CN113215447A - 一种轮毂用Al-Mg-Si-Cu合金 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种轮毂用Al‑Mg‑Si‑Cu合金，该合金含按质量百分比计的：Mg 0.75～0.95wt.％，Si 0.6～0.9wt.％，Cu 0.35～0.5wt.％，Mn 0.55～0.8wt.％，Cr 0.2～0.32wt.％，Ti 0.02～0.05wt.％，Fe≤0.25wt.％，不可避免的杂质总和≤0.15wt.％，余量为Al。所述合金制品的制备方法：采用半连续铸造方法制备合金铸锭；在热风循环退火炉中均匀化，于520‑570℃下，保温5‑11h后空冷或风冷后在450‑510℃后锻造，终锻温度控制在400℃～450℃，应变量不低于0.5；随后对锻件进行热处理，在520℃～570℃下固溶处理2～3h后，淬火后欠时效处理，在150℃～170℃保温2～3h；最后进行机加工制成成品。所获得的锻件具有优异的延伸率达15％‑18％，较高的屈服强度达310‑330MPa和疲劳强度达130‑135Mpa，适用于生产一次成型、应变量大的锻造产品，例如商用车轮毂，能够大大提高轮毂韧性、疲劳寿命、成品率、降低生产成本。

Description

一种轮毂用Al-Mg-Si-Cu合金

技术领域

本发明涉及一种有色金属材料，具体涉及一种轮毂用Al-Mg-Si-Cu合金及其制备方法。

背景技术

随着社会的发展，人们对于环境保护、节约能源等因素提出了更高的要求，这在促进汽车安全性能提高的同时也促进了汽车轻量化发展。高品质铝合金锻件取代汽车领域原有的钢制件或普通性能铝合金锻件，是汽车轻量化的主要目标，例如：商用车锻造铝合金轮毂取代钢制轮毂、乘用车底盘铝合金锻造控制臂取代钢制冲压件。传统汽车用锻件材料为6061铝合金，产品屈服强度280MPa、抗拉强度320MPa、延伸率10％-12％。但随着轻量化进程的深入、锻造技术的发展，进一步要求汽车零部件寿命长、稳定性更高、进一步减重、易成型，以实现经济和环境的双重改进和提高。

作为汽车的主要承载部件的轮毂，对车辆的安全性、舒适性、平稳性起着决定性作用。在行驶过程中轮毂受到多种交变载荷的作用，而这种载荷的作用易产生疲劳裂纹、甚至疲劳时效，所以提高轮毂的疲劳性能、增加其疲劳寿命是铝合金锻造轮毂广泛应用的必要前提。在乘用车上应用较多的传统锻造6061铝合金轮毂的疲劳强度约为115MPa-120MPa；商用车轮毂所受载荷较之更大，对材料的疲劳性能要求更高，但锻造合金轮毂在商用车上应用刚起步，年产量约为400万只左右。此外，目前先进的闭式反挤压锻造工艺，能够实现汽车用大规格锻造件一次成型，减少成型工序、节约成本。由于材料一次成型应变量远大于当前采用的两锻一旋工艺，传统的6061铝合金难以满足先进锻造工艺对材料延伸率的要求，所以导致产品成品率低。因此，需要提供一种锻造用高延伸率、高疲劳强度铝合金材料来满足高韧性、长寿命、轻量化、易成型轮毂是发展的需要。

因此，为了满足汽车安全性和先进锻造工艺对材料性能的要求，提高轮毂韧性、疲劳寿命、一锻成型轮毂的成品率，实现进一步轻量化，需要提供一款延伸率远胜于6061铝合金、强度优于6061铝合金的Al-Mg-Si-Cu合金。

