CN103789583B - 快速时效响应型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金及其制备方法 - Google Patents

快速时效响应型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN103789583B
CN103789583B CN201410030681.6A CN201410030681A CN103789583B CN 103789583 B CN103789583 B CN 103789583B CN 201410030681 A CN201410030681 A CN 201410030681A CN 103789583 B CN103789583 B CN 103789583B
Authority
CN
China
Prior art keywords
alloy
preparation
response characteristic
quick aging
aging response
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
CN201410030681.6A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103789583A (zh
Inventor
郭明星
庄林忠
张济山
胡晓倩
张巧霞
崔莉
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
University of Science and Technology Beijing USTB
Original Assignee
University of Science and Technology Beijing USTB
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by University of Science and Technology Beijing USTB filed Critical University of Science and Technology Beijing USTB
Priority to CN201410030681.6A priority Critical patent/CN103789583B/zh
Publication of CN103789583A publication Critical patent/CN103789583A/zh
Priority to PCT/CN2014/092698 priority patent/WO2015109893A1/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103789583B publication Critical patent/CN103789583B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/18—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with zinc
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)
  • Investigating And Analyzing Materials By Characteristic Methods (AREA)

Abstract

本发明提出一种具有快速时效响应的新型Al-Mg-Si-Cu-Zn系列合金及其制备方法，该合金充分利用Al-Mg-Si和Al-Zn-Mg-Cu系合金的主要强化相Mg2Si、MgZn2及其过渡相协同析出和协同强化作用，使该新型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金在时效过程中表现出优异的快速时效响应特性。由于Mg、Si、Cu和Zn元素的同时添加，特别是元素Zn的添加，使得常规Al-Mg-Si-Cu系合金自然时效恶化效应得到一定抑制，经一定温度预时效处理后发明合金强度较低且室温稳定性较好，有利于合金板材的后续冲压成形；预时效态合金再经高温时效处理后强度可以得到大幅度提高，经185℃20min短时人工时效最高强度增量将近150MPa，远高于传统的AA6016和AA6111合金的。此快速时效响应特性不仅适应用于汽车外板的制备还适应用于对合金板材时效析出速度有特定要求的相关领域。

