合金铸锭A；
(6)均匀化处理、冷却得铝合金铸锭B；挤压、淬火得挤压铝合金；
(7)人工时效处理，得合金铸锭。
基于上述技术方案，本发明具有以下有益效果：
本发明的发明人发现，铝合金中所添加元素的种类及组分配比对于合金形成再结晶的晶粒结构及第二相颗粒大小至关重要，而不同的晶粒结构及第二相颗粒大小是解决如何实现兼顾力学强度和合金阳极氧化效果的关键所在。本发明一方面控制Mn含量为0.08～0.18％，配合控制细化晶粒添加剂Ti元素的含量为0.003～0.012％，另一方面针对Fe这一合金中不可避免的有害杂质，通过各组分添加配比的配合，实现形成AlFeSi(Mn)相且颗粒大小满足条件，从而在兼顾了力学性能和阳极氧化性能的同时，避免了料纹、砂孔，麻点等缺陷，使得铝材表面更加美观。
本发明所述合金的制备方法简单、易操作，适合工业化生产，且可以保证最终产品的尺寸精度和力学性能。
附图说明
图1为本发明工艺流程图；
图2为实施例1所述合金的金相组织观察结果；
图3为实施例2所述合金的金相组织观察结果；
图4为实施例3所述合金的金相组织观察结果；
图5为实施例4所述合金的金相组织观察结果；
图6为对比例1所述合金的金相组织观察结果；
图7为对比例2所述合金的金相组织观察结果；
图8为对比例3所述合金的金相组织观察结果；
图9为对比例4所述合金的金相组织观察结果；
图10为对比例5所述合金的金相组织观察结果；
图11为对比例6所述合金的金相组织观察结果；
图12为对比例7所述合金的金相组织观察结果；
图13为实施例1所述合金的样品氧化观察结果；
图14为实施例2所述合金的样品氧化观察结果；
图15为实施例3所述合金的样品氧化观察结果；
图16为实施例4所述合金的样品氧化观察结果；
图17为对比例1所述合金的样品氧化观察结果；
图18为对比例2所述合金的样品氧化观察结果；
图19为对比例3所述合金的样品氧化观察结果；
图20为对比例4所述合金的样品氧化观察结果；
图21为对比例5所述合金的样品氧化观察结果；
图22为对比例6所述合金的样品氧化观察结果；
图23为对比例7所述合金的样品氧化观察结果。
具体实施方式
为了便于理解本发明，下面将参照实施例对本发明进行更全面的描述，以下给出了本发明的较佳实施例。但是，本发明可以以许多不同的形式来实现，并不限于本文所描述的实施例。提供这些实施例的目的是使对本发明的公开内容的理解更加透彻全面。实施例中所用到的各种常用试剂，均为市售产品。
除非另有定义，本文所使用的所有的技术和科学术语与属于本发明的技术领域的技术人员通常理解的含义相同。在本发明的说明书中所使用的术语只是为了描述具体的实施例的目的，不是旨在于限制本发明。本文所使用的术语“和/或”包括一个或多个相关的所列项目的任意的和所有的组合。
本发明提供了一种Al-Mg-Si-Cu-Mn合金，其化学成分质量百分数为：Si 0.50～0.75％，Mg 0.85～1.00％，Mn 0.08～0.18％，Cu 0.48～0.63％，Ti 0.003～0.012％，Fe≤0.1％，杂质总百分含量≤0.15％，余量为Al；其中，Mg元素和Si元素的质量比为：Mg/Si＝1.15～1.60。优选地，其化学成分质量百分数为：Si 0.50～0.75％，Mg 0.85～1.00％，Mn0.12～0.15％，Cu 0.55～0.60％，Ti 0.005～0.010％，杂质总百分含量≤0.15％，余量为Al。
本发明中的合金成分设计，Si和Mg元素是形成强化相的主要合金元素，通过形成的Mg2Si控制材料强度。同时，过剩Si可作为形核核心提高弥散相析出度，从而提高产品强度。按质量分数计，本合金中Mg+Si总量控制1.35％～1.8％间，Mg：Si＝1.15～1.6。优选地，Mg：Si＝1.35～1.50。更优选地，控制合金中AlFeSi系化合物颗粒大小为2-8μm，Mg2Si颗粒大小为0.01-1μm，从而获得细小均匀的第二相颗粒轴以实现高亮阳极阳极氧化效果。
具体地，各元素在本发明合金设计中的配合关系及其起到的关键作用如下：
