專利名稱：耐腐蝕性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋁合金擠壓材料及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及耐腐蝕性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋁合金擠壓材料，尤其涉及適于作為汽車、有軌車輛、航空器等的結(jié)構(gòu)材料使用的耐腐蝕性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋁合金擠壓材料的制造方法。
背景技術(shù)：
作為汽車、有軌車輛、航空器等的結(jié)構(gòu)所要求的性能，可列舉出(1)強(qiáng)度、(2)耐腐蝕性(3)斷裂力學(xué)特性(耐疲勞裂紋擴(kuò)展及斷裂韌性等性能)等，最近的材料開(kāi)發(fā)動(dòng)向是不僅進(jìn)行強(qiáng)度評(píng)價(jià)，還進(jìn)行包括從材料的制造、組裝到使用的綜合評(píng)價(jià)。
作為高強(qiáng)度鋁合金，公知的有Al-Cu-Mg系(2000系列)，Al-Zn-Mg-Cu系列(7000系列)的鋁合金，雖然這些鋁合金在強(qiáng)度方面優(yōu)異，但耐腐蝕性卻不一定充分，可擠壓性也比較低劣，易產(chǎn)生熱間斷裂，必須進(jìn)行低速擠壓加工。因此，存在制造成本高的問(wèn)題，另外，由于使用拼合拉絲模及異型孔擠壓模擠壓加工成空心形狀比較困難，所以必須通過(guò)整體形狀的組合來(lái)作為結(jié)構(gòu)件，適用范圍受到了限制。
另一方面，在鋁合金材料中，以6061合金、6063合金為代表的6000系列(Al-Mg-Si系)的鋁合金的可加工性優(yōu)良，容易制造，且耐腐蝕性強(qiáng)，但是，與前述的7000系列(Al-Zn-Mg系)以及2000系列(Al-Cu系列)高強(qiáng)度鋁合金相比，在強(qiáng)度方面存在劣勢(shì)，作為提高了強(qiáng)度的6000系列鋁合金，開(kāi)發(fā)出了6013合金、6056合金、6082合金等，但是這些開(kāi)發(fā)出的鋁合金也在強(qiáng)度、耐腐蝕性方面不一定具有足夠的特性以滿足隨著車輛輕量化的推進(jìn)而對(duì)材料薄壁化的要求。
為解決6000系列鋁合金中的上述問(wèn)題，以獲得具有良好的耐腐蝕性的高強(qiáng)度鋁合金擠壓材料為目的，專利特開(kāi)平10-306338號(hào)公報(bào)提供了一種Al-Cu-Mg-Si系列合金中空擠壓材料，其特征在于含有Si0.5～1.5％、Mg0.9～1.6％、Cu1.2～2.5％的同時(shí)，滿足下式的條件3％≤Si％+Mg％+Cu％≤4％、Mg％≤1.7×Si％、Mg％+Si％≤2.7％、2％≤Si％+Cu％≤3.5％、以及Cu％/2≤Mg％≤(Cu％/2)+0.6％，進(jìn)一步含有Cr0.02％～0.4％、且作為雜質(zhì)，將Mn限制在0.05％以下，剩余部分由鋁及不可避免雜質(zhì)構(gòu)成，其中，沿著擠壓方向和垂直方向?qū)νㄟ^(guò)擠壓形成的中空截面內(nèi)的溶接部進(jìn)行了拉伸試驗(yàn)時(shí)，熔接部以外的部分?jǐn)嗔选?特開(kāi)平10-306338號(hào)公報(bào))另外，專利特開(kāi)平2001-11559號(hào)公報(bào)提供了一種鋁合金擠壓材，其特征是使上述鋁合金擠壓材含有Mn，從而進(jìn)一步改善強(qiáng)度的同時(shí)，控制擠壓材的再結(jié)晶層厚度，以維持耐腐蝕性，具有以下成分，含有Si0.5～1.5％、Mg0.9～1.6％、Cu0.8～2.5％的同時(shí)滿足下式條件3％≤Si％+Mg％+Cu％≤4％、Mg％≤1.7×Si％、Mg％+Si％≤2.7％、Cu％/2≤Mg％≤(Cu％/2)+0.6％，進(jìn)一步含有0.5～1.2％的Mn，剩余部分由鋁和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，當(dāng)設(shè)該擠壓材的最小壁厚為t(mm)，設(shè)擠壓比為R時(shí)，擠壓材料的表層部分的再結(jié)晶層的厚度G(μm)則滿足G≤0.326t×R的條件。
上述鋁合金擠壓材添加了Mn，表層部分的再結(jié)晶層以外的結(jié)晶組織形成纖維狀的材料，雖然強(qiáng)度得以改善，但存在因擠壓加工條件所至的擠壓斷裂等的不易擠壓加工的問(wèn)題，因此，本申請(qǐng)的發(fā)明人之一和其他發(fā)明人一起，共同提出了一種通過(guò)以特定的條件，進(jìn)行擠壓加工而改善可擠壓性的方法，即，在使用整體模擠壓加工成實(shí)心材料時(shí)，在特定了整體模的軸承長(zhǎng)度，以及軸承長(zhǎng)度與擠壓材料的壁厚的關(guān)系的條件下，進(jìn)行擠壓加工；當(dāng)使用拼合拉絲?；驑蚴娇仔蛿D壓模擠壓加工成中空材料時(shí)，將坯料截?cái)啵M(jìn)入模的孔部部后圍住心軸，以限定了在重新進(jìn)行一體化的溶接腔中鋁合金在溶接腔的流速與在非溶接部的流速之比的條件下，擠壓加工成中空材料(特開(kāi)平2002-319453號(hào)公報(bào))。
但是，這些擠壓材往往在擠壓(一次加工)后，還要經(jīng)過(guò)彎曲加工或切削加工等二次加工后才能加以使用，但含有Mn的上述鋁合金擠壓材，由于表層部分具有再結(jié)晶組織、內(nèi)部具有纖維組織，所以，如果再結(jié)晶組織變的粗大，則在二次加工后的表面性能狀態(tài)及尺寸精度降低，有時(shí)還會(huì)超出嚴(yán)格的尺寸公差范圍，而且，存在可切削性低下的問(wèn)題。

發(fā)明內(nèi)容
本案發(fā)明人，以在解決上述技術(shù)問(wèn)題的同時(shí)，獲得進(jìn)一步具有穩(wěn)定的可擠壓加工性的耐腐蝕、高強(qiáng)度鋁合金擠壓材料為目的，以上述發(fā)明的鋁合金成分、擠壓條件為基礎(chǔ)，經(jīng)過(guò)進(jìn)一步的反復(fù)試驗(yàn)和研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)在上述擠壓條件下，通過(guò)對(duì)含有特定量的Si、Mg、Cu，還含有特定量的Cr，限制雜質(zhì)Mn的含量的鋁合金進(jìn)行擠壓加工，獲得了可擠壓性得以進(jìn)一步改善，擠壓材的截面整體為微細(xì)再結(jié)晶組織的，具有優(yōu)異的耐腐蝕性和高強(qiáng)度的鋁合金擠壓材料。
基于上述實(shí)際考察結(jié)果，本發(fā)明的目的在于提供一種不僅不會(huì)降低擠壓加工中的可生產(chǎn)性，還能夠滿足汽車、有軌車輛、航空器等的結(jié)構(gòu)件的強(qiáng)度及耐腐蝕性要求，且在彎曲加工或切削加工等二次加工中獲得良好質(zhì)量的鋁合金擠壓材料及其制造方法。
為了達(dá)到上述目的，本發(fā)明的權(quán)利要求1提供一種耐腐蝕性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋁合金擠壓材料，其特征在于含有Si0.6％～1.2％、Mg0.8％～1.3％、Cu1.3％～2.1％，同時(shí)，滿足下述(1)、(2)、(3)、(4)式的條件3％≤Si％+Mg％+Cu％≤4％ ----(1)Mg％≤1.7×Si％----(2)Mg％+Si％≤2.7％ ----(3)Cu％/2≤Mg％≤(Cu％/2)+0.6％ ----(4)進(jìn)一步含有0.04％～0.35％的Cr，且雜質(zhì)Mn限制在0.05％以下，剩余部分由鋁及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，具有結(jié)晶粒徑小于等于500μm的再結(jié)晶組織。
根據(jù)權(quán)利要求2提供的耐腐蝕性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋁合金擠壓材料，其特征在于權(quán)利要求1中的鋁合金還含有Zr0.03％～0.2％、V0.03％～0.2％、Zn0.03％～2.0％中的1種以上。
根據(jù)權(quán)利要求3提供的一種耐腐蝕性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋁合金擠壓材料的制造方法，是使用整體模，將權(quán)利要求1或2所述的高強(qiáng)度鋁合金的坯料擠壓加工成實(shí)心材料的方法，其特征在于使用整體模進(jìn)行擠壓加工，所述整體模的軸承長(zhǎng)度(L)大于等于0.5mm，且該軸承的長(zhǎng)度(L)與被擠壓加工的實(shí)心材的壁厚(T)的關(guān)系為L(zhǎng)≤5T，在被擠壓加工后的實(shí)心材的截面組織中，具有結(jié)晶粒徑小于等于500μm的再結(jié)晶組織。
根據(jù)權(quán)利要求4提供的耐腐蝕性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋁合金擠壓材料的制造方法，其特征在于在權(quán)利要求3中所述整體模的前側(cè)面設(shè)置有導(dǎo)流器(flow guide)，該導(dǎo)流器的引導(dǎo)孔的內(nèi)周面距離連續(xù)到整體模的軸承上的成形孔的外周面5mm以上，且其厚度為坯料直徑的5～25％。
根據(jù)權(quán)利要求5所述的耐腐蝕性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋁合金擠壓材料的制造方法，是使用拼合拉絲?；驑蚴娇仔蛿D壓模將權(quán)利要求1或2所述的鋁合金的坯料擠壓加工成中空材料的方法，其特征在于將坯料(billet)截?cái)嗪筮M(jìn)入壓模孔部部后圍住心軸，在重新進(jìn)行一體化的溶接腔中的鋁合金在溶接部的流速與在非溶接部的流速之比小于等于1.5的條件下擠壓加工成中空材料，在該中空材的截面組織中，具有結(jié)晶粒徑小于等于500μm的再結(jié)晶組織。
根據(jù)權(quán)利要求6所述的耐腐蝕性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋁合金擠壓材料的制造方法，其特征在于包括以下步驟，即，將權(quán)利要求3至5任一項(xiàng)所述的耐腐蝕性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋁合金坯料，用高于等于500℃并低于熔點(diǎn)的溫度下進(jìn)行均質(zhì)化處理的步驟，以及將均質(zhì)化處理后的坯料加熱至470℃以上并低于熔點(diǎn)，進(jìn)行擠壓加工的步驟。
根據(jù)權(quán)利要求7所述的耐腐蝕性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋁合金擠壓材料的制造方法，其特征在于，包括根據(jù)權(quán)利要求3至6任一項(xiàng)所述，在將擠壓后的擠壓材料的表面溫度保持在450℃以上的狀態(tài)下，以大于等于10℃/秒的冷卻速度，冷卻至100℃以下溫度的加壓淬火處理，或以大于等于5℃/秒的升溫速度，將所述擠壓材料加熱至480～580℃的溫度，進(jìn)行固熔處理之后，以大于等于10℃/秒的冷卻速度，冷卻至100℃以下的溫度的淬火處理步驟，以及在170～200℃的溫度條件下實(shí)施2～24小時(shí)熱處理的回火處理步驟。


圖1為在本發(fā)明使用的整體模和導(dǎo)流器的剖面圖；圖2為表示本發(fā)明的實(shí)心擠壓材料的壁厚T的示意圖；圖3為在本發(fā)明中使用的拼合拉絲模的陽(yáng)模主視圖；圖4為在本發(fā)明使用的拼合拉絲模的陰模后視圖；
圖5為將圖3的拼合拉絲模的雄模和圖4的陰模合起來(lái)的縱向剖面圖；圖6為圖5所示拼合拉絲模的成型部分放大圖；圖7為拼合拉絲模中的模腔深度D與橋接寬度W之比與在模內(nèi)的金屬流速比的關(guān)系曲線圖。
