CN111057979B - 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 - Google Patents

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 Download PDF

Info

Publication number
CN111057979B
CN111057979B CN201911303514.3A CN201911303514A CN111057979B CN 111057979 B CN111057979 B CN 111057979B CN 201911303514 A CN201911303514 A CN 201911303514A CN 111057979 B CN111057979 B CN 111057979B
Authority
CN
China
Prior art keywords
alloy
melt
physical field
composite physical
aluminum alloy
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.)
Expired - Fee Related
Application number
CN201911303514.3A
Other languages
English (en)
Other versions
CN111057979A (zh
Inventor
郭明星
庄林忠
张济山
吴长旻
邹小俊
王磊
齐珮欣
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.)
Nanjing Qizhi Pujiao Technology Development Co ltd
University of Science and Technology Beijing USTB
Nanjing Iveco Automobile Co Ltd
Original Assignee
Nanjing Qizhi Pujiao Technology Development Co ltd
University of Science and Technology Beijing USTB
Nanjing Iveco Automobile Co Ltd
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 Nanjing Qizhi Pujiao Technology Development Co ltd, University of Science and Technology Beijing USTB, Nanjing Iveco Automobile Co Ltd filed Critical Nanjing Qizhi Pujiao Technology Development Co ltd
Priority to CN201911303514.3A priority Critical patent/CN111057979B/zh
Publication of CN111057979A publication Critical patent/CN111057979A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN111057979B publication Critical patent/CN111057979B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/053—Changing 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 with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C22C1/026—Alloys based on aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C22C1/03—Making non-ferrous alloys by melting using master alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Pressure Welding/Diffusion-Bonding (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)

Abstract

本发明公开了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，属于铝合金技术领域。该方法包括：配置Al‑Mg‑Si‑Cu‑Zn系合金；中频感应熔炼，熔炼后将熔体降温处理，准备后续电磁+超声复合物理场处理；采用电磁场和超声物理场对合金熔体降温过程进行复合物理场协同作用；将熔体浇注到成型模具中进行冷却；双级热处理调控合金组织和原生富铁相分布状态；热轧处理；顺序进行冷轧+中间退火+冷轧处理。经此方法调控可使合金内原生富铁相不仅尺寸呈多尺度分布特征，而且也能获得均匀离散分布状态。本发明方法适用于汽车以及其他高新技术领域用新型铝合金的制造，特别是对冲压成性能、强度、表面质量和弯边性能等均有较高要求的复杂形状零部件制造。