Description

快速时效响应型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金及其制备方法
技术领域
本发明属于铝合金技术领域，涉及一种可工业化应用的新型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金及其制备方法，特别针对汽车领域急需的具有快速时效响应特性的铝合金而开发，可以保证汽车轻量化车身外板用铝合金对高成形性能和高烤漆硬化性能的双重要求。
背景技术
近年来随着汽车轻量化进程的不断加快，汽车用铝合金板材的开发和相关研究也取得较大进展，特别由于铝合金兼具有低密度、高强度、耐腐蚀以及高的成形性能等优点，其在汽车轻量化过程中的应用也得到快速增加。典型的汽车车身板用铝合金有2xxx、5xxx和6xxx系合金，其中6xxx系合金常见的有AA6009、AA6010、AA6016、AA6111和AA6022等。
虽然可热处理Al-Mg-Si系合金综合性能较好，但是研究和应用过程中均发现，该系合金如果直接经500～570℃固溶淬火处理后进行冲压成形，其成形性能较好。但是实际生产过程中大部分均需要将板材运送到汽车生产厂家进行后续的冲压成形，这期间合金板材在自然放置过程中会发生一定程度的强度上升，进而会降低合金板材的成形性能以及后续的烤漆硬化性能，此现象即所谓的自然时效恶化效应。因此，目前汽车用6xxx系铝合金制备过程中普遍采用的制备工艺如下：合金熔炼铸造→均匀化→热轧→冷轧→固溶→预时效（T4P处理）→冲压成形→刷漆→170-185℃的烤漆处理等工序。由于汽车板材制备的特殊性，这就必然期望合金在成形之前的T4P态具有较低的强度，而在烤漆过程中合金强度能够得到大幅度提升（即T8X态），这样可以保证合金板材具有较好的抗凹陷能力等，因此合金成分设计和热处理工艺开发是解决这一问题的关键途径。
在过去这些年针对如何提高合金烤漆硬化性能，无论从新合金设计，如优化Mg/Si、Cu含量，还是预时效工艺优化等方面已经进行了大量研究，如专利US6267922B1，US6117252，EP1967599A1以及CN818123A等专利，但是合金烤漆硬化增量仍然不够理想，即使商用AA6016和AA6111合金的烤漆硬化增量也仅为80MPa左右。因此，大幅度提高合金时效响应速度不仅对于汽车用铝合金烤漆硬化性能的进一步提高以及汽车轻量化进程的加快具有重要意义，而且对于新型铝合金的开发也具有重要指导意义。
考虑到降低溶质元素Mg、Si、Cu以及Fe含量等可以降低T4态合金强度进而提高合金的成形性能，但是Mg、Si和Cu元素的降低同时也会降低合金的烤漆硬化能力。此外，考虑到MgZn2强化相可以大幅度提高Al-Zn-Mg-Cu系合金的强度，因此如果能够同时利用Al-Mg-Si和Al-Zn-Mg-Cu系合金的两种主要强化相Mg2Si和MgZn2或者其过渡相作为新型Al-Mg-Si系合金的强化相，实现多相协同析出进而实现多相协同强化的目的，所开发的合金一定会表现出非常优异的快速时效响应特性。本发明就是根据这一设计思想而进行新合金成分设计和工艺开发的。
发明内容
本发明为了克服现有技术的不足，针对常规Al-Mg-Si系合金时效响应速度和时效硬化性能不够理想的特点，开发一种具有快速时效响应特性的新型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金，充分利用Mg2Si和MgZn2多相协同析出和协同强化从而使合金综合性能得到大幅度提高。该发明合金特别适合应用于汽车车身外板用铝合金的制造，使车身外板冲压成形后具有优异的烤漆硬化性能。
本发明通过成分设计和优化首先对具有多相组织的Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金的成分范围进行选择，然后通过熔炼铸造等工序制备所设计合金并对其时效析出行为进行研究，最终确定具有快速时效响应的新型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金成分。具体的制备工艺如下：FactSage相图计算→Al-Mg-Si系合金成分选择→合金配制和熔炼铸造→铸锭均匀化→热轧变形→中间退火→冷轧变形→固溶淬火→多级时效处理。
本发明的第一目的在于提出的一种具有快速时效响应特性的新型Al-Mg-Si-Cu-Zn系列铝合金，其特征是在于该合金的化学成分及其质量百分比含量为：Zn:0.10～3.7wt%，Mg0.3～1.2wt%，Si0.3～1.2wt%，Cu0.05～0.7wt%，Fe≤0.3wt%，Mn≤0.3wt%，Cr≤0.2wt%，Ti≤0.2wt%，余量为Al。
优选地，其化学成分的Zn、Si和Cu含量范围分别为：Zn0.4～3.5wt%,Si0.8～1.1wt%，Cu0.15～0.35wt%。
优选地，其化学成分Mg、Si的Mg/Si质量比范围为0.5～1。
本发明的第二目的在于提出一种上述具有快速时效响应特性的新型Al-Mg-Si-Cu-Zn系列铝合金的制备方法，所述制备方法包括以下步骤：
步骤一、熔炼铸造；
步骤二、双级均匀化；
步骤三、热轧变形；
步骤四、中间退火；
步骤五、冷轧变形；
步骤六、540℃以上的固溶处理；
步骤七、水淬处理；
步骤八、多级时效处理。
优选地，所述步骤二的双级均匀化具体为：将熔炼铸造后的合金试样以20～40℃/h升温速率开始从室温升温到470～485℃保温2～5h，然后再以20～40℃/h继续升温到545～555℃保温14～20h，最后再以20～40℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出。
