CN111440972A - 一种具有高长期热稳定性的6000系铝合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种具有高长期热稳定性的6000系铝合金，其成分按质量百分比为：Si 0.5‑0.8％，Fe≤0.3％，Cu≤0.3％，Mn 0.05‑0.3％，Mg 0.6‑0.9％，Zr≤0.15％，Ti≤0.15％，单个杂质≤0.05％，杂质合计≤0.15％，余量为Al，Si/Mg范围控制在0.7～0.9。本发明还包括所述铝合金的制备方法。本发明通过合金设计，可以在6000系合金中生成一种长期热稳定相，有效的抑制Mg2Si相的粗化，使本合金在150℃保温1000h时，屈服强度下降不超过10MPa。本发明所述的6000系铝合金材料不仅具有非常好的长期热稳定性，同时具有较好的室温力学性能、良好的弯曲成型性能、压溃性能等，可以实现汽车零部件型材的工业化批量生产。

Description

一种具有高长期热稳定性的6000系铝合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及铝合金生产工艺技术领域，尤其涉及一种具有高长期热稳定性的6000系铝合金及其制备方法。
背景技术
6000系铝合金由于具有较好的力学性能和耐腐蚀性能，广泛应用于高铁、汽车领域。随着新能源汽车的发展，汽车轻量化的要求逐步提高。铝合金作为关键的轻量化材料，替代传统钢制零部件可以实现约30％以上的减重，被各大车企用于替换原有的钢制件。随着铝合金在汽车上的大量应用，对铝合金的性能的要求也越来越严。
在6000系铝合金型材方面，一些车企对供应商提出了材料认证的要求，不仅对型材的型面尺寸要求严格，还提出了不同等级的拉伸性能、长短期热稳定性、折弯性能、抗腐蚀性能和压溃性能等多面的性能要求。针对拉伸、折弯、压溃、抗腐蚀等性能要求还可以通过微调合金成分、改变加工工艺达到认证指标；但合金的长期热稳定性成为难倒众多供应商的难题，以6082铝合金为例，其屈服强度可达到300MPa以上，而通过150℃保温1000h，将下降到不足230MPa，降低了23％。由于汽车长期经历暴晒、雨淋、极寒等恶劣天气，车用铝合金型材的长期热稳定性需要进一步提高。
现国外主要汽车厂商均对各自车用铝合金产品的长期热稳定性制定了相应的标准，但我国铝合金行业对汽车产品的长期热稳定性研究还较少。在6000系铝合金中，Mg2Si是主要的强化相，在长时间保温下，Mg2Si的粗化是导致强度降低的根本原因。因此，通过合金成分调整，设计其他相组成抑制Mg2Si相在150℃长期保温下的粗化，是提高合金长期热稳定的主要原理。如何合理设计铝合金成分，解决铝合金的长期热稳定性，仍是本领域现阶段的一个难题。
发明内容
本发明的第一个目的是为了解决上述现有技术的缺点和不足，提供一种具有高长期热稳定性的6000系铝合金。
本发明所采用的技术方案如下：
一种具有高长期热稳定性的6000系铝合金，其成分按质量百分比为：Si 0.5-0.8％，Fe≤0.3％，Cu≤0.3％，Mn 0.05-0.3％，Mg 0.6-0.9％，Zr≤0.15％，Ti≤0.15％，单个杂质≤0.05％，杂质合计≤0.15％，余量为Al，Si/Mg范围控制在0.7～0.9。
优选地，所述铝合金的成分按质量百分比为：Si 0.5％，Fe 0.1％，Cu 0.1％，Mn0.2％，Mg 0.7％，Zr 0.07％，Ti 0.067％，单个杂质≤0.05％，杂质合计≤0.15％，其余为Al，Si/Mg为0.714。
本发明还包括所述铝合金的制备方法，具体包括以下步骤：
S1.熔炼：熔化所述铝合金的原料，使用电磁搅拌，确保合金在熔体中扩散均匀；
S2.铸造：将上述溶液铸造成合金棒；铸造的模盘温度控制在680-700℃之间，冷却水压控制在0.02MPa-0.03MPa；
S3.均匀化退火：均匀化加热所述合金铸造体，并形成合金铸棒，然后出炉空冷；
S4.挤压：对经过均匀化处理的铝合金铸棒进行高温高速挤压得到铝合金挤压体；
S5.在线淬火：对所述铝合金挤压体进行冷却处理；
S6.时效处理：将淬火后的铝合金型材进行时效处理。
所述铝合金的熔炼温度小于780℃，熔炼时间小于5h。
进一步地，所述铝合金的铸造温度小于730℃。
进一步地，所述铝合金的均匀化退火温度为550～570℃，时间为8～20h。均匀化退火的主要目的是为了减少铝合金铸锭在铸造过程中引起的化学成分的偏析和组织的不均匀性，将其加热到高温，长时间保温，然后进行缓慢冷却，以达到化学成分和组织均匀化的目的。
进一步地，所述合金的挤压出口温度为520～565℃，挤压速度为4～20m/min，挤压比为10～50。挤压就是将加热到一定温度的铸棒，放在挤压筒内，通过施加外力，使之从分流模具中流出，从而获得所需合金型材的一种塑性加工方法。本发明所述挤压温度的设计，目的是使得材料在挤出后保留足够的纤维晶组织和亚晶粒组织。
