CN114807794A - 一种铝合金产品及其制造方法以及汽车结构件 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种铝合金产品及其制造方法以及汽车结构件，其中，铝合金产品的制造方法包括以下步骤：对铝合金进行固溶淬火；第一级时效处理；加热固溶；温热成形；模内淬火；及第二级时效处理，铝合金为2000系铝合金、6000系铝合金、7000系铝合金中的一种。本发明有利于2000、6000、7000系铝合金成形、制备较复杂的零件，无需复杂的工艺，避免了成形后的变形、满足了汽车结构件的尺寸精度要求，而且可得到高强塑性的2000、6000、7000系铝合金产品，满足汽车结构件的性能要求，并且降低能耗和成本。
Description
技术领域
本发明涉及铝合金及其制备领域，特别涉及一种铝合金产品及其制造方法以及包括该铝合金产品的汽车结构件。
背景技术
铝合金是应用较早且技术日趋成熟的轻量化材料，它在汽车上的用量呈现持续增长的趋势。目前，铝合金已成为汽车车身开闭件和结构加强件轻量化的首选材料。但是随着汽车安全碰撞法规的日趋严苛，采用高强塑系列铝合金的技术方向备受世界各大主机厂的关注，成为今年来研究的热点领域。
其中，2000、6000、7000系铝合金在固溶淬火及时效处理后可以获得很高的强度和韧性，因此一些国际汽车制造企业开始考虑用其代替高强度钢来制造一些汽车零件，如汽车的B立柱、减震器加强筋。然而，2000、6000、7000系铝合金在固溶淬火状态下室温塑性较差，表现出很强的脆硬性，难以直接用普通的成形方式制备较复杂的零件。通常需要进行退火处理，增加塑性，成形完后再进行固溶淬火和时效处理，但这种方法工艺复杂、流程长，热处理时间长、能耗成本高，且成形后的固溶淬火和时效处理过程存在易变形等问题，无法满足汽车工业中零件批量化生产节拍要求，以及部分零件的尺寸精度要求。
为了解决上述问题，提出温热成形-淬火一体化新工艺(Solution Heattreatment-Forming-cold die Quenching)，简称HFQ工艺，将热成形和热处理过程相结合，有利于2000、6000、7000系铝合金成形且无需复杂的工艺、避免了成形后变形的问题。专利号为CN107686954A的专利主要属于塑性加工领域，提供了一种提高7075铝合金热冲压成形性的热处理方法，采用固溶后快速冷却至成形温度的热处理方法，充分发挥了材料在高温下的延展性，在原有铝合金热冲压工艺的基础上进一步提高了零件的成形性，但是材料强度仅与常规热冲压工艺相当。专利CN106756673A提供了一种7075铝合金材料的汽车B柱加工工艺，包括备料、固溶处理、冲压淬火、时效处理以及拉伸测试。然而，专利CN106756673A所提供的加工工艺制造得到的铝合金产品仅做到抗拉强度517MPa、延伸率14％或抗拉强度481MPa、延伸率14.5％，强塑性低，难以满足汽车结构件的性能要求。
发明内容
本发明的目的在于解决现有的铝合金产品的制造方法制造得到的铝合金产品强塑性低的问题。本发明提供了一种铝合金产品及其制造方法以及包括该铝合金产品的汽车结构件，可得到高强塑性的铝合金产品。
为解决上述技术问题，本发明公开了一种铝合金产品的制造方法，包括以下步骤：对铝合金进行固溶淬火；第一级时效处理；加热固溶；温热成形；模内淬火；及第二级时效处理，铝合金为2000系铝合金、6000系铝合金、7000系铝合金中的一种。
应用本发明的技术方案，先将铝合金第一级时效处理成T6态，将强化相先析出，然后通过快速固溶处理保留大部分强化相，其他强化相将在第二级时效处理时再补充析出强化，以至于达到最大化强化效果，可得到高强塑性的2000、6000、7000系铝合金产品。
可选地，7000系铝合金为Al-Zn-Mg-Cu系铝合金。
可选地，按质量百分比计，Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的元素组成包括：Si：0～0.10％，Fe：0～0.15％，Cu：1.6～2.2％，Mg：1.8～2.4％，Mn：0～0.05％，Cr：0～0.04％，Zn：6.0～8.6％， Ti：0～0.06％，Zr：0.10～0.16％，Al。
可选地，按质量百分比计，Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的元素组成包括：Si：0～0.10％，Fe：0～0.15％，Cu：1.6～2.2％，Mg：1.8～2.4％，Mn：0～0.05％，Cr：0～0.04％，Zn：6.0～8.6％， Ti：0～0.06％，Zr：0.10～0.16％，其他单个元素质量百分比≤0.03％，其他杂质元素总质量百分比≤0.10％，余量为Al。
可选地，按质量百分比计，Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的元素组成包括：Si：0～0.08％，Fe：0～0.10％，Cu：1.6～2.2％，Mg：2.0～2.2％，Mn：0～0.05％，Cr：0～0.01％，Zn：6.1～7.8％， Ti：0～0.04％，Zr：0.10～0.13％，其他单个元素质量百分比≤0.03％，其他杂质元素总质量百分比≤0.10％，余量为Al。
可选地，Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的元素质量百分比还满足：Zn+2Mg+Cu≥12％。
可选地，Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的元素质量百分比还满足：3≤Zn/Mg≤4。
可选地，第一级时效处理的保温温度为185～205℃、保温时间为30～60min。
