高强高韧ALMGSICU变形铝合金及其制备方法.pdf

1、10申请公布号CN102337434A43申请公布日20120201CN102337434ACN102337434A21申请号201110237340222申请日20110818C22C21/02200601C22F1/05200601C22F1/04320060171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发明人长海博文徐义韩逸郭世杰李炼马科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发明名称高强高韧ALMGSICU变形铝合金及其制备方法57摘要本发明涉及高强高韧ALMGSICU变形铝合金及制备方法，合金中MG06

2、15WT，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；然后均匀化，铸锭在循环风炉中随炉升温至520570C，保温410H，空冷；再进行热加工热变形，经过均匀化处理后的铸锭，在热加工装备上热加工，保证合金热加工的终了温度不低于350，应变量不低于05；最后热处理。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7页附图1页CN102337447A1/1页21高强高韧ALMGSICU变形铝合金，其特征在于其成分的质量百分含

3、量为MG0615WT，SI0816WT，CU0208WT，MN0210WT，CR0104WT，TI00101WT，FE025WT，不可避免的杂质总和015WT，余量为AL。2权利要求1所述的高强高韧ALMGSICU变形铝合金的制备方法，其特征在于首先，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MG0615WT，SI0816WT，CU0208WT，MN0210WT，CR0104WT，TI00101WT，FE025WT，不可避免的杂质总和015WT，余量为AL；然后均匀化，铸锭在循环风炉中随炉升温至520570C，保温410H，空冷；再进行热加工热变形，经过均匀化处理后的铸锭，在热加

4、工装备上热加工，保证合金热加工的终了温度不低于350，应变量不低于05；最后热处理，在520570C保温12H，淬火，然后在170200C时效处理49H。3根据权利要求2所述的高强高韧ALMGSICU变形铝合金的制备方法，其特征在于制备获得的合金，其合金的亚晶百分数60，亚晶晶粒尺寸25M。权利要求书CN102337434ACN102337447A1/7页3高强高韧ALMGSICU变形铝合金及其制备方法技术领域0001本发明涉及一种高强高韧ALMGSICU变形铝合金及其制备方法，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，

5、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

6、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有技术存在的不足，提供一种高强高韧ALMGSICU变形铝合金及其制备方法。0006本发明的目的通过以下技术方案来实现高强高韧ALMGSICU变形铝合金，特点是其成分的质量百分含量为MG0615WT，SI0816WT，CU0208WT，MN0210WT，CR0104WT，TI00101WT，FE025WT，不可避免的杂质

7、总和015WT，余量为AL。0007本发明高强高韧ALMGSICU变形铝合金的制备方法，首先，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MG0615WT，SI0816WT，CU0208WT，MN0210WT，CR0104WT，TI00101WT，FE025WT，不可避免的杂质总和015WT，余量为AL；然后均匀化，铸锭在循环风炉中随炉升温至520570C，保温410H，空冷；再进行热加工热变形，经过均匀化处理后的铸锭，在热加工装备上热加工，保证合金热加工的终了温度不低于350，应变量不低于05；最后热处理，在520570C保温12H，淬火，然后在170200C时效处理49H。00

8、08进一步地，上述的高强高韧ALMGSICU变形铝合金的制备方法，所述合金经过半连续铸造、均匀化、热加工以及热处理后，合金的亚晶百分数60，亚晶晶粒尺寸说明书CN102337434ACN102337447A2/7页425M。0009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优化合金的成分及加工工艺，减小亚晶（晶粒）尺寸、提高亚晶百分数，强化相细小弥散，显著提高合金的性能；本发明合金的力学性能、耐蚀性能和疲劳性能均明显优于常规工艺制得的合金。附图说明0010下面结合附图对本发明技术方案作进一步说明图1合金较优锻造组织照片；图2发生粗晶锻造组织照片；图3应变量较小的锻造组织照片

9、。具体实施方式0011高强高韧ALMGSICU变形铝合金，成分的质量百分含量为MG0615WT，SI0816WT，CU0208WT，MN0210WT，CR0104WT，TI00101WT，FE025WT，不可避免的杂质总和015WT，余量为AL。0012本发明高强高韧ALMGSICU变形铝合金的制备方法，首先，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MG0615WT，SI0816WT，CU0208WT，MN0210WT，CR0104WT，TI00101WT，FE025WT，不可避免的杂质总和015WT，余量为AL；然后均匀化，铸锭在循环风炉中随炉升温至520570C，保温410

10、H，空冷；再进行热加工热变形，经过均匀化处理后的铸锭，在热加工装备上热加工，保证合金热加工的终了温度不低于350，应变量不低于05；最后热处理，在520570C保温12H，淬火，然后在170200C时效处理49H。通过该方法制备的合金，亚晶（晶粒）尺寸25M、亚晶百分数60、强化相细小弥散，因此强度高、韧性、疲劳以及耐蚀性好。0013本发明的铝合金在较低变形温度的热加工情况下，原始铸造晶粒被拉长，内部有较多呈近似等轴状的亚晶，亚晶之间的取向差较小；在较高变形温度的锻造情况下，亚晶之间的取向差较大，有些甚至超过15，成为大角晶界。全部由大角晶界组成的亚晶，即热变形过程中形成的新的动态再结晶晶粒。

