一种屈服强度800Mpa铝合金挤压型材及其制备方法

技术领域

本发明涉及金属材料技术领域，具体涉及一种屈服强度800Mpa铝合金挤压型材及其制备方法。

背景技术

随着未来电子消费市场对超轻结构，高强度的铝合金材料需求日渐迫切。目前国内已经出现采用半连续铸造技术制造的抗拉强度800MPa级铝合金及喷射沉积技术制造抗拉强度800MPa级的铝合金。但其屈服强度和抗拉强度之间的比值往往低于0.95，无法有效地发挥材料的力学性能，采用半连续铸造法制备的性能稳定屈强比接近的1的合金材料在航空、航天、电子消费、交通运输等领域具有广阔的应用前景。

目前已经工业化应用的超高强铝合金为屈服强度600MPa级铝合金，主要有7055铝合金（Al-8％Zn-2.0％Mg-2.2％Cu-0.10％Zr）、7B99铝合金（Al-8.5％Zn-2％Mg-1.5％Cu-0.10％Zr）等。但在航空、航天、交通运输、电子消费品等领域，对铝合金的屈服强度和重量要求较高，上述屈服强度600MPa级铝合金有待进一步提升屈服强度和减重效果。因此，有必要提出一种屈服强度800Mpa铝合金挤压型材及其制备方法，以解决上述问题。

发明内容

本发明的目的在于针对现有技术的不足之处，提供一种屈服强度800Mpa铝合金挤压型材及其制备方法，以解决现有屈服强度600MPa级铝合金有待进一步提升屈服强度和减重效果的问题。

本发明提供一种屈服强度800Mpa铝合金挤压型材，包括如下重量百分比的化学成分：

Zn 8.0%～10.0%、Mg 1.5%～3.0%、Cu 0.6%～2.6%、Zr 0.06%～2.0%、RE 0.05%～0.2%、Fe≤0.05%、Si≤0.05%，其他杂质单个≤0.05%，总量≤0.15%，余量为Al。

本发明还提供一种屈服强度800Mpa铝合金挤压型材的制备方法，包括以下步骤：

步骤一、按如下重量百分比的化学成分配料：Zn 8.0%～10.0%、Mg 1.5%～3.0%、Cu0.6%～2.6%、Zr 0.06%～2.0%、RE 0.05%～0.2%、Fe≤0.05%、Si≤0.05%，其他杂质单个≤0.05%，总量≤0.15%，余量为Al；熔铸得到半连续铸锭，铸锭尺寸φ170～330mm；

步骤二、将半连续铸锭进行双级均匀化工艺处理，第一级均匀化温度为410℃~440℃，保温时间5h～15h；第二级均匀化温度为460℃～470℃；保温时间10h～25h，总保温时间40h以下；

步骤三、将均匀化后的铸锭扒皮后，进行热挤压，挤压比控制在16及以上；

步骤四、型材经固溶、时效热处理或者固溶+冷变形+时效热处理。

进一步地，步骤一中所述熔铸的过程包括：

在熔炼炉内进行熔化，熔化温度为690℃～780℃；

对完全熔化后的金属进行精炼，精炼时金属温度维持在690℃～740℃范围内；

精炼后、通氩气后进行静置，静置时间不少于20min，静置后扒渣。

多次精炼后开始浇铸，浇铸温度690℃～700℃，浇铸速度25mm/min～50mm/min。

进一步地，所述的步骤二均匀化结束后，随炉冷却，冷却至300℃以下，出炉空冷。

进一步地，步骤三热挤压工艺过程中参数为：坯料温度380℃～450℃，挤压速度1m/min～9m/min。

进一步地，步骤四中固溶采用双级固溶，第一级固溶温度为460℃～472℃，第二级固溶温度为：470℃～480℃。

进一步地，步骤四中冷变形为冷轧变形量在2%～9%。

进一步地，步骤四中时效采用峰值时效，其工艺为：110℃～130℃保温8h～36h。

本发明具有以下有益效果：本发明提供的一种屈服强度800Mpa铝合金挤压型材及其制备方法，制备的铝合金显微组织较为均匀、性能稳定，棒材的屈服强度最高可达830Mpa以上，屈强比接近1，延伸率高于3.22%，板材屈服强度可达800MPa以上，屈强比接近1，延伸率高于5％；该类合金生产的型材可替代600MPa级7055、7B99铝合金减重效率达到20％以上，制备的型材可用于航空、航天、交通运输、电子消费品等领域，具有广阔的应用前景。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单的介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。