优选地，所述步骤三的热轧变形具体为：开轧温度在545～555℃，热轧总变形量＞90%，终轧温度≥300℃；
优选地，所述步骤四的中间退火具体为，将热轧变形后的合金试样直接放入350～450℃的热处理炉中进行1～3h的中间退火，然后空冷。
优选地，所述步骤五的冷轧变形的冷轧总变形量处于50%～75%之间，道次压下量处于15%～25%之间。
优选地，所述步骤六的540℃以上的固溶处理具体为：在盐浴炉中进行545～555℃/1-6min的固溶处理；所述步骤七的水淬处理是将固溶处理后的合金试样直接进行水淬。
优选地，所述步骤八的多级时效处理是将水淬处理后的合金试样在2～5min内转移到预时效炉中进行70-140℃/9-15h的预时效处理，然后再在室温放置14天，最后进行185℃人工时效；或是将水淬处理后的合金试样在2～5min内转移到70-140℃预时效炉中以1-15℃/h的降温速率降温到20～40℃取出，然后再在室温放置14天，最后进行185℃人工时效。
通过采用上述的技术方案，本发明具有如下优越性：本发明的新型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金可以充分利用基体内的各主要合金元素Mg、Si、Cu和Zn元素之间的相互作用，通过合适的热处理调控使得多种强化相协同析出，最终合金基体内均匀弥散分布有大量不同种类的强化相使合金在较短的时效时间内即可获得较大幅度的强度提高，即实现所谓的快速时效响应特性。本发明合金非常适合应用于目前研究较多的汽车用铝合金外板材料的进一步开发和生产等。
附图说明
图1几种新型铝合金固溶淬火后直接进行人工时效的硬度变化规律。
图2几种新型铝合金固溶淬火后直接进行自然时效的硬度变化规律。
图3几种新型铝合金固溶淬火后经自然时效14天后的DSC分析结果。
图4几种新型铝合金固溶淬火后经自然时效14天后再经185℃人工时效的硬度变化规律。
图5几种新型铝合金经预时效处理后在自然时效过程中的硬度变化规律。
图6几种新型铝合金经预时效+自然时效14天后的DSC分析结果。
图7几种新型铝合金经预时效+自然时效14天后再在185℃时效的硬度变化规律。
图8T4P态5#合金以10℃/min升温到250℃时的TEM显微组织。
具体实施方式
下面结合具体实施方案对本发明做进一步的补充和说明。
原材料分别采用99.9wt%的高纯铝、工业纯Mg、工业纯Zn、中间合金Al-20wt%Si、Al-50wt%Cu、Al-20wt%Fe、Al-10wt%Mn等。在电阻炉中的具体熔炼过程为，首先将纯铝全部加入坩埚，将炉温设定在850℃，待纯铝熔化后加入Al-20wt%Si、Al-50wt%Cu、Al-20wt%Fe、Al-10wt%Mn中间合金，并加入覆盖剂（50wt%NaCl+50wt%KCl）；继续加热熔体，待中间合金熔化，熔体温度达到750℃后对其进行搅拌使溶质元素混合均匀，然后在750℃保温30min后设定炉温使熔体降温到710℃，然后向熔体中加入纯Zn和纯Mg，并充分搅拌使其彻底溶解；待熔体温度再次达到730℃时取样分析成分，如果成分测量值低于设计值，根据烧损情况适当添加一定量的中间合金，如果成分测量值高于设计值，根据过量值适当添加一定量的金属纯铝进行稀释；继续待熔体升至740℃后扒渣、加入精炼剂进行除气精炼；然后将熔体温度降至约720℃时加入Al-5wt%Ti-1wt%B晶粒细化剂并进行适当搅拌，最后在此温度保温10min后将熔体浇铸到四周水冷的钢模内。实施发明合金的具体化学成分见表1。
表1实施发明合金化学成分（质量百分数，wt%）
Mg Si Cu Fe Mn Zn Cr Ti Al
1# 0.6 0.9 0.2 0.1 0.07 0 ≤0.2wt% ≤0.01wt% 余量
2# 0.6 0.9 / 0.1 0.07 3.0 ≤0.2wt% ≤0.01wt% 余量3 -->
3# 0.6 0.9 0.2 0.1 0.07 0.5 ≤0.2wt% ≤0.01wt% 余量
4# 0.6 0.9 0.2 0.1 0.07 1.5 ≤0.2wt% ≤0.01wt% 余量
5# 0.6 0.9 0.2 0.1 0.07 3.0 ≤0.2wt% ≤0.01wt% 余量
发明合金铸锭在循环空气炉中进行均匀化处理，处理工艺为：将合金铸锭放入循环空气炉内，打开电源，以20～70℃/h升温速率开始升温，待温度达到460～490℃保温1～7h，然后再以20～70℃/h继续升温到540～560℃保温10～25h，然后再以20～70℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样；然后对铸锭进行热轧变形→中间退火→冷轧变形，为了更好地优化成分，一部分试样直接取自均匀化态，一部分取自冷轧态，然后将切取的块状试样放入540～560℃的盐浴炉中进行1-10min的固溶处理，随后进行水淬处理。最后对淬火试样进行单级或多级时效处理，并对其进行DSC分析、显微硬度和拉伸性能测量分析合金析出行为和快速时效响应的变化情况。具体的实施方式如下：
实施例1
从实施发明合金1#、2#和5#经熔炼铸造后，对其进行均匀化处理，处理工艺为：以20～40℃/h升温速率开始升温，待温度达到470～485℃保温2～5h，然后再以20～40℃/h继续升温到545～555℃保温14～20h，然后再以20～40℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样。然后再在均匀化处理后的块体材料上直接切取试样置于盐浴炉中进行545～555℃/1-6min固溶处理（即在545～555℃的盐浴炉中进行1-6min的固溶处理）和水淬处理，随后直接放入185℃时效炉中进行不同时间的人工时效，比较各种合金的时效析出行为（详见图1所示）。
