高強(qiáng)高韌超細(xì)晶鋁合金的制備方法
【技術(shù)領(lǐng)域】 [0001] 本發(fā)明屬于金屬及合金的制備技術(shù)領(lǐng)域，設(shè)及一種高強(qiáng)高初超細(xì)晶Al-Mg-Si-(化）侶 合金的制備方法。
【背景技術(shù)】 [0002] 6000系A(chǔ)l-Mg-Si-(化）侶合金是現(xiàn)代工業(yè)中應(yīng)用最廣泛的可熱處理強(qiáng)化侶合金，該 類合金成形性好，焊接性能和抗蝕性較好，可快速?gòu)?qiáng)化，廣泛應(yīng)用于航空航天、船舶、交通運(yùn) 輸、建筑裝飾、容器包裝、機(jī)械制造、電力工業(yè)等領(lǐng)域；但隨著工業(yè)的快速發(fā)展，現(xiàn)有技術(shù)中 6000系A(chǔ)l-Mg-Si-(化）侶合金的強(qiáng)度和塑初性等力學(xué)性能已不能滿足實(shí)際應(yīng)用，迫切需要 提高合金的綜合力學(xué)性能，如使用最廣泛的606U6063等侶合金，經(jīng)固然時(shí)效處理后，抗拉 強(qiáng)度口b都不超過(guò)320MPa,相比7000系侶合金其強(qiáng)度較低，且伸長(zhǎng)率《在12%左右，塑初 性仍有待提局。
[0003]目前，同時(shí)提高6000系A(chǔ)l-Mg-Si-(化）侶合金的強(qiáng)度和塑初性已經(jīng)成為國(guó)內(nèi)外 研究開(kāi)發(fā)的熱點(diǎn)，例如國(guó)內(nèi)公開(kāi)號(hào)為CN103993208A的發(fā)明專利"一種Al-Mg-Si-化-Mn-Er 合金材料及其制備方法"，獲得了抗拉強(qiáng)度口b超過(guò)388MPa,伸長(zhǎng)率《大于24%的6000 系侶合金，但是，該合金的力學(xué)性能要通過(guò)快速凝固技術(shù)才能得到，而且合金中含有稀 ±化，使得合金的制備困難，成本較高，因而限制了合金的應(yīng)用范圍；再如國(guó)內(nèi)公開(kāi)號(hào)為 CN103993209A的發(fā)明專利"稀±Sc微合金化的Al-Mg-Si-化合金及其制備方法"，獲得了 抗拉強(qiáng)度口b達(dá)到396MPa,伸長(zhǎng)率《達(dá)到30%的6000系侶合金，但是，該方法需要真空烙 煉Al-Sc中間合金且需加入貴重的稀±化，同樣提高了成本，應(yīng)用范圍有限。
[0004] 衡量金屬材料塑初性高低最簡(jiǎn)單的方法是測(cè)定其斷后伸長(zhǎng)率《，但是均勻伸長(zhǎng) 率《。比通常的斷后伸長(zhǎng)率《更能真實(shí)地反映材料的塑初性，均勻伸長(zhǎng)率《。為材料在拉 伸變形過(guò)程中產(chǎn)生不均勻塑性變形（即塑性失穩(wěn)）時(shí)的應(yīng)變量，在拉伸曲線上，均勻伸長(zhǎng) 率為最大應(yīng)力所對(duì)應(yīng)的應(yīng)變量，即試樣開(kāi)始產(chǎn)生縮頸時(shí)的應(yīng)變量（Adv.化g.Mater. 12 (2010) 769-778)，根據(jù)均勻伸長(zhǎng)率的概念，均勻伸長(zhǎng)率《。通常遠(yuǎn)小于斷后伸長(zhǎng)率《。
[0005] 提高6000系A(chǔ)l-Mg-Si-(化）侶合金的強(qiáng)度，可通過(guò)大塑性變形（SPD)實(shí)現(xiàn)，如 等通道轉(zhuǎn)角擠壓巧CAP),高壓扭轉(zhuǎn)（HPT)，表面機(jī)械研磨（SMT)和動(dòng)態(tài)塑性變形（DPD) 等，運(yùn)些大塑性變形方法可使合金的晶粒尺寸明顯細(xì)化，因而提高了合金的強(qiáng)度，但是，大 多數(shù)SPD合金在強(qiáng)度提高的同時(shí)，塑初性急劇下降，均勻伸長(zhǎng)率《。低于5%甚至接近于零 (Adv.化g.Mater. 12 (2010) 769-778);例如，沙剛等用室溫HPT的方法，獲得的AA6060 侶合金的屈服強(qiáng)度0。.2達(dá)475MPa,但均勻伸長(zhǎng)率僅為0.8%(ActaMater. 63 (2014) 169-179) ;Valiev等用HPT制備的6061侶合金的屈服強(qiáng)度α。.2高達(dá)660MPa,是目前獲得 的強(qiáng)度最高的6000系侶合金，但其均勻伸長(zhǎng)率幾乎為零（Phil.Mag.Lett.88(2008) 459-466);而且，沙剛和Valiev等用HPT方法制備的6000系侶合金材料尺寸很小（直徑 20mm，厚度1mm)，很難實(shí)現(xiàn)工業(yè)應(yīng)用。
