一种高性能、耐高温al-mg-si系铝合金及其制备方法
技术领域
1.本发明属于铝合金制备技术领域，具体涉及一种高性能、耐高温al-mg-si系铝合金及其制备方法。
背景技术：
2.al-mg-si系(6系)铝合金具有低密度、优良加工性能和机械性能以及高耐腐蚀性能等特性，是交通运输领域的零部件制造中最广泛且不可或缺的一类有色金属结构材料。随着铝合金在汽车应用领域的需求增多，对铝合金的性能和工作环境提出了更高的要求。
3.国内外主要汽车厂商对各自车用铝合金产品的长期热稳定性制定了相应的标准。目前应用在汽车发动机周围零部件的铝合金的标准要求是：在150℃加热1000h后，屈服强度≥305mpa。但现有技术生产的al-mg-si系铝合金型材在150℃加热1000h后，屈服强度通常为250-275mpa。
4.例如，专利cn111014332b公布了“具有高长期热稳定性的6系高合金成分及制备方法”该专利公布的6系铝合金，其组分的质量百分比为：si：0.65％，fe：0.10％，cu：0.08％，mn：0.23％，mg：0.58％，v：0.09％；cr：0.17％；ti：0.07％；不可避免的杂质总和：0.03％；余量为al。上述铝合金的制备方法包括：熔炼、均质、挤压、淬火、拉伸矫直和双级人工时效。上述合金的屈服强度为278mpa，再经过150℃加热1000h后，其屈服强度降至251mpa，屈服强度下降27mpa。li等人发表的题为“precipitate coarsening and mechanical properties in 6082aluminium alloy during long-term thermal exposure”的期刊论文中，所选用的材料为商业6082铝合金，其组分的质量百分比为：si：1.19％、mg：0.75％、mn：0.68％、fe：0.18％、cr：0.048％、zn：0.032％、cu：0.027％、ti：0.025％、余量为al。上述商业6082铝合金经过固溶、淬火和人工时效后，屈服强度虽然可达～330mpa，但在150℃加热1000h后，屈服强度仅有～255mpa，屈服强度下降～75mpa。
5.综上，现有技术生产的al-mg-si系铝合金无法同步实现高性能以及高温长时间稳定性，即初始铝合金性能较高，但经过150℃加热1000h后却使得材料的性能显著降低、热稳定性不佳，导致了材料受热变形失效，使用寿命大幅度降低，难以满足铝合金在加热环境下的长期使用，很难达到客户的要求和满足当今市场的需求；此外，现有技术公开了铝合金经过150℃加热1000h后将使得合金性能显著降低，这也是目前难以解决的技术难题。
6.因此，如何有效抑制长时间高温放置al-mg-si系铝合金屈服强度的降低，获得高性能、耐高温al-mg-si系铝合金是目前亟待解决的技术问题。
技术实现要素：
7.为了解决上述技术难题，本发明提供了一种高性能、耐高温al-mg-si系铝合金，合金按质量百分比计，由以下成分组成：mg：0.91-1.10％；si：1.21-1.4％；mn：0-0.2％；zr：0-0.2％；ag：0-0.05％；不可避免的杂质总和≤0.20％；余量为al；所述铝合金的制备方法包括如下步骤：
8.(1)在保护气体下，将纯al、al-si中间合金、al-zr中间合金、al-mn中间合金、纯ag和纯mg依次加入到熔炼炉中加热熔化，然后降温，再进行保温处理，再经搅拌、精炼、除气和清渣后获得铝合金熔液，所述的加热熔化温度为：700-780℃，保温处理为：在700-750℃保温10-60min；
9.(2)将步骤(1)获得的铝合金熔液引流到水冷铜辊辊缝中进行亚快速凝固铸轧后，再经阶梯均质化热处理、多道次冷轧、固溶热处理、淬火、人工时效处理后，获得高性能、耐高温al-mg-si系铝合金。
10.进一步地，步骤(1)所述的保护气体为氩气或二氧化碳和六氟化硫的混合气体；所述的二氧化碳和六氟化硫的体积比85-90:15-10。
11.进一步地，步骤(1)所述的加热熔化温度为：740-760℃。
12.进一步地，步骤(1)所述的保温处理为：在710-730℃保温15-40min。
13.进一步地，步骤(2)所述的水冷铜辊的辊缝间距为2-4.5mm，水冷铜辊的线速度为5-15m/min，所述的亚快速凝固为：冷却速率为300-500k/s。
14.进一步地，步骤(2)所述的阶梯均质化热处理为：在450-460℃保温2-5h，再在540-560℃保温2-5h。
15.进一步地，步骤(2)所述的多道次冷轧为：4-8道次冷轧，总压下量为65-80％。
16.进一步地，步骤(2)所述的固溶热处理为：在550-560℃保温5-30min。
17.进一步地，步骤(2)所述的人工时效处理为：在175-190℃保温3-8h。
18.本发明与目前现有技术相比具有以下特点：
19.(1)与现有技术相比，本发明通过合金组分之间的相互作用以及工艺的协同作用，使得al-mg-si系铝合金具备较高的力学性能，并且在长期加热条件下也能够保持较高的力学性能，可广泛应用于汽车零部件制造领域，并降低生产成本。现有技术难以解决的技术难题为：一是现有技术为了获得高性能的al-mg-si系铝合金，通常采用在制备合金过程中加入细化剂细化第二相的方式来提高材料强度，这将显著提高合金的生产成本；二是现有技术获得的al-mg-si系铝合金的析出强化第二相主要为β相(mg2si)，该相的尺寸一般较大并且分布较宽(平均直径：100nm-5μm)，这将导致材料的初始屈服强度并不高，另外，为了抑制al-mg-si系合金在高温长时间处理过程中屈服强度的降低，通常策略是抑制β相的进一步粗化。
