CN115874091A - 一种高强高长期热稳定性的Al-Mg-Si铝合金及其制备方法与应用 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种高强高长期热稳定性的Al‑Mg‑Si铝合金及其制备方法与应用。涉及铝合金技术领域。上述Al‑Mg‑Si铝合金，其特征在于：按质量百分比计，包括以下组分：Mg：0.65％‑1.5％，Si：0.5％‑1.0％，Cu：小于1.5％，Fe：0.20％‑0.75％，Mn：0.10％‑0.40％，Ti：0.05％‑0.20％，Al：94.0‑99.0％。本发明通过元素用量，调控合金析出相种类和组成，抑制Mg2Si相在长期高温条件下的粗化行为，提高合金长期热稳定性能，实现了铝合金行业在汽车产品材料领域研究长期热稳定性阶段的重要突破。
Description
技术领域
本发明涉及铝合金技术领域，尤其是涉及一种高强高长期热稳定性的Al-Mg-Si铝合金及其制备方法与应用。
背景技术
Al-Mg-Si合金具有密度低、比强度高、可焊接、耐蚀性好和成形性能好等优点，在现代交通运输领域中得到了广泛应用。采用铝合金挤压材代替钢铁材料制造车身零部件，可以实现约30％的减重，已经成为各大汽车主机厂实现轻量化和节能减排目标的重要手段。该合金经固溶淬火和时效处理后主要析出Mg2Si相，可实现对材料强度和韧性的调控。同时，Al-Mg-Si合金不含Zn元素，具有比Al-Mg-Si系合金更优异的耐腐蚀性能，因此，该系列合金成为了汽车用铝合金的首选材料。
随着新能源汽车的快速发展，车身用铝比例日趋提高，对具备优秀综合性能的铝合金材料提出了要求。现有标准要求铝合金材料在具备高强度高韧性高耐腐蚀性的同时，还需要具备优异的长期热稳定。然而，现有铝合金材料已经无法完全满足高综合性能的迫切需求。例如，为了实现减重目的，挤压材的截面设计越来越复杂，壁厚越来越薄，因此对材料强度的要求越来越高；为了保证碰撞强度，要求铝合金挤压材必须具备良好的抗折弯、抗压溃等吸能效果；部分汽车零件长期处于温度交替变化的环境中，为了防止性能衰减，要求铝合金挤压材必须具备良好的长期热稳定性，如经过150℃保温1000h后，材料的屈服强度下降不超过室温拉伸性能的10MPa。
然而，目前尚无具备高强、高韧、高长期热稳定性的合金。如，常用的6063合金的合金化程度较低导致其强度较低，无法用于制造高强度零部件。6082合金的强度较高，其屈服强度可以达300MPa，普遍应用于生产门槛和防撞梁等主要受力部位，但是其长期热稳定性不足，经150℃保温1000h后屈服强度下降约60MPa。这是由于在Al-Mg-Si合金中，作为主要强化相的Mg2Si相在长时间的高温条件下发生粗化，其强化作用减弱，导致强度急剧下降。
基于此，亟需一种新型的合金，以解决上述问题。
发明内容
本发明所要解决的第一个技术问题是：
提供一种Al-Mg-Si铝合金。
本发明所要解决的第二个技术问题是：
提供一种所述Al-Mg-Si铝合金的制备方法。
本发明所要解决的第三个技术问题是：
所述的Al-Mg-Si铝合金的应用。
为了解决所述第一个技术问题，本发明采用的技术方案为：
一种Al-Mg-Si铝合金，按质量百分比计，包括以下组分：
Mg：0.65％-1.5％，Si：0.5％-1.0％，Cu：小于1.5％，Fe：0.20％-0.75％，Mn：0.10％-0.40％，Ti：0.05％-0.20％，Al：94.0-99.0％。
根据本发明的实施方式，所述技术方案中的一个技术方案至少具有如下优点或有益效果之一：