Cu在Al-Mg-Si系合金以固溶形式存在，时效处理过程中作为强化沉淀相的形核核心，使得强化沉淀相细小弥散均匀分布，显著提高材料的时效硬化性能。同时，Cu元素可提高阳极氧化表面光泽度。本发明将Cu的含量控制在0.48～0.63％，在保证材料强度的同时而不会使得产品氧化颜色偏黄，使合金具有更好的的综合性能。
Mn能提高再结晶温度，细化材料晶粒组织。Mn的添加会使合金淬火敏感性增加。同时Mn的添加能有效的促进针状含Fe相转化为球状的含Fe相，本发明Mn质量百分比均控制在0.08～0.18％，在不影响材料再结晶与淬火敏感性的情况下更大程度的球化Fe相，不仅能消除Fe相的不利影响，球化的Fe相反而能促进再结晶形核，能细化挤压产品的晶粒组织，产品截面平均晶粒大小在80～150μm，能提高挤压产品的氧化效果。
Ti主要用于细化铝合金铸锭的晶粒，改善铝合金的成分和组织均匀性。优选地，Ti以Al-5Ti-0.2C合金杆的形式加入到铝合金中，传统Al-5Ti-1B合金杆细化原理主要为采用TiB2颗粒形成结晶核心，但是TiB2硬质颗粒的加入容易团聚偏析，会堵塞管式过滤器增加生产成本的同时，残留在产品中时会导致阳极氧化膜厚度不均而影响电解着色效果，并且会导致产品抛光过程中产生渣点缺陷，从而影响氧化效果，达不到高亮的效果。本发明的发明人通过深入研究后发现，选用Al-5Ti-0.2C合金杆可以避免传统Al-5Ti-1B合金杆所存在的问题，当Al-5Ti-0.2C合金杆的加入量大于等于0.3kg/T时，铝合金铸锭可获得尺寸小于150微米的晶粒，非常有利于铝合金挤压后获得细小均匀的再结晶等轴晶粒，而细小均匀的再结晶等轴晶粒是提高铝合金阳极氧化效果的最佳组织结构。当Al-5Ti-0.2C合金杆的加入过量时，不仅会增加制造成本，还会带入大量无法起到形核作用的Ti颗粒，富裕的Ti颗粒会团聚导致挤压产品在抛光、氧化过程中产生砂孔，麻点等缺陷。因此，本发明选择添加铝合金中Ti含量为0.003～0.015％。
Fe为制备时由于原料及设备等因素不可避免引入的杂质，本发明控制Fe质量百分比均控制在0.1％以内，并优选控制合金中AlFeSi系化合物颗粒大小为2-8μm。Fe室温下固溶度很小，主要以不溶或难溶的Al7Cu2Fe、AlFeMnSi等脆性相和共晶化合物的形式存在，Fe和Si还会形成脆硬的AlFeSi金属间化合物，这些化合物如果没有合理的控制其尺寸与分布情况，粗大针状的Fe相不仅不利于挤压，还会导致产品氧化出现黑线、料纹、砂孔等缺陷，过量的Fe会导致产品无法满足高亮氧化的要求，且Fe相颗粒无法达到所需求的尺寸大小。
本发明提供的一种Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的制备方法，包括以下步骤：(1)按如上所述的质量百分含量准备原料；(2)将所述原料进行熔炼、合金化，铝合金液I；(3)将所述铝合金液I进行精炼、扒渣、静置，得铝合金液II；(4)向所述铝合金液II加入晶粒细化剂，得到铝合金液III；(5)对所述铝合金液III进行半连续水冷铸造得铝合金铸锭A；(6)均匀化处理、冷却得铝合金铸锭B；挤压、淬火得挤压铝合金；(7)人工时效处理，得合金铸锭。
优选地，所述均匀化处理为两段式均匀化处理，包括：第一阶段：将铝合金铸锭A先从室温以180℃～250℃/h的升温速率升温至530～550℃保温2～4小时；第二阶段：以180℃～250℃/h的升温速率升温至550～575℃保温6～24小时。具体而言，均匀化的目的是：溶解非平衡低熔点共晶组织，消除或减少晶内偏析，提高材料热变形和冷变形能力，同时促使高温相转化，并且固溶强化相颗粒，通过两个阶段的均匀化处理，其作用在于：第一阶段的均匀化处理可溶解过剩的Si及部分Mg2Si，避免直接高温均质化发生共晶溶解发生，以180℃～250℃/h的升温速率升温为了保证Mn颗粒不会弥散析出，因为Mn弥散细小的会阻碍合金在挤压过程中发生再结晶，从而影响高亮氧化效果；第二阶段的均匀化处理，促进元素和粗大金属间化合物充分固溶，以及Mn相和Fe相反应促进Fe相由针状转化为球状，从而做为挤压再结晶形核质点，细化晶粒组织。再以500～600℃/h的冷却速率冷却至100℃以下后自然冷却至室温，是为了保证铸锭为过饱和固溶体而不会析出粗大的Mg2Si颗粒，提高后续挤压产品的固溶程度，从而达到力学性能要求。