具體實(shí)施例方式
圍繞本發(fā)明中的鋁合金中的合金成分的意義及其限定的理由加以說(shuō)明。
Si與Mg共存，析出了微細(xì)的金屬間化合物、Mg2Si，有使鋁合金的強(qiáng)度提高的功能。Si的優(yōu)選含有量在0.6％-1.2％范圍內(nèi)，如果達(dá)不到0.6％其效果不充分，而超過(guò)1.2％則耐腐蝕性降低，Si的最佳含量范圍在0.7％～1.0％之間。
Mg與Si共存，析出了Mg2Si，進(jìn)一步通過(guò)與Cu共存，微細(xì)析出CuMgAl2，使鋁合金的強(qiáng)度提高。Mg的優(yōu)選含有量在0.8％～1.3％范圍內(nèi)，如果達(dá)不到0.8％其效果不充分，而超過(guò)1.3％則耐腐蝕性降低，Mg最佳含有量在0.9％～1.2％之間。
Cu和Si、Mg一樣，是可提高強(qiáng)度的元素成分，其優(yōu)選含有量在1.3％～2.1％范圍內(nèi)，如果達(dá)不到1.3％其效果小，而超過(guò)2.1％則耐腐蝕性降低，擠壓時(shí)的變形阻力升高，從而在制造中空形狀的擠壓材料時(shí)，發(fā)生沖擠。Cu最佳含有量在1.5％～2.0％之間。
Cr使合金的結(jié)晶組織微細(xì)化，在提高可成形性的同時(shí)，提高耐腐蝕性，Cr的優(yōu)選含有量在0.04％～0.35％范圍內(nèi)，如果達(dá)不到0.04％其效果不充分，耐腐蝕性降低，而超過(guò)0.35％則容易產(chǎn)生粗大的金屬間化合物，再結(jié)晶顆粒變的不均勻，被加工時(shí)的可成形性降低。Cr最佳含有范圍在0.1％-0.2％之間。
Mn雖然可使合結(jié)晶顆粒微細(xì)化，提高強(qiáng)度，但生成Mn系列的金屬間化合物，Mn系化合物為蝕孔的起點(diǎn)，促進(jìn)腐蝕，因此，優(yōu)選限制在0.05％以下，更優(yōu)選在0.02以下，最優(yōu)選限制在0.01％以下。
在本發(fā)明的鋁合金中，Si、Mg、、Cu、Cr為必須成分，并需要滿足Si、Mg、Cu相互間的條件公式(1)～(4)，這樣，可獲得理想的金屬間化合物的分散狀態(tài)、強(qiáng)度、耐腐蝕性及可成形性優(yōu)良的材料。必須成分Si、Mg、Cu的合計(jì)含量不到3％時(shí)，則不能獲得理想的強(qiáng)度，而超過(guò)4％則耐腐蝕性降低，通過(guò)將Mg和Si的含量關(guān)系限定在Mg％≤1.7×Si％、Mg％+Si％≤2.7％，Mg和Cu的含量關(guān)系限定在Cu％/2≤Mg≤(Cu％/2)+0.6％，來(lái)控制金屬間化合物的生成量及分布狀態(tài)，可賦予合金以均衡良好的強(qiáng)度特性、可成形加工性以及耐腐蝕性。
作為選擇成分對(duì)上述本發(fā)明的鋁合金添加Zr、V、Zn，具有形成金屬間化合物，使結(jié)晶粒徑微細(xì)化，同時(shí)，提高強(qiáng)度的功能。Zr、V、Zn如果未達(dá)到各自的下限值，則其效果不明顯，如果超過(guò)上限值則增加粗大的金屬間化合物的生成量，而降低可成形性及耐腐蝕性。另外，在本發(fā)明的鋁合金中即使含有為使鑄塊組織微細(xì)化而添加少量的Ti、B，也不會(huì)損害本發(fā)明的特性。
以下描述本發(fā)明的鋁合金擠壓材料的優(yōu)選制造方法，首先，將具有前述組成的鋁合金熔液例如通過(guò)半連續(xù)鑄造制成坯料鑄塊，將獲得的坯料置于500℃以上并低于熔點(diǎn)的溫度下進(jìn)行均質(zhì)化處理。均質(zhì)化處理的溫度低于500℃則不能充分去除鑄塊偏析，用來(lái)提高強(qiáng)度的Mg2Si的生成及Cu的固熔不充分，無(wú)法獲得足夠的強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率。
均質(zhì)化處理后，將坯料加熱至470℃以上并低于熔點(diǎn)的溫度，進(jìn)行熱擠壓加工，為獲得500μm以下的微細(xì)再結(jié)晶組織，而調(diào)整擠壓溫度和擠壓速度的組合，擠壓速度未達(dá)到470℃使添加元素的固熔性不夠而強(qiáng)度下降。
在進(jìn)行加壓淬火時(shí)，在將擠壓后的擠壓材料的表面溫度保持在450℃以上的狀態(tài)下，以大于等于10℃/秒的冷卻速度，將溫度冷卻至100℃以下，在加壓淬火處理步驟中，擠壓材料的表面溫度低于450℃時(shí)，產(chǎn)生溶質(zhì)成分析出的所謂淬火延遲，而無(wú)法獲得所希望的強(qiáng)度；冷卻速度不夠10℃/秒時(shí)，化合物析出非理想的分散狀態(tài)，強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率不夠，更優(yōu)選的冷卻速度為大于等于50℃/秒。
也可以按照通常的淬火處理步驟，在可控氣氛爐或鹽浴爐等熱處理爐中，以大于等于5℃/秒的升溫速度，用480～580℃的溫度將擠壓材料進(jìn)行固熔處理后，以大于等于10℃/秒的冷卻速度冷卻到100℃以下。固熔處理時(shí)的熱處理溫度低于480℃則析出物的固熔不充分，無(wú)法獲得足夠的強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率，而超過(guò)580℃則由于局部的共晶溶解而伸長(zhǎng)率降低；淬火處理時(shí)的冷卻速度低于10℃/秒，則和加壓淬火步驟的情況一樣，化合物析出非理想的分散狀態(tài)，強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率不夠，更優(yōu)選的冷卻速度為大于等于50℃/秒。
淬火結(jié)束后的擠壓材料，即使在室溫時(shí)效狀態(tài)(T4調(diào)質(zhì))也顯示出優(yōu)良的伸長(zhǎng)率，但最好在淬火后，進(jìn)行拉伸矯正，并在170～200℃的溫度條件下實(shí)施2～24小時(shí)的回火處理。回火處理溫度達(dá)不到170℃時(shí)，必須進(jìn)行長(zhǎng)時(shí)間的回火處理才能獲得理想的強(qiáng)度，從工業(yè)生產(chǎn)成本上考慮不提倡。回火處理溫度超過(guò)200時(shí)，強(qiáng)度下降，熱處理時(shí)間不到2小時(shí)則不能獲得足夠的強(qiáng)度，而超過(guò)24小時(shí)，則強(qiáng)度下降。
以下，描述本發(fā)明的擠壓加工方法的具體實(shí)施方式
，圍繞本發(fā)明的擠壓方法中的實(shí)心材料的擠壓加工加以說(shuō)明，將具有規(guī)定組成的鋁合金通過(guò)通常的半連續(xù)鑄造制成鑄塊，使用整體模熱擠壓成實(shí)心材料，如圖1所示，在制造長(zhǎng)的擠壓材料時(shí)，為了連壓坯料而在整體模1的前面配置導(dǎo)流器。
用擠壓桿8將裝在容腔7內(nèi)的鋁合金坯料9向箭頭所示方向推壓，進(jìn)入到導(dǎo)流器4的引導(dǎo)孔5后，進(jìn)入整體模的成形孔3中，在整體模1的軸承面2成形，擠壓出實(shí)心材料10。
在實(shí)心材料的擠壓加工中，用整體模的軸承決定擠壓材料的形狀，軸承的長(zhǎng)度L影響到擠壓材料的特性。在本發(fā)明中為0.5mm≤L，且重要的是L與被擠壓加工的實(shí)心材料10的垂直截面中的壁厚T(圖2)的關(guān)系為L(zhǎng)≤5T、優(yōu)選L≤3T，使用具有這個(gè)尺寸的整體摸擠壓加工，可獲得在實(shí)心材料的截面組織中具有結(jié)晶粒徑小于等于500μm的再結(jié)晶組織的實(shí)心擠壓材料，在截面組織中具有結(jié)晶粒徑小于等于500μm的再結(jié)晶組織的實(shí)心材料具有優(yōu)良的強(qiáng)度、耐腐蝕性及可二次加工的良好性能。另外，所謂的壁厚T，如圖2所示，是指在被擠壓加工的實(shí)心材料的垂直截面中的各部位壁厚中的最厚的部分。
軸承的長(zhǎng)度如果低于0.5mm，則軸承的加工變的困難，軸承容易彈性變形而尺寸不穩(wěn)定，另外，軸承的長(zhǎng)度如果超過(guò)5T，則被擠壓的實(shí)心材料的截面組織的結(jié)晶粒徑變大。
整體模1的前面裝有導(dǎo)流器4時(shí)，重要的是導(dǎo)流器4的引導(dǎo)孔5的內(nèi)側(cè)面6距離整體模1的成形孔3的外圓周面5mm以上(A≥5mm)，而且，其長(zhǎng)度B為坯料9的直徑的5-25％(B＝D×5～25％)，通過(guò)與具有前述軸承尺寸的整體模的組合，獲得了在被擠壓的實(shí)心材料的截面組織中具有結(jié)晶粒徑小于等于500μm的再結(jié)晶組織，具有優(yōu)良的強(qiáng)度、耐腐蝕性及可2次加工的良好性能的實(shí)心擠壓材。
導(dǎo)流器4引導(dǎo)孔5的內(nèi)周面6與整體模1的成形孔3的外周面距離A小于5mm時(shí)，在導(dǎo)流器4內(nèi)的坯料的加工度變大，擠壓的實(shí)心材料的結(jié)晶粒徑變大，導(dǎo)流器4的長(zhǎng)度B達(dá)不到坯料9的直徑(D)的5％時(shí)，導(dǎo)流器4的強(qiáng)度不夠，容易變形，如果導(dǎo)流器4的長(zhǎng)度B超過(guò)坯料9的直徑(D)的25％而變長(zhǎng)，則在導(dǎo)流器內(nèi)的坯料的加工度變大，在被擠壓的實(shí)心材料上發(fā)生斷裂，強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率大幅度下降。另外，實(shí)心擠壓材的形狀為矩形時(shí)，在方角處倒出0.5mm以上的弧度R，則可防止角部的斷裂。
接下來(lái)，描述根據(jù)本發(fā)明的擠壓方法中的中空材料的擠壓加工，首先，將具有前述組成的鋁合金，例如通過(guò)通常的半連續(xù)鑄造制成坯料鑄塊，用拼合拉絲?；驑蚴娇仔蛿D壓模，熱擠壓加工成中空材料，圖3～圖4為拼合拉絲模的構(gòu)成，圖3是從心軸15一側(cè)看的陽(yáng)模12的主視圖，圖4是具有嵌入了心軸15的壓模部16的陰模13后視圖，圖5為陽(yáng)模12和陰模13合起來(lái)的拼合拉絲?？v向剖面圖，圖6為圖5所示的成型部分放大圖。
如圖5所示，拼合拉絲模11是由具有復(fù)數(shù)個(gè)孔部14、14和心軸15的陽(yáng)模12以及具有壓模部16的陰模13組合而成的，因此在用擠壓桿擠壓的坯料被截?cái)?，進(jìn)入陽(yáng)模12的兩個(gè)孔部14、14后，圍住在熔接腔17中的心軸15上，并形成一個(gè)整體(熔接)，從熔接腔17出來(lái)時(shí)，為內(nèi)側(cè)面在心軸15的軸承部15A上，形成外側(cè)面在壓模部16的軸承部16A上形成的中空材料。另外，橋式孔型擠壓模是考慮模內(nèi)金屬的流動(dòng)、擠壓壓力、擠壓的可操作性等因數(shù)改變了陽(yáng)模構(gòu)造的擠壓模，基本構(gòu)造與拼合拉絲模相同。
在這種情況下，進(jìn)入多個(gè)孔部14中的鋁合金(金屬)，如果從孔部14出來(lái)進(jìn)入溶接腔17，也蔓延到位于兩個(gè)孔部14之間的跨接部18的內(nèi)側(cè)，互相結(jié)合(溶接)，但從孔部14出來(lái)后，原狀不變向壓模部16流出，不涉及與從其他孔部14出來(lái)的金屬之間的溶接，即在非溶接部的金屬流速，關(guān)系到流進(jìn)跨接部18的內(nèi)側(cè)，與從其他的孔部14出來(lái)的金屬的溶接，即比在溶接部的金屬流速快，這樣溶接腔17內(nèi)的金屬流速產(chǎn)生了差異，進(jìn)而，在圖3-4中，給出了具有孔部和跨接部各2個(gè)的拼合拉絲模，具有孔部和跨接部各3個(gè)的拼合拉絲模也同樣。
發(fā)明者們圍繞模內(nèi)的金屬流速不同與被擠壓的中空材料的特性之間的關(guān)系，進(jìn)行了多次試驗(yàn)和討論，結(jié)果證明造成擠壓斷裂或熔敷部的組織粗大化的原因在于該流速比，為了防止其發(fā)生，需要以熔接腔17中的金屬在非熔接部的流速與在熔接部的流速之比為小于等于1.5(在非熔接部的流速/在熔接部的流速≤1.5)的條件下擠壓加工，通過(guò)將金屬的流速比設(shè)定在該范圍內(nèi)，可以獲得被擠壓出的中空材料的截面組織中具有結(jié)晶粒徑小于等于500μm的微細(xì)再結(jié)晶組織的中空擠壓材料，其具有強(qiáng)度、耐腐蝕性、以及二次加工性優(yōu)良的中空擠壓材料。
為了以模具熔接腔17中的金屬在熔接部的流速與在非熔接部的流量之比小于等于1.5的條件下擠壓加工，例如，使用了將模腔深度D和(圖5～圖6)拼合拉絲模的跨接寬度W(圖3)之比經(jīng)過(guò)調(diào)整后的模具，圖7給出了一個(gè)D/W和(在熔接部的金屬流速/在非熔接部的金屬流速)之關(guān)系的示例。
通過(guò)上述合金組成、制造條件的組合，可獲得一種擠壓材料的截面組織為結(jié)晶粒徑小于等于500μm的微細(xì)再結(jié)晶組織，而且具有優(yōu)良的強(qiáng)度、耐腐蝕性，且在彎曲加工，切削加工等二次加工中具有良好的質(zhì)量的鋁合金擠壓材料。
實(shí)施例以下，與比較例對(duì)比說(shuō)明本發(fā)明的實(shí)施例，這些實(shí)施例僅示出了本發(fā)明的一種實(shí)施方式，本發(fā)明并不僅限于此。
實(shí)施例1通過(guò)半連續(xù)鑄造將具有表1所示的成分的鋁合金制成塊，制造了直徑為100mm的坯料，將這些坯料在525℃溫度下進(jìn)行了8小時(shí)的均質(zhì)化處理后，作為擠壓用坯料。
將這些坯料加熱至480℃，使用整體模，以擠壓比為27，每分鐘3m的擠壓速度進(jìn)行擠壓加工，押出壁厚12mm、寬24mm的矩形形狀的實(shí)心擠壓材料。整體模的軸承長(zhǎng)度為6mm，在孔的角部帶有0.5mm的弧度(R)。另外，導(dǎo)流器的引導(dǎo)孔為矩形，引導(dǎo)孔的內(nèi)表面與成形孔的外圓周表面的距離(A)為15mm、相對(duì)于坯料的直徑100mm，導(dǎo)流器厚度(B)為15mm，(B＝坯料直徑的15％)。
接下來(lái)，將所獲得的實(shí)心擠壓材料以10℃/秒的升溫速度加熱至530℃，進(jìn)行固溶處理后，在10秒以內(nèi)進(jìn)行水冷淬火處理，在淬火處理的3天后，在180℃的條件下，進(jìn)行10小時(shí)的人工時(shí)效處理(回火處理)，調(diào)質(zhì)處理成T6材，將這些T6材作為實(shí)驗(yàn)材料，依照以下方法進(jìn)行特性評(píng)價(jià)，其評(píng)價(jià)內(nèi)容包括(1)垂直截面的結(jié)晶粒度的測(cè)定；(2)拉伸試驗(yàn)；(3)晶粒邊界腐蝕試驗(yàn)。其評(píng)價(jià)結(jié)果見(jiàn)表2。
(1)結(jié)晶粒度的測(cè)定關(guān)于擠壓材料的垂直截面，用光學(xué)顯微鏡每結(jié)晶粒子測(cè)其短徑，求其平均值。
(2)拉伸試驗(yàn)根據(jù)JIS Z2241標(biāo)準(zhǔn)，測(cè)定拉伸強(qiáng)度(UTS)、屈服強(qiáng)度(YS)、斷裂伸長(zhǎng)(δ)。
(3)晶粒邊界腐蝕試驗(yàn)將氯化納(NaCl)57g、10ml的30％H2O2用蒸餾水調(diào)整成1升，作為試驗(yàn)液，將該試驗(yàn)液的溫度定在30℃，將各試片浸泡6小時(shí)，來(lái)測(cè)定因腐蝕造成的減量，將腐蝕減量低于1.0％則判斷為屈服強(qiáng)度良好。
另外，作為二次加工中的質(zhì)量評(píng)價(jià)方法，將上述T6材進(jìn)行90度彎曲加工，通過(guò)目視觀察其彎曲加工部位外側(cè)的表面狀態(tài)，表面未發(fā)生不良的為良好(○)，表面發(fā)生不良(×)的為次品。
表1

表2

由表2可見(jiàn)，根據(jù)本發(fā)明的試驗(yàn)材料NO.1～14均具有優(yōu)異的強(qiáng)度和良好的耐腐蝕性。
比較例1通過(guò)半連續(xù)鑄造將具有表3所示成分的鋁合金作成鑄塊后，制造成直徑為100mm的坯料。進(jìn)行和實(shí)施例1相同的處理后將這些坯料作為擠壓用坯料，將這些擠壓用坯料加熱至480℃，和實(shí)施例1同樣，使用整體模及導(dǎo)流器，在實(shí)施例1相同的條件下，擠壓成矩形實(shí)心材，進(jìn)行和實(shí)施例1相同的處理，調(diào)質(zhì)處理成T6材。將這些T6材作為實(shí)驗(yàn)材料，進(jìn)行和實(shí)施例1相同的特性評(píng)價(jià)，即，(1)在垂直截面中的結(jié)晶粒度的測(cè)定；(2)拉伸試驗(yàn)；(3)晶粒邊界腐蝕試驗(yàn)。還圍繞試驗(yàn)材料NO22、23實(shí)施了彎曲加工后的表面狀態(tài)檢查。其評(píng)價(jià)結(jié)果見(jiàn)表4。在表3～4中，不符合本發(fā)明條件的劃有下線。
表3

《表注》合金X不滿足Mg≤1.7×Si的條件。
合金YSi+Mg+Cu超出范圍合金ZSi+Mg+Cu超出范圍合金AA不滿足Cu/2≤Mg的條件。
合金B(yǎng)B不滿足Mg≤(Cu/2)+0.6的條件。
表4

由表4可見(jiàn)，試驗(yàn)材料No.15～17分別因?yàn)镾i、Mg及Cu含量過(guò)多而耐腐蝕性能劣化。試驗(yàn)材料No.18～20分別因?yàn)镾i、Mg及Cu含量過(guò)少而缺少足夠的強(qiáng)度。試驗(yàn)材料No.21因?yàn)镸n含量多而生成粗大的金屬間化合物，使耐腐蝕性降低；試驗(yàn)材料No.22因?yàn)镃r含量少而使耐腐蝕性降低；試驗(yàn)材料No.23因?yàn)镃r含量多而生成粗大的金屬間化合物，使結(jié)晶粒不均勻，彎曲加工后的表面狀態(tài)檢查中發(fā)生不良；試驗(yàn)材料No.24因?yàn)闆](méi)有滿足Mg和Si的含量比例關(guān)系、Mg％≤1.7×Si％的條件而使耐腐蝕性降低。試驗(yàn)材料No.25及26分別因?yàn)镾i、Mg及Cu的合計(jì)含量超出本發(fā)明規(guī)定范圍的下限和上限，因此分別降低了強(qiáng)度和耐腐蝕性能，試驗(yàn)材料No.27因?yàn)闆](méi)有滿足Cu與Mg的含量比例關(guān)系、Cu％/2Mg％的條件而使耐腐蝕性降低。試驗(yàn)材料No.28因?yàn)闆](méi)有滿足Cu與Mg的含量比例關(guān)系、Mg％≤(Cu％/2)+0.6的條件而使耐腐蝕性降低。
實(shí)施例2通過(guò)半連續(xù)鑄造將具有表1所示的成分的鋁合金A制成塊，并制造了直徑為100mm的坯料，在500℃的溫度下進(jìn)行均質(zhì)化處理后，用具有表5所示的軸承長(zhǎng)度的整體模將這些坯料擠壓加工成矩形的實(shí)心材(壁厚12mm，寬24mm)。擠壓溫度試驗(yàn)材料No.34為430℃，其他為480℃，擠壓速度為3m/分。
將實(shí)心擠壓材料，以表5所示的條件進(jìn)行加壓淬火或淬火處理，再以與實(shí)施例1相同的條件進(jìn)行回火處理后作為T6材，在表5中，淬火處理的冷卻速度是從固溶處理溫度到達(dá)100℃為止的平均冷卻速度，固溶處理加熱使用了可控氣氛爐。
將所獲得的T6材作為試驗(yàn)材料，進(jìn)行和實(shí)施例1相同的特性評(píng)價(jià)，即，(1)在垂直截面中的結(jié)晶粒度的測(cè)定；(2)拉伸試驗(yàn)；(3)晶粒邊界腐蝕試驗(yàn)。還實(shí)施了彎曲加工后的表面狀態(tài)檢查，其評(píng)價(jià)結(jié)果見(jiàn)表6。
比較例2通過(guò)半連續(xù)鑄造將具有表1所示成分的鋁合金A制成鑄塊，并制造了直徑為100mm的坯料，根據(jù)表5所示的各制造條件，對(duì)該坯料進(jìn)行處理，試驗(yàn)材料No.29～37、41、42，使用軸承長(zhǎng)度為6mm，試驗(yàn)材料No.39使用軸承長(zhǎng)度為0.4mm、試驗(yàn)材料No.40使用軸承長(zhǎng)度為65mm的整體模，另外，試驗(yàn)材料No.29～40未配置導(dǎo)流器，而試驗(yàn)材料No.41、42配置有導(dǎo)流器，擠壓加工出了矩形形狀的實(shí)心擠壓材。
將實(shí)心擠壓材料，按表5所示的條件進(jìn)行加壓淬火或淬火處理，再以與實(shí)施例1相同的條件進(jìn)行回火處理后作為T6材。在表5中，加壓淬火處理的冷卻速度是從水冷前材料溫度到100℃為止的平均冷卻速度，淬火處理的冷卻速度是從固溶處理溫度到達(dá)100℃為止的平均冷卻速度，固溶處理加熱使用了可控氣氛爐。
將所獲得的T6材作為試驗(yàn)材料，進(jìn)行和實(shí)施例1相同的特性評(píng)價(jià)，即，(1)在垂直截面中的結(jié)晶粒度的測(cè)定；(2)拉伸試驗(yàn)；(3)晶粒邊界腐蝕試驗(yàn)，其評(píng)價(jià)結(jié)果見(jiàn)表6，在表5中，不符合本發(fā)明條件的劃有下線。
表5

《表注》試驗(yàn)材料No.41有連續(xù)擠壓，A＝4mm試驗(yàn)材料No.42有導(dǎo)流器，A＝9mm
表6

如表6所示，根據(jù)本發(fā)明的制造條件的試驗(yàn)材料No.29～31、33、36、38均具有優(yōu)異的強(qiáng)度和良好的耐腐蝕性。與此相反，試驗(yàn)材料No.32加壓淬火時(shí)的冷卻速度低造成強(qiáng)度降低。試驗(yàn)材料No.34由于擠壓溫度低而添加元素的固溶不充分，強(qiáng)度降低。試驗(yàn)材料No.35由于淬火、固溶處理前的升溫速度低，所以結(jié)晶顆粒粗大，伸長(zhǎng)率低下，彎曲加工后的表面性狀不好，試驗(yàn)材料No.37由于淬火時(shí)的冷卻速度低，造成強(qiáng)度降低。
試驗(yàn)材料No.39由于整體模的軸承長(zhǎng)度短，在擠壓中，軸承損壞，擠壓中止。試驗(yàn)材料No.40由于整體模的軸承長(zhǎng)度過(guò)長(zhǎng)，擠壓溫度上升后，再結(jié)晶顆粒變得粗大，至使伸長(zhǎng)率降低，耐腐蝕性能降低。另外，彎曲加工后的表面性狀變差。
設(shè)置有導(dǎo)流器，連續(xù)擠壓坯料時(shí)，試驗(yàn)材料No.41由于配置在整體模的前側(cè)面上的導(dǎo)流器的引導(dǎo)孔的內(nèi)周面和整體模的成形孔的外周面的距離A小，所以，擠壓溫度上升后的再結(jié)晶顆粒變得粗大，使彎曲加工后的表面性能狀態(tài)變差；另一方面，試驗(yàn)材料No.42的A大于等于5mm則能獲得微細(xì)的再結(jié)晶顆粒，強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率、耐腐蝕性、及彎曲加工后的表面性狀良好。
實(shí)施例3通過(guò)半連續(xù)鑄造將具有表1所示成分的鋁合金制成鑄塊，制造了直徑為200mm的坯料，將這些坯料在525℃的溫度條件下進(jìn)行8小時(shí)的均質(zhì)化處理后用作擠壓用坯料。使用模腔深度D對(duì)跨度W之比為0.5～0.6的拼合拉絲模，以480℃的擠壓溫度，3m/分的擠壓速度將這些擠壓用坯料擠壓加工成外徑為30mm、內(nèi)徑為20mm的管材(擠壓比20)。在模的熔接腔中的鋁合金的熔接部分的流速與在非熔接部分的流速之比是1.3～1.4。
接下來(lái)，將所獲得的管狀擠壓材料以10℃/秒的升溫速度加熱至530℃，進(jìn)行固溶處理后，在10秒以內(nèi)進(jìn)行水冷淬火處理，在180℃的條件下，進(jìn)行10小時(shí)的人工時(shí)效處理(回火處理)，調(diào)質(zhì)處理成T6材，將這些T6材作為試驗(yàn)材料，依照和實(shí)施例1相同的方法，進(jìn)行了特性評(píng)價(jià)，其評(píng)價(jià)內(nèi)容包括(1)垂直截面的結(jié)晶粒度；(2)拉伸試驗(yàn)；(3)晶粒邊界腐蝕試驗(yàn)，其評(píng)價(jià)結(jié)果見(jiàn)表7。
表7

由表7可見(jiàn)，根據(jù)本發(fā)明的試驗(yàn)材料No.43～56均具有優(yōu)異的強(qiáng)度和良好的耐腐蝕性。
比較例3通過(guò)半連續(xù)鑄造將具有表3所示成分的鋁合金制成鑄塊，制造了直徑為100mm的坯料。對(duì)這些坯料進(jìn)行與實(shí)施例3相同的處理后用作擠壓用坯料，將這些各擠壓用坯料加熱至480℃，使用和實(shí)施例1相同的拼合拉絲模制成管狀擠壓材料，經(jīng)過(guò)和實(shí)施例3相同的處理后，調(diào)質(zhì)成T6材，將這些T6材作為試驗(yàn)材料，和實(shí)施例3相同進(jìn)行了以下特性評(píng)價(jià)，即，(1)垂直截面的結(jié)晶粒度的測(cè)定；(2)拉伸試驗(yàn)；(3)晶粒邊界腐蝕試驗(yàn)。對(duì)試驗(yàn)材料No.64、65還進(jìn)行了彎曲加工后的表面性能狀態(tài)檢查，其試驗(yàn)結(jié)果見(jiàn)表8。另外，在表8中，不符合本發(fā)明條件的劃有下線。
表8

由表8可見(jiàn)，試驗(yàn)材料No.57～59分別因?yàn)镾i、Mg及Cu含量過(guò)多而耐腐蝕性降低。試驗(yàn)材料No.60～62分別因?yàn)镾i、Mg及Cu含量少而缺少足夠的強(qiáng)度。試驗(yàn)材料No.63因?yàn)镸n含量多而生成粗大的金屬間化合物，使耐腐蝕性降低；試驗(yàn)材料No.64因?yàn)镃r含量少而使耐腐蝕性降低；試驗(yàn)材料No.65因?yàn)镃r含量多而生成粗大的金屬間化合物，使結(jié)晶粒度不均勻，彎曲加工后的表面狀態(tài)不良；試驗(yàn)材料No.66因?yàn)闆](méi)有滿足Mg和Si的含量比例關(guān)系、Mg％≤1.7×Si％的條件而使耐腐蝕性降低。試驗(yàn)材料No.67及68分別因?yàn)镾i、Mg及Cu的合計(jì)含量未達(dá)到本發(fā)明規(guī)定范圍的下限和超出本發(fā)明規(guī)定范圍的上限，因此分別降低了強(qiáng)度和耐腐蝕性能；試驗(yàn)材料No.69因?yàn)闆](méi)有滿足Cu與Mg的含量比例關(guān)系、Cu％/2≤Mg％的條件而使耐腐蝕性降低。試驗(yàn)材料No.70因?yàn)闆](méi)有滿足Cu與Mg的含量比例關(guān)系、Mg％≤(Cu％/2)+0.6的條件而使耐腐蝕性降低。
實(shí)施例4通過(guò)半連續(xù)鑄造將具有表1所示的成分的鋁合金A制成鑄塊，制造成了徑為200mm的坯料，將這些坯料在500℃的溫度下進(jìn)行均質(zhì)化處理后，用480℃的擠壓溫度(但，試驗(yàn)材料No.76為430℃)、3m/分的擠壓速度制成管狀擠壓材。模具使用了和實(shí)施例3相同的拼合拉絲模。
將所獲得的管狀擠壓材料，按表9所示條件進(jìn)行加壓淬火或淬火處理，再以與實(shí)施例3相同的條件進(jìn)行回火處理后作為T6材，另外，在表9中，加壓淬火處理的冷卻速度是從水冷前的材料溫度降至100℃為止的平均冷卻速度，淬火處理的冷卻速度是從固溶處理溫度到達(dá)100℃為止的平均冷卻速度，固溶處理加熱使用了可控氣氛爐。
將所獲得的T6材作為試驗(yàn)材料，進(jìn)行和實(shí)施例3相同的特性評(píng)價(jià)，即，(1)在垂直截面中的結(jié)晶粒度的測(cè)定；(2)拉伸試驗(yàn)；(3)晶粒邊界腐蝕試驗(yàn)，還進(jìn)行了彎曲加工后的表面性狀檢查，其評(píng)價(jià)結(jié)果見(jiàn)表10。
比較例4通過(guò)半連續(xù)鑄造將具有表1所示成分的鋁合金A制成鑄塊，制造成了直徑為100mm的坯料，將這些坯料在500℃的溫度下進(jìn)行均質(zhì)化處理后，用480℃的擠壓溫度(但，試驗(yàn)材料No.76為430℃)、3m/分的擠壓速度制成管狀擠壓材。關(guān)于試驗(yàn)材料No.71～79使用了和實(shí)施例3相同的拼合拉絲模進(jìn)行擠壓，關(guān)于試驗(yàn)材料No.80使用模腔深度D與跨度W之比(W/D)為0.43的拼合拉絲模進(jìn)行擠壓。
接下來(lái)，將管狀擠壓材料，按表9所示條件進(jìn)行加壓淬火或淬火處理，再以與實(shí)施例3相同的條件進(jìn)行回火處理后作為T6材。
將所獲得的T6材作為試驗(yàn)材料，進(jìn)行和實(shí)施例1相同的特性評(píng)價(jià)，即，(1)測(cè)定在垂直截面中的結(jié)晶粒度；(2)拉伸試驗(yàn)；(3)晶粒邊界腐蝕試驗(yàn)，其評(píng)價(jià)結(jié)果見(jiàn)表10。另外，在表9-10中，不符合本發(fā)明條件的劃有下線。
表9

表10

如表10所示，根據(jù)本發(fā)明的制造條件獲得的試驗(yàn)材料No.71～73、75、78均顯示了優(yōu)異的強(qiáng)度和良好的耐腐蝕性。與此相反，試驗(yàn)材料No.74由于加壓淬火時(shí)的冷卻速度低而使強(qiáng)度降低。試驗(yàn)材料No.76由于擠壓溫度低而添加元素的固溶不充分，強(qiáng)度降低。試驗(yàn)材料No.77由于淬火、固溶處理前的升溫速度低，而使結(jié)晶顆粒粗大，伸長(zhǎng)率降低，另外，彎曲加工后的表面性狀不好。試驗(yàn)材料No.79由于淬火時(shí)的冷卻速度低而強(qiáng)度不夠。試驗(yàn)材料No.80由于流速比較大而隨著擠壓溫度的上升再結(jié)晶顆粒變大，彎曲加工后的表面性狀不佳。