图1为实施例1得到的挤压比为25棒材固溶态IPF图；

图2为实施例1得到的挤压比为25棒材晶界取向差角度统计图；

图3为实施例1得到的挤压比为25棒材晶粒尺寸统计图；

图4为实施例1得到的棒材的室温拉伸性能示意图；

图5为实施例2得到的棒材的室温拉伸性能示意图；

图6为实施例3得到的板材沿挤压方向的室温拉伸性能示意图；

图7为实施例3得到的板材沿挤压方向的室温拉伸性能示意图。

具体实施方式

需要说明的是，在不冲突的情况下，本申请中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。下面将参考附图并结合实施例来详细说明本发明。应该指出，以下详细说明都是例示性的，旨在对本申请提供进一步的说明。除非另有指明，本文使用的所有技术和科学术语具有与本申请所属技术领域的普通技术人员通常理解的相同含义。

本发明提供一种屈服800Mpa铝合金挤压型材，包括如下重量百分比的化学成分：

Zn 8.0%～10.0%、Mg 1.5%～3.0%、Cu 0.6%～2.6%、Zr 0.06%～2.0%、RE 0.05%～0.2%、Fe≤0.05%、Si≤0.05%，其他杂质单个≤0.05%，总量≤0.15%，余量为Al。本发明的屈服800Mpa铝合金挤压型材的制备方法，包括以下步骤：

步骤一、按如下重量百分比的化学成分配料：Zn 8.0%～10.0%、Mg 1.5%～3.0%、Cu0.6%～2.6%、Zr 0.06%～2.0%、RE 0.05%～0.2%、Fe≤0.05%、Si≤0.05%，其他杂质单个≤0.05%，总量≤0.15%，余量为Al；熔铸得到半连续铸锭，铸锭尺寸φ170～330mm。

具体地，熔铸的过程包括：在熔炼炉内进行熔化，熔化温度为690℃～780℃；对完全熔化后的金属进行精炼，精炼时金属温度维持在690℃～740℃范围内； 精炼后、通氩气后进行静置，静置时间不少于20min，静置后扒渣。多次精炼后开始浇铸，浇铸温度690℃～700℃，浇铸速度25mm/min～50mm/min。

步骤二、将半连续铸锭进行双级均匀化工艺处理，第一级均匀化温度为410℃~440℃，保温时间5h～15h；第二级均匀化温度为460℃～470℃；保温时间10h～25h，总保温时间40h以上。

步骤二均匀化结束后，随炉冷却，冷却至300℃以下，出炉空冷。

步骤三、将均匀化后的铸锭扒皮后，进行热挤压，挤压比控制在16及以上；

具体地，挤压工艺过程中参数为：坯料温度380℃～450℃，挤压速度1m/min～9m/min。

步骤四、型材经固溶、时效热处理或者固溶+冷变形+时效热处理。

具体地，步骤四中固溶采用双级固溶，第一级固溶温度为460℃～472℃，第二级固溶温度为：470℃～480℃。冷变形为冷轧变形量在2%～9%。时效采用峰值时效，其工艺为：110℃～130℃保温8h～36h。