为将均质后的水雾冷过程中析出的细小的Mg2Si颗粒充分固溶，将均匀化处理后的铸锭重新加热至540～565℃，保温2～6小时，然后降温至500～530℃进行挤压成形，再进行在线穿水淬火至室温，得到挤压铝合金，得到更大过饱和度的固溶体，提高后续人工时效过程的析出动力。
材料经1～3％拉伸量后，170～200℃保温4～16小时人工时效。为避免自然存放环境下长时间停放，材料出现原子团簇降低过饱和度，在后续的人工时效过程析出驱动力变小而影响强度，停放时间优选为小于24h。
获得细小均匀的第二相颗粒轴获得高亮阳极阳极氧化效果的关键因素之一。经研究发现：材料AlFeSi(Mn)颗粒大小在2～8μm,Mg2Si颗粒大小在0.01～1μm，阳极氧化效果最佳。通过对本发明所述铝合金的挤压工艺研究后发现，铸锭经过特殊的双级均匀化处理，挤压温度500～530℃，挤压速度15～20米/分钟、挤压比30～80、模具温度420～480℃条件下进行挤压成形，然后穿水冷却至室温(优选7S内通过水温在10～50℃的水槽)，才能保证第二相颗粒大小在要求的范围内，即AlFeSi(Mn)颗粒大小在2～8μm,Mg2Si颗粒大小在0.01～1μm。满足高亮阳极氧化铝合金的微观组织要求，获得高亮的氧化着色效果。
本案发明人对本发明所述铝合金的时效工艺研究后发现：管控挤压铝合金室温停放时间小于24小时，并加热170～200℃保温4～16小时人工时效，然后随炉冷却，可以得到最大的时效强度，搭配本案发明人提出的成分设计以及熔铸/挤压工艺，可得到屈服强度达340MPA，高亮阳极氧化后亮度不低于170GS的合金材料，满足高亮阳极氧化电子结构件的外观与抗弯要求。
本发明相对于现有技术具有如下的优点及效果：
1、本发明针对现有技术的缺陷，利用合金设计原理，通过合金成分合理配比，设计出达到技术指标的合金成分，并通过合适的制造方法，得到细小均匀的第二相颗粒的材料，AlFeSi(Mn)颗粒大小在2～8μm,Mg2Si颗粒大小在0.01～1μm，确保材料T6态可达340MPa抗拉强度同时，具有高亮的阳极氧化效果，适用于制造高亮电子结构件等高强度及高亮阳极装饰效果的产品。
2、本发明通过选用Al-5Ti-0.2C合金杆作为晶粒细化剂，避免了传统的Al-5Ti-0.2B合金杆所存在的问题，使铝合金铸锭在达到晶粒在国标一级的同时不会残留其他多余的硬质颗粒，有利于铝合金挤压获得所需求的颗粒尺寸大小与获得高亮的阳极氧化效果。本发明中的T6材料AlFeSi(Mn)颗粒大小在2～8μm,Mg2Si颗粒大小在0.01～1μm，在具备较高强度的同时还具有高亮度阳极氧化性能。解决6系低合金成分阳极氧化性能好但强度低，高合金成分强度高但无法进行高亮阳极氧化的难题。
3、在T6状态下，经过多道次的机械镜面抛光和高亮阳极氧化后，氧化表面光泽度可达到170GS(光泽度值)以上，表面高亮效果与玻璃或陶瓷相当。
4、考虑到本合金具有较高强度，同时具备高亮阳极氧化效果，同时由于其颗粒的管控，具有高的焊接性能、抗腐蚀性能。本发明方法制备的合金可以作为制造高亮要求的铝合金材料，如电子结构件与其他高亮氧化件等。
下面结合具体实施例，阐述本发明：
实施例1-4
本实施例1-4所述的一种Al-Mg-Si-Cu合金，按质量百分比计，包括如表1组分，其中杂质总百分含量≤0.15％，余量为Al。
表1
组分 实施例1 实施例2 实施例3 实施例4
Si 0.6％ 0.7％ 0.55％ 0.7％
Mg 0.9％ 0.95％ 0.85％ 0.9％
Mn 0.15％ 0.12％ 0.1％ 0.18％
Cu 0.6％ 0.63％ 0.57％ 0.48％
Ti 0.008％ 0.003％ 0.01％ 0.012％
Mg:Si 1.5:1 1.357:1 1.545:1 1.286:1
制备上述Al-Mg-Si-Cu合金的原材料如下：
铝锭：选为纯度≥99.9％的铝锭，符合标准GB/T 1196-2008《重熔用铝锭》中Al99.90要求；
镁锭：镁锭优选为纯度≥99.95％的镁锭，符合标准GB/T 3499-2011《原生镁锭》中Mg99.95A要求；