Description

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
技术领域
本发明属于铝合金技术领域，涉及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，特别针对汽车领域车身外板用高成形性、高弯边性能铝合金板材而开发，该种处理方法可以有效调控合金基体内原生相的尺寸以及分布状态，进而大幅度提高合金的综合性能。
背景技术
随着人们生活水平的提高，汽车数量不断增加，尾气排放和空气污染不容忽视。因此，各国纷纷开展汽车轻量化的相关研究。途径之一是采用轻质铝合金替代原有的钢铁材料，这不仅由于铝合金具有高比强度、易回收以及加工性能好等优点，而且还具有其它特殊性能，如6xxx系铝合金(即Al-Mg-Si系)，其还具有可热处理强化、耐蚀性好、焊接性好、易于表面着色、成形性好以及高烤漆硬化等优点，其非常适合作为车身外板材料。不过与以往的汽车用钢相比其生产成本仍然较高，冲压成形性能仍然有待进一步提高。
考虑到回收铝相对价格较低，如果车身外板用6xxx系铝合金能够直接用回收铝进行熔炼制备，那么其生产成本一定可以获得显著降低。但是回收铝杂质元素较多，尤其杂质元素Fe不仅会广泛存在，而且含量普遍较高，这使得后续6xxx系铝合金用回收铝熔炼时必然会产生AlFeSi或者Al(FeMn)Si相。根据以往大量研究表明，Fe含量浓度增加后，铸态铝合金基体内很容易产生枝晶状、长棒状或者粗大原生富铁相。虽然原生富铁相在后续热加工过程中，如均匀化、热轧、冷轧、中间退火以及固溶处理等，可以发生破碎而得到细化，控制合理还可产生微米级和纳米级共存的多尺度粒子共存现象，此种多尺度分布特征对铝合金组织演化会产生积极影响(如微米级粗大粒子可以在热加工过程中诱发PSN效应而促进再结晶形核率，细小纳米弥散粒子又可以阻碍再结晶晶粒长大而细化合金组织等)，但是不可避免地会残留部分破碎不彻底并在其内部残留有微裂纹的粗大原生富铁相粒子，这些粒子的存在会对合金板材的弯边性能以及冲压成形性能均产生不利影响。因此，如何能在熔铸过程对原生富铁相进行有效调控是制备高性能铝合金板材的关键。在此基础上进一步结合后续热加工才可能使得合金内原生富铁相分布获得应用要求。这一问题的解决对于汽车用低成本铝合金材料的开发和应用具有重要意义，同时对于汽车轻量化进程的加快也具有重要推动作用。
发明内容
本发明为了更好满足汽车轻量化对高性能铝合金板材的迫切需求，针对Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金内原生富铁相尺寸构成、分布状态及其对合金综合性能提高促进作用不够理想等问题，开发一种更加有效促进铝合金内原生富铁相离散分布程度的复合物理场调控方法。考虑到超声物理场可产生空化效应，如果能在熔铸时引入超声物理场对原生富铁相进行调控，其尺寸构成以及分布状态等一定可以获得改善。而中频感应熔炼可以引入电磁场，电磁场存在时可以使得熔体上下翻转发生运动。因此，如果在超声场作用的情况下进一步引入电磁物理场，即形成电磁场+超声场的复合物理场，那么在复合物理场协同作用下，熔体内原生富铁相的形核、长大以及离散分布程度一定可以获得有效控制。本发明就是充分利用熔铸时电磁场和超声场协调作用可有有效促进合金内原生富铁相的离散分布程度而开发的。在开发过程中通过控制熔铸过程以及复合物理场协调作用方式、强度以及时间等，同时再辅以后续合理热加工过程对合金组织和原生富铁相分布的综合调控，最终使得冷轧态合金板材内原生富铁相尺寸构成以及离散分布程度获得很好控制，从而实现了有效利用原生富铁相调控合金组织和性能，同时又有效避免其不利影响的目的。
根据本发明的第一方面，提供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，所述车用高性能铝合金为Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金，所述Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金的化学成分及其质量百分比含量为：Zn:0.5～3.7wt％，Mg：0.6～1.0wt％，Si：0.4～1.0wt％，Cu：0.1～0.4wt％，Fe:0.1～0.7wt％，Mn：0.3～0.7wt％，Ni≤0.12wt％，Cr<0.02wt％，Ti≤0.1wt％，B<0.01wt％，余量为Al；其特征在于采用如下技术路线：
(1)采用回收铝或普铝进行Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金的配置；
(2)中频感应熔炼，熔炼好后将熔体温度从高温降温至720℃准备后续电磁+超声复合物理场处理；