產(chǎn)業(yè)上利用的可能性根據(jù)本發(fā)明，提供一種具有優(yōu)異的耐腐蝕性及二次加工性的高強(qiáng)度鋁合金擠壓材料及其制造方法。本發(fā)明涉及的鋁合金擠壓材料可替代現(xiàn)有的鐵質(zhì)結(jié)構(gòu)材料，可廣泛地使用于汽車、有軌車輛、航空器等運(yùn)輸設(shè)備的結(jié)構(gòu)材料。
權(quán)利要求
1.一種高強(qiáng)度鋁合金擠壓材料，其特征在于含有0.6％(質(zhì)量％，以下同)～1.2％的Si、0.8％～1.3％的Mg、1.3％～2.1％的Cu，同時(shí)，滿足下述(1)、(2)、(3)、(4)式的條件3％≤Si％+Mg％+Cu％≤4％ ----(1)Mg％≤1.7×Si％----(2)Mg％+Si％≤2.7％ ----(3)Cu％/2≤Mg％≤(Cu％/2)+0.6％ ----(4)還含有0.04％～0.35％的Cr，且將雜質(zhì)Mn限制在0.05％以下，剩余部分由鋁及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并具有結(jié)晶粒徑(平均結(jié)晶粒徑，以下同)小于等于500μm的再結(jié)晶組織。
2.如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度鋁合金擠壓材料，其特征在于所述鋁合金還含有0.03％～0.2％的Zr、0.03％～0.2％的V、0.03％～2.0％的Zn中的1種或多種。
3.一種耐腐蝕性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋁合金擠壓材料的制造方法，所述方法使用整體模，將權(quán)利要求1或2所述的鋁合金的坯料，擠壓加工成實(shí)心材料，其特征在于使用整體模進(jìn)行擠壓加工，所述整體模的軸承長(zhǎng)度(L)大于等于0.5mm，且該軸承的長(zhǎng)度(L)與被擠壓加工的實(shí)心材的壁厚(T)的關(guān)系為L(zhǎng)≤5T，在被擠壓加工后的實(shí)心材的截面組織中，具有結(jié)晶粒徑小于等于500μm的再結(jié)晶組織。
4.如權(quán)利要求3所述耐腐蝕性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋁合金擠壓材料的制造方法，其特征在于在所述整體模的前側(cè)面設(shè)置有導(dǎo)流器，該導(dǎo)流器的引導(dǎo)孔的內(nèi)周面距離連續(xù)到整體模軸承的成形孔外周面5mm以上，且其厚度為坯料直徑的5～25％。
5.一種耐腐蝕性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋁合金擠壓材料的制造方法，其使用拼合拉絲?；驑蚴娇仔蛿D壓模將權(quán)利要求1或2所述鋁合金的坯料擠壓加工成中空材料，其特征在于將坯料截?cái)?，進(jìn)入模的孔部后圍住心軸，在重新進(jìn)行一體化的溶接腔中的鋁合金在溶接部的流速與在非溶接部的流速之比為小于等于1.5的條件下，擠壓加工成中空材料，在該中空材的截面組織中，具有結(jié)晶粒徑小于等于500μm的再結(jié)晶組織。
6.如權(quán)利要求3至5任一項(xiàng)所述耐腐蝕性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋁合金擠壓材料的制造方法，其特征在于包括在500℃以上并低于熔點(diǎn)的溫度下，對(duì)所述鋁合金的坯料進(jìn)行均質(zhì)化處理的步驟；以及將均質(zhì)化處理后的坯料加熱至470℃以上并低于熔點(diǎn)的溫度，進(jìn)行擠壓加工的步驟。
7.如權(quán)利要求3至6任一項(xiàng)所述耐腐蝕性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋁合金擠壓材料的制造方法，其特征在于，包括在將擠壓后的擠壓材料的表面溫度保持在450℃以上的狀態(tài)下，以大于等于10℃/秒的冷卻速度，將溫度冷卻至100℃以下的加壓淬火處理，或以大于等于5℃/秒的升溫速度，將所述擠壓材料的溫度加熱至480～580℃，進(jìn)行固熔處理之后，以大于等于10℃/秒的冷卻速度，將溫度冷卻至100℃以下的淬火處理步驟；以及在170～200℃的溫度條件下實(shí)施2～24小時(shí)熱處理的回火處理步驟。
全文摘要
本發(fā)明提供一種具有優(yōu)良的耐腐蝕性及二次加工性，適于作為汽車、鐵道車輛、航空器等運(yùn)輸機(jī)器的結(jié)構(gòu)材料使用的高強(qiáng)度鋁合金擠壓材料及其制造方法，所述擠壓材料包含0.6％～1.2％的Si、0.8％～1.3％的Mg、1.3％～2.1％的Cu，且滿足下式條件3％≤Si％+Mg％+Cu％≤4％(1)；Mg％≤1.7×Si％(2)；Mg％+Si％≤2.7％(3)；Cu％/2≤Mg％≤(Cu％/2)+0.6％(4)。還含有0.04％～0.35％的Cr，且將雜質(zhì)Mn限制在0.05％以下，剩余部分由鋁及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，擠壓材料的截面具有平均結(jié)晶粒徑小于等于500μm的微細(xì)再結(jié)晶組織；其制造方法使用整體模擠壓加工實(shí)心材時(shí)，模的軸承長(zhǎng)度(L)大于等于0.5mm，且該軸承的長(zhǎng)度與被擠壓加工的實(shí)心材的壁厚(T)的關(guān)系為L(zhǎng)≤5T；使用拼合拉絲?；驑蚴娇仔蛿D壓模擠壓加工中空材時(shí)，截?cái)嗯髁?，進(jìn)入模的孔部后，圍住心軸，在重新形成整體的溶接腔中的鋁合金在溶接部的流速與在非溶接部的流速之比為小于等于1.5。
文檔編號(hào)C22F1/057GK1768154SQ200480009188
公開(kāi)日2006年5月3日 申請(qǐng)日期2004年4月1日 優(yōu)先權(quán)日2003年4月7日
發(fā)明者佐野秀男, 吉野保明 申請(qǐng)人:社團(tuán)法人日本航空宇宙工業(yè)會(huì), 住友輕金屬工業(yè)株式會(huì)社