[0001] 本发明属于铝合金技术领域，具体涉及一种高强抗压溃6系铝合金型材及其制备方法。

[0002] 6系铝合金是一类由铝、镁和硅等元素组成的铝合金，包括了6061、6063等常见型号，常用于航空航天、船舶、汽车、建筑、电子等领域，具有优异的机械性能、耐腐蚀性以及可加工性，是目前应用最为广泛的铝合金之一。在6系铝合金中，合金强度主要与合金化程度有关，即添加Si、Mg、Cu、Mn等合金元素的总含量有关，合金化程度越高，析出的强化相数量越多，相应的强度也越高。因此，提高合金化程度，是突破常规6系铝合金力学性能极限、实现高强度的重要途径。

[0003] 但是合金化程度越高，铝合金可挤压性能越低，挤压压力越大，材料越容易开裂，导致材料的抗压溃性能也越差。铝合金熔铸过程中基体内析出的粗大AlFeMnSi相，因与合金基体呈非共格关系，变形能力差，会对合金压溃性能造成负面影响。尤其是AlFeMnSi相中层片状和长针状的β‑AlFeMnSi相，相对于不规则状和点状的α‑AlFeMnSi相，对合金型材压溃性能的负面影响更为严重。

[0004] 本发明的目的是针对上述技术问题，提供一种高强抗压溃6系铝合金型材，析出的AlFeMnSi相为少量不规则状和点状的α‑AlFeMnSi相，铝合金型材表现出优异的压溃性能。

[0005] 本发明技术方案中的高强抗压溃6系铝合金型材，组成成分及其质量百分比如下：Mg 0.80‑1.35％、Si 0.60‑0.90％、Mn 0.30‑0.40％、Ti 0.05‑0.20％、Cr≤0.20％、Cu≤
0.25％、Fe≤0.25％，余量为Al和其他不可避免杂质元素，单个杂质≤0.05％，杂质总和≤
0.15％。

[0006] 进一步地，上述高强抗压溃6系铝合金型材，组成成分及其质量百分比如下：Mg 0.90‑1.2％、Si 0.70‑0.80％、Mn 0.30‑0.40％、Ti 0.05‑0.10％、Cr≤0.20％、Cu≤
0.20％、Fe≤0.20％，余量为Al和其他不可避免杂质元素，单个杂质≤0.05％，杂质总和≤
0.15％。

[0007] 进一步地，上述高强抗压溃6系铝合金型材中AlFeMnSi相为不规则状和点状的α‑AlFeMnSi相。

[0008] 通过减少铝合金型材中Fe、Mn、Si元素含量，可以降低铝合金体系中层片状和长针状AlFeMnSi相析出的可能性，削弱其对合金型材压溃性能的不良影响，提升合金型材的压溃性能。

[0009] 本发明的另一个目的还在于提供上述高强抗压溃6系铝合金型材的制备方法，包括熔炼、在线精炼、浇铸、均质处理、冷却处理、挤压处理、在线淬火和时效处理。

[0010] 进一步地，熔炼时是先加入铝锭，熔化后除渣除气，再加入其余金属。

[0011] 进一步地，精炼时加入铝液质量0.1～0.3％的精炼剂。

[0012] 进一步地，精炼剂由氯化钠和氯化钾按照3～4:6～7的质量比混合。氯化钠和氯化钾熔点低且质轻，可以在铝液表面形成保护膜，保护金属元素少与空气接触，降低金属元素被氧化的可能性，促进铝液成分的稳定。

[0013] 进一步地，浇铸温度为730～780℃。

[0014] 进一步地，均质处理温度为550～580℃，时间为5～10h。在较高温度下进行均质处理，可以减弱或避免合金体系中AlFeMnSi相对压溃性能产生不利影响。

[0015] 进一步地，冷却处理是采用水冷的方式，时间为3～5h。

[0016] 进一步地，挤压处理时温度为500～550℃。

[0017] 进一步地，在线淬火是在500～520℃使用水雾冷却2～5min。

[0018] 进一步地，时效处理的温度为200～220℃，时间为5～8h。在此时效处理条件下得到的铝合金型材，基体内晶内析出相析出均匀且数量少，β‑AlFeMnSi相转化为α‑AlFeMnSi相，表现出优异的压溃性能。

[0019] 相比现有技术，本发明的技术方案具有如下有益效果：

[0020] (1)通过合适的金属元素含量，结合适宜的热处理温度，得到具有优异压溃性能的6系铝合金型材；

[0021] (2)合理的Fe、Mn、Si元素含量和Ti元素含量，提升合金型材的压溃性能的同时，通过强化的TiAl3相，提高了铝合金型材的硬度和强度，有效提高了铝合金的力学性能；

[0022] (3)通过减少铝合金型材中Fe、Mn、Si元素含量，结合较高温度下的均质处理，可以降低铝合金体系中层片状和长针状AlFeMnSi相析出的可能性，减弱或避免合金体系中AlFeMnSi相对压溃性能产生的不利影响；

[0023] (4)合适时效处理条件下，铝合金基体内晶内析出相析出均匀且数量少，β‑AlFeMnSi相转化为α‑AlFeMnSi相，所得铝合金型材表现出优异的压溃性能；

[0024] (5)以氯化钠和氯化钾的混合物作为精炼剂，可以在铝液表面形成保护膜，减少金属元素与空气接触，降低金属元素被氧化的可能性，促进铝液成分的稳定。附图说明

[0025] 图1为实施例1所得高强抗压溃6系铝合金型材的晶界析出相形貌分布的SEM图；

[0026] 图2为实施例9所得高强抗压溃6系铝合金型材的晶界析出相形貌分布的SEM图；

[0027] 图3为实施例10所得高强抗压溃6系铝合金型材的晶界析出相形貌分布的SEM图；

[0028] 图4为实施例1所得高强抗压溃6系铝合金型材的压溃实物图；

[0029] 图5为实施例9所得高强抗压溃6系铝合金型材的压溃实物图；

[0030] 图6为实施例10所得高强抗压溃6系铝合金型材的压溃实物图。

[0031] 下面通过具体实施例和附图，对本发明的技术方案作进一步描述说明，应当理解的是，此处所描述的具体实施例仅用于帮助理解本发明，不用于本发明的具体限制。且本文中所使用的附图，仅仅是为了更好地说明本发明所公开内容，对保护范围并不具有限制作用。如果无特殊说明，本发明的实施例中所采用的原料均为本领域常用的原料，实施例中所采用的方法，均为本领域的常规方法。

[0032] 实施例1

[0033] 本实施例高强抗压溃6系铝合金型材的制备方法，包括以下步骤：

[0034] (1)按照主要元素Mg 1.02％、Si 0.89％、Mn 0.38％、Ti 0.08％、Cr 0.12％、Cu 0.23％、Fe 0.13％，余量为Al的质量百分比，在加热炉中放入铝锭，熔化后除渣、除气，再加入其余金属进行在线精炼，同时加入铝液质量0.2％的精炼剂(氯化钠和氯化钾的质量比为
4:6)，精炼后进行除渣、除气；

[0035] (2)在750℃浇铸成得到铸棒，铸棒在均质炉中580℃均质处理6h，水雾冷却4h，切割铸棒；

[0036] (3)550℃挤压处理后，在500℃使用水雾冷却的方式进行淬火，随后在200℃时效处理6h。

[0037] 实施例2

[0038] 本实施例高强抗压溃6系铝合金型材的制备方法，包括以下步骤：

[0039] (1)按照主要元素Mg 1.05％、Si 0.80％、Mn 0.38％、Ti 0.10％、Cr 0.10％、Cu 0.20％、Fe 0.15％，余量为Al的质量百分比，在加热炉中放入铝锭，熔化后除渣、除气，再加入其余金属进行在线精炼，同时加入铝液质量0.2％的精炼剂(氯化钠和氯化钾的质量比为
4:6)，精炼后进行除渣、除气；

[0040] (2)在760℃浇铸成得到铸棒，铸棒在均质炉中575℃均质处理6h，水雾冷却4h，切割铸棒；

[0041] (3)530℃挤压处理后，在510℃使用水雾冷却的方式进行淬火，随后在205℃时效处理6h。

[0042] 实施例3

[0043] 本实施例高强抗压溃6系铝合金型材的制备方法，包括以下步骤：

[0044] (1)按照主要元素Mg 1.10％、Si 0.85％、Mn 0.35％、Ti 0.08％、Cr 0.15％、Cu 0.18％、Fe 0.20％，余量为Al的质量百分比，在加热炉中放入铝锭，熔化后除渣、除气，再加入其余金属进行在线精炼，同时加入铝液质量0.2％的精炼剂(氯化钠和氯化钾的质量比为
4:6)，精炼后进行除渣、除气；

[0045] (2)在765℃浇铸成得到铸棒，铸棒在均质炉中570℃均质处理6h，水雾冷却4h，切割铸棒；

[0046] (3)540℃挤压处理后，在520℃使用水雾冷却的方式进行淬火，随后在195℃时效处理6h。

[0047] 实施例4

[0048] 本实施例及实施例1的区别仅在于步骤(1)按照主要元素Mg 0.80‑1.35％、Si 0.60‑0.90％、Mn 0.30‑0.40％、Ti 0.05‑0.20％、Cr≤0.20％、Cu≤0.25％、Fe≤0.25％，余量为Al的质量百分比，在加热炉中放入铝锭，熔化后除渣、除气，再加入其余金属进行在线精炼，同时加入铝液质量0.1％的精炼剂(氯化钠和氯化钾的质量比为3:7)，精炼后进行除渣、除气。

[0049] 实施例5

[0050] 本实施例及实施例1的区别仅在于步骤(1)按照主要元素Mg 0.80‑1.35％、Si 0.60‑0.90％、Mn 0.30‑0.40％、Ti 0.05‑0.20％、Cr≤0.20％、Cu≤0.25％、Fe≤0.25％，余量为Al的质量百分比，在加热炉中放入铝锭，熔化后除渣、除气，再加入其余金属进行在线精炼，同时加入铝液质量0.3％的精炼剂(氯化钠和氯化钾的质量比为3:7)，精炼后进行除渣、除气。

[0051] 实施例6

[0052] 本实施例及实施例1的区别仅在于步骤(1)按照主要元素Mg 0.80‑1.35％、Si 0.60‑0.90％、Mn 0.30‑0.40％、Ti 0.05‑0.20％、Cr≤0.20％、Cu≤0.25％、Fe≤0.25％，余量为Al的质量百分比，在加热炉中放入铝锭，熔化后除渣、除气，再加入其余金属进行在线精炼，同时加入铝液质量0.1％的氯化钠，精炼后进行除渣、除气。

[0053] 实施例7

[0054] 本实施例及实施例1的区别仅在于步骤(1)按照主要元素Mg 0.80‑1.35％、Si 0.60‑0.90％、Mn 0.30‑0.40％、Ti 0.05‑0.20％、Cr≤0.20％、Cu≤0.25％、Fe≤0.25％，余量为Al的质量百分比，在加热炉中放入铝锭，熔化后除渣、除气，再加入其余金属进行在线精炼，同时加入铝液质量0.1％氯化钠，精炼后进行除渣、除气。

[0055] 实施例8

[0056] 本实施例及实施例1的区别仅在于步骤(1)按照主要元素Mg 0.80‑1.35％、Si 0.60‑0.90％、Mn 0.30‑0.40％、Ti 0.05‑0.20％、Cr≤0.20％、Cu≤0.25％、Fe≤0.25％，余量为Al的质量百分比，在加热炉中放入铝锭，熔化后除渣、除气，再加入其余金属进行在线精炼，精炼后进行除渣、除气。

[0057] 实施例9

[0058] 本实施例及实施例1的区别仅在于步骤(2)550℃挤压处理后，在500℃使用水雾冷却的方式进行淬火，随后在180℃时效处理6h。

[0059] 实施例10

[0060] 本实施例及实施例1的区别仅在于步骤(2)550℃挤压处理后，在500℃使用水雾冷却的方式进行淬火，随后在160℃时效处理6h。

[0061] 测试实施例1和实施例9‑10所得6系铝合金型材的压溃性能，压溃样品从300mm压到100mm，压下量200mm，下压速度100mm/min：实施例1在200℃时效处理6h，晶界析出相最小和最大间距分别为570和2760nm，平均长度为1550nm，基体内析出相最小和最大长度分别为39.7和136.2nm，平均长度为52.5nm，合金基体内晶内析出相析出均匀(如图1所示)，压溃实验样品两侧均出现完整的耳状弯折变形，型材试样完整，弯折区域无明显贯穿裂纹，仅存在少量细小裂纹，压溃性能相对优秀，如图4所示；实施例9在180℃时效处理6h，晶界析出相最小和最大间距分别为160和950nm，平均长度为460nm，基体内析出相最小和最大长度分别为
22.1和113.6nm，平均长度为41.9nm，晶内析出的主要强化相析出均匀，析出数量大，形貌多为长针状和点状析出相，形貌差异小(如图2所示)，压溃实验样品两侧出现耳状弯折变形，基本保持型材试样完整，但压溃样品右侧弯折处出现明显大的贯穿裂纹和部分细小裂纹，压溃性能普通，如图5所示；实施例10在160℃时效处理6h，晶界析出相最小和最大间距分别为22和330nm，平均长度为77nm，基体内析出相最小和最大长度分别为5.9和96.5nm，平均长度为24.6nm，晶内析出的主要强化相析出不均匀，形貌差异显著(如图3所示)，压溃性能极差，压溃实验样品两侧几乎无弯折变形，合金基体破碎，无法保持型材试样完整，如图6所示。

[0062] 根据GB/T228.1对以上实施例所得6系铝合金型材进行力学性能测试，测试结果见表1。

[0063] 表1 6系铝合金型材力学性能数据表

[0064]

[0065]

[0066] 实施例1‑3所得6系铝合金型材表现出优异的压溃性能和力学性能；；实施例4‑5调整精炼剂添加比例，合金力学性能未出现明显变化，均表现出优异的压溃性能；实施例6‑7在线精炼时加入单一的精炼剂，力学性能有所降低，压溃性能变差；实施例8在线精炼时不加精炼剂，力学性能有所降低，延伸率下降明显，压溃性能显著降低；实施例9在180℃时效处理6h，基体内析出相数量降低，铝合金型材塑性降低；实施例10在160℃时效处理6h，主要强化相析出不均匀，形貌差异显著，造成合金基体局部的强度不均匀，引起铝合金型材力学性能下降。

[0067] 最后应说明的是，本文中所描述的具体实施例仅仅是对本发明精神作举例说明，而并非对本发明的实施方式的限定。本发明所属技术领域的技术人员可以对所描述的具有实施例做各种各样的修改或补充或采用类似的方式替代，这里无需也无法对所有的实施方式予以全例。而这些属于本发明的实质精神所引申出的显而易见的变化或变动仍属于本发明的保护范围，把它们解释成任何一种附加的限制都是与本发明精神相违背的。