CN116657007A - 一种高强高韧Al-Mg-Si系合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开一种高强高韧Al‑Mg‑Si系合金及其制备方法，属于高强高韧铝合金制备技术领域。本发明所述的铝合金其成分组成如下：Si：0.7％～1.3％；Mg：0.6％～1.2％；Mn：0.4％～1％；Cu：1％～1.5％；Sc：0.3％～0.6％；不可避免的杂质含量总和小于0.2％；余量为Al；本发明所述的制备方法包括熔炼、浇铸、均匀化处理、冷轧、SPS循环热处理、再冷轧、再进行SPS循环热处理，要求这样的轧制与SPS循环热处理的循环次数不少于5次；通过本发明所获得的铝合金材料具有较高的抗拉强度以及良好的延伸率，抗拉强度≥380MPa，屈服强度≥350MPa以及延伸率≥20％。

Description

一种高强高韧Al-Mg-Si系合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种高强高韧Al-Mg-Si系合金及其制备方法，属于高强高韧铝合金制备技术领域。
背景技术
随着科技的不断进步，生产中对于材料的性能要求也在不断地提高；而Al-Mg-Si系铝合金由于其具有密度低、比强度高、成型性好、应力腐蚀敏感性低以及可回收利用率高等优点；在建筑、轨道交通、航空航天等领域已得到了广泛应用，受到了工业界越来越广泛的重视。但是现有的Al-Mg-Si系铝合金，随着科技的不断进步，愈发的不能满足生产者对其性能的要求。
当前，仅仅通过微合金化、热处理工艺以及加工工艺的调整，去提高铝合金的强韧性，已经快要达到瓶颈；但是，从三者的协同作用入手，去提升铝合金的强韧性有很大的可能性；对铝合金的在各个领域的应用具有大的帮助。
发明专利CN115181924A介绍了一种通过改变热处理工艺参数从而提高Al-Mg-Si-Sc-Zr铝合金的力学性能的方法，其主要是通过单级固溶+双级时效的热处理工艺，对Al-Mg-Si-Sc-Zr铝合金材料进行热处理。最终使得Al-Mg-Si-Sc-Zr铝合金的伸长率从未热处理的2％～4％提升到了7％～13％。但是这种热处理方式对材料的强度提升并不明显，存在一定的局限性。
发明专利CN115011846A公布了一种通过改变合金成分以及热处理工艺的方法制备高强度高稳定性的铝合金的方法。通过合金成分间的相互作用与热处理工艺之间的协同作用，获得了屈服强度≥320MPa，延伸率≥10％的Al-Mg-Si-Cu-Sc铝合金；并且在热暴露1000h后仍然具有屈服强度≥305MPa，延伸率≥10％的良好性能；但是其过于考虑了热稳定性，忽略了铝合金的塑性，对塑性的增强效果并没有体现。
发明内容
本发明的目的在于通过合金成分、成型工艺以及热处理工艺三者的协同作用；使其晶粒细化、团簇增加，阻碍位错的发展，进而达到提高Al-Mg-Si系铝合金材料的强度和韧性的目的。
本发明的技术方案如下：
一种高强高韧Al-Mg-Si系合金，所述的铝合金其成分组成如下：Si：0.7％～1.3％；Mg：0.6％～1.2％；Mn：0.4％～1％；Cu：1％～1.5％；Sc：0.3％～0.6％；不可避免的杂质含量总和小于0.2％；余量为Al。
本发明的另一目的在于提供所述高强高韧Al-Mg-Si系合金的制备方法，通过合金成分的相互作用、大变形以及热处理工艺的协同作用，提升铝合金的强韧性，具体包括以下步骤：
(1)将纯Al、纯Mg、纯Cu、Al-Si20中间合金、Al-Mn10中间合金以及Al-Sc2中间合金加热熔化；待合金完全熔化后，进行搅拌、精炼、除杂等工序，获得合金熔液。
(2)将步骤(1)得到的合金熔液静置保温一段时间后浇注到预热好的模具中，形成铝合金铸锭。
(3)将步骤(2)中所得到的铝合金铸锭进行均质化处理，以获得均质态的铸锭。