(3)采用电磁场和超声物理场对合金熔体降温过程进行复合物理场协同作用(感应线圈电磁功率：0.5～6kW，感应线圈电压：380V，超声发生器功率：0.8～2kW，超声发生器频率：19～22kHz，复合物理场处理时间：3～70min，超声发生器插入方式：超声杆与熔体表面呈45～90°，超声杆插入深度≥1/7熔体深度，熔体降温速率：0.2～5℃/min，复合物理场处理熔体温度范围：720～640℃)；
(4)将熔体浇注到成型模具中(冷却速率：20～300℃/s)；
(5)双级热处理调控合金组织和原生富铁相分布状态(第一级为：485～500℃/3～6h,第二级为：540～575℃/10～50h，升温速率30～45℃/h，降温速率≤40℃/h)；
(6)热轧(开轧温度：520～560℃；终轧温度：300℃以下，轧制变形量50～95％)；
(7)冷轧(变形量50～80％)+中间退火(退火温度380～440℃，退火时间0.5～3h)+冷轧(变形量：40～75％)。
基于上述复合物理场以及热加工过程综合调控即可保证所开发合金基体内原生富铁相呈多尺度离散分布特征。
优选地，所述中频感应熔炼工艺为：首先将回收铝或普铝熔化，温度控制在780～840℃，然后分别添加Al-20wt％Fe，Al-10wt％Mn，Al-10wt％Cr，Al-10wt％Ti中间合金，待熔化后分别再添加Al-50wt％Cu和Al-20wt％Si中间合金，然后大功率搅拌熔体5min(如果需要添加Ni元素，在此温度同时添加纯Ni进入熔体，并利用大功率搅拌熔体增加至10min)，随后将温度控制在720℃以上，随后分别添加纯Zn和纯Mg，添加时用石墨钟罩将其分别压入熔体底部，待其彻底溶化后取出钟罩，调控中频感应炉功率使合金熔体温度重新稳定在在720℃准备下一步电磁+超声复合物理场处理。
优选地，电磁场和超声物理场对合金熔体降温过程进行复合物理场协同作用(感应线圈电磁功率：0.6～5kW，感应线圈电压：380V，超声发生器功率0.85～2kW，频率20～22kHz，时间3～50min，插入方式：超声杆与熔体表面呈80～90°，超声杆插入深度≥1/6熔体深度，熔体降温速率：0.3～5℃/min，复合物理场处理熔体温度范围：720～660℃)。
优选地，所述双级热处理调控合金组织和原生富铁相具体工艺为：第一级为：485～495℃/3～5h，第二级为：540～565℃/10～20h，升温速率30～40℃/h，降温速率≤30℃/h。
优选地，所述热轧过程具体工艺为：开轧温度：525～555℃；终轧温度：300℃以下，轧制变形量70～95％，变形方式：单向轧制。
优选地，所述冷轧+中间退火+冷轧具体工艺为：冷轧(变形量60～80％，道次压下量：15～30％，方式：单向轧制)+中间退火(退火温度380～420℃，退火时间0.5～2h)+冷轧(变形量：55～75％，道次压下量：15～30％，方式：单向轧制)。
根据本发明的第二方面，提供一种车用高性能铝合金，所述车用高性能铝合金为Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金，所述Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金采用根据以上任一方面所述的复合物理场调控方法进行制备调控，
其中，所述Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金的化学成分及其质量百分比含量为：Zn:0.5～3.7wt％，Mg：0.6～1.0wt％，Si：0.4～1.0wt％，Cu：0.1～0.4wt％，Fe:0.1～0.7wt％，Mn：0.3～0.7wt％，Ni≤0.12wt％，Cr<0.02wt％，Ti≤0.1wt％，B<0.01wt％，余量为Al。
根据本发明的第三方面，提供一种以上方面所述车用高性能铝合金在汽车中的应用。
本发明的有益效果：
通过上述技术方案，本发明具有如下优越性：本发明不仅可以利用电磁+超声复合物理场对合金熔铸时原生富铁相形核、长大以及分布等进行很好调控，有效避免枝晶状、长棒状以及粗大原生富铁相的产生，而且还可以进一步利用后续热加工过程对其进行很好的调控，最终使得原生富铁相尺寸呈多尺度特征，同时能够均匀弥散分布于合金基体内，进而对合金组织和织构演化产生积极影响。多尺度原生富铁相的均匀离散分布可有效地解决传统制备过程中原生富铁相偏聚及其对合金板材综合性能产生不利影响等问题。本发明非常适合应用于汽车用铝合金材料的加工和生产，以及对原生相分布状态有特定要求的其它铝合金材料的生产企业使用，当然也适合应用于对其它系列铝合金材料组织和综合性能有较高要求的其它技术行业。
附图说明
图1示出根据本发明的车用高性能铝合金原生相离散的复合物理场调控方法流程图；
图2示出实施例1所制备的1#合金1mm冷轧态SEM组织；
图3示出实施例1所制备的2#合金1mm冷轧态SEM组织；
图4示出实施例1中2#合金双级均匀化热处理后合金基体内多尺度原生相分布的TEM组织照片；
图5示出实施例2所制备的1#合金1mm冷轧态SEM组织；
