CN112553511A - 一种6082铝合金材料及其制备方法 - Google Patents

一种6082铝合金材料及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种6082铝合金材料及其制备方法，其成分按质量百分比计包括：Mg 0.8～1.05wt.％，Si 0.85～1.15wt.％，Mn 0.5～0.8wt.％，Fe≤0.35wt.％，Cr 0.05～0.2wt.％，Cu≤0.10wt.％，Zn≤0.2wt.％，Ti≤0.1wt.％，余量为Al和不可避免的杂质；其中，Mg：Si＝0.8～1.2，不可避免的杂质总计≤0.5wt％。制备方法包括：采用半连续铸造方式制备合金铸锭，将经铣面后的合金铸锭进行三级均匀化处理；然后直接出炉热轧或冷却至520℃‑560℃保温2h进行热轧；将板材进行T6处理；在24h内对得到的板材进行单级时效或双级时效处理。采用本发明能够有效提升6082铝合金的强度和慢应力腐蚀性能。

Description

一种6082铝合金材料及其制备方法
技术领域
本发明涉及铝合金材料领域，具体涉及一种6082铝合金材料及其制备方法。
背景技术
随着轻量化的持续推进，铝合金以比强度高、耐蚀性好，良好的加工性能、极高的再回收等一系列优良特性，成为交通运输轻量化最理想的材料。6xxx系合金具有良好的强度、塑性、质量轻等优点，可用于制造复杂剖面的结构件，广泛应用于轨道交通及汽车工业等领域。
6082铝合金材料近年来在轨道交通、汽车工业等领域应用发展迅速。但目前市场上常规6082合金的强度偏低，屈服强度一般不超过300MPa，焊接后强度更低，并且由于板材中残留较多粗大的第二相，导致合金的晶间腐蚀性能及慢应力腐蚀等性能难以满足轨道交通对材料性能越来越高的要求。在汽车及轨道交通用结构件中也有采用高强度的7xxx铝合金，如7N01等，但由于其剥落腐蚀及应力腐蚀性能较差，限制了7xxx铝合金在交通运输领域中的应用。因此亟待开发高强、耐蚀的6082铝合金及与其相匹配的热处理及加工工艺，这对扩大6082铝合金在轨道交通中的广泛应用具有重要意义。
目前随着对6xxx铝合金强度的提升要求，6系铝合金化的程度越来越高，如Mg、Si总含量越来越高，但若高合金化材料均匀化退火工艺不合理，则会造成Mg2Si相残留的尺寸过大，即使经过后续的加工过程的破碎，其在后续固溶处理中仍然难以消除。此外，残留Mg2Si相尺寸大、数量多，导致参与强化的有效Mg、Si元素含量降低，无法很好地提升合金强度，并且降低合金的晶间腐蚀性能及应力腐蚀性能。因此，合理的均匀化退火制度对高合金化的6xxx合金显得至关重要。很多专利也提到6xxx铝合金的均匀化退火制度，如专利CN109402537A提供了一种6xxx系铝合金铸锭的均匀化退火制度。该专利将均匀化退火制度分为两个阶段，第一阶段400-440℃保温8-10h；第二阶段520-560℃保温20-26h。专利CN107190187A，公开了一种铝合金的均匀化热处理方法，均匀化处理方法包括低温均匀化和高温均匀化处理的双级均匀化处理：其中，低温均匀化处理的温度为200-300℃，时间3.5-8h；高温均匀化处理的温度为450-480℃，时间为20-25h。专利CN 109628860A，公开了一种高强度Al-Mg-Si铝合金及其制备方法，采用的双级均质制度为：第一级均质温度为450-475℃，时间为3-5h，第二级均质温度为550-570℃，均质时间为5-7h。这些专利中均只提到双级的均匀化制度，但是都没有对均匀化退火的升温速率及降温速率进行控制。升温速率对高合金化的6xxx合金非常重要，决定了其后续高温均质能否达到560-570℃而不过烧；在低温段的缓慢升温可析出细小弥散的β"相，为含Mn粒子的析出提供形核质点，影响后续含Mn粒子的尺寸与分布。降温速率决定了基体中析出的Mg2Si相的尺寸，尤其在Mg、Si元素含量较高，保温时Mg2Si初生相不能充分溶解的情况下，降温速率的影响尤为重要。这些因素(合金化程度及均质工艺)都会影响材料的强化效果。
另外除了粗大第二相对性能有不利影响外，晶界析出相的分布会极大地影响合金的慢应力腐蚀性能。专利CN 110952050A公开了一种6082铝合金中厚板热处理加工工艺，其中采用170～180℃的单级时效。沿晶析出的连续的β"相对合金的慢应力腐蚀性能极为不利。专利CN109594027A公开了一种6082铝合金挤压型材的双级时效处理，其中第一级时效制度为145～165℃，保温2～6小时，第二级时效制度为170～185℃，保温5～10h。由于时效温度比较低，难以溶解晶界处细小的β"，因此无法改善合金的慢应力腐蚀性能。因此需要合理的时效制度改善6082铝合金板材晶界析出相的形貌及分布，从而提升合金的慢应力腐蚀性能。