可选地，固溶淬火包括第一级固溶、第二级固溶和水淬，第一级固溶的保温温度为445～450℃、保温时间为20～30min，第二级固溶的保温温度为475～478℃、保温时间为 10～20min。
可选地，加热固溶的保温温度为460～477℃、保温时间为5～30min。
可选地，第二级时效处理的保温温度为75～100℃、保温时间为1h～3h。
可选地，在第二级时效处理之后还进行了烤漆处理，烤漆处理的保温温度为 170～190℃、保温时间为20～40min。
可选地，在固溶淬火步骤前，对Al-Zn-Mg-Cu系铝合金进行均匀化处理及轧制。
可选地，均匀化处理包括第一级均匀化处理、第二级均匀化处理和第三级均匀化处理，第一级均匀化处理的保温温度为418～430℃、保温时间为5h，第二级均匀化处理的保温温度为460～468℃、保温时间为8h，第三级均匀化处理的保温温度为470～480℃，保温时间为24h。
可选地，轧制包括热轧和冷轧，热轧的卷取温度为320～380℃，总热轧变形量≥85％，总冷轧变形量≥75％。
一种由上述制造方法制备的铝合金产品，其抗拉强度为575～650Mpa，屈服强度为550～630Mpa，拉断延伸率≥15.0％，强塑积≥9.00Gpa·％。
一种汽车结构件，包括上述铝合金产品。
应用本发明的技术方案，不仅有利于2000、6000、7000系铝合金成形、制备较复杂的零件，无需复杂的工艺，热处理时间短、能耗成本低，避免了成形后的变形、满足了汽车结构件的尺寸精度要求，而且可得到高强塑性的2000、6000、7000系铝合金产品，满足汽车结构件的性能要求。
附图说明
图1示出本发明实施例的工艺流程图。
具体实施方式
以下由特定的具体实施例说明本发明的实施方式，本领域技术人员可由本说明书所揭示的内容轻易地了解本发明的其他优点及功效。虽然本发明的描述将结合较佳实施例一起介绍，但这并不代表此发明的特征仅限于该实施方式。恰恰相反，结合实施方式作发明介绍的目的是为了覆盖基于本发明的权利要求而有可能延伸出的其它选择或改造。为了提供对本发明的深度了解，以下描述中将包含许多具体的细节。本发明也可以不使用这些细节实施。此外，为了避免混乱或模糊本发明的重点，有些具体细节将在描述中被省略。需要说明的是，在不冲突的情况下，本发明中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。
术语“第一”、“第二”等仅用于区分描述，而不能理解为指示或暗示相对重要性。
为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合附图对本发明的实施方式作进一步地详细描述。
本发明公开了一种铝合金产品的制造方法，包括以下步骤：对铝合金进行固溶淬火；第一级时效处理；加热固溶；温热成形；模内淬火；及第二级时效处理，铝合金为2000 系铝合金、6000系铝合金、7000系铝合金中的一种。
传统的铝合金成形工艺是将铝合金进行固溶淬火、时效处理后再进行热冲压成形，但这种工艺成形性差，不适用于2000、6000、7000系铝合金。而对于传统的铝合金成形工艺进行先退火处理、增加塑性，成形完后再进行固溶淬火和时效处理的改进的成形工艺，工艺复杂、流程长，且成形后易变形。一般的温热成形工艺是将固溶后W态的2000、6000、 7000系铝合金进行温热成形及模内淬火，这种工艺成形性好，但不能发挥出铝合金的强度极限，这是因为模内淬火过程会有部分过饱和固溶体分解，影响后续时效强化相的析出。
本发明中采用的工艺是将第一级时效处理后T6态的2000/6000/7000系铝合金进行快速加热固溶然后进行温热成形及模内淬火，该工艺不但成形性好，无需复杂的工艺、降低能耗和成本，而且降低了材料回弹、成形后不易变形，且能发挥铝合金的强度极限，这是因为本发明采用的工艺是先将铝合金第一级时效处理成T6态，将强化相先析出，然后通过快速固溶处理保留大部分强化相，其他强化相将在第二级时效处理时再补充析出强化，以至于达到最大化强化效果。
可选地，7000系铝合金为Al-Zn-Mg-Cu系铝合金。
固溶淬火：将冷轧后的铝合金进行固溶处理，然后直接进行淬火。通过固溶处理尽可能地使Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的合金元素固溶到铝基体中，尽可能多地消除铝合金中残留的一次相以及在均匀化处理或轧制过程中形成的第二相，从而使得铝合金固溶后的微观组织为含有大量亚结构组织及细小晶粒组织，通过优化固溶制度，可获得强度和韧性性能，再经过第一级时效处理可使铝合金的强度、韧性得到进一步加强。淬火是通过快速冷却的方式，将铝合金从固溶体状态冷却至室温，使得铝合金高温组织以亚稳态的形式得以保留。
第一级时效处理：第一级时效处理是将固溶淬火后的铝合金转移到时效炉内进行人工时效，得到T6态Al-Zn-Mg-Cu系铝合金，目的是将淬火后形成的不稳定的过饱和固溶体在一定的温度下保温一定时间，使过饱和固溶体发生分解，引起铝合金强度和硬度的大幅度增加。
加热固溶、温热成形、模内淬火：将人工时效获得的T6态Al-Zn-Mg-Cu系铝合金加热到固溶处理温度，然后在该温度下保温一段时间，使得合金元素充分溶解到d铝基体中，充分固溶的Al-Zn-Mg-Cu系铝合金被迅速转移到模具中冲压成形，并在模具中保压淬火。
在模具中保压淬火的主要原因有两点：一是快速淬火阻止了粗大析出物形成，尤其是在晶界处的析出；二是避免了成形件在淬火过程中发生变形。最后对铝合金产品进行第二级时效处理以控制析出物的形成，保证其强度。这种新型的成形工艺不仅提高了材料的成形性，而且降低了材料回弹，能够满足铝合金车身结构安全零件精度和强度要求高，且形状复杂的生产工艺要求。
第二级时效处理：将温热成形、模内淬火后的Al-Zn-Mg-Cu系铝合金产品在短时间内进行第二级时效处理，得到T4P状态的Al-Zn-Mg-Cu系铝合金产品。