20.(2)本发明的创造性在于：本发明通过合金组分之间的相互作用以及工艺的协同作用，省略了细化剂的添加，使得al-mg-si系铝合金主要以比现有技术更加细小的β
″
相(mg5si6)为主要析出强化第二相，但该相在长期加热的环境下，将会发生溶解和粗化，进一步转化为β'相(mg9si5)和β相(mg2si)，这将导致合金的强度大幅度降低；而本发明突破了现有技术的瓶颈，有效避免了β
″
相的溶解和粗化并且抑制了β
″
相向β'相和β相转化。并通过元素之间的相互作用以及工艺的协同作用取得如下优异效果：一是形成了更加细小、均匀弥散、尺寸分布较窄的析出强化相β"(mg5si6)：平均尺寸为：直径～1-1.2nm，长度～10-12nm，使得合金具有较高的力学性能；二是有效抑制了β
″
相向β'相和β相转化，保证了合金初始力学性能较高的同时，使合金在长时间高温放置下仍能保持较好的力学性能。综上，本发明在未加入细化剂的情况下，有效降低了合金的生产成本，并且通过元素之间的相互作用，形成了细小、均匀弥散、尺寸分布较窄的析出强化相β"相，有效提高了材料的初始力学性能以及
在长时间高温放置下仍能保持较高的力学性能。
21.(3)本发明通过合金组分之间的相互作用以及工艺的协同作用，使得本发明与现有技术相比具有如下优势：本发明获得的al-mg-si系铝合金微观组织具有更加细小、均匀分布的析出强化相β"(平均尺寸：直径～1-1.2nm，长度～10-12nm)。本发明获得的铝合金不仅能取得较高的力学性能，其中屈服强度≥333mpa，而且在长时间高温放置下仍能保持较好的力学性能，在150℃加热1000h后仍能保持稳定的力学性能，屈服强度≥312mpa。
具体实施方式
22.下面结合实施例对本发明作进一步的详细描述。
23.实施例1
24.一种al-1.35si-0.91mg合金(按照质量百分比计，由如下成分组成：si：1.35％、mg：0.91％，不可避免的杂质≤0.20％、余量为al)，其制备方法包括如下步骤：
25.(1)按照合金组分配比，在二氧化碳和六氟化硫保护气下，将纯al、al-si中间合金和纯mg在750℃加热熔化，然后降温至710℃，保温静置15min，然后搅拌、精炼、除气和清渣后，获得铝合金熔液，所述的二氧化碳和六氟化硫体积比为6:1；
26.(2)将步骤(1)获得的铝合金熔液引流到水冷铜辊辊缝中进行亚快速凝固铸轧，水冷铜辊的辊缝间距为3mm，水冷铜辊的线速度为7.2m/min，获得铝合金薄带，将铝合金薄带进行阶梯均质化热处理：在450℃保温2h，再在550℃保温2h、冷轧5道次，总压下量70％、再经固溶热处理：在550℃保温5min、淬火和人工时效处理，获得具有高性能、耐高温al-1.35si-0.91mg铝合金，所述的亚快速凝固为：冷却速率为450k/s，所述的人工时效处理为：在175℃保温8h。
27.表1为实施例1步骤(2)获得的铝合金在150℃下加热不同时间的力学性能
28.加热时间/h屈服强度/mpa03331000312
29.实施例2
30.一种al-1.21si-0.92mg-0.05zr-0.20mn合金(按照质量百分比计，由如下成分组成：si：1.21％、mg：0.92％、zr：0.05％、mn：0.20％，不可避免的杂质≤0.20％、余量为al)，其制备方法包括如下步骤：
31.(1)按照合金组分配比，在氩气保护气下，将纯al、al-si中间合金、al-zr中间合金、al-mn中间合金和纯mg在745℃加热熔化，然后降温至710℃，保温静置20min，然后搅拌、精炼、除气和清渣后，获得铝合金熔液；
32.(2)将步骤(1)获得的铝合金熔液引流到水冷铜辊辊缝中进行亚快速凝固铸轧，水冷铜辊的辊缝间距为3.5mm，水冷铜辊的线速度为7.2m/min，获得铝合金薄带，将铝合金薄带进行阶梯均质化热处理：在450℃保温2h，再在550℃保温2h、冷轧5道次，总压下量72％、再经固溶热处理：在550℃保温10min，淬火和人工时效处理，获得具有高性能、耐高温al-1.21si-0.92mg-0.05zr-0.20mn铝合金，所述的亚快速凝固为：冷却速率为410k/s，所述的人工时效处理为：在180℃保温5h。
33.表2为实施例2步骤(2)获得的铝合金在150℃下加热不同时间的力学性能
34.加热时间/h屈服强度/mpa03401000319
35.实施例3
36.一种al-1.35si-0.99mg-0.08zr合金(按照质量百分比计，由如下组分组成：si：1.35％、mg：0.99％、zr：0.08％，不可避免的杂质≤0.20％、余量为al)，其制备方法包括如下步骤：
37.(1)按照合金组分配比，在二氧化碳和六氟化硫保护气下，将纯al、al-si中间合金、al-zr中间合金和纯mg在750℃加热熔化，然后降温至715℃，保温静置20min，然后搅拌、精炼、除气和清渣后，获得铝合金熔液，所述的二氧化碳和六氟化硫体积比为6:1；