1.Mg和Si是Al-Mg-Si系铝合金的主合金元素，含有Mg和Si的铝合金，可以析出β″-Mg2Si强化相以提高合金强度。其中，适当过剩Si用量的能促进β″-Mg2Si强化相析出，形成更为细小弥散的β″-Mg2Si强化相，可有效提高合金的时效强度；然而，过多的过剩Si原子容易在晶界上偏聚会降低合金的韧性和耐蚀性，因此合适用量的Si对合金强度影响极大。此外，过剩Mg会降低Mg2Si在基体中的固溶度，导致β″-Mg2Si强化相容易长大粗化，降低合金强度，过少的Mg也会破坏合金的强度，因此合适用量的Mg对合金强度影响也极大。
2.Cu的添加可以改变合金的时效析出序列，加速析出动力学，促进Q′相析出，使合金中形成更为细小弥散的析出相，从而显著提高合金的时效强度。同时Cu可以细化晶界析出相，提高合金韧性。但过多的Cu含量不仅会导致生产升本的大幅上升，降低合金经济性，也会导致合金产生晶间腐蚀与点蚀的倾向，尤其是Cu含量超过1.5％时，合金耐腐蚀性能会明显下降。
3.添加0.10％-0.30％用量的Mn，使得Mn能够参与制备合金的均匀化退火过程中形成的球状或棒状的Al12Mn3Si弥散相，能进一步提高合金的再结晶温度，抑制再结晶行为，起到细化晶粒的作用，从而有效提高合金的强度和塑性。过高的Mn用量会形成粗大且脆硬的Al6Mn相，不仅会降低合金的成形性，还会损害合金的表面质量。
4.Ti在合金中主要起到细化铸造晶粒的作用，过量的Ti会形成容易粗化的Al3Ti质点，不仅不能起到细化晶粒的作用，反而会导致晶粒粗化。
5.Fe在Al-Mg-Si系铝合金中主要形成球状的α-AlFeSi相和片层状的β-AlFeSi相。球状的α-AlFeSi相对合金力学性能影响较小，促进α-AlFeSi相的形成可有效改善合金的性能；片层状的β-AlFeSi相容易在合金塑性变形时引发局部裂纹，降低合金的强度和塑性，并损害合金的表面质量。本发明通过调控Fe的用量，调控球状的α-AlFeSi相和片层状的β-AlFeSi相的比例，从而调控合金的强度和塑性。
6.经过以上元素用量的调控，使得本发明的一种具有高强度、高长期热稳定性的Al-Mg-Si合金，其室温屈服强度不低于290MPa，同时在150℃保温1000h后其屈服强度衰减低于10MPa。
7.本发明通过元素用量，调控合金析出相种类和组成，抑制Mg2Si相在长期高温条件下的粗化行为，提高合金长期热稳定性能，实现了铝合金行业在汽车产品材料领域研究长期热稳定性阶段的重要突破。
根据本发明的一种实施方式，按质量百分比计，包括以下组分：
Mg：0.7％-1.0％，Si：0.5％-0.9％，Cu：小于1.5％，Fe：0.20％-0.60％，Mn：0.10％-0.30％，Ti：0.05％-0.20％，Al：96.0-99.0％。
根据本发明的一种实施方式，所述Mg的质量百分比为：0.8％-0.9％。
根据本发明的一种实施方式，所述Si的质量百分比为：0.5％-0.7％。
根据本发明的一种实施方式，所述Mg和所述Si的质量百分比比例为1.1-1.4。
根据本发明的一种实施方式，所述Cu的质量百分比为：大于等于0.20％，小于1.5％。
当Cu含量低于0.2％时，由于含Cu析出相的量(如Q′相)较少，其对强度的贡献有限，且不利于改善Al-Mg-Si铝合金的长期热稳定性。
根据本发明的一种实施方式，所述Cu的质量百分比为：0.80-1.5％。
当Cu含量为0.80-1.5％时，由于Cu含量增加，Q′相(强化相)的含量增加，对强度有较大提升，也有利于提高长期热稳定性。但是过高的Cu含量会降低合金的耐腐蚀性能，尤其是晶间腐蚀性能，同时Cu的成本较高，较高的含量会增加生产成本，降低合金的市场竞争力。
根据本发明的一种实施方式，所述Cu的质量百分比为：0.20％-0.80％。
根据本发明的一种实施方式，所述Cu的质量百分比为：0.2％-0.6％。基于添加效果和经济成本的考虑，优选Cu含量为0.2％-0.6％。
根据本发明的一种实施方式，所述Mn的质量百分比为：0.1％-0.2％。过低的Mn含量形成的金属间化合物相的量较少，不能起到有效抑制再结晶，细化合金晶粒的做用。