图6示出实施例2所制备的2#合金1mm冷轧态SEM组织；
图7示出实施例3所制备的1#合金1mm冷轧态SEM组织；
图8示出实施例3所制备的2#合金1mm冷轧态SEM组织。
具体实施方式
下面结合具体实施方案对本发明做进一步的补充和说明。
本发明针对汽车用低成本高性能Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金板材制备过程中引入的溶质元素Fe、Mn和Si必然会在普通熔铸时发生偏聚长大，产生的枝晶状、棒状或粗大Al(FeMn)Si原生富铁相又会对合金后续加工和应用产生不利影响等问题，提出了充分利用电磁+超声复合物理场对合金熔铸过程中原生富铁相的形核、长大以及离散过程进行协同调控，同时辅以后续热加工进一步对合金组织和性能的综合调控，最终使得原生富铁相不仅尺寸呈多尺度分布特征，而且也能获得均匀离散分布状态。多尺度原生富铁相的均匀离散分布可有效地解决传统制备过程中原生富铁相偏聚及其对合金板材综合性能产生不利影响等问题。这不仅可以使得汽车用铝合金板材制备时充分利用含Fe量较高的低端回收铝合金进行熔铸，生产成本获大幅降低，而且还可以保证所制备的合金板材综合性能非常优异。这一复合物理场协同调控技术的开发为汽车轻量化用低成本高性能铝合金板材的开发与广泛应用提供了可能。本发明方法非常适合应用于汽车以及其他众多高新技术领域用新型铝合金的制造，特别是对于冲压成性能、强度、表面质量和弯边性能等均有较高要求的复杂形状零部件的制造。
根据本发明的车用高性能铝合金原生相离散的复合物理场调控方法，原材料分别采用回收铝或普铝、工业纯Mg、工业纯Zn、纯Ni、中间合金Al-20wt％Si、Al-50wt％Cu、Al-20wt％Fe、Al-10wt％Mn、Al-10wt％Cr，Al-10wt％Ti等中间合金。如图1所示，采用如下技术路线：
步骤101：采用回收铝或普铝进行Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金的配置；
步骤102：中频感应熔炼，熔炼好后将熔体温度从高温降温至720℃准备后续电磁+超声复合物理场处理；
步骤103：采用电磁场和超声物理场对合金熔体降温过程进行复合物理场协同作用(感应线圈电磁功率：0.5～6kW，感应线圈电压：380V，超声发生器功率：0.8～2kW，超声发生器频率：19～22kHz，复合物理场处理时间：3～70min，超声发生器插入方式：超声杆与熔体表面呈45～90°，超声杆插入深度≥1/7熔体深度，熔体降温速率：0.2～5℃/min，复合物理场处理熔体温度范围：720～640℃)；
步骤104：将熔体浇注到成型模具中(冷却速率：20～300℃/s)；
步骤105：双级热处理调控合金组织和原生富铁相分布状态(第一级为：485～500℃/3～6h,第二级为：540～575℃/10～50h，升温速率30～45℃/h，降温速率≤40℃/h)；
步骤106：热轧(开轧温度：520～560℃；终轧温度：300℃以下，轧制变形量50～95％)；
步骤107：冷轧(变形量50～80％)+中间退火(退火温度380～440℃，退火时间0.5～3h)+冷轧(变形量：40～75％)。
具体地，处理工艺包括如下步骤：利用中频感应熔炼首先将回收铝或普铝熔化，温度控制在780～840℃，然后分别添加Al-20wt％Fe，Al-10wt％Mn，Al-10wt％Cr，Al-10wt％Ti中间合金，待熔化后分别再添加Al-50wt％Cu和Al-20wt％Si中间合金，然后大功率搅拌熔体5min，(如果需要添加Ni元素，在此温度同时添加纯Ni进入熔体，并利用大功率搅拌熔体增加至10min)，随后将温度控制在720℃以上，随后分别添加纯Zn和纯Mg，添加时用石墨钟罩将其分别压入熔体底部，待其彻底溶化后取出钟罩，调控中频感应炉功率使合金熔体温度重新稳定在在720℃准备下一步电磁+超声复合物理场处理。实施发明合金的具体化学成分如表1所示：
表1实施发明合金化学成分(质量百分数，wt％)
Figure BDA0002322469590000061
待熔体温度处在720℃时，开始进行如下几个步骤的处理，(1)利用电磁场和超声物理场对合金熔体降温过程进行复合物理场协同作用(感应线圈电磁功率：0.5～6kW，感应线圈电压：380V，超声发生器功率：0.8～2kW，超声发生器频率：19～22kHz，复合物理场处理时间：3～70min，超声发生器插入方式：超声杆与熔体表面呈45～90°，超声杆插入深度≥1/7熔体深度，熔体降温速率：0.2～5℃/min，复合物理场处理熔体温度范围：720～640℃)；(2)将熔体浇注到成型模具中(冷却速率：20～300℃/s)；(3)双级热处理调控合金组织和原生富铁相(第一级为：485～500℃/3～6h，第二级为：540～575℃/10～50h，升温速率30～45℃/h，降温速率≤40℃/h)；(4)热轧(开轧温度：520～560℃；终轧温度：300℃以下，轧制变形量50～95％)；(5)冷轧(变形量50～80％)+中间退火(退火温度380～440℃，退火时间0.5～3h)+冷轧(变形量：40～75％)；经上述复合物理场以及热加工过程综合调控即可保证所开发合金基体内原生富铁相呈多尺度离散分布特征。具体的实施方式如下：