38.(2)将步骤(1)获得的铝合金熔液引流到水冷铜辊辊缝中进行亚快速凝固铸轧，水冷铜辊的辊缝间距为4mm，水冷铜辊的线速度为7m/min，获得铝合金薄带，将铝合金薄带进行阶梯均质化热处理：在450℃保温2h，再在550℃保温3h、冷轧6道次，总压下量75％、再经固溶热处理：在550℃保温10min，淬火和人工时效处理，获得具有高性能、耐高温al-1.35si-0.99mg-0.08zr铝合金，所述的亚快速凝固为：冷却速率为370k/s，所述的人工时效处理为：在180℃保温7h。
39.表3为实施例3步骤(2)获得的铝合金在150℃下加热不同时间的力学性能
40.加热时间/h屈服强度/mpa03441000322
41.实施例4
42.一种al-1.38si-1.08mg-0.15zr-0.10mn合金(按照质量百分比计，由如下组分组成：si：1.38％、mg：1.08％、zr：0.15％、mn：0.10％，不可避免的杂质≤0.20％、余量为al)，其制备方法包括如下步骤：
43.(1)按照合金组分配比，在二氧化碳和六氟化硫保护气下，将纯al、al-si中间合金、al-zr中间合金、al-mn中间合金和纯mg在750℃加热熔化，然后降温至715℃，保温静置20min，然后搅拌、精炼、除气和清渣后，获得铝合金熔液，所述的二氧化碳和六氟化硫体积比为6:1；
44.(2)将步骤(1)获得的铝合金熔液引流到水冷铜辊辊缝中进行亚快速凝固铸轧，水冷铜辊的辊缝间距为3.5mm，水冷铜辊的线速度为7.2m/min，获得铝合金薄带，将铝合金薄带进行阶梯均质化热处理：在450℃保温5h，再在555℃保温5h、冷轧5道次，总压下量75％、再经固溶热处理：在555℃保温30min、淬火和人工时效处理，获得具有高性能、耐高温al-1.38si-1.08mg-0.15zr-0.10mn铝合金，所述的亚快速凝固为：冷却速率为410k/s，所述的人工时效处理为：在190℃保温4h。
45.表4为实施例4步骤(2)获得的铝合金在150℃下加热不同时间的力学性能
46.加热时间/h屈服强度/mpa03531000330
47.实施例5
48.一种al-1.23si-0.97mg-0.20zr-0.05ag合金(按照质量百分比计，由如下组分组成：si：1.23％、mg：0.97％、zr：0.20％、ag：0.05％，不可避免的杂质≤0.20％、余量为al)，其制备方法包括如下步骤：
49.(1)按照合金组分配比，在氩气保护气下，将纯al、al-si中间合金、al-zr中间合金、纯mg和纯ag在750℃加热熔化，然后降温至720℃，保温静置25min，然后搅拌、精炼、除气和清渣后，获得铝合金溶液；
50.(2)将步骤(1)获得的铝合金熔液引流到水冷铜辊辊缝中进行亚快速凝固铸轧，水冷铜辊的辊缝间距为4.5mm，水冷铜辊的线速度为7m/min，获得铝合金薄带，将铝合金薄带进行阶梯均质化热处理：在450℃保温5h，再在560℃保温5h、冷轧6道次，总压下量78％、再经固溶热处理：在560℃保温10min、淬火和人工时效处理，获得具有高性能、耐高温al-1.23si-0.97mg-0.20zr-0.05ag铝合金，所述的亚快速凝固为：冷却速率为350k/s，所述的人工时效处理：在190℃保温3h。
51.表5为实施例5步骤(2)获得的铝合金在150℃下加热不同时间的力学性能
52.加热时间/h屈服强度/mpa03471000325
53.实施例6
54.一种al-1.23si-0.93mg-0.08zr-0.15mn-0.04ag合金(按照质量百分比计，由如下组分组成：si：1.23％、mg：0.93％、zr：0.08％、mn：0.15％、ag：0.04％，不可避免的杂质≤0.20％、余量为al)，其制备方法包括如下步骤：
55.(1)按照合金组分配比，在氩气保护气下，将纯al、al-si中间合金、al-zr中间合金、al-mn中间合金、纯ag和纯mg在760℃加热熔化，然后降温至720℃，保温静置30min，然后搅拌、精炼、除气和清渣后，获得铝合金溶液；
56.(2)将步骤(1)获得的铝合金熔液引流到水冷铜辊辊缝中进行亚快速凝固铸轧，水冷铜辊的轧辊辊缝间距为3.5mm，水冷铜辊的线速度为7.2m/min，获得铝合金薄带，将铝合金薄带进行阶梯均质化热处理：在450℃保温3h，再在550℃保温5h、冷轧5道次，总压下量75％、再经固溶热处理：在560℃保温15min，淬火和人工时效处理，获得具有高性能、耐高温al-1.23si-0.93mg-0.08zr-0.15mn-0.04ag铝合金，所述的亚快速凝固为：冷却速率为410k/s，所述的人工时效处理为：在180℃保温7h；获得的铝合金的晶粒平均直径为～5-9μm、分布均匀；主要析出强化相的平均尺寸：直径～1-1.2nm，长度～10-12nm。与现有技术相比，本发明获得的铝合金的晶粒尺寸细小、分布均匀；主要析出强化相不仅均匀、分散，而且细小。
57.表6为实施例6步骤(2)获得的铝合金在150℃下加热不同时间的力学性能
58.加热时间/h屈服强度/mpa03641000344
59.实施例7