合金添加剂：中间合金优选为Al-20Cu、Al-12Si和Al-20Mn合金；
钛：Al-5Ti-0.2C合金杆；
精炼剂：采用牌号为PROMAG RI粒状精炼剂，符合标准YS/T491-2005《变形铝及铝合金用熔剂》；
精炼气体：采用高纯氩气，纯度即体积百分数为≥99.99％；
将上述原料按顺序投入到蓄热式火焰反射节能炉中进行升温熔炼，燃料采用天然气，工艺流程如图1所示，铝合金的制备步骤及相关参数如下：
(1)按照上述表1中Al-Mg-Si-Cu-Mn合金包括组分的质量百分比进行备料；
(2)将铝锭加热到730～760℃进行熔化，再加入镁锭和中间合金，搅拌熔化，得到铝合金液I；
(3)向铝合金液中加入精炼剂，再通入氩气对铝合金液进行精炼，精炼的时间优选为10～25分钟；扒渣、静置，静置的时间优选为30～60分钟，得到铝合金液II；其中精炼剂添加量优选为按每吨铝合金液I配比0.5～2公斤精炼剂计算；
(4)将铝合金液II放入流槽，再加入Al-Ti-C晶粒细化剂(优选为Al-5Ti-0.2C合金杆)进行在线晶粒细化处理，得到铝合金液III；
上述得到铝合金液III还包括在线除气过滤处理的步骤，优选通过如下方法实现：将铝合金液III依次流过设置在流槽上旋转速度为400～500转/分钟、氩气流量为2～3立方米/小时的旋转石墨转子和孔隙度为60～80ppi的泡沫陶瓷过滤板以及RD级管式过滤器，进行在线除气过滤处理；
(5)将铝合金液III于680～730℃条件下进行铸造，铸造速度为100～200毫米/分钟、冷却水压力大于0.2MPa，水温小于40℃的条件下进行半连续铸造，得到铝合金铸锭A；
(6)将铝合金铸锭A先从室温以180℃～250℃/h的升温速率升温至530～550℃保温2～4小时，然后继续以同样的升温速率升温至550～575℃保温6～24小时，再以500～600℃/h的冷却速率冷却至100℃以下后自然冷却至室温，得到铝合金铸锭B；
(7)将铝合金铸锭B加热至540～565℃保温2～6小时，然后降温至500℃～520℃进行挤压成形，再进行在线淬火，得到挤压铝合金；其中，铝合金铸锭B可先进行锯切，将铝合金铸锭锯切成合适的长度，优选为500～850mm；挤压的速度为15～30米/分钟，挤压过程中由于铝合金发生强烈的形变，出口温度有一定程度的上升：出口温度为520℃～560℃，挤压比(挤压系数λ)为30～80，模具温度为420～480℃；在线淬火优选为通过如下方法实现：8S内进入穿水冷却区并冷却至室温；
(8)人工时效处理：将挤压铝合金加热至170～200℃保温4～16小时，得到具有优异氧化效果的高强度铝合金；其中，加热优选为采用强对流铝棒加温炉进行加热；所述的得到挤压铝合金还可以包括拉伸矫直的步骤，拉伸优选为使用拉伸机进行拉伸，实现材料矫直同时去除材料残余应力；所述的拉伸矫直的拉伸量优选为1～3％；人工时效前优选的停放的时间少于24小时。
实施例1-4中具体参数如下表2所示：
表2
Figure BDA0001920650700000101
Figure BDA0001920650700000111
对比例1-4
所述的一种Al-Mg-Si-Cu合金，按质量百分比计，包括如表1组分，其中杂质总百分含量≤0.15％，余量为Al。
表3
组分 对比例1 对比例2 对比例3 对比例4
Si 0.6％ 0.52％ 0.8％ 0.7％
Mg 0.9％ 0.9％ 1％ 1％
Mn 0.25％ 0.15％ 0.25％ 0.05％
Cu 0.6％ 0.6％ 0.9％ 0.4％
Ti 0.008％ 0.015％ ≤0.02％ ≤0.03％
Mg：Si 1.5:1 1.731:1 1.25:1 1.429:1
Fe / / 0.15％ 0.15％
Cr / / 0.01％ 0.1％
Zn / / 0.02％ 0.03％
其中，对比例1相对实施例1，其Mn元素含量不同，对比例2相对于实施例1其Si元素含量不同、Mg元素与Si元素比例不同、Si过剩量不同，对比例3为常用的6013合金的组分，相对于实施例1其Fe、Mn元素含量不同、Mg元素与Si元素含量及比例不同、Si过剩量不同，对比例4为常用的6061合金，相对于实施例1其Fe、Mn元素含量不同、Mg元素与Si元素含量及比例不同、Si过剩量不同。制备对比例1-4所述Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的原材料、工艺流程、步骤和相关参数与实施例1相同。