实施例1
实施合金1#和2#经中频感应炉熔炼后，待熔体温度处在720℃时，开始进行如下几个步骤的处理，首先利用电磁场和超声物理场对合金熔体降温过程进行复合物理场协同作用(感应线圈电磁功率：0.6～5kW，感应线圈电压：380V，超声发生器功率0.85～2kW，频率20～22kHz，时间3～15min，插入方式：超声杆与熔体表面呈80～90°，超声杆插入深度≥1/6熔体深度，熔体降温速率：0.3～5℃/min，复合物理场处理熔体温度范围：720～700℃)；然后将熔体浇注到成型模具中(冷却速率：20～300℃/s)；随后对铸锭进行双级热处理调控合金组织和原生富铁相(第一级为：485～495℃/3～5h，第二级为：540～565℃/10～20h，升温速率30～40℃/h，降温速率≤30℃/h)；然后再对热处理后的铸锭进行热轧变形(开轧温度：525～555℃；终轧温度：300℃以下，轧制变形量70～95％，变形方式：单向轧制)；最后再对热轧板材进行冷轧(变形量60～80％，道次压下量：15～30％，方式：单向轧制)+中间退火(退火温度380～420℃，退火时间0.5～2h)+冷轧(变形量：55～75％，道次压下量：15～30％，方式：单向轧制)处理。经上述复合物理场以及后续热加工调控后的1#和2#冷轧态合金内原生相分布的SEM照片如图2和图3所示，经上述复合物理场以及后续双级均匀化热处理调控后合金基体内多尺度原生相分布状态的TEM组织照片如图4所示。
实施例2
实施合金1#和2#经中频感应炉熔炼后，待熔体温度处在720℃时，开始进行如下几个步骤的处理，首先利用电磁场和超声物理场对合金熔体降温过程进行复合物理场协同作用(感应线圈电磁功率：0.6～5kW，感应线圈电压：380V，超声发生器功率0.85～2kW，频率20～22kHz，时间3～25min，插入方式：超声杆与熔体表面呈80～90°，超声杆插入深度≥1/6熔体深度，熔体降温速率：0.3～5℃/min，复合物理场处理熔体温度范围：720～680℃)；然后将熔体浇注到成型模具中(冷却速率：20～300℃/s)；随后对对铸锭进行双级热处理调控合金组织和原生富铁相(第一级为：485～495℃/3～5h，第二级为：540～565℃/10～20h，升温速率30～40℃/h，降温速率≤30℃/h)；然后再对热处理后的铸锭进行热轧变形(开轧温度：525～555℃；终轧温度：300℃以下，轧制变形量70～95％，变形方式：单向轧制)；最后再对热轧板材进行冷轧(变形量60～80％，道次压下量：15～30％，方式：单向轧制)+中间退火(退火温度380～420℃，退火时间0.5～2h)+冷轧(变形量：55～75％，道次压下量：15～30％，方式：单向轧制)处理。经上述复合物理场以及后续热加工调控后的1#和2#冷轧态合金内原生相分布的SEM照片如图5和图6所示。
实施例3
实施合金1#和2#经中频感应炉熔炼后，待熔体温度处在720℃时，开始进行如下几个步骤的处理，首先利用电磁场和超声物理场对合金熔体降温过程进行复合物理场协同作用(感应线圈电磁功率：0.6～5kW，感应线圈电压：380V，超声发生器功率0.85～2kW，频率20～22kHz，时间3～35min，插入方式：超声杆与熔体表面呈80～90°，超声杆插入深度≥1/6熔体深度，熔体降温速率：0.3～5℃/min，复合物理场处理熔体温度范围：720～660℃)；然后将熔体浇注到成型模具中(冷却速率：20～300℃/s)；随后对铸锭进行双级热处理调控合金组织和原生富铁相(第一级为：485～495℃/3～5h，第二级为：540～565℃/10～20h，升温速率30～40℃/h，降温速率≤30℃/h)；然后再对热处理后的铸锭进行热轧变形(开轧温度：525～555℃；终轧温度：300℃以下，轧制变形量70～95％，变形方式：单向轧制)；最后再对热轧板材进行冷轧(变形量60～80％，道次压下量：15～30％，方式：单向轧制)+中间退火(退火温度380～420℃，退火时间0.5～2h)+冷轧(变形量：55～75％，道次压下量：15～30％，方式：单向轧制)处理。经上述复合物理场以及后续热加工调控后的1#和2#冷轧态合金内原生相分布的SEM照片如图7和图8所示。
