CN103243248A - 一种挤压型铝合金的制备方法 - Google Patents

Abstract

一种挤压型铝合金的制备方法，属于铝合金制备技术领域。本发明是通过下述方案实现的：按铝合金的组分Zn4.0-5.5wt%、Mg1.0-2.0wt%、Mn0.6-0.8wt%、Cu0.3-0.8wt%、Cr0.3-0.5wt%、Zr0.05-0.3wt%、稀土元素0.03-0.1wt%、不可避免杂质元素的总含量≤0.3wt%、余量为铝，配取原料后，在保护气氛下，将配取的原料置于熔炼炉中熔炼后半连铸得到铸锭，铸锭冷却后，在保护气氛下，均匀化处理后挤压成形，得到高强挤压型铝合金。本发明解决了现有铝合金存在焊接性能与高强度难以匹配的问题。本发明操作简单，便于实现工业化生产。

Description

一种挤压型铝合金的制备方法

技术领域

本发明涉及一种铝合金的制备方法；特别涉及一种挤压型铝合金的制备方法。

背景技术

铝合金是工业中应用最广泛的一类有色金属结构材料，在航空、航天、汽车、机械制造、船舶及化学工业中已大量应用。随着近年来科学技术以及工业经济的飞速发展，对铝合金焊接结构件的需求日益增多，使铝合金的焊接性研究也随之深入。长久以来，航空航天领域对高强可焊铝合金都有着十分迫切的需求，传统7XXX（Al-Zn-Mg）系可焊铝合金往往强度不高，而强度高于500MPa的铝合金却都难以进行焊接。合金的组分是影响合金焊接性能和强度的一个主要因素，7A52铝合被称为是高强可焊铝合金，其组分为：Zn4.0-4.8wt%、Mg2.0-2.8wt%、Mn0.2-0.5wt%、Zr0.05-0.15wt%、Cr0.15-0.25wt%、Cu0.05-0.2wt%、Ti0.05-0.18wt%、余量为Al，其室温抗拉强度为380-502Mpa，屈服强度为245-451Mpa，但是采用和该合金组分一致的焊丝，氩弧焊后，冷却，直接拉伸，其抗拉强度也只能达到358Mpa，屈服强度为238Mpa。

发明内容

本发明的目的在于提供一种同时具备高强度和优良焊接性能的Al-Zn-Mg-Cu合金的制备方法，解决了现有铝合金存在焊接性能与高强度难以匹配的问题。

本发明一种高强挤压型铝合金的制备方法，包括下述步骤：

步骤一 配料

按以下铝合金的质量组分：Zn4.0-5.5wt%、Mg1.0-2.5wt%、Mn0.6-0.8wt%、Cu0.3-0.8wt%、Cr0.3-0.5wt%、Zr0.05-0.3wt%、稀土元素0.03-0.1%、不可避免杂质元素的总含量≤0.3%、余量为铝，配取纯Al、纯Mg、纯Zn、纯Cu、Al-Mn中间合金、Al-Cr中间合金、Al-稀土元素中间合金、Al-Zr中间合金作为原料，所述稀土元素选自Sc、Er中至少一种；

步骤二合金的制备

在保护气氛下，将配取的原料置于熔炼炉中熔炼后半连铸得到铸锭，铸锭冷却后，在保护气氛下，均匀化处理，挤压成型得到挤压型铝合金。

铝合金的组分优选为：Zn5.0wt%、Mg2.0wt%、Mn0.6wt%、Cu0.4wt%、Cr0.3wt%、Zr0.1wt%、Sc0.03wt%、Fe≤0.2wt%、Si≤0.1wt%、余量为铝。

所述纯Al、纯Mg、纯Zn、纯Cu的纯度≥99.99%。

所述Al-Mn中间合金为Al-10wt%Mn，Al-Cr中间合金为Al-5wt%Cr，Al-稀土元素中间合金为Al-2wt%Sc或Al-2wt%Er、Al-Zr中间合金为Al-5wt%Zr。

铸造时炉内温度为715-735℃，优选为728℃；炉口温度为695-715℃，优选为709℃；过滤箱入口温度为690-710℃，优选为701℃；平台入口温度为670-690℃，优选为681℃；平台末端温度为658-672℃，优选为663℃；铸造速度为25-35mm/min，冷却水流量为20-30m3/h，冷却水排出口的水温为18-28℃，优选为22℃。

均匀化处理的温度为455-465℃，优选为460℃，均匀化处理的时间为22-26h，优选为24h。

挤压型铝合金在保护气氛下，先进行固溶处理，再进行时效处理；固溶处理的温度为455-465℃，优选为460℃；固溶处理的时间为80-100min，优选为90min；所述时效处理为双级时效处理，双级时效处理的条件是，一级时效温度为98-102℃，优选为100℃；时效时间为7-9h，优选为8h；二级时效温度为138-143℃，优选为140℃；时效时间为9-11h，优选为10h。

所述保护气氛选自氮气、氩气、氦气中的一种。

采用本发明所制备的铝合金，其室温抗拉强度为396.17-540.03Mpa、屈服强度为303.61-480.13Mpa；所制备铝合金经熔焊后，其抗拉强度为389.17-530.03Mpa，屈服强度为292.61-460.13Mpa，焊接时，焊丝与母体的组分一致。

本发明人通过反复尝试及大量的实验，调整了合金中的Cu、Mn、Cr的比例含量后，并同时通过加入微量稀土元素Sc和/或Er，抑制了合金在热加工过程中的动态再结晶，从而获得了综合性能优良的铝合金；通过均匀化处理、固溶处理以及时效处理使得铝合金结晶均匀，从而提高铝合金的性能，通过Sc和/或Er与Cu、Mn、Cr、Mg的配合添加从而保证了铝合金优异的力学性能，所制得的铝合金的室温抗拉强度高达540.03Mpa，屈服强度高达480.13Mpa；同时意外的发现本发明的成品的焊接性能比7A52铝合金要优异，其焊接产品的室温抗拉强度高达530.03MPa，屈服强度高达460.13MPa。

附图说明

附图1为实施例中经不同处理制度所得铝合金的XRD图；

附图2为实施例中铸态合金的显微组织照片；

附图3为实施例中铸态合金第二相能谱分析图；

附图4为实施例中460℃/24h均匀化态合金金相显微照片；

附图5为焊接拉伸试样照片；

附图6为焊缝区金相照片；

附图7为焊接后拉伸断口的SEM照片。

从图1中可以看出铸态合金的衍射峰主要是由α-Al基体和MgZn2相的衍射峰组成。460℃/24h均匀化处理后，MgZn2衍射峰削弱。

从图2中可以看到部分枝晶组织，在1000倍扫描电镜下观察可看到在晶界处分布有白色和灰色两种不同衬度的相。

从图3可以看出：如图3中点1所示的白色呈骨骼状的相为富含Mg、Zn的非平衡相，对应为MgZn2相，图3中点2所示的灰色块状相为含Fe、Mn的相。

从图4可以看出：与铸态相比经460℃/24h均匀化后合金基本消除了枝晶，且晶粒没有明显长大。

从图6可以看出：1区域为焊缝区的金相，晶粒粗大；2区为焊缝和基材的熔合区，晶粒极为细小；3区为基材，焊缝和基材在焊接过程中融合的非常好。

从图7可以看出：拉伸断口韧窝明显，可以证明合金的拉伸断裂几乎为韧性断裂。

具体实施例

实施例

合金成分（按重量百分比计）Zn5.0%；Mg2.0%；Mn0.6%；Cu0.4%；Cr0.3%；Zr0.1%；Sc0.03%；Fe≤0.2%；Si≤0.1%；余量为Al；按上述成分配取纯Al、纯Mg、纯Zn、纯Cu、Al-10wt.%Mn、Al-5wt.%Cr、Al-2wt.%Sc、和Al-5wt.%Zr作为原料，其中纯Al、纯Mg、纯Zn、纯Cu的纯度≥99.99wt.%；将配取的原料在10吨熔炼炉中进行合金熔炼，半连铸后得到铸锭，铸造时炉内温度为728℃，炉口温度为709℃，过滤箱入口温度为701℃，平台入口温度为681℃，平台末端温度为663℃；铸造速度为25-35mm/min，冷却水流量为20-30m3/h，冷却水排出口的水温为22℃，铸锭冷却后，在保护气氛下在460℃均匀化处理24h、然后挤压成型，将成型式样分成三部分，第一部分直接进行拉伸检测，检测值见表1，第二部分进行焊接试验，焊接式样的一部分直接进行拉伸检测，检测值见表1，焊接式样的另一部分式样和第三部分成型式样在460℃下固溶处理90min、冷却后进行双级时效处理后进行拉伸检测，检测值见表1；双级时效处理的工艺为：一级时效温度为100℃，时效时间8h；二级时效温度为140℃，时效时间为10h；焊接时，焊丝与母体的组分一致，焊接的方法为熔焊。

对比例：

采用7A52可焊铝合金，其组分以质量百分比计为：Zn4.8%、Mg2.0%、Mn0.5%、Zr0.1%、Cr0.25%、Cu0.2%、Ti0.18、Fe<0.2%、Si<0.1%，余量为Al。其熔炼、半连铸、挤压成形所用工艺参数与实施例完全一样，挤压成型成形后，将成型式样分成三部分，第一部分直接进行拉伸检测，检测值见表1，第二部分进行焊接试验，焊接式样的一部分直接进行拉伸检测，检测值见表1，焊接式样的另一部分式样和第三部分成型式样在460℃下固溶处理90min、冷却后进行双级时效处理后进行拉伸检测，检测值见表1；固溶处理、时效处理的条件和实施例中固溶处理、时效处理的条件完全一致；焊接时，焊丝与传统7A52可焊铝合金的组分一致，其他焊接条件与实施例中的焊接条件一致。