可选地，按质量百分比计，Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的元素组成包括：Si：0～0.10％，Fe：0～0.15％，Cu：1.6～2.2％，Mg：1.8～2.4％，Mn：0～0.05％，Cr：0～0.04％，Zn：6.0～8.6％， Ti：0～0.06％，Zr：0.10～0.16％，Al。
可选地，按质量百分比计，Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的元素组成包括：Si：0～0.10％，Fe：0～0.15％，Cu：1.6～2.2％，Mg：1.8～2.4％，Mn：0～0.05％，Cr：0～0.04％，Zn：6.0～8.6％， Ti：0～0.06％，Zr：0.10～0.16％，其他单个元素质量百分比≤0.03％，其他杂质元素总质量百分比≤0.10％，余量为Al。
可选地，按质量百分比计，Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的元素组成包括：Si：0～0.08％，Fe：0～0.10％，Cu：1.6～2.2％，Mg：2.0～2.2％，Mn：0～0.05％，Cr：0～0.01％，Zn：6.1～7.8％， Ti：0～0.04％，Zr：0.10～0.13％，其他单个元素质量百分比≤0.03％，其他杂质元素总质量百分比≤0.10％，余量为Al。
可选地，Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的元素质量百分比还满足：Zn+2Mg+Cu≥12％。
可选地，Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的元素质量百分比还满足：3≤Zn/Mg≤4。
Si、Fe元素是铝合金铸锭熔炼过程中难以避免的有害元素，能在铝基体中形成熔点很高的粗大脆性相(如Al7Cu2Fe)，这些相在轧制过程中将会沿着变形方向排列成串。这些相与基体之间存在高能相界面，使铝合金不易协调变形，在受力后容易产生微裂纹，当应力持续作用时，微裂纹发生聚合长大发展为宏观裂纹。因此Si、Fe元素会增加裂纹扩展速率并降低铝合金的塑性和断裂韧性。Fe溶于Al中能形成FeAl3，它能细化再结晶晶粒，从而提高合金的性能，但由于FeAl3和Al基体之间的电位差大，使合金的腐蚀性降低。若在合金中添加Mn，则在合金中形成(Fe、Mn)Al6，它将降低FeAl3和Al之间的电位差，提高合金的耐蚀性。而限制铝合金中的Si、Fe元素含量，降低铝合金中的含Si、Fe 元素的粗大第二相含量，可以提高铝合金的断裂韧性、降低铝合金的裂纹扩展速率。因此限定Si：0～0.10％，Fe：0～0.15％，优选为，Si：0～0.08％，Fe：0～0.10％。
Cu元素能够提高铝合金的抗应力腐蚀、开裂性能、强度性能、抗疲劳性能和加工性能，增强铝合金的流动性，增强双级时效中第二级时效的强化效果，减少加工缺陷，降低铝合金在腐蚀介质中裂纹的扩展速率。Cu元素溶入GP区，可以使GP区更加稳定，延缓时效析出，且，Cu元素溶入η平衡相和η’过渡相中，降低晶内和晶界的电位差，提高铝合金的抗蚀性。但是，Cu元素含量增加，会增加铝合金的焊接热裂倾向，导致铝合金焊接性能下降。综合考虑铝合金的各项性能指标，限定Cu：1.6～2.2％。
Zn、Mg元素能从铝基体中析出形成强化相η’过渡相，从而提高铝合金的屈服强度和断裂韧性。Zn、Mg元素含量在一个临界值范围才能在铝合金基体中起时效强化效果，若含量超过该临界范围的最大值，时效强化效果也不会增加，若含量低于这个临界范围的最小值，则不会发挥时效强化的作用。因此，限定Zn：6.0～8.6％，Mg：1.8～2.4％，优选为 Zn：6.1～7.8％，Mg：2.0～2.2％。
而Zn/Mg在一个最佳范围之内时，能使铝合金的时效析出相细小弥散分布，且时效过程能快速进行，本发明限定3≤Zn/Mg≤4。
Mn、Cr、Ti元素含量过高会形成有害的粗大相，影响材料的断裂韧性，故限定 Mn：0～0.05％，Cr：0～0.04％，Ti：0～0.06％，优选为Cr：0～0.01％，Ti：0～0.04％。
Zr可与Al结合形成Al3Zr金属间化合物，这种金属间化合物有两种结构形态：从熔体中直接析出的Al3Zr，可显著细化合金的铸态晶粒；另一种是铸锭均匀化过程中形成的球形粒子，具有强烈地抑制热加工过程中再结晶的作用。此外，由于Zr的淬火敏感性较小， Zr还可以提高合金的淬透性和焊接性。但是Zr元素含量过高会形成有害的粗大相，因此限定Zr：0.10～0.16％，优选为Zr：0.10～0.13％。
由于Cu、Mg、Zn三个主要强化元素对材料的力学性能起着重要作用，本发明限定：Zn+2Mg+Cu≥12.0％，确保最终处理后的材料满足强度要求。
可选地，第一级时效处理的保温温度为185～205℃、保温时间为30～60min。
针对A)-Zn-Mg-Cu系铝合金，在单纯追求高强度时采用单级时效制度获得T6态，时效后铝合金的主要强化相是GP区和少量η’过渡相，强度可以达到峰值。通常，7000系铝合金T6状态的时效温度一般为100-150℃，保温时间一般为8-36h。本发明在优化时效制度时，采用高温短时时效制度组合，即保温温度为185～205℃、保温时间为30～60min，该制度下可以快速达到峰时效，强度最佳。如果温度低于185℃或保温时间少于30min会使时效不充分导致强度不够，如果高于205℃或保温时间大于60min会导致越过峰值导致强度下降。
可选地，固溶淬火包括第一级固溶、第二级固溶和水淬，第一级固溶的保温温度为445～450℃、保温时间为20～30min，第二级固溶的保温温度为475～478℃、保温时间为 10～20min。