实施例2
从实施发明合金1#、2#、3#、4#和5#经熔炼铸造后，对其进行均匀化处理，处理工艺为：以20～40℃/h升温速率开始升温，待温度达到470～485℃保温2～5h，再以20～40℃/h继续升温到545～555℃保温14～20h，然后再以20～40℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样。随后再在均匀化处理后的块体材料上直接切取试样置于盐浴炉中进行545～555℃/1-6min固溶和水淬处理，然后直接在室温状态下进行自然时效，测量合金硬度随自然时效时间的变化规律（详见图2所示）。此外还对14天自然时效态试样进行DSC分析，具体实施方案为：切出直径3mm×1mm，质量约为15mg的圆片，利用差示扫描量热仪Q2000（DSC）进行差热分析，用高纯Al作为标样，以10℃/min的加热速率从20℃加热到400℃。据此进一步掌握不同成分合金的时效析出行为差异（详见图3所示）。
实施例3
从实施发明合金1#、2#、3#、4#和5#经熔炼铸造后，对其进行均匀化处理，处理工艺为：以20～40℃/h升温速率开始升温，待温度达到470～485℃保温2～5h，再以20～40℃/h继续升温到545～555℃保温14～20h，然后再以20～40℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样。随后再在均匀化处理后的块体材料上直接切取试样置于盐浴炉中进行545～555℃/1-6min固溶和水淬处理，然后在室温状态下进行14天自然时效（T4态），最后对自然时效态试样进行185℃不同时间的人工时效处理，测量合金的硬度变化规律（详见图4所示）。
实施例4
从实施发明合金1#、2#、3#、4#和5#经熔炼铸造后，对其进行均匀化处理，处理工艺为：以20～40℃/h升温速率开始升温，待温度达到470～485℃保温2～5h，再以20～40℃/h继续升温到545～555℃保温14～20h，然后再以20～40℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样。随后再在均匀化处理后的块体材料上直接切取试样置于盐浴炉中进行545～555℃/1-6min固溶和水淬处理，然后保证在2～5min内转移到预时效炉中进行70～140℃/9～15h的预时效处理，最后将预时效态试样在室温状态下进行自然时效，测量合金硬度随自然时效时间的变化规律（如图5所示）。此外，为了对比不同成分合金的析出行为差异，还进行了相应的DSC分析，具体实施方案为：切出直径3mm×1mm，质量约为15mg的圆片，利用差示扫描量热仪Q2000（DSC）进行差热分析，用高纯Al作为标样，以10℃/min的加热速率从20℃加热到400℃。相应的DSC曲线见图6所示。
实施例5
从实施发明合金1#、2#、3#、4#和5#经熔炼铸造后，对其进行均匀化处理，处理工艺为：以20～40℃/h升温速率开始升温，待温度达到470～485℃保温2～5h，再以20～40℃/h继续升温到545～555℃保温14～20h，然后再以20～40℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样。随后再在均匀化处理后的块体材料上直接切取试样置于盐浴炉中进行545～555℃/1-6min固溶和水淬处理，然后保证在2～5min内转移到预时效炉中进行70-140℃/9-15h的预时效处理，并将预时效态试样在室温状态放置14天使合金性能稳定（即T4P(1)态），最后对T4P(1)态试样进行185℃不同时间的人工时效处理，测量合金的硬度变化规律（详见图7所示）。
实施例6
从实施发明合金1#、2#、3#、4#和5#经熔炼铸造后，对其进行均匀化处理，处理工艺为：以20～40℃/h升温速率开始升温，待温度达到470～485℃保温2～5h，再以20～40℃/h继续升温到545～555℃保温14～20h，然后再以20～40℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样。随后再在均匀化处理后的块体材料上直接切取试样置于盐浴炉中进行545～555℃/1-6min固溶和水淬处理，然后保证在2～5min内转移到70-140℃预时效炉中以1-15℃/h的降温速率降温到20～40℃取出，并将预时效态试样在室温状态放置14天使合金性能稳定（即T4P(2)态），最后对T4P(2)态试样进行185℃/20min的人工时效处理，测量合金的硬度增量（详见表2所示）。
实施例7
从实施发明合金1#和5#经熔炼铸造后，对其进行均匀化处理，处理工艺为：以20～40℃/h升温速率开始升温，待温度达到470～485℃保温2～5h，再以20～40℃/h继续升温到545～555℃保温14～20h，然后再以20～40℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出试样。均匀化后将铸锭切头铣面，重新加热到545～555℃供热轧，热轧总变形量＞90%，终轧温度≥300℃，热轧终轧厚度为4.0mm；对热轧后的板材进行350-450℃/1-3h的退火处理，然后将其冷轧到1mm厚，道次压下量处于15～25%，总变形量为75%；对冷轧后的板材进行545～555℃/1-6min固溶和水淬处理，然后保证在2～5min内转移到70-140℃预时效炉中以1-15℃/h的降温速率降温到20～40℃取出，并将预时效态试样在室温状态放置14天使合金性能稳定（即T4P(2)态），最后对T4P(2)态试样进行185℃/20min的人工时效处理，分别测量T4P(2)态和高温人工时效态合金的拉伸性能（详见表3所示）。
