高强度铝合金产品及其制造方法

摘要

本发明的目的是为了提供可热处理的高强度Al-Cu-Mg-Si铝合金产品，其具有优良的可挤出性和高强度。通过挤出获得的Al-Cu-Mg-Si铝合金产品，其特征是挤出产品整个横截面的微观结构由再结晶的晶粒构成，所述晶粒的平均纵横比(L/t)为5.0或以下(其中L为所述晶粒在挤出方向上的平均尺寸，而t为所述晶粒的平均厚度)，并且在该组构中，{001}面法线与挤出方向平行的晶粒的方位密度最多为随机指向的晶粒的方位密度的50倍；通过挤出和冷加工获得的Al-Cu-Mg-Si铝合金产品，其特征是根据从(001)面观察视野中的测定，平均长度为10-70 nm且最大长度为120 nm或以下的棒状析出物以在[001]方向上为500个/μm2或以上的数密度排列在基质晶粒中。

权利要求

1.通过挤出获得的高强度Al-Cu-Mg-Si铝合金产品，其包含Cu 0.6-3.0质量％，Mg 0.4-1.6质量％，Si 0.2-1.4质量％，Ti 0.15质量％或更小和B 50ppm或更小，余量为Al和不可避免的杂质，其中Ti和B中不包括为0质量％和0ppm的情况，所述铝合金产品的整个横截面的微观结构是由再结晶的晶粒形成的，所述晶粒的平均纵横比为5.0或更小，并且所述微观结构中晶粒的方位密度即{001}面法线与挤出方向平行的晶粒与指向随机方向的晶粒之比为50或更小。

2.如权利要求1所述的铝合金产品，其还包含Mn 0.50质量％或更小、Cr0.40质量％或更小、Zr 0.20质量％或更小和V 0.20质量％或更小中的至少一种，其中上述各组分中不包括为0质量％的情况。

3.如权利要求1所述的铝合金产品，其中挤出前铝合金产品坯段的直径D与挤出产品横截面的最小厚度T的比值为200或更小，且所述铝合金产品是通过以20或更大的挤出比挤出而获得。

4.如权利要求2所述的铝合金产品，其中挤出前铝合金产品坯段的直径D与挤出产品横截面的最小厚度T的比值为200或更小，且所述铝合金产品是通过以20或更大的挤出比挤出而获得。

5.通过挤出和冷加工获得的高强度Al-Cu-Mg-Si铝合金产品，其包含Cu1.0-3.0质量％，Mg 0.4-1.8质量％，Si 0.2-1.6质量％，Ti 0.15质量％或更小和B 50ppm，余量为Al和不可避免的杂质，其中Ti和B中不包括为0质量％和0ppm的情况，其棒状析出物按<100>方向排列在基质颗粒中，所述析出物的平均长度为10-70nm，最大长度为120nm或更2

小，从(001)面测量的所述析出物在[001]方向上的数密度为500个/μm 或更大，其中所述基质具有由等轴的再结晶晶粒形成的结构，并且所述晶粒在挤出方向上的平均尺寸L与所述晶粒在厚度方向上的平均尺寸ST的平均纵横比为1.5-4.0，且所述铝合金产品具有

450MPa或更大的极限抗张强度，400MPa或更大的弹性极限应力，以及7％或更大的伸长率。

6.如权利要求5所述的铝合金产品，其还包含Mn 0.30质量％或更小、Cr0.40质量％或更小、Zr 0.25质量％或更小和V 0.10质量％或更小中的至少一种，其中上述各组分中不包括为0质量％的情况。

7.权利要求5所述的铝合金产品的制造方法，所述方法包括将具有权利要求5所述组成的铝合金热挤出成中空形状，从而获得中空的挤出产品，对所述中空的挤出产品进行固溶液热处理和淬火，将所述中空的挤出产品冷加工以减小所述中空挤出产品的横截面和外缘，以及老化所得的产品，其中通过以10-50％的横截面积缩减率和7-35％的外缘缩减率拉伸所述中空的挤出产品对所述中空的挤出产品进行冷加工。

8.权利要求6所述的铝合金产品的制造方法，所述方法包括将具有权利要求6所述组成的铝合金热挤出成中空形状，从而获得中空的挤出产品，对所述中空的挤出产品进行固溶液热处理和淬火，将所述中空的挤出产品冷加工以减小所述中空挤出产品的横截面和外缘，以及老化所得的产品，其中通过以10-50％的横截面积缩减率和7-35％的外缘缩减率拉伸所述中空的挤出产品对所述中空的挤出产品进行冷加工。

9.如权利要求7所述的方法，其中所述方法还包括在热挤出后对所述中空挤出产品进行压力淬火。

10.如权利要求8所述的方法，其中所述方法还包括在热挤出后对所述中空挤出产品进行压力淬火。

说明书

高强度铝合金产品及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及经热处理的高强度Al-Cu-Mg-Si铝合金产品及其制造方法。 背景技术

[0002] 从保护全球环境的观点来看，通过减少重量来降低运输机械的燃料消耗在近些年来变得越来越重要。因此，由于具有高比强度和高度自由的横截面形状等，铝合金挤出产品得到了广泛使用，对此类铝合金挤出产品的需求不断增加。特别地，现已使用经热处理的7000系列(Al-Zn-Mg-Cu)铝合金或2000系列(Al-Cu-Mg)铝合金等形成的高强度铝合金挤出产品。

[0003] 然而，由于Al-Zn-Mg-Cu合金和Al-Cu-Mg合金的可挤出性不足，其成本因生产率低而增大。在使用此类合金挤出中空产品时，由于变形阻力高，挤出方法被局限于芯棒挤出(mandrel extrusion)(即不能使用分流组合挤出，porthole extrusion)。 [0004] 经热处理的铝合金挤出产品具有高强度。然而，即便在最佳条件下进行热处理，强度也会因挤出的形状而不同(J.Japan Inst.Metals，vol.50(1986)，pp.1016-1022)。通常通过形成纤维状结构(fiber structure)来改进上述7000或2000系列铝合金的强度。在这种情况下，生产具有不规则形状的挤出产品时会形成局部的再结晶结构，从而产生大幅度的强度变化。

发明内容

[0005] 现已提出将强度等同于2024(Al-Cu-Mg)合金并具有优异的可挤出性的2013(Al-Cu-Mg-Si)合金作为解决上述问题的铝合金。本发明人进行了研究试验以进一步提高2013合金的强度(参见日本轻金属学会第110届研讨会的概要，2006年4月13日，
219-220页)。本发明人从上述研究试验中得出了可通过添加Cu改进Al-Mg-Si强度的想法，并发现可通过理想地控制Al-Cu-Mg-Si合金的析出物结构(precipitate structure)来获得高强度的合金。

[0006] 以上发现是本发明构思的基础。本发明的目标是提供经热处理的高强度Al-Cu-Mg-Si铝合金产品及其制造方法，其中所述铝合金产品具有优异的可挤出性和高强度。

[0007] 本发明的第一个实施方案涉及通过挤出获得的高强度Al-Cu-Mg-Si铝合金产品，而本发明的第二个实施方案涉及通过挤出和冷加工获得的高强度Al-Cu-Mg-Si铝合金产品(特别是中空的高强度Al-Cu-Mg-Si铝合金产品)。

[0008] 第一个实施方案的高强度铝合金产品及其制造方法如下所示：

[0009] (1)通过挤出获得的高强度Al-Cu-Mg-Si铝合金产品，所述铝合金产品的整个横截面的微观结构由再结晶的晶粒形成，且所述晶粒的平均纵横比(L/t)为5.0或以下(其中L为所述晶粒在挤出方向上的平均尺寸，而t为所述晶粒的平均厚度)，并且所述微观结构中晶粒的方位密度(orientationdensity)({001}面的法线与挤出方向平行的晶粒与指向随机方向的晶粒的比)为50或以下。

[0010] (2)如(1)所述的铝合金产品，其包含Cu 0.6-3.0％(质量％，下同)，Mg0.4-1.6％，Si 0.2-1.4％，余量为Al和不可避免的杂质。

[0011] (3)如(2)所述的铝合金产品，其还包含Mn 0.50％或以下(不包括0％，下同)，Cr 0.40％或以下，Zr 0.20％或以下和V 0.20％或以下中的至少一种。

[0012] (4)如(2)或(3)所述的铝合金产品，其还包含Ti 0.15％或以下和B 50ppm或以下中的至少一种。

[0013] (5)如(1)-(4)中任意一项所述的铝合金产品，其中挤出前铝合金产品的铸块直径D与挤出产品横截面的最小厚度T的比值(D/T)为200或以下。

[0014] (6)如(1)-(5)中任意一项所述的铝合金产品，其中通过挤出比为20或以上的挤出获得所述铝合金产品。

[0015] 第二个实施方案的高强度铝合金产品及其制造方法如下所示：

[0016] (7)通过挤出和冷加工获得的高强度Al-Cu-Mg-Si铝合金产品，其棒状析出物按<100>方向排列在基质晶粒中，所述析出物的平均长度为10-70nm且最大长度为120nm或以2
下，从(001)面测量的所述析出物在[001]方向上的数密度为500个/μm 或以上。 [0017] (8)如(7)所述 的铝合金 产品，其 包含Cu 1.0-3.0％，Mg 0.4-1.8 ％，Si0.2-1.6％，余量为Al和不可避免的杂质。

[0018] (9)如(8)所述的铝合金产品，其还包含Mn 0.30％或以下(不包括0％，下同)，Cr 0.40％或以下，Zr 0.25％或以下和V 0.10％或以下中的至少一种。

[0019] (10)如(8)或(9)所述的铝合金产品，其还包含Ti 0.15％或以下和B 50ppm或以下中的至少一种。

[0020] (11)如(7)-(10)中任意一项所述的铝合金产品，其中所述基质具有由等轴的再结晶晶粒形成的结构，并且所述晶粒在挤出方向上的平均尺寸L与所述晶粒在厚度方向上的平均尺寸ST的平均纵横比(L/ST)为1.5-4.0。

[0021] (12)如(7)-(11)中任意一项所述的铝合金产品，其中所述铝合金产品具有450MPa或以上的极限抗张强度(ultimate tensile strength)，400MPa或以上的弹性极限应力(proof stress)，以及7％或以上的伸长率(elongation)。

[0022] (13)如(7)-(12)中任意一项所述的铝合金产品的制造方法，所述方法包括将具有如(8)-(10)中任意一项所述组成的铝合金热挤出成中空的形状，从而获得中空挤出产品，对所述中空挤出产品进行固溶热处理(solution heattreatment)和淬火，将所述中空挤出产品冷加工以减小所述中空挤出产品的横截面及和外缘(external profile)，和老化所得的产品。

[0023] (14)如(13)所述的方法，其中通过以10-50％的横截面积缩减率和7-35％的外缘缩减率拉伸所述中空挤出产品对所述中空挤出产品进行冷加工。

[0024] (15)如(13)或(14)所述的方法，其中所述方法还包括在热挤出后对所述中空挤出产品进行压力淬火(press quenching)。

具体实施方式

[0025] 下文阐述了第一实施方案中铝合金产品的各合金成分的意义、限定各合金成分含量的原因、所述铝合金产品的结构特征和所述铝合金产品的制造方法。

[0026] Cu是改进铝合金产品强度的必要元素。Cu的含量优选为0.6-3.0％。如果Cu的含量小于0.6％，铝合金产品的强度会不足。如果Cu的含量大于3.0％，则会因热变形阻力的增加而使铝合金产品的可挤出性变低。Cu的含量更优选为1.0-2.5％，最优选为1.5-2.0％。

[0027] Mg是改进铝合金产品强度的必要元素。Mg的含量优选为0.4-1.6％。如果Mg的含量小于0.4％，铝合金产品的强度会不足。如果Mg的含量大于1.6％，则会因热变形阻力的增加而使铝合金产品的可挤出性变低。Mg的含量更优选为0.6-1.4％，最优选为0.8-1.2％。

[0028] Si是改进铝合金产品强度的必要元素。Si的含量优选为0.2-1.4％。如果Si的含量小于0.2％，铝合金产品的强度会不足。如果Si的含量大于1.4％，则会因热变形阻力的增加而使铝合金产品的可挤出性变低。Si的含量更优选为0.4-1.2％，最优选为0.6-1.0％。

[0029] Mn、Cr、Zr和V是选择性地添加到铝合金产品中的元素，并使晶粒细化(refine the grains)。可通过添加Mn、Cr、Zr和V中的至少一种来获得晶粒细化的效果。Mn的含量优选为0.50％或以下，Cr的含量优选为0.40％或以下，Zr的含量优选为0.20％或以下，且V的含量优选为0.20％或以下。如果Mn、Cr、Zr和V中至少一种的含量超过其上限，那么挤出过程中的再结晶会受到抑制，从而不能获得理想的再结晶结构，或者因热变形阻力的增加而使铝合金产品的可挤出性变低。此外，可能会形成粗大化合物(giant compound)，从而降低铝合金产品的延展性和韧性。Mn的含量更优选为0.40％或以下，且最优选0.30％或以下。Cr的含量更优选为0.30％或以下，且最优选0.25％或以下。Zr的含量更优选为0.15％或以下，且最优选0.10％或以下。V的含量更优选为0.15％或以下，且最优选0.10％或以下。上述元素Mn、Cr、Zr和V的含量不包括为0％的情况。

[0030] Ti和B是选择性地添加到铝合金产品中的元素。Ti和B使铸造结构(caststructure)细化，从而改进铝合金产品的可挤出性。Ti的含量优选为0.15％或以下，B的含量优选为50ppm或以下。如果Ti和B中至少一种的含量超过其上限，则可能会形成粗大化合物，从而降低铝合金产品的延展性和韧性。

[0031] 铝合金产品包含不可避免的杂质Fe和Zn。Fe主要是从原料或回收金属混入。如果Fe的含量大于0.5％，则可能会使铝合金产品的延展性和韧性下降。因此，优选将Fe的含量限制到0.5％或以下。Zn主要从回收金属混入。如果Zn的含量大于0.3％，则可能会使铝合金产品的耐腐蚀性下降。因此，优选将Zn的含量限制到0.3％或以下。上述元素Ti和B的含量不包括为0％或0ppm的情况。

[0032] 第一实施方案所述的铝合金产品是通过挤出得到的。优选所述挤出产品的整个横截面的微观结构由再结晶的晶粒形成，且所述晶粒的平均纵横比(L/t)为5.0或以下(其中L为所述晶粒在挤出方向上的平均尺寸(或平均长度)，而t为所述晶粒的平均厚度(即，在与挤出方向垂直的方向上测量到的晶粒的最小平均尺寸)。再结晶在挤出期间受到抑制时，铝合金产品的热变形阻力大幅度增加，从而使铝合金产品的可挤出性下降。结果，难以挤出具有复杂横截面形状的产品。此外，所挤出的产品不具有再结晶结构，而是具有纤维状结构。当所挤出的产品具有纤维状结构时，由于不能确定晶粒，从而不能测量晶粒的平均纵横比。

[0033] 对晶粒平均纵横比的下限没有限定。然而，挤出产品中晶粒的平均纵横比通常为1.0或以上。挤出产品的微观结构由再结晶的晶粒形成时，如果所述晶粒的平均纵横比超出上限，那么所述挤出产品的强度可能下降。因此，所述晶粒的平均纵横比优选为5.0或以下。所述晶粒的平均纵横比更优选为3.0或以下。

[0034] 挤出产品微观结构的方位密度({001}面的法线与挤出方向平行的晶粒与指向随机方向的晶粒之比)为50或以下。暴露挤出产品中与挤出方向垂直的表面，通过Schulz X射线反射法分析其组构(texture)，并测量(100)极图中在<001>方向上的整合度，由此测量出其{001}面法线与挤出方向平行的晶粒的方位密度。

[0035] 在挤出方向上施加拉伸负荷时，其{001}面的法线与挤出方向平行的晶粒形成许多滑移面，这样就易于发生多重滑移。因此，挤出产物的强度下降。因此，为了获得高强度必须减小{001}面的法线与挤出方向平行的晶粒的百分比。{001}面的法线与挤出方向平行的晶粒与指向随机方向的晶粒之比(方位密度)优选为50或以下。如果所述方位密度大于50，则不能获得足够的强度。所述方位密度更优选为35或以下，最优选为20或以下。 [0036] 以下阐述第一实施方案的铝合金产品的生产条件。使用DC铸制法浇铸以Cu、Mg和Si为主要合金成分(优选具有上述组成的铝合金)的铝合金铸块，并进行均质化。在使用具有权利要求2-4中任意一项所述组成的铝合金时，优选将所述铸块在500-550℃均质化2小时或以上。

[0037] 如果均质化温度或均质化时间小于其下限，浇铸期间偏析元素可能不能充分地分散。结果可能发生强度的下降或者延展性或韧性的下降。如果均质化温度高于上限，铸块可能会熔化。尽管没有指定其上限，但均质化时间优选设定在实用的范围之内。对均质化后的冷却速率不作具体限定。可将铸块在炉中缓慢冷却，或者可使用风扇对其进行强制空气冷却，或者使用水进行 冷却。

[0038] 可将均质化的铸块冷却至室温，并在挤出前再次加热。也可以将均质化的铸块从均质化温度直接冷却到挤出温度。对由此加热的铸块进行热挤出。挤出比(挤出前横截面积/挤出后横截面积)优选为20或以上。如果挤出比小于20，可能导致强度下降或者延展性或韧性下降。此外，在下文所述的固溶热处理期间可能发生异常的晶粒生长，这样，晶粒的平均纵横比可能超过5.0。挤出比更优选为30或以上，最优选为40或以上。 [0039] 挤出前的坯段(billet)直径D与挤出产品横截面的最小厚度T的比值(D/T)优选为200或以下。如果该比值(D/T)大于200，在挤出产品的微观结构中晶粒的方位密度({001}面的法线方向平行于挤出方向的晶粒与指向随机方向的晶粒之比)不能达到50或以下，这样可能发生强度的下降。挤出前的铸块直径D与挤出产品横截面的最小厚度T的比值(D/T)更优选为130或以下，最优选为70或以下。

[0040] 挤出产品为圆棒时，最小厚度T是指圆棒的直径。挤出产品为方棒时，最小厚度T是指方棒短边的长度。挤出产品为椭圆形时，最小厚度T是指产品的短轴。 [0041] 随后，对挤出产物进行固溶热处理。在铝合金挤出产品具有如权利要求2-4中任意一项所述的组成时，优选在450-550℃对所述挤出产品进行固溶热处理10分钟或以上。如果固溶热处理的温度或固溶热处理的时间小于其下限，则可能发生强度的下降。如果固溶热处理的温度高于上限，挤出产品可能会熔化。尽管没有指定其上限，但固溶热处理的时间优选设定在实用的范围之内。

[0042] 随后，对进行固溶热处理的挤出产品进行淬火。就淬火剂而言，可使用50℃或以下的自来水，或者50℃或以下的聚烷撑二醇水溶液。可用在450℃或以上挤出铸块，并在挤出后立即对挤出产品进行水冷(即压力淬火)代替固溶热处理和淬火。

[0043] 对经淬火的挤出产品进行人工老化。在铝合金挤出产品具有权利要求2-4中任意一项所述的组成时，优选在170-200℃对所述挤出产品进行人工老化4-12小时。人工老化温度和人工老化时间的最佳组合随合金的组成而变化。如果人工老化温度和人工老化时间中的至少一个小于其下限或大于其上限， 则可能难以获得足够的强度。

[0044] 下文阐述了第二实施方案中铝合金产品的各合金组分的意义、限定各合金组分含量的原因、所述铝合金产品的结构特征和所述铝合金产品的制造方法。

[0045] Cu是本发明Al-Cu-Mg-Si合金的基本合金元素。Cu与Al或Mg和Si一起改进合金的强度。Cu的含量优选为1.0-3.0％。如果Cu的含量小于1.0％，人工老化期间产生的析出物的数密度可能下降，这样将不能获得足够的强度。如果Cu的含量大于3.0％，挤出期间溶质Cu的含量会增加，这样可挤出性可能下降。此外，可能产生大量的晶界析出物(grain boundary precipitate)，从而对延展性等产生不利的影响。Cu的含量更优选为1.25-2.5％，最优选为1.5-2.0％。

[0046] Mg是本发明Al-Cu-Mg-Si合金的基本合金元素。Mg与Cu和Si一起改进合金的强度。Mg的含量优选为0.4-1.8％。如果Mg的含量小于0.4％，则不能获得足够的强度。如果Mg的含量大于1.8％，挤出期间溶质Mg的含量会增加，这样可挤出性可能下降。Mg的含量更优选为0.6-1.5％，最优选为0.8-1.2％。

[0047] Si是本发明Al-Cu-Mg-Si合金的基本合金元素。Si与Cu和Mg一起改进合金的强度。Si的含量优选为0.2-1.6％。如果Si的含量小于0.2％，则不能获得足够的强度。如果Si的含量大于1.6％，挤出期间的溶质Si含量会增加，这样可挤出性可能下降。此外，Si相可能在晶粒的晶界析出，从而对延展性等产生不利的影响。Si的含量更优选为0.4-1.3％，最优选为0.6-1.0％。

[0048] Mn、Cr、Zr和V是选择性地添加到合金中的元素，并参与微观结构的控制。Mn的含量优选为0.30％或以下，Cr的含量优选为0.40％或以下，Zr的含量优选为0.25％或以下，且V的含量优选为0.10％或以下。如果Mn、Cr、Zr和V中任意一种的含量超过其上限，则会因热变形阻力的增加而使合金可挤出性降低，这样就可能发生结渣等。Mn的含量更优选为0.25％或以下，最优选0.20％或以下。Cr的含量更优选为0.35％或以下，最优选0.30％或以下。Zr的含量更优选为0.20％或以下，最优选0.15％或以下。V的含量更优选为0.07％或以下，最优选0.05％或以下。

[0049] Fe和Zn是合金中包含的杂质。由于Fe和Zn使延展性下降，优选Fe 和Zn的含量尽可能低。如果Fe含量为0.40％或以下且Zn含量为0.30％或以下，则不影响本发明的效果。

[0050] Ti和B使铸造结构细化，从而使浇铸期间产生的成分颗粒的分布以及挤出后的晶粒结构均匀化。Ti的含量优选为0.15％或以下，B的含量优选为50ppm或以下。如果Ti或B的含量超过其上限，则可能会形成较大的金属间化合物，从而对延展性等产生不利影响。 [0051] 出于以下原因对第二实施方案铝合金产品的晶粒中析出物的尺寸和数密度进行限定。

[0052] 晶粒中的析出物是在人工老化期间在<100>方向上析出的棒状物，并抑制滑移面的断层运动，从而增大铝合金产品的强度。析出物必须具有10nm或以上的平均长度，这样所述析出物才能发挥增大强度的作用。如果析出物的平均长度大于70nm，则析出物的密度下降，这样就不能充分增大强度。优选析出物具有均匀的尺寸以保证析出物有效地抑制断层运动。因此，析出物的尺寸必须为120nm以下。

[0053] 铝合金产品的强度受到析出物数密度的影响。为了稳定地获得高强度，重要的是2
从(001)面测得的在[001]方向上的析出物的数密度为500个/μm 或以上。如果从(001)
2
面测得的在[001]方向上的析出物的数密度小于500个/μm，那么即便析出物的尺寸满足上述条件，也难以获得高强度。

[0054] 因此，在本发明中重要的是晶粒中在<100>方向上的析出物具有10-70nm的平均长度和120nm以下的最大长度，并且从(001)面测得的在[100]方向上的析出物的数密度2
为500个/μm 或以上。更优选晶粒中的析出物具有20-60nm的平均长度和100nm以下的
2
最大长度，并且从(001)面测量得的在[100]方向上的析出物的数密度为750个/μm 或以上。

[0055] 优选第二实施方案的铝合金产品(特别是作为冷加工的中空铝合金产品材料使用的中空挤出产品)具有由等轴的再结晶晶粒形成的晶体结构。通常形成纤维状结构(即在挤出方向上伸长的晶粒结构)以实现强度的增大。然而，在通过分流组合挤出等生产具有不规则形状的挤出产品时，变形量随挤出产品横截面积而改变。因此，在固溶热处理期间部分地发生二次再结晶(非正常晶粒生长)，从而使终产品具有不均匀的晶体结构。结果，挤出产品的强度大幅度改变。为了提供具有稳定强度的冷加工中空产品，优选挤出产品具 有等轴的再结晶晶粒结构。优选具有稳定强度的冷加工中空产品具有在加工方向上伸长一定程度的晶粒结构。平均纵横比优选为1.5-4.0。平均纵横比是指在挤出方向上晶粒的平均尺寸L与所述晶粒在厚度方向(即挤出产品的厚度方向)上晶粒的平均尺寸ST的比值(L/ST)。

[0056] 下文描述了第二实施方案的中空铝合金产品的制造方法。首先，按照常规方法熔化具有上述组成的铝合金。使用DC铸制法浇铸铝合金铸块，并进行均质化、热挤出、固溶热处理、冷加工和人工老化，从而获得T8回火材料。

[0057] 优选将铸块在490-550℃均质化2小时或以上。如果均质化温度低于490℃或均质化时间小于2小时，那么由于结晶的(或偏析的)成分颗粒不能充分溶解，从而降低导致强度增加的主要溶质元素(Cu、Mg和Si)的含量，因而难以获得高强度。如果均质化温度高于550℃，铸块可能因共晶熔化(eutectic melting)作用而被熔化。均质化温度更优选为510-550℃，最优选为530-550℃。均质化时间更优选为4小时或以上，最优选为6小时或以上。没有对均质化时间的上限进行特别限定。然而，从工业生产效率的观点来看，均质化时间优选小于12小时

[0058] 均质化后，将铸块热挤出形成所需的中空形状。也可通过分流组合挤出法(porthole extrusion method)和带芯棒挤出法(mandrel extrusion method)挤出本发明的Al-Cu-Mg-Si合金。在这两种方法中均优选开始挤出时坯段的温度为450-520℃。如果坯段的温度低于450℃，则挤出期间不能再结晶，使得纤维状结构不均匀地残留在挤出产品中。结果会使挤出产品的强度下降。然而，由于变形阻力的增加，挤出压力可能会超出挤压机的能力，这样就不能进行挤出。如果坯段的温度高于520℃，由于挤出过程产生热，挤出产品的温度可能超出共晶熔化温度，这样可能会发生断裂。产品的挤出速度优选为15m/分钟或以下。如果挤出速度超过15m/分钟，可能发生结渣。

[0059] 要提起注意的是在本发明中可使用压力淬火法。压力淬火法是在热挤出后立即对挤出产品进行淬火的方法。压力淬火法通过利用挤出温度使挤出和固溶热处理相组合。因此，重要的是将挤出产品的温度调整在固溶热处理的温度范围内。这是通过开始挤出时将坯段的温度调整到450-520℃而实现的。如果坯段的温度小于450℃，挤出产品的温度可能不能达到固溶热处理温度的范围内。此外，可能由于变形阻力的增加而不能进行挤出。如果坯段的温度大于520℃，则可能发生共晶熔化，从而在挤出产品中发生断裂。同样重要的是快速冷却挤出产品。从压盘取出的产品在其温度接近约室温之前的平均冷却速率优选为500℃/分钟或以上。如果冷却速率小于500℃/分钟，在冷却期间可能会形成主要元素的粗析出物，这样就不能获得高强度。冷却速率更优选为1000℃/分钟或以上。

[0060] 在通过除压力淬火法之外的其他方法挤出坯段时，对挤出产品进行固溶热处理。固溶热处理在520-550℃进行1小时或以上。优选以500℃/分钟或以上的冷却速率通过水淬火冷却所得产品。如果固溶热处理的温度低于520℃，主要元素(Cu、Mg和Si)溶质的含量不足，这样就不能获得高强度。如果固溶热处理的温度超过550℃，终产品的机械性能可能因共晶熔化而变差。固溶热处理的温度更优选为535-550℃。如果固溶热处理后的冷却速率小于500℃/分钟，在冷却期间可能会形成主要元素的粗析出物，这样就不能获得高强度。冷却速率更优选为1000℃/分钟或以上。可在固溶热处理前对挤出产品进行冷加工(例如，拉伸)。

[0061] 对经过固溶热处理和淬火的挤出产品进行冷加工以改进强度。例如，拉伸挤出产品以减小横截面积(厚度)和外缘(外径)，或轧制等。横截面积的缩减率优选为10-50％，且外缘的缩减率优选为7-35％。在生产管状拉制产品时，优选拉伸挤出产品，从而使横截面积减小10-50％并使外缘减小7-35％。通过冷加工引入的位错(dislocation)可因加工硬化作用而促使强度的增加，促进下文所述人工老化期间溶质原子的扩散，并作为析出物的成核位点细化析出物结构，由此获得权利要求1所述的析出物结构。如果横截面积的缩减率小于10％或者外缘的缩减率小于7％，则不能获得上述效果。如果横截面积的缩减率大于50％或者外缘的缩减率大于35％，在拉伸期间材料可能断裂，这样就不能获得终产品。 [0062] 在冷加工(例如拉伸)后对挤出产品进行人工老化。使析出物满足上述尺寸和数密度的最佳老化条件不仅取决于老化温度和老化时间，也随冷加工的条件而改变。如果老化温度为130℃或以下，析出可能不足。如果老化温度为220℃或以上，析出物的形状可能改变，这样就不能实现强度的增加。如果老化时间为2小时或以下，析出可能不足。如果老化时间为25小时或以上，析出物可能粗化，这样就不能获得强度的增加。析出物的形成速率和生长速率随压缩比而改变。析出物的形成和生长随压缩比的增加而加快。设定最佳老化条件，从而使老化温度T(℃)大于130℃并小于220℃，使老化时间t(h)大于2小时并小于25小时，并且是老化温度T(℃)、老化时间t(h)以及压缩比ε(％)(等于横截面积的缩减率)满足以下关系：

[0063] 30＜(ε/100)×t×(T-120)＜200(130＜T＜220，2＜t＜25)。

[0064] 通过上述方法获得的冷加工中空Al-Cu-Mg-Si合金产品稳定地显示出高强度(即抗张强度450MPa或以上，弹性极限应力400MPa或以上)和高延展性(即伸长率7％或以上)，并适合作为运输材料使用。此外，因此冷加工中空Al-Cu-Mg-Si合金产品具有极好的可挤出性，所以能够减少生产成本。

[0065] 实施例

[0066] 下文通过实施例和比较例的方式描述本发明以证明本发明的效果。应注意的是，以下实施例仅说明本发明的一个方面。本发明并不限于以下实施例。

[0067] 实施例1

[0068] 使用DC铸制法浇铸具有表1所示组成的各种铝合金(A到M)的铸块(直径200mm)。将铸块在540℃均质化6小时，并冷却至室温。

[0069]

[0070] 使用感应炉将各个铸块加热至500℃，并热挤出成为宽度为150mm且厚度为5mm平板形(挤出比：42，坯段直径/最小厚度的比值(D/T)：40)。挤出速度(输出端产品速度)设定为5m/分钟。将各挤出产品在540℃固溶热处理1小时，并在自来水中淬火到室温。随后，将各挤出产品在190℃人工老化8小时以获得样品1-13。对样品1-13进行以下试验。 [0071] 晶粒的平均纵横比：沿宽度方向上从样品中心切下用于观察微观结构的样品(15×15mm)。将样品固定到树脂上，从而使与宽度方向垂直的横截面成为抛光面。最后，使用#1200砂纸抛光样品，抛光轮抛光(buff-polish)，再按照ASTM E407的描述使用3号蚀刻剂(2ml氢氟酸、3ml盐酸、5ml硝酸和190ml水)在25℃蚀刻20秒以暴露晶粒结构。使用光学显微镜在50倍的放大倍率下对样品进行拍照。按照ASTM E112的切割法测量在挤出方向(长度方向)上晶粒的平均尺寸L，并在与挤出方向垂直的方向上测定晶粒的最小尺寸t。然后，计算晶粒的平均纵横比(L/t)。

[0072] {001}面的法线方向平行于挤出方向的晶粒的方位密度：在宽度方向上从样品中心切下样品(宽15mm，长15mm)。最后，使用#1200砂纸将样品的抛光面(即与挤出方向垂直的横截面)抛光，并使用宏观腐蚀剂(macroetchant)腐蚀10秒以制备X-射线衍射样品，其中所述腐蚀剂是通过混合硝酸、盐酸和氢氟酸制备的。通过Schulz X-射线反射法测量各个样品的(100)极图并计算在<001>方向上的方位密度。

[0073] 抗张试验：在宽度方向上从样品中心切下样品(宽40mm，长250mm)，并使其形成JIS 5号抗张试验样品。按照JIS Z 2241在室温下对所述样品进行抗张试验以测量样品的极限抗张强度、0.2％弹性极限应力和伸长率。试验结果显示于表2中。

[0074]

[0075] 如表2所示，本发明样品1-13的晶粒的平均纵横比(L/t)为5.0或以下，并且，{001}面法线与挤出方向平行的晶粒的方位密度(其与指向随机方向的晶粒之比)为50或以下。样品1-13显示出与化学组成相应的高抗张强度、弹性极限应力和伸长率。 [0076] 实施例2

[0077] 将如表1所示的实施例1中浇铸的合金A铸块(直径200mm)在540℃均质化6小时，并冷却至室温。使用感应炉将均质化铸块加热至500℃，并热挤出形成表3所示的横截面形状，从而获得挤出产品14-20。挤出速度(输出端产品速度)设定为5m/分钟。 [0078] 将各挤出产品在540℃固溶热处理1小时，并使用室温的自来水进行淬火。随后，将各挤出样品在190℃人工老化8小时，从而获得样品14-20。在与实施例1相同的条件下测量晶粒的平均纵横比以及{001}面法线与挤出方向平行的晶粒的方位密度。用于计算晶粒平均纵横比的微观结构观测部位如下所述。具体而言，样品14的微观结构观测部位为圆棒的中心。样品15的微观结构观测部位为在宽度方向(即长度为100mm的那一边)中央的厚度方向的中心。样品16的微观结构观测部位为在宽度方向(即长度为30mm的那一边)中央的厚度方向的中心。样品17的微观结构观测部位为椭圆的中心。样品18的微观结构观测部位为长度为100mm的那一边中央的厚度方向上的中心。样品19的微观结构观测部位为任意位置在厚度方向上的中心。样品20的微观结构观测部位为距长度为100mm的那一边的末端24mm处在厚度方向上的中心。由挤出方向和最小厚度T限定的表面为抛光表面。使用样品14和样品17形成JIS 2号抗拉试样。使用样品15和样品16形成JIS 5号样品。使用样品18(从长度为100mm的边)形成JIS 5号抗拉试样。使用样品19形成JIS11号样品。使用样品20(从长度为100mm的边)形成JIS 5号抗拉试样。按照JIS Z 2241在室温下对所述样品进行抗张试验以测量极限抗张强度、0.2％弹性极限应力和伸长率。试验结果显示于表4中。

[0079]

[0080]

[0081] 如表4所示，本发明样品14-20的晶粒平均纵横比(L/t)为5.0或以下，并且，晶粒的方位密度({001}面法线与挤出方向平行的晶粒与指向随机方向的晶粒之比)为50或以下。样品14-20显示出高抗张强度、弹性极限应力和伸长率。

[0082] 比较例1

[0083] 在与实施例1相同的条件下，使用DC铸制法浇铸具有表5所示组成的铝合金N-Y、均质化、冷却、加热、热挤出并进行固溶热处理、淬火和人工老化，从而获得样品21-32。在与实施例1相同的条件下测量各样品晶粒的平均纵横比以及{001}面法线与挤出方向平行的晶粒的方位密度。每个样品还在与实施例1相同的条件下进行拉伸测试试验。试验结果显示于表6中。

[0084]

[0085]

[0086] 如表6所示，由于Cu含量(样品21)、Mg含量(样品22)或Si含量(样品23)低于其下限，样品21、22和23显示出低强度。由于Cu含量(样品24)、Mg含量(样品25)或Si含量(样品26)高于其上限，样品24、25和26在挤出期间发生断裂。

[0087] 由于Mn含量(样品27)、Cr含量(样品28)、Zr含量(样品29)或V含量(样品30)高于其上限，样品27、28、29和30形成了纤维状结构并且由于形成粗大成分颗粒而显示出低伸长率。

[0088] 由于Ti和B的含量(样品31)或Fe含量(样品32)高于其上限，样品31和32因形成粗大成分颗粒而显示出低伸长率。由于Zn含量也高于上限，样品32显示出耐腐蚀性不足。

[0089] 比较例2

[0090] 将如表1所示的实施例1中浇铸的各个铝合金铸块A-M均质化、冷却、加热并热挤出以获得宽150mm且厚0.7mm的横截面形状(挤出比：299，坯段直径/最小厚度的比值(D/T)：286)。挤出速度(输出端产品速度)设定为5m/分钟。

[0091] 在与实施例1相同的条件下，对各个挤出产品进行固溶热处理、淬火和人工老化，从而获得样品33-45。在与实施例1相同的条件下测量各样品晶粒的平均纵横比以及{001}面法线与挤出方向平行的晶粒的方位密度。每个样品还在与实施例1相同的条件下进行拉伸测试试验。试验结果显示于表7中。

[0092]

[0093] 如表7所示，由于样品33-45的坯段直径/最小厚度的比值为286(＞200)，{001}面法线与挤出方向平行的晶粒与指向随机方向的晶粒之比的方位密度为50。结果，样品33-45显示的强度小于实施例中样品1-13。

[0094] 比较例3

[0095] 将如表1所示的实施例1中浇铸的各个铝合金铸块A-M均质化、冷却、加热并热挤出，获得宽150mm且厚25mm的横截面形状(挤出比：8.4，坯段直径/最小厚度的比值(D/T)：8)。挤出速度(输出端产品速度)设定为5m/分钟。

[0096] 在与实施例1相同的条件下，对各个挤出产品进行固溶热处理、淬火和人工老化，从而获得样品46-58。在与实施例1相同的条件下测量个样品晶粒的平均纵横比和{001}面法线与挤出方向平行的晶粒的方位密度。每个样品还在与实施例1相同的条件下进行拉伸测试试验。试验结果显示于表8中。

[0097]

[0098] 如表8所示，由于挤出比为8.4(＜20)，样品46-58显示的强度小于实施例中样品1-13。特别地，由于晶粒的平均纵横比大于5.0，样品53-57显示出显著的强度下降。 [0099] 实施例3

[0100] 按照常规方法熔化具有表9所示组成的各种金属(a到m)，从而获得直径为155mm的坯段。将各坯段在540℃均质化10小时，并在坯段温度500℃以6m/分钟的挤出速度进行分流组合挤出，从而获得外径15.0mm且厚3.0mm的挤出管材。

[0101] 在540℃对挤出管材进行固溶热处理2小时，在水中淬火到室温，拉伸到直径为13.0mm且厚度为2.5mm，并在170℃老化7小时。

[0102] 测量析出物在晶粒中的分布情况以及拉伸产品中晶粒的纵横比，根据以下方法评估拉伸产品的拉伸性能。试验结果显示于表10中。

[0103] 析出物在晶粒中的分散状态：通过电解抛光将样品形成用于TEM观察的薄膜样品。使用TEM从(100)平面拍摄析出物的暗视野照片(放大倍率：100,000)。由在[010]和[001]方向上排列的晶粒计算析出物的平均长度，并由在[100]方向上排列的晶粒计算析出物的数密度。为了减少统计误差，在3个视野中对同一个样品拍照，计算平均值并进行评估。

[0104] 平均纵横比：从样品切下用于观察微观结构的样品(10×10mm)。将样品固定在树脂中，以观察平行于挤出方向的横截面。最后，使用#1200砂纸抛光样品并按照AS拉伸性能的评估：使用样品形成JIS No.11抗拉试样，并按照JIS Z 2241测量样品的极限抗张强度、弹性极限应力和伸长率。基于测量值评估样品的强度和延展性。

[0105] 拉伸性能的评估：使用样品形成JIS No.11抗拉试样，并按照JIS Z 2241测量样品的极限抗张强度、弹性极限应力和伸长率。基于测量值评估样品的强度和延展性。 [0106]

[0107]

[0108] 如表10所示，本发明的样品59-71的析出物在晶粒中的分布情况以及平均纵横比在指定范围之内，这些样品显示出优异的拉伸性能。

[0109] 实施例4

[0110] 利用与实施例3相同的方式将表9所示的合金″a″的铸块(直径155mm)均质化，并在坯段温度500℃以6m/分钟的挤出速度进行分流组合挤出，从而获得挤出管材。利用与实施例3相同的方式对挤出管材进行固溶热处理，拉伸成直径不同的管状，随后进行人工老化。在挤出后以9％的横截面积缩减率拉伸样品77，进行固溶热处理，再次拉伸，随后进行人工老化。对样品78进行压力淬火。表11显示了样品的生产条件。 [0111] 测量拉伸产品的穿晶析出物(transgranular precipitate)分布情况和晶粒的平均纵横比，并按照与实施例3中相同的方式评估拉伸产品的拉伸性质。试验结果显示于表12中。

[0112]

[0113]

[0114] 如表12所示，本发明的样品72-84的析出物在晶粒中的分布情况以及平均纵横比在指定范围之内，显示出优异的拉伸性能。

[0115] 比较例4

[0116] 按照与实施例3相同的方式，使用具有表13所示组成的各种合金(n到z)生产拉伸产品。测量拉伸产品的析出物在晶粒中的分布情况和晶粒的平均纵横比，并按照与实施例3中相同的方式评估拉伸产品的拉伸性质。试验结果显示于表14中。

[0117]

[0118]

[0119] 如表14所示，由于Cu、Mg和Si的含量分别低于其下限，样品85、87和89晶粒中析出物的数密度不足。结果，样品85、87和89显示出的强度不够。由于Cu、Mg和Si的含量分别高于其上限，样品86、88和90显示出低延展性。由于Mn、Cr、Zr和V的含量分别高于其上限，样品91、92、93和94具有高变形阻力。结果，在挤出期间发生结渣，从而不能获得样品。由于Ti和B的含量高于其上限，样品95显示出低延展性。由于Fe的含量高于其上限，样品96显示出低延展性。由于Zn的含量高于其上限，样品97显示出低延展性。 [0120] 比较例5

[0121] 将表9所示的合金″a″的坯段(直径155mm)均质化，并进行分流组合挤出，获得挤出管材。对挤出管材进行固溶热处理，在水中淬火到室温，拉伸成直径不同的管状，随后进行人工老化，从而获得拉伸产品(样品)。表15显示了样品的生产条件。 [0122] 测量拉伸产品的穿晶析出物分布情况和晶粒的平均纵横比，并按照与实施例3中相同的方式评估拉伸产品的拉伸性质。试验结果显示于表16中。注意在固溶热处理后，使用风扇以50℃/分钟的冷却速率对样品107进行空气冷却。

[0123]

[0124]

[0125] 如表16所示，由于样品98和100未充分均质化，致使析出物的数密度降低，导致强度下降。由于高均质化温度致使样品99发生共晶熔化，造成强度和伸长率下降。由于样