双级固溶的目的在于，在此工艺下获得的铝合金基体中第二相较少且更加均匀。第一级固溶温度若低于445℃或保温时间小于20min，会导致合金元素的浓度过低且扩散不充分，若高于450℃或保温时间大于30min，将导致晶粒长大影响第二级固溶的效果。第二级固溶的保温温度限定为475～478℃，温度越高固溶的合金元素浓度越大，淬火后铝合金中过饱和固溶体浓度越高，时效后将具有更高的强度，但是温度大于478℃容易有过烧风险，因此给与3℃的波动区间。而伴随第二级固溶的保温时间超过20min，将会出现晶粒逐渐长大现象，晶粒的长大会降低合金的强度，但是保温时间小于10min，合金元素扩散不够充分。
对所有在冷却过程中组织改变的热处理，通过合理控制冷却速度就能得到理想的组织。Al-Zn-Mg-Cu系合金淬火冷却过程中应该保证一定的淬火速率。快速淬火能够抑制析出物在淬火过程中形核并长大，使溶质原子停留在固溶体中，不会形成第二相，进而保证得到较高的强韧性。本发明采用的是水淬，淬火转移时间控制在10s以内。
可选地，加热固溶的保温温度为460～477℃、保温时间为5～30min。
加热固溶温度设定在460-477℃的范围，一方面考虑Al-Zn-Mg-Cu系铝合金中S相(Al2CuMg)和T相(Al2Mg2Zn3)的溶解温度在此范围；另一方面考虑到快速固溶时避免温度过高导致过烧。保温时间限定为5～30min，由于加热方式是采用接触式加热，5min 即可达到所需温度，故保温时间优选为5min。
可选地，第二级时效处理的保温温度为75～100℃、保温时间为1h～3h。
温热成形、模内淬火后的Al-Zn-Mg-Cu系铝合金产品应在短时间内进行第二级时效处理，得到T4P状态的Al-Zn-Mg-Cu系铝合金产品。对Al-Zn-Mg-Cu系铝合金产品进行第二级时效处理，是为了保证铝合金不发生自然时效，温热成形、模内淬火后的铝合金产品必须在30min内进行预时效。第二级时效处理阻碍自然时效的过程实质是阻碍 Al-Zn-Mg-Cu系铝合金产品中原子团簇及GP区的形成，同时第二级时效处理也可以促进低温析出相的形核，当后续进行烤漆处理时，强度依靠于这些析出相形核、长大进一步提升。时效保温温度若大于100℃或保温时间大于3h，将会恶化后续烤漆处理的效果。若时效保温温度若小于75℃或保温时间小于1h，影响低温析出相的形核行为导致烤漆处理的强度不够。
可选地，在第二级时效处理之后还进行了烤漆处理，烤漆处理是零件喷漆后的固化处理，其推荐保温温度为170～190℃、保温时间为20～40min。
烤漆处理(Paint Baking)相当于进行人工时效，T4P+PB处理后可以获得大量细小、致密的析出相，析出相中原子团簇和GP区大量增加，相比较自然时效的温度，烤漆温度较高，T4P态组织中的不稳相会继续形核析出，使得强度进一步提高，即表现出明显的烤漆强化。
可选地，在固溶淬火步骤前，对Al-Zn-Mg-Cu系铝合金进行均匀化处理及轧制。
可选地，均匀化处理包括第一级均匀化处理、第二级均匀化处理和第三级均匀化处理，第一级均匀化处理的保温温度为418～430℃、保温时间为5h，第二级均匀化处理的保温温度为460～468℃、保温时间为8h，第三级均匀化处理的保温温度为470～480℃，保温时间为24h。
本发明采用三级均匀化的目的在于：三级均匀化获得的细小弥散均布的Al3Zr粒子，根据难变形第二相对位错运动阻碍的位错绕过机制，不易变形的Al3Zr粒子半径、分布间距越小、越弥散，则位错要继续运动克服的临界切应力就越大，它对位错运动的阻碍作用越强，合金强度越高。另外，其中细小弥散的Al3Zr粒子阻止再结晶的发生，保留变形结构，细化晶粒，从而缩短位错滑移的距离，减少由于不同滑移面位错的交截和晶界处位错堆积导致的应变集中，提高塑性；另外第三级均匀化处理的保温温度在不发生过烧的情况下选择470～480℃可使S相发生球化，有助于提高韧性。
可选地，轧制包括热轧和冷轧，热轧的卷取温度为320～380℃，总热轧变形量≥85％，总冷轧变形量≥75％。
热轧是将铸锭切头铣面后加热至430-440℃，保温90-120min，然后进行多道次热轧，热轧采用纵横交替的方式，总热轧变形量≥85％，终轧温度≥380℃，卷取温度320-380℃，若卷取温度低于320℃，组织再结晶不充分，若卷取温度高于380℃，板材表面容易导致粘伤缺陷。热轧板最终厚度为6mm-12mm；冷轧是将热轧板空冷至室温，再进行多道次冷轧至1.0mm-3.0mm，总冷轧变形量≥75％。总热轧变形量及总冷轧变形量越大，材料的组织越均匀，性能越好。
本发明还提供了一种由上述制造方法制备的Al-Zn-Mg-Cu系铝合金产品，其抗拉强度为575～650Mpa，屈服强度为550～630Mpa，拉断延伸率≥15.0％，强塑积≥9.00Gpa·％。如控制第一级时效处理的保温温度为185～205℃、保温时间为30～60min，Al-Zn-Mg-Cu系铝合金产品抗拉强度为610～650Mpa，屈服强度为580～630Mpa，拉断延伸率≥15.0％，强塑积≥10.00Gpa·％。
本发明还提供了一种汽车结构件，包括上述铝合金产品。
应用本发明的技术方案，不仅有利于2000、6000、7000系铝合金成形、制备较复杂的零件，无需复杂的工艺，避免了成形后的变形、满足了汽车结构件的尺寸精度要求，而且可得到高强塑性的铝合金产品，满足汽车厂对于汽车结构件的性能要求，并且降低能耗和成本。
实施例和对比例
实施例1-3
实施例1
本实施例采用以下制备方法制得：
按照表1合金元素组成进行熔炼获得合金扁锭。
将扁锭放入均质化炉中进行均匀化处理，第一级均匀化处理是在418℃的条件下保温 5h，第二级均匀化处理是在465℃的条件下保温8h，第三级均匀化处理是在475℃的条件下保温24h，然后选择强制水冷至室温，获得均匀化处理后合金扁锭。
