高强度ALMGSICU合金及其制备方法.pdf

1、10申请公布号CN102337429A43申请公布日20120201CN102337429ACN102337429A21申请号201110237334722申请日20110818C22C21/00200601C22C21/02200601C22C21/08200601C22F1/04200601C22F1/0520060171申请人苏州有色金属研究院有限公司地址215021江苏省苏州市工业园区沈浒路200号72发明人长海博文韩逸李炼马科顾凤仙郭世杰74专利代理机构南京苏科专利代理有限责任公司32102代理人王玉国陈忠辉54发明名称高强度ALMGSICU合金及其制备方法57摘要本发明涉及高强度A

2、LMGSICU合金及其制备方法，合金中MG0814WT，SI0816WT，CU0208WT，MN0210WT，CR0104WT，TI00101WT，FE025WT，不可避免的杂质总和015WT，余量为AL。其制法采用半连续铸造方式制备合金铸锭，将半连续铸锭随炉升温至300350C后，以110C/MIN的升温速率升温至520570C，保温410H后空冷，然后将均匀化处理后的铸锭重新加热至450500C后进行锻造，终锻温度不低于350C；最后对锻件进行T6热处理。51INTCL19中华人民共和国国家知识产权局12发明专利申请权利要求书1页说明书5页附图2页CN102337442A1/1页21高强度

3、ALMGSICU合金，其特征在于其成分的质量百分含量为MG0814WT，SI0816WT，CU0208WT，MN0210WT，CR0104WT，TI00101WT，FE025WT，不可避免的杂质总和015WT，余量为AL。2根据权利要求1所述的高强度ALMGSICU合金，其特征在于所述合金的铸态晶粒尺寸小于130M，二次枝晶臂间距不大于40M，T6态晶粒尺寸小于15M，材料的屈服强度370MPA以上，延伸率大于12。3权利要求1所述的高强度ALMGSICU合金的制备方法，采用半连续铸造方式制备合金铸锭，在制造过程中控制成分含量MG0814WT，SI0816WT，CU0208WT，MN0210W

4、T，CR0104WT，TI00101WT，FE025WT，不可避免的杂质总和015WT，余量为AL，其特征在于将半连续铸锭随炉升温至300350C后，以110C/MIN的升温速率升温至520570C，保温410H后空冷，然后将均匀化处理后的铸锭重新加热至450500C后进行锻造，终锻温度不低于350C；最后对锻件进行T6热处理，经530570C固溶处理12H，淬火，再经170200C时效处理49H。4根据权利要求3所述的高强度ALMGSICU合金的制备方法，其特征在于所述半连续铸造方式为热顶铸造方式，半连续铸造方式制备的合金铸锭的直径为80200MM，铸造速度为70170MM/MIN，冷却水流

5、量控制在14M3/H。权利要求书CN102337429ACN102337442A1/5页3高强度ALMGSICU合金及其制备方法技术领域0001本发明涉及一种高强度ALMGSICU合金锻造材及其制备方法，属于有色金属技术领域。背景技术0002世界交通运输车辆总的发展趋势是轻量化，以达到节能降耗和减小污染的目的。多年来，铝材以众多独特的性能、良好的加工成形性和较低的生产成本，逐渐替代汽车中的钢材，成为促进汽车轻量化的重要材料之一。0003与传统铸铁材料相比，采用铝合金锻件生产汽车部件不仅可以使重量大大减轻，强度、韧性及延展性大幅度提高，而且还可以使材料获得可靠的内部质量和优异的综合性能。因此，开

6、发具有优异性能的铝合金锻件产品为实现汽车轻量化，降低污染和能源消耗具有重要意义。0004汽车上采用的传统锻造铝合金是6061合金，由于其MG和SI含量较低，热处理后材料的屈服强度仅为280MPA左右。随着汽车轻量化的发展需要，对材料的力学性能提出了更加严格的要求，同时要求材料更易于加工，生产成本更低。研究表明，在6系合金中，通过增加MG和SI的含量来提高MG2SI强化相的数量可以进一步提高合金的强度，但增加到一定程度后，不仅不能获得期望的强度值，还会严重降低材料的塑性及韧性。此外，6系铝合金在锻造和固溶过程中易发生再结晶，产生粗大晶粒，导致力学性能急剧降低。发明内容0005本发明的目的是克服现