发明内容
针对上述已有技术存在的不足，本发明提供一种6082铝合金材料及其制备方法，提高6082铝合金的强度和耐腐蚀性能。
本发明是通过以下技术方案实现的。
一种6082铝合金材料，其特征在于，所述铝合金材料成分按质量百分比计包括：Mg0.8～1.05wt.％，Si 0.85～1.15wt.％，Mn 0.5～0.8wt.％，Fe≤0.35wt.％，Cr 0.05～0.2wt.％，Cu ≤0.10wt.％，Zn≤0.2wt.％，Ti≤0.1wt.％，余量为Al和不可避免的杂质；其中，Mg：Si＝0.8～1.2，不可避免的杂质总计≤0.5wt％。
一种如上所述铝合金材料的制备方法，其特征在于，所述方法包括：
(1)采用半连续铸造方式制备合金铸锭，将经铣面后的合金铸锭均匀化处理：以20～30℃/h的速率升温至350-400℃保温0.5-2h，然后升温至520-550℃保温0.5-2h，再以5-20℃/h的速率升温至560-580℃，保温4-12h；
(2)将经步骤(1)得到的合金铸锭直接出炉热轧或冷却至520℃-560℃保温2h热轧，热轧至厚度为4～40cm板材，热终轧温度260～350℃；
(3)将经步骤(2)得到的板材进行T6处理：经550～570℃固溶处理0.5～4h，淬火；
(4)在24h内对经步骤(3)得到的板材进行单级时效或双级时效处理；所述单级时效处理是在160～180℃处理12-28h，所述双级时效处理：首先在160-180℃处理8-12h，然后再190～230℃时效处理0.1～2h。
进一步地，所述步骤(1)将铣面后的合金铸锭以20～30℃/h的速率升温至350-400℃保温1-2h，后升温至540-550℃保温0.5-2h，再以5-15℃/h的速率升温至560-575℃保温6-8h，然后直接出炉热轧。
进一步地，所述步骤(4)单级时效处理是在160～180℃处理12-24h。
经过上述的半连续铸造、均匀化处理、热加工及热处理后制备获得的板材，晶粒尺寸均匀细小，残留Mg2Si的尺寸不大于7～8μm，面积分数小于1％，材料屈服强度320MPa以上，延伸率大于15％，慢应力腐蚀因子ISSRT≤0.25％(温度50℃，分别在3.5％NaCl溶液和硅油中测试，应变速率为10-6mm/min)。
本发明的有益技术效果，本发明通过调整Mg、Si元素含量比例和Fe含量，均匀化退火工艺及后续加工及固溶时效工艺，控制晶粒尺寸及Mg2Si残留相的尺寸和分布，晶界β"析出相的分布，充分发挥各合金元素的作用，显著提高合金力学性能和耐蚀性能。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施方式对本发明进行详细说明。
合金成分是控制材料强度的关键因素之一。6xxx系中Mg、Si是主要强化元素，形成强化相Mg2Si。该系合金通过Mg、Si元素总量控制合金强度水平。合适的Mg、Si总量及其比例使强化效果越佳，促进强化相的形成。但Mg、Si含量过高，一方面材料的成形性能降低，另一方面大量残留的粗大Mg2Si相，显著降低材料韧性及应力腐蚀性能。因此Mg和Si元素含量分布控制在0.8～1.05wt.％和0.85～1.15wt.％范围内，且Mg:Si＝0.8-1.2％之间较佳。
Mn在合金中主要起抑制再结晶、稳定亚结晶组织的作用，既提高材料强度又提高韧性和耐蚀性能，但Mn含量过高会在铸造过程中形成过多粗大金属间化合物，严重降低材料的铸造性、成型性及韧性，因此Mn含量不宜高于0.8wt.％，为0.5-0.8wt.％；
Cr可以降低Fe元素对耐蚀性的影响，提高基体金属和焊缝强度，减少焊接热裂倾向，但会使合金的塑性略有降低。Cr与其他元素形成Al7(CrFe)和Al12CrMn相，可以阻碍再结晶形核和长大，改善合金韧性，降低应力腐蚀开裂敏感性。有研究表明添加Mn、Cr元素可以提高合金的弹性模量以及硬化指数，从而改善合金的耐应力腐蚀性能。但Cr含量过高时会与其他合金元素或杂质形成粗大的金属化合物，降低合金的成形性能与断裂韧性，所以Cr含量不宜超过0.25wt.％，为0.05～0.2wt.％。
Fe为杂质元素，当Fe含量在0.35wt.％以下时，对合金性能影响不大。但当Fe含量超过0.35wt.％，易形成粗大含Fe相，对合金延伸率和慢应力腐蚀性能不利，需控制0.35wt.％以下。