随着汽车轻量化进程的加快，汽车用新型铝合金的开发和应用取得了快速发展，尤其在高成形性和高烤漆硬化新型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金的组织和性能调控方面取得了更大进步。但是该系合金与汽车用钢相比其生产成本仍然有待进一步降低，而冲压成形性能仍然需要进一步大幅提高。因此，开发一种成本较低且综合性能优异的新型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金及其制备方法对于汽车轻量化用铝合金的发展非常重要。考虑到回收铝合金普遍含有溶质元素Fe、Mn和Si等元素，用回收铝合金进行熔炼不仅可以大幅降低汽车用铝合金的生产成本，而且还可以利用引入的溶质元素Fe、Mn和Si等元素，其在熔铸过程中发生原位反应进而生成Al(Fe,Mn)Si相，这些相如果能够很好利用并充分发挥PSN效应，其不仅可以大幅提高合金的成形性能，而且还可以对合金的烤漆硬化增量产生积极影响。但是根据以往研究表明，熔铸过程中生成的富铁相很容易发生偏聚长大，其虽然在后续热加工过程中会发生破碎，但是不可避免的会在部分破碎不彻底粗大粒子内残留微裂纹，这些残留的微裂纹对合金弯边性能以及冲压成形性能均会产生恶化效应。因此，如何能够使得熔铸过程内生成的富铁相发生细化且均匀弥散分布于合金基体内成为提高铝合金综合性能的关键所在。
由于超声物理场产生的空化效应对原生富铁相形核和长大会有显著影响，如果在熔铸时引入超声物理场一定可以对原生富铁相的尺寸构成以及分布状态进行很好调控。这一点已在以往文献和发明专利中均有报道，但是由于单一超声物理场作用范围有限，即使增加处理时间也很难对全部熔体进行处理，最终铸态合金内仍然会有原生富铁相调控不合理区域存在。因此，如何能够使得合金熔体内大部分原生富铁相的形核、长大、分布等均获得超声物理场的有效调控对于提高合金综合性能非常重要。考虑到中频感应熔炼可以引入电磁场，电磁场存在时可以使得熔体上下翻转发生运动。如果在超声场作用的情况下进一步引入电磁物理场，即形成电磁场+超声场的复合物理场，那么在复合物理场协同作用下，熔体内原生富铁相的形核、长大以及离散分布程度一定可以获得有效控制。同时再进一步利用后续合理热加工过程调控，铝合金基体内的原生富铁相尺寸构成以及离散分布程度一定可以获得很好控制。实施例1中的复合物理场处理温度较高，仅从720℃降温到700℃，经复合物理场协同处理后再进行合适的热加工工艺调控后，由图2和图3可以看出，冷轧态合金基体内的原生富铁相已经获得比较均匀的分布状态，而且还存在大量细小弥散的原生相粒子。此外，图4示出了实施例1中2#合金经复合物理场调控后再在高温进行双级热处理后的TEM组织照片，由图可以看出，合金基体内同样分布有大量均匀弥散分布的多尺度原生相粒子，这再次说明复合物理场与热加工调控对于行程多尺度原生富铁相非常关键。随着复合物理场处理温度的降低，如实施例2所示，熔体最终处理温度降低到680℃，最终冷轧态合金基体内原生富铁相构成和分布状态获得了更进一步提高，尺寸构成基本呈多尺度分布特征，而均匀离散程度也比较高(如图5和图6所示)，这对于最终获得高成形性以及高弯边性能具有重要意义。随着复合物理场处理温度的进一步降低，当熔体温度降低到660℃，即实施例3，由图7和图8可以看出，虽然原生富铁相尺寸构成仍然呈多尺度分布特征，但是合金基体内原生富铁相的离散程度反而发生了降低，尤其以2#合金为例(如图8所示)，部分粒子离散程度并不高，即使冷轧态合金仍然存在轻微的原生相聚集现象。由此可见，复合物理场处理温度不能太低，否则即使合金熔体经复合物理场处理后原生富铁相能够获得均匀弥散分布状态，但是浇铸到水冷钢模内同样不利于原生富铁相均匀弥散分布状态的获得。整体而言，经复合物理场和热加工综合调控后可以使得铝合金内的原生富铁相呈多尺度构成，同时均匀离散分布于合金基体内。这种组织特征的出现，完全避免了以往经传统熔铸以及热加工后，在合金基体内残留部分破碎不彻底而含有微裂纹的粗大富铁相粒子，进而恶化合金性能等问题。
综上所述，本发明通过对Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金熔铸过程的电磁+超声复合物理场调控处理，同时辅以后续热加工综合调控，最终可以使得合金基体内的原生富铁相呈多尺度构成，同时获得均匀离散分布特征，这对于大幅提高该系合金板材的冲压成形性能以及弯边性能等均具有重要作用。此外，由于原生相为富铁相，合金熔炼时完全可以采用回收铝合金或纯度较低的普铝进行，非常有利于降低该系合金的生产成本，这对于加快该系合金广泛应用具有积极作用。因此，本发明处理工艺不仅适合广泛应用于汽车用Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金板材的制造，从而加快汽车轻量化用铝合金的进程，而且对于其他领域用高成形性和高强度铝合金的开发、加工和应用也具有一定的指导意义，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。
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、替换和变型，本发明的范围由所附权利要求及其等同限定。