进一步地，所述冷却方法为强风冷却、水雾冷却、喷水冷却或穿水冷却。
进一步地，所述时效工艺为175℃/10h峰值时效。
与现有技术比，本发明的优点在于：
1、本发明通过合金设计，可以在6000系合金中生产一种长期热稳定相，有效的抑制Mg2Si相的粗化，使本合金在150℃保温1000h时，屈服强度下降不超过10MPa。
2、本发明所述的6000系铝合金材料不仅具有非常好的长期热稳定性，同时具有较好的室温力学性能、良好的弯曲成型性能、压溃性能等，可以实现汽车零部件型材的工业化批量生产。
具体实施方式
本发明中选用的所有材料、试剂和仪器都为本领域熟知的，但不限制本发明的实施，其他本领域熟知的一些试剂和设备都可适用于本发明以下实施方式的实施。
实施例1
一种具有高长期热稳定性的6000系铝合金，其成分按质量百分比为：Si 0.5％，Fe0.1％，Cu 0.1％，Mn 0.2％，Mg 0.7％，Zr 0.07％，Ti 0.067％，单个杂质≤0.05％，杂质合计≤0.15％，其余为Al，Si/Mg为0.714。
所述合金的制备方法，具体包括以下步骤：
S1.熔炼：熔化所述铝合金的原料，使用电磁搅拌，确保合金在熔体中扩散均匀。本实施例中铝合金的熔炼温度小于780℃，熔炼时间小于5h。
S2.铸造：将上述溶液铸造成合金棒；铸造的模盘温度控制在680-700℃之间，冷却水压控制在0.02MPa-0.03MPa。本实施例中所述铝合金的铸造温度小于730℃。
S3.均匀化退火：均匀化加热所述合金铸造体，并形成合金铸棒，然后出炉空冷。本实施例中所述铝合金的均匀化退火温度为550～570℃，时间为8～20h。
S4.挤压：对经过均匀化处理的铝合金铸棒进行高温高速挤压得到铝合金挤压体。本实施例中所述合金的挤压出口温度为520～565℃，挤压速度为4～20m/min，挤压比为10～50。
S5.在线淬火：对所述铝合金挤压体进行冷却处理。本实施例中所述冷却方法为强风冷却、水雾冷却、喷水冷却或穿水冷却
S6.时效处理：将淬火后的铝合金型材进行时效处理。本实施例中所述时效工艺为175℃/10h峰值时效。
实施例2
一种具有高长期热稳定性的6000系铝合金，其成分按质量百分比为：Si 0.8％，Fe0.3％，Cu0.3％，Mn 0.3％，Mg 0.9％，Zr0.15％，Ti0.15％，单个杂质≤0.05％，杂质合计≤0.15％，余量为Al，Si/Mg为0.89。其制备方法与实施例1相同。
实施例3
一种具有高长期热稳定性的6000系铝合金，其成分按质量百分比为：Si 0.5％，Fe0.2％，Cu 0.05％，Mn 0.05％，Mg 0.6％，Zr0.05％，Ti0.09％，单个杂质≤0.05％，杂质合计≤0.15％，余量为Al，Si/Mg为0.833。其制备方法与实施例1相同。
实施例4
将实施例1、2、3制备的铝合金型材分别在150℃下保温0h、144h、220h、250h、500h、750h、1000h的室温拉伸力学性能如表1-3所示。
表1实施例1所述铝合金经时效后不同停放时间的室温拉伸力学性能
150℃下保温时间/h 抗拉强度/MPa 屈服强度/MPa 伸长率/％
0 279 254 10.5
144 286 267 12.0
220 280 263 11.5
250 278 254 12.5
500 279 253 11.5
750 275 252 11.5
1000 272 253 11.0
表2实施例2所述铝合金经时效后不同停放时间的室温拉伸力学性能
150℃下保温时间/h 抗拉强度/MPa 屈服强度/MPa 伸长率/％
0 302 283 13.5
144 305 284 13.0
220 303 284 13.0
250 300 282 13.5
500 298 280 12.5
750 295 278 14.0
1000 293 277 14.0
表3实施例3所述铝合金经时效后不同停放时间的室温拉伸力学性能
150℃下保温时间/h 抗拉强度/MPa 屈服强度/MPa 伸长率/％
0 268 242 14.0
144 270 245 13.5
220 273 246 12.5
250 270 246 12.5
500 268 245 12.5
750 265 243 13.0
1000 265 241 13.5
由上表可知，本发明所述的6000系合金材料在150℃下长时间保温时，在保温初期还会出现室温拉伸性能的上升，然后出现小幅下降，表现出非常好的长期热稳定性，适合6000系铝合金汽车零部件型材的工业化批量生产。
对比例1
对比例1为6082铝合金，与实施例1-3的区别在于合金成分不同，对比例1的合金成分如表4所示：
表4对比例1的合金成分(wt.％)
元素 Si Fe Cu Mn Mg Cr Zr Ti Al
含量 1.045 0.202 0.022 0.526 0.755 0.128 0.03 0.067 余量