根据本发明的一种实施方式，所述Ti的质量百分比为：0.05％-0.15％。过低的Ti含量会导致熔融铝液中的异质形核核心数量不足，不利于铝液的非均匀形核过程，从而导致严重的冶金缺陷，如羽毛状晶、晶粒粗大等。
根据本发明的一种实施方式，所述Fe的质量百分比为：0.2％-0.3％。
为了解决所述第二个技术问题，本发明采用的技术方案为：
一种制备所述Al-Mg-Si铝合金的方法，包括以下步骤：
混合所述组分，经熔炼、铸造、均匀化处理，得到所述Al-Mg-Si铝合金。
根据本发明的一种实施方式，所述均匀化处理包括加热的步骤，加热温度为570-580℃，保温时间10-12h。
根据本发明的一种实施方式，所述熔炼的温度区间为740-760℃。
根据本发明的一种实施方式，所述铸锭采用半连续铸造方式，铸造温度为690-715℃，铸造速度为50-60mm/min，采用喷水冷却。
根据本发明的一种实施方式，一种制备所述Al-Mg-Si铝合金的方法，包括以下步骤：采用99.70％工业纯铝锭和各元素原料按配比配料，经过熔炼、铸造、均匀化处理、挤压、在线淬火冷却和人工时效处理，得到高强高长期热稳定性Al-Mg-Si合金挤压材。
根据本发明的一种实施方式，所述挤压材的挤压工艺为：将经过均匀化处理后的铸棒加热至460-490℃，放入挤压筒，通过预先加热好的模具挤压成型，得到铝合金型材半成品。模具加热温度为460-480℃，挤压速度为6-9m/min，出口温度为540-570℃。
根据本发明的一种实施方式，所述在线淬火冷却工艺为：强风冷却、强风+水雾冷却、喷水冷却或穿水冷却。
根据本发明的一种实施方式，所述人工时效处理制度为：加热温度175℃，保温时间10h。
本发明的另一个方面，还涉及所述Al-Mg-Si铝合金在汽车中的应用。包括如上述第1方面实施例所述的Al-Mg-Si铝合金。由于该应用采用了上述Al-Mg-Si铝合金的全部技术方案，因此至少具有上述实施例的技术方案所带来的所有有益效果。
本发明的其它特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分地从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明的范围。
本发明所采用的试剂、方法和设备，如无特殊说明，均为本技术领域常规试剂、方法和设备。
实施例1
一种Al-Mg-Si铝合金，按质量百分比计，包括以下组分：
Mg：0.70％，Si：0.50％，Cu：0.20％，Fe：0.20％，Mn：0.10％，Ti：0.05％，其余微量元素总含量≤0.2％，Al：约为98％，各元素成分质量百分比之和为100％。
一种制备上述Al-Mg-Si铝合金的方法，包括以下步骤：
按设定比例配料，在750℃下熔炼和合金化，静置温度为720℃，得到上述Al-Mg-Si铝合金。
随后采用半连续铸造的方法在700℃温度下浇铸出Φ355mm的铝棒。铝棒在570℃下保温10h进行均匀化处理以消除枝晶偏析，并通过强风+水雾的方式进行冷却。均匀化退火后的铝棒锯切成1300mm的短棒并进行超声波探伤合格后，再转移到燃气炉内升温到490℃，同时挤压筒加热温度设定为480℃。随后，以6m/min的速度挤出型材，挤压比为30，采用在线喷水冷却。型材采用175℃/10h的工艺进行时效处理，得到型材。
实施例2
一种Al-Mg-Si铝合金，按质量百分比计，包括以下组分：
Mg：1.00％，Si：0.90％，Cu：0.60％，Fe：0.60％，Mn：0.60％，Ti：0.20％，其余微量元素总含量≤0.2％，Al：约为95.9％，各元素成分质量百分比之和为100％。
一种制备上述Al-Mg-Si铝合金的方法，包括以下步骤：
