本发明涉及铝合金技术领域，特别是涉及铝合金及其制备方法。
背景技术：
随着轻量化的持续推进，铝合金以比强度高、耐蚀性好，良好的加工性能、极高的再回收、再生性等一系列优良特性，成为交通运输轻量化最理想的材料。与传统铸铁材料相比，采用铝合金生产汽车零部件不仅可以使重量大大减轻，强度、韧性及延展性大幅度提高，而且还可以使材料获得可靠的内部质量和优异的综合性能。因此开发具有优异性能的铝合金产品实现汽车轻量化，降低污染和能源消耗具有重要意义。汽车上采用的传统铝合金为6061合金，由于其mg和si含量较低，经锻造后热处理后材料的屈服强度仅为280mpa左右，挤压后热处理的屈服强度也很难超过350mpa。随着汽车轻量化发展的需要，对材料的力学性能提出更高要求。研究表明，在6xxx系合金中，通过增加mg、si元素的含量来提高mg2si强化相的数量可以进一步提高合金的强度。但合金化增加到一定程度后，不仅不能获得期望值，还将严重降低材料的塑性及韧性。此外，即使mg、si含量及比例合适，但若无合适均匀化处理及后续加工匹配，也难以获得理想的性能。同时，在锻造、挤压和随后固溶处理过程中，材料容易发生再结晶，产生粗大晶粒，导致力学性能和疲劳性能急剧降低。在汽车及轨道交通用结构件中也有采用高强度的7xxx铝合金，如7n01等，但由于其剥落腐蚀及应力腐蚀性能较差，限制了7xxx铝合金在交通运输领域中的应用。因此亟待开发高强、耐蚀的6xxx铝合金及与其相匹配的热处理及加工工艺。
目前随着对6xxx铝合金强度的要求，合金化的程度越来越高，mg、si总含量越来越高，但若均匀化退火工艺不合理，mg2si相残留的尺寸过大，即使经过后续的加工过程的破碎，在后续固溶处理中仍然难以消除。残留mg2si相尺寸大、数量多，导致有效mg、si元素含量降低，无法很好的提升合金强度，并且降低合金的晶间腐蚀性能及应力腐蚀性能。因此，合理的均匀化退火制度对高合金化的6xxx合金显得至关重要。很多专利也提到6xxx铝合金的均匀化退火制度，如专利cn109402537a提供了一种6xxx系铝合金铸锭的均匀化退火制度。该专利将均匀化退火制度分为两个阶段，第一阶段400℃～440℃保温8h～10h；第二阶段520℃～560℃保温20h～26h。专利cn107190187a，公开了一种铝合金的均匀化热处理方法及其处理后处理后的铝合金，均匀化处理方法包括低温均匀化和高温均匀化处理的双级均匀化处理，其中，低温均匀化处理的温度为200℃～300℃，时间3.5h～8h；高温均匀化处理的温度为450℃～480℃，时间为20℃～25℃。专利cn109628860a，公开了一种高强度al-mg-si铝合金及其制备方法。采用的双级均质制度为：第一级均质温度为450℃～475℃，时间为3h～5h，第二级均质温度为550℃～570℃，均质时间为5h～7h。这些专利申请中均提到了双级的均匀化制度，但是对均匀化退火的条件控制还不够好，使得铝合金的力学性能和耐蚀性能较差，难以应用于交通运输领域中。
技术实现要素：
基于此，有必要提供一种铝合金及其制备方法。
一种铝合金的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
提供铸锭，其中，所述铸锭的原料中包括al；
将所述铸锭升温至350℃～450℃且保温0.5h～2h，得到第一阶基体；
将所述第一阶基体以30℃3h～150℃3h的速率升温至520℃～550℃且保温0.5h～2h，得到第二阶基体；
将所述第二阶基体以5℃3h～60℃3h的速率升温至560℃～580℃且保温6h～12h，得到第三阶基体；
以小于或等于50℃3h的降温速率将所述第三阶基体冷却至420℃～500℃，得到第四阶基体；
对所述第四阶基体进行热轧处理，得到第五阶基体，其中，热轧处理时，热终轧温度不低于350℃；
对所述第五阶基体进行固溶和人工时效处理，得到所述铝合金。