表2不同状态合金经185℃20min时效处理后硬度增量
表3合金板材T4P(2)态和高温人工时效态力学性能
由于合金成分、显微组织以及热处理制度均对Al-Mg-Si系合金的沉淀析出行为有影响，为了消除热加工和冷加工过程中形成的变形组织对合金析出行为的影响，从而保证更好地优化出具有快速时效响应的新型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金成分，不同热处理状态所用合金均取自均匀化处理后的铸锭试样。实施例1-6经不同热处理工艺处理后的Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金硬度变化和相应的DSC曲线如图1-7所示。由图1可以看出，相对于不含Zn的1#合金，无论不含Cu的2#合金还是含Cu的5#合金，固溶淬火后直接进行185℃不同时间的人工时效，其时效析出速度均快于不含Zn的1#合金的，而且峰值硬度也均高于1#合金的。由图2可以看出，无论含Zn还是不含Zn的Al-Mg-Si系合金，固溶淬火态试样在室温放置过程均会发生一定程度的硬度上升最后趋于稳定，不过含1.5wt%Zn的4#合金上升较小。对几种典型合金进行相应的DSC分析可以明显看出，添加一定量Zn的Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金低温析出峰和回溶峰均发生明显变化，特别是当Zn含量添加到3.0wt%时，峰值温度为250℃的β″相析出发生明显的前移，说明即使经自然时效处理后的合金，添加一定量的元素Zn也对主要强化相—β″相的析出具有一定的促进作用。根据实施例3，如果对几种自然时效态合金再进行相应的185℃高温人工时效处理，由图4可以看出，添加元素Zn之后的Al-Mg-Si-Cu系合金高温时效析出速度明显加快，不过随着Zn含量的变化，时效析出速度差异较大，这主要由于各主合金元素含量变化对其相互作用产生影响所致。虽然添加一定量的元素Zn可以加快T4态合金高温时效析出速度，但是该析出速度仍然不够理想。如果对发明合金进行相应的预时效处理（实施例4），几种合金在室温放置过程中性能相对较为稳定，与不含Zn的1#合金类似均不会出现固溶淬火态合金在自然时效过程中的硬度上升现象（如图5所示），而且对T4P态试样进行DSC分析可以发现，低温析出峰均消失，添加元素Zn之后，峰值温度为250℃的β″相析出峰同样发生明显的前移。如果对预时效态合金再加14天自然时效放置的试样进行高温人工时效（实施例5），由图7可以看出，合金添加元素Zn之后高温时效析出速度均有较大程度的增加，特别是2#、3#和5#合金，而且透射电镜下观察含Zn合金很容易析出大量球形沉淀相（如图8所示）。
此外，考虑到具有快速时效响应特性的新型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金更加适合应用于汽车车身用外板合金的制造，因此，可以进一步对比几种合金T4态和T4P态在185℃时效20min的硬度增量（如表2所示）。由表可以看出，T4态的1#合金由于自然时效恶化效应严重，其经185℃/20min时效后甚至出现硬度下降现象，但是添加元素Zn之后，这一现象可以彻底避免。此外，添加元素Zn之后的几种合金，除4#合金之外，其它几种T4P态合金进行185℃20min时效后硬度增量均高于T4P态1#合金的硬度增量，特别是采用实施例6处理后的试样，这进一步说明新型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金经合适的热处理工艺处理后基体内的几种强化相可以实现较好的协同析出而快速强化基体。根据上述结果，再选用部分合金（1#和5#）进行实施例7的进一步对比，由表3可以发现5#合金经185℃/20min的短时人工时效处理，其屈服强度增量将近150MPa，此增量远高于汽车外板常用的AA6016和AA6111合金80MPa左右的增量。
综上所述，本发明通过成分设计和加工热处理工艺优化，对新型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金内各主合金元素Mg、Si、Cu和Zn之间的相互作用进行了很好地调控，使该系合金较常规Al-Mg-Si系合金具有更加优异的快速时效响应特性。此外，新开发的制备工艺不仅可以使合金时效响应速度加快，而且还可以抑制固溶淬火态Al-Mg-Si系合金的自然时效恶化效应，使合金板材具有优异的成形性能和烤漆硬化性能。因此，此发明合金和工艺不仅非常适合应用于汽车轻量化车身外板用铝合金的制造，而且对于其他领域用快速时效响应的新型铝合金的开发、加工和应用也具有一定的指导意义，值得汽车生产厂家和铝合金企业对此发明合金和相关的制备工艺加以重视，使其尽早能够在这一领域得到推广和应用。
尽管已经示出和描述了本发明的实施例，对于本领域的普通技术人员而言，可以理解在不脱离本发明的原理和精神的情况下可以对这些实施例进行多种变化、修改、替换和变型，本发明的范围由所附权利要求及其等同限定。