[0006] 動(dòng)態(tài)時(shí)效（dynamicaging)技術(shù)是指合金在一定溫度下進(jìn)行大塑性變形過(guò) 程中因塑性變形促使大量時(shí)效析出相從基體中彌散析出而產(chǎn)生動(dòng)態(tài)時(shí)效強(qiáng)化的一種技 術(shù)（Mater.Sci.化g.A585 (2013) 165-173)，與通常時(shí)效處理（即靜態(tài)時(shí)效-static aging)相比，動(dòng)態(tài)時(shí)效過(guò)程僅需十幾秒到幾十秒，時(shí)間很短，因而效率高成本低。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0007] 本發(fā)明的目的在于克服現(xiàn)有技術(shù)的不足，針對(duì)現(xiàn)有Al-Mg-Si-(化）侶合金強(qiáng)度和初性 較低的問(wèn)題，提供高強(qiáng)高初超細(xì)晶Al-Mg-Si-(化）侶合金的新型制備方法，通過(guò)適當(dāng)?shù)臒?處理和不同溫度下等通道轉(zhuǎn)角擠壓動(dòng)態(tài)時(shí)效相結(jié)合，細(xì)化Al-Mg-Si-(化）侶合金的晶粒， 控制納米尺度時(shí)效析出相β"的數(shù)量、形態(tài)和分布及其與位錯(cuò)的交互作用，從而使合金的 強(qiáng)度大幅度提高，同時(shí)具備良好的塑初性，擴(kuò)大了Al-Mg-Si-(化）侶合金的應(yīng)用范圍，該方 法不僅可W用于大規(guī)模生產(chǎn)高強(qiáng)高初侶合金，而且相比現(xiàn)有的制備方法制造成本更低。
[000引為實(shí)現(xiàn)上述發(fā)明目的，本發(fā)明采用如下技術(shù)方案。
[0009] 本發(fā)明的成分配方為（重量百分比wt.%): 1.所述6000系A(chǔ)l-Mg-Si侶合金，包含的各成分及其重量百分比為：0. 8-1. 2%Mg，0. 4-1.0%Si，0. 15-0. 8%Mn，其余為A1和雜質(zhì)元素，所述雜質(zhì)元素為：Cr<0.3%，F(xiàn)e<0. 5〇/〇， Zn < 0. 2%，Ti < 0. 1〇/〇。
[0010] 2.所述6000系A(chǔ)l-Mg-Si-化侶合金，包含的各成分及其重量百分比為： 0. 8-1. 2%Mg，0. 4-1. 0%Si，0. 6-1. 1%化，0. 15-0. 8%Mn，其余為A1和雜質(zhì)元素，所述雜質(zhì)元素 為：Cr<0.3%，化<0. 5%，化<0. 2%，Ti<0. 1〇/〇。
[0011] 本發(fā)明所述的高強(qiáng)高初超細(xì)晶Al-Mg-Si-(化）侶合金的新型制備方法，包括下述 步驟： 第一步：制備鑄態(tài)巧料和等通道轉(zhuǎn)角擠壓型材 按上述設(shè)計(jì)的Al-Mg-Si侶合金或Al-Mg-Si-化侶合金成分配方添加合金各組分，加熱 至720~750°C烙煉，除雜除氣后靜置10~20分鐘，誘注成直徑為130mm的圓形巧料， 得到Al-Mg-Si-(化）侶合金鑄態(tài)巧料，將鑄態(tài)巧料車削成等通道轉(zhuǎn)角擠壓所需相應(yīng)尺寸的 型材。
[0012] 等通道轉(zhuǎn)角擠壓型材最小尺寸為20 X 20 X 100 mm，最大尺寸為100 X 100 X350 mm。
[0013] 第二步：均勻化處理 將上述等通道轉(zhuǎn)角擠壓型材進(jìn)行均勻化處理，均勻化處理工藝為10~30°C/分 鐘的升溫速度加熱到460~560°C，保溫12~36小時(shí)后，隨爐冷卻到室溫，得到均勻化處 理后的型材。