以下结合几个具体的实施例对本发明的屈服强度800Mpa铝合金挤压型材制备方法进行详细说明。

实施例1：

合金的制备工艺步骤如下：

（1）合金配比为Zn：10.0％、Mg：2.6％、Cu：1％；按上述重量百分比配料，采用99.99％的精Al锭、纯Zn锭、纯Mg锭、Al-Cu中间合金；

（2）在熔炼炉内进行熔化，熔化温度为690℃～780℃；

（3）对完全熔化后的金属加入精炼剂不断搅拌进行精炼，精炼后通氩气，精炼时金属温度维持在690℃～750℃范围内；

（4）精炼后、通氩气静置，静置时间20min～40min后，扒渣；

（5）多次精炼后开始浇铸，纯铝打底厚度不小于60mm，浇铸温度680℃～690℃，浇铸速度30mm/min～40mm/min。

（6）浇铸得到半连续铸锭，铸锭尺寸φ330

（7）对铸锭采用双级均匀化工艺，铸锭均匀化工艺为：第一级均匀化温度为410℃，保温时间15h；第二级均匀化温度为465℃；保温时间30h；

（8）均匀化结束后，随炉冷却，冷却至300℃以下，出炉空冷；

（9）将均匀化后铸锭扒皮，扒皮后铸锭直径174mm；

（10）选择棒材挤压模具对铸锭进行热挤压，挤压比25；

（11）挤压过程中，铸锭初始加热温度440℃，挤压过程中铸锭温度控制在400 ℃～440 ℃，挤压速度控制在2m/min～8m/min；

（12）挤压棒材经双级固溶，固溶制度为：第一级固溶温度为465℃，保温时间2h，第二级固溶温度为：475℃，保温时间1h；

（13）挤压型材经峰时效热处理，保温温度：120℃，保温24h，随炉空冷。

图1、图2、图3分别为实施例1得到的挤压比为25的棒材固溶态IPF图、晶界取向差角度统计图、晶粒尺寸统计图。请参阅图1至图3，挤压棒材主要特征的微观组织是沿挤压方向的长条形晶粒，在其周围发现了细小等轴晶粒的存在。这是因为初始粗大晶粒在挤压力的作用下，沿挤压方向发生金属流动，最终形成典型的条状变形组织，晶粒内部出现了较多的亚晶界，形成了以低角度边界为特征的亚晶粒，其原因是铝合金属于高层错能金属，在变形过程中易发生位错攀移和交滑移产生充分的动态回复过程，导致合金没有足够的变形储能来触发再结晶。通过对晶界角度进行统计发现挤压比25中LAGBs的占比为78.8%左右，这与常规挤压Al-Zn-Mg-Cu合金相比其变形晶粒的比例较大，合金中再结晶程度低。晶粒尺寸的统计结果也挤压比25的棒材平均晶粒尺寸为4.9μm。

这与添加的Zr和稀土元素抑制铝合金再结晶的作用有关。常规Al-Zn-Mg-Cu合金经大变形挤压后固溶处理，材料中再结晶组织会增加，虽然有利提升塑性，但也会降低材料的屈服强度，在本合金中由于添加了Zr、RE（稀土元素）有效抑制了Al-Zn-Mg-Cu合金的再结晶过程，保留了变形组织和亚结构组织，在时效处理后继承了固溶态的晶体结构，从而获得了亚结构强化和沉淀强化两种机制加成，为屈服强度800Mpa打下了基础。