60.一种al-1.22si-0.96mg-0.08zr-0.18mn-0.03ag合金(按照质量百分比计，由如下
组分组成：si：1.22％、mg：0.96％、zr：0.08％、mn：0.18％、ag：0.03％，不可避免的杂质≤0.20％、余量为al)，其制备方法包括如下步骤：
61.(1)按照合金组分配比，在氩气保护气下，将纯al、al-si中间合金、al-zr中间合金、al-mn中间合金、纯ag和纯mg在750℃加热熔化，然后降温至715℃，保温静置30min，然后搅拌、精炼、除气和清渣后，获得铝合金溶液；
62.(2)将步骤(1)获得的铝合金熔液引流到水冷铜辊辊缝中进行亚快速凝固铸轧，水冷铜辊的轧辊辊缝间距为3.2mm，水冷铜辊的线速度为7.6m/min，获得铝合金薄带，将铝合金薄带进行阶梯均质化热处理：在460℃保温3h，再在550℃保温5h、冷轧5道次，总压下量72％、再经固溶热处理：在560℃保温10min，淬火和人工时效处理，获得具有高性能、耐高温al-1.22si-0.96mg-0.08zr-0.18mn-0.03ag铝合金，所述的亚快速凝固为：冷却速率为430k/s，所述的人工时效处理为：在190℃保温3h。
63.表7为实施例7步骤(2)获得的铝合金在150℃下加热不同时间的力学性能
64.加热时间/h屈服强度/mpa03501000327
65.对比例1
66.期刊名称“journal ofalloys and compounds”，年份：2022年，期号：909，文章号：164819，论文作者：qiaoli li等人，题目“precipitate coarsening and mechanical properties in 6082aluminium alloy during long-term thermal exposure”。第2页“2.materials andmethod”第1段：所选用的材料为商业6082(al-mg-si系)铝合金，按照质量百分比计，由如下组分组成：si：1.19％、mg：0.75％、mn：0.68％、fe：0.18％、cr：0.048％、zn：0.032％、cu：0.027％、ti：0.025％、余量为al。商业6082铝合金在540℃下固溶热处理1h、水淬，然后在175℃下时效8h，获得铝合金型材。第3页图3：上述铝合金型材屈服强度～330mpa，经过150℃下加热1000h后屈服强度～255mpa，屈服强度下降～75mpa。
67.通过上述数据可知：对比例1的合金添加量均大于本发明所有实施例的合金添加量，但是对比例1合金的初始力学性能却均低于本发明所有实施例的性能，并且高温长时间放置的稳定性也低于本发明所有的实施例，因此本发明与现有技术相比，取得了显著的技术效果。
68.对比例2
69.期刊名称“materials characterization”，年份：2021年，期号：181，文章号：111464，论文作者：wenyuan gong等人，题目“giantbake hardening response of multi-scale precipitation strengthened al-mg-si-cu-zn alloy via pre-aging treatments”。第2页“2.materials andmethods”第1段：所选用的材料为al-mg-si系铝合金，按照质量百分比计，由如下组分组成：si：1.60％、mg：1.20％、cu：0.20％、zn：3.00％、fe：0.40％、mn：0.50％、ti：0.02％、ni：0.03％、余量为al。上述铝合金经过熔炼、在540℃下热轧、冷轧、在400℃下退火1h、在550℃下固溶热处理8min、水淬、在80～185℃下预时效0～12h、在25℃下自然时效14天、预变形2％、然后在185℃下时效20min获得铝合金型材。第5页“3.4.grain microstructure analysis”：上述铝合金型材平均晶粒尺寸～13μm。第8页表2：上述的铝合金型材的主要析出强化相(β
″
相)的平均尺寸：直径～3.7nm，长度～24.3nm。
70.与本发明实施例6相比，对比例2采用的合金添加量以及si、mg的含量均高于本发明实施例6获得的合金，按照现有技术报道，对于al-mg-si系(6系)合金而言，si、mg的含量越高，将有助于降低晶粒以及析出强化相尺寸，按照现有技术推算，本发明实施例6获得的合金晶粒以及析出强化相尺寸应大于对比例2，但结果却表明：本发明实施例6获得的合金晶粒以及析出强化相尺寸却小于对比例2，因此与现有技术相比，本发明取得了意料不到的技术效果；此外，对比例2采用高温热轧以及多步时效，其中包括在25℃下自然时效14天的长期时效，本发明较对比例节约了合金生产成本并且实现了短流程加工合金，因此本发明与现有技术相比，节约了生产成本。
71.综上：与现有技术相比，本发明通过合金组分之间的相互作用以及工艺的协同作用，使得最终获得的合金具有比现有技术更加细小、均匀分布的析出强化相；此外，与现有技术相比，合金在室温或高温处理条件下还能够具有较高的力学性能，即使在150℃下加热1000h后，也能获得比现有技术性能更加优异的合金。
技术领域