对比例5-7
本发明对比例5-7所述的Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的组分与实施例1相同，其制备方法与实施例1基本相同。对比例5与实施例1的区别仅在于，对比例两段式均匀化处理，但60℃/h～120℃/h的升温速率。对比例6与实施例1的区别在于，对比例6采用直接以250℃/h～300℃/h的升温速率升温至550～575℃保温8～30小时。对比例7与实施例1的区别仅在于，挤压工艺时，没有先加热至540～565℃保温2～6小时，再降温至500～520℃，而是将冷却至室温的铝合金直接加热至500～520℃进行挤压，挤压时挤压速度为40m/min，挤压比为100。
将上述实施例及对比例所制得的合金产品，进行以下检测及试加工：
1、按照GB/T 228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》对产品进行力学性能测试；根据国家标准GB/T 6892-2006《一般工业用铝及铝合金挤压型材》给出6061-T6的力学性能为标准；
2、采用OLYMPUS GX51金相显微镜，参考GB_T 3246.1-2012对合金进行金相组织观察并拍摄金相组织图，如图2～12所示；
实施例1-4及对比例1-7分别测得结果如表4所示，其中，晶粒组织检查方向为平行于挤压方向。其中，表3中Rm表示抗拉强度(σb/Mpa)；Rp0.2表示屈服强度(σ0.2/Mpa)，即非比例延伸率为0.2％时的延伸强度；A50mm表示断后延伸率(A50mm/％)，即标距在50mm时候的延伸率。
表4
Figure BDA0001920650700000131
将实施例及对比例按GB/T 20503-2006《铝及铝合金阳极氧化阳极氧化膜镜面反射率和镜面光泽度的测定20°、45°、60°、85°角度方向》对产品进行60°的镜面光泽度(GS)测定。
表5
Figure BDA0001920650700000132
Figure BDA0001920650700000141
根据实验结果可知，实施例1和实施例2的力学性能Rm-Rp0.2-A50mm远优于国标标准，且具有很好的阳极氧化效果，产品外表美观。实施例3-4也能实现兼具优良的力学性能和很好的高亮氧化效果，但效果不如实施例1-2优异。其原因主要为：实施例1的Mg与Si的比例为1.5:1，实施例2的Mg与Si的比例为1.357:1，均在优选比例1.35～1.50的范围内，且Mg与Si形成Mg2Si合金相后，过量的Si占合金组分的质量百分比较小，并配合以均匀化处理工艺的优化、挤压前铸锭加温工艺设计及产品时效工艺设计，制备得到的型材中金相组织的晶粒大小适宜，第二相颗粒大小也适宜，从而达到了上述的兼具力学性能和很好的阳极氧化效果，产品外表美观的铝合金型材。而实施例3的Mg与Si的比例为1.545:1，其力学性能效果稍差于实施例1-2，实施例4中Mg与Si的比例为1.286:1，过量的Si占合金组分的质量百分比太多，且其Mn、Cu和Ti元素的含量及配比的变化，导致其阳极氧化效果虽然也能达到高亮的基本要求，但其高亮通透的效果并非最优，仍较实施例1-3稍差。
而在对比例1中，Mn的含量为0.25％，大于0.08～0.18％的范围，成分Mn含量高，易产生纤维晶粒与再结晶组织共存，其力学性能较差，同时导致材料中出现料纹等阳极氧化后的缺陷，同时晶粒大小的不均匀会影响阳极高亮效果，其金相组织观察结果如图6，阳极氧化效果如图17，可见合金表面发雾。对比例2中，Si与Mg的比例恰好形成Mg2Si，无Si过量，因此相比有过剩Si的合金，在时效强化的过程中Mg2Si的析出物大小会更大，且析出驱动能较小，故其力学性能较差，而且对比例2中的Ti元素含量为0.015％，过多的Ti引入大量无法起到形核作用的Ti颗粒，富裕的Ti颗粒会团聚导致挤压产品在抛光、氧化过程中产生砂孔，麻点等缺陷。