将均匀化处理后的扁锭切头铣面后加热至430℃，保温90min，然后进行多道次热轧，热轧采用纵横交替的方式，总热轧变形量为88％，终轧温度380℃，卷取温度360℃，热轧板最终厚度为6mm；冷轧是将热轧板空冷至室温，再进行多道次冷轧至1.0mm，总冷轧变形量为83％，获得冷轧板。
将冷轧板进行双级固溶，第一级固溶热处理是在450℃的条件下保温20min，第二级固溶热处理是在475℃的条件下保温10min，然后直接进行水淬，获得固溶处理后的铝合金。
将固溶处理后的铝合金进行第一级时效处理，第一级时效处理是在185℃的条件下保温30min，获得T6态铝合金。
将T6态合金在466℃的条件下加热5min，然后直接进行温热成形及模内淬火，获得铝合金产品。
将铝合金产品进行第二级时效处理，第二级时效处理是在90℃的条件下保温60min，获得T4P态铝合金产品。
将T4P态铝合金产品进行烤漆处理，烤漆工艺是185℃的条件下保温30min，获得T4P+PB态铝合金产品。
实施例2
本实施例采用以下制备方法制得：
按照表1合金元素组成进行熔炼获得合金扁锭。
将扁锭放入均质化炉中进行均匀化处理，第一级均匀化处理是在430℃的条件下保温 5h，第二级均匀化处理是在468℃的条件下保温8h，第三级均匀化处理是在480℃的条件下保温24h，然后选择强制水冷至室温，获得均匀化处理后合金扁锭。
将均匀化处理后的扁锭切头铣面后加热至440℃，保温120min，然后进行多道次热轧，热轧采用纵横交替的方式，总热轧变形量为86％，终轧温度390℃，卷取温度340℃，热轧板最终厚度为12mm；冷轧是将热轧板空冷至室温，再进行多道次冷轧至3.0mm，总冷轧变形量为75％，获得冷轧板。
将冷轧板进行双级固溶，第一级固溶热处理是在445℃的条件下保温20min，第二级固溶热处理是在478℃的条件下保温20min，然后直接进行水淬，获得固溶处理后的铝合金。
将固溶处理后的铝合金进行第一级时效处理，第一级时效处理是在205℃的条件下保温30min，获得T6态铝合金。
将T6态铝合金在470℃的条件下加热5min，然后直接进行温热成形及模内淬火，获得铝合金产品。
将铝合金产品进行第二级时效处理，第二级时效处理是在80℃的条件下保温60min，获得T4P态铝合金产品。
将T4P态铝合金产品进行烤漆处理，烤漆工艺是185℃的条件下保温30min，获得T4P+PB态铝合金产品。
实施例3
本实施例采用以下制备方法制得：
按照表1合金元素组成进行熔炼获得合金扁锭。
将扁锭放入均质化炉中进行均匀化处理，第一级均匀化处理是在418℃的条件下保温 5h，第二级均匀化处理是在465℃的条件下保温8h，第三级均匀化处理是在478℃的条件下保温24h，然后选择强制水冷至室温，获得均匀化处理后合金扁锭。
将均匀化处理后的扁锭切头铣面后加热至430℃，保温90min，然后进行多道次热轧，热轧采用纵横交替的方式，总热轧变形量为85％，终轧温度380℃，卷取温度320℃，热轧板最终厚度为8mm；冷轧是将热轧板空冷至室温，再进行多道次冷轧至1.8mm，总冷轧变形量为78％，获得冷轧板。
将冷轧板进行双级固溶，第一级固溶热处理是在450℃的条件下保温20min，第二级固溶热处理是在478℃的条件下保温10min，然后直接进行水淬，获得固溶处理后的铝合金。
将固溶处理后的铝合金进行第一级时效处理，第一级时效处理是在190℃的条件下保温30min，获得T6态铝合金。
将T6态铝合金在475℃的条件下加热5min，然后直接进行温热成形及模内淬火，获得铝合金产品。
将铝合金产品进行第二级时效处理，第二级时效处理是在100℃的条件下保温60min，获得T4P态铝合金产品。
将T4P态铝合金产品进行烤漆处理，烤漆工艺是190℃的条件下保温30min，获得T4P+PB态铝合金产品。
实施例4
本实施例采用以下制备方法制得：
按照表1合金元素组成进行熔炼获得合金扁锭。
将扁锭放入均质化炉中进行均匀化处理，第一级均匀化处理是在418℃的条件下保温 5h，第二级均匀化处理是在465℃的条件下保温8h，第三级均匀化处理是在475℃的条件下保温24h，然后选择强制水冷至室温，获得均匀化处理后合金扁锭。
将均匀化处理后的扁锭切头铣面后加热至430℃，保温90min，然后进行多道次热轧，热轧采用纵横交替的方式，总热轧变形量为88％，终轧温度380℃，卷取温度360℃，热轧板最终厚度为6mm；冷轧是将热轧板空冷至室温，再进行多道次冷轧至1.0mm，总冷轧变形量为83％，获得冷轧板。
将冷轧板进行双级固溶，第一级固溶热处理是在450℃的条件下保温20min，第二级固溶热处理是在475℃的条件下保温10min，然后直接进行水淬，获得固溶处理后的铝合金。
将固溶处理后的铝合金进行第一级时效处理，第一级时效处理是在175℃的条件下保温30min，获得T6态铝合金。
将T6态合金在466℃的条件下加热5min，然后直接进行温热成形及模内淬火，获得铝合金产品。
将铝合金产品进行第二级时效处理，第二级时效处理是在100℃的条件下保温60min，获得T4P态铝合金产品。
将T4P态铝合金产品进行烤漆处理，烤漆工艺是185℃的条件下保温30min，获得T4P+PB态铝合金产品。
实施例5
本实施例采用以下制备方法制得：
按照表1合金元素组成进行熔炼获得合金扁锭。
将扁锭放入均质化炉中进行均匀化处理，第一级均匀化处理是在430℃的条件下保温 5h，第二级均匀化处理是在468℃的条件下保温8h，第三级均匀化处理是在480℃的条件下保温24h，然后选择强制水冷至室温，获得均匀化处理后合金扁锭。
将均匀化处理后的扁锭切头铣面后加热至440℃，保温120min，然后进行多道次热轧，热轧采用纵横交替的方式，总热轧变形量为86％，终轧温度390℃，卷取温度380℃，热轧板最终厚度为12mm；冷轧是将热轧板空冷至室温，再进行多道次冷轧至3.0mm，总冷轧变形量为75％，获得冷轧板。
