一种6系吸能铝合金及其制造方法与流程

本发明属于合金，具体涉及一种6系吸能铝合金及其制造方法。

背景技术：

1、随着新能源汽车的发展，通过降低汽车重量提高续航以及提高车身结构的安全性能是现代汽车材料发展的方向之一。6xxx铝合金因其具有较好的热加工性能，良好的耐腐蚀性，焊接性以及良好的强度，已经成为挤压铝合金型材的优选系列合金。因此6xxx铝合金在汽车结构件上的应用越来越广泛，特别是汽车的前后防撞梁，吸能盒，电池框架，边梁等安全结构件上应用广泛。目前世界上各主要的铝型材生产企业都在积极开发强度更高，应用性能更好的6xxx铝合金型材，同时保证其压溃性能。

2、由于吸能盒和防撞梁等结构件在应用于汽车前端和后端时，这些部位通常面临较高温度的服役环境，有时可达100℃左右，因此长时耐热性也是吸能铝合金所需要解决的问题。

3、目前国内外已经开发出了一些屈服强度为200-280mpa的压溃合金，具有较好的压溃性能。当屈服强度要求大于240mpa时，此类压溃合金的合金化设计通常是要求进一步提高mg和si含量，减少富余si，引入cu元素辅助强化。否则容易在晶界析出si或mgsi脆性相以及较宽的pfz(晶界无析出带)，同时要挤压后强水冷，减少晶界富余si和cu的析出，降低pfz宽度，以保证在mg+si≤1.5％的同时，也可以得到较高的强度而且不损失塑韧性，而保证其压溃性能。但这样的合金设计思路和生产工艺带来了以下3个方面的问题。

4、(1)、挤压出口强水冷要求，导致型材内外表面冷却后温差太大，型材内应力增大，尺寸，外形公差超差。这限制了吸能合金的构型设计和米重大小。

5、(2)、在实际整车碰撞试验时发现，吸能盒以及防撞梁等构件本身具有较好的变形特征，但是失效发生在焊接接头位置，主要原因是焊接条件下，焊接接头和热影响区会形成al2cu相，同时热影响区冷速下降导致热影响区处pfz宽度增加，特别随着cu含量的增加，亚稳相al2cu时效敏感容易粗化，因此降低了haz区的力学性能。

6、(3)由于cu含量的增加，6系铝合金的igc(晶间腐蚀)敏感性明显增加，主要原因是晶界富cu相和pfz(晶界无析出带)之间形成了局部原电池，增加了晶间腐蚀敏感性。

7、为了解决现有技术中存在的上述问题，本发明由此而来。

技术实现思路

1、针对现有技术中存在的上述不足，本发明提供了一种综合性能优良的中高强度6系吸能铝合金及其制造方法，发明人研究发现压溃合金的裂纹通常是由于在固溶后冷却过程中，si等原子的晶界偏析造成，本发明开创性地采用alti5c0.25和mg/si比的控制结合均质后及挤压后的强烈冷却，保证晶界偏析的问题的解决。

2、本发明的技术方案为：

3、本发明涉及一种6系吸能铝合金，按照质量百分比计，包括：

4、mg：0.50～1.20％、si：0.40～1.00％、mn：0.15-0.95％、cr：0-0.25％、fe：0.15-0.45％、ti：0.015-0.30％，cu：0.10-0.70％；其中，mg/si质量比≥0.85/1，mn+cr+fe总含量≤1.2％；还包括alti5c0.25晶粒细化剂和含量不超过0.15％的杂质，余量为al。

5、mg和si是6xxx铝合金的主要强化元素，为了使该合金具有高强度的同时还有更好的折弯性能，必须对强化相和主要强化元素进行设计，最大限度发挥β”相的强化作用，严格控制si的过量。因为过量的si能够在过饱和固溶体在冷却过程中晶界析出聚集，在铝合金受力时作为裂纹源，从而导致压溃性下降。β”相作为almgsi合金的过饱和固溶体的析出相中具有共格和强化效果最强的析出相，其主要的析出相成分接近mg(4+x)al(3-x)si4,(x∈[0,1]),因此虽然理论上合金中mg/sifree＝0.714～0.85之间，但在含有cu的al-mg-si体系中，析出顺序发生了显著的变化。有一些cu原子会和mg形成mg4cu5，mg4si4cu等形式，因此该合金中需确保mg元素的稍稍过量，因此要求过量硅siexcess＜0，与mg形成强化相，即时效阶段和mg结合形成强化相的si含量需要满足mg/sifree＞0.85，若按照基体中主要以mg5si6和mg4si4cu为强化相的理想状态来计算，其过量si的计算公式为

6、siexcess＝(wt％si)-[wt％mg]/1.4+(wt％cu)/1.75+(wt％fe)*0.25]

7、sifree＝(wt％siexcess)-0.25(wt％fe)