对比例3为常用的6013合金，其测试结果表明，虽然6013合金的抗拉强度和屈服强度均较高，但其断后延伸率较低，并且其在加工中易产生纤维晶和再结晶共存，导致其材料表面出现料纹，阳极氧化效果较差，产品表面不够美观。对比例4为常用的6061合金，其组分配比与本发明相差较大，其抗拉强度和屈服强度均较低，无法满足需求。对比例5和对比例6采用与实施例1相同的组分，其力学性能方面与实施例1相比，相差不大，而由于对比例5与对比例6的均匀化处理步骤中升温速率过慢、直接升温的温度过高，升温速率过慢导致Mn以细小的弥散体析出，起到了抑制再结晶的作用，会产生纤维晶与再结晶的混合组织，也没有起到促进Fe相转换的作用，从而导致氧化效果不佳，没有高亮效果。而直接升温至高温保温有较高风险导致材料过烧，从而产生氧化异物，在氧化过程中产生孔洞，表现为氧化麻点。或对比例7中采用的挤压工艺时，没有先加热至540～565℃保温2～6小时，再降温至500～520℃，而是将冷却至室温的铝合金直接加热至500～520℃进行挤压，挤压时挤压速度为40m/min，挤压比为100，没有高温保温段，导致Mg2Si无法完全固溶，在影响最终时效强度的同时也严重影响了氧化效果，最终表现为发雾，并且高合金的快速挤压温，第二相来不及固溶，容易在材料晶界处发生共晶反应，并且合金容易在挤压时发生过烧，从而影响合金各项性能。
以上所述实施例的各技术特征可以进行任意的组合，为使描述简洁，未对上述实施例中的各个技术特征所有可能的组合都进行描述，然而，只要这些技术特征的组合不存在矛盾，都应当认为是本说明书记载的范围。
以上所述实施例仅表达了本发明的几种实施方式，其描述较为具体和详细，但并不能因此而理解为对本发明专利范围的限制。应当指出的是，对于本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进，这些都属于本发明的保护范围。因此，本发明专利的保护范围应以所附权利要求为准。

Claims (10)

1.一种Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的制备方法，其特征在于，所述Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的化学成分质量百分数为：
Si 0.50～0.75％，Mg 0.85～1.00％，Mn 0.08～0.18％，Cu 0.48～0.63％，Ti0.003～0.012％，Fe≤0.1％，杂质总百分含量≤0.15％，余量为Al；
其中，Mg元素和Si元素的质量比为：Mg/Si＝1.15～1.60；
所述Al-Mg-Si-Cu合金中AlFeSi系化合物颗粒大小为2-8μm，Mg2Si颗粒大小为0.01-1μm；
所述制备方法包括以下步骤：
(1)按所述化学成分质量百分数准备原料；
(2)将所述原料进行熔炼、合金化，铝合金液I；
(3)将所述铝合金液I进行精炼、扒渣、静置，得铝合金液II；
(4)向所述铝合金液II加入晶粒细化剂，得到铝合金液III；
(5)对所述铝合金液III进行半连续水冷铸造得铝合金铸锭A；
(6)均匀化处理、冷却得铝合金铸锭B；挤压、淬火得挤压铝合金；
(7)人工时效处理，得合金铸锭；
所述均匀化处理为两段式均匀化处理，包括：
第一阶段：将铝合金铸锭A先从室温以180℃～250℃/h的升温速率升温至530～550℃保温2～4小时；
第二阶段：以180℃～250℃/h的升温速率升温至550～575℃保温6～24小时；
所述挤压包括：将铝合金铸锭B加热至540～565℃保温2～6小时，然后降温进行挤压成形，再进行在线淬火，得挤压铝合金；
所述在线淬火为：7s 内通过水温在10～50℃的水槽。
2.根据权利要求1所述的Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的制备方法，其特征在于，所述Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的化学成分质量百分数为：Si 0.50～0.75％，Mg 0.85～1.00％，Mn 0.12～0.15％，Cu 0.55～0.60％，Ti 0.005～0.010％，杂质总百分含量≤0.15％，余量为Al。