7、有技术存在的不足，提供一种高强度ALMGSICU合金及其制备方法。0006本发明的目的通过以下技术方案来实现高强度ALMGSICU合金，特点是其成分的质量百分含量为MG0814WT，SI0816WT，CU0208WT，MN0210WT，CR0104WT，TI00101WT，FE025WT，不可避免的杂质总和015WT，余量为AL。0007进一步地，上述的高强度ALMGSICU合金，其特征在于所述合金的铸态晶粒尺寸小于130M，二次枝晶臂间距不大于40M，T6态晶粒尺寸小于15M，材料的屈服强度370MPA以上，延伸率大于12。0008本发明高强度ALMGSICU合金的制备方法，采用半连续铸造方

8、式制备合金铸锭，在制造过程中控制成分含量MG0814WT，SI0816WT，CU0208WT，MN0210WT，CR0104WT，TI00101WT，FE025WT，不可避免的杂质总和015WT，余量为AL，其特征在于将半连续铸锭随炉升温至300350C后，以110C/MIN的升温速率升温至520570C，保温410H后空冷，然后将均匀化处理后的铸锭重新加热至450500C后进行锻造，终锻温度不低于350C；最后对锻件进行T6热处理，经说明书CN102337429ACN102337442A2/5页4530570C固溶处理12H，淬火，再经170200C时效处理49H。0009更进一步地，上述的

9、高强度ALMGSICU合金的制备方法，所述半连续铸造方式为热顶铸造方式，半连续铸造方式制备的合金铸锭的直径为80200MM，铸造速度为70170MM/MIN，冷却水流量控制在14M3/H。0010本发明技术方案突出的实质性特点和显著的进步主要体现在本发明通过合理调整合金元素含量，优化工艺制度，严格控制加工及热处理过程中的晶粒尺寸，使得合金铸态晶粒尺寸小于130M，二次枝晶臂间距不大于40M，同时避免材料在锻造及固溶过程中发生粗大再结晶，控制晶粒尺寸小于15M，从而保证材料的屈服强度达到370MPA，延伸率大于12，显著地提高了材料的力学性能，具有明显的减重效果。均匀化工艺是在系统研究了均匀化处

10、理过程中弥散相粒子的析出、形核和长大过程，以及非平衡结晶相回溶入基体等行为规律的基础上优化的，能有效调控发明合金中弥散相粒子尺寸、数量和分布，同时获得亚结晶组织控制的锻造工艺以及强化相粒子细小、弥散、均匀分布的T6热处理制度。附图说明0011下面结合附图对本发明技术方案作进一步说明图1为实施例1合金的铸态组织照片；图2为实施例1合金的T6态EBSD组织照片；图3为比较例1合金的铸态组织照片；图4为比较例1合金的T6态EBSD组织照片。具体实施方式0012高强度ALMGSICU合金，成分的质量百分含量为MG0814WT，SI0816WT，CU0208WT，MN0210WT，CR0104WT，TI

11、00101WT，FE025WT，不可避免的杂质总和015WT，余量为AL。合金的铸态晶粒尺寸小于130M，二次枝晶臂间距不大于40M，T6态晶粒尺寸小于15M，材料的屈服强度370MPA以上，延伸率大于12。0013MG和SI是6系铝合金中的主要合金元素，形成了合金的主要强化相MG2SI。该系合金通过MG/SI比及过剩SI含量控制来提高材料强度，当MG和SI含量过低时，时效过程中MG2SI强化相生成数量少，材料强度较低；当MG和SI含量过高时，一方面，材料的成型性能降低，另一方面，在铸造过程中可能会生成初生SI相，显著降低材料的韧性及疲劳性能。因此MG和SI元素含量分别控制在0814WT和08