上述的铝合金制备方法，通过控制升温速率和降温速率，使得铝合金内的强化元素能最大程度的溶入以铝为主体的基体当中，并充分发挥强化元素的强化作用，并且，能够使得部分强化元素以细小以及均匀的形态弥散的分布于以铝为主体的基体中，通过合理的工艺使得铝合金可以达到屈服强度350mpa以上，并且仍保持良好的耐晶间腐蚀性能，较好地满足了交通运输用铝合金的使用要求。
在其中一个实施例中，所述对所述第四阶基体进行热轧处理，得到第五阶基体，其中，热轧处理时，热终轧温度不低于350℃的步骤中，将第四阶基体冷却至室温后再加热至420℃～500℃，然后进行热轧处理。
在其中一个实施例中，所述对所述第五阶基体进行固溶和人工时效处理的步骤包括：将第五阶基体在530℃～570℃固溶处理0.5h～4h，再将得固溶处理后的第五阶基体淬火处理，然后将淬火处理后的第五阶基体在160℃～200℃时效处理4h～12h。
在其中一个实施例中，所述将所述第一阶基体以30℃3h～150℃3h的速率升温至520℃～550℃且保温0.5h～2h，得到第二阶基体的步骤包括：将所述第一阶基体以50℃3h～120℃3h的速率升温至540℃～550℃且保温0.5h～2h。
在其中一个实施例中，所述将所述第二阶基体以5℃3h～60℃3h的速率升温至560℃～580℃且保温6h～12h，得到第三阶基体的步骤包括：将所述第二阶基体以5℃3h～50℃3h的速率升温至560℃～578℃且保温6h～12h，得到第三阶基体。
在其中一个实施例中，所述铸锭的原料包括如下组分：mg0.8wt％～1.5wt％、si0.65wt％～1.50wt％、mn0.05wt％～0.2wt％、zr≤0.15wt％、cu≤0.60wt％、zn0.05wt％～0.3wt％、cr0.05wt％～0.2wt％、ti≤0.1wt％和fe≤0.5wt％，余量为al。
在其中一个实施例中，所述铸锭的原料中，si0.7wt％～1.3wt％。
在其中一个实施例中，所述铸锭的原料中，mg0.90wt％～1.20wt％。
在其中一个实施例中，所述铸锭的原料中，mg和si相加后的质量百分含量为1.7wt％～2.3wt％。
一种铝合金，采用如上述任一实施例中所述的铝合金的制备方法制备得到。
附图说明
图1为一个实施例的铝合金的制备方法的流程示意图。
具体实施方式
为了便于理解本发明，下面将参照相关附图对本发明进行更全面的描述。附图中给出了本发明的较佳实施方式。但是，本发明可以以许多不同的形式来实现，并不限于本文所描述的实施方式。相反地，提供这些实施方式的目的是使对本发明的公开内容理解的更加透彻全面。
除非另有定义，本文所使用的所有的技术和科学术语与属于本发明的技术领域的技术人员通常理解的含义相同。本文中在本发明的说明书中所使用的术语只是为了描述具体的实施方式的目的，不是旨在于限制本发明。本文所使用的术语“及/或”包括一个或多个相关的所列项目的任意的和所有的组合。
在其中一个实施例中，一种铝合金的制备方法，包括如下步骤：提供铸锭，其中，所述铸锭的原料中包括al。将所述铸锭升温至350℃～450℃且保温0.5h～2h，得到第一阶基体。将所述第一阶基体以30℃3h～150℃3h的速率升温至520℃～550℃且保温0.5h～2h，得到第二阶基体。将所述第二阶基体以5℃3h～60℃3h的速率升温至560℃～580℃且保温6h～12h，得到第三阶基体。以小于或等于50℃3h的降温速率将所述第三阶基体冷却至420℃～500℃，得到第四阶基体。对所述第四阶基体进行热轧处理，得到第五阶基体，其中，热轧处理时，热终轧温度不低于350℃。对所述第五阶基体进行固溶和人工时效处理，得到所述铝合金。其中，固溶和人工时效处理也可以简称为t6处理。
上述的铝合金制备方法，通过控制加工过程中的升温速率和降温速率，使得铝合金内的强化元素能最大程度的溶入以铝为主体的基体当中，并充分发挥强化元素的强化作用，并且，能够使得部分强化元素以细小以及均匀的形态弥散的分布于以铝为主体的基体中，通过合理的工艺使得铝合金可以达到屈服强度350mpa以上，并且仍保持良好的耐晶间腐蚀性能，较好地满足了交通运输用铝合金的使用要求。
如图1所示，在其中一个实施例中，提供一种铝合金的制备方法，包括如下步骤：
步骤110，提供铸锭，其中，所述铸锭的原料中包括al。