按设定比例配料，在750℃下熔炼和合金化，静置温度为720℃，得到上述Al-Mg-Si铝合金。
随后采用半连续铸造的方法在700℃温度下浇铸出Φ355mm的铝棒。铝棒在570℃下保温10h进行均匀化处理以消除枝晶偏析，并通过强风+水雾的方式进行冷却。均匀化退火后的铝棒锯切成1300mm的短棒并进行超声波探伤合格后，再转移到燃气炉内升温到490℃，同时挤压筒加热温度设定为480℃。随后，以6m/min的速度挤出型材，挤压比为30，采用在线喷水冷却。型材采用175℃/10h的工艺进行时效处理，得到型材。
实施例3
一种Al-Mg-Si铝合金，按质量百分比计，包括以下组分：
Mg：0.90％，Si：0.75％，Cu：0.40％，Fe：0.30％，Mn：0.20％，Ti：0.15％，其余微量元素总含量≤0.2％，Al：约为97.1％，各元素成分质量百分比之和为100％。
一种制备上述Al-Mg-Si铝合金的方法，包括以下步骤：
按设定比例配料，在750℃下熔炼和合金化，静置温度为720℃，得到上述Al-Mg-Si铝合金。
随后采用半连续铸造的方法在700℃温度下浇铸出Φ355mm的铝棒。铝棒在570℃下保温10h进行均匀化处理以消除枝晶偏析，并通过强风+水雾的方式进行冷却。均匀化退火后的铝棒锯切成1300mm的短棒并进行超声波探伤合格后，再转移到燃气炉内升温到490℃，同时挤压筒加热温度设定为480℃。随后，以6m/min的速度挤出型材，挤压比为30，采用在线喷水冷却。型材采用175℃/10h的工艺进行时效处理，得到型材。
对比例1
一种Al-Mg-Si系铝合金，按质量百分比计，包括以下组分：
Mg：0.57％，Si：0.58％，Cu：0.005％，Fe：0.17％，Mn：0.32％，Cr：0.17％，Ti：0.025％，其余微量元素总含量≤0.2％，Al：约为98.0％，各元素成分质量百分比之和为100％。
一种制备上述Al-Mg-Si铝合金的方法，包括以下步骤：
按设定比例配料，在750℃下熔炼和合金化，静置温度为720℃，得到上述Al-Mg-Si铝合金。
随后采用半连续铸造的方法在700℃温度下浇铸出Φ355mm的铝棒。铝棒在570℃下保温10h进行均匀化处理以消除枝晶偏析，并通过强风+水雾的方式进行冷却。均匀化退火后的铝棒锯切成1300mm的短棒并进行超声波探伤合格后，再转移到燃气炉内升温到490℃，同时挤压筒加热温度设定为480℃。随后，以6m/min的速度挤出型材，挤压比为30，采用在线喷水冷却。型材采用175℃/10h的工艺进行时效处理，得到型材。
对比例2
一种Al-Mg-Si系铝合金，按质量百分比计，包括以下组分：
Mg：0.76％，Si：1.02％，Cu：0.07％，Fe：0.21％，Mn：0.51％，Cr：0.12％，Ti：0.006％，其余微量元素总含量≤0.2％，Al：约为97.1％，各元素成分质量百分比之和为100％。
一种制备上述Al-Mg-Si铝合金的方法，包括以下步骤：
按设定比例配料，在750℃下熔炼和合金化，静置温度为720℃，得到上述Al-Mg-Si铝合金。
随后采用半连续铸造的方法在700℃温度下浇铸出Φ355mm的铝棒。铝棒在570℃下保温10h进行均匀化处理以消除枝晶偏析，并通过强风+水雾的方式进行冷却。均匀化退火后的铝棒锯切成1300mm的短棒并进行超声波探伤合格后，再转移到燃气炉内升温到490℃，同时挤压筒加热温度设定为480℃。随后，以6m/min的速度挤出型材，挤压比为30，采用在线喷水冷却。型材采用175℃/10h的工艺进行时效处理，得到型材。
性能测试：
对实施例1的型材分别进行室温拉伸性能和长期热稳定性能检测，其结果见表1。