8、上述设计的合金中，mn+cr+fe总含量≤1.2％，mn和cr的添加能够使合金在均质化过程中形成al(mncrfe)si纳米析出相，这些纳米析出相具有高温稳定性的特征，具有钉扎晶界作用，保证表层晶粒粗化层减少。因为金属挤压过程是一个高温高压变形的过程，短时间的高能量的变形会促使晶粒发生再结晶从而软化金属，特别是在与模具直接接触的靠近金属表面，应变最大，发生再结晶条件最充分。但同时该高强度合金的mg+si含量大于1.5％，其再结晶本身收到抑制，挤压后型材心部组织主要是纤维晶，若没有mncr添加，会导致心部组织为纤维状，表层为粗晶等轴晶。这种组织会导致型材在纵向压溃时，表层出现微裂纹，导致压溃下降。因此添加一定的mn和cr对防止表层粗晶有显著效果，但若mn和cr添加太多，会导致mgsi析出相和si的析出动力大大增强，显著增加淬火敏感性，难以在淬火后获得过饱和固溶体。因此本发明要求添加少量的mn和cr，保证mn+cr+fe总含量≤1.2％。

9、上述合金中还包括cu，按照质量百分比计，cu：0.10～0.70％,cu元素的添加能够弥补mgsi析出相强度升高的不足，通常cu元素含量超过0.5％时，会导致耐晶界腐蚀性能下降，客户根据需要进行调整cu含量，如果更看重强度而次要需要腐蚀，可以选择更多的cu的添加，cu元素含量上限0.7％。tic纳米析出相作为α-al的异质形核核心，提高形核率，细化晶粒，而区别于常规的tib2颗粒，tib2容易在晶界偏聚，阻碍晶界移动导致晶粒细化。但这样会导致在550℃到300℃之间冷却时，tib2作为mgsi相、自由si、以及cu元素偏聚的核心，让这些元素和相在晶界的偏聚造成塑性下降和电极电位与晶内差异增大而降低晶界的耐蚀性和力学性能。同样在焊接热影响区材料也会经历高温向低温冷却的过程，当冷速不够时，晶界偏聚和pfz加剧，导致焊接接头的力学性能下降。，

10、所述铝合金还包括ti，按质量百分比计，优选ti：0.15％-0.3％，较高的ti元素的添加，在铝液凝固初期发生alti包晶反应，配合相对较低速度的铸造，形成足够alti先析出结构，这种包晶先析出结构，在后续挤压过程中可以沿挤压方向形成多层结构，帮助阻止裂纹的沿晶界扩展。如果没有这种层状结构，就必须通过快速冷却抑制si，mgsi等在晶界的析出，所以本发明的型材挤压出口冷却速率并不需要太高。

11、所述铝合金还包括fe，按质量百分比，fe:0.15-0.45％，fe元素在铸造过程中晶界位置形成alfesi相，具有相当的脆性，割裂基体，降低材料的热加工能力和降低塑性。因此尽可能的减少，但含量太低的话，会给铸棒带来热裂的风险。另外fe含量降低会要求铝水纯度提高，直接增加合金成本。太低的铁含量也不利于均质化后的al(femncr)si的纳米析出相的形成，因此建议fe的含量为:0.15-0.45％。

12、所述铝合金中其他不可避免的杂质元素单个≤0.05％，合计≤0.15％。

13、所述铝合金包括tic颗粒，95％以上的颗粒尺寸在10-900nm之间，更优的体积分数需达到0.020％以上。tic颗粒通过alti5c0.25晶粒细化剂添加进熔体，随后tic颗粒作为异质形核核心弥散均匀分布，使得晶粒细小。这些tic颗粒具有高温稳定性，在后续的均质化，挤压和热处理过程中不会发生固态相变，并且只和铝基体有较大的润湿角，除了提供强度的增加外，不会粗化颗粒和造成晶界偏聚，相反在焊接过程中tic颗粒可以保证熔融的铝凝固时获得细化的晶粒，从而保证焊接接头性能不恶化。

14、在上述具有综合性能优良的高强al-mg-si合金中，所述al-mg-si合金表面单边粗晶层厚度控制在壁厚的1/30。心部纤维组织可确保产品的纵向高强度和压溃性能，表层金属的晶粒大小均匀，晶界内没有明显的元素和相的偏聚，保证了igc性能。

15、优选地，每吨铝合金对应的alti5c0.25晶粒细化剂的添加量为1.5-2kg。6系铝合金一般采用alti5b1作为晶粒细化剂，而alti5c0.25作为铝合金晶粒细化剂在6系合金中很少用到，由于阻止晶粒长大的原理不一样，对于alti5c0.25晶粒细化剂中tic颗粒大小的尺寸有较严格控制。由于采用alti5c0.25晶粒细化剂，容易控制pfz区，从而降低了cu的晶间腐蚀敏感型的问题。