发明内容

针对上述已有技术存在的不足，本发明提供一种轮毂用高延伸率Al-Mg-Si-Cu合金及其制备方法，本发明是通过以下技术方案实现的：

锻造用高延伸率Al-Mg-Si-Cu合金，特点是其成分的质量百分比含量为：Mg 0.75～0.95wt.％，Si0.6～0.9wt.％，Cu 0.35～0.5wt.％，Mn 0.55～0.8wt.％，Cr 0.2～0.32wt.％，Ti 0.02～0.05wt.％，Fe≤0.25wt.％，不可避免的杂质总和≤0.15wt.％，余量为Al。

进一步地，上述的锻造用高延伸率Al-Mg-Si-Cu合金，其特征在于：所述合金的Mg/Si控制在0.9～1.8，过剩Si含量记做X，X为0.1～0.6，1＜Mn/X＜8，0.3＜Cr/X＜3.2，半连续合金铸锭经均匀化、锻造、固溶处理后，再经150℃～170℃欠时效处理2～3h，材料屈服强度310MPa-340MPa，延伸率15％-18％。

进一步地，上述过剩Si含量是指，合金中形成Mg₂Si后，剩余的所有硅含量，针对本锻造用高延伸率Al-Mg-Si-Cu合金，过剩Si的存在形式包含以下几种，为微米级α-Al₁₅(FeMnCr)₃Si₂、α-Al₁₂₍FeMnCr)₃Si相和纳米级AlMnCrSi相，固溶在基体中的Si和单质si含量都很微弱。

本发明锻造用高延伸率Al-Mg-Si-Cu合金的制备方法，首先，采用半连续铸造方式制备合金铸锭，在制造过程中控制成分含量Mg 0.75～0.95wt.％，Si 0.6～0.9wt.％，Cu0.35～0.5wt.％，Mn 0.55～0.8wt.％，Cr0.2～0.32wt.％，Ti 0.02～0.05wt.％，Fe≤0.25wt.％，不可避免的杂质总和≤0.15wt.％，余量为Al；然后均匀化，铸锭在热风循环退火炉中随炉升温至520℃～570℃，保温5～11h后空冷或风冷；然后进行锻造，将均匀化后的铸锭加热至450℃～510℃锻造，保证终锻温度不低于400℃(终锻温度在400℃～450℃)，锻造速度为6mm/s-20mm/s，应变量不低于0.5；最后对锻件进行热处理，经520℃～570℃固溶处理2～3h，淬火，再经欠时效处理，在150℃～170℃保温2～3h。

更进一步地，上述的锻造用高延伸率Al-Mg-Si-Cu合金的制备方法，其特征在于：所述半连续铸造方式为直接水冷铸造方式，半连续铸造方式制备的合金铸锭直径为φ150mm～350mm，铸造速度为40mm/min～130mm/min，浇注温度为680℃～710℃；冷却水流量控制在2m³/h～20m³/h。

与最接近的现有技术比，本发明提供的技术方案具有以下优异效果：本发明通过优化合金各组分的含量比，将Mg/Si控制在0.9～1.8的范围，将过剩Si量X控制在0.1～0.6wt.％的范围，在Mg₂Si和X共同作用下提高了该合金强度；而1＜Mn/X＜8，0.3＜Cr/X＜3.2，又保证了Mn、Cr组分与Fe组分在铸造过程中生成微米级别的α-Al1₅(FeMnCr)₃Si₂和α-Al₁₂₍FeMnCr)₃Si相后，仍有足够数量的Mn、Cr组分与过剩的Si在随后的均匀化过程中生成100nm-500nm短棒状或立方体状的AlMnCrSi相弥散分布在晶粒内部，在后续锻造过程中随着晶粒的打碎，AlMnCrSi相的大小和分布也随之发生变化至20nm-500nm，除小部分均匀分布在晶粒内外，大部分分布在晶界处，对锻造组织起着钉扎晶界、抑制晶粒长大的作用，在提高锻造组织的亚晶百分比的同时，在确保合金强度的前提下，提高了合金延伸率。