其他元素含量控制在6082铝合金成分范围即可。
通过以上的成分控制，是保证材料屈服强度大于320MPa的基础。
均匀化处理是控制高合金化6xxx合金高强度和耐蚀性的关键因素，通过均质处理溶解非平衡低熔点共晶组织，为后续时效强化析出提供足够的过饱和度的关键环节；同时均匀化处理可使含Mn粒子均匀弥散析出，以利于在轧制过程中控制晶粒结构。一般而言，采用较慢的升温速率有利于促进弥散粒子的析出，并且不易使Mg2Si初生相因升温速率过快而熔化。此外，若残留的Mg2Si相过于粗大，则在后续加工过程中难以充分破碎，致使在后续固溶处理时无法使Mg2Si完全溶入基体中，降低合金强度，并且晶界Mg2Si电位比铝合金基体负，将作为阳极而发生优先溶解与腐蚀，而后由于Mg2Si相中高活性元素Mg的优先溶解，电位较正的不活泼元素Si富集，使得Mg2Si的电位正移并转换为阴极，导致其边缘的铝基体的阳极溶解与腐蚀，从而降低了合金的腐蚀性能。本发明的具体均匀化工艺为：采用半连续铸造方式制备合金铸锭，铣面后将半连续铸锭以20～30℃的速率升温至350-400℃保温0.5-2h，后升温至520-550℃保温0.5-2h，再以5-20℃/h的速率升温至560-580℃，保温4-12h。采取三段式加热及控制升温速率的目的是：材料首先从室温缓慢升温至350-400℃保温0.5-2h，是为了促进含Mn相的形核析出为后续变形过程中晶粒控制做准备；再升温至520-550℃保温0.5-2h，是为了第三阶段溶解粗大Mg2Si相做准备。若无此阶段，直接升温至第三阶段保温，则容易造成过烧；再以5-20℃/h的速率升温至560-580℃，保温4-12h。此保温主要为溶解粗大Mg2Si相。由于均质温度较高，接近过烧温度点，因此需要从第二阶保温区间缓慢升温至第三阶保温区间，再进行保温，促进粗大Mg2Si相的溶解。通过以上各工艺参数的搭配，方可达到较好的均质效果。
更进一步的，若将铣面后的铸锭以20～30℃的速率升温至350-400℃保温1-2h，后升温至540-550℃保温0.5-2h，然后以5-15℃/h的速率升温至560-575℃保温6-8h，则更有利于一次相的溶解。
均匀退火料出炉在520℃以上热轧，热终轧温度260～350℃。控制开轧温度是为了有利于塑性变形及控制材料的终轧温度，在以上的开轧温度及终轧温度下，有利于变形过程以及后续的热处理工艺顺利进行。如开轧温度低，终轧温度低，易在组织中带来大量的析出Mg2Si，不利于后续固溶处理的进行以及性能的提高。
最后对板材进行T6处理，经550～570℃固溶处理0.5～4h，淬火；在24h内对板材进行1)单级时效：160～180℃/12-28h或2)双级时效：首先在160-180℃处理8-12h，后再190～230℃时效处理0.1～2h。通过固溶处理来溶解加工过程中形成的Mg2Si，而通过一级时效及二级时效来提高材料的力学性能及耐腐蚀性能。通过以上的热处理工艺，可充分的溶解加工过程中形成的Mg2Si，及调整时效工艺促进强化相的析出，从而使材料达到较好的综合性能。若单级时效160～180℃/12-24h，亦可使材料具有较好的性能。
以下通过具体的实施例对本发明的技术方案作进一步的描述。(请核对修改后的数据是否合理)
实施例1
铝合金成分以质量百分比计为：Mg 0.85wt.％，Si 1.0wt.％，Mg/Si＝0.85，Mn0.8wt％，Cr 0.10wt％,Cu 0.10wt.％，Zn 0.2wt.％，Ti 0.1wt％，Fe 0.21wt％，余量为Al和不可避免杂质；杂质总和0.5wt.％；
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成400mm×1320mm的扁锭。将半连续合金铸锭以20℃/h的速率升温至400℃保温0.5h，然后升温至550℃保温0.5h，再以15℃/h升温至560℃，保温12h，直接出炉热轧，轧至板材厚度为20cm，终轧温度350℃。在570℃固溶处理0.5h，淬火及预拉伸，在24h以内对板材进行160℃时效处理12h，后再190℃/2h时效处理。
实施例2
铝合金成分以质量百分比计为：Mg 1.05wt.％，Si 0.88wt.％，Mg/Si＝1.19，Mn0.5wt％，Cr 0.08wt％，Cu 0.02wt.％，Zn 0.1wt.％，Ti 0.05wt％，Fe 0.25wt％；余量为Al和不可避免杂质；杂质总和0.35wt.％；
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成400mm×1320mm的扁锭。将半连续合金铸锭以30℃/h的速率升温至350℃保温2h，然后升温至520℃保温2h，再以5℃/h的速率升温至580℃，保温6h，冷却至520℃保温2h热轧，轧至板材厚度为40cm，终轧温度260℃。在550℃固溶处理4h，淬火及预拉伸，再经170℃时效处理28h。
实施例3
铝合金成分以质量百分比计为：Mg 0.9wt.％，Si 1.08wt.％，Mg/Si＝0.83，Mn0.6wt％，Cr 0.20wt％，Cu 0.03wt.％，Zn 0.1wt.％，Ti 0.05wt％，Fe 0.15wt％；余量为Al和不可避免杂质；杂质总和0.15wt.％；
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成400mm×1320mm的扁锭。将半连续合金铸锭以25℃/h升温至400℃保温1.5h，再升温至545℃保温1h，再以20℃/h升温至570℃，保温7h后出炉，冷却至550℃保温2h，然后热轧，轧至板材厚度为5cm，热终轧温度280℃。在560℃固溶处理1h，淬火及预拉伸，24h内进行180℃时效处理8h，再在210℃处理20min。
实施例4
铝合金成分以质量百分比计为：，Mg 1.0wt.％，Si 1.05wt.％，Mg/Si＝0.95，Mn0.6wt％，Cr 0.15wt％，Cu 0.03wt.％，Zn 0.1wt.％，Ti 0.05wt％，Fe 0.15wt％；余量为Al和不可避免杂质；杂质总和0.4wt.％；
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成400mm×1320mm的扁锭。将半连续合金铸锭以25℃/h升温至370℃保温1.5h，升温至545℃保温1h，再以10℃/h升温至575℃，保温6h后降温至550℃保温2h，然后热轧，轧至板材厚度为30cm，热终轧温度280℃。在560℃固溶处理1h，淬火及预拉伸，24h内进行170℃时效处理10h，再在230℃处理30min。
实施例5
铝合金成分以质量百分比计为：Mg 1.05wt.％，Si 1.0wt.％，Mg/Si＝1.05，Mn0.56wt％，Cr 0.05wt％，Cu 0.02wt.％，Zn 0.1wt.％，Ti 0.05wt％，Fe 0.15wt％；余量为Al和不可避免杂质；杂质总和0.2wt.％；
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成400mm×1320mm的扁锭。将半连续合金铸锭以26℃/h的速率升温至390℃保温1h，然后升温至530℃保温1.5h，再以15℃/h的速率升温至580℃，保温4h，然后冷却至520℃保温2h开轧，轧至板材厚度为15cm，终轧温度300℃。在555℃固溶处理3h，淬火及预拉伸，再经180℃时效处理13h。
比较例1
铝合金成分以质量百分比计为：Mg 0.6wt.％，Si 0.8wt.％，Mn 0.6wt％，Cr0.10wt％,Cu 0.05wt.％，Zn 0.1wt.％，Ti 0.05wt％，Fe 0.19wt％；
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成400mm×1320mm的扁锭。将半连续铸锭以20℃/h的速率升温至400℃保温0.5h，然后升温至550℃保温0.5h，再以10℃/h升温至560℃，保温12h，然后将均匀化处理后的材料在520℃以上热轧，终轧温度350℃。在570℃固溶处理0.5h，淬火，在24h以内对板材进行160℃时效处理12h。
比较例2
铝合金成分以质量百分比计为：Mg 0.9wt.％，Si 1.0wt.％，Mn 0.6wt％，Cr0.01wt％,Cu 0.03wt.％，Zn 0.1wt.％，Ti 0.05wt％，Fe 0.15wt％；
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成400mm×1320mm的扁锭。将半连续铸锭以随炉升温至560℃，保温24h，然后将均匀化处理后的铸锭空冷至室温，然后加热至480℃热轧，热终轧温度320℃。在550℃固溶处理0.5h，淬火，再经180℃时效处理8h。
比较例3
铝合金成分以质量百分比计为：Mg 0.98wt.％，Si 0.79wt.％，Mn 0.6wt％，Cr0.09wt％,Cu 0.01wt.％，Zn 0.15wt.％，Ti 0.05wt％，Fe 0.15wt％；
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成400mm×1320mm的扁锭。将半连续铸锭以30℃/h的速率升温至550℃，保温20h，然后在480℃保温2h后热轧，热终轧温度260℃。在550℃固溶处理1h，淬火，再经170℃时效处理10h。
比较例4
铝合金成分以质量百分比计为：Mg 1.15wt.％，Si 0.95wt.％，Mn 0.08wt％，Cr0.1wt％,Cu 0.35wt.％，Zn 0.1wt.％，Ti 0.05wt％，Fe 0.65wt％；
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成400mm×1320mm的扁锭。将半连续铸锭以30℃/h的速率升温至560℃，保温12h，然后将均匀化处理后的铸锭随炉冷至室温，然后加热至500℃热轧，热终轧温度320℃。在550℃固溶处理0.5h，淬火，再经180℃时效处理4h。
表1示意了实施例及比较例中合金的性能及微观组织特征。
表1
Figure BDA0002817897120000071
其中力学性能的测试按照国标GB/T 228.1-2010进行。慢应力腐蚀试验按照HB7235-1995和GB/T 159707.7-2017进行，为6082-T651及双级时效后的铝合金板材在温度50℃，3.5％NaCl溶液和硅油中分别进行，应变速率为10-6mm/min。
如表1所示，本发明通过合理调整铝合金中主强化元素Mg、Si的总含量及均匀化退火工艺，并控制加工工艺和后续热处理工艺，使得主合金元素能最大程度的溶入基体，完全发挥其强化作用，并且严格控制热处理工艺，使得含Fe、Mn粒子细小、均匀弥散的分布与基体中，钉扎晶界运动。并且采用了合理的双级时效工艺，改善了晶界处β"的析出形貌及分布，在不明显降低合金强度的基础上提高了合金的慢应力腐蚀性能。合理的合金成分及工艺保证了该材料可以达到屈服强度320MPa以上，并且仍保持良好的慢应力腐蚀性能，较好地满足了交通运输用铝合金的使用要求。
以上所述的仅是本发明的较佳实施例，并不局限发明。应当指出对于本领域的普通技术人员来说，在本发明所提供的技术启示下，还可以做出其它等同改进，均可以实现本发明的目的，都应视为本发明的保护范围。

Claims (4)

1.一种6082铝合金材料，其特征在于，所述铝合金材料成分按质量百分比计包括：Mg0.8～1.05wt.％，Si 0.85～1.15wt.％，Mn 0.5～0.8wt.％，Fe≤0.35wt.％，Cr 0.05～0.2wt.％，Cu≤0.10wt.％，Zn≤0.2wt.％，Ti≤0.1wt.％，余量为Al和不可避免的杂质；其中，Mg：Si＝0.8～1.2，不可避免的杂质总计≤0.5wt％。
2.一种如权利要求1所述铝合金材料的制备方法，其特征在于，所述方法包括：
(1)采用半连续铸造方式制备合金铸锭，将经铣面后的合金铸锭均匀化处理：以20～30℃/h的速率升温至350-400℃保温0.5-2h，然后升温至520-550℃保温0.5-2h，再以5-20℃/h的速率升温至560-580℃，保温4-12h；
(2)将经步骤(1)得到的合金铸锭直接出炉热轧或冷却至520℃-560℃保温2h热轧，热轧至厚度为4～40cm板材，热终轧温度260～350℃；
(3)将经步骤(2)得到的板材进行T6处理：经550～570℃固溶处理0.5～4h，淬火；
(4)在24h内对经步骤(3)得到的板材进行单级时效或双级时效处理；所述单级时效处理是在160～180℃处理12-28h，所述双级时效处理：首先在160-180℃处理8-12h，然后再190～230℃时效处理0.1～2h。
3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(1)将铣面后的合金铸锭以20～30℃/h的速率升温至350-400℃保温1-2h，后升温至540-550℃保温0.5-2h，再以5-15℃/h的速率升温至560-575℃保温6-8h，然后直接出炉热轧。
4.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(4)单级时效处理是在160～180℃处理12-24h。
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