一种Al-Mg-Si系铝型材及其加工方法与流程

一种al
‑
mg
‑
si系铝型材及其加工方法
技术领域
1.本发明属于铝合金材料技术领域，具体涉及一种al
‑
mg
‑
si系铝型材及其加工方法。


背景技术：

2.在汽车轻量化的趋势下，铝合金作为轻质合金材料的首选方案在汽车上的应用比例不断攀升，铝型材作为铝合金的一种，常用于汽车前后保横梁及新能源车型的电池框体、前纵梁及门框梁等部位。
3.汽车的前保险杠横梁主要用于承载汽车正面低速碰撞时的冲击，要求零件在承受低速碰撞后，不能产生过大的入侵变形。随着cnap
‑
2021版行人保护碰撞法规的发布和实施，其正面偏置碰重叠面积由40％变为50％，由此要求前保险杠横梁抗弯性能的进一步提升。因此，除前保险杠横梁的结构方面的进一步精益化设计，对于铝型材材料也提出了更高强度更高韧性的提升需求。
4.当前，汽车前保险杠横梁常用铝型材牌号为6082
‑
t6，为常用al
‑
mg
‑
si系铝型材中最强铝型材，通常抗拉强度为320mpa左右，断后伸长率为13％左右，强度较低，延伸率亦较低。al
‑
mg
‑
si系铝型材通过添加sc、ag等元素，可以实现力学性能及稳定性的提升，但成分涉及价格昂贵的sc、ag元素，不利于铝合金的低成本制造及应用，如专利cn105838938a公开了一种al
‑
mg
‑
si系铝合金型材的加工方法，铝合金成分重量百分比为mg 0.6％～1.2％，si 0.7％～1.3％，mn 0.4％～1％，fe≤0.5％，另外还包括cr≤0.25％，zn≤0.2％，cu≤0.1％，ti≤0.1％，v≤0.05％，hf≤0.5％，sc≤0.25％，ag≤1％中的一种或多种，其余为al。
5.使用al
‑
cu
‑
zn系铝型材可以实现强度和韧性的提升，但其较高的cu元素和zn元素，加上复杂的双级甚至多级时效工艺，导致其成本高出al
‑
mg
‑
si系铝型材一倍左右，经济性较差，同时由于其存才应力腐蚀、跨系焊接等应用工艺性问题，也限制了其应用，如专利cn112813321a，提出的一种轨道交通用高强韧铝型材，其化学成分按质量百分数包括：zn：5
‑
5.8％、mg：1.8
‑
2.2％、cu：0.5
‑
1.5％、mn：0.27
‑
0.33％、cr：0.21
‑
0.27％、ti：0.1
‑
0.15％、zr：0.18
‑
0.24％、bi：0.3
‑
1％、b：0.01
‑
0.02％、gd：0.11
‑
0.21％、sc：0.12
‑
0.19％、ho：0.3
‑
0.37％、y：0.05
‑
0.13％、v：0.01
‑
0.05％、余量为al；其时效处理为四级时效处理；第一级时效处理的温度为155
‑
180℃，时间为10
‑
22h，第二级时效处理的温度为200
‑
230℃，时间为5
‑
15min，第三级时效处理的温度为90
‑
120℃，时间为5
‑
15h；第四级时效处理的温度为160
‑
170℃，时间为3
‑
5h。


技术实现要素：

6.针对现有技术的不足，本发明提出一种汽车碰撞梁类零件用al
‑
mg
‑
si系铝型材高强韧化方法，在现有al
‑
mg
‑
si系铝型材基础上，通过合金成分的精细化控制、引入微量强化合金元素及优化时效制度等技术手段，实现al
‑
mg
‑
si铝型材的抗拉强度和断后伸长率大幅
提升，进而满足汽车碰撞类零件的抗弯及碰撞吸能方面的要求，同时将材料成本的增加幅度控制在相对低的水平，甚至是不增加，提供该材料的应用竞争力。
7.本发明通过如下技术方案实现：
8.一种al
‑
mg
‑
si系铝型材，其化学成分按质量百分数包括：si：0.9％
‑
1.1％，mn：0.35％
‑
0.5％，mg：0.8
‑
1.0％，cu：0.6
‑
0.9％，zn：0.005
‑
0.015％，ti：0.03
‑
0.05％，fe≤0.25％，其余为al。