1.本发明属于铝合金制备技术领域，具体涉及一种高性能、耐高温al-mg-si系铝合金及其制备方法。
背景技术：
2.al-mg-si系(6系)铝合金具有低密度、优良加工性能和机械性能以及高耐腐蚀性能等特性，是交通运输领域的零部件制造中最广泛且不可或缺的一类有色金属结构材料。随着铝合金在汽车应用领域的需求增多，对铝合金的性能和工作环境提出了更高的要求。
3.国内外主要汽车厂商对各自车用铝合金产品的长期热稳定性制定了相应的标准。目前应用在汽车发动机周围零部件的铝合金的标准要求是：在150℃加热1000h后，屈服强度≥305mpa。但现有技术生产的al-mg-si系铝合金型材在150℃加热1000h后，屈服强度通常为250-275mpa。
4.例如，专利cn111014332b公布了“具有高长期热稳定性的6系高合金成分及制备方法”该专利公布的6系铝合金，其组分的质量百分比为：si：0.65％，fe：0.10％，cu：0.08％，mn：0.23％，mg：0.58％，v：0.09％；cr：0.17％；ti：0.07％；不可避免的杂质总和：0.03％；余量为al。上述铝合金的制备方法包括：熔炼、均质、挤压、淬火、拉伸矫直和双级人工时效。上述合金的屈服强度为278mpa，再经过150℃加热1000h后，其屈服强度降至251mpa，屈服强度下降27mpa。li等人发表的题为“precipitate coarsening and mechanical properties in 6082aluminium alloy during long-term thermal exposure”的期刊论文中，所选用的材料为商业6082铝合金，其组分的质量百分比为：si：1.19％、mg：0.75％、mn：0.68％、fe：0.18％、cr：0.048％、zn：0.032％、cu：0.027％、ti：0.025％、余量为al。上述商业6082铝合金经过固溶、淬火和人工时效后，屈服强度虽然可达～330mpa，但在150℃加热1000h后，屈服强度仅有～255mpa，屈服强度下降～75mpa。
5.综上，现有技术生产的al-mg-si系铝合金无法同步实现高性能以及高温长时间稳定性，即初始铝合金性能较高，但经过150℃加热1000h后却使得材料的性能显著降低、热稳定性不佳，导致了材料受热变形失效，使用寿命大幅度降低，难以满足铝合金在加热环境下的长期使用，很难达到客户的要求和满足当今市场的需求；此外，现有技术公开了铝合金经过150℃加热1000h后将使得合金性能显著降低，这也是目前难以解决的技术难题。
6.因此，如何有效抑制长时间高温放置al-mg-si系铝合金屈服强度的降低，获得高性能、耐高温al-mg-si系铝合金是目前亟待解决的技术问题。
技术实现要素：
7.为了解决上述技术难题，本发明提供了一种高性能、耐高温al-mg-si系铝合金，合金按质量百分比计，由以下成分组成：mg：0.91-1.10％；si：1.21-1.4％；mn：0-0.2％；zr：0-0.2％；ag：0-0.05％；不可避免的杂质总和≤0.20％；余量为al；所述铝合金的制备方法包括如下步骤：
8.(1)在保护气体下，将纯al、al-si中间合金、al-zr中间合金、al-mn中间合金、纯ag和纯mg依次加入到熔炼炉中加热熔化，然后降温，再进行保温处理，再经搅拌、精炼、除气和清渣后获得铝合金熔液，所述的加热熔化温度为：700-780℃，保温处理为：在700-750℃保温10-60min；
9.(2)将步骤(1)获得的铝合金熔液引流到水冷铜辊辊缝中进行亚快速凝固铸轧后，再经阶梯均质化热处理、多道次冷轧、固溶热处理、淬火、人工时效处理后，获得高性能、耐高温al-mg-si系铝合金。
10.进一步地，步骤(1)所述的保护气体为氩气或二氧化碳和六氟化硫的混合气体；所述的二氧化碳和六氟化硫的体积比85-90:15-10。
11.进一步地，步骤(1)所述的加热熔化温度为：740-760℃。
12.进一步地，步骤(1)所述的保温处理为：在710-730℃保温15-40min。
13.进一步地，步骤(2)所述的水冷铜辊的辊缝间距为2-4.5mm，水冷铜辊的线速度为5-15m/min，所述的亚快速凝固为：冷却速率为300-500k/s。
14.进一步地，步骤(2)所述的阶梯均质化热处理为：在450-460℃保温2-5h，再在540-560℃保温2-5h。
15.进一步地，步骤(2)所述的多道次冷轧为：4-8道次冷轧，总压下量为65-80％。
16.进一步地，步骤(2)所述的固溶热处理为：在550-560℃保温5-30min。
17.进一步地，步骤(2)所述的人工时效处理为：在175-190℃保温3-8h。
18.本发明与目前现有技术相比具有以下特点：
19.(1)与现有技术相比，本发明通过合金组分之间的相互作用以及工艺的协同作用，使得al-mg-si系铝合金具备较高的力学性能，并且在长期加热条件下也能够保持较高的力学性能，可广泛应用于汽车零部件制造领域，并降低生产成本。现有技术难以解决的技术难题为：一是现有技术为了获得高性能的al-mg-si系铝合金，通常采用在制备合金过程中加入细化剂细化第二相的方式来提高材料强度，这将显著提高合金的生产成本；二是现有技术获得的al-mg-si系铝合金的析出强化第二相主要为β相(mg2si)，该相的尺寸一般较大并且分布较宽(平均直径：100nm-5μm)，这将导致材料的初始屈服强度并不高，另外，为了抑制al-mg-si系合金在高温长时间处理过程中屈服强度的降低，通常策略是抑制β相的进一步粗化。