Claims (8)

1.一种车用高性能铝合金原生相离散的复合物理场调控方法，其特征在于，所述车用高性能铝合金为Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金，所述方法具体包括：
（1）配置Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金，所述Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金的化学成分及其质量百分比含量为：Zn: 0.5～3.7wt%，Mg：0.6～1.0wt%，Si：0.4～1.0wt%，Cu：0.1～0.4wt%，Fe:0.1~0.7wt%，Mn：0.3~0.7wt%，Ni：0.1~0.12wt%，Cr<0.02wt%，Ti≤0.1wt%，B<0.01wt%，余量为Al；
（2）中频感应熔炼，熔炼后将熔体降温处理，准备后续电磁+超声复合物理场处理；
（3）采用电磁场和超声物理场对合金熔体降温过程进行复合物理场协同作用，所述复合物理场协同作用工艺条件为：感应线圈电磁功率：0.5~6kW，感应线圈电压：380V，超声发生器功率：0.8~2kW，超声发生器频率：19~22kHz，复合物理场处理时间：3~70min，超声发生器插入方式：超声杆与熔体表面呈45~90°，超声杆插入深度≥1/7熔体深度，熔体降温速率：0.2~5℃/min，复合物理场处理熔体温度范围：720~640℃；
（4）将熔体浇注到成型模具中进行冷却；
（5）双级热处理调控合金组织和原生富铁相分布状态, 工艺条件为：第一级：485~500℃/3~6h；第二级：540~575℃/10~50h，升温速率30~45℃/h，降温速率≤40℃/h；
（6）热轧处理, 工艺条件为：开轧温度：520~560℃；终轧温度：300℃以下，轧制变形量70~95%；
（7）顺序进行冷轧+中间退火+冷轧处理，处理工艺条件为：冷轧：变形量为50~80%；中间退火：退火温度380~440℃，退火时间0.5~3h；冷轧：变形量：40~75%。
2.根据权利要求1所述的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，其特征在于，步骤（2）中，所述中频感应熔炼工艺为：将回收铝或普铝熔化，温度控制在780~840℃，然后分别添加Al-20wt%Fe，Al-10wt%Mn，Al-10wt%Cr，Al-10wt%Ti中间合金，待熔化后分别再添加Al-50wt%Cu和Al-20wt%Si中间合金，然后大功率搅拌熔体5min，在此温度同时添加纯Ni进入熔体，并利用大功率搅拌熔体增加至10min，随后将温度控制在720℃以上，随后分别添加纯Zn和纯Mg，添加时用石墨钟罩将其分别压入熔体底部，待其彻底溶化后取出钟罩，调控中频感应炉功率使合金熔体温度重新稳定在720℃准备下一步电磁+超声复合物理场处理。
3.根据权利要求1所述的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，其特征在于，步骤（4）中，冷却速率为20~300℃/s。
4.根据权利要求1所述的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，其特征在于，步骤（5）中，双级热处理调控合金组织和原生富铁相分布状态工艺条件为：第一级：485~495℃/3~5h；第二级：540~565℃/10~20h，升温速率30~40℃/h，降温速率≤30℃/h。
5.根据权利要求1所述的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，其特征在于，步骤（6）中，热轧处理工艺条件为：开轧温度：525~555℃；终轧温度：300℃以下，轧制变形量70~95%，变形方式：单向轧制。
6.根据权利要求1所述的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，其特征在于，步骤（7）中，冷轧+中间退火+冷轧处理工艺条件为：冷轧：变形量为60~80%，道次压下量：15～30％，方式：单向轧制；中间退火：退火温度380~420℃，退火时间0.5~2h；冷轧：变形量：55~75%，道次压下量：15～30％，方式：单向轧制。
7.一种车用高性能铝合金，其特征在于，所述车用高性能铝合金为Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金，所述Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金采用根据权利要求1至6中任一项所述的复合物理场调控方法进行制备调控，
其中，所述Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金的化学成分及其质量百分比含量为：Zn: 0.5～3.7wt%，Mg：0.6～1.0wt%，Si：0.4～1.0wt%，Cu：0.1～0.4wt%，Fe:0.1~0.7wt%，Mn：0.3~0.7wt%，Ni：0.1~0.12wt%，Cr<0.02wt%，Ti≤0.1wt%，B<0.01wt%，余量为Al。
8.一种权利要求7所述车用高性能铝合金在汽车中的应用。
CN201911303514.3A 2019-12-17 2019-12-17 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 Expired - Fee Related CN111057979B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201911303514.3A CN111057979B (zh) 2019-12-17 2019-12-17 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