(4)将步骤(3)中获得的均质态铸锭，进行冷轧+SPS循环热处理工艺，要求冷轧+SPS热处理的循环次数不少于5次，其中，在单次冷轧+SPS热处理工艺过程中热处理的循环次数不少于3次。
优选的，本发明步骤(1)中加热熔化的温度为800℃～850℃。
优选的，本发明步骤(2)中静置保温的条件为：在750℃～800℃静置保温20min。
优选的，本发明步骤(3)中均质化处理的条件为：温度480℃～500℃，保温时间5h～8h。
优选的，本发明步骤(4)中冷轧总变形量≥90％；其中每一次冷轧变形量为20％～50％，且冷轧的变形量为逐次递减，每次递减的程度为5％～10％。
优选的，本发明步骤(4)中所述的单次冷轧+SPS热处理工艺中SPS热处理的保温温度为550℃～600℃，保温时间0～2min，加热速度10～15℃/s，冷却为水冷，热处理次数不少于3次，以确保在铝合金中形成更细小的晶粒与更多的团簇，增强铝合金的性能。
进一步的，本发明所述的模具为钢制模具、铜制模具、水冷模具中的其中一种。
本发明的原理：大塑性变形和热处理相结合的工艺能够显著提升合金的综合性能，合金在进行大塑性变形时，晶粒能够被细化，同时，在内部产生大量位错，使合金获得细晶强化和位错强化；而在热处理过程中，添加的合金元素以位错作为原子快速扩散的通道，使得在位错处析出大量的第二相，使合金获得第二相强化；通过细晶强化、位错强化以及第二相强化大幅度增强铝合金的性能。
本发明铝合金在成分上，本发明添加了Cu元素与Sc稀土元素；Cu元素的加入，会在合金中形成含Cu相(QP1相、QP2相、Q相)，这些新的析出相能提升铝合金的峰值强度和韧性；而Sc元素的加入能在合金中生成初生的Al3Sc粒子，在凝固过程中能够充当异质形核的核心，能够显著细化晶粒；并且残余的Sc元素在晶界处富集，抑制了其他元素的扩散，减缓了α-Al基体的生长速度，细化了合金晶粒。
在经过冷轧后，晶粒被拉长，随后晶粒破碎成为更小的晶粒，同时在晶粒内部产生高密度的位错，随着位错的滑移晶粒不断被细化，形成更小的晶粒；在经过冷轧+SPS循环热处理，铝合金中存在的合金元素不断在位错处聚集，析出第二相形成团簇，并且经过快速加热与冷却热处理的循环合金中积累的团簇越来越多，轧制过程中产生的细晶也不会产生再结晶；随着冷轧+热处理的循环，晶粒越来越被细化，积累的团簇和位错越来越多。
本发明的应用效果：
本发明通过冷轧+SPS循环热处理的循环处理生产高强韧铝合金；与常规的高强高韧铝合金生产相比，在成分上添加了Cu、Sc等元素，采用冷轧+SPS循环热处理的工艺，使铝合金在细晶强化、位错强化与第二相强化三者的协同作用下，强度与韧性大幅度提升；使得铝合金在强度提高的同时，韧性也提高，保障了成品的综合性能。
附图说明
图1为本发明的高强韧性Al-Mg-Si系合金部分生产工艺示意图。
具体实施方案
下面结合具体实施例对本发明作进一步详细说明，但本发明的保护范围并不限于所述内容。
实施例1
本实施所述高强韧性Al-Mg-Si系合金的化学成分如表1所示。
表1本发明具体实施例Al-Mg-Si系合金的化学成分(wt％)
Mg Si Cu Mn Sc Zn 余量
1.150 1.200 1.160 0.510 0.450 0.020 Al和不可避免的杂质
本实施例所述高强韧性Al-Mg-Si系合金的制备方法具体包括以下步骤：
(1)按照表1成分先将铝锭、镁锭与铝的中间合金进行冶炼、浇铸、均质化处理，将纯Al、纯Mg、纯Cu、Al-Si20中间合金、Al-Mn10中间合金以及A1-Sc2中间合金加热到800℃～850℃熔化；待合金完全熔化后，进行搅拌、精炼、除杂等工序，获得合金熔液。
(2)将步骤(1)得到的合金熔液在750℃静置保温20min后浇注到预热好的模具中，形成厚度30mm的铝合金铸锭。
(3)将步骤(2)中所得到的铝合金铸锭进行均质化处理，温度480℃，保温时间7h，以获得均质态的铸锭。