12、16WT范围内。0014CU和其他合金元素一起形成第二相，通过固溶强化来提高材料强度。此外，CU作为时效处理过程中MG和SI元素的形核核心，使得强化相细小弥散均匀分布，显著提高材料的时效硬化性能，但CU含量不能过高，否则降低材料的耐腐蚀性能，因此其含量控制在0208WT范围内。0015MN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腐蚀性能，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、成型性能以及韧性，因此MN含量不宜低于02WT，同时不宜高于10WT。说明书CN102337429ACN102337442A3/5页50016CR在

13、合金中的作用与MN类似，但其作用效果略差，一般控制在0104WT之间。同时CR与MN的总含量控制在05WT和13WT范围内时，既能促进两种元素的弥散相对亚结晶组织的控制作用，又能防止形成过多的粗大金属间化合物，降低材料的韧性。0017TI在合金中起细化铸态晶粒作用，以不超过01WT为宜。如果TI含量过高，则容易生成粗大含TI相，降低材料的韧性和疲劳性能。0018FE在合金中与其他元素一起形成AL7CU2FE、AL12FE,MN3CU2、FE,MNAL6以及ALFESIMN,CR等含FE相，不宜超过025WT，否则含FE相数量过多降低材料的韧性和疲劳性能。0019本发明高强度ALMGSICU合金

14、的制备方法，采用半连续铸造方式制备合金铸锭，半连续铸造方式为热顶铸造方式，半连续铸造方式制备的合金铸锭的直径为80200MM，铸造速度为70170MM/MIN，冷却水流量控制在14M3/H；在制造过程中控制成分含量MG0814WT，SI0816WT，CU0208WT，MN0210WT，CR0104WT，TI00101WT，FE025WT，不可避免的杂质总和015WT，余量为AL，其特征在于将半连续铸锭随炉升温至300350C后，以110C/MIN的升温速率升温至520570C，保温410H后空冷，均匀化的目的是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，同时使弥散粒子均匀弥

15、散析出，以利于在锻造过程中控制晶粒结构，获得亚结晶组织。一般而言，采用较慢的升温速率有利于促进弥散粒子均匀弥散析出；然后将均匀化处理后的铸锭重新加热至450500C后进行锻造，终锻温度不低于350C，以避免加工过程中发生再结晶而产生粗大晶粒；最后对锻件进行T6热处理，经530570C固溶处理12H，淬火，再经170200C时效处理49H。0020如表1所示成分组成（WT）的实施例合金16，以及比较例合金13。0021表1实施例和比较例合金化学成分质量百分数，WT说明书CN102337429ACN102337442A4/5页6获得上述成分的合金采用热顶铸造方式铸成直径为127MM圆锭，铸造速度为

16、140MM/MIN，冷却水流量为35M3/H，测量合金铸态晶粒尺寸及二次枝晶臂间距。将合金铸锭在循环风炉中进行均匀化处理，随炉升温至300C后以7C/MIN的升温速率升温至550C，保温4H，空冷。然后将均匀化处理后的铸锭加热至450C后进行锻造，锻造加工率为50，终锻温度不低于350C，以避免加工过程中发生再结晶而产生粗大晶粒。最后对锻件进行T6热处理，经550C固溶处理2H，淬火，再经180C时效处理6H，测量T6态合金晶粒尺寸及力学性能。0022从图1、图2和图3、图4以及表1可以看出，采用本发明方法，通过合理控制合金说明书CN102337429ACN102337442A5/5页7中各元

17、素含量以及优化铸造、锻造及热处理工艺制度，使得合金铸态晶粒尺寸小于130M，二次枝晶臂间距不大于40M，同时经T6热处理后，合金晶粒尺寸小于15M，材料的屈服强度达到370MPA以上，延伸率大于12，较好地满足了汽车用高强度铝合金的要求。0023需要理解到的是以上所述仅是本发明的优选实施方式，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以作出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。说明书CN102337429ACN102337442A1/2页8图1图2说明书附图CN102337429ACN102337442A2/2页9图3图4说明书附图CN102337429A