本发明提供的技术方案通过合理的半连续铸造工艺、均匀化工艺、锻造工艺和固溶制度，并配合低温短时效处理工艺，在较低温度150℃-170℃下析出5nm-10nm的针状initial-β”-Mg₂Al₆Si₃相(初生β”相)，其中的2.5h-3h短时效工艺又控制了析出相的数量，使合金延伸率进一步得到提高；同时，本发明提供的均匀化过程析出的抑制高温再结晶纳米相-AlMnCrSi，在时效过程中保留下来，但大小和形状随之发生变化，变为外形圆滑的弥散在晶粒内部和晶界处20nm-100nm粒度的颗粒状，当疲劳裂纹扩展时,这些粒子阻止裂纹的扩展,降低裂纹扩展速率,起到阻碍疲劳裂纹扩展的作用,从而提高了材料的疲劳寿命。

本发明提供的技术方案通过优化合金成分和低温短时效工艺，使锻造用Al-Mg-Si-Cu系铝合金具有的延伸率达到15％-18％、屈服强度达到310MPa-330MPa和疲劳强度达到135MPa(N＝1×10⁷)这样的优异值。

本发明提供的高延伸率、高疲劳强度铝合金材料应用在一锻成型的闭式反挤压锻造轮毂生产中的事实表明，大大提高了轮毂韧性、疲劳寿命、一锻成型轮毂的成品率、降低了生产成本。

附图说明

下面结合附图对本发明提供的技术方案作进一步说明：

图1：本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金铸棒铸态金相组织；

图2：本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金铸棒DSC曲线图

图3：本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金铸棒均匀化态金相组织

图4：本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金铸棒均匀化态透射结果

图5：本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金铸棒锻造态EBSD结果

图6：本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金铸棒锻造态透射结果

图7：本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金铸棒时效态透射结果

图8：本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金铸棒时效态EBSD结果

图9：本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金铸棒时效态高分辨透射电镜结果

图10：用本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金采用一锻成型工艺制备的22寸商用车轮毂结构图

具体实施方式

一种轮毂用Al-Mg-Si-Cu合金，该合金按质量百分比计的下述组分：Mg 0.75～0.95wt.％，Si 0.6～0.9wt.％，Cu 0.35～0.5wt.％，Mn 0.55～0.8wt.％，Cr 0.2～0.32wt.％，Ti 0.02～0.05wt.％，Fe≤0.25wt.％，不可避免的杂质总和≤0.15wt.％，余量为Al。

Al-Mg-Si-Cu系合金中的主要合金组分Mg和Si形成相为Mg₂Si，其中过剩Si量X均起强化作用，Mg组分含量决定Mg₂Si含量，Si组分含量决定过剩Si量X，通过控制Mg/Si来控制Mg₂Si和过剩Si含量。本发明提供的技术方案中将Mg和Si组分的量分别控制在0.75～0.95wt.％和0.6～0.9wt.％范围内，Mg/Si控制在0.9～1.8范围内，X控制在0.1～0.6内，适量的Mg₂Si和较少的过剩Si含量X能够适当提高合金强度；

其中1＜Mn/X＜8，0.3＜Cr/X＜3.2，保证Mn、Cr组分与Fe在铸造过程中生成微米级别的α-Al₁₅(FeMnCr)₃Si₂和α-Al₁₂(FeMnCr)₃Si相后，仍有足够数量的Mn和Cr组分与过剩的Si含量X在随后的均匀化过程中生成100nm-500nm短棒状或立方体状的AlMnCrSi相弥散分布在晶粒内部，在后续锻造过程中随着晶粒被打碎至20nm-500nm的粒度，AlMnCrSi相的大小和分布也随之发生变化，除均匀分布在晶粒内外，大量分布在晶界处，对组织起着钉扎晶界、抑制晶粒长大，提高锻造组织的亚晶百分比，在确保合金的强度的前提下，也提高了合金的延伸率。

此外，本发明提供的技术方案还通过优化短时效工艺来提高车轮毂用Al-Mg-Si-Cu合金的延伸率，在高温峰时效工艺下，合金析出相为针状β”相和板条状Q’相，合金强度最高，而延伸率又能满足车轮毂需要。

低温短时效工艺下合金析出的针状initial-β”相数量多，尺寸小，而在高温峰时效时，在保证合金强度的前提下，增加了合金韧性、提高了合金延伸率。本发明采取低温欠时效工艺，经150℃～170℃欠时效处理2～3h，获得了310MPa-330MPa屈服强度和15％-18％延伸率的材料。与传统锻造6061铝合金比，延伸率提高了35％、屈服强度提高了11％、疲劳强度提高了13.5％。延伸率明显优于高强高韧ZR6001铝合金。此外，用本发明提供的合金，按一锻成型的闭式反挤压锻造轮毂生产工艺制备轮毂，轮毂的成品率提升了3％以上。

本发明在合理调节Al-Mg-Si-Cu合金各组分配比的基础上，优化的半连续铸造工艺、均匀化工艺、锻造工艺和固溶制度，配合低温短时效处理工艺，在150℃-170℃这样的较低温度下析出5nm-10nm针状initial-β”-Mg₂Al₆Si₃相，2h-3h短时效控制了析出相的数量，进一步提高了合金延伸率；同时，均匀化过程中析出的抑制高温再结晶纳米相-AlMnCrSi相，在时效态过程中保留下来，但大小和形状也随之发生变化，外形变为20nm-100nm粒度的圆滑颗粒弥散分布于晶粒内部和晶界处，当疲劳裂纹扩展时,这些圆滑颗粒无疑会阻止裂纹扩展,成为裂纹进一步扩展的阻力,,从而提高材料的疲劳寿命。本发明通过优化合金成分和低温短时效工艺，使锻造用Al-Mg-Si-Cu系铝合金达到优异的延伸率、较高的屈服强度和疲劳强度，延伸率15％-18％、屈服强度310MPa-330MPa，疲劳强度135MPa(N＝1×10⁷)。用本发明提供的高延伸率、高疲劳强度铝合金材料，按一锻成型的闭式反挤压锻造轮毂，轮毂的韧性、疲劳寿命、一锻成型轮毂的成品率均得到了提高、生产成本得到了降低。

本发明提供的锻造用高延伸率Al-Mg-Si-Cu合金的制备方法如下：

步骤1：用半连续铸造方式制备合金铸锭：

所述半连续铸造包括，用水冷直径为φ150mm～350mm的Al-Mg-Si-Cu合金铸锭，其中铸造速度为40mm/min～130mm/min，浇铸温度为680℃～710℃，冷却水流量为2m³/h～20m³/h。

本发明提供的浇注温度，一方面防止了浇注温度过高出现的熔体过烧现象，导致铸锭晶粒粗大，会降低产品的力学性能；另一方面，又杜绝了浇注温度过低会出现大块含Cr化合物析出的现象，导致后续锻造产品力学性能急剧下降，甚至报废

所述合金为含质量百分比计的Mg 0.75～0.95wt.％，Si 0.6～0.9wt.％，Cu 0.35～0.5wt.％，Mn 0.55～0.8wt.％，Cr 0.2～0.32wt.％，Ti 0.02～0.05wt.％，Fe≤0.25wt.％，不可避免的杂质总和≤0.15wt.％，余量为Al。铸态合金的Mg/Si控制在0.9～1.8，过剩Si含量X为0.1～0.6，铸态中形成Mg₂Si相后，剩余的硅量X与Mn和Cr组分形成微米级α-Al1₅(FeMnCr)₃Si₂和α-Al₁₂(FeMnCr)₃Si相；1＜Mn/X＜8，0.3＜Cr/X＜3.2，保证在均匀化过程中有足够的Mn、Cr组分与过剩的Si组分在随后的均匀化过程中生成纳米级短棒状或立方体状的AlMnCrSi相弥散分布在晶粒内部。

本发明锻造用高延伸率Al-Mg-Si-Cu合金棒铸态金相组织如图1所示，通过扫描电镜分析，本发明合金铸态第二相包括：黑色棒状或针状的Mg₂Si相、鱼骨状或树枝状的α-Al(FeMn,Cr)Si相和亮白色椭圆形的Al₂Cu相。

步骤2：合金铸锭的均匀化处理

本发明锻造用高延伸率Al-Mg-Si-Cu合金进行均匀化工艺包括，将铸锭在热风循环退火炉中随炉升温至520℃～570℃，保温5～11h后空冷或风冷，用示差扫描量热法(DSC)测定铸棒中低熔点共晶化合物的熔点的DSC测量曲线如图2所示本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金材料的低熔点共晶化合物熔点为573℃这表明改善了枝晶偏析、消除了低熔点共晶相，并使微量组分Cr和Mn呈均匀细小弥散分布，达到稳定亚晶组织、抑制再结晶，防止均匀化过程中出现组织过烧现象。

本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金棒均匀化态金相组织如图3所示，这表明与铸态金相组织相比，经过均匀化后的组织更加断续，第二相回溶充分、聚集情况明显改善、含Cu相完全消失，说明该均匀化工艺合理。

本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金铸棒均匀化态透射结果如图4所示，本发明提供的技术方案铸棒经均匀化后，Mn、Cr组分与Si组分生成100nm-500nm的短棒状或立方体状的AlMnCrSi相，并弥散析出，有利于抑制后续锻造组织再结晶，提高锻造组织的亚晶百分比。

步骤3：合金铸锭锻造

将热处理后的合金铸棒加热至450℃～510℃保温3h，在液压锻造机上进行锻造，终锻温度控制在400℃～450℃，锻造速度为6mm/s-20mm/s，变形一次到位且应变量不低于0.5。

本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金铸棒锻造态EBSD结果如图5所示，组织中的亚晶百分比约为76％，亚晶百分比的提高能在保证材料强度的同时，又能使延伸率提高。

本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金铸棒锻造态透射结果如图6所示，这表明均匀化过程中生成的AlMnCrSi相被打碎，其大小在20nm-500nm之间，分布也随之发生变化，除小部分均匀分布在晶粒内外，大部分分布在晶界处，对组织起到钉扎晶界、抑制晶粒长大的作用，提高锻造组织的亚晶百分比。

步骤4：锻件热处理

4a固溶处理：将步骤3所得的高延伸率Al-Mg-Si-Cu合金锻造坯料加热到520℃～570℃，保温2～3h，，然后经35℃水淬火，淬火转移时间不大于20s；

4b欠时效处理：将淬火试样经150℃～170℃保温2～3h，完成欠时效处理。

本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金铸棒时效态透射结果如图6所示，结果表明均匀化过程析出的抑制高温再结晶纳米相-AlMnCrSi，在时效态过程中保留下来，但大小和形状变化了，外形变为圆滑的颗粒状，大小在20nm-100nm之间，弥散分布在晶粒内部和晶界处，当疲劳裂纹扩展时,这些粒子可以阻止裂纹的扩展,裂纹扩展的阻力增加了,起到阻碍疲劳裂纹扩展的作用,从而提高了材料的疲劳寿命。

本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金铸棒时效态EBSD结果如图7所示，组织中亚晶百分比约为74.6％，与锻造态的亚晶百分比差异很小。

本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金铸棒时效态高分辨透射结果如图8所示，结果表明，在时效温度150℃-170℃下析出了5nm-10nm的针状initial-β”-Mg₂Al₆Si₃相，2h-3h的短时控制了析出相的数量，合金延伸率得到进一步提高。

下面结合具体实施例对本发明实施方式做进一步描述：

表1为实施例合金和比较例合金按质量百分数计的的化学成分，其中的①和②为本发明涉及的成分范围内合金，③、④和⑤为比较例合金。将表1中所示的成分合金用半连续铸造的方式铸造成直径为φ154mm的圆锭，并在热风循环退火炉中均匀化处理，铸造工艺参数和热处理工艺参数如表2所示。铸锭均匀化后被车皮切断成φ150mm×250mm的圆柱形锻造坯料，随后将坯料加热至500℃在液压锻造机上沿轴向进行压缩，锻造工艺参数详见表3。

锻件进行热处理包括，固溶和时效工艺参数如表4所示，其中(a)为固溶+过时效工艺、(b)(c)(d)为固溶+峰时效工艺，(e)(f)(g)为固溶+低温短时效工艺。

半连续铸造工艺、均匀化工艺和锻造工艺不变的情况下的不同合金成分和时效工艺的组织特征和力学性能列于表5。

表1实施例和比较例合金的化学成分

表2半连续铸造工艺参数及均匀化工艺参数

表3锻造工艺参数

表4固溶时效工艺方案

表5组织特征和力学性能

表1-表5的数据说明本发明提供的合金①经过半连续铸造方法制备成直径为φ154mm的圆锭，稳定铸造时的工艺参数为：铸造速度为120mm/min，浇铸温度为690℃～700℃，冷却水流量为2m³/h左右；然后在560℃下对圆锭保温11小时，完成均匀化处理；车皮切断制成φ150mm×250mm的圆柱形锻造坯料，随后将坯料加热至500℃保温4小时，在液压锻造机上沿轴向进行压缩，具体锻造参数详见表3；锻造后的试样经过固溶+低温短时效热处理工艺(f)，即经530℃×3h固溶处理和160℃×3h时效处理，亚晶百分数达到76.8％，疲劳强度为133MPa，抗拉强度为382MPa，屈服强度为314MPa，延伸率高达17％。

表1-表5的数据还表明，本发明提供的合金①经过半连续铸造方法制备成直径为φ154mm的圆锭，稳定铸造时的工艺参数为：铸造速度为120mm/min，浇铸温度为690℃～700℃，冷却水流量为2m³/h左右；然后在560℃下对圆锭保温11小时，完成均匀化处理；车皮切断制成φ150mm×250mm的圆柱形锻造坯料，随后将坯料加热至500℃保温4小时，在液压锻造机上沿轴向进行压缩，具体锻造参数详见表3；锻造后的试样经过固溶+低温短时效热处理工艺(g)，这表明本发明提供的合金①经530℃×3h固溶处理和160℃×2.5h时效处理，亚晶百分数达到79.3％，疲劳强度为134MPa，抗拉强度为391MPa，屈服强度为320MPa，延伸率高达18％。

本发明提供的合金②经过半连续铸造方法制备成直径为φ154mm的圆锭，稳定铸造时的工艺参数为：铸造速度为120mm/min，浇铸温度为690℃～700℃，冷却水流量为2m³/h左右；然后在560℃下对圆锭保温11小时，完成均匀化处理；车皮切断制成φ150mm×250mm的圆柱形锻造坯料，随后将坯料加热至500℃保温4小时，在液压锻造机上沿轴向进行压缩，具体锻造参数详见表3；锻造后的试样经过固溶+低温短时效热处理工艺(f)，这表明本发明提供的合金2经530℃×3h固溶处理和160℃×3h时效处理，亚晶百分数达到74.6％，疲劳强度为132MPa，抗拉强度为390MPa，屈服强度为322MPa，延伸率高达16％。

本发明提供的合金②经过半连续铸造方法制备成直径为φ154mm的圆锭，稳定铸造时的工艺参数为：铸造速度为120mm/min，浇铸温度为690℃～700℃，冷却水流量为2m³/h左右；然后在560℃下对圆锭保温11小时，完成均匀化处理；车皮切断制成φ150mm×250mm的圆柱形锻造坯料，随后将坯料加热至500℃保温4小时，在液压锻造机上沿轴向进行压缩，具体锻造参数详见表3；锻造后的试样经过固溶+低温短时效热处理工艺(g)，这表明本发明提供的合金②经530℃3h固溶处理和160℃2.5h时效处理后，亚晶百分数达到73.3％，疲劳强度为135MPa，抗拉强度为387MPa，屈服强度为310MPa，延伸率高达16.3％。

本发明提供的技术方案经过铸造、均匀化、锻造和(f)(g)两种固溶+低温短时效处理后的合金①和②，亚晶百分数达到73％～80％，疲劳强度为130MPa～135MPa，抗拉强度达到380MPa～390MPa，屈服强度达到310～320MPa，延伸率高达16％～18％。本发明提供的合金的延伸率远超比较例④6061合金、⑤6082合金和③GR6001合金，强度高于比较例④6061合金和⑤6082合金，疲劳性能高于比较例④6061合金和⑤6082合金。

综上所述，本发明提供的技术方案所获得的铝合金，在延伸率、强度、疲劳性等综合性能远高于常规6061和6082合金。

中汽研汽车检验中心(天津)有限公司对本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金制的22寸的卡巴车锻造轮毂性能进行了的评价，其中根锯GB/T 5909-2009《商用车辆车轮性能要求和试验方法》对汽车轮毂的检测包含动态弯曲疲劳试验和动态径向疲劳试验两个检测项目，结果表明本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金采用一序成型锻造工艺生产的轮毂通过了性能评价试验，满足使用要求。具体实施过程及性能评价结果如下：

用本发明提供的半连续铸造的方法的Al-Mg-Si-Cu合金φ305mm的三根圆棒，合金成分详见表6，半连铸工艺为：铸造速度40mm/min-55mm/min，浇铸温度690℃-710℃，冷却水流量15m³/h-27m³/h，在热风循环退火炉中均匀化处理560℃11小时。

表6高延伸率Al-Mg-Si-Cu合金成分(重量百分比，wt％)

成分	Si	Fe	Cu	Mn	Mg	Cr	Ti	Al
									1#	0.78	0.09	0.46	0.65	0.82	0.26	0.03	其余
2#	0.77	0.10	0.47	0.63	0.84	0.26	0.03	其余
									3#	0.77	0.10	0.47	0.65	0.82	0.25	0.03	其余

对本发明的φ305mm铸棒进行检测分析，无裂纹，未发现大于φ1mm的疏松夹杂，平均晶粒尺寸约为150μm，单个晶粒最大尺寸约为270μm，满足铸棒使用要求。

锯切成如图9所示的φ约305mm×250mm的15块锻造坯料。

使用闭式反挤压锻造工艺，用本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金锻造坯料进行了22寸卡巴车轮毂的一锻成型试制，主要技术参数详见表7。

表7闭式反挤压锻造工艺的主要技术参数

锻造工艺	加热温度	开锻温度	模具温度	锻造成型时间	变形量
						闭式反挤压	500-510℃	480-500℃	200℃	70s	80％

在闭式反挤压锻造过程中，每个坯料锻造成轮毂后的数据详见表8。

表8 22寸卡巴车锻造轮毂数据

表8列出了表明本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金制的15个锻造坯料，表明15个锻造坯料全部成型，外观均无缺陷，这表明本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金具有优异的延伸率，锻造组织中亚晶百分比大于70％，提高了一锻成型轮毂的成品率。

本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金卡巴车锻造轮毂热处理工艺列于表9，其机加后22寸商用车轮毂成品结构如图10所示。

表9高延伸率Al-Mg-Si-Cu合金轮毂热处理工艺

中汽研汽车检验中心(天津)有限公司零部件试验室。按GB/T 5909-2009《商用车辆车轮性能要求和试验方法》对本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金制轮毂的动态弯曲疲劳试验和动态径向疲劳试验。

检验结果表明：动态弯曲疲劳试验循环30万次，未见车轮样品损坏；动态径向循环180万次疲劳试验，试验，未见车轮样品损坏，轮毂符合使用要求。

以上试验室及试制实施例表明，与传统的锻造6061合金和6082合金比，本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金的延伸率高达16％～18％，抗拉强度达到380MPa～390MPa，屈服强度达到310～320MPa，疲劳强度为130MPa～135MPa，其屈服强度提高了11％、延伸率提高了35％、疲劳强度提高了10％。这表明本发明提供的技术方案的优异的疲劳强度，不仅能提高轮毂的疲劳寿命，而且还能提高载重商用车的运输安全性、平稳性。不仅如此，本发明提供的技术方案由于其优异的延伸率和高的强度，本发明所提供的Al-Mg-Si-Cu合金也可适用于先进的闭式反挤压锻造工艺，这无疑也会提高大规格锻造件的一次成型的成品率。此外，将本发明提供的Al-Mg-Si-Cu合金用于闭式反挤压技术一锻成型22寸轮毂时，轮毂重量将减少4％、成品率将提高3％，每个轮毂的成本节约135元，降低17％。

最后应当说明的是：以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非对其限制，尽管参照上述实施例对本发明进行了详细的说明，所属领域的普通技术人员应当理解：依然可以对本发明的具体实施方式进行修改或者等同替换，而未脱离本发明精神和范围的任何修改或者等同替换，其均应涵盖在本发明的权利要求保护范围之内。

Claims (4)

1.一种轮毂用Al-Mg-Si-Cu合金，其特征在于，按质量百分比计，所述合金含：Mg 0.75～0.95wt.％，Si 0.6～0.9wt.％，Cu 0.35～0.5wt.％，Mn 0.55～0.8wt.％，Cr 0.2～0.32wt.％，Ti 0.02～0.05wt.％，Fe≤0.25wt.％，不可避免的杂质总和≤0.15wt.％，余量为Al；

所述合金Mg/Si的质量比为0.9～1.8，过剩的Si量X为0.1～0.6wt.％，1＜Mn/X＜8，0.3＜Cr/X＜3.2；

所述合金制品的制备方法包括：

1-1半连续铸造的合金铸锭经均匀化、锻造、固溶处理；

1-2经150℃～170℃保温2～3h的低温短时效处理；

1-3机加工为制品。

2.根据权利要求1所述的轮毂用Al-Mg-Si-Cu合金，其特征在于，

Si与Mn和Cr组分形成纳米级AlMnCrSi相，弥散分布在晶界与晶内处，阻碍锻造晶粒长大，使锻造组织亚晶百分比≥70％；

所述过剩的Si量为形成Mg₂Si相后剩余的Si量，所述剩余量的Si包括微米级α-Al₁₅(FeMnCr)₃Si₂和α-Al₁₂(FeMnCr)₃Si相，均匀化过程弥散析出的纳米级AlMnCrSi相，以及微量的单质si和固溶在基体中的si。

3.权利要求1所述的轮毂用Al-Mg-Si-Cu合金，其特征在于，所述方法包括：

1-1-1，用半连续铸造法制备按质量百分比计的下述组分的合金铸锭：

Mg 0.75～0.95wt.％，Si 0.6～0.9wt.％，Cu 0.35～0.5wt.％，Mn 0.55～0.8wt.％，Cr 0.2～0.32wt.％，Ti 0.02～0.05wt.％，Fe≤0.25wt.％，不可避免的杂质总和≤0.15wt.％，余量为Al；

1-1-2，对所得合金铸锭均匀化处理：

于520℃～570℃下的热风循环退火炉中保温5～11h后空冷或风冷；

1-1-3，所述锻造包括，将均匀化后的铸锭在450℃～510℃下锻造，400℃～450℃下终锻，锻造速度为6mm/s-20mm/s，应变量不低于0.5；

1-1-4，所述固溶处理包括，在520℃～570℃下对锻件固溶处理2～3h，淬火。

4.根据权利要求3所述轮毂用Al-Mg-Si-Cu合金，其特征在于：

所述步骤1-1-1的半连续铸造包括，

用水冷铸造直径为φ150mm～350mm的合金铸锭，其中，铸造速度为40mm/min～130mm/min，浇铸温度为680℃～710℃，冷却水流量为2m³/h～20m³/h。

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