实施例1得到的棒材的室温拉伸性能如下表1所示，其中，σ

图4为实施例1得到的棒材的室温拉伸性能示意图。

实施例2：

（1）合金配比为Zn：9.0％、Mg：2.3％、Cu：1.5％；按上述重量百分比配料，采用99.99％的精Al锭、纯Zn锭、纯Mg锭、Al-Cu中间合金；

（2）在熔炼炉内进行熔化，熔化温度为700℃～780℃；

（3）对完全熔化后的金属加入精炼剂不断搅拌进行精炼，精炼后通氩气，精炼时金属温度维持在690℃～750℃范围内；

（4）精炼后、通氩气静置，静置时间20min～40min后，扒渣；

（5）多次精炼后开始浇铸，纯铝打底厚度不小于60mm，浇铸温度670℃～680℃，浇铸速度25mm/min～35mm/min。

（6）浇铸得到半连续铸锭，铸锭尺寸φ200

（7）对铸锭采用双级均匀化工艺，铸锭均匀化工艺为：第一级均匀化温度为430℃，保温时间8h；第二级均匀化温度为470℃；保温时间20h；

（8）均匀化结束后，随炉冷却，冷却至300℃以下，出炉空冷；

（9）将均匀化后铸锭扒皮，扒皮后铸锭直径195mm；

（10）选择棒材挤压模具对铸锭进行热挤压，挤压比16；

（11）挤压过程中，铸锭初始加热温度430℃，挤压过程中铸锭温度控制在410 ℃～430 ℃，挤压速度控制在4m/min～8m/min；

（12）挤压棒材经双级固溶，固溶制度为：第一级固溶温度为470℃，保温时间2h，第二级固溶温度为：475℃，保温时间1h；

（13）挤压型材经峰时效热处理，保温温度：120℃，保温24h，随炉空冷。

实施例2得到的型材的室温拉伸性能如下表2所示，其中，σ

图5为实施例2得到的型材的室温拉伸性能示意图。

实施例3：

（1）合金配比为Zn：9.5％、Mg：2.4％、Cu：1.7％；按上述重量百分比配料，采用99.99％的精Al锭、纯Zn锭、纯Mg锭、Al-Cu中间合金；

（2）在熔炼炉内进行熔化，熔化温度为690℃～750℃；

（3）对完全熔化后的金属加入精炼剂不断搅拌进行精炼，精炼后通氩气，精炼时金属温度维持在700℃～750℃范围内；

（4）精炼后、通氩气静置，静置时间20min～40min后，扒渣；

（5）多次精炼后开始浇铸，纯铝打底厚度不小于60mm，浇铸温度660℃～670℃，浇铸速度25mm/min～35mm/min；

（6）浇铸得到半连续铸锭，铸锭尺寸φ180；

（7）对铸锭采用双级均匀化工艺，铸锭均匀化工艺为：第一级均匀化温度为430℃，保温时间8h；第二级均匀化温度为470℃；保温时间20h；

（8）均匀化结束后，随炉冷却，冷却至300℃以下，出炉空冷； （9）将均匀化后铸锭扒皮，扒皮后铸锭直径174mm；

（10）选择板材挤压模具对铸锭进行热挤压，挤压比26；

（11）挤压过程中，铸锭初始加热温度440℃，挤压过程中铸锭温度控制在420 ℃～430 ℃，挤压速度控制在2m/mi～6m/min；

（12）挤压板材经双级固溶，固溶制度为：第一级固溶温度为465℃，保温时间2h，第二级固溶温度为：476℃，保温时间1h；

(13) 挤压板材经固溶处理后立即进行冷变形，变形量为2%；

（14）挤压板材经峰时效热处理，保温温度：115℃，保温24h，随炉空冷。

实施例3得到的板材沿挤压方向的室温拉伸性能如下表3所示，其中，σb为抗拉强度，σ 0.2为屈服强度，δ为延伸率。

图6、图7为实施例3得到的板材沿挤压方向的室温拉伸性能示意图。

固溶之后加上冷变形，有利于减少溶质原子回溶造成合金缺陷，同时引入位错为时效析出阶段提供粒子形核位点，增加沉淀析出相的数量。

从上述性能分析可以看出，本发明所述的屈服强度830MPa级铝合金棒材性能稳定，同时延伸率高于3.22％，当屈服强度为800MPa时，板材和棒材延伸率均高于5%，在航空、航天、交通运输、电子消费等领域具有广阔的应用前景。

超高强铝合金的制备工艺主要是提高合金化提高沉淀强化的效果、通过大塑性变形细化晶粒提高细晶强化的效果。本发明通过相图和第一性原理计算，优选了合适的合金成分。合金成分以高锌+稀土元素为特点，结合大塑性变形制备屈服800Mpa级超强铝合金。

提高合金化程度可以有效提升析出强化的效能，但高强合金中溶质原子的添加并不能通过无限提高析出强化的作用。在铸造阶段，高合金化成分易造成凝固成形内应力过大，铸锭发生开裂。在挤压阶段，大量分布不均匀的第二相粒子会阻碍金属的塑性流变，挤压制品发生弯曲，变形。在热处理阶段，过量的第二相和挤压破碎分布不均匀的第二相粒子，无法充分固溶，导致时效阶段沉淀粒子析出效果不佳，影响最终性能。

本发明通过优化合金成分并适配塑性变形工艺，以及优化热处理工艺制度，最终实现了屈强比接近1，屈服800Mpa级的超高强铝合金，并实现了大规格的制备。

需要注意的是，这里所使用的术语仅是为了描述具体实施方式，而非意图限制根据本申请的示例性实施方式。如在这里所使用的，除非上下文另外明确指出，否则单数形式也意图包括复数形式，此外，还应当理解的是，当在本说明书中使用术语“包含”和/或“包括”时，其指明存在特征、步骤、操作、器件、组件和/或它们的组合。

需要说明的是，本申请的说明书和权利要求书及上述附图中的术语“第一”、 “第二”等是用于区别类似的对象，而不必用于描述特定的顺序或先后次序。应该理解这样使用的数据在适当情况下可以互换，以便这里描述的本申请的实施方式例如能够以除了在这里图示或描述的那些以外的顺序实施。

以上所述仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。