高强高韧超细晶铝合金的制备方法
【技术领域】 [0001] 本发明属于金属及合金的制备技术领域，设及一种高强高初超细晶Al-Mg-Si-(化）侣 合金的制备方法。
【背景技术】 [0002] 6000系Al-Mg-Si-(化）侣合金是现代工业中应用最广泛的可热处理强化侣合金，该 类合金成形性好，焊接性能和抗蚀性较好，可快速强化，广泛应用于航空航天、船舶、交通运 输、建筑装饰、容器包装、机械制造、电力工业等领域；但随着工业的快速发展，现有技术中 6000系Al-Mg-Si-(化）侣合金的强度和塑初性等力学性能已不能满足实际应用，迫切需要 提高合金的综合力学性能，如使用最广泛的606U6063等侣合金，经固然时效处理后，抗拉 强度口b都不超过320MPa,相比7000系侣合金其强度较低，且伸长率《在12%左右，塑初 性仍有待提局。
[0003]目前，同时提高6000系Al-Mg-Si-(化）侣合金的强度和塑初性已经成为国内外 研究开发的热点，例如国内公开号为CN103993208A的发明专利"一种Al-Mg-Si-化-Mn-Er 合金材料及其制备方法"，获得了抗拉强度口b超过388MPa,伸长率《大于24%的6000 系侣合金，但是，该合金的力学性能要通过快速凝固技术才能得到，而且合金中含有稀 ±化，使得合金的制备困难，成本较高，因而限制了合金的应用范围；再如国内公开号为 CN103993209A的发明专利"稀±Sc微合金化的Al-Mg-Si-化合金及其制备方法"，获得了 抗拉强度口b达到396MPa,伸长率《达到30%的6000系侣合金，但是，该方法需要真空烙 炼Al-Sc中间合金且需加入贵重的稀±化，同样提高了成本，应用范围有限。
[0004] 衡量金属材料塑初性高低最简单的方法是测定其断后伸长率《，但是均匀伸长 率《。比通常的断后伸长率《更能真实地反映材料的塑初性，均匀伸长率《。为材料在拉 伸变形过程中产生不均匀塑性变形（即塑性失稳）时的应变量，在拉伸曲线上，均匀伸长 率为最大应力所对应的应变量，即试样开始产生缩颈时的应变量（Adv.化g.Mater. 12 (2010) 769-778)，根据均匀伸长率的概念，均匀伸长率《。通常远小于断后伸长率《。
[0005] 提高6000系Al-Mg-Si-(化）侣合金的强度，可通过大塑性变形（SPD)实现，如 等通道转角挤压巧CAP),高压扭转（HPT)，表面机械研磨（SMT)和动态塑性变形（DPD) 等，运些大塑性变形方法可使合金的晶粒尺寸明显细化，因而提高了合金的强度，但是，大 多数SPD合金在强度提高的同时，塑初性急剧下降，均匀伸长率《。低于5%甚至接近于零 (Adv.化g.Mater. 12 (2010) 769-778);例如，沙刚等用室溫HPT的方法，获得的AA6060 侣合金的屈服强度0。.2达475MPa,但均匀伸长率仅为0.8%(ActaMater. 63 (2014) 169-179) ;Valiev等用HPT制备的6061侣合金的屈服强度α。.2高达660MPa,是目前获得 的强度最高的6000系侣合金，但其均匀伸长率几乎为零（Phil.Mag.Lett.88(2008) 459-466);而且，沙刚和Valiev等用HPT方法制备的6000系侣合金材料尺寸很小（直径 20mm，厚度1mm)，很难实现工业应用。
[0006] 动态时效（dynamicaging)技术是指合金在一定溫度下进行大塑性变形过 程中因塑性变形促使大量时效析出相从基体中弥散析出而产生动态时效强化的一种技 术（Mater.Sci.化g.A585 (2013) 165-173)，与通常时效处理（即静态时效-static aging)相比，动态时效过程仅需十几秒到几十秒，时间很短，因而效率高成本低。
【发明内容】
[0007] 本发明的目的在于克服现有技术的不足，针对现有Al-Mg-Si-(化）侣合金强度和初性 较低的问题，提供高强高初超细晶Al-Mg-Si-(化）侣合金的新型制备方法，通过适当的热 处理和不同溫度下等通道转角挤压动态时效相结合，细化Al-Mg-Si-(化）侣合金的晶粒， 控制纳米尺度时效析出相β"的数量、形态和分布及其与位错的交互作用，从而使合金的 强度大幅度提高，同时具备良好的塑初性，扩大了Al-Mg-Si-(化）侣合金的应用范围，该方 法不仅可W用于大规模生产高强高初侣合金，而且相比现有的制备方法制造成本更低。
[000引为实现上述发明目的，本发明采用如下技术方案。