9.优选地，铝型材的化学成分按质量百分数包括：si：0.95％
‑
1.05％，mn：0.4％
‑
0.5％，mg：0.8
‑
0.9％，cu：0.7
‑
0.8％，zn：0.01
‑
0.015％，ti：0.03
‑
0.05％，fe≤0.20％，其余为al。
10.优选地，其成分中，si元素和mg元素的质量百分数满足以下关系式：1.1≤si/mg≤1.2。
11.本发明的另一目的在于提供一种al
‑
mg
‑
si系铝型材的加工方法，具体包括如下步骤：
12.步骤一：对所述铝合金的初始铸锭进行均匀化处理；
13.步骤二：将所述铝合金均匀化处理后的铸锭加热至490℃
‑
530℃，将所述铝型材的挤压模具加热至470℃
‑
510℃，将所述铝型材的挤压筒加热至470℃
‑
510℃；
14.步骤三：对步骤二中加热至目标温度的已均匀化处理后的铸锭进行挤压获得铝型材，将挤压后获得的型材进行水冷，型材最终出口温度为室温；
15.步骤四：对步骤三中经水冷后的铝型材进行拉伸矫直，拉伸量为0.5％
‑
2％；
16.步骤五：对步骤四中拉伸矫直后的铝型材进行人工时效处理后，进行在线淬火或离线淬火，并得到所述al
‑
mg
‑
si系铝型材。
17.优选地，步骤一中所述均匀化处理的工艺参数为：铸锭温度由室温快速升温至525℃
‑
545℃，保温3h
‑
7h，随后继续升温至560℃
‑
580℃、保温时间为4h
‑
10h、冷却方式为风冷或风冷 水冷。
18.优选地，所述的风冷 水冷的冷却方式具体为：强风冷却至200℃
‑
250℃后，水冷至室温。
19.优选地，步骤二中的铸锭加热至500℃
‑
520℃，将所述铝型材的挤压模具加热至480℃
‑
500℃，将所述铝型材的挤压筒加热至480℃
‑
500℃。
20.优选地，所述的拉伸矫直的拉伸量为0.8％
‑
1.5％。
21.优选地，步骤五中所述人工时效工艺参数为：人工时效温度为155℃
‑
185℃、人工时效时间为6h
‑
18h。
22.优选地，步骤五中所述淬火方式为离线淬火。
23.与现有技术相比，本发明的优点如下：
24.(1)通过严格调控al
‑
mg
‑
si系铝合金中si元素与mg元素的含量及含量比值，保证mg2si相充分析出的同时，降低了单一元素残留，特别是mg元素残留引起的材料性能降低，实现铝合金的强化；
25.(2)通过加入少量的铜元素，引入强化l相前驱体、al2cu相或al2cumg相，进一步提升铝合金的强度；避免引入sc、er、ag等昂贵的强化元素，降低了材料成本；
26.(3)通过减少与精细化调控mn元素含量，一方面减少了铝合金中的难溶粗大相，另
一方面保留较低含量的mn元素，引入微量的zn元素和ti元素，可以通过析出纳米或微米尺度的弥散相抑制再结晶，通过细化晶粒使合金获得较好的强塑性配合；进一步改善由于引入cu元素后合金的焊接性能；
27.(4)通过采用双级均匀化热处理工艺制度、优化固溶温度、挤压温度及冷却方式，让铝型材挤压过程中始终保持晶粒细小，提高成品铝型材的强度和韧性；
28.(5)本发明铝合金制备的空心薄壁铝型材的抗拉强度不低于400mpa，屈服强度不低于330mpa，延伸率不低于18％，力学性能远高于常用al
‑
mg
‑
si系铝型材中最强铝型材6082
‑
t6，满足了汽车碰撞梁类零件的材料高强韧化需求。
附图说明
29.为了更清楚地说明本发明具体实施方式或现有技术中的技术方案，下面将对具体实施方式或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍。在所有附图中，类似的元件或部分一般由类似的附图标记标识。附图中，各元件或部分并不一定按照实际的比例绘制。
30.图1为本发明实施例与常用6082
‑
t6铝型材在室温下的拉伸性能对比图；
31.图2为本发明实施例的铝型材断口形貌图；
32.图3为常用6082
‑
t6铝型材断口形貌图。