Claims (9)

1.一种具有快速时效响应特性的Al-Mg-Si-Cu-Zn系列铝合金的制备方法，所述具有快速时效响应特性的Al-Mg-Si-Cu-Zn系列铝合金的化学成分及其质量百分比含量为：Zn:3.0～3.7wt％，Mg0.3～1.2wt％，Si0.3～1.2wt％，Cu0.05～0.7wt％，Fe≤0.3wt％，Mn≤0.3wt％，Cr≤0.2wt％，Ti≤0.2wt％，余量为Al；其特征在于：所述制备方法包括以下步骤：
步骤一、熔炼铸造；
步骤二、双级均匀化；
步骤三、热轧变形；
步骤四、中间退火；
步骤五、冷轧变形；
步骤六、540℃以上的固溶处理；
步骤七、水淬处理；
步骤八、多级时效处理。
2.如权利要求1所述的具有快速时效响应特性的Al-Mg-Si-Cu-Zn系列铝合金的制备方法，其特征是：所述具有快速时效响应特性的Al-Mg-Si-Cu-Zn系列铝合金的化学成分的Zn、Si和Cu含量范围分别为：Zn3.0～3.5wt％,Si0.8～0.9wt％，Cu0.15～0.35wt％。
3.如权利要求1所述的具有快速时效响应特性的Al-Mg-Si-Cu-Zn系列铝合金的制备方法，其特征是：所述具有快速时效响应特性的Al-Mg-Si-Cu-Zn系列铝合金的化学成分的Mg、Si的Mg/Si质量比范围为0.5～0.67。
4.如权利要求1-3任一项所述的具有快速时效响应特性的Al-Mg-Si-Cu-Zn系列铝合金的制备方法，其特征在于：所述步骤二的双级均匀化具体为：将熔炼铸造后的合金试样以20～40℃/h升温速率开始从室温升温到470～485℃保温2～5h，然后再以20～40℃/h继续升温到545～555℃保温14～20h，最后再以20～40℃/h的降温速率随炉降温至100℃时取出。
5.如权利要求1-3任一项所述的具有快速时效响应特性的Al-Mg-Si-Cu-Zn系列铝合金的制备方法，其特征在于：所述步骤三的热轧变形具体为：开轧温度在545～555℃，热轧总变形量＞90％，终轧温度≥300℃。
6.如权利要求1-3任一项所述的具有快速时效响应特性的Al-Mg-Si-Cu-Zn系列铝合金的制备方法，其特征在于：所述步骤四的中间退火具体为，将热轧变形后的合金试样直接放入350～450℃的热处理炉中进行1～3h的中间退火，然后空冷。
7.如权利要求1-3任一项所述的具有快速时效响应特性的Al-Mg-Si-Cu-Zn系列铝合金的制备方法，其特征在于：所述步骤五的冷轧变形的冷轧总变形量处于50％～75％之间，道次压下量处于15％～25％之间。
8.如权利要求1-3任一项所述的具有快速时效响应特性的Al-Mg-Si-Cu-Zn系列铝合金的制备方法，其特征在于：所述步骤六的540℃以上的固溶处理具体为：在盐浴炉中进行545～555℃/1-6min的固溶处理；所述步骤七的水淬处理是将固溶处理后的合金试样直接进行水淬。
9.如权利要求4所述的具有快速时效响应特性的Al-Mg-Si-Cu-Zn系列铝合金的制备方法，其特征在于：所述步骤八的多级时效处理是将水淬处理后的合金试样在2～5min内转移到预时效炉中进行70-140℃/9-15h的预时效处理，然后再在室温放置14天，最后进行185℃人工时效；或是将水淬处理后的合金试样在2～5min内转移到70-140℃预时效炉中以1-15℃/h的降温速率降温到20～40℃取出，然后再在室温放置14天，最后进行185℃人工时效。
CN201410030681.6A 2014-01-22 2014-01-22 快速时效响应型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金及其制备方法 Expired - Fee Related CN103789583B (zh)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201410030681.6A CN103789583B (zh) 2014-01-22 2014-01-22 快速时效响应型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金及其制备方法
PCT/CN2014/092698 WO2015109893A1 (zh) 2014-01-22 2014-12-01 快速时效响应型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201410030681.6A CN103789583B (zh) 2014-01-22 2014-01-22 快速时效响应型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金及其制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103789583A CN103789583A (zh) 2014-05-14
CN103789583B true CN103789583B (zh) 2016-06-08