20.(2)本发明的创造性在于：本发明通过合金组分之间的相互作用以及工艺的协同作用，省略了细化剂的添加，使得al-mg-si系铝合金主要以比现有技术更加细小的β
″
相(mg5si6)为主要析出强化第二相，但该相在长期加热的环境下，将会发生溶解和粗化，进一步转化为β'相(mg9si5)和β相(mg2si)，这将导致合金的强度大幅度降低；而本发明突破了现有技术的瓶颈，有效避免了β
″
相的溶解和粗化并且抑制了β
″
相向β'相和β相转化。并通过元素之间的相互作用以及工艺的协同作用取得如下优异效果：一是形成了更加细小、均匀弥散、尺寸分布较窄的析出强化相β"(mg5si6)：平均尺寸为：直径～1-1.2nm，长度～10-12nm，使得合金具有较高的力学性能；二是有效抑制了β
″
相向β'相和β相转化，保证了合金初始力学性能较高的同时，使合金在长时间高温放置下仍能保持较好的力学性能。综上，本发明在未加入细化剂的情况下，有效降低了合金的生产成本，并且通过元素之间的相互作用，形成了细小、均匀弥散、尺寸分布较窄的析出强化相β"相，有效提高了材料的初始力学性能以及
在长时间高温放置下仍能保持较高的力学性能。
21.(3)本发明通过合金组分之间的相互作用以及工艺的协同作用，使得本发明与现有技术相比具有如下优势：本发明获得的al-mg-si系铝合金微观组织具有更加细小、均匀分布的析出强化相β"(平均尺寸：直径～1-1.2nm，长度～10-12nm)。本发明获得的铝合金不仅能取得较高的力学性能，其中屈服强度≥333mpa，而且在长时间高温放置下仍能保持较好的力学性能，在150℃加热1000h后仍能保持稳定的力学性能，屈服强度≥312mpa。
具体实施方式
22.下面结合实施例对本发明作进一步的详细描述。
23.实施例1
24.一种al-1.35si-0.91mg合金(按照质量百分比计，由如下成分组成：si：1.35％、mg：0.91％，不可避免的杂质≤0.20％、余量为al)，其制备方法包括如下步骤：
25.(1)按照合金组分配比，在二氧化碳和六氟化硫保护气下，将纯al、al-si中间合金和纯mg在750℃加热熔化，然后降温至710℃，保温静置15min，然后搅拌、精炼、除气和清渣后，获得铝合金熔液，所述的二氧化碳和六氟化硫体积比为6:1；
26.(2)将步骤(1)获得的铝合金熔液引流到水冷铜辊辊缝中进行亚快速凝固铸轧，水冷铜辊的辊缝间距为3mm，水冷铜辊的线速度为7.2m/min，获得铝合金薄带，将铝合金薄带进行阶梯均质化热处理：在450℃保温2h，再在550℃保温2h、冷轧5道次，总压下量70％、再经固溶热处理：在550℃保温5min、淬火和人工时效处理，获得具有高性能、耐高温al-1.35si-0.91mg铝合金，所述的亚快速凝固为：冷却速率为450k/s，所述的人工时效处理为：在175℃保温8h。
27.表1为实施例1步骤(2)获得的铝合金在150℃下加热不同时间的力学性能
28.加热时间/h屈服强度/mpa03331000312
29.实施例2
30.一种al-1.21si-0.92mg-0.05zr-0.20mn合金(按照质量百分比计，由如下成分组成：si：1.21％、mg：0.92％、zr：0.05％、mn：0.20％，不可避免的杂质≤0.20％、余量为al)，其制备方法包括如下步骤：
31.(1)按照合金组分配比，在氩气保护气下，将纯al、al-si中间合金、al-zr中间合金、al-mn中间合金和纯mg在745℃加热熔化，然后降温至710℃，保温静置20min，然后搅拌、精炼、除气和清渣后，获得铝合金熔液；
32.(2)将步骤(1)获得的铝合金熔液引流到水冷铜辊辊缝中进行亚快速凝固铸轧，水冷铜辊的辊缝间距为3.5mm，水冷铜辊的线速度为7.2m/min，获得铝合金薄带，将铝合金薄带进行阶梯均质化热处理：在450℃保温2h，再在550℃保温2h、冷轧5道次，总压下量72％、再经固溶热处理：在550℃保温10min，淬火和人工时效处理，获得具有高性能、耐高温al-1.21si-0.92mg-0.05zr-0.20mn铝合金，所述的亚快速凝固为：冷却速率为410k/s，所述的人工时效处理为：在180℃保温5h。
33.表2为实施例2步骤(2)获得的铝合金在150℃下加热不同时间的力学性能
34.加热时间/h屈服强度/mpa03401000319
35.实施例3
36.一种al-1.35si-0.99mg-0.08zr合金(按照质量百分比计，由如下组分组成：si：1.35％、mg：0.99％、zr：0.08％，不可避免的杂质≤0.20％、余量为al)，其制备方法包括如下步骤：
37.(1)按照合金组分配比，在二氧化碳和六氟化硫保护气下，将纯al、al-si中间合金、al-zr中间合金和纯mg在750℃加热熔化，然后降温至715℃，保温静置20min，然后搅拌、精炼、除气和清渣后，获得铝合金熔液，所述的二氧化碳和六氟化硫体积比为6:1；