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201911303514.3A CN111057979B (zh) 2019-12-17 2019-12-17 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

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN111057979A CN111057979A (zh) 2020-04-24
CN111057979B true CN111057979B (zh) 2021-06-29

Family

ID=70302050

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201911303514.3A Expired - Fee Related CN111057979B (zh) 2019-12-17 2019-12-17 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

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN111057979B (zh)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110983129B (zh) * 2019-12-17 2021-02-05 北京科技大学 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

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103173645A (zh) * 2013-03-25 2013-06-26 北京科技大学 一种弥散强化铝基复合材料的制备方法
CN103789599A (zh) * 2014-01-28 2014-05-14 中广核工程有限公司 连续铸轧制备B4C/Al中子吸收材料板材的方法
CN106702232A (zh) * 2016-12-07 2017-05-24 北京科技大学 一种促进Al‑Mg‑Si‑Cu系合金原生相分布的离散处理方法
CN107245598A (zh) * 2017-05-17 2017-10-13 江苏大学 一种改善铝基复合材料中原位纳米颗粒分布的方法
CN107400805A (zh) * 2017-06-15 2017-11-28 中北大学 一种铝锶钨中间合金及其制备方法
CN108048702A (zh) * 2018-01-12 2018-05-18 北京科技大学 一种兼具高强度和高成形性车用铝合金板材的制备方法
CN108220698A (zh) * 2018-01-12 2018-06-29 北京科技大学 一种车身外板用高成形性铝合金复合板材的制备方法
CN108411144A (zh) * 2018-03-28 2018-08-17 江苏凯特汽车部件有限公司 一种纳米颗粒增强汽车铝轮毂材料的制备装置与方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103173645A (zh) * 2013-03-25 2013-06-26 北京科技大学 一种弥散强化铝基复合材料的制备方法
CN103789599A (zh) * 2014-01-28 2014-05-14 中广核工程有限公司 连续铸轧制备B4C/Al中子吸收材料板材的方法
CN106702232A (zh) * 2016-12-07 2017-05-24 北京科技大学 一种促进Al‑Mg‑Si‑Cu系合金原生相分布的离散处理方法
CN107245598A (zh) * 2017-05-17 2017-10-13 江苏大学 一种改善铝基复合材料中原位纳米颗粒分布的方法
CN107400805A (zh) * 2017-06-15 2017-11-28 中北大学 一种铝锶钨中间合金及其制备方法
CN108048702A (zh) * 2018-01-12 2018-05-18 北京科技大学 一种兼具高强度和高成形性车用铝合金板材的制备方法
CN108220698A (zh) * 2018-01-12 2018-06-29 北京科技大学 一种车身外板用高成形性铝合金复合板材的制备方法
CN108411144A (zh) * 2018-03-28 2018-08-17 江苏凯特汽车部件有限公司 一种纳米颗粒增强汽车铝轮毂材料的制备装置与方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN111057979A (zh) 2020-04-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
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
CN108048702B (zh) 一种兼具高强度和高成形性车用铝合金板材的制备方法
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
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
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
CN110885942B (zh) 一种适用于热冲压成形-淬火一体化工艺的中强7xxx系铝合金板材
CN101880804B (zh) 一种汽车车身板用铝-镁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
CN100453671C (zh) 一种汽车用Al-Mg-Si-Cu合金及其加工工艺
CN101294255B (zh) 一种汽车车身板用铝合金及其制造方法
CN104018040A (zh) 一种汽车用高成形性铝合金材料及其制备方法
CN111575548B (zh) 综合性能优异的6系铝合金汽车外板及其制备方法
CN106521253A (zh) 一种高成形性Al‑Mg‑Si合金及其制造方法
CN110629075A (zh) 一种高强度高延伸率铝合金板材及其制造方法
CN101880801A (zh) 一种汽车车身用铝合金及其板材制造方法
CN108642331B (zh) 一种用于汽车板的6181铝合金及其制备方法
CN106756672B (zh) 一种提高汽车用Al‑Mg‑Si‑Cu系合金强度的处理方法
CN108220698B (zh) 一种车身外板用高成形性铝合金复合板材的制备方法
CN103243247A (zh) 一种铝合金及其制备方法
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
CN112375943A (zh) 一种高成形性6111铝合金汽车板的制备工艺
CN104775059A (zh) 具有长时间自然时效稳定性的Al-Mg-Si系铝合金材料、铝合金板及其制造方法
CN103255323A (zh) 一种Al-Mg-Zn-Cu合金及其制备方法
CN101885000B (zh) 提高6111铝合金汽车板冲压成形性的加工处理方法

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
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20210629

Termination date: 20211217

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee