本發(fā)明屬于金屬材料的合金制備領(lǐng)域和塑性加工領(lǐng)域，具體地講，涉及一種鈦微合金化的高硅量鋁合金及其制備方法。

背景技術(shù)：

我國建筑鋁型材采用6000系列al-si-mg合金制造。該合金含有大約各0.5％的mg和si，其余為al，屬于單相合金。由于所含強(qiáng)化元素的量少，強(qiáng)度低，特別是剛度小，但具有非常優(yōu)異的延展性，可方便地采用擠壓成形(gb5237.1-2004標(biāo)準(zhǔn)：6063合金t6狀態(tài)下σb≥205mpa，σ0.2≥180mpa，δ≥8.0％)，但該類合金剛度小，硬度低，使用過程中極易變形與磨損，嚴(yán)重影響在大型建筑結(jié)構(gòu)中的應(yīng)用。含硅量在質(zhì)量百分比為11.0％到14.0％的高硅鋁合金由于優(yōu)異的流動性大多用于鑄造成型，在該鑄造鋁硅基合金中加入少量mg可大大提高其強(qiáng)度性能，彈性模量提高，但延伸率則大大降低。因此，通過合金化及微合金化來提高鋁合金性能和組織，從而實現(xiàn)鋁合金高強(qiáng)度、高塑性、彈性模量大、硬度高，耐磨性的完美結(jié)合，勢必帶來巨大的經(jīng)濟(jì)效益。

技術(shù)實現(xiàn)要素：

本發(fā)明的目的是克服已有技術(shù)的缺點，提供一種鈦微合金化的高硅量鋁合金，該鋁合金兼具強(qiáng)度高、彈性模量大、硬度高及耐磨性等優(yōu)點，同時還提供了一種鈦微合金化的高硅量鋁合金的制備方法，該制備工藝簡單實用。

本發(fā)明所述的一種鈦微合金化的高硅量鋁合金，其特征是它由al、si、mg、fe、sr、b、ti元素組成，按質(zhì)量百分比計：si11.0％～14.0％，mg0.2％～0.7％，fe≤0.15％，sr0.015％～0.04％，b0.01～0.03％，ti0.05％～0.25％，余量為鋁。

本發(fā)明所述的鈦微合金化的高硅量鋁合金，其制備方法包括以下步驟：

第一步：將鋁硅中間合金、鎂元素和硅元素、鈦元素置于加熱裝置中加熱熔化，使得硅元素的質(zhì)量百分比在11.0％～14.0％之間，鈦元素的質(zhì)量百分比在0.05％～0.25％，鎂元素的質(zhì)量百分比在0.2％～0.7％之間，形成合金熔體；

第二步：將第一步制得的熔體加熱至720℃～740℃時加入六氯乙烷進(jìn)行精煉，靜置10分鐘后，加入al-sr和al-b中間合金進(jìn)行變質(zhì)處理和晶粒細(xì)化處理，保溫30分鐘，進(jìn)行化學(xué)成分測定，使得合金中sr的質(zhì)量百分?jǐn)?shù)含量為0.015％～0.04％，b的質(zhì)量百分?jǐn)?shù)含量為0.01％～0.03％，然后進(jìn)行真空靜置30～60分鐘，加熱至710℃～730℃澆入到金屬模具中，得到鑄錠；

第三步：將第二步制得的鑄錠在520℃～540℃下進(jìn)行均勻化退火3～6小時；

第四步：將第三步退火后的鑄錠在400℃～500℃溫度下進(jìn)行熱擠壓或熱軋變形，從而制得鋁合金。

本發(fā)明的有益效果：

1、本發(fā)明的高硅量鋁合金及其型材具有強(qiáng)度高、彈性模量大、硬度高、耐磨性優(yōu)異等技術(shù)優(yōu)點。在合金化方面，本發(fā)明采取提高合金中si含量和適量的mg保證合金具有低的原材料成本、較高的彈性模量、優(yōu)異的耐磨性、優(yōu)異的組織致密性和足夠的強(qiáng)度。在微合金化方面：

(1)添加微量的ti，使得合金中含有納米級mg2si、altisi和alfetisi等三種析出相如圖4(a～h)所示，而這些析出相會對晶界的移動和動態(tài)再結(jié)晶產(chǎn)生顯著影響：

①晶界遷移過程中與析出相接觸后，平直的晶界就會發(fā)生明顯彎折如圖4(a，c)所示。即使越過析出相，也會發(fā)生明顯的彎曲如圖4(e)所示。同時，晶界在接觸到析出相時，不僅晶界發(fā)生彎曲，而且在析出相附近區(qū)域的位錯密度明顯增加如圖4(g)所示。這些都表明添加ti后形成的析出相對晶界的遷移有阻礙作用，從而有利于提高合金的強(qiáng)度和塑性。

②對于析出相顆粒對動態(tài)再結(jié)晶行為的影響主要體現(xiàn)在顆粒激發(fā)形核(psn)和晶界釘扎效應(yīng)兩方面。對于尺寸較大的析出相顆粒，其會阻礙位錯運(yùn)動造成位錯塞積，周圍易形成高位錯密度區(qū)，從而產(chǎn)生顆粒激發(fā)形核效應(yīng)；同時在粗大的析出相顆粒周圍易形成較大的應(yīng)變梯度，促進(jìn)再結(jié)晶晶核的長大。對于彌散分布的尺寸細(xì)小的析出相顆粒，對位錯和晶界有較為明顯的釘扎作用如圖5(a，b，c)所示，阻礙晶界遷移。如圖6顯示兩種合金擠壓態(tài)下ebsd的oim相原圖及其位相角分布圖。圖6(a、c)是近共晶合金未含ti，圖6(b、d)是添加0.1ti的本發(fā)明合金。兩種合金在擠壓態(tài)顯微結(jié)構(gòu)特征均存在部分細(xì)小條帶狀結(jié)構(gòu)區(qū)，此區(qū)域內(nèi)的晶粒較為粗大且沿擠壓方向分布；而在硅顆粒密集的富硅區(qū)存在大量非常細(xì)小的等軸晶。位相角分布圖6(c，d)中θavg.表示平均位相角角度，而fhabs則為大角晶界的比例，大角晶界的比例可以作為再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)的一種表征方式。圖6(c)表明近共晶合金的平均位相角角度為17.9°，大角晶界百分?jǐn)?shù)在37％左右。相比近共晶合金，本發(fā)明合金中添加0.1wt％ti的平均位相角角度為12.8°，大角晶界分?jǐn)?shù)為24.4％，都有所降低，這顯示出添加ti元素所形成的的析出相對熱擠壓態(tài)近共晶鋁硅鎂合金具有更強(qiáng)的抑制動態(tài)再結(jié)晶的作用。

(2)添加sr進(jìn)行共晶si變質(zhì)，si作為合金中的主要合金元素，其形態(tài)對合金力學(xué)性能產(chǎn)生重要的影響。微量添加sr細(xì)化共晶硅，改變共晶硅的形態(tài)，提高α-al相的數(shù)量，細(xì)化α枝晶，有助于后續(xù)熱處理時硅相的球化、細(xì)化，能夠明顯提高鋁硅合金的力學(xué)性能。

(3)微量添加b進(jìn)行晶粒細(xì)化處理，在鋁基體中形成tib2顆粒，而過剩的ti存在時，tib2顆粒先使tial3形核，進(jìn)而促進(jìn)α-al形核，產(chǎn)生晶粒細(xì)化的效果，保證合金具有一定的塑性，便于塑性加工。在熱擠壓和熱軋制狀態(tài)下，本發(fā)明制備所得鈦微合金化的高硅鋁合金，各項力學(xué)性能均高于國家標(biāo)準(zhǔn)。

2、低成本。本發(fā)明的合金系列用硅代替6000系列中的鋁，可以降低電解鋁的消耗量。比如含硅量12.3％左右的近共晶鋁硅鎂合金，可以降低12％左右的電解鋁用量，降低電能消耗，節(jié)能環(huán)保。

3、熱變形的流變應(yīng)力高。本發(fā)明的合金系列熱變形過程中流變抗力比6063合金鋁型材高，適用于大型鋁建筑結(jié)構(gòu)。

附圖說明

圖1本發(fā)明中實施例1合金在鑄態(tài)下的組織結(jié)構(gòu)圖。

圖2本發(fā)明中實施例1合金在熱擠壓態(tài)下的組織結(jié)構(gòu)圖。

圖3本發(fā)明中實施例2合金在熱軋制態(tài)下的組織結(jié)構(gòu)圖。

圖4本發(fā)明中實施例2合金在熱軋制態(tài)下的析出相與晶界的交互作用：(a，b)數(shù)百納米級mg2si顆粒與晶界的交互作用；(c，d)數(shù)十納米級mg2si顆粒與晶界的交互作用；(e，f)alsiti顆粒與晶界的交互作用；(g，h)alfetisi顆粒與晶界的交互作用。

圖5本發(fā)明中實施例2合金在熱軋制態(tài)下tem觀察到合金中析出相對位錯運(yùn)動的作用：(a)位錯纏結(jié)；(b)顆粒釘扎位錯形成卷曲位錯；(c)顆粒釘扎而形成的位錯墻。

圖6本發(fā)明中實施例1合金在熱擠壓態(tài)下ebsd的oim相原圖及其位相角分布圖：(a、c)是未含ti的近共晶合金的ebsd觀察，(b、d)是添加0.1wt％ti的本發(fā)明合金的ebsd觀察；(a)、(b)為取向成像圖，(c)、(d)為oim位相角分布圖。

具體實施方式

實施例1

原料為al-12.53wt％si的鋁硅中間合金。將al-12.53wt％si的近共晶鋁硅合金加入到石墨坩堝中，并加入適量的純硅和al-4wt％ti的中間合金，使得合金的硅質(zhì)量百分比為12.3％，鈦的質(zhì)量百分比為0.1％，采用電阻爐加熱至760℃熔清后，保溫30分鐘，形成熔體；待熔體溫度下降到730℃后加入六氯乙烷進(jìn)行精煉，靜置10分鐘后，向熔體中加入0.5wt％的純鎂錠，保溫30分鐘再降到730℃后加入al-10wt％sr和al-3wt％b中間合金，保溫30分鐘后待溫度穩(wěn)定為730℃后進(jìn)行60分鐘真空靜置；然后將得到的熔體澆鑄到鑄鐵模具中，自然冷卻形成鑄錠；將鑄錠進(jìn)行535℃×6h的均勻化退火后，在535℃下進(jìn)行熱擠壓(擠壓比32)，立即淬火，從而得到鋁合金型材。

鋁合金型材的化學(xué)成分用icp直讀光譜儀測定，結(jié)果如下：si：12.6％、mg：0.45％、ti：0.104％、fe：0.101％、sr：0.024％、b：0.015％，余量為al。

實施例2

原料為al-12.03wt％si的鋁硅中間合金。將al-12.03wt％si的近共晶鋁硅合金加入到石墨坩堝中，并加入適量的純硅和a1-4wt％ti的中間合金，使得合金的硅質(zhì)量百分比為12.0％，鈦的質(zhì)量百分比為0.1％，采用電阻爐加熱至760℃熔清后，保溫30分鐘，形成熔體；待熔體溫度下降到730℃后加入六氯乙烷進(jìn)行精煉，靜置10分鐘后，向熔體中加入0.7wt％的純鎂錠，保溫30分鐘再降到730℃后加入al-10wt％sr和al-3wt％b中間合金，保溫30分鐘后待溫度穩(wěn)定為730℃后進(jìn)行60分鐘真空靜置；然后將得到的熔體澆鑄到鑄鐵模具中，自然冷卻形成鑄錠；將鑄錠進(jìn)行535℃×6h的均勻化退火后，在500℃下進(jìn)行熱軋制(壓下率為67％)，立即淬火，從而得到鋁合金型材。

鋁合金型材的化學(xué)成分用icp直讀光譜儀測定，結(jié)果如下：si：12.2％、mg：0.63％、ti：0.096％、fe：0.104％、sr：0.030％、b：0.013％，余量為al。

利用金相顯微鏡對實施例1的al-12.5％wtsi-0.5％wtmg-0.1wt％ti合金在鑄態(tài)下、熱擠壓態(tài)和實施例2的熱軋制態(tài)樣品進(jìn)行組織觀察，結(jié)果如圖1-3所示。從三幅圖中可以看出，熱變形過程使得合金中硅顆粒沿流線分布，分散更加均勻，硅顆粒發(fā)生了球化、長大，降低了其對基體的割裂作用，有利于提高材料的強(qiáng)度，改善材料的塑性。

將實施例1合金的熱擠壓態(tài)樣品和實施例2合金的熱軋制態(tài)樣品以及t6處理態(tài)樣品用線切割加工成板狀拉伸樣，每個狀態(tài)取三個平行樣。按照國家標(biāo)準(zhǔn)《gbt228-2002金屬材料室溫拉伸試驗方法》，在wj-10型機(jī)械式萬能實驗機(jī)上，對熱擠壓態(tài)、熱軋制態(tài)樣品和t6處理態(tài)樣品進(jìn)行屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長率、硬度的測試。測試結(jié)果如表1所示。本發(fā)明合金在熱擠壓態(tài)和熱軋制態(tài)下的力學(xué)性能都高于6063鋁型材t6狀態(tài)下力學(xué)性能指標(biāo)(抗拉強(qiáng)度：205mpa，屈服強(qiáng)度：180mpa，伸長率：8.0％)。

表1

另外，對實施例1合金在gleeble3500熱模擬機(jī)上，進(jìn)行熱壓縮模擬實驗，獲得不同溫度，不同應(yīng)變速率下的穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力(mpa)。熱壓縮模擬實驗的過程是：將材料加工成熱壓縮模擬所需的的圓柱體，在535℃下進(jìn)行均勻化退火6小時后水淬；在gleeble3500熱模擬機(jī)上將試樣以5℃/s的升溫速度加熱到相應(yīng)的溫度，保溫1分鐘，以相應(yīng)的真應(yīng)變速率進(jìn)行熱壓縮模擬，至真應(yīng)變?yōu)?。記錄下熱壓縮過程的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線，取各個條件下的穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力得到表2。從表2可以看出：本發(fā)明合金在450℃到500℃之間具有較小的流變抗力，具有很好的熱變形加工性能。

表2

從上述兩個實施例的力學(xué)性能測試結(jié)果可以看出：本發(fā)明的合金抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度略延長率、硬度以及穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力相比6063系列鋁型材都有明顯的提高。