(4)完成后将铸态的铝合金加热到500℃进行8h的高温固溶，使所有元素均匀分布，空冷之后进行冷轧，初轧压下量为45％，初轧后进行SPS循环热处理，加热速率为15℃/s，保温时间30s，水冷，循环3次；第二次冷轧压下量为40％，冷轧后再进行SPS循环热处理；第三次冷轧压下量为35％，之后进行SPS循环热处理；要求这种冷轧+SPS热处理循环6次；最终获得的铝合金的抗拉强度与延伸率如表2所示。
表2本发明具体实施例高强韧性Al-Mg-Si系合金的强度与韧性结果
屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 延伸率
378 406 25％
实施例2
本发明实施的一种高强韧性A1-Mg-Si系合金的化学成分如表3所示。
表3本发明具体实施例高强韧性Al-Mg-Si系合金的化学成分(wt％)
Mg Si Cu Mn Sc Zn 余量
1.200 1.200 1.200 0.620 0.520 0.015 Al和不可避免的杂质
本实施例所述高强韧性Al-Mg-Si系合金的制备方法具体包括以下步骤：
(1)按照表3成分先将铝锭、镁锭与铝的中间合金进行冶炼、浇铸、均质化处理，将纯Al、纯Mg、纯Cu、Al-Si20中间合金、Al-Mn10中间合金以及Al-Sc2中间合金加热到800℃～850℃熔化；待合金完全熔化后，进行搅拌、精炼、除杂等工序，获得合金熔液。
(2)将步骤(1)得到的合金熔液在800℃静置保温20min后浇注到预热好的模具中，形成厚度30mm的铝合金铸锭。
(3)将步骤(2)中所得到的铝合金铸锭进行均质化处理，温度500℃，保温时间6h，以获得均质态的铸锭。
(4)完成后将铸态的铝合金加热到500℃进行6h的高温固溶，使所有元素均匀分布，空冷之后进行冷轧，初轧压下量为40％，初轧后进行SPS循环热处理，加热速率为15℃/s，保温时间60s，水冷，循环3次；第二次冷轧压下量为35％，冷轧后再进行SPS循环热处理；第三次冷轧压下量为30％，之后进行SPS循环热处理。要求这种冷轧+SPS热处理循环6次。最终获得的铝合金的抗拉强度与延伸率如表4所示。
表4本发明具体实施例高强韧性Al-Mg-Si系合金的强度与韧性结果
屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 延伸率
370 399 23.5％
实施例3
本发明实施的一种高强韧性Al-Mg-Si系合金的化学成分如表5所示。
表5本发明具体实施例高强韧性Al-Mg-Si系合金的化学成分(wt％)
Mg si Cu Mn Sc Zn 余量
0.6 0.7 1.5 1.0 0.6 0.016 Al和不可避免的杂质
本实施例所述高强韧性Al-Mg-Si系合金的制备方法具体包括以下步骤：
(1)按照表5成分先将铝锭、镁锭与铝的中间合金进行冶炼、浇铸、均质化处理，将纯Al、纯Mg、纯Cu、Al-Si20中间合金、Al-Mn10中间合金以及Al-Sc2中间合金加热到800℃～850℃熔化；待合金完全熔化后，进行搅拌、精炼、除杂等工序，获得合金熔液。
(2)将步骤(1)得到的合金熔液在800℃静置保温20min后浇注到预热好的模具中，形成厚度30mm的铝合金铸锭。
(3)将步骤(2)中所得到的铝合金铸锭进行均质化处理，温度500℃，保温时间8h，以获得均质态的铸锭。
(4)完成后将铸态的铝合金加热到480℃进行8h的高温固溶，使所有元素均匀分布，空冷之后进行冷轧，初轧压下量为42％，初轧后进行SPS循环热处理，加热速率为10℃/s，保温时间60s，水冷，循环3次；第二次冷轧压下量为36％，冷轧后再进行SPS循环热处理；第三次冷轧压下量为30％，之后进行SPS循环热处理；要求这种冷轧+SPS热处理循环6次；最终获得的铝合金的抗拉强度与延伸率如表6所示。
表6本发明具体实施例高强韧性Al-Mg-Si系合金的强度与韧性结果
屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 延伸率