表1铝合金性能检测表

表中：1号式样为7A52铝合金挤压态式样，2号式样为本发明合金的挤压态式样，3号式样为7A52铝合金的挤压态焊接板，4号式样为本发明合金的挤压态焊接板，5号式样为7A52铝合金经挤压、固溶、时效处理后所得式样，6号式样为本发明的合金经挤压、固溶、时效处理后所得式样，7号式样为7A52铝合金经挤压、焊接、固溶、时效处理后所得式样，8号式样为本发明合金经挤压、焊接、固溶、时效处理后所得式样。

结合实施例和对比例以及表1，可以看出：

1.本发明的合金与7A52合金经相同的处理工艺处理后，本发明合金的力学性能均比7A52合金的力学性能要优越；具体表现在：挤压态，本发明合金的抗拉强度比7A52合金的抗拉强度高12.57MPa，本发明合金的屈服强度比7A52合金的屈服强度高55.62MPa；经固溶、时效处理后，本发明合金的抗拉强度比7A52合金的抗拉强度高38.96Mpa，本发明合金的屈服强度比7A52合金的屈服强度高29.68Mpa；

2.本发明合金的焊接产品与7A52合金的焊接产品经相同的处理工艺处理后，本发明合金焊接产品的力学性能均比7A52合金焊接产品的力学性能要优越；具体表现在：挤压态，本发明合金焊接产品的抗拉强度比7A52合金焊接产品的抗拉强度高出20MPa，本发明合金焊接产品的屈服强度比7A52合金焊接产品的屈服强度高出约60MPa；经固溶、时效处理后，本发明合金焊接产品的抗拉强度比7A52合金焊接产品的抗拉强度高出约50Mpa，本发明合金焊接产品的屈服强度比7A52合金焊接产品的屈服强度高出约40Mpa。

Claims (10)

1.一种挤压型铝合金的制备方法，包括下述步骤：

步骤一配料

按以下铝合金的质量组分：Zn4.0-5.5wt%、Mg1.0-2.5wt%、Mn0.6-0.8wt%、Cu0.3-0.8wt%、Cr0.3-0.5wt%、Zr0.05-0.3wt%、稀土元素0.03-0.1wt%、不可避免杂质元素的总含量≤0.3wt%、余量为铝，配取纯Al、纯Mg、纯Zn、纯Cu、Al-Mn中间合金、Al-Cr中间合金、Al-稀土元素中间合金、Al-Zr中间合金作为原料，所述稀土元素选自Sc、Er中至少一种；所述纯Al、纯Mg、纯Zn、纯Cu的纯度≥99.99%；

步骤二合金的制备

在保护气氛下，将配取的原料置于熔炼炉中熔炼后半连铸得到铸锭，铸锭冷却后，在保护气氛下，均匀化处理，挤压成型得到挤压型铝合金。

2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，铝合金的组分为：Zn5.0wt%、Mg2.0wt%、Mn0.6wt%、Cu0.4wt%、Cr0.3wt%、Zr0.1wt%、Sc0.03wt%、Fe≤0.2wt%、Si≤0.1wt%、余量为铝。

3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于：所述Al-Mn中间合金为Al-10wt%Mn，Al-Cr中间合金为Al-5wt%Cr，Al-稀土元素中间合金为Al-2wt%Sc或Al-2wt%Er、Al-Zr中间合金为Al-5wt%Zr。

4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于：半连铸时炉内温度为715-735℃，炉口温度为695-715℃，过滤箱入口温度为690-710℃，平台入口温度为670-690℃，平台末端温度为658-672℃；铸造速度为25-35mm/min，冷却水流量为20-30m³/h，冷却水排出口的水温为18-28℃。

5.根据权利要求4所述的方法，其特征在于：铸造时炉内温度为728℃，炉口温度为709℃，过滤箱入口温度为701℃，平台入口温度为681℃，平台末端温度为663℃；铸造速度为25-35mm/min，冷却水流量为20-30m³/h，冷却水排出口的水温为22℃。

6.根据权利要求1所述的方法，其特征在于：所述的均匀化处理的温度为455-465℃，时间为22-26h。

7.根据权利要求1所述的方法，其特征在于：所述保护气氛选自氮气、氩气、氦气中的一种。

8.根据权利要求1所述的方法，其特征在于：挤压型铝合金在保护气氛下，先进行固溶处理，再进行时效处理；所述保护气氛选自氮气、氩气、氦气中的一种；固溶处理的温度为455-465℃，固溶处理的时间为80-100min；所述时效处理为双级时效处理，双级时效处理的条件是，一级时效温度为98-102℃，时效时间为7-9h，二级时效温度为138-143℃，时效时间为9-11h。

9.根据权利要求8所述的方法，其特征在于：固溶处理的温度为460℃，固溶处理的时间为90min；所述时效处理为双级时效处理，双级时效处理的条件是，一级时效温度为100℃，时效时间为8h，二级时效温度为140℃，时效时间为10h。

10.根据权利要求1-9任一项所述的方法，其特征在于：所制备铝合金的室温抗拉强度为396.17-540.03Mpa、屈服强度为303.61-480.13Mpa；所制备铝合金经熔焊后，其抗拉强度为389.17-530.03Mpa，屈服强度为292.61-460.13Mpa，焊接时，焊丝与母体的组分一致。

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