3.根据权利要求1所述的Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的制备方法，其特征在于，Mg元素和Si元素的质量比为：Mg/Si＝1.35～1.50。
4.根据权利要求3所述的Al-Mg-Si-Cu合金的制备方法，其特征在于，所述Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的化学成分质量百分数为：
Si 0.6％，Mg 0.9％，Mn 0.15％，Cu 0.6％，Ti 0.008％，Fe≤0.1％，杂质总百分含量≤0.15％，余量为Al。
5.根据权利要求1所述的Al-Mg-Si-Cu合金的制备方法，其特征在于，所述Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的化学成分质量百分数为：
Si 0.7％，Mg 0.95％，Mn 0.12％，Cu 0.63％，Ti 0.003％，杂质总百分含量≤0.15％，余量为Al。
6.根据权利要求1所述的Al-Mg-Si-Cu合金的制备方法，其特征在于，所述Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的化学成分质量百分数为：
Si 0.55％，Mg 0.85％，Mn 0.1％，Cu 0.57％，Ti 0.01％，杂质总百分含量≤0.15％，余量为Al。
7.根据权利要求1所述的Al-Mg-Si-Cu合金的制备方法，其特征在于，所述Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的化学成分质量百分数为：
Si 0.7％，Mg 0.9％，Mn 0.18％，Cu 0.48％，Ti 0.012％，杂质总百分含量≤0.15％，余量为Al。
8.根据权利要求1所述的Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的制备方法，其特征在于，所述Ti的原料为Al-5Ti-0.2C合金杆。
9.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述均匀化处理后的冷却为：以500～600℃/h的冷却速率冷却至100℃以下后自然冷却至室温，得到铝合金铸锭B。
10.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述挤压成型包括：挤压的速度为15～30米/分钟，出口温度为520℃～560℃，挤压比为30～80，模具温度为420～480℃；和/或
所述在线淬火为：8s 内进入穿水冷却区并冷却至室温。
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Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109877539B (zh) * 2019-03-12 2020-12-08 福建省闽发铝业股份有限公司 一种铝合金手机壳用板材热挤压成型工艺
CN112676550B (zh) * 2019-10-17 2022-09-27 北京小米移动软件有限公司 铝合金构件加工方法
CN112941375A (zh) * 2019-11-26 2021-06-11 华为技术有限公司 一种终端设备壳体的合金材料及其制备方法、终端设备
CN112899535A (zh) * 2019-12-03 2021-06-04 晟通科技集团有限公司 新能源电池托盘用6系铝合金型材及其加工方法
CN111041293B (zh) * 2019-12-25 2021-02-09 辽宁忠旺集团有限公司 一种高强度薄壁型材生产工艺
CN111020306B (zh) * 2019-12-26 2021-08-24 广东中色研达新材料科技股份有限公司 铝合金制作方法、铝合金和手机