[0014] 第Ξ步：固溶澤火處理 將上述均勻化處理的型材進(jìn)行固溶澤火處理，固溶澤火處理工藝為：溫度520~560 。C，保溫時(shí)間0. 5~3h，室溫水澤。
[0015] 第四步：等通道轉(zhuǎn)角擠壓動(dòng)態(tài)時(shí)效 將上述固溶澤火處理后的型材在20分鐘內(nèi)進(jìn)行等通道轉(zhuǎn)角擠壓動(dòng)態(tài)時(shí)效，等通道轉(zhuǎn) 角擠壓動(dòng)態(tài)時(shí)效的溫度為室溫~300DC，等通道轉(zhuǎn)角擠壓的工藝為：兩通道的內(nèi)交角Φ =90°，外接弧角Ψ= 20.6°，擠壓1~8道次，每道次之間將型材沿軸向順時(shí)針旋轉(zhuǎn)90°， 擠壓速度為0.1~5mm·S1。
[0016] 本發(fā)明所述的高強(qiáng)高初超細(xì)晶Al-Mg-Si-(化）侶合金的新型制備方法，所述誘注 鑄態(tài)巧料是將合金烙體采用直接水冷半連續(xù)鑄造值C casting)工藝成型。
[0017] 本發(fā)明所述的高強(qiáng)高初超細(xì)晶Al-Mg-Si-(化）侶合金的新型制備方法，將等通道 轉(zhuǎn)角擠壓模具加熱到等通道轉(zhuǎn)角擠壓動(dòng)態(tài)時(shí)效的溫度保溫，第1道次擠壓保溫10min后開(kāi) 始。
[0018] 本發(fā)明所述的高強(qiáng)高初超細(xì)晶Al-Mg-Si-(化）侶合金的制備方法，所述經(jīng)等通道 轉(zhuǎn)角擠壓1~8道次，相應(yīng)的總有效應(yīng)變是0. 9~5. 4。
[0019] 本發(fā)明所述的高強(qiáng)高初超細(xì)晶Al-Mg-Si-(化）侶合金的制備方法，所制備的合金 平均晶粒尺寸是190~260nm。
[0020] 本發(fā)明所述的高強(qiáng)高初超細(xì)晶Al-Mg-Si-(化）侶合金的制備方法，所制備的合金 室溫抗拉強(qiáng)度口b為326~459MPa,屈服強(qiáng)度0。.2為295~433MPa,斷后伸長(zhǎng)率《為15~ 22%，均勻伸長(zhǎng)率《。為11~20%。
[0021] 本發(fā)明的優(yōu)選技術(shù)方案如下（其它方案同上）。
[0022] 均勻化處理優(yōu)選的技術(shù)方案為：500~520°CX24~36h。
[0023] 固溶澤火處理優(yōu)選的技術(shù)方案為：530~550°CX1~化。
[0024] 等通道轉(zhuǎn)角擠壓動(dòng)態(tài)時(shí)效優(yōu)選的技術(shù)方案為：擠壓溫度為室溫~110DC，擠壓 道次為2~4道次，擠壓速度為0. 1~5 mm·S1;對(duì)于Al-Mg-Si侶合金，擠壓溫度最好為110 。C，對(duì)于Al-Mg-Si-化侶合金，擠壓溫度最好為室溫，室溫為0-30。C。
[0025] 本發(fā)明所述的高強(qiáng)高初超細(xì)晶Al-Mg-Si-(化）侶合金的制備方法，優(yōu)選方案下所 制備的合金，平均晶粒尺寸是191~225皿，室溫抗拉強(qiáng)度Ob為430~459MPa,屈服強(qiáng)度 0。.2為403~433MPa,斷后伸長(zhǎng)率《為15~22%，均勻伸長(zhǎng)率《。為11~20〇/〇。
[0026] 下面對(duì)本發(fā)明做進(jìn)一步的解釋和說(shuō)明： 本發(fā)明的原理是： 本發(fā)明提供的高強(qiáng)高初超細(xì)晶Al-Mg-Si-(化）侶合金的制備方法，其強(qiáng)化機(jī)制與傳統(tǒng) 方法差別很大。
[0027] 傳統(tǒng)方法制備的Al-Mg-Si-(化）侶合金的強(qiáng)化機(jī)制主要是析出相強(qiáng)化，即固溶澤 火后進(jìn)行時(shí)效處理，過(guò)飽和固溶體發(fā)生分解，析出相均勻形核并隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)而逐漸長(zhǎng) 大，對(duì)于傳統(tǒng)方法，主要是通過(guò)時(shí)效處理工藝調(diào)控納米時(shí)效析出相的析出程度來(lái)獲得不同