具体实施方式
33.为清楚、完整地描述本发明所述技术方案及其具体工作过程，结合说明书附图，本发明的具体实施方式如下：
34.在本发明中，除非另有明确的规定和限定，术语“安装”、“相连”、“连接”、“固定”等术语应做广义理解，例如，可以是固定连接，也可以是可拆卸连接，或成一体；可以是机械连接，也可以是电连接；可以是直接相连，也可以通过中间媒介间接相连，可以是两个元件内部的连通或两个元件的相互作用关系，除非另有明确的限定。对于本领域的普通技术人员而言，可以根据具体情况理解上述术语在本发明中的具体含义。
35.在本发明中，除非另有明确的规定和限定，第一特征在第二特征“上”或“下”可以是第一和第二特征直接接触，或第一和第二特征通过中间媒介间接接触。而且，第一特征在第二特征“之上”、“上方”和“上面”可是第一特征在第二特征正上方或斜上方，或仅仅表示第一特征水平高度高于第二特征。第一特征在第二特征“之下”、“下方”和“下面”可以是第一特征在第二特征正下方或斜下方，或仅仅表示第一特征水平高度小于第二特征。
36.在本说明书的描述中，参考术语“一个实施例”、“一些实施例”、“示例”、“具体示例”、或“一些示例”等的描述意指结合该实施例或示例描述的具体特征、结构、材料或者特点包含于本发明的至少一个实施例或示例中。在本说明书中，对上述术语的示意性表述不必须针对的是相同的实施例或示例。而且，描述的具体特征、结构、材料或者特点可以在任一个或多个实施例或示例中以合适的方式结合。此外，在不相互矛盾的情况下，本领域的技术人员可以将本说明书中描述的不同实施例或示例以及不同实施例或示例的特征进行结合和组合。
37.实施例
38.一种al
‑
mg
‑
si系铝型材，其化学成分按质量百分数包括：si：0.9％
‑
1.1％，mn：
0.35％
‑
0.5％，mg：0.8
‑
1.0％，cu：0.6
‑
0.9％，zn：0.005
‑
0.015％，ti：0.03
‑
0.05％，fe≤0.25％，其余为al。
39.铝型材的化学成分按质量百分数包括：si：0.95％
‑
1.05％，mn：0.4％
‑
0.5％，mg：0.8
‑
0.9％，cu：0.7
‑
0.8％，zn：0.01
‑
0.015％，ti：0.03
‑
0.05％，fe≤0.20％，其余为al。
40.其成分中，si元素和mg元素的质量百分数满足以下关系式：1.1≤si/mg≤1.2。
41.实施例1
42.一种汽车碰撞梁类零件用高强高韧al
‑
mg
‑
si系铝型材，其化学成分按质量百分数包括：si:0.98％，mn:0.46％，mg:0.85％，cu:0.78％，zn:0.012％，ti:0.043％，fe:0.16％，其余为al。
43.一种al
‑
mg
‑
si系铝型材的加工方法，具体包括如下步骤：
44.首先，对铝合金的初始铸锭进行均匀化处理，均匀化处理的工艺制度为：铸锭温度由室温快速升温至535℃，保温4h，随后继续升温570℃、保温时间为6h、冷却制度为强风冷却至230℃后，水冷至室温；
45.然后将铝合金均匀化处理后的铸锭加热至510℃，将铝型材的挤压模具加热至490℃，将所述铝型材的挤压筒加热至490℃；对加热至目标温度的已均匀化处理后的铸锭进行挤压获得铝型材，将挤压后获得的型材进行水冷，型材最终出口温度为室温；对经水冷后的铝型材进行拉伸矫直，拉伸量为1.5％；
46.最后，对拉伸矫直后的铝型材进行人工时效处理，人工时效温度为175℃、人工时效时间为10h，离线淬火，并得到所述汽车碰撞梁类零件用铝合金型材。
47.实施例2
48.一种汽车碰撞梁类零件用高强高韧al
‑
mg
‑
si系铝型材，其化学成分按质量百分数包括：si:0.93％，mn:0.40％，mg:0.89％，cu:0.60％，zn:0.01％，ti:0.051％，fe:0.14％，其余为al。
49.一种al
‑
mg
‑