CN111118353A (zh) * 2020-01-17 2020-05-08 广东和胜工业铝材股份有限公司 一种铝合金及制造方法
CN111575543B (zh) * 2020-05-21 2022-04-01 同曦集团有限公司 一种高熔点耐热变形铝合金及其制备方法
CN111809088B (zh) * 2020-07-22 2021-11-19 广东澳美铝业有限公司 一种中等强度高导热铝合金及其快速时效工艺
CN111809087A (zh) * 2020-07-22 2020-10-23 广东澳美铝业有限公司 一种高强度手机中框铝合金型材的加工工艺
CN112226657B (zh) * 2020-09-28 2022-02-08 广东坚美铝型材厂（集团）有限公司 电机壳铝型材的制备方法、电机壳及电机
CN112176263A (zh) * 2020-10-30 2021-01-05 山东兖矿轻合金有限公司 一种超大轮廓异形铝合金型材的生产工艺及该异形型材的应用
CN112593100A (zh) * 2020-11-24 2021-04-02 广西南南铝加工有限公司 一种半导体设备用大规格6061铝合金板材的制备方法
CN112853175B (zh) * 2021-01-08 2021-11-19 合肥工业大学 一种基于纳米原位/析出相调控机制的高强韧铝合金型材的制备方法
CN113337761A (zh) * 2021-04-20 2021-09-03 山东国泰铝业有限公司 一种铝合金建筑门窗材料及其制备方法
CN113223629B (zh) * 2021-05-13 2023-04-28 中南大学 一种Al-Mg-Si-Mn-Fe合金设计方法
US20230067206A1 (en) * 2021-08-31 2023-03-02 GM Global Technology Operations LLC Aluminum alloy for casting high-strength and high electrically conductive components
CN114293074B (zh) * 2021-12-31 2023-05-05 广东和胜工业铝材股份有限公司 一种Al-Mg-Si合金及其制备方法与应用
CN114318185A (zh) * 2022-01-11 2022-04-12 亚太轻合金(南通)科技有限公司 一种铝合金铸锭预处理工艺
CN115807183B (zh) * 2022-12-13 2024-03-26 广东中色研达新材料科技股份有限公司 一种具有陶瓷色感阳极氧化效果的铝合金及其加工工艺

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107385290A (zh) * 2017-08-10 2017-11-24 广东和胜工业铝材股份有限公司 一种具有优异氧化效果的高强度铝合金及其制备方法和应用
CN108913925A (zh) * 2018-08-07 2018-11-30 中铝瑞闽股份有限公司 一种手机边框用6系合金阳极氧化铝板带材及其制备方法

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9890443B2 (en) * 2012-07-16 2018-02-13 Arconic Inc. 6XXX aluminum alloys, and methods for producing the same

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107385290A (zh) * 2017-08-10 2017-11-24 广东和胜工业铝材股份有限公司 一种具有优异氧化效果的高强度铝合金及其制备方法和应用
CN108913925A (zh) * 2018-08-07 2018-11-30 中铝瑞闽股份有限公司 一种手机边框用6系合金阳极氧化铝板带材及其制备方法

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