步骤120，将所述铸锭升温至350℃～450℃且保温0.5h～2h，得到第一阶基体。
步骤130，将所述第一阶基体以30℃3h～150℃3h的速率升温至520℃～550℃且保温0.5h～2h，得到第二阶基体。
步骤140，将所述第二阶基体以5℃3h～60℃3h的速率升温至560℃～580℃且保温6h～12h，得到第三阶基体。
步骤150，以小于或等于50℃3h的降温速率将所述第三阶基体冷却至420℃～500℃，得到第四阶基体。
步骤160，对所述第四阶基体进行热轧处理，得到第五阶基体，其中，热轧处理时，热终轧温度不低于350℃。
步骤170，对所述第五阶基体进行固溶和人工时效处理，得到所述铝合金。
在其中一个实施例中，步骤110中，提供铸锭，其中，所述铸锭的原料中包括al。铸锭为铝合金的原料，其中，铸锭包括al以及多个强化元素，具体地，al的质量百分比含量大于各强化元素的质量百分比含量的总和，以使得铸锭能够通过铝合金制备方法得到一种以al为主体的合金。在其中一个实施例中，所述铸锭的原料包括mg、si、mn、zr、cu、zn、cr.、ti、fe和al。其中，al的质量百分比含量大于mg、si、mn、zr、cu、zn、cr.、ti和fe的质量百分比含量的总和。
在其中一个实施例中，步骤120中，将所述铸锭升温至350℃～450℃且保温0.5h～2h，得到第一阶基体，本实施例中，不需要限制铸锭的升温速率，这是因为在低温状态下，各强化元素不会对以铝为主体的基体产生较大的影响，且该低温状态不会影响最终状态下铝合金内各元素的排列状态。在其中一个实施例中，将所述铸锭升温至380℃～420℃且保温1h～1.5h，得到第一阶基体。在其中一个实施例中，将所述铸锭升温至400℃且保温1.2h，得到第一阶基体。在实验中发现，将所述铸锭升温至400℃且保温1.2h，能够较快地提升铸锭的温度，能进一步减少对以铝为主体的基体产生影响。在其中一个实施例中，所述铸锭升温至350℃、360℃、370℃、380℃、390℃、400℃、410℃、420℃、430℃、440℃和450℃中的一个温度。在其中一个实施例中，所述铸锭保温时间为0.5h、1h、1.5h和2h中的一个。
在其中一个实施例中，步骤130，将所述第一阶基体以30℃3h～150℃3h的速率升温至520℃～550℃且保温0.5h～2h，得到第二阶基体。由于铸锭已经需要到达较高的温度，因此升温速率对各元素的影响较大，会决定铝合金内各元素的排列状态，且决定了铝合金是否能被升温至更高的温度而不过烧，使第一阶基体以30℃3h～150℃3h的速率升温至520℃～550℃，使得第二阶基体快速达到目标温度前一阶段的温度，能够使得第二阶基体升温至560℃～580℃且不过烧。在其中一个实施例中，将所述第一阶基体以50℃3h～120℃3h的速率升温至540℃～550℃且保温0.5h～2h，这样，能进一步使得第二阶基体尽早进入“预热”的状态，从而使第二阶基体能更好地到达560℃～580℃且不过烧。在其中一个实施例中，将所述第一阶基体以30℃3h、40℃3h、50℃3h、60℃3h、70℃3h、80℃3h、90℃3h、100℃3h、110℃3h、120℃3h、130℃3h、140℃3h和150℃3h中的一个速率升温，且将第一阶基体升温至520℃、530℃、540℃和550℃中的一个温度。在其中一个实施例中，将所述第一阶基体以80℃3h的速率升温至535℃且保温1.2h，这样，能更进一步使得第二阶基体进入“预热”的状态，从而使第二阶基体能更好地到达560℃～580℃且不过烧。