Family

ID=50665633

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201410030681.6A Expired - Fee Related CN103789583B (zh) 2014-01-22 2014-01-22 快速时效响应型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金及其制备方法

Country Status (2)

Country Link
CN (1) CN103789583B (zh)
WO (1) WO2015109893A1 (zh)

Families Citing this family (33)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103789583B (zh) * 2014-01-22 2016-06-08 北京科技大学 快速时效响应型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金及其制备方法
CN103757507B (zh) * 2014-02-25 2016-04-27 北京科技大学 一种汽车车身外板用高烤漆硬化铝合金材料及其制备方法
CN104313413B (zh) * 2014-10-24 2016-08-24 北京科技大学 一种Al-Mg-Zn系合金及其合金板材的制备方法
EP3540085B1 (en) 2015-01-12 2021-10-20 Novelis Inc. Highly formable automotive aluminum sheet with reduced or no surface roping and a method of preparation
JP2016141841A (ja) * 2015-02-02 2016-08-08 富士ゼロックス株式会社 円筒状支持体、電子写真感光体、プロセスカートリッジ、画像形成装置、及び円筒状支持体の製造方法
CN104862551B (zh) * 2015-05-21 2017-09-29 北京科技大学 Al‑Mg‑Cu‑Zn系铝合金及铝合金板材制备方法
CN105671464B (zh) * 2015-12-14 2017-08-22 宝鸡吉利发动机零部件有限公司 一种平衡轴铝套热处理工艺
US10538834B2 (en) 2015-12-18 2020-01-21 Novelis Inc. High-strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same
EP3390678B1 (en) 2015-12-18 2020-11-25 Novelis, Inc. High strength 6xxx aluminum alloys and methods of making the same
CN106435416A (zh) * 2016-04-22 2017-02-22 昆山捷安特轻合金科技有限公司 一种超高强Al‑Zn‑Mg‑Cu合金的热挤压工艺
CN105839036B (zh) * 2016-04-27 2017-10-27 贵州航天风华精密设备有限公司 一种铝镁合金的热处理方法
JP6208389B1 (ja) 2016-07-14 2017-10-04 株式会社Uacj 曲げ加工性及び耐リジング性に優れたアルミニウム合金からなる成形加工用アルミニウム合金圧延材の製造方法
CN106756672B (zh) * 2016-12-07 2018-02-23 北京科技大学 一种提高汽车用Al‑Mg‑Si‑Cu系合金强度的处理方法
EP3486343B1 (de) * 2017-11-16 2019-08-28 Amag Rolling GmbH Aushärtbare aluminiumlegierung
CN112119176A (zh) 2018-05-15 2020-12-22 诺维尔里斯公司 高强度6xxx和7xxx铝合金及其制备方法
CN109706412A (zh) * 2019-01-09 2019-05-03 中车青岛四方机车车辆股份有限公司 一种高强度Al-Zn-Mg系合金及其制备方法和应用
CN110714176B (zh) * 2019-11-06 2020-12-29 天津大学 一种可实现铝合金快速时效的热处理方法
CN112322947B (zh) * 2020-11-11 2021-09-07 西北工业大学 一种汽车用高强塑性Al-Mg-Si-Zn合金及其制备方法
CN113846279A (zh) * 2021-09-26 2021-12-28 浙江大学 一种用于7075铝合金的超快速时效工艺及其应用
CN113881878B (zh) * 2021-10-08 2023-02-24 长沙理工大学 一种Mg-Al-Ca镁合金锻件的制备工艺
CN113981281B (zh) * 2021-10-15 2022-08-09 华峰铝业有限公司 一种高强度快速时效铝合金及其制备方法
CN114411002A (zh) * 2022-01-25 2022-04-29 西安交通大学 一种铝合金的制备方法
CN114635066B (zh) * 2022-03-23 2023-03-31 山东博源精密机械有限公司 一种Al-Si-Fe系电机转子合金及其制备方法和应用
CN114717492B (zh) * 2022-04-02 2022-09-20 南通雨奇金属制品有限公司 一种用于高强韧铝合金形变的热处理方法
CN114959373A (zh) * 2022-04-29 2022-08-30 常熟希那基汽车零件有限公司 6010铝合金材料、挤压工艺及挤压成型件
CN115011848B (zh) * 2022-05-11 2023-03-28 北京理工大学 一种高纯铝合金导线及其制备方法
CN114774744A (zh) * 2022-05-26 2022-07-22 广东澳美铝业有限公司 一种低变形抗力高耐腐蚀的6系铝合金
CN115074645A (zh) * 2022-07-09 2022-09-20 浙江佑丰新材料股份有限公司 一种新能源汽车用铝合金电池壳均匀化热处理工艺
CN115386817A (zh) * 2022-08-01 2022-11-25 中车工业研究院有限公司 一种提升7b05合金综合性能的方法
CN115305391B (zh) * 2022-08-10 2023-06-06 中南大学 一种低能耗铝硅镁合金及其制备方法
CN115466889B (zh) * 2022-09-02 2023-05-23 中国航发北京航空材料研究院 一种高强韧、高抗疲劳铝合金及其制备方法
CN115821128A (zh) * 2022-11-21 2023-03-21 中钢天源股份有限公司 一种高成形性铝合金双极板基板及其制备方法
CN116103548A (zh) * 2022-12-20 2023-05-12 吉林大学 一种高时效硬化响应的Al-Mg-Si系铝合金及其制备方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103173661A (zh) * 2013-02-27 2013-06-26 北京科技大学 一种汽车车身用铝合金板材及其制备方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9068252B2 (en) * 2009-03-05 2015-06-30 GM Global Technology Operations LLC Methods for strengthening slowly-quenched/cooled cast aluminum components
CN101597707A (zh) * 2009-07-13 2009-12-09 中南大学 一种铝镁硅铜合金及其制备方法
JP2011058047A (ja) * 2009-09-10 2011-03-24 Furukawa-Sky Aluminum Corp 強度および延性に優れたアルミニウム合金厚板の製造方法
CN101698914B (zh) * 2009-11-13 2012-07-04 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 一种超高强铝合金及其制备方法
JP5818457B2 (ja) * 2011-02-21 2015-11-18 三菱アルミニウム株式会社 耳率が低い缶ボディ用アルミニウム合金板の製造方法および耳率が低いボトル型飲料缶用アルミニウム合金板の製造方法
JP5767624B2 (ja) * 2012-02-16 2015-08-19 株式会社神戸製鋼所 電磁成形用アルミニウム合金中空押出材
CN103509980A (zh) * 2013-10-12 2014-01-15 北京科技大学 Al-Mg-Si-Cu-Zn系铝合金、其制备方法及其应用
CN103789583B (zh) * 2014-01-22 2016-06-08 北京科技大学 快速时效响应型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金及其制备方法
CN103757507B (zh) * 2014-02-25 2016-04-27 北京科技大学 一种汽车车身外板用高烤漆硬化铝合金材料及其制备方法
CN104018040B (zh) * 2014-06-23 2017-08-08 北京科技大学 一种汽车用高成形性铝合金材料