将冷轧板进行双级固溶，第一级固溶热处理是在445℃的条件下保温20min，第二级固溶热处理是在478℃的条件下保温20min，然后直接进行水淬，获得固溶处理后的铝合金。
将固溶处理后的铝合金进行第一级时效处理，第一级时效处理是在215℃的条件下保温20min，获得T6态铝合金。
将T6态铝合金在470℃的条件下加热5min，然后直接进行温热成形及模内淬火，获得铝合金产品。
将铝合金产品进行第二级时效处理，第二级时效处理是在80℃的条件下保温60min，获得T4P态铝合金产品。
将T4P态铝合金产品进行烤漆处理，烤漆工艺是185℃的条件下保温30min，获得T4P+PB态铝合金产品。
对比例1
本对比例采用以下制备方法制得：
按照表1合金元素组成进行熔炼获得合金扁锭。
将扁锭放入均质化炉中进行均匀化处理，均匀化处理是在430℃的条件下保温20h。将均匀化处理后扁锭切头铣面后加热至410℃，保温150min，然后进行多道次热轧，热轧采用纵横交替的方式，总热轧变形量为80％，终轧温度320℃，卷取温度320℃，热轧板最终厚度为6mm；冷轧是将热轧板空冷至室温，再进行多道次冷轧至1.0mm，总冷轧变形量为83％，获得冷轧板。将冷轧板进行单级固溶，固溶热处理是在450℃的条件下保温 30min，然后直接进行水淬，获得固溶处理后的W态铝合金。将W态铝合金在456℃的条件下加热10min，然后直接进行温热成形及模内淬火，获得铝合金产品。将铝合金产品进行第二级时效处理，第二级时效处理是在120℃的条件下保温30min，获得T4P态铝合金产品。将T4P态铝合金产品进行烤漆处理，烤漆工艺是185℃的条件下保温30min，获得 T4P+PB态铝合金产品。
对比例2
本对比例采用以下制备方法制得：
按照表1合金元素组成进行熔炼获得合金扁锭。
将扁锭放入均质化炉中进行均匀化处理，均匀化处理是在410℃的条件下保温25h。将均匀化处理后扁锭切头铣面后加热至420℃，保温120min，然后进行多道次热轧，热轧采用纵横交替的方式，总热轧变形量为85％，终轧温度320℃，卷取温度340℃，热轧板最终厚度为8mm；冷轧是将热轧板空冷至室温，再进行多道次冷轧至1.8mm，总冷轧变形量为78％，获得冷轧板。将冷轧板进行单级固溶，固溶热处理是在420℃的条件下保温 30min，然后直接进行水淬，获得固溶处理后的W态铝合金。将W态铝合金在466℃的条件下加热10min，然后直接进行温热成形及模内淬火，获得铝合金产品。将铝合金产品进行第二级时效处理，第二级时效处理是在100℃的条件下保温20min，获得T4P态铝合金产品。将T4P态铝合金产品进行烤漆处理，烤漆工艺是185℃的条件下保温30min，获得 T4P+PB态铝合金产品。
按照国标GB/T 228金属材料室温拉伸试验标准，取标距为50mm的试样，对实施例和对比例最终获得的铝合金产品进行力学性能测试，结果见表3。
如表3所示，本发明实施例得到的铝合金产品抗拉强度为575～650Mpa，屈服强度为 550～630Mpa，拉断延伸率≥15.0％，强塑积≥9.00Gpa·％。而对比例1由于未经过第一级时效处理就进行快速加热固溶、温热成形、模内淬火，得到的铝合金产品拉伸强度、屈服强度、拉断延伸率、强塑积明显低于实施例。而对比例2由于也未经过第一级时效处理就进行快速加热固溶、温热成形、模内淬火，得到的铝合金产品拉伸强度、屈服强度、拉断延伸率、强塑积明显低于实施例。且，实施例1-3由于控制第一级时效处理的保温温度为 185～205℃、保温时间为30～60min，得到的铝合金产品抗拉强度为610～650Mpa，屈服强度为580～630Mpa，拉断延伸率≥15.0％，强塑积≥10.00Gpa·％，优于实施例4和5。
综上所述，应用本发明的技术方案，不仅有利于2000、6000、7000系铝合金成形、制备较复杂的零件，无需复杂的工艺，避免了成形后的变形、满足了汽车结构件的尺寸精度要求，而且可得到高强塑性的铝合金产品，满足汽车结构件的性能要求，并且降低能耗和成本。
虽然通过参照本发明的某些优选实施方式，已经对本发明进行了图示和描述，但本领域的普通技术人员应该明白，以上内容是结合具体的实施方式对本发明所作的进一步详细说明，不能认定本发明的具体实施只局限于这些说明。本领域技术人员可以在形式上和细节上对其作各种改变，包括做出若干简单推演或替换，而不偏离本发明的精神和范围。
Claims (17)
1.一种铝合金产品的制造方法，其特征在于，包括以下步骤：
对铝合金进行固溶淬火；第一级时效处理；加热固溶；温热成形；模内淬火；及第二级时效处理，
所述铝合金为2000系铝合金、6000系铝合金、7000系铝合金中的一种。
2.根据权利要求1所述的铝合金产品的制造方法，其特征在于，所述7000系铝合金为Al-Zn-Mg-Cu系铝合金。
3.根据权利要求2所述的铝合金产品的制造方法，其特征在于，按质量百分比计，所述Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的元素组成包括：Si:0～0.10％，Fe:0～0.15％，Cu:1.6～2.2％，Mg:1.8～2.4％，Mn:0～0.05％，Cr:0～0.04％，Zn:6.0～8.6％，Ti:0～0.06％，Zr:0.10～0.16％，Al。
4.根据权利要求3所述的铝合金产品的制造方法，其特征在于，按质量百分比计，所述Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的元素组成包括：Si:0～0.10％，Fe:0～0.15％，Cu:1.6～2.2％，Mg:1.8～2.4％，Mn:0～0.05％，Cr:0～0.04％，Zn:6.0～8.6％，Ti:0～0.06％，Zr:0.10～0.16％，其他单个元素质量百分比≤0.03％，其他杂质元素总质量百分比≤0.10％，余量为Al。
