Er、Zr、Si微合金化Al-Mg-Cu合金及其形变热处理工艺的制作方法

本发明属于合金材料技术领域，具体为在Al-Mg-Cu合金的基础上加入Er、Zr、Si等微量元素及其制备与形变热处理工艺。

技术背景

自从20世纪70年代发生两次大的石油危机以后，考虑到能源、环境、安全等方面的原因，人们对汽车轻量化的要求越来越迫切。而铝及其合金因与汽车用钢铁材料相比具有比强度高、耐蚀性优良、适合多种成形加工方法、抗冲击性能好、较易再生利用等优点，成为应用的比较成熟的轻量化材料，铝合金在汽车上的用量和在汽车材料构成比中所占份额也在明显增加。汽车轻量化的概念最早源于赛车运动，20世纪初赛车运动协会提出参赛赛车质量的限制，成为史上第一个轻量化事件。此后，主要发达国家分别从结构优化设计、轻量化材料的应用和先进制造工艺三个方面来实现汽车的轻量化。在三种轻量化技术中，轻量化材料的开发和应用是当前最主要的研究方向，在为数不多的轻量化汽车材料中，铝合金以其独特的性能优势成为汽车制造业中使用最多的轻量化金属材料。

汽车车身用铝合金板材需要好的冷成型性能，以便板材能够被冲压变形。此外在烤漆处理的过程中车身板材最好能保持强度不下降或者使强度有一定的提升。典型的Al-Mg合金在烤漆处理过程中强度会有所下降，国外学者发现在Al-Mg合金的基础上加入少量的Cu在烤漆处理中出现快速硬化现象，这对提高汽车车身板材的强度是极其有力的。同时在Al-Mg-Cu合金的基础上加入少量的Si能极大的提高模拟烤漆过程中快速硬化的能力(专利号：201710150748.3)，但是经过固溶处理的Al-Mg-Cu-Si合金在室温长期放置的过程中自然时效硬化作用非常显著，这是由于自然时效中Si具有促进亚稳团簇析出的作用，这些亚稳团簇在烤漆过程中会部分溶解从而会降低快速硬化的作用，因此会对后期的冲压变形和烤漆处理产生不利的影响。在Al-Mg-Cu合金的基础上加入Er、Zr、Si等微量元素能起到细化晶粒和提高再结晶温度的作用，通过后续形变热处理工艺不仅能极大提高强度还有非常好的塑性，同时固溶处理后进行轧制变形能够抑制室温存放时自然时效硬化，从而减轻自然时效对后续人工时效的影响。

技术实现要素：

本发明的目的在于通过Er，Zr微合金化一方面起到细化晶粒的作用，另一方面通过热处理工艺在基体中生成S"相及其过渡相从而起到沉淀强化的作用，与此同时基体中也会生成弥散分布的Al3Er，Al3Zr等弥散相起到弥散强化的作用，这些弥散相能够阻碍位错运动，钉扎晶界并阻碍晶界迁移，从而抑制再结晶即提高再结晶温度，使冷作硬化效果最大限度保留，使合金具有高强度与高塑性的优良力学性能。

本发明提供的Al-Mg-Cu合金，其特征在于，铝基体中加入了Mg、Cu、Si、Er和Zr，其中Mg、Cu、Si在Al-Mg-Cu-Si合金中的重量百分含量分别为:1.8～2.2％的Mg，0.7～0.9％的Cu，0.11～0.15％Si；其中Er，Zr的成分范围分别为(重量百分比)：0.19～0.20％Er，0.19～0.25Zr，余量为Al及不可避免的杂质。进一步优选Al-2％Mg-0.8％Cu-0.15％Si-0.2％Er-0.25％Zr(重量百分比)。

本发明合金的制备方法在，其特征在于，包括以下步骤：在熔炼温度为800℃下，把纯铝、纯镁、Al-Cu中间合金、Al-Si中间合金、Al-Er中间合金、Al-Zr中间合金一起放入石墨坩埚中，然后把装有配料的坩埚放入高温电阻炉中进行熔炼，待合金熔化后，六氯乙烷除气、搅拌，保温静置30min以使熔体中各元素分布均匀之后进行铁模浇铸；随后进行形变热处理，从而获得所述的合金材料。

本发明合金形变热处理工艺步骤包括如下：

(1)首先进行铸锭均匀化退火，其退火流程为从室温升至500℃并保温2h，升温速率为800℃/h，以同样的升温速率升至550℃保温14h，随后水淬至室温。

(2)然后步骤(1)水淬后的均匀化退火态铸锭经过切头，铣面，冷轧成薄板，冷轧的薄板在550℃固溶处理4h，随后水淬至室温；

(3)对步骤(2)中固溶处理后的薄板再进行冷轧，其变形量分别为20％-40％；

(4)步骤(3)中变形量分别为20％和40％的薄板进行175℃等温时效，其时效时间为15min～120h；

本发明采用上述成分配比的Er、Zr、Si微合金化Al-Mg-Cu合金，通过上述形变热处理工艺(1)～(3)步骤处理后进行步骤(4)175℃等温时效的时效硬化曲线的对比可得出以下结论：40％变形量Er、Zr、Si微合金化Al-Mg-Cu合金的时效前期的硬化水平高于20％变形量下的合金，说明大变形量下，加工硬化对强度的提高起主要作用。无论是20％变形量还是40％变形量在后续175℃时效前期其硬度上升的幅度都不大，说明变形对时效前期团簇的析出有一定影响。40％变形量Al-2％Mg-0.8％Cu-0.15％Si-0.2％Er-0.25％Zr合金在175℃的时效硬化水平最为显著。

附图说明

图1：20％变形量，175℃等温时效硬度曲线。

图2：40％变形量，175℃等温时效硬度曲线。

图3：40％变形量，Er、Zr、Si微合金化Al-Mg-Cu合金175℃等温时效峰时效态下的抗拉强度与屈服强度值。

图4：40％变形量，Er、Zr、Si微合金化Al-Mg-Cu合金175℃等温时效峰时效态下的断后伸长率。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明作进一步说明，但本发明并不限于以下实施例。

实施例1：采用石墨坩埚熔炼和铁模铸造制备合金铸锭，所用原料为高纯铝、纯镁、Al-50wt％Cu、Al-27％Si、Al-6wt％Er和Al-3wt％Zr的中间合金。在熔炼温度为800℃下，把纯铝，纯镁，Al-Cu中间合金，Al-Si中间合金、Al-Er中间合金、Al-Zr中间合金一起放入石墨坩埚中，然后把装有配料的坩埚放入高温电阻炉中进行熔炼，待合金熔化后，六氯乙烷除气、搅拌，保温静置30min以使熔体中各元素分布均匀之后进行铁模浇铸。制备了4种成分不同的Al-Mg-Cu及其Er、Zr、Si微合金化的合金，如下表1所示。

表1实验合金成分

实施例2：对实例1中的合金按照形变热处理工艺(1)～(5)步骤进行处理，图1给出了合金在20％变形量下进行175℃等温时效的时效硬度变化曲线，从图中看出A1，A2，A3，A4合金的人工时效前期快速硬化现象都不十分显著，并且硬度曲线在时效前期都出现一平台，相比之下A4合金在未达到峰时效的状态下时效硬化曲线一直处于上升趋势其时效前期的硬化平台停留时间很短。A1，A3，A4合金的峰时效的硬度值处于同一水平，A4合金的峰值硬度要高于其它合金。图2给出了合金在40％变形量下进行175℃等温时效的时效硬度变化曲线，从图中看出除了A1合金其它合金在时效前期几乎没有快速硬化的现象，A4合金的峰值硬度远高于其他合金。A1，A3，A4合金在达到峰值硬度后时效硬化曲线长时间处于峰值硬度平台，而A2合金在175℃时效8h达到峰值硬度125HV后其时效硬化曲线开始下降进入过时效状态。

实施例3：图3为40％变形量下，Al-2Mg-0.8Cu合金175℃时效16h，Al-2Mg-0.8Cu-0.15Si合金175℃时效8h，Al-2Mg-0.8Cu-0.15Si-0.2Er合金175℃时效8h，Al-2Mg-0.8Cu-0.15Si-0.2Er-0.25Zr合金175℃时效8h的抗拉强度与屈服强度值，上述各合金所处的时效状态为峰时效态。从图3可看出，与其它合金相比A l-2Mg-0.8Cu-0.15Si-0.2Er-0.25Zr合金175℃时效8h的抗拉强度与屈服强度值最高。图4为40％变形量下各合金175℃等温时效峰时效态下的断后伸长率，可看出Al-2Mg-0.8Cu-0.15Si-0.2Er合金与Al-2Mg-0.8Cu-0.15Si-0.2Er-0.25Zr合金有较好的塑性，它们各自的断后伸长率分别为15％与14％。综上所述，Al-2Mg-0.8C u-0.15Si-0.2Er-0.25Zr合金具有高强度与高塑性的优良力学性能。