在其中一个实施例中，步骤140，将所述第二阶基体以5℃3h～60℃3h的速率升温至560℃～580℃且保温6h～12h，得到第三阶基体。将所述第二阶基体以5℃3h～60℃3h的速率升温至560℃～580℃且保温6h～12h，基于步骤130控制了30℃3h～150℃3h的升温速率，以及本步骤控制了5℃3h～60℃3h的升温速率，使得第三阶基体能够保持560℃～580℃的温度且不过烧。在其中一个实施例中，将所述第二阶基体以5℃3h～50℃3h的速率升温至560℃～578℃且保温6h～12h，得到第三阶基体。在其中一个实施例中，所述第二阶基体以5℃3h、10℃3h、15℃3h、20℃3h、25℃3h、30℃3h、35℃3h、40℃3h、45℃3h、50℃3h、55℃3h和60℃3h中的一个速率升温，且将第二阶基体升温至560℃、565℃、570℃、575℃和580℃中的其中一个温度。在其中一个实施例中，将所述第二阶基体以30℃3h的速率升温至570℃且保温9h，得到第三阶基体，这样，能进一步保持565℃～575℃的温度且不过烧。
在其中一个实施例中，以小于或等于50℃3h的降温速率将所述第三阶基体冷却至420℃～500℃，得到第四阶基体，本步骤控制了小于或等于50℃3h的降温速率，使得可以更好地控制铝合金中mg2si相的尺寸，尤其在mg和si元素含量较高，保温时mg2si结晶相不能充分溶解的情况下，将降温速率控制在小于或等于50℃3h的能够显著减少mg2si相的尺寸。本实施例中，铝合金包括al、mg和si。在其中一个实施例中，以小于50℃3h的降温速率将所述第三阶基体冷却至420℃～500℃，得到第四阶基体，在其中一个实施例中，以10℃3h、20℃3h、30℃3h、40℃3h和50℃3h中的其中一个降温速率冷却所述第三阶基体，在其中一个实施例中，将所述第三阶基体冷却至420℃、430℃、440℃、450℃、460℃、470℃、480℃、490℃和500℃中的其中一个温度，得到第四阶基体。在其中一个实施例中，以40℃3h的降温速率将所述第三阶基体冷却至460℃，得到第四阶基体，这样，能够进一步控制铝合金中mg2si相的尺寸，显著减少mg2si相的尺寸。
在其中一个实施例中，对所述第四阶基体进行热轧处理，得到第五阶基体，其中，热轧处理时，热终轧温度不低于350℃。对所述第五阶基体进行固溶和人工时效处理，得到所述铝合金。经过热轧和固溶和人工时效处理后得到铝合金，经过步骤160和步骤170处理后，配合上述的步骤110～步骤150，能够使得铝合金具有较佳的综合力学性能。在其中一个实施例中，对所述第四阶基体进行热轧处理，得到第五阶基体，其中，热轧处理时，热终轧温度不低于420℃。在其中一个实施例中，对所述第四阶基体进行热轧处理，得到第五阶基体，其中，热轧处理时，热终轧温度不低于450℃。进一步地，热轧处理时，热终轧温度为470℃、480℃或510℃。这样，能够在冷却后就对第四阶基体进行热轧处理，提高生产效率。
在其中一个实施例中，所述对第四阶基体进行热轧处理，得到第五阶基体，其中，热轧处理时，热终轧温度不低于350℃的步骤中，将第四阶基体冷却至室温后再加热至420-500℃，然后进行热轧处理。本实施例中，先冷却至室温，能够更好地控制铝合金中mg2si相的尺寸，即在室温时更加好地使得mg2si相稳定下来，这样，在热轧时，能够避免mg2si相再次增大。
在其中一个实施例中，所述对第五阶基体进行固溶和人工时效处理的步骤包括：将第五阶基体在530℃～570℃固溶处理0.5h～4h，再将得固溶处理后的第五阶基体淬火处理，然后将淬火处理后的第五阶基体在160℃～200℃时效处理4h～12h，通过上述条件的固溶和人工时效处理时，能够配合前述的步骤，使得铝合金中的强化相均匀析出，并最终使得铝合金具有较佳的综合力学性能。在其中一个实施例中，将第五阶基体在530℃、540℃、550℃、560℃和570℃中的其中一个温度下固溶处理，在其中一个实施例中，第五阶基体固溶处理0.5h、1h、1.5h、2h、2.5h、3h、3.5h和4h中任一时长。在其中一个实施例中，淬火处理后的第五阶基体在160℃、170℃、180℃、190℃和200℃中其中一温度下时效处理。在其中一个实施例中，淬火处理后的第五阶基体时效处理4h、5h、6h、7h、8h、9h、10h、11h和12h中任一时长。在其中一个实施例中，淬火处理后的第五阶基体在180℃固溶处理3h，然后将淬火处理后的第五阶基体在180℃时效处理8h，这样能进一步使得铝合金中的强化相均匀析出，并最终使得铝合金具有较佳的综合力学性能。
在其中一个实施例中，所述铸锭的原料包括如下质量百分含量组分：mg0.8wt％～1.5wt％、si0.65wt％～1.50wt％、mn0.05wt％～0.2wt％、zr≤0.15wt％、cu≤0.60wt％、zn0.05wt％～0.3wt％、cr0.05wt％～0.2wt％、ti≤0.1wt％和fe≤0.5wt％，余量为al。采用上述组分制成的铸锭，再以所述铸锭制作铝合金，配合本申请中的铝合金制备方法，能够，充分发挥铝合金中各合金元素的作用，显著提高合金力学性能和耐蚀性能。在其中一个实施例中，所述铸锭不含zr和cu，本实施例中，虽然不含zr和cu，但仍然能够使得铝合金实现较好的力学性能和耐蚀性能。在其中一个实施例中，所述铸锭的原料中，si0.7wt％～1.3wt％，进一步地，在其中一个实施例中，所述铸锭的原料中，si0.9wt％～1.2wt％，进一步地，在其中一个实施例中，所述铸锭的原料中，si为1.0wt％或1.1wt％。由于控制了si的含量，这样，能够较好地控制mg2si相的大小，进一步控制好晶粒尺寸及mg2si残留相的尺寸和分布，充分发挥各合金元素的作用，显著提高合金力学性能和耐蚀性能。在其中一个实施例中，所述铸锭的原料中，mg0.90wt％～1.20wt％，进一步地，在其中一个实施例中，所述铸锭的原料中，mg1wt％～1.1wt％，进一步地，在其中一个实施例中，所述铸锭的原料中，mg为1.0wt％或1.1wt％。本实施例中，控制mg的含量同样能够较好地控制mg2si相的大小，进一步控制好晶粒尺寸及mg2si残留相的尺寸和分布，充分发挥各合金元素的作用，显著提高合金力学性能和耐蚀性能，进一步地，在其中一个实施例中，所述铸锭的原料中，si0.7wt％～1.3wt％，且mg0.90wt％～1.20wt％，这样，能够使得mg3si在一个合适的比值上，从而又更进一步控制好晶粒尺寸及mg2si残留相的尺寸和分布，充分发挥各合金元素的作用，显著提高合金力学性能和耐蚀性能。
为进一步控制mg2si相的大小，在其中一个实施例中，所述铸锭的原料中，mg和si相加后的质量百分含量为1.7wt％～2.3wt％。本实施例中，控制了mg和si的总量，这样，配合上述铝合金的制备方法后，能够使得制得的铝合金其中完全不含粗大mg2si相或残留mg2si的尺寸不大于5μm，使得铝合金的屈服强度达到350mpa以上，延伸率大于12％，晶间腐蚀及剥落腐蚀性能优异。
应当理解的是，合金成分是铝合金强度的关键因素之一。6xxx系中mg、si是主要强化元素，形成强化相mg2si。上述实施例通过控制mg3si比以及控制mg和si元素总量从而来控制合金强度。合适的mg3si比及较高的mg、si总量则强化效果越佳。但mg、si含量过高，一方面材料的成形性能降低，另一方面大量残留的粗大mg2si相，显著降低材料韧性及疲劳性能。因此在其中一个实施例中，mg0.8wt％～1.5wt％和si0.65wt％～1.50wt％范围最佳，且mg和si相加后的质量百分含量为1.7wt％～2.3wt％最佳，这样，即兼顾了铝合金的合金强度，同时又避免降低铝合金韧性及疲劳性能。
mn在合金中主要起抑制再结晶和稳定亚结晶组织的作用，既提高材料强度又提高韧性和耐蚀性能，但mn含量过高会在铸造过程中形成过多粗大金属间化合物，严重降低材料的铸造性、成型性及韧性，因此在其中一个实施例中，mn≤0.2wt％最佳。
cu亦可强化6xxx系铝合金，如起固溶强化或者促进mg2si相析出或形成新强化相，但会降低合金的耐蚀性，因此，在其中一个实施例中，需控制cu≤0.6wt％最佳。fe为杂质元素，因此，在其中一个实施例中，控制fe≤0.5wt％最佳。ti起晶粒细化作用，因此，在其中一个实施例中，控制在ti≤0.05wt％最佳。通过对以上的成分控制，能够更好地保证材料获得屈服强度大于350mpa的性能。