11、除此之外，较高变形温度的合金的亚晶尺寸也相应较大。根据上述描述，合金的微观组织用两个参数来定量表述，分别为亚晶（晶粒）尺寸及亚晶百分数。亚晶界以15和2为临界值，大于15为大角度晶界、介于15和2之间的为小角度亚晶界、2以下的认为不存在亚晶界。亚晶（晶粒）尺寸以2以上的晶界（包含小角度亚晶界及大角度晶界）进行统计。亚晶百分数的定义则是215之间亚晶界占整个晶界的百分数。合金加工组织特征通过这上述两个参数可以表述为，变形温度的越高，亚晶百分数越小、亚晶（晶粒）尺寸越大。0014本发明的合金在热加工之后进行固溶时效热处理。在固溶热处理时，合金组织会发生变化，固溶处理后亚晶（晶粒）尺寸均会发生长大，

12、但长大趋势与合金的变形温度有关，锻造温度越高，长大趋势越小。当变形温度过低时，合金会因变形储能太多而发生静态再结晶形成粗晶，导致力学性能急剧下降。说明书CN102337434ACN102337447A3/7页50015因此，本发明制备的变形铝合金，变形温度适当，避免了变形温度太低而在固溶过程形成的粗晶，也避免了锻造温度太高而导致较低的亚晶百分数。除在加工工艺控制组织、改善性能外，还在成分上保证了合金的高强高韧。0016MG和SI是6系铝合金中的主要合金元素，本发明合金通过控制MG和SI的比值及过剩SI含量来提高材料强度。CU和其他合金元素一起形成细小弥散分布的强化相，显著提高材料的时效硬化性能

13、，但CU含量不能过高，否则合金的耐腐蚀性能下降。MN和CR有两方面的作用，第一个作用是合金在均匀化过程中会析出细小弥散的第二相，这些第二相在固溶热处理过程中抑制了位错的移动，起着稳定锻造亚晶组织的作用，从而提高合金的强度、韧性、疲劳和耐腐蚀性能；第二个作用是使含FE相从针状的相转变为块状的相，在一定程度上减轻脆性针状的相对韧性、疲劳等性能的有害影响。TI在铸造过程中细化铸态晶粒，FE在本发明合金中为杂质元素，会与其他元素一起形成粗大难溶的金属间化合物。合金元素过多会形成过多的第二相，降低材料的力学性能、韧性和疲劳性能，因此将其控制在合理的范围内。0017下面结合具体实施例对本发明实施方式做进一

14、步描述通过半连铸的方法将如表1所示的成分合金铸造成直径为120MM的圆棒，在550均匀化处理6小时后，车皮切断成100MM250MM的圆柱形锭坯。在油压机上沿轴向以1MM/S的速度进行压缩。0018实验方案如表2所示。然后进行T6处理，工艺为在535下固溶2小时，在180下时效6小时。0019最后对T6态合金进行组织定量分析和性能测试，不同合金成分和锻造工艺的组织特征和性能分别如表3和表4所示。0020表1合金成分说明书CN102337434ACN102337447A4/7页6表2锻造方案锻造工艺编号锻造方案（A）在500下锻造，压缩真应变15（B）在450下锻造，压缩真应变15（C）在400

15、下锻造，压缩真应变15（D）在350下锻造，压缩真应变15（E）在400下锻造，压缩真应变09（F）在400下锻造，压缩真应变03表3组织特征说明书CN102337434ACN102337447A5/7页7表4性能说明书CN102337434ACN102337447A6/7页8表1中所示的不同成分的铝合金，编号为本发明涉及到的成分范围内的合金，编号为6082合金，编号为6061合金。表2中所示为不同终锻温度以及不同变形量的锻造。表3为不同的合金在不同锻造工艺下的组织特征。表4为不同成分的合金在不同工艺条件下制备出来的力学性能和疲劳性能。0021本发明涉及到的合金在应变均为15的条件下，随着终锻

16、的温度的降低，T6处理后的亚晶分数越高，亚晶（晶粒）尺寸越小，但当终锻温度过低时，会发生粗晶，导致力学性能和疲劳性能恶化。合金较优的锻造组织如图1所示，发生粗晶的组织如图2所示。在终锻温度一定的前提下，应变量越小，亚晶百分数越高，但亚晶（晶粒）尺寸越大，锻造后的合金还保留着一定铸造组织的特征，因此对合金的力学性能和疲劳强度不利。应变量较小的组织如图3所示。0022在本发明范围内的合金，随着MG、SI元素的降低，合金的力学性能有一定的降低，进一步增加MG、SI的含量对塑性不利。CU元素对合金的强度起着比较重要的作用，CU元素含量越高，合金强度越高，但合金电导率相对较低，意味着耐蚀性变差。MN元素

17、对合金的变说明书CN102337434ACN102337447A7/7页9形组织有比较重要的影响，从而影响合金的强度，但当MN含量过大后，会导致合金的疲劳性能变差。合金为6082，相对于合金而言，主要不含CU和CR元素，合金为6061，相对于本发明涉及到的合金而言，主要不含对加工组织有影响的MN元素。从性能结果看来，本发明合金的力学性能、耐蚀性能和疲劳性能均优于这两种常规合金。0023综上所述，通过本发明工艺所制备的铝合金，力学性能高，疲劳性能优异，远高于常规工艺制得的合金。0024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CN102337434ACN102337447A1/1页10图1图2图3说明书附图CN102337434A