对比例1在150℃下保温250h、500h、750h和1000h的室温拉伸性能如表5所示。由于元素含量高，对比例1的初始强度较高，但在150℃下长期保温时，室温拉伸性能下降明显，屈服强度降低59MPa，长期热稳定性明显低于实施例1-3所述的铝合金型材。
表5对比例1经时效后不同停放时间的室温拉伸力学性能
150℃下保温时间/h 抗拉强度/MPa 屈服强度/MPa 伸长率/％
0 313 290 16.0
250 307 279 14.0
500 288 256 13.0
750 279 243 14.5
1000 269 231 11.5
对比例2
对比例2为6005A铝合金，与实施例1-3的区别在于合金成分不同，对比例2的合金成分如表6所示：
表6对比例1的合金成分(wt.％)
元素 Si Fe Cu Mn Mg Cr Ti Al
含量 0.619 0.163 0.050 0.318 0.536 0.167 0.016 余量
对比例1在150℃下保温250h、500h、750h和1000h的室温拉伸性能如表7所示。该合金在150℃下长期保温时，室温拉伸性能下降明显，屈服强度降低51MPa，长期热稳定性明显低于实施例1-3所述的铝合金型材。
表7对比例2经时效后不同停放时间的室温拉伸力学性能
150℃下保温时间/h 抗拉强度/MPa 屈服强度/MPa 伸长率/％
0 271 241 13.0
250 269 238 15.5
500 250 216 15.5
750 238 199 15.5
1000 230 190 12.5
综上，本发明通过合金设计，可以在6000系合金中生产一种长期热稳定相，有效的抑制Mg2Si相的粗化，使本合金在150℃保温1000h时，屈服强度下降不超过10MPa。本发明所述的6000系铝合金材料不仅具有非常好的长期热稳定性，同时具有较好的室温力学性能、良好的弯曲成型性能、压溃性能等，可以实现汽车零部件型材的工业化批量生产。
本发明并不局限于上述实施方式，如果对本发明的各种改动或变形不脱离本发明的精神和范围，倘若这些改动和变形属于本发明的权利要求和等同技术范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变动。

Claims (9)

1.一种具有高长期热稳定性的6000系铝合金，其特征在于，其成分按质量百分比为：Si0.5-0.8％，Fe≤0.3％，Cu≤0.3％，Mn 0.05-0.3％，Mg 0.6-0.9％，Zr≤0.15％，Ti≤0.15％，单个杂质≤0.05％，杂质合计≤0.15％，余量为Al，Si/Mg范围控制在0.7～0.9。
2.根据权利要求1所述的具有高长期热稳定性的6000系铝合金，其特征在于，其成分按质量百分比为：Si 0.5％，Fe 0.1％，Cu 0.1％，Mn 0.2％，Mg 0.7％，Zr 0.07％，Ti0.067％，单个杂质≤0.05％，杂质合计≤0.15％，其余为Al。
3.权利要求1所述具有高长期热稳定性的6000系铝合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
S1.熔炼：熔化所述铝合金的原料，使用电磁搅拌，确保合金在熔体中扩散均匀；
S2.铸造：将上述溶液铸造成合金棒；铸造的模盘温度控制在680-700℃之间，冷却水压控制在0.02MPa-0.03MPa；
S3.均匀化退火：均匀化加热所述合金铸造体，并形成合金铸棒，然后出炉空冷；
S4.挤压：对经过均匀化处理的铝合金铸棒进行高温高速挤压得到铝合金挤压体；
S5.在线淬火：对所述铝合金挤压体进行冷却处理；
S6.时效处理：将淬火后的铝合金型材进行时效处理。
4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述铝合金的熔炼温度小于780℃，熔炼时间小于5h。
5.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述铝合金的铸造温度小于730℃。
6.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述铝合金的均匀化退火温度为550～570℃，时间为8～20h。
7.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述合金的挤压出口温度为520～565℃，挤压速度为4～20m/min，挤压比为10～50。
8.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述冷却方法为强风冷却、水雾冷却、喷水冷却或穿水冷却。
9.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述时效工艺为175℃/10h峰值时效。
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