16、优选地，铝合金的厚度不超过6mm时，通过挤压工艺能够形成截面为非再结晶结构的纤维组织，表层粗晶层厚度为100μm以下。本发明所得铝合金制品的壁厚≤6mm，壁厚过厚时会加大表层金属和心部金属性能和结构的差异。

17、本发明还涉及一种6系吸能铝合金的制造方法，包括以下步骤:

18、(1)熔炼：按照铝合金材料中元素的质量百分比称取原料铝锭、镁锭、铜粒、铝硅合金、锰剂、铁剂、铬剂、铝钛合金锭，然后加入熔炼炉进行熔炼；

19、(2)精炼：采用惰性气体精炼或者精炼剂精炼等方法去除夹杂物和氢；

20、(3)铸造：采用气滑模半连续铸造方法进行铸造，当铝液温度在680-700℃之间时，开始浇铸，浇铸速度根据浇铸速度40-80mm/min。

21、(4)均质：浇铸结束后，铸棒冷却至室温后取出，将铸棒放在均质炉中保温，保温温度550-570℃，保温时间1-4h，随后进行水雾冷却，保证铸棒冷却速度≥350℃/h。

22、(5)挤出成型：在挤压成型前先将铝棒预热，预热温度为450-510℃；，挤压比在30-150之间，根据截型的不同设置不同的挤出速度，保证出口温度在550-575℃，出口采用强水冷，保证冷却速率50-100℃/s。

23、(6)矫直和时效:待型材冷却至室温后，采用矫直机进行拉直，伸长率控制在1％-5％之间，然后进入时效炉进行时效处理，时效处理为t7处理，时效温度设置为205℃，时效时间2.5h到8h之间。

24、优选地，步骤(2)的铸造过程，采用精炼剂或者气体精炼的方法去除夹杂物，保证氢含量低于0.15ml/100g铝液。

25、优选地，步骤(2)的铸造过程，若铸锭表面偏析层＞200μm,需采用剥皮的方法去除表面偏析层。

26、优选地，喂丝位置设置于精炼设备之后。对于采用alti5c0.25晶粒细化剂添加的合金，要求喂丝位置放在精炼设备之后，有助于防止精炼设备将细化剂中有益部分的大颗粒tic颗粒去除。

27、优选地，为了保证时效后强度的稳定，从挤压淬火至室温的时间到进入时效炉进行时效的时间控制在4-16h之间。

28、优选地，步骤(5)中的时效处理为t7处理，时效温度为205℃，时间为4h。

29、本发明的有益效果是：

30、(1)本发明通过对al-mg-si合金中主合金元素mg、si、cu、mn、cr、ti的含量进行优化设计和精确设计，配合使用alti5c0.25晶粒细化剂引入一定体积分数的tic纳米颗粒，使6系铝合金型材在具有高强度的同时，具有优良的压溃性能，更重要的是通过成分精确配比，纳米tic颗粒和基体组织的调控，保证其焊接性能和耐蚀性能以及长时耐热性能均由于同类产品。由于不需要特别强烈的水冷即可达到要求的压溃性能，因此可以设计更复杂的结构，特别适合交通用车的吸能盒盒防撞梁的制造。

31、(2)6系铝合金一般采用alti5b1作为晶粒细化剂，因为该细化剂细化晶粒效率较高，本发明突破常规的6系铝合金晶粒细化剂的原理，采用alti5c0.25作为6系铝合金的晶粒细化剂，并且通过控制alti5c0.25添加量和添加位置，让纳米尺寸的tic在熔体中未偏聚前就作为αal的异质形核核心，不同于常规的alti5b1晶粒细化剂中的tib2颗粒，主要通过在晶界偏聚阻止晶界的长大和移动细化晶粒，tic主要作为形核核心，通过提高形核率的方法细化晶粒。这种不同的晶粒细化方法，从根本上改变了晶界的结构，使得合金在挤压出口，焊接接头，焊接影响区这些从高温向低温冷却过程中，最大程度减少晶界处游离si，mgsi的偏聚，减少pfz宽度，提高晶界抵抗裂纹扩展能力，提高晶界力学性能，减少晶界和晶内成分差异而减少igc倾向。但是使用tic可能会导致抑制再结晶的能力下降，所以本合金通过复合添加mncr，保证足够的fe,mn,cr的含量并辅以精确的均质化控制，使得均质后基体中分散相的体积分数和尺寸达到最佳，抑制挤压后的再结晶，最终形成均匀的纤维状组织。

32、(3)本发明能够制备一种保证合金屈服强度综合性能优良的中高强度吸能的al-mg-si合金，其屈服强度200-320mpa，抗拉强度220-380mpa,延伸率≥11％，300mm型材沿挤压方向进行200mm的静态压缩后，型材表面不出现肉眼可见的裂纹,耐腐蚀性能满足4h的中性盐雾试验+16h的湿热气候存放试验+4h的自然条件)进行10个循环后，最大腐蚀缺陷深度≤150um。屈服强度在1000h×150℃处理后力学性能下降不超过10％。