本發(fā)明涉及一種鋁合金材料，具體涉及一種新型高強度快速硬化的汽車車身用al-mg-si-cu合金及其制備方法。

背景技術：

汽車輕量化是降低能耗、減少排放最為有效的措施之一，相關研究表明汽車重量每減輕10％，可降低燃油消耗6％～8％，排放量下降4％。國際先進汽車企業(yè)已通過選用輕量化材料在實現(xiàn)整車輕量化方面取得巨大進展，而鋁合金材料是目前首選的輕量化材料。6000系鋁合金由于具有中高等強度，良好的成形性及耐蝕性，且焊接性好，烘烤后表面質量高，可進行熱處理強化，是目前汽車車身輕量化的關鍵材料，以6016，6111，6022，6014等為主鋁板材已經(jīng)在國外制造的汽車車身外板得到了越來越廣泛的應用，如車頂蓋、后行李箱蓋、發(fā)動機蓋板及車門等。近些年，國內鋁加工企業(yè)在開發(fā)車身鋁板材做了大量工作，以國外開發(fā)的6016合金為主，基本掌握了制備工藝，并將其板材在汽車廠進行驗證和試用，但還沒有規(guī)模化用于中國汽車的制造。中國汽車制造體量和車身較低鋁化程度為鋁合金行業(yè)提供巨大的市場和發(fā)展機遇。

為使6000系鋁合金能應用在汽車車身上，該合金在t4態(tài)需要具有較低的屈服強度以保證良好的成形性，而在烘烤硬化后需要具有較高的強度以保證足夠的抗凹陷性。因此，抑制自然時效的不利影響、提高合金的析出動力學一直是推進汽車車身用6000系鋁合金發(fā)展的關鍵問題。6000系鋁合金的性能主要是通過調控mg，si和cu的含量來控制。目前工業(yè)上通過調控合金的成分已經(jīng)開發(fā)出了一系列商用的6000系鋁合金，但是這些合金都存在成形性、烘烤硬化性及耐蝕性難以兼顧等問題。如歐洲汽車生產商采用的低cu的6016合金雖然具有較高的成形性和耐蝕性，但是烤漆后強度偏低，抗凹陷性不足，而北美廣泛采用的高cu的6111合金雖然具有良好的烘烤硬化性，但成形性偏低，且對晶間腐蝕較為敏感。alcoa公司新開發(fā)的6022合金雖然成形性、耐蝕性和表面質量都有一定提高，但烘烤硬化后的屈服強度依然不高。造成這種現(xiàn)象的根本原因是僅僅弄清楚了單獨mg/si或cu含量對合金織性能的影響，但是6000系鋁合金的性能主要是mg/si和cu共同影響決定的，而mg/si和cu共同變化對合金組織性能的影響還沒有認識清楚。調控合金的性能必須要考慮到mg/si和含cu量之間的相互影響規(guī)律。結合近十年來的相關文獻報告，可以發(fā)現(xiàn)過剩si低cu、高cu合金，過剩mg低cu合金的組織性能都有大量研究，而過剩mg高cu合金基本未研究過。

針對以上現(xiàn)有技術，鋁合金領域有必要提出對過剩mg高cu合金進行深入的研究。

技術實現(xiàn)要素：

有鑒于此，本發(fā)明的目的在于通過調整mg/si比和含cu量，設計出一種過剩mg高cu的6000系鋁合金，具體為提供一種新型高強度快速硬化的汽車車身用al-mg-si-cu合金及其制備方法。

為達到上述目的，本發(fā)明提供如下技術方案：

1、一種新型高強度快速硬化的汽車車身用al-mg-si-cu合金，所述合金組成如下：mg：1-2.8wt.％；si：0.3-1wt.％；cu：0.5-1.5wt.％；mn：≤0.5wt.％；fe≤0.2wt.％，控制合金的mg/si比大于2，其余為al。

優(yōu)選的，所述合金組成如下：mg：1.17wt.％；si：0.57wt.％，cu：0.5wt.％，mn：0.06wt.％，fe：0.17wt.％，其余為al。

2、一種新型高強度快速硬化的汽車車身用al-mg-si-cu合金的制備方法，包括如下步驟：

采用99.98％工業(yè)純鋁、純mg、al-si中間合金和al-cu中間合金為原料，在熔煉溫度為660℃的條件下，首先添加工業(yè)純鋁待完全熔化后加入al-si中間合金；待完全融化后加入al-cu中間合金，待完全融化后加入純mg，保證熔液均勻混合后，將熔液澆注到水冷鋼模具中成型，隨后對鑄錠進行切頭，并依次進行均勻化處理、固溶水淬、時效處理。

優(yōu)選的，所述均勻化處理如下：以50℃/h升溫至560℃，保溫6h，爐外風扇強制冷卻；上下銑面10mm，側面銑面5mm；隨后將鑄錠放入事先升溫至510℃的爐內保溫2h，熱軋至6mm，最后將板材冷軋至1mm。

優(yōu)選的，所述固溶水淬如下：將冷軋板材首先進行560℃條件下維持30min的固溶處理，并后水淬至室溫。

優(yōu)選的，所述時效處理如下：固溶水淬后在室溫下存儲兩周，進行自然時效。

優(yōu)選的，所述時效處理如下：固溶水淬后直接進行180℃人工時效。

優(yōu)選的，所述時效處理如下：固溶水淬后先在室溫下停放兩周，再進行180℃人工時效。

優(yōu)選的，所述水冷鋼模具尺寸長寬高分別為300mm、200mm、60mm。

本發(fā)明的有益效果在于：現(xiàn)有合金的研究與開發(fā)應用中，均是以β″、或β″+q′相為主強化相的合金設計理念。而本發(fā)明通過同時調整合金的mg/si比和含cu量，提出一種以l相為主強化相的al-mg-si-cu新型合金設計思路。通過過剩mg高cu設計，利用mg原子和cu原子之間強烈的相互作用力。在人工時效初期階段中由于mg和cu之間強烈的相互作用力加速原子團簇的細化程度，在隨后的時效階段，mg和cu原子結合可以促進l相的形成，使合金具有強大的強化能力和熱穩(wěn)定性。同時過剩mg高cu合金還可以發(fā)揮過剩mg合金自然時效速率低和耐蝕性高的優(yōu)點，使合金在具有較高時效強度的同時，保證合金在t4p態(tài)具有良好的成形性和耐蝕性。所以本發(fā)明提出的一種新型過剩mg高cu合金，與目前商用的6022鋁合金相比，不僅具有較低的t4態(tài)屈服強度，而且在人工時效過程中明顯具有更高的析出動力學，烘烤硬化性和熱穩(wěn)定性，且對耐蝕性影響不大，在汽車車身板的應用上具有巨大潛力。

附圖說明

為了使本發(fā)明的目的、技術方案和有益效果更加清楚，本發(fā)明提供如下附圖進行說明：

圖1為過剩mg高cu合金和aa6022合金不同時效階段的硬度曲線，其中(a)自然時效硬度曲線；(b)淬火后直接進行180℃人工時效；(c)自然時效2周后進行180℃人工時效；

圖2為商用aa6022合金和過剩mg高cu合金t4p態(tài)和烘烤硬化態(tài)屈服強度對比；

圖3為兩種合金加速腐蝕后的截面形貌，(a)aa6022合金，(b)過剩mg高cu合金；

圖4為兩種合金淬火后的dsc曲線；

圖5為圖5兩種合金180℃峰值時效的tem明場像，(a)aa6022合金，(b)過剩mg高cu合金；

圖6為峰值時效的析出相haadf-stem高分辨(a)β″，(b)q′和(c)l相，析出相的晶胞用黃線標出。

具體實施方式

下面將結合附圖，對本發(fā)明的優(yōu)選實施例進行詳細的描述。

實施例1

一種過剩mg高cu合金的按質量計由以下成分組成：mg：1.17wt.％；si：0.57wt.％，cu：0.5wt.％，mn：0.06wt.％，fe：0.17wt.％，其余為al。

所述合金采用99.98％工業(yè)純鋁、純mg、al-si中間合金和al-cu中間合金為原料，在熔煉溫度為660℃的條件下，首先添加工業(yè)純鋁待完全熔化后加入al-si中間合金；待完全融化后加入al-cu中間合金，待完全融化后加入純mg，保證熔液均勻混合后，將熔液澆注到長寬高分別為300mm、200mm、60mm的水冷鋼模具中成型，隨后對鑄錠進行切頭，并依次進行均勻化處理、固溶水淬、時效處理。將冷軋板材首先進行560℃條件下30min的固溶處理，并后水淬至室溫，隨后進行3種時效處理：1、固溶水錘后在室溫下存儲兩周，進行自然時效(簡稱na)；2、固溶水淬后直接進行180℃人工時效(簡稱aa)；3、固溶水淬后先在室溫下停放兩周，再進行180℃人工時效(簡稱na+aa)。

對比實施例1：商用aa6022合金：si：1.11wt％；mg0.62wt％；cu0.06wt％；mn0.06wt％；fe0.16wt％。

對實施例1經(jīng)過時效處理后的鋁合金板材以及對比實施例1所述的商用aa6022合金進行硬度測試、拉伸性能測試、dsc測試、合金的微觀結構觀察、高角環(huán)形暗場像-掃描透射電子像(簡稱haadf-stem)表征等：

硬度測試是用mh-5l硬度計測試，載荷為500g且保壓時間為10s，每個樣品會在其整個表面范圍內取不少于10個點以確保數(shù)據(jù)的準確性，且誤差不超過±3％。常溫拉伸性能測試在計算機控制的shimadzuag-x10kn拉伸儀上進行，拉伸速率為1.5mm/min，每個樣品采用三根平行試樣進行測試，拉斷后按照國家標準gbt228-2002計算屈服強度σs，抗拉強度σb和延伸率δ。dsc測試是在mettler-1100lf型同步熱分析儀上進行的，參比物為退火的純鋁坩堝，升溫速率為10℃/min，升溫范圍是30℃-600℃，同時通入氬氣保護。合金的微觀結構是通過feitecnaig2f20fe透射電子顯微鏡觀察，而原子分辨率的haadf-stem是在加速電壓為300kv的球差矯正feititang260-300透射電鏡在進行的透射樣品的制備則是使用struerstenupol-5電解雙噴儀。雙噴液為70％甲醇+30％硝酸，溫度為-25℃～-30℃，電壓為15～20v，電流為50～70ma。

實驗結果如下：

1、硬度測試：

圖1(a)是過剩mg高cu合金與aa6022合金室溫停放兩周內的自然時效硬度曲線，可以發(fā)現(xiàn)2種合金都出現(xiàn)了明顯的自然時效硬化，前兩天內合金硬度快速增加，并在隨后的2周內合金硬化速率逐漸降低并最終達到穩(wěn)定階段，可以發(fā)現(xiàn)，在整個自然時效階段，過剩mg高cu合金的硬度都低于aa6022合金，其中在t4態(tài)，過剩mg高cu的硬度比aa6022合金低10hv左右。自然時效階段較低的t4態(tài)硬度可以有效提高合金的沖壓成形性，因而過剩mg高cu的t4態(tài)性能明顯優(yōu)于6022合金。

圖1(b)、(c)分別是過剩mg高cu合金在aa6022合金淬火后直接進行人工時效和自然時效2周后再進行人工時效的硬度曲線，可以發(fā)現(xiàn)無論合金不是經(jīng)過自然時效，過剩mg高cu合金的人工時效硬度都明顯高于aa6022合金。具體表現(xiàn)了析出動力學更快，時效初期硬化速率明顯加速，峰值時效硬度顯著提高，同時合金熱穩(wěn)定性也大幅提高，這對于汽車車身板的應用具有重要意義。以上實驗結果表明過剩mg高cu合金無論在自然時效階段，還是人工時效階段都表現(xiàn)出了明顯的優(yōu)勢。

2、拉伸測試

為進一步評估這兩種合金的使用性能，分別對這兩種合金的t4p態(tài)和烘烤硬化狀態(tài)(180℃-30min)進行拉伸測試。圖2為過剩mg高cu合金和aa6022合金在t4p和烘烤硬化態(tài)的屈服強度對比。可以發(fā)現(xiàn)在t4p態(tài)，過剩mg高cu的屈服強度比aa6022合金低13mpa，而在烘烤硬化后，過剩mg高cu的屈服強度比aa6022合金提高接近30mpa，這表明過剩mg高cu合金同時具有較低的t4p態(tài)屈服強度和更高的烘烤硬化效應，這對于6000系鋁合金是非常難得的，對于提高6000系鋁合金的應用潛力具有重要意義。

3、耐蝕性測試

一般情況下提高合金的cu含量會導致合金的耐蝕性降低，新型過剩mg高cu合金的耐蝕性究竟如何對于該合金的工業(yè)化應用是需要重點關心的問題。圖3為過剩mg高cu合金和aa6022合金加速腐蝕后合金截面的腐蝕形貌的金相圖。可以發(fā)現(xiàn)這兩種合金的腐蝕類型主要為晶間腐蝕。表1為以上兩種合金的腐蝕深度測量統(tǒng)計數(shù)據(jù)，可以發(fā)現(xiàn)雖然過剩，mg高cu的最大腐蝕深度和平均腐蝕深度都要高于aa6022合金，但是這兩種合金的耐蝕性等級都屬于4級，依然具有良好的耐蝕性。這說明過剩mg與高cu的結合并未明顯降低合金的耐蝕性，新型過剩mg高cu合金依然具有優(yōu)良的耐蝕性。

表1兩種合金t6態(tài)的耐蝕深度及評級表

4、dsc測試

為進一步研究兩種合金的析出動力學，分布對合金固溶處理后立即進行dsc測試。圖4為這兩種合金淬火后的dsc曲線。圖中的每一個吸熱或放熱峰都對應著合金的析出或溶解反應。對aa6022合金而言，圖中的吸熱峰和放熱峰分別對應著：放熱峰ⅰ(103℃)—gp區(qū)或原子團簇的形成；放熱峰ⅱ(251.6℃)—針狀β″的形成；放熱峰ⅲ(301℃)—棒狀β′相和板條狀q′相的形成；放熱峰ⅳ(375℃)—β和si顆粒的形成；吸熱峰ⅴ對應β和si顆粒的溶解。我們通過分析各個合金β″相的放熱峰來研究合金的析出動力學?？梢园l(fā)現(xiàn)雖然β″析出峰的面積未發(fā)現(xiàn)明顯變化，但是析出溫度明顯提前，說明新型過剩mg高cu合金的析出動力學明顯高于aa6022合金。

5、tem表征

圖5分布是過剩mg高cu合金和aa6022合金淬火后立即峰值時效(180℃-2h)后的tem明場像。所有的合金都沿<100>α方向觀測?？梢钥闯鲈谶^剩mg高cu合金中的析出相明顯比aa6022合金中的析出相尺寸更小、密度更高。此外低cu的aa6022合金的析出相基本都是針狀，而高cu合金中的析出相有針狀和板條狀兩種。通過圖6所示的高分辨透射圖像(hrtem)和對應的fft變換可知，針狀的析出相為單斜結構的β″相，是al-mg-si合金峰值時效時最主要的強化相，板條狀的析出相為q′相和l相。通過過剩mg高cu合金中的析出相進行統(tǒng)計發(fā)現(xiàn)，β″相僅占析出相的總數(shù)的30％，而無序結構的l相占50％，q′相占20％?？梢园l(fā)現(xiàn)過剩mg高cu合金中大量彌散分布的無序結構l相是該合金具有優(yōu)異性能的根本原因。

實施例2

一種過剩mg高cu合金的按質量計由以下成分組成：mg：1.17wt.％；si：0.57wt.％，cu：0.5wt.％，mn：0.06wt.％，0.17wt.％，其余為al。

實施例3

一種過剩mg高cu合金的按質量計由以下成分組成：mg：1wt.％；si：0.3wt.％，cu：1.5wt.％，mn：0.20wt.％，fe：0.1wt.％，其余為al。

實施例2及實施例3所述一種過剩mg高cu合金的制備方法參照實施例1所述，將實施例2及實施例3所制備的合金同樣進行硬度測試、拉伸性能測試、dsc測試、合金的微觀結構觀察、高角環(huán)形暗場像-掃描透射電子像(簡稱haadf-stem)表征等：其檢測結果呈現(xiàn)的規(guī)律與實施例1所述一致或相似。

綜上可說明，本發(fā)明提出的一種新型過剩mg高cu合金，與目前商用的6022鋁合金相比，不僅具有較低的t4態(tài)屈服強度，而且在人工時效過程中明顯具有更高的析出動力學，烘烤硬化性和熱穩(wěn)定性，且對耐蝕性影響不大，在汽車車身板的應用上具有巨大潛力。

最后說明的是，以上優(yōu)選實施例僅用以說明本發(fā)明的技術方案而非限制，盡管通過上述優(yōu)選實施例已經(jīng)對本發(fā)明進行了詳細的描述，但本領域技術人員應當理解，可以在形式上和細節(jié)上對其作出各種各樣的改變，而不偏離本發(fā)明權利要求書所限定的范圍。