其中，拉伸性能测试：按《GB/T 228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分室温拉伸试验方法》上述进行测试，沿型材纵向截取200×20mm尺寸样条，采用CNC加工成A50拉伸试片，在LEGEND 2382万能试验机上进行拉伸至断裂，读取强度数值并计算断后伸长率，原始标距为50mm。
长期热稳定性：将人工时效后的样品放入电阻炉中，随炉升温至150℃，持续保温0-1000h；保温结束后取出样品自然冷却，同样按《GB/T 228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分室温拉伸试验方法》进行拉伸测试，以测定抗拉强度和屈服强度。
表1
对实施例2的型材分别进行室温拉伸性能和长期热稳定性能检测，其结果见表2。
表2
对实施例3的型材分别进行室温拉伸性能和长期热稳定性能检测，其结果见表3。
表3
对对比例1的型材分别进行室温拉伸性能和长期热稳定性能检测，其结果见表4。
表4
对对比例2的型材分别进行室温拉伸性能和长期热稳定性能检测，其结果见表5。
表5
由表1-5可知，本发明上述的实施例1-3合金材料在150℃下保温1000h后，屈服强度下降不超过10MPa，表现出非常好的长期热稳定性。而对比例1-2合金材料在150℃下保温1000h后，屈服强度下降50MPa以上，长期热稳定性较差。其中，对比例1为国标牌号6005A合金，对比例2为国标牌号6082合金。可见，国标牌号的高强6000系铝合金远远不能满足汽车用铝合金材料长期热稳定性的要求。本发明一种具有高强度和高热稳定性的Al-Mg-Si合金，在性能上比现有的合金具有更佳的性能，且本发明的合金制备方法简便，可以实现汽车零部件型材的工业化批量生产。
以上仅为本发明的实施例，并非因此限制本发明的专利范围，凡是利用本发明说明书内容所作的等同变换，或直接或间接运用在相关的技术领域，均同理包括在本发明的专利保护范围内。
Claims (10)
1.一种Al-Mg-Si系铝合金，其特征在于：按质量百分比计，包括以下组分：
Mg：0.65％-1.5％，Si：0.5％-1.0％，Cu：小于1.5％，Fe：0.20％-0.75％，Mn：0.10％-0.40％，Ti：0.05％-0.20％，Al：94.0-99.0％。
2.根据权利要求1所述的Al-Mg-Si系铝合金，其特征在于：按质量百分比计，包括以下组分：
Mg：0.7％-1.0％，Si：0.5％-0.9％，Cu：小于1.5％，Fe：0.20％-0.60％，Mn：0.10％-0.30％，Ti：0.05％-0.20％，Al：96.0-99.0％。
3.根据权利要求1所述的Al-Mg-Si系铝合金，其特征在于：所述Mg的质量百分比为：
0.8％-0.9％。
4.根据权利要求1所述的Al-Mg-Si系铝合金，其特征在于：所述Si的质量百分比为：
0.5％-0.7％。
5.根据权利要求1所述的Al-Mg-Si系铝合金，其特征在于：所述Cu的质量百分比为：0.2％-0.6％。
6.根据权利要求1所述的Al-Mg-Si系铝合金，其特征在于：所述Mn的质量百分比为：0.1％-0.2％。
7.根据权利要求1所述的Al-Mg-Si系铝合金，其特征在于：所述Ti的质量百分比为：0.05％-0.15％。
8.一种制备如权利要求1至7任一项所述的Al-Mg-Si系铝合金的方法，其特征在于：包括以下步骤：
混合所述组分，经熔炼、铸造、均匀化处理，得到所述Al-Mg-Si系铝合金。
9.根据权利要求8所述的方法，其特征在于：所述均匀化处理包括加热的步骤，加热温度为570-580℃，保温时间10-12h。
10.如权利要求1至7任一项所述的Al-Mg-Si系铝合金在汽车中的应用。
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