5.根据权利要求4所述的铝合金产品的制造方法，其特征在于，按质量百分比计，所述Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的元素组成包括：Si:0～0.08％，Fe:0～0.10％，Cu:1.6～2.2％，Mg:2.0～2.2％，Mn:0～0.05％，Cr:0～0.01％，Zn:6.1～7.8％，Ti:0～0.04％，Zr:0.10～0.13％，其他单个元素质量百分比≤0.03％，其他杂质元素总质量百分比≤0.10％，余量为Al。
6.根据权利要求5所述的铝合金产品的制造方法，其特征在于，所述Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的元素质量百分比还满足：Zn+2Mg+Cu≥12％。
7.根据权利要求6所述的铝合金产品的制造方法，其特征在于，所述Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的元素质量百分比还满足：3≤Zn/Mg≤4。
8.根据权利要求2～7中任一项所述的铝合金产品的制造方法，其特征在于，所述第一级时效处理的保温温度为185～205℃、保温时间为30～60min。
9.根据权利要求2～7中任一项所述的铝合金产品的制造方法，其特征在于，所述固溶淬火包括第一级固溶、第二级固溶和水淬，所述第一级固溶的保温温度为445～450℃、保温时间为20～30min，所述第二级固溶的保温温度为475～478℃、保温时间为10～20min。
10.根据权利要求2～7中任一项所述的铝合金产品的制造方法，其特征在于，所述加热固溶的保温温度为460～477℃、保温时间为5～30min。
11.根据权利要求2～7中任一项所述的铝合金产品的制造方法，其特征在于，所述第二级时效处理的保温温度为75～100℃、保温时间为1h～3h。
12.根据权利要求2～7中任一项所述的铝合金产品的制造方法，其特征在于，在所述第二级时效处理之后还进行了烤漆处理，所述烤漆处理的保温温度为170～190℃、保温时间为20～40min。
13.据权利要求2～7中任一项所述的铝合金产品的制造方法，其特征在于，在所述固溶淬火步骤前，对Al-Zn-Mg-Cu系铝合金进行均匀化处理及轧制。
14.根据权利要求13所述的铝合金产品的制造方法，其特征在于，所述均匀化处理包括第一级均匀化处理、第二级均匀化处理和第三级均匀化处理，所述第一级均匀化处理的保温温度为418～430℃、保温时间为5h，所述第二级均匀化处理的保温温度为460～468℃、保温时间为8h，所述第三级均匀化处理的保温温度为470～480℃，保温时间为24h。
15.根据权利要求13所述的铝合金产品的制造方法，其特征在于，所述轧制包括热轧和冷轧，所述热轧的卷取温度为320～380℃，总热轧变形量≥85％，总冷轧变形量≥75％。
16.一种由权利要求2～15中任一项所述的制造方法制备的铝合金产品，其特征在于，其抗拉强度为575～650Mpa，屈服强度为550～630Mpa，拉断延伸率≥15.0％，强塑积≥9.00Gpa·％。
17.一种汽车结构件，其特征在于，包括权利要求1～16中任一项所述的铝合金产品。
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|---|---|
| CN (1) | CN114807794B (zh) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN116426802A (zh) * | 2023-03-22 | 2023-07-14 | 有研工程技术研究院有限公司 | 铆钉类紧固件用铝锌镁铜合金线材及其制备方法 |
Citations (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4305763A (en) * | 1978-09-29 | 1981-12-15 | The Boeing Company | Method of producing an aluminum alloy product |
| CN101880805A (zh) * | 2010-07-30 | 2010-11-10 | 浙江巨科铝业有限公司 | 汽车车身板用Al-Mg-Si系铝合金及其制造方法 |
| CN102732761A (zh) * | 2012-06-18 | 2012-10-17 | 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 | 一种7000系铝合金材料及其制备方法 |
| CN103509980A (zh) * | 2013-10-12 | 2014-01-15 | 北京科技大学 | Al-Mg-Si-Cu-Zn系铝合金、其制备方法及其应用 |
| CN106435415A (zh) * | 2015-08-10 | 2017-02-22 | 福特汽车公司 | 用于减小变形的热处理 |
| CN107406925A (zh) * | 2015-10-30 | 2017-11-28 | 诺维尔里斯公司 | 高强度7xxx铝合金和其制备方法 |
| CN107964615A (zh) * | 2017-11-22 | 2018-04-27 | 华南理工大学 | 一种挤压型材用高强7xxx系铝合金及其制备方法 |
| CN108823472A (zh) * | 2018-07-25 | 2018-11-16 | 江苏大学 | 一种高强韧Al-Zn-Mg-Cu系铝合金及其热处理方法 |
| CN109468500A (zh) * | 2018-11-29 | 2019-03-15 | 天津忠旺铝业有限公司 | 一种冲压用6082s铝合金薄板及其加工工艺 |