si系铝型材的加工方法，具体包括如下步骤：
50.首先，对铝合金的初始铸锭进行均匀化处理，均匀化处理的工艺制度为：铸锭温度由室温快速升温至535℃，保温4h，随后继续升温570℃、保温时间为6h、冷却制度为强风冷却至230℃后，水冷至室温；
51.然后将铝合金均匀化处理后的铸锭加热至510℃，将铝型材的挤压模具加热至490℃，将所述铝型材的挤压筒加热至490℃；对加热至目标温度的已均匀化处理后的铸锭进行挤压获得铝型材，将挤压后获得的型材进行水冷，型材最终出口温度为室温；对经水冷后的铝型材进行拉伸矫直，拉伸量为1.5％；
52.最后，对拉伸矫直后的铝型材进行人工时效处理，人工时效温度为175℃、人工时效时间为10h，离线淬火，并得到所述汽车碰撞梁类零件用铝合金型材。
53.实施例3
54.一种汽车碰撞梁类零件用高强高韧al
‑
mg
‑
si系铝型材，其化学成分按质量百分数包括：si:0.97％，mn:0.43％，mg:0.93％，cu:0.81％，zn:0.011％，ti:0.044％，fe:0.13％，其余为al。
55.一种al
‑
mg
‑
si系铝型材的加工方法，具体包括如下步骤：
56.首先，对铝合金的初始铸锭进行均匀化处理，均匀化处理的工艺制度为：铸锭温度
由室温快速升温至535℃，保温4h，随后继续升温570℃、保温时间为6h、冷却制度为强风冷却至230℃后，水冷至室温；
57.然后将铝合金均匀化处理后的铸锭加热至510℃，将铝型材的挤压模具加热至490℃，将所述铝型材的挤压筒加热至490℃；对加热至目标温度的已均匀化处理后的铸锭进行挤压获得铝型材，将挤压后获得的型材进行水冷，型材最终出口温度为室温；对经水冷后的铝型材进行拉伸矫直，拉伸量为1.5％；
58.最后，对拉伸矫直后的铝型材进行人工时效处理，人工时效温度为175℃℃、人工时效时间为10h，在线淬火，并得到所述汽车碰撞梁类零件用铝合金型材。
59.对比例1
60.一种常用al
‑
mg
‑
si系铝型材中最强铝型材6082
‑
t6，其铝合金组分及重量百分比为：si:1.03％，mn:0.70％，mg:0.77％，cu:0.076％，zn＜0.01％，ti:0.021％，fe:0.16％，其余为al。
61.参见表1，本发明的铝合金与对比用铝合金的性能指标。本发明通过合理调整铝合金中的cu元素含量及si、mg配比，通过优化挤压工艺和热处理条件，获得较高的力学性能，具体性能对比参见表1。
62.表1为本发明的铝合金与对比用铝合金的性能指标
63.铝合金抗拉强度/mpa屈服强度/mpa断后伸长率/％实施例140533718.5实施例236531214.5实施例338733316.0对比例129827713.5
64.参见图1，本发明实施例1中与对比例力学曲线对比，最终得到汽车碰撞梁类零件用铝合金型材力学性能远高于常用al
‑
mg
‑
si系铝型材中最强铝型材6082
‑
t6。
65.参见图2和图3，本发明实施例1中与对比例拉伸测试后的铝型材断口对比，本发明实施例铝型材断口韧窝丰富且大小均匀，断裂方式为典型的韧窝型塑性断裂，而6082
‑
t6铝型材断口仅存在少量未完全发展韧窝，同时存在一定量光滑平整断面，属于脆性断裂和塑性断裂混合型断口，进一步印证了铝型材高强韧化后，材料韧性得到了大幅提升。
66.以上结合附图详细描述了本发明的优选实施方式，但是，本发明并不限于上述实施方式中的具体细节，在本发明的技术构思范围内，可以对本发明的技术方案进行多种简单变型，这些简单变型均属于本发明的保护范围。
67.另外需要说明的是，在上述具体实施方式中所描述的各个具体技术特征，在不矛盾的情况下，可以通过任何合适的方式进行组合，为了避免不必要的重复，本发明对各种可能的组合方式不再另行说明。
68.此外，本发明的各种不同的实施方式之间也可以进行任意组合，只要其不违背本发明的思想，其同样应当视为本发明所公开的内容。