38.(2)将步骤(1)获得的铝合金熔液引流到水冷铜辊辊缝中进行亚快速凝固铸轧，水冷铜辊的辊缝间距为4mm，水冷铜辊的线速度为7m/min，获得铝合金薄带，将铝合金薄带进行阶梯均质化热处理：在450℃保温2h，再在550℃保温3h、冷轧6道次，总压下量75％、再经固溶热处理：在550℃保温10min，淬火和人工时效处理，获得具有高性能、耐高温al-1.35si-0.99mg-0.08zr铝合金，所述的亚快速凝固为：冷却速率为370k/s，所述的人工时效处理为：在180℃保温7h。
39.表3为实施例3步骤(2)获得的铝合金在150℃下加热不同时间的力学性能
40.加热时间/h屈服强度/mpa03441000322
41.实施例4
42.一种al-1.38si-1.08mg-0.15zr-0.10mn合金(按照质量百分比计，由如下组分组成：si：1.38％、mg：1.08％、zr：0.15％、mn：0.10％，不可避免的杂质≤0.20％、余量为al)，其制备方法包括如下步骤：
43.(1)按照合金组分配比，在二氧化碳和六氟化硫保护气下，将纯al、al-si中间合金、al-zr中间合金、al-mn中间合金和纯mg在750℃加热熔化，然后降温至715℃，保温静置20min，然后搅拌、精炼、除气和清渣后，获得铝合金熔液，所述的二氧化碳和六氟化硫体积比为6:1；
44.(2)将步骤(1)获得的铝合金熔液引流到水冷铜辊辊缝中进行亚快速凝固铸轧，水冷铜辊的辊缝间距为3.5mm，水冷铜辊的线速度为7.2m/min，获得铝合金薄带，将铝合金薄带进行阶梯均质化热处理：在450℃保温5h，再在555℃保温5h、冷轧5道次，总压下量75％、再经固溶热处理：在555℃保温30min、淬火和人工时效处理，获得具有高性能、耐高温al-1.38si-1.08mg-0.15zr-0.10mn铝合金，所述的亚快速凝固为：冷却速率为410k/s，所述的人工时效处理为：在190℃保温4h。
45.表4为实施例4步骤(2)获得的铝合金在150℃下加热不同时间的力学性能
46.加热时间/h屈服强度/mpa03531000330
47.实施例5
48.一种al-1.23si-0.97mg-0.20zr-0.05ag合金(按照质量百分比计，由如下组分组成：si：1.23％、mg：0.97％、zr：0.20％、ag：0.05％，不可避免的杂质≤0.20％、余量为al)，其制备方法包括如下步骤：
49.(1)按照合金组分配比，在氩气保护气下，将纯al、al-si中间合金、al-zr中间合金、纯mg和纯ag在750℃加热熔化，然后降温至720℃，保温静置25min，然后搅拌、精炼、除气和清渣后，获得铝合金溶液；
50.(2)将步骤(1)获得的铝合金熔液引流到水冷铜辊辊缝中进行亚快速凝固铸轧，水冷铜辊的辊缝间距为4.5mm，水冷铜辊的线速度为7m/min，获得铝合金薄带，将铝合金薄带进行阶梯均质化热处理：在450℃保温5h，再在560℃保温5h、冷轧6道次，总压下量78％、再经固溶热处理：在560℃保温10min、淬火和人工时效处理，获得具有高性能、耐高温al-1.23si-0.97mg-0.20zr-0.05ag铝合金，所述的亚快速凝固为：冷却速率为350k/s，所述的人工时效处理：在190℃保温3h。
51.表5为实施例5步骤(2)获得的铝合金在150℃下加热不同时间的力学性能
52.加热时间/h屈服强度/mpa03471000325
53.实施例6
54.一种al-1.23si-0.93mg-0.08zr-0.15mn-0.04ag合金(按照质量百分比计，由如下组分组成：si：1.23％、mg：0.93％、zr：0.08％、mn：0.15％、ag：0.04％，不可避免的杂质≤0.20％、余量为al)，其制备方法包括如下步骤：
55.(1)按照合金组分配比，在氩气保护气下，将纯al、al-si中间合金、al-zr中间合金、al-mn中间合金、纯ag和纯mg在760℃加热熔化，然后降温至720℃，保温静置30min，然后搅拌、精炼、除气和清渣后，获得铝合金溶液；
56.(2)将步骤(1)获得的铝合金熔液引流到水冷铜辊辊缝中进行亚快速凝固铸轧，水冷铜辊的轧辊辊缝间距为3.5mm，水冷铜辊的线速度为7.2m/min，获得铝合金薄带，将铝合金薄带进行阶梯均质化热处理：在450℃保温3h，再在550℃保温5h、冷轧5道次，总压下量75％、再经固溶热处理：在560℃保温15min，淬火和人工时效处理，获得具有高性能、耐高温al-1.23si-0.93mg-0.08zr-0.15mn-0.04ag铝合金，所述的亚快速凝固为：冷却速率为410k/s，所述的人工时效处理为：在180℃保温7h；获得的铝合金的晶粒平均直径为～5-9μm、分布均匀；主要析出强化相的平均尺寸：直径～1-1.2nm，长度～10-12nm。与现有技术相比，本发明获得的铝合金的晶粒尺寸细小、分布均匀；主要析出强化相不仅均匀、分散，而且细小。
57.表6为实施例6步骤(2)获得的铝合金在150℃下加热不同时间的力学性能
58.加热时间/h屈服强度/mpa03641000344
59.实施例7
60.一种al-1.22si-0.96mg-0.08zr-0.18mn-0.03ag合金(按照质量百分比计，由如下