| CN109897995A (zh) * | 2017-12-11 | 2019-06-18 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度高塑性铝合金板材及其制造方法 |
| CN110629075A (zh) * | 2018-06-25 | 2019-12-31 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度高延伸率铝合金板材及其制造方法 |
| CN110885942A (zh) * | 2019-12-17 | 2020-03-17 | 中铝材料应用研究院有限公司 | 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 |
| CN111876639A (zh) * | 2020-08-06 | 2020-11-03 | 北部湾大学 | 一种汽车立柱用7000系铝合金及其板材的制造方法 |
-
2021
- 2021-01-28 CN CN202110123504.2A patent/CN114807794B/zh active Active
Patent Citations (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4305763A (en) * | 1978-09-29 | 1981-12-15 | The Boeing Company | Method of producing an aluminum alloy product |
| CN101880805A (zh) * | 2010-07-30 | 2010-11-10 | 浙江巨科铝业有限公司 | 汽车车身板用Al-Mg-Si系铝合金及其制造方法 |
| CN102732761A (zh) * | 2012-06-18 | 2012-10-17 | 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 | 一种7000系铝合金材料及其制备方法 |
| CN103509980A (zh) * | 2013-10-12 | 2014-01-15 | 北京科技大学 | Al-Mg-Si-Cu-Zn系铝合金、其制备方法及其应用 |
| CN106435415A (zh) * | 2015-08-10 | 2017-02-22 | 福特汽车公司 | 用于减小变形的热处理 |
| CN107406925A (zh) * | 2015-10-30 | 2017-11-28 | 诺维尔里斯公司 | 高强度7xxx铝合金和其制备方法 |
| CN107964615A (zh) * | 2017-11-22 | 2018-04-27 | 华南理工大学 | 一种挤压型材用高强7xxx系铝合金及其制备方法 |
| CN109897995A (zh) * | 2017-12-11 | 2019-06-18 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度高塑性铝合金板材及其制造方法 |
| CN110629075A (zh) * | 2018-06-25 | 2019-12-31 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度高延伸率铝合金板材及其制造方法 |
| CN108823472A (zh) * | 2018-07-25 | 2018-11-16 | 江苏大学 | 一种高强韧Al-Zn-Mg-Cu系铝合金及其热处理方法 |
| CN109468500A (zh) * | 2018-11-29 | 2019-03-15 | 天津忠旺铝业有限公司 | 一种冲压用6082s铝合金薄板及其加工工艺 |
| CN110885942A (zh) * | 2019-12-17 | 2020-03-17 | 中铝材料应用研究院有限公司 | 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 |
| CN111876639A (zh) * | 2020-08-06 | 2020-11-03 | 北部湾大学 | 一种汽车立柱用7000系铝合金及其板材的制造方法 |
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| 吴义: "基于损伤的7075-T6铝合金HFQ工艺成型性试验研究", 《中国优秀硕士学位论文全文数据库 工程科技Ⅰ辑》 * |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN116426802A (zh) * | 2023-03-22 | 2023-07-14 | 有研工程技术研究院有限公司 | 铆钉类紧固件用铝锌镁铜合金线材及其制备方法 |
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Legal Events
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| PB01 | Publication | ||
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| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
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| GR01 | Patent grant | ||
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