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103173661A (zh) * 2013-02-27 2013-06-26 北京科技大学 一种汽车车身用铝合金板材及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN103789583A (zh) 2014-05-14
WO2015109893A1 (zh) 2015-07-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103789583B (zh) 快速时效响应型Al-Mg-Si-Cu-Zn系合金及其制备方法
CN103757507B (zh) 一种汽车车身外板用高烤漆硬化铝合金材料及其制备方法
CN106350716B (zh) 一种高强度外观件铝合金材料及其制备方法
CN104372210B (zh) 一种汽车用低成本高成形性铝合金材料及其制备方法
CN100453671C (zh) 一种汽车用Al-Mg-Si-Cu合金及其加工工艺
CN102337429B (zh) 高强度Al-Mg-Si-Cu合金及其制备方法
CN104018040A (zh) 一种汽车用高成形性铝合金材料及其制备方法
CN108994267B (zh) 一种能够提升加工成形性与时效强化效果的6xxx系铝轧板制备方法
CN105296811A (zh) 手机部件用高强6xxx系铝合金及其加工方法
CN104775062A (zh) 一种高强度铝合金材料、铝合金板及其制造方法
CN104975209A (zh) 一种高自然时效稳定性6000系铝合金材料、铝合金板及其制造方法
CN101921938A (zh) 一种具有高腐蚀性的5052铝合金及其制造方法
CN105441837A (zh) 一种提高7xxx系铝合金薄板材成形性能和强度的处理方法
CN108220699B (zh) 车身结构件用高强高塑性铝合金双层复合板材的制备方法
CN104975207A (zh) 一种AlMgSi系铝合金材料、铝合金板及其制造方法
CN103131905A (zh) 汽车车身用铝合金及其热处理方法
CN112458344B (zh) 一种高强耐蚀的铝合金及其制备方法和应用
CN102676884A (zh) 一种高抗下垂性热交换器钎焊用铝合金复合箔
CN104775059A (zh) 具有长时间自然时效稳定性的Al-Mg-Si系铝合金材料、铝合金板及其制造方法
CN103255323A (zh) 一种Al-Mg-Zn-Cu合金及其制备方法
CN105838944A (zh) 一种车辆车体用高强可焊铝合金及其制备方法
CN112522552B (zh) 一种耐蚀的铝合金及其制备方法和应用
CN104975208A (zh) 一种6000系高强塑积铝合金材料、铝合金板及其制造方法
CN105734358A (zh) 高强度Al-Mg-Si-Cu-Mn铝合金的制备方法
JP2015010259A (ja) アルミニウム合金板

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20160608

Termination date: 20210122

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee