CN1768154A - 耐腐蚀性优良的高强度铝合金挤压材料及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种具有优良的耐腐蚀性及二次加工性，适于作为汽车、铁道车辆、航空器等运输机器的结构材料使用的高强度铝合金挤压材料及其制造方法，所述挤压材料包含：0.6％～1.2％的Si、0.8％～1.3％的Mg、1.3％～2.1％的Cu，且满足下式条件：3％≤Si％+Mg％+Cu％≤4％(1)；Mg％≤1.7×Si％(2)；Mg％+Si％≤2.7％(3)；Cu％/2≤Mg％≤(Cu％/2)+0.6％(4)。还含有0.04％～0.35％的Cr，且将杂质Mn限制在0.05％以下，剩余部分由铝及不可避免的杂质构成，挤压材料的截面具有平均结晶粒径小于等于500μm的微细再结晶组织；其制造方法：使用整体模挤压加工实心材时，模的轴承长度(L)大于等于0.5mm，且该轴承的长度与被挤压加工的实心材的壁厚(T)的关系为L≤5T；使用拼合拉丝模或桥式孔型挤压模挤压加工中空材时，截断坯料，进入模的孔部后，围住心轴，在重新形成整体的溶接腔中的铝合金在溶接部的流速与在非溶接部的流速之比为小于等于1.5。

Description

耐腐蚀性优良的高强度铝合金挤压材料及其制造方法
技术领域
本发明涉及耐腐蚀性优良的高强度铝合金挤压材料，尤其涉及适于作为汽车、有轨车辆、航空器等的结构材料使用的耐腐蚀性优良的高强度铝合金挤压材料的制造方法。
背景技术
作为汽车、有轨车辆、航空器等的结构所要求的性能，可列举出(1)强度、(2)耐腐蚀性(3)断裂力学特性(耐疲劳裂纹扩展及断裂韧性等性能)等，最近的材料开发动向是不仅进行强度评价，还进行包括从材料的制造、组装到使用的综合评价。
作为高强度铝合金，公知的有Al-Cu-Mg系(2000系列)，Al-Zn-Mg-Cu系列(7000系列)的铝合金，虽然这些铝合金在强度方面优异，但耐腐蚀性却不一定充分，可挤压性也比较低劣，易产生热间断裂，必须进行低速挤压加工。因此，存在制造成本高的问题，另外，由于使用拼合拉丝模及异型孔挤压模挤压加工成空心形状比较困难，所以必须通过整体形状的组合来作为结构件，适用范围受到了限制。
另一方面，在铝合金材料中，以6061合金、6063合金为代表的6000系列(Al-Mg-Si系)的铝合金的可加工性优良，容易制造，且耐腐蚀性强，但是，与前述的7000系列(Al-Zn-Mg系)以及2000系列(Al-Cu系列)高强度铝合金相比，在强度方面存在劣势，作为提高了强度的6000系列铝合金，开发出了6013合金、6056合金、6082合金等，但是这些开发出的铝合金也在强度、耐腐蚀性方面不一定具有足够的特性以满足随着车辆轻量化的推进而对材料薄壁化的要求。
为解决6000系列铝合金中的上述问题，以获得具有良好的耐腐蚀性的高强度铝合金挤压材料为目的，专利特开平10-306338号公报提供了一种Al-Cu-Mg-Si系列合金中空挤压材料，其特征在于含有Si：0.5～1.5％、Mg：0.9～1.6％、Cu：1.2～2.5％的同时，满足下式的条件：3％≤Si％+Mg％+Cu％≤4％、Mg％≤1.7×Si％、Mg％+Si％≤2.7％、2％≤Si％+Cu％≤3.5％、以及Cu％/2≤Mg％≤(Cu％/2)+0.6％，进一步含有Cr：0.02％～0.4％、且作为杂质，将Mn限制在0.05％以下，剩余部分由铝及不可避免杂质构成，其中，沿着挤压方向和垂直方向对通过挤压形成的中空截面内的溶接部进行了拉伸试验时，熔接部以外的部分断裂。(特开平10-306338号公报)
另外，专利特开平2001-11559号公报提供了一种铝合金挤压材，其特征是：使上述铝合金挤压材含有Mn，从而进一步改善强度的同时，控制挤压材的再结晶层厚度，以维持耐腐蚀性，具有以下成分，含有：
Si：0.5～1.5％、Mg：0.9～1.6％、Cu：0.8～2.5％的同时满足下式条件：3％≤Si％+Mg％+Cu％≤4％、Mg％≤1.7×Si％、Mg％+Si％≤2.7％、Cu％/2≤Mg％≤(Cu％/2)+0.6％，进一步含有0.5～1.2％的Mn，剩余部分由铝和不可避免的杂质构成，当设该挤压材的最小壁厚为t(mm)，设挤压比为R时，挤压材料的表层部分的再结晶层的厚度G(μm)则满足：G≤0.326t×R的条件。
上述铝合金挤压材添加了Mn，表层部分的再结晶层以外的结晶组织形成纤维状的材料，虽然强度得以改善，但存在因挤压加工条件所至的挤压断裂等的不易挤压加工的问题，因此，本申请的发明人之一和其他发明人一起，共同提出了一种通过以特定的条件，进行挤压加工而改善可挤压性的方法，即，在使用整体模挤压加工成实心材料时，在特定了整体模的轴承长度，以及轴承长度与挤压材料的壁厚的关系的条件下，进行挤压加工；当使用拼合拉丝模或桥式孔型挤压模挤压加工成中空材料时，将坯料截断，进入模的孔部部后围住心轴，以限定了在重新进行一体化的溶接腔中铝合金在溶接腔的流速与在非溶接部的流速之比的条件下，挤压加工成中空材料(特开平2002-319453号公报)。
但是，这些挤压材往往在挤压(一次加工)后，还要经过弯曲加工或切削加工等二次加工后才能加以使用，但含有Mn的上述铝合金挤压材，由于表层部分具有再结晶组织、内部具有纤维组织，所以，如果再结晶组织变的粗大，则在二次加工后的表面性能状态及尺寸精度降低，有时还会超出严格的尺寸公差范围，而且，存在可切削性低下的问题。
发明内容
本案发明人，以在解决上述技术问题的同时，获得进一步具有稳定的可挤压加工性的耐腐蚀、高强度铝合金挤压材料为目的，以上述发明的铝合金成分、挤压条件为基础，经过进一步的反复试验和研究，结果发现在上述挤压条件下，通过对含有特定量的Si、Mg、Cu，还含有特定量的Cr，限制杂质Mn的含量的铝合金进行挤压加工，获得了可挤压性得以进一步改善，挤压材的截面整体为微细再结晶组织的，具有优异的耐腐蚀性和高强度的铝合金挤压材料。
基于上述实际考察结果，本发明的目的在于提供一种不仅不会降低挤压加工中的可生产性，还能够满足汽车、有轨车辆、航空器等的结构件的强度及耐腐蚀性要求，且在弯曲加工或切削加工等二次加工中获得良好质量的铝合金挤压材料及其制造方法。
为了达到上述目的，本发明的权利要求1提供一种耐腐蚀性优良的高强度铝合金挤压材料，其特征在于含有：Si：0.6％～1.2％、Mg：0.8％～1.3％、Cu：1.3％～2.1％，同时，满足下述(1)、(2)、(3)、(4)式的条件：
3％≤Si％+Mg％+Cu％≤4％       ----(1)
Mg％≤1.7×Si％                ----(2)
Mg％+Si％≤2.7％               ----(3)
Cu％/2≤Mg％≤(Cu％/2)+0.6％   ----(4)
进一步含有0.04％～0.35％的Cr，且杂质Mn限制在0.05％以下，剩余部分由铝及不可避免的杂质构成，具有结晶粒径小于等于500μm的再结晶组织。
根据权利要求2提供的耐腐蚀性优良的高强度铝合金挤压材料，其特征在于：权利要求1中的铝合金还含有Zr：0.03％～0.2％、V：0.03％～0.2％、Zn：0.03％～2.0％中的1种以上。
根据权利要求3提供的一种耐腐蚀性优良的高强度铝合金挤压材料的制造方法，是使用整体模，将权利要求1或2所述的高强度铝合金的坯料挤压加工成实心材料的方法，其特征在于：使用整体模进行挤压加工，所述整体模的轴承长度(L)大于等于0.5mm，且该轴承的长度(L)与被挤压加工的实心材的壁厚(T)的关系为L≤5T，在被挤压加工后的实心材的截面组织中，具有结晶粒径小于等于500μm的再结晶组织。
根据权利要求4提供的耐腐蚀性优良的高强度铝合金挤压材料的制造方法，其特征在于：在权利要求3中所述整体模的前侧面设置有导流器(flow guide)，该导流器的引导孔的内周面距离连续到整体模的轴承上的成形孔的外周面5mm以上，且其厚度为坯料直径的5～25％。
根据权利要求5所述的耐腐蚀性优良的高强度铝合金挤压材料的制造方法，是使用拼合拉丝模或桥式孔型挤压模将权利要求1或2所述的铝合金的坯料挤压加工成中空材料的方法，其特征在于：将坯料(billet)截断后进入压模孔部部后围住心轴，在重新进行一体化的溶接腔中的铝合金在溶接部的流速与在非溶接部的流速之比小于等于1.5的条件下挤压加工成中空材料，在该中空材的截面组织中，具有结晶粒径小于等于500μm的再结晶组织。
根据权利要求6所述的耐腐蚀性优良的高强度铝合金挤压材料的制造方法，其特征在于：包括以下步骤，即，将权利要求3至5任一项所述的耐腐蚀性优良的高强度铝合金坯料，用高于等于500℃并低于熔点的温度下进行均质化处理的步骤，以及将均质化处理后的坯料加热至470℃以上并低于熔点，进行挤压加工的步骤。
根据权利要求7所述的耐腐蚀性优良的高强度铝合金挤压材料的制造方法，其特征在于，包括：根据权利要求3至6任一项所述，在将挤压后的挤压材料的表面温度保持在450℃以上的状态下，以大于等于10℃/秒的冷却速度，冷却至100℃以下温度的加压淬火处理，或以大于等于5℃/秒的升温速度，将所述挤压材料加热至480～580℃的温度，进行固熔处理之后，以大于等于10℃/秒的冷却速度，冷却至100℃以下的温度的淬火处理步骤，以及在170～200℃的温度条件下实施2～24小时热处理的回火处理步骤。
附图说明
图1为在本发明使用的整体模和导流器的剖面图；
图2为表示本发明的实心挤压材料的壁厚T的示意图；
图3为在本发明中使用的拼合拉丝模的阳模主视图；
图4为在本发明使用的拼合拉丝模的阴模后视图；
图5为将图3的拼合拉丝模的雄模和图4的阴模合起来的纵向剖面图；
图6为图5所示拼合拉丝模的成型部分放大图；
图7为拼合拉丝模中的模腔深度D与桥接宽度W之比与在模内的金属流速比的关系曲线图。
具体实施方式
围绕本发明中的铝合金中的合金成分的意义及其限定的理由加以说明。
Si与Mg共存，析出了微细的金属间化合物、Mg2Si，有使铝合金的强度提高的功能。Si的优选含有量在0.6％-1.2％范围内，如果达不到0.6％其效果不充分，而超过1.2％则耐腐蚀性降低，Si的最佳含量范围在0.7％～1.0％之间。
Mg与Si共存，析出了Mg2Si，进一步通过与Cu共存，微细析出CuMgAl2，使铝合金的强度提高。Mg的优选含有量在0.8％～1.3％范围内，如果达不到0.8％其效果不充分，而超过1.3％则耐腐蚀性降低，Mg最佳含有量在0.9％～1.2％之间。
Cu和Si、Mg一样，是可提高强度的元素成分，其优选含有量在1.3％～2.1％范围内，如果达不到1.3％其效果小，而超过2.1％则耐腐蚀性降低，挤压时的变形阻力升高，从而在制造中空形状的挤压材料时，发生冲挤。Cu最佳含有量在1.5％～2.0％之间。
Cr使合金的结晶组织微细化，在提高可成形性的同时，提高耐腐蚀性，Cr的优选含有量在0.04％～0.35％范围内，如果达不到0.04％其效果不充分，耐腐蚀性降低，而超过0.35％则容易产生粗大的金属间化合物，再结晶颗粒变的不均匀，被加工时的可成形性降低。Cr最佳含有范围在0.1％-0.2％之间。
Mn虽然可使合结晶颗粒微细化，提高强度，但生成Mn系列的金属间化合物，Mn系化合物为蚀孔的起点，促进腐蚀，因此，优选限制在0.05％以下，更优选在0.02以下，最优选限制在0.01％以下。
在本发明的铝合金中，Si、Mg、、Cu、Cr为必须成分，并需要满足Si、Mg、Cu相互间的条件公式(1)～(4)，这样，可获得理想的金属间化合物的分散状态、强度、耐腐蚀性及可成形性优良的材料。必须成分Si、Mg、Cu的合计含量不到3％时，则不能获得理想的强度，而超过4％则耐腐蚀性降低，通过将Mg和Si的含量关系限定在Mg％≤1.7×Si％、Mg％+Si％≤2.7％，Mg和Cu的含量关系限定在Cu％/2≤Mg≤(Cu％/2)+0.6％，来控制金属间化合物的生成量及分布状态，可赋予合金以均衡良好的强度特性、可成形加工性以及耐腐蚀性。
作为选择成分对上述本发明的铝合金添加Zr、V、Zn，具有形成金属间化合物，使结晶粒径微细化，同时，提高强度的功能。Zr、V、Zn如果未达到各自的下限值，则其效果不明显，如果超过上限值则增加粗大的金属间化合物的生成量，而降低可成形性及耐腐蚀性。另外，在本发明的铝合金中即使含有为使铸块组织微细化而添加少量的Ti、B，也不会损害本发明的特性。
以下描述本发明的铝合金挤压材料的优选制造方法，首先，将具有前述组成的铝合金熔液例如通过半连续铸造制成坯料铸块，将获得的坯料置于500℃以上并低于熔点的温度下进行均质化处理。均质化处理的温度低于500℃则不能充分去除铸块偏析，用来提高强度的Mg2Si的生成及Cu的固熔不充分，无法获得足够的强度和伸长率。
均质化处理后，将坯料加热至470℃以上并低于熔点的温度，进行热挤压加工，为获得500μm以下的微细再结晶组织，而调整挤压温度和挤压速度的组合，挤压速度未达到470℃使添加元素的固熔性不够而强度下降。
在进行加压淬火时，在将挤压后的挤压材料的表面温度保持在450℃以上的状态下，以大于等于10℃/秒的冷却速度，将温度冷却至100℃以下，在加压淬火处理步骤中，挤压材料的表面温度低于450℃时，产生溶质成分析出的所谓淬火延迟，而无法获得所希望的强度；冷却速度不够10℃/秒时，化合物析出非理想的分散状态，强度和伸长率不够，更优选的冷却速度为大于等于50℃/秒。
也可以按照通常的淬火处理步骤，在可控气氛炉或盐浴炉等热处理炉中，以大于等于5℃/秒的升温速度，用480～580℃的温度将挤压材料进行固熔处理后，以大于等于10℃/秒的冷却速度冷却到100℃以下。固熔处理时的热处理温度低于480℃则析出物的固熔不充分，无法获得足够的强度和伸长率，而超过580℃则由于局部的共晶溶解而伸长率降低；淬火处理时的冷却速度低于10℃/秒，则和加压淬火步骤的情况一样，化合物析出非理想的分散状态，强度和伸长率不够，更优选的冷却速度为大于等于50℃/秒。
淬火结束后的挤压材料，即使在室温时效状态(T4调质)也显示出优良的伸长率，但最好在淬火后，进行拉伸矫正，并在170～200℃的温度条件下实施2～24小时的回火处理。回火处理温度达不到170℃时，必须进行长时间的回火处理才能获得理想的强度，从工业生产成本上考虑不提倡。回火处理温度超过200时，强度下降，热处理时间不到2小时则不能获得足够的强度，而超过24小时，则强度下降。
以下，描述本发明的挤压加工方法的具体实施方式，围绕本发明的挤压方法中的实心材料的挤压加工加以说明，将具有规定组成的铝合金通过通常的半连续铸造制成铸块，使用整体模热挤压成实心材料，如图1所示，在制造长的挤压材料时，为了连压坯料而在整体模1的前面配置导流器。
用挤压杆8将装在容腔7内的铝合金坯料9向箭头所示方向推压，进入到导流器4的引导孔5后，进入整体模的成形孔3中，在整体模1的轴承面2成形，挤压出实心材料10。
在实心材料的挤压加工中，用整体模的轴承决定挤压材料的形状，轴承的长度L影响到挤压材料的特性。在本发明中为0.5mm≤L，且重要的是L与被挤压加工的实心材料10的垂直截面中的壁厚T(图2)的关系为L≤5T、优选L≤3T，使用具有这个尺寸的整体摸挤压加工，可获得在实心材料的截面组织中具有结晶粒径小于等于500μm的再结晶组织的实心挤压材料，在截面组织中具有结晶粒径小于等于500μm的再结晶组织的实心材料具有优良的强度、耐腐蚀性及可二次加工的良好性能。另外，所谓的壁厚T，如图2所示，是指在被挤压加工的实心材料的垂直截面中的各部位壁厚中的最厚的部分。
轴承的长度如果低于0.5mm，则轴承的加工变的困难，轴承容易弹性变形而尺寸不稳定，另外，轴承的长度如果超过5T，则被挤压的实心材料的截面组织的结晶粒径变大。
整体模1的前面装有导流器4时，重要的是导流器4的引导孔5的内侧面6距离整体模1的成形孔3的外圆周面5mm以上(A≥5mm)，而且，其长度B为坯料9的直径的5-25％(B＝D×5～25％)，通过与具有前述轴承尺寸的整体模的组合，获得了在被挤压的实心材料的截面组织中具有结晶粒径小于等于500μm的再结晶组织，具有优良的强度、耐腐蚀性及可2次加工的良好性能的实心挤压材。
导流器4引导孔5的内周面6与整体模1的成形孔3的外周面距离A小于5mm时，在导流器4内的坯料的加工度变大，挤压的实心材料的结晶粒径变大，导流器4的长度B达不到坯料9的直径(D)的5％时，导流器4的强度不够，容易变形，如果导流器4的长度B超过坯料9的直径(D)的25％而变长，则在导流器内的坯料的加工度变大，在被挤压的实心材料上发生断裂，强度、伸长率大幅度下降。另外，实心挤压材的形状为矩形时，在方角处倒出0.5mm以上的弧度R，则可防止角部的断裂。
接下来，描述根据本发明的挤压方法中的中空材料的挤压加工，首先，将具有前述组成的铝合金，例如通过通常的半连续铸造制成坯料铸块，用拼合拉丝模或桥式孔型挤压模，热挤压加工成中空材料，图3～图4为拼合拉丝模的构成，图3是从心轴15一侧看的阳模12的主视图，图4是具有嵌入了心轴15的压模部16的阴模13后视图，图5为阳模12和阴模13合起来的拼合拉丝模纵向剖面图，图6为图5所示的成型部分放大图。
如图5所示，拼合拉丝模11是由具有复数个孔部14、14和心轴15的阳模12以及具有压模部16的阴模13组合而成的，因此在用挤压杆挤压的坯料被截断，进入阳模12的两个孔部14、14后，围住在熔接腔17中的心轴15上，并形成一个整体(熔接)，从熔接腔17出来时，为内侧面在心轴15的轴承部15A上，形成外侧面在压模部16的轴承部16A上形成的中空材料。另外，桥式孔型挤压模是考虑模内金属的流动、挤压压力、挤压的可操作性等因数改变了阳模构造的挤压模，基本构造与拼合拉丝模相同。
在这种情况下，进入多个孔部14中的铝合金(金属)，如果从孔部14出来进入溶接腔17，也蔓延到位于两个孔部14之间的跨接部18的内侧，互相结合(溶接)，但从孔部14出来后，原状不变向压模部16流出，不涉及与从其他孔部14出来的金属之间的溶接，即在非溶接部的金属流速，关系到流进跨接部18的内侧，与从其他的孔部14出来的金属的溶接，即比在溶接部的金属流速快，这样溶接腔17内的金属流速产生了差异，进而，在图3-4中，给出了具有孔部和跨接部各2个的拼合拉丝模，具有孔部和跨接部各3个的拼合拉丝模也同样。
发明者们围绕模内的金属流速不同与被挤压的中空材料的特性之间的关系，进行了多次试验和讨论，结果证明造成挤压断裂或熔敷部的组织粗大化的原因在于该流速比，为了防止其发生，需要以熔接腔17中的金属在非熔接部的流速与在熔接部的流速之比为小于等于1.5(在非熔接部的流速/在熔接部的流速≤1.5)的条件下挤压加工，通过将金属的流速比设定在该范围内，可以获得被挤压出的中空材料的截面组织中具有结晶粒径小于等于500μm的微细再结晶组织的中空挤压材料，其具有强度、耐腐蚀性、以及二次加工性优良的中空挤压材料。
为了以模具熔接腔17中的金属在熔接部的流速与在非熔接部的流量之比小于等于1.5的条件下挤压加工，例如，使用了将模腔深度D和(图5～图6)拼合拉丝模的跨接宽度W(图3)之比经过调整后的模具，图7给出了一个D/W和(在熔接部的金属流速/在非熔接部的金属流速)之关系的示例。
通过上述合金组成、制造条件的组合，可获得一种挤压材料的截面组织为结晶粒径小于等于500μm的微细再结晶组织，而且具有优良的强度、耐腐蚀性，且在弯曲加工，切削加工等二次加工中具有良好的质量的铝合金挤压材料。
实施例
以下，与比较例对比说明本发明的实施例，这些实施例仅示出了本发明的一种实施方式，本发明并不仅限于此。
实施例1
通过半连续铸造将具有表1所示的成分的铝合金制成块，制造了直径为100mm的坯料，将这些坯料在525℃温度下进行了8小时的均质化处理后，作为挤压用坯料。
将这些坯料加热至480℃，使用整体模，以挤压比为27，每分钟3m的挤压速度进行挤压加工，押出壁厚12mm、宽24mm的矩形形状的实心挤压材料。整体模的轴承长度为6mm，在孔的角部带有0.5mm的弧度(R)。另外，导流器的引导孔为矩形，引导孔的内表面与成形孔的外圆周表面的距离(A)为15mm、相对于坯料的直径100mm，导流器厚度(B)为15mm，(B＝坯料直径的15％)。
接下来，将所获得的实心挤压材料以10℃/秒的升温速度加热至530℃，进行固溶处理后，在10秒以内进行水冷淬火处理，在淬火处理的3天后，在180℃的条件下，进行10小时的人工时效处理(回火处理)，调质处理成T6材，将这些T6材作为实验材料，依照以下方法进行特性评价，其评价内容包括：(1)垂直截面的结晶粒度的测定；(2)拉伸试验；(3)晶粒边界腐蚀试验。其评价结果见表2。
(1)结晶粒度的测定：关于挤压材料的垂直截面，用光学显微镜每结晶粒子测其短径，求其平均值。
(2)拉伸试验：根据JIS Z2241标准，测定拉伸强度(UTS)、屈服强度(YS)、断裂伸长(δ)。
(3)晶粒边界腐蚀试验：将氯化纳(NaCl）57g、10ml的30％H2O2用蒸馏水调整成1升，作为试验液，将该试验液的温度定在30℃，将各试片浸泡6小时，来测定因腐蚀造成的减量，将腐蚀减量低于1.0％则判断为屈服强度良好。
另外，作为二次加工中的质量评价方法，将上述T6材进行90度弯曲加工，通过目视观察其弯曲加工部位外侧的表面状态，表面未发生不良的为良好(○)，表面发生不良(×)的为次品。
                                     表1
合金                                成分(mass％)
  Si   Mg   Cu   Mn   Cr   其他
  ABCDEFGHIJKLMN   0.80.80.80.80.80.80.81.20.70.60.91.00.70.7   1.01.01.01.01.01.01.01.31.10.80.81.10.91.1   1.71.71.71.71.71.71.71.42.11.61.31.91.42.0   ＜0.010.05＜0.01＜0.01＜0.01＜0.01＜0.01＜0.01＜0.01＜0.01＜0.01＜0.01＜0.01＜0.01   0.150.150.040.350.150.150.150.150.150.150.150.150.150.15   ----Zn：0.1V：0.1Zr：0.1-------
                                          表2
试验材料 合金   结晶粒度(μm) 拉伸强度(MPa)   屈服应力(MPa)   伸长率(％)   因腐蚀造成的减量(％)
  1234567891011121314   ABCDEFGHIJKLMN   250200450350300250450250300200150250250250   415420400415419412395410420400395425395415   380385365378383378372387390352345390355378   13.012.011.012.014.012.010.512.011.514.015.514.515.514.0   0.30.40.70.70.40.30.80.70.60.40.30.60.40.3
由表2可见，根据本发明的试验材料NO.1～14均具有优异的强度和良好的耐腐蚀性。
比较例1
通过半连续铸造将具有表3所示成分的铝合金作成铸块后，制造成直径为100mm的坯料。进行和实施例1相同的处理后将这些坯料作为挤压用坯料，将这些挤压用坯料加热至480℃，和实施例1同样，使用整体模及导流器，在实施例1相同的条件下，挤压成矩形实心材，进行和实施例1相同的处理，调质处理成T6材。将这些T6材作为实验材料，进行和实施例1相同的特性评价，即，(1)在垂直截面中的结晶粒度的测定；(2)拉伸试验；(3)晶粒边界腐蚀试验。还围绕试验材料NO22、23实施了弯曲加工后的表面状态检查。其评价结果见表4。在表3～4中，不符合本发明条件的划有下线。
                              表3
合金                              成分(mass％)
  Si   Mg   Cu   Mn   Cr   其他
  OPQRSTUVWXYZAABB   1.30.90.70.50.80.90.80.80.80.60.71.01.00.9   1.01.41.10.80.71.11.01.01.01.10.91.10.91.3   1.61.62.21.71.51.21.71.71.72.01.32.02.01.3   ＜0.01＜0.01＜0.01＜0.01＜0.01＜0.010.06＜0.01＜0.01＜0.01＜0.01＜0.01＜0.01＜0.01   0.150.150.150.150.150.150.150.03 0.400.150.150.150.150.15   --------------
   《表注》：
合金X：不满足Mg≤1.7×Si的条件。
合金Y：Si+Mg+Cu超出范围
合金Z：Si+Mg+Cu超出范围
合金AA：不满足Cu/2≤Mg的条件。
合金BB：不满足Mg≤(Cu/2)+0.6的条件。
                                        表4
试验材料 合金   结晶粒度(μm)   拉伸强度(MPa)   屈服应力(MPa)   伸长率(％)   因腐蚀造成的减量(％)
  1516171819202122232425262728   OPQRSTUVWXYZAABB   250300350350300250250450500250350300350400   425430433385 385 383417395405418380418426430   388388390345 340 338388373370380335388390386   13.011.011.016.516.516.012.011.012.011.516.014.011.010.0   1.1 1.1 1.20.40.30.41.2 1.50.71.10.31.1 1.3 1.1
由表4可见，试验材料No.15～17分别因为Si、Mg及Cu含量过多而耐腐蚀性能劣化。试验材料No.18～20分别因为Si、Mg及Cu含量过少而缺少足够的强度。试验材料No.21因为Mn含量多而生成粗大的金属间化合物，使耐腐蚀性降低；试验材料No.22因为Cr含量少而使耐腐蚀性降低；试验材料No.23因为Cr含量多而生成粗大的金属间化合物，使结晶粒不均匀，弯曲加工后的表面状态检查中发生不良；试验材料No.24因为没有满足Mg和Si的含量比例关系、Mg％≤1.7×Si％的条件而使耐腐蚀性降低。试验材料No.25及26分别因为Si、Mg及Cu的合计含量超出本发明规定范围的下限和上限，因此分别降低了强度和耐腐蚀性能，试验材料No.27因为没有满足Cu与Mg的含量比例关系、Cu％/2Mg％的条件而使耐腐蚀性降低。试验材料No.28因为没有满足Cu与Mg的含量比例关系、Mg％≤(Cu％/2)+0.6的条件而使耐腐蚀性降低。
实施例2
通过半连续铸造将具有表1所示的成分的铝合金A制成块，并制造了直径为100mm的坯料，在500℃的温度下进行均质化处理后，用具有表5所示的轴承长度的整体模将这些坯料挤压加工成矩形的实心材(壁厚12mm，宽24mm)。挤压温度：试验材料No.34为430℃，其他为480℃，挤压速度为3m/分。
将实心挤压材料，以表5所示的条件进行加压淬火或淬火处理，再以与实施例1相同的条件进行回火处理后作为T6材，在表5中，淬火处理的冷却速度是从固溶处理温度到达100℃为止的平均冷却速度，固溶处理加热使用了可控气氛炉。
将所获得的T6材作为试验材料，进行和实施例1相同的特性评价，即，(1)在垂直截面中的结晶粒度的测定；(2)拉伸试验；(3)晶粒边界腐蚀试验。还实施了弯曲加工后的表面状态检查，其评价结果见表6。
比较例2
通过半连续铸造将具有表1所示成分的铝合金A制成铸块，并制造了直径为100mm的坯料，根据表5所示的各制造条件，对该坯料进行处理，试验材料No.29～37、41、42，使用轴承长度为6mm，试验材料No.39使用轴承长度为0.4mm、试验材料No.40使用轴承长度为65mm的整体模，另外，试验材料No.29～40未配置导流器，而试验材料No.41、42配置有导流器，挤压加工出了矩形形状的实心挤压材。
将实心挤压材料，按表5所示的条件进行加压淬火或淬火处理，再以与实施例1相同的条件进行回火处理后作为T6材。在表5中，加压淬火处理的冷却速度是从水冷前材料温度到100℃为止的平均冷却速度，淬火处理的冷却速度是从固溶处理温度到达100℃为止的平均冷却速度，固溶处理加热使用了可控气氛炉。
将所获得的T6材作为试验材料，进行和实施例1相同的特性评价，即，(1)在垂直截面中的结晶粒度的测定；(2)拉伸试验；(3)晶粒边界腐蚀试验，其评价结果见表6，在表5中，不符合本发明条件的划有下线。
                                 表5
试验材料   模轴承长度(mm)            加压淬火                   淬火处理
  水冷前材料温度(℃)   冷却温度(℃/秒)   升温速度(℃/秒)   温度(℃)   冷却速度(℃/秒)
  293031323334353637383940   666666666500.4 65   480480480480无水冷无水冷无水冷无水冷无水冷480480480   100501050.10.10.10.10.1100100100   ----10103510---   ----530530530530530---   ----100100100105---
  4142   66   480480   100100   --   --   --
   《表注》：
试验材料No.41：有连续挤压，A＝4mm
试验材料No.42：有导流器，A＝9mm
                                                  表6
试验材料   结晶粒度(μm)   拉伸强度(MPa)   屈服应力(MPa)   伸长率(％)   因腐蚀造成的减量(％) 弯曲加工后的表面状态
  2930313233343536373839404142   200210220220200400510350220480700 520400   415411404376418370393405370398390392402   380374373334382320360374339365359360370   13.013.514.015.513.014.58.011.013.510.06.010.010.5   030.40.50.60.40.90.90.70.60.91.50.90.8 ○○○-○-×○-○-××○
如表6所示，根据本发明的制造条件的试验材料No.29～31、33、36、38均具有优异的强度和良好的耐腐蚀性。与此相反，试验材料No.32加压淬火时的冷却速度低造成强度降低。试验材料No.34由于挤压温度低而添加元素的固溶不充分，强度降低。试验材料No.35由于淬火、固溶处理前的升温速度低，所以结晶颗粒粗大，伸长率低下，弯曲加工后的表面性状不好，试验材料No.37由于淬火时的冷却速度低，造成强度降低。
试验材料No.39由于整体模的轴承长度短，在挤压中，轴承损坏，挤压中止。试验材料No.40由于整体模的轴承长度过长，挤压温度上升后，再结晶颗粒变得粗大，至使伸长率降低，耐腐蚀性能降低。另外，弯曲加工后的表面性状变差。
设置有导流器，连续挤压坯料时，试验材料No.41由于配置在整体模的前侧面上的导流器的引导孔的内周面和整体模的成形孔的外周面的距离A小，所以，挤压温度上升后的再结晶颗粒变得粗大，使弯曲加工后的表面性能状态变差；另一方面，试验材料No.42的A大于等于5mm则能获得微细的再结晶颗粒，强度、伸长率、耐腐蚀性、及弯曲加工后的表面性状良好。
实施例3
通过半连续铸造将具有表1所示成分的铝合金制成铸块，制造了直径为200mm的坯料，将这些坯料在525℃的温度条件下进行8小时的均质化处理后用作挤压用坯料。使用模腔深度D对跨度W之比为0.5～0.6的拼合拉丝模，以480℃的挤压温度，3m/分的挤压速度将这些挤压用坯料挤压加工成外径为30mm、内径为20mm的管材(挤压比：20)。在模的熔接腔中的铝合金的熔接部分的流速与在非熔接部分的流速之比是1.3～1.4。
接下来，将所获得的管状挤压材料以10℃/秒的升温速度加热至530℃，进行固溶处理后，在10秒以内进行水冷淬火处理，在180℃的条件下，进行10小时的人工时效处理(回火处理)，调质处理成T6材，将这些T6材作为试验材料，依照和实施例1相同的方法，进行了特性评价，其评价内容包括：(1)垂直截面的结晶粒度；(2)拉伸试验；(3)晶粒边界腐蚀试验，其评价结果见表7。
                             表7
试验材料 合金 结晶粒度(μm) 拉伸强度(MPa) 屈服应力(MPa) 伸长率(％)   因腐蚀造成的减量(％)
  4344454647484950515253545556   ABCDEFGHIJKLMN   200220450410210200440200250160150220230200   415418405410417415398420425400390420390420   380385370375382380373390395350345385350380   13.012.010.011.013.513.010.513.012.515.016.013.515.513.5   0.30.50.80.70.30.30.80.70.70.30.30.70.30.3
由表7可见，根据本发明的试验材料No.43～56均具有优异的强度和良好的耐腐蚀性。
比较例3
通过半连续铸造将具有表3所示成分的铝合金制成铸块，制造了直径为100mm的坯料。对这些坯料进行与实施例3相同的处理后用作挤压用坯料，将这些各挤压用坯料加热至480℃，使用和实施例1相同的拼合拉丝模制成管状挤压材料，经过和实施例3相同的处理后，调质成T6材，将这些T6材作为试验材料，和实施例3相同进行了以下特性评价，即，(1)垂直截面的结晶粒度的测定；(2)拉伸试验；(3)晶粒边界腐蚀试验。对试验材料No.64、65还进行了弯曲加工后的表面性能状态检查，其试验结果见表8。另外，在表8中，不符合本发明条件的划有下线。
                                             表8
试验材料 合金   结晶粒度(μm)   拉伸强度(MPa)   屈服应力(MPa) 伸长率(％)   因腐蚀造成的减量(％)
  5758596061626364656667686970   OPQRSTUVWXYZAABB   250330340310300260210440460190320250340350   420425430385 385 385420395400420385420430430   385385385340340340388370375380340385385385   13.511.010.017.017.017.011.510.011.013.517.013.510.010.0   1.1 1.2 1.30.30.30.31.1 1.50.81.10.31.2 1.3 1.2
由表8可见，试验材料No.57～59分别因为Si、Mg及Cu含量过多而耐腐蚀性降低。试验材料No.60～62分别因为Si、Mg及Cu含量少而缺少足够的强度。试验材料No.63因为Mn含量多而生成粗大的金属间化合物，使耐腐蚀性降低；试验材料No.64因为Cr含量少而使耐腐蚀性降低；试验材料No.65因为Cr含量多而生成粗大的金属间化合物，使结晶粒度不均匀，弯曲加工后的表面状态不良；试验材料No.66因为没有满足Mg和Si的含量比例关系、Mg％≤1.7×Si％的条件而使耐腐蚀性降低。试验材料No.67及68分别因为Si、Mg及Cu的合计含量未达到本发明规定范围的下限和超出本发明规定范围的上限，因此分别降低了强度和耐腐蚀性能；试验材料No.69因为没有满足Cu与Mg的含量比例关系、Cu％/2≤Mg％的条件而使耐腐蚀性降低。试验材料No.70因为没有满足Cu与Mg的含量比例关系、Mg％≤(Cu％/2)+0.6的条件而使耐腐蚀性降低。
实施例4
通过半连续铸造将具有表1所示的成分的铝合金A制成铸块，制造成了径为200mm的坯料，将这些坯料在500℃的温度下进行均质化处理后，用480℃的挤压温度(但，试验材料No.76为430℃)、3m/分的挤压速度制成管状挤压材。模具使用了和实施例3相同的拼合拉丝模。
将所获得的管状挤压材料，按表9所示条件进行加压淬火或淬火处理，再以与实施例3相同的条件进行回火处理后作为T6材，另外，在表9中，加压淬火处理的冷却速度是从水冷前的材料温度降至100℃为止的平均冷却速度，淬火处理的冷却速度是从固溶处理温度到达100℃为止的平均冷却速度，固溶处理加热使用了可控气氛炉。
将所获得的T6材作为试验材料，进行和实施例3相同的特性评价，即，(1)在垂直截面中的结晶粒度的测定；(2)拉伸试验；(3)晶粒边界腐蚀试验，还进行了弯曲加工后的表面性状检查，其评价结果见表10。
比较例4
通过半连续铸造将具有表1所示成分的铝合金A制成铸块，制造成了直径为100mm的坯料，将这些坯料在500℃的温度下进行均质化处理后，用480℃的挤压温度(但，试验材料No.76为430℃)、3m/分的挤压速度制成管状挤压材。关于试验材料No.71～79使用了和实施例3相同的拼合拉丝模进行挤压，关于试验材料No.80使用模腔深度D与跨度W之比(W/D)为0.43的拼合拉丝模进行挤压。
接下来，将管状挤压材料，按表9所示条件进行加压淬火或淬火处理，再以与实施例3相同的条件进行回火处理后作为T6材。
将所获得的T6材作为试验材料，进行和实施例1相同的特性评价，即，(1)测定在垂直截面中的结晶粒度；(2)拉伸试验；(3)晶粒边界腐蚀试验，其评价结果见表10。另外，在表9-10中，不符合本发明条件的划有下线。
                                       表9
  试验材料 流速比(mm)            加压淬火                  淬火处理
  水冷前材料温度(℃) 冷却速度(℃/秒) 升温速度(℃/秒) 温度(℃) 冷却速度(℃/秒)
  71727374757677787980   1.21.31.21.31.21.31.31.21.31.6   480480480480无水冷无水冷无水冷无水冷无水冷480   100501050.10.10.10.10.1100   ----10103510-   ----530530530530530-   ----100100100105-
                                         表10
试验材料 结晶粒度(μm) 拉伸强度(MPa) 屈服应力(MPa) 伸长率(％)   因腐蚀造成的减量(％) 弯曲加工后的表面状态
  71727374757677787980   200250200220200390510340200520   415409406374420372395408380390   380372375337385321362376339360   13.012.014.015.013.014.58.511.513.010.0   0.30.40.50.60.40.90.90.70.60.9   ○○○-○-×○-×
如表10所示，根据本发明的制造条件获得的试验材料No.71～73、75、78均显示了优异的强度和良好的耐腐蚀性。与此相反，试验材料No.74由于加压淬火时的冷却速度低而使强度降低。试验材料No.76由于挤压温度低而添加元素的固溶不充分，强度降低。试验材料No.77由于淬火、固溶处理前的升温速度低，而使结晶颗粒粗大，伸长率降低，另外，弯曲加工后的表面性状不好。试验材料No.79由于淬火时的冷却速度低而强度不够。试验材料No.80由于流速比较大而随着挤压温度的上升再结晶颗粒变大，弯曲加工后的表面性状不佳。
产业上利用的可能性
根据本发明，提供一种具有优异的耐腐蚀性及二次加工性的高强度铝合金挤压材料及其制造方法。本发明涉及的铝合金挤压材料可替代现有的铁质结构材料，可广泛地使用于汽车、有轨车辆、航空器等运输设备的结构材料。

Claims (7)

1、一种高强度铝合金挤压材料，其特征在于：
含有：0.6％(质量％，以下同)～1.2％的Si、0.8％～1.3％的Mg、1.3％～2.1％的Cu，同时，满足下述(1)、(2)、(3)、(4)式的条件：
3％≤Si％+Mg％+Cu％≤4％       ----(1)
Mg％≤1.7×Si％                ----(2)
Mg％+Si％≤2.7％               ----(3)
Cu％/2≤Mg％≤(Cu％/2)+0.6％   ----(4)
还含有0.04％～0.35％的Cr，且将杂质Mn限制在0.05％以下，剩余部分由铝及不可避免的杂质构成，并具有结晶粒径(平均结晶粒径，以下同)小于等于500μm的再结晶组织。
2、如权利要求1所述的高强度铝合金挤压材料，其特征在于：所述铝合金还含有：0.03％～0.2％的Zr、0.03％～0.2％的V、0.03％～2.0％的Zn中的1种或多种。
3、一种耐腐蚀性优良的高强度铝合金挤压材料的制造方法，所述方法使用整体模，将权利要求1或2所述的铝合金的坯料，挤压加工成实心材料，其特征在于：
使用整体模进行挤压加工，所述整体模的轴承长度(L)大于等于0.5mm，且该轴承的长度(L)与被挤压加工的实心材的壁厚(T)的关系为L≤5T，在被挤压加工后的实心材的截面组织中，具有结晶粒径小于等于500μm的再结晶组织。
4、如权利要求3所述耐腐蚀性优良的高强度铝合金挤压材料的制造方法，其特征在于：
在所述整体模的前侧面设置有导流器，该导流器的引导孔的内周面距离连续到整体模轴承的成形孔外周面5mm以上，且其厚度为坯料直径的5～25％。
5、一种耐腐蚀性优良的高强度铝合金挤压材料的制造方法，其使用拼合拉丝模或桥式孔型挤压模将权利要求1或2所述铝合金的坯料挤压加工成中空材料，其特征在于：
将坯料截断，进入模的孔部后围住心轴，在重新进行一体化的溶接腔中的铝合金在溶接部的流速与在非溶接部的流速之比为小于等于1.5的条件下，挤压加工成中空材料，在该中空材的截面组织中，具有结晶粒径小于等于500μm的再结晶组织。
6、如权利要求3至5任一项所述耐腐蚀性优良的高强度铝合金挤压材料的制造方法，其特征在于包括：
在500℃以上并低于熔点的温度下，对所述铝合金的坯料进行均质化处理的步骤；以及将均质化处理后的坯料加热至470℃以上并低于熔点的温度，进行挤压加工的步骤。
7、如权利要求3至6任一项所述耐腐蚀性优良的高强度铝合金挤压材料的制造方法，其特征在于，包括：
在将挤压后的挤压材料的表面温度保持在450℃以上的状态下，以大于等于10℃/秒的冷却速度，将温度冷却至100℃以下的加压淬火处理，或以大于等于5℃/秒的升温速度，将所述挤压材料的温度加热至480～580℃，进行固熔处理之后，以大于等于10℃/秒的冷却速度，将温度冷却至100℃以下的淬火处理步骤；以及在170～200℃的温度条件下实施2～24小时热处理的回火处理步骤。
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