组分组成：si：1.22％、mg：0.96％、zr：0.08％、mn：0.18％、ag：0.03％，不可避免的杂质≤0.20％、余量为al)，其制备方法包括如下步骤：
61.(1)按照合金组分配比，在氩气保护气下，将纯al、al-si中间合金、al-zr中间合金、al-mn中间合金、纯ag和纯mg在750℃加热熔化，然后降温至715℃，保温静置30min，然后搅拌、精炼、除气和清渣后，获得铝合金溶液；
62.(2)将步骤(1)获得的铝合金熔液引流到水冷铜辊辊缝中进行亚快速凝固铸轧，水冷铜辊的轧辊辊缝间距为3.2mm，水冷铜辊的线速度为7.6m/min，获得铝合金薄带，将铝合金薄带进行阶梯均质化热处理：在460℃保温3h，再在550℃保温5h、冷轧5道次，总压下量72％、再经固溶热处理：在560℃保温10min，淬火和人工时效处理，获得具有高性能、耐高温al-1.22si-0.96mg-0.08zr-0.18mn-0.03ag铝合金，所述的亚快速凝固为：冷却速率为430k/s，所述的人工时效处理为：在190℃保温3h。
63.表7为实施例7步骤(2)获得的铝合金在150℃下加热不同时间的力学性能
64.加热时间/h屈服强度/mpa03501000327
65.对比例1
66.期刊名称“journal ofalloys and compounds”，年份：2022年，期号：909，文章号：164819，论文作者：qiaoli li等人，题目“precipitate coarsening and mechanical properties in 6082aluminium alloy during long-term thermal exposure”。第2页“2.materials andmethod”第1段：所选用的材料为商业6082(al-mg-si系)铝合金，按照质量百分比计，由如下组分组成：si：1.19％、mg：0.75％、mn：0.68％、fe：0.18％、cr：0.048％、zn：0.032％、cu：0.027％、ti：0.025％、余量为al。商业6082铝合金在540℃下固溶热处理1h、水淬，然后在175℃下时效8h，获得铝合金型材。第3页图3：上述铝合金型材屈服强度～330mpa，经过150℃下加热1000h后屈服强度～255mpa，屈服强度下降～75mpa。
67.通过上述数据可知：对比例1的合金添加量均大于本发明所有实施例的合金添加量，但是对比例1合金的初始力学性能却均低于本发明所有实施例的性能，并且高温长时间放置的稳定性也低于本发明所有的实施例，因此本发明与现有技术相比，取得了显著的技术效果。
68.对比例2
69.期刊名称“materials characterization”，年份：2021年，期号：181，文章号：111464，论文作者：wenyuan gong等人，题目“giantbake hardening response of multi-scale precipitation strengthened al-mg-si-cu-zn alloy via pre-aging treatments”。第2页“2.materials andmethods”第1段：所选用的材料为al-mg-si系铝合金，按照质量百分比计，由如下组分组成：si：1.60％、mg：1.20％、cu：0.20％、zn：3.00％、fe：0.40％、mn：0.50％、ti：0.02％、ni：0.03％、余量为al。上述铝合金经过熔炼、在540℃下热轧、冷轧、在400℃下退火1h、在550℃下固溶热处理8min、水淬、在80～185℃下预时效0～12h、在25℃下自然时效14天、预变形2％、然后在185℃下时效20min获得铝合金型材。第5页“3.4.grain microstructure analysis”：上述铝合金型材平均晶粒尺寸～13μm。第8页表2：上述的铝合金型材的主要析出强化相(β
″
相)的平均尺寸：直径～3.7nm，长度～24.3nm。
70.与本发明实施例6相比，对比例2采用的合金添加量以及si、mg的含量均高于本发明实施例6获得的合金，按照现有技术报道，对于al-mg-si系(6系)合金而言，si、mg的含量越高，将有助于降低晶粒以及析出强化相尺寸，按照现有技术推算，本发明实施例6获得的合金晶粒以及析出强化相尺寸应大于对比例2，但结果却表明：本发明实施例6获得的合金晶粒以及析出强化相尺寸却小于对比例2，因此与现有技术相比，本发明取得了意料不到的技术效果；此外，对比例2采用高温热轧以及多步时效，其中包括在25℃下自然时效14天的长期时效，本发明较对比例节约了合金生产成本并且实现了短流程加工合金，因此本发明与现有技术相比，节约了生产成本。
71.综上：与现有技术相比，本发明通过合金组分之间的相互作用以及工艺的协同作用，使得最终获得的合金具有比现有技术更加细小、均匀分布的析出强化相；此外，与现有技术相比，合金在室温或高温处理条件下还能够具有较高的力学性能，即使在150℃下加热1000h后，也能获得比现有技术性能更加优异的合金。
再多了解一些
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