371 397 22.5％
实施例4
本发明实施的一种高强韧性Al-Mg-Si系合金的化学成分如表7所示。
表7本发明具体实施例高强韧性A1-Mg-Si系合金的化学成分(wt％)
Mg Si Cu Mn Sc Zn 余量
1.126 1.106 1.135 0.436 0.315 0.018 Al和不可避免的杂质
本实施例所述高强韧性Al-Mg-Si系合金的制备方法具体包括以下步骤：
(1)按照表7成分先将铝锭、镁锭与铝的中间合金进行冶炼、浇铸、均质化处理，将纯Al、纯Mg、纯Cu、Al-Si20中间合金、Al-Mn10中间合金以及Al-Sc2中间合金加热到800℃～850℃熔化；待合金完全熔化后，进行搅拌、精炼、除杂等工序，获得合金熔液。
(2)将步骤(1)得到的合金熔液在800℃静置保温20min后浇注到预热好的模具中，形成厚度30mm的铝合金铸锭。
(3)将步骤(2)中所得到的铝合金铸锭进行均质化处理，温度500℃，保温时间5h，以获得均质态的铸锭。
(5)完成后将铸态的铝合金加热到490℃进行7h的高温固溶，使所有元素均匀分布，空冷之后进行冷轧，初轧压下量为45％，初轧后进行SPS循环热处理，加热速率为12℃/s，保温时间90s，水冷，循环3次；第二次冷轧压下量为40％，冷轧后再进行SPS循环热处理；第三次冷轧压下量为35％，之后进行SPS循环热处理；要求这种冷轧+SPS热处理循环6次；最终获得的铝合金的抗拉强度与延伸率如表8所示。
表8本发明具体实施例高强韧性Al-Mg-Si系合金的强度与韧性结果
屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 延伸率
368 396 24％
对比实施例1
本实施例所述Al-Mg-Si系合金成份和制备与实施例1相同，不同在于：熔炼浇注完成后将铸态的铝合金加热到500℃进行8h的高温固溶，使所有元素均匀分布，空冷之后进行冷轧，初轧压下量为45％，第二次冷轧压下量为40％，第三次冷轧压下量为35％，第四次冷轧压下量为30％，第五次冷轧压下量为25％，第六次冷轧压下量为20％，之后进行SPS热处理，加热速率为15℃/s，保温时间30s，水冷，循环3次；最终获得的铝合金的抗拉强度与延伸率如表9所示。
表9本发明对比实施例高强韧性Al-Mg-Si系合金的强度与韧性结果
屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 延伸率
325 348 18％
通过和实施例1对比可以看出冷轧+SPS热处理循环处理能够显著提升材料的强韧性，这是由于与对比实施例的连续冷轧之后再做循环热处理相比，实施例1中在经过一次冷轧之后进行SPS循环热处理的工艺处理后，在经过冷轧后形成的晶界与高密度位错的地方在循环热处理过程中元素不断聚集，从而形成团簇，在冷轧与热处理的循环下，晶粒不断变得细小，团簇不断增加，从而增加了铝合金的强韧性。
对比实施例2
本实施例所述Al-Mg-Si系合金成份和制备与实施例1相同，不同在于：熔炼浇注完成后将铸态的铝合金加热到500℃进行8h的高温固溶，使所有元素均匀分布，空冷之后进行冷轧，初轧压下量为45％，第二次冷轧压下量为40％，第三次冷轧压下量为35％，第四次冷轧压下量为30％，第五次冷轧压下量为25％，第六次冷轧压下量为20％，之后进行普通热处理，加热速率为5℃/s，保温时间120s，水冷。最终获得的铝合金的抗拉强度与延伸率如表10所示。
表10本发明对比实施例高强韧性A1-Mg-Si系合金的强度与韧性结果
屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 延伸率
308 326 15％
通过和实施例1对比可以看出经过普通热处理的铝合金的强度与韧性相对较低；这是由于经过普通热处理的铝合金样品，由于升温过程较慢，使用的时间比较多，在这段时间中晶粒容易长大，形成的团簇与析出相的尺寸比较大，从而使样品的性能与实施例1相比较有一定的下降。