均匀化处理也是控制高合金化6xxx合金高强度和耐蚀性的关键因素，是溶解非平衡低熔点共晶组织，为后续时效强化析出提供足够的过饱和度关键环节，同时使含mn和zr的粒子均匀弥散析出，以利于在轧制、锻造过程中控制晶粒结构。一般而言，采用较慢的升温速率有利于促进弥散粒子的析出，并且不易使mg2si结晶相因升温速率过快而融化。若残留的mg2si相过于粗大，则在后续加工过程中难以充分破碎，致使在后续固溶处理时无法使mg2si完全溶入基体中，降低合金强度，并且晶界mg2si电位比铝合金基体负，将作为阳极而发生优先溶解与腐蚀，而后由于mg2si相中高活性元素mg的优先溶解，电位较正的不活泼元素si富集，使得mg2si的电位正移并转换为阴极，导致其边缘的铝基体的阳极溶解与腐蚀，从而降低了合金的腐蚀性能。在520℃～550℃保温可以使合金最终均匀化退火温度得以提高至560℃～575℃，更高的温度可以保证mg2si结晶相的充分溶解，从而提高合金强度和耐蚀性能。
在其中一个实施例中，采用半连续铸造方式制备合金铸锭，半连续铸造方式为热顶铸造，半连续铸造方式制备的合金铸锭尺寸为400mm*1320mm，铸造速度80mm3min～160mm3min，冷却水流量1m33h～10m33h；在制造的过程中控制合金成分含量mg0.8wt％～1.5wt％、si0.65wt％～1.50wt％、mn0.05wt％～0.2wt％、zr≤0.15wt％、cu≤0.60wt％、zn0.05wt％～0.3wt％、cr0.05wt％～0.2wt％、ti≤0.1wt％和fe≤0.5wt％，不可避免的杂质总和≤0.15wt％，余量为al。采用半连续铸造方式制备合金铸锭，将所述铸锭升温至350℃～450℃且保温0.5h～2h，得到第一阶基体；将所述第一阶基体以30℃3h～150℃3h的速率升温至520℃～550℃且保温0.5h～2h，得到第二阶基体；将所述第二阶基体以5℃3h～60℃3h的速率升温至560℃～580℃且保温6h～12h，得到第三阶基体；以小于或等于50℃3h的降温速率将所述第三阶基体冷却至420℃～500℃，得到第四阶基体；对所述第四阶基体进行热轧处理，得到第五阶基体，其中，热轧处理时，热终轧温度不低于350℃；将第五阶基体在530℃～570℃固溶处理0.5h～4h，再将得固溶处理后的第五阶基体淬火处理，然后将淬火处理后的第五阶基体在160℃～200℃时效处理4h～12h。得到所述铝合金。通过上述的铸锭和工艺流程，能使得强化相均匀析出，并最终使得材料具有较佳的综合力学性能。
在其中一个实施例中，提供一种铝合金，采用如上述任一实施例中所述的铝合金的制备方法制备得到，通过合理的工艺使得铝合金可以达到屈服强度350mpa以上，并且仍保持良好的耐晶间腐蚀性能，较好地满足了交通运输用铝合金的使用要求。
以下为本申请相关的一些具体实施例：
实施例1
铝合金的原料，即铸锭的原料包括如下质量百分比组分：mg0.8wt％、si0.9wt％、mn0.1wt％、cr0.08wt％、cu0.10wt％、zn0.1wt％、ti0.05wt％和fe0.15wt％，余量为al。
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成400mm*1320mm的铸锭。将铸锭升温至400℃且保温1h，然后以60℃3h的速率升温至530℃且保温1h，再以30℃3h升温至560℃且保温12h，然后将上述步骤处理后铸锭以60℃冷却至室温，再加热至460℃，然后进行热轧处理，热终轧温度380℃。在550℃固溶处理0.5h，淬火，再经175℃时效处理8h。
实施例2
铝合金的原料，即铸锭的原料包括如下质量百分比组分：mg0.7wt％、si1.0wt％、mn0.1wt％、cr0.08wt％、cu0.50wt％、zn0.1wt％、ti0.05wt％和fe0.15wt％，余量为al。
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成400mm*1320mm的铸锭。将铸锭升温至420℃且保温1h，然后以70℃3h的速率升温至550℃且保温2h，再以10℃3h的速率升温至572℃且保温6h，然后将上述步骤处理后铸锭以60℃3h的速率冷却至460℃，然后进行热轧处理，热终轧温度360℃。在555℃固溶处理0.5h，淬火，再经175℃时效处理8h。
实施例3
铝合金的原料，即铸锭的原料包括如下质量百分比组分：mg1.15wt％、si0.8wt％、mn0.1wt％、cr0.08wt％、cu0.30wt％、zn0.1wt％、ti0.05wt％和fe0.15wt％、余量为al。
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成400mm*1320mm的铸锭。将铸锭升温至450℃且保温1h，然后以45℃3h的速率升温至540℃且保温1h，再以15℃3h升温至570℃且保温8h，然后将上述步骤处理后铸锭以60℃3h的速率将锭冷却至450℃，然后进行热轧处理，热终轧温度380℃。在560℃固溶处理1h，淬火，再经180℃时效处理6h。
实施例4
铝合金的原料，即铸锭的原料包括如下质量百分比组分：mg0.95wt％、si1.01wt％、mn0.08wt％、zr0.10wt％、cr0.1wt％、cu0.5wt％、zn0.15wt％、ti0.05wt％和fe0.15wt％、余量为al。
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成400mm*1320mm的铸锭。将铸锭随炉升温至420℃且保温3h，然后以50℃3h的速率升温至550℃且保温1h，再以5℃升温至575℃且保温6h，然后将上述步骤处理后铸锭以60℃3h的速率冷却至325℃，然后水冷至室温。再将均匀化处理后的铸锭加热至450℃，然后进行热轧处理，热终轧温度380℃。在560℃固溶处理1h，淬火，再经180℃时效处理6h。
实施例5
铝合金的原料，即铸锭的原料包括如下质量百分比组分：mg1.1wt％、si1.0wt％、mn0.08wt％、zr0.12wt％、cr0.1wt％、cu0.2wt％、zn0.15wt％、ti0.05wt％和fe0.15wt％，余量为al。
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成400mm*1320mm的铸锭。将铸锭升温至420℃且保温2h，然后以100℃3h的速率升温至520℃且保温1h，再以10℃3h升温至570℃且保温8h，然后将上述步骤处理后铸锭以80℃3h的升温速率冷却至290℃，然后水冷至室温。然后将上述步骤处理后铸锭加热至480℃，然后进行热轧处理，热终轧温度360℃。在560℃固溶处理1h，淬火，再经180℃时效处理8h。
比较例1
铝合金的原料，即铸锭的原料包括如下质量百分比组分：mg0.4wt％、si0.6wt％、mn0.1wt％、cr0.10wt％、cu0.10wt％、zn0.1wt％、ti0.05wt％和fe0.15wt％，余量为al。
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成400mm*1320mm的铸锭。将铸锭随炉升温至550℃且保温18h，然后将上述步骤处理后铸锭空冷至440℃，其中“空冷”即空气冷却，然后进行热轧处理，热终轧温度360℃。在560℃固溶处理1h，淬火，再经180℃时效处理8h。
比较例2
铝合金的原料，即铸锭的原料包括如下质量百分比组分：mg1.0wt％、si1.0wt％、mn0.1wt％、cr0.10wt％、cu0.10wt％、zn0.1wt％、ti0.05wt％和fe0.15wt％、余量为al。
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成400mm*1320mm的铸锭。将铸锭以随炉升温至560℃且保温24h，然后将均匀化处理后的铸锭空冷至室温，然后加热至460℃热轧，热终轧温度360℃。在550℃固溶处理0.5h，淬火，再经180℃时效处理8h。
比较例3
铝合金的原料，即铸锭的原料包括如下质量百分比组分：mg0.98wt％、si0.79wt％、mn0.6wt％、cr0.09wt％、cu0.01wt％、zn0.15wt％、ti0.05wt％和fe0.15wt％，余量为al。
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成400mm*1320mm的铸锭。将铸锭以200℃3h的速率升温至550℃且保温20h，然后将上述步骤处理后铸锭空冷至440℃，然后进行热轧处理，热终轧温度360℃。在550℃固溶处理1h，淬火，再经180℃时效处理8h。
比较例4
铝合金的原料，即铸锭的原料包括如下质量百分比组分：mg1.15wt％、si0.95wt％、mn0.08wt％、cr0.1wt％、cu0.35wt％、zn0.1wt％、ti0.05wt％和fe0.15wt％、余量为al。
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成400mm*1320mm的铸锭。将铸锭以100℃3h的速率升温至560℃且保温18h，然后将均匀化处理后的铸锭随炉冷至室温，然后加热至460℃热轧，热终轧温度320℃。在550℃固溶处理0.5h，淬火，再经180℃时效处理8h。
表1-上述具体实施例铝合金的力学性能、微观组织特征和晶间腐蚀性能测试结果
其中，力学性能的测试按照国标gb3t228.1-2010进行。晶间腐蚀试验为6082-t6铝合金板材在35℃的57g3lnacl+10ml3lh2o2溶液浸泡24h后，对试样板材原始表面上形成的腐蚀坑情况进行光学显微观察，从与腐蚀表面垂直的截面检测分析腐蚀坑的形貌及深度。其中，其中，rp0.2表示屈服强度，屈服强度越大，则铝合金的抵抗微量塑性变形的应力的性能越好，铝合金的性能越好。rm表示抗拉强度，抗拉强度越大，则铝合金的断裂抗力越佳，铝合金的性能越优秀。a表示塑性，塑性越小，则铝合金发生永久形变的所需的最小力越大，铝合金的性能越优秀。微观组织中，mg2si最大尺寸越小，铝合金的韧性及疲劳性能越好。晶间腐蚀性能中，最大腐蚀深度越小，则铝合金的抗腐蚀性能越好。
对比例1至对比例4中，虽然对铝合金的成分进行了一定的调控，但是对比例1至对比例4的加工方法最终得到的铝合金的性能明显差于实施例1至实施例5所制得的铝合金的性能。且可以看出，仅比较例1的屈服强度达到了350mpa，其他力学性能和微观组织的mg2si最大尺寸也较好，但是，对比例1的最大腐蚀深度较大，难以适应高腐蚀性的应用场景，且可以看出，对比例1至对比例4的加工工艺是相似的，但是，得到的铝合金的性能却相差巨大，可以看出，对比例1至对比例4的加工工艺是不成熟的，具有偶然性。
而本申请中，如表1所示，实施例1至实施例5为采用本发明的方法制得的铝合金，可以看出，本发明通过合理调整铝合金中主强化元素mg和si的总含量及加工工艺，使得主合金元素能最大程度的溶入基体，完全发挥其强化作用，并且严格控制热处理工艺，使得mn和zr粒子细小、均匀弥散的分布与基体中，钉扎晶界运动，即具有阻碍晶界滑动的效果。合理的合金成分及工艺保证了该材料可以达到屈服强度350mpa以上，并且仍保持良好的耐晶间腐蚀性能，较好地满足了交通运输用铝合金的使用要求。且实施例1至实施例5的铝合金均展现出较好的力学性能，以及mg2si最大尺寸和最大腐蚀深度的性能均较好，且获得的铝合金的性能参数较为相似，降低了生产中偶然性造成的性能差异。其中，实施例4的铝合金，基于所控制的加工条件以及铸锭原料的配比较佳，使得实施例4制得的铝合金兼顾了较好的力学性能，且抗腐蚀性能也较佳，具有这些综合性能的铝合金能够较好地满足交通运输用铝合金的使用要求。
以上所述实施例的各技术特征可以进行任意的组合，为使描述简洁，未对上述实施例中的各个技术特征所有可能的组合都进行描述，然而，只要这些技术特征的组合不存在矛盾，都应当认为是本说明书记载的范围。
以上所述实施例仅表达了本发明的几种实施方式，其描述较为具体和详细，但并不能因此而理解为对发明专利范围的限制。应当指出的是，对于本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进，这些都属于本发明的保护范围。因此，本发明专利的保护范围应以所附权利要求为准。