[0009] 本发明的成分配方为（重量百分比wt.%): 1.所述6000系Al-Mg-Si侣合金，包含的各成分及其重量百分比为：0. 8-1. 2%Mg，0. 4-1.0%Si，0. 15-0. 8%Mn，其余为A1和杂质元素，所述杂质元素为：Cr<0.3%，Fe<0. 5〇/〇， Zn < 0. 2%，Ti < 0. 1〇/〇。
[0010] 2.所述6000系Al-Mg-Si-化侣合金，包含的各成分及其重量百分比为： 0. 8-1. 2%Mg，0. 4-1. 0%Si，0. 6-1. 1%化，0. 15-0. 8%Mn，其余为A1和杂质元素，所述杂质元素 为：Cr<0.3%，化<0. 5%，化<0. 2%，Ti<0. 1〇/〇。
[0011] 本发明所述的高强高初超细晶Al-Mg-Si-(化）侣合金的新型制备方法，包括下述 步骤： 第一步：制备铸态巧料和等通道转角挤压型材 按上述设计的Al-Mg-Si侣合金或Al-Mg-Si-化侣合金成分配方添加合金各组分，加热 至720~750°C烙炼，除杂除气后静置10~20分钟，诱注成直径为130mm的圆形巧料， 得到Al-Mg-Si-(化）侣合金铸态巧料，将铸态巧料车削成等通道转角挤压所需相应尺寸的 型材。
[0012] 等通道转角挤压型材最小尺寸为20 X 20 X 100 mm，最大尺寸为100 X 100 X350 mm。
[0013] 第二步：均匀化处理 将上述等通道转角挤压型材进行均匀化处理，均匀化处理工艺为10~30°C/分 钟的升溫速度加热到460~560°C，保溫12~36小时后，随炉冷却到室溫，得到均匀化处 理后的型材。
[0014] 第Ξ步：固溶泽火处理 将上述均匀化处理的型材进行固溶泽火处理，固溶泽火处理工艺为：溫度520~560 。C，保溫时间0. 5~3h，室溫水泽。
[0015] 第四步：等通道转角挤压动态时效 将上述固溶泽火处理后的型材在20分钟内进行等通道转角挤压动态时效，等通道转 角挤压动态时效的溫度为室溫~300DC，等通道转角挤压的工艺为：两通道的内交角Φ =90°，外接弧角Ψ= 20.6°，挤压1~8道次，每道次之间将型材沿轴向顺时针旋转90°， 挤压速度为0.1~5mm·S1。
[0016] 本发明所述的高强高初超细晶Al-Mg-Si-(化）侣合金的新型制备方法，所述诱注 铸态巧料是将合金烙体采用直接水冷半连续铸造值C casting)工艺成型。
[0017] 本发明所述的高强高初超细晶Al-Mg-Si-(化）侣合金的新型制备方法，将等通道 转角挤压模具加热到等通道转角挤压动态时效的溫度保溫，第1道次挤压保溫10min后开 始。
[0018] 本发明所述的高强高初超细晶Al-Mg-Si-(化）侣合金的制备方法，所述经等通道 转角挤压1~8道次，相应的总有效应变是0. 9~5. 4。
[0019] 本发明所述的高强高初超细晶Al-Mg-Si-(化）侣合金的制备方法，所制备的合金 平均晶粒尺寸是190~260nm。
[0020] 本发明所述的高强高初超细晶Al-Mg-Si-(化）侣合金的制备方法，所制备的合金 室溫抗拉强度口b为326~459MPa,屈服强度0。.2为295~433MPa,断后伸长率《为15~ 22%，均匀伸长率《。为11~20%。
[0021] 本发明的优选技术方案如下（其它方案同上）。
[0022] 均匀化处理优选的技术方案为：500~520°CX24~36h。
[0023] 固溶泽火处理优选的技术方案为：530~550°CX1~化。
[0024] 等通道转角挤压动态时效优选的技术方案为：挤压溫度为室溫~110DC，挤压 道次为2~4道次，挤压速度为0. 1~5 mm·S1;对于Al-Mg-Si侣合金，挤压溫度最好为110 。C，对于Al-Mg-Si-化侣合金，挤压溫度最好为室溫，室溫为0-30。C。
[0025] 本发明所述的高强高初超细晶Al-Mg-Si-(化）侣合金的制备方法，优选方案下所 制备的合金，平均晶粒尺寸是191~225皿，室溫抗拉强度Ob为430~459MPa,屈服强度 0。.2为403~433MPa,断后伸长率《为15~22%，均匀伸长率《。为11~20〇/〇。
[0026] 下面对本发明做进一步的解释和说明： 本发明的原理是： 本发明提供的高强高初超细晶Al-Mg-Si-(化）侣合金的制备方法，其强化机制与传统 方法差别很大。
[0027] 传统方法制备的Al-Mg-Si-(化）侣合金的强化机制主要是析出相强化，即固溶泽 火后进行时效处理，过饱和固溶体发生分解，析出相均匀形核并随时效时间延长而逐渐长 大，对于传统方法，主要是通过时效处理工艺调控纳米时效析出相的析出程度来获得不同