对比实施例3
本实施例所述Al-Mg-Si系合金的制备方法和制备与实施例1相同，不同在于：成份如表11所示：
表11本发明具体实施例高强韧性Al-Mg-Si系合金的化学成分(wt％)
Mg Si Cu Mn Sc Zn 余量
1.150 1.200 1.160 0.510 0 0.020 Al和不可避免的杂质
最终获得的铝合金的抗拉强度与延伸率如表12所示。
表12本发明对比实施例高强韧性Al-Mg-Si系合金的强度与韧性结果
屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 延伸率
345 372 20％
通过和实施例1对比可以看出未加入Sc稀土元素的铝合金样品的强韧性比有Sc元素的低，这是由于Sc元素的存在使得其在合金中生成初生的Al3Sc粒子，能够显著细化晶粒；并且残余的Sc元素在晶界处富集，抑制了其他元素的扩散，减缓了α-Al基体的生长速度，细化了合金晶粒；使得合金的强韧性有所提高。
对比实施例4
本实施例所述Al-Mg-Si系合金的制备方法和制备与实施例1相同，不同在于：成份如表13所示：
表13本发明具体实施例高强韧性Al-Mg-Si系合金的化学成分(wt％)
Mg Si Cu Mn Sc Zn 余量
1.150 1.200 0 0.510 0.450 0.020 A1和不可避免的杂质
最终获得的铝合金的抗拉强度与延伸率如表14所示。
表14本发明对比实施例高强韧性Al-Mg-Si系合金的强度与韧性结果
屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 延伸率
362 386 16％
通过和实施例1对比可以看出在添加了Cu元素之后，铝合金样品的韧性有大幅度的提升；这是由于Cu元素的加入使得合金中形成含Cu相(QP1、QP2、Q)，这些新的析出相能提升铝合金的峰值强度与韧性，使得铝合金的韧性大幅提升。
综上所述，本发明所述方法经过冷轧+SPS热处理循环处理之后的A1-Mg-Si系铝合金的屈服强度、抗拉强度以及延伸率均有大幅度的提高；其增强的原因是，在合金元素上与常规A1-Mg-Si系铝合金相比，本发明添加了Cu元素与Sc稀土元素；Cu元素的加入，会在合金中形成含Cu相(QP1相、QP2相、Q相)，这些新的析出相能提升铝合金的峰值强度和韧性；而Sc元素的加入能在合金中生成初生的Al3Sc粒子，在凝固过程中能够充当异质形核的核心，能够显著细化晶粒；并且残余的Sc元素在晶界处富集，抑制了其他元素的扩散，减缓了α-A1基体的生长速度，细化了合金晶粒。在加工工艺上与普通的冷轧和热处理相比较，经过冷轧+SPS热处理循环处理后，铝合金中晶粒被破碎，形成细小晶粒，并且产生更对的位错；在循环热处理过程中存在的合金元素不断在位错处聚集，析出第二相形成团簇，并且经过快速加热与冷却热处理的循环合金中积累的团簇越来越多；由于保温时间短轧制过程中产生的细晶也不会发生再结晶；随着冷轧+热处理的循环，晶粒越来越被细化，积累的团簇和位错越来越多；使铝合金在细晶强化、位错强化与第二相强化三者的协同作用下，强度与韧性大幅度提升。

Claims (7)

1.一种高强高韧Al-Mg-Si系合金，其特征在于：所述的铝合金其成分组成如下：Si：0.7％～1.3％；Mg：0.6％～1.2％；Mn：0.4％～1％；Cu：1％～1.5％；Sc：0.3％～0.6％；不可避免的杂质含量总和小于0.2％；余量为Al。
2.权利要求1所述高强高韧Al-Mg-Si系合金的制备方法，其特征在于，具体包括以下步骤：
(1)将纯Al、纯Mg、纯Cu、Al-Si20中间合金、Al-Mn10中间合金以及Al-Sc2中间合金加热熔化；待合金完全熔化后，进行搅拌、精炼、除杂等工序，获得合金熔液；
(2)将步骤(1)得到的合金熔液静置保温一段时间后浇注到预热好的模具中，形成铝合金铸锭；
(3)将步骤(2)中所得到的铝合金铸锭进行均质化处理，以获得均质态的铸锭；
(4)将步骤(3)中获得的均质态铸锭，进行冷轧+SPS循环热处理工艺，要求冷轧+SPS热处理的循环次数不少于5次，其中，在单次冷轧+SPS热处理工艺过程中热处理的循环次数不少于3次。
3.根据权利要求1所述高强高韧Al-Mg-Si系合金的制备方法，其特征在于：步骤(1)中加热熔化的温度为800℃～850℃。
4.根据权利要求1所述高强高韧Al-Mg-Si系合金的制备方法，其特征在于：步骤(2)中静置保温的条件为：在750℃～800℃静置保温20min。
5.根据权利要求1所述高强高韧Al-Mg-Si系合金的制备方法，其特征在于：步骤(3)中均质化处理的条件为：温度480℃～500℃，保温时间5h～8h。
6.根据权利要求1所述高强高韧Al-Mg-Si系合金的制备方法，其特征在于：步骤(4)中冷轧总变形量≥90％；其中每一次冷轧变形量为20％～50％，且冷轧的变形量为逐次递减，每次递减的程度为5％～10％。
7.根据权利要求1所述高强高韧Al-Mg-Si系合金的制备方法，其特征在于：步骤(4)中所述的单次冷轧+SPS循环热处理工艺中SPS热处理的保温温度为550℃～600℃，保温时间0～2min，加热速度10～15℃/s，冷却为水冷，循环次数不少于3次。
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Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001335901A (ja) * 2000-03-23 2001-12-07 Furukawa Electric Co Ltd:The ブレージング用フィン材の製造方法
JP2003034851A (ja) * 2001-07-26 2003-02-07 Furukawa Electric Co Ltd:The ブレージング用アルミニウム合金フィン材の製造方法
US20120177947A1 (en) * 2009-09-17 2012-07-12 Sapa Heat Tranfer Ab Aluminium brazing sheet
CN113245486A (zh) * 2021-06-21 2021-08-13 鼎镁新材料科技股份有限公司 一种抑制粗晶组织的Al-Mg-Si系铝合金的模锻件的制备方法
CN115011846A (zh) * 2022-06-17 2022-09-06 吉林大学 一种高强度、高稳定性Al-Mg-Si-Cu-Sc铝合金及其制备方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001335901A (ja) * 2000-03-23 2001-12-07 Furukawa Electric Co Ltd:The ブレージング用フィン材の製造方法
JP2003034851A (ja) * 2001-07-26 2003-02-07 Furukawa Electric Co Ltd:The ブレージング用アルミニウム合金フィン材の製造方法
US20120177947A1 (en) * 2009-09-17 2012-07-12 Sapa Heat Tranfer Ab Aluminium brazing sheet
CN113245486A (zh) * 2021-06-21 2021-08-13 鼎镁新材料科技股份有限公司 一种抑制粗晶组织的Al-Mg-Si系铝合金的模锻件的制备方法
CN115011846A (zh) * 2022-06-17 2022-09-06 吉林大学 一种高强度、高稳定性Al-Mg-Si-Cu-Sc铝合金及其制备方法

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