CN104195388B

CN104195388B - 一种高强耐蚀Al-Mg合金

Info

Publication number: CN104195388B
Application number: CN201410486384.2A
Authority: CN
Inventors: 邓运来; 戴青松; 付平; 张佳琪; 廖飞; 欧世声; 肖涛
Original assignee: Central South University
Current assignee: Central South University
Filing date: 2014-09-23
Publication date: 2017-01-04
Anticipated expiration: 2034-09-23

Abstract

本发明公开了一种高强耐蚀Al‑Mg合金，化学成分重量百分比为：Fe≤0.3%；Si≤0.25%；Cu≤0.1%；Mn=0.4~1.2%；Mg=4.5~6.0%；Zn=0.25~0.55%；Cr=0.10~0.3%；Zr≤0.15%；Ti≤0.15%；余量为Al。本发明解决了现有5083铝合金在交通工具制造中现强度、耐蚀性不够的问题，得到的合金抗拉强度σ_b≥320Mpa、屈服强度σ_0.2≥160 Mpa、延伸率δ≥23％，剥落腐蚀实验等级达到PA级。

Description

一种高强耐蚀 Al-Mg 合金

技术领域

本发明具体涉及一种Al-Mg合金，尤其是一种高强耐蚀Al-Mg合金。

背景技术

近年来，我国交通运输业发展迅速，交通工具轻量化已成为一种必然趋势，而铝合金取代钢铁材料是交通工具轻量化的重要有效途径。

在汽车、货车、高铁、货运火车、轮船等交通工具的制造中5083铝合金应用最广，成为交通工具制造中的重要材料。5083铝合金具有质量轻、中等强度、易成型、耐腐蚀等特征，降低了交通工具自重，提高了其运载能力，降低了能耗。

但是目前的5083铝合金在应用中还存在一些问题。根据GBT3880.2-2006 的力学性能指标要求可知，常用的5083-O铝合金要求抗拉强度σ_b≥275Mpa、屈服强度σ_0.2≥125 Mpa、伸长率δ≥15％，这在交通工具制造中强度略有不足。此外，对于轮船、集装箱等长期在海水中或沿海服役的设备，现有的5083铝合金耐蚀性能还不能完全满足要求。

发明内容

鉴于目前交通工具制造中所用合金存在的强度不够、耐蚀性不足的问题，本发明提供了一种新型Al-Mg合金，具有高强、耐蚀的特性。

本发明提供的高强耐蚀Al-Mg合金，化学成分重量百分比为：Fe≤0.3%；Si≤0.25%；Cu≤0.1%；Mn=0.4~1.2%；Mg=4.5~6.0%；Zn=0.25~0.55%；Cr=0.10~0.3%；Zr≤0.15%；Ti≤0.15%；余量为Al。其中单个杂质≤0.05％，合计杂质≤0.15％。

作为优选，合金化学成分重量百分比为：Fe≤0.26%；Si≤0.2%；Cu≤0.1%；Mn=0.46~1.12%；Mg=4.6~5.7%；Zn=0.35~0.52%；Cr=0.10~0.23%；Zr=0.04~0.14%；Ti=0.04~0.14%；余量为Al。

作为优选，其中Fe=0.2~0.26%、Si=0.12~0.18%、Cu=0.04~0.08%。

作为本发明特别优选的方案，合金化学成分重量百分比为：Fe=0.2~0.26%；Si=0.12~0.16%；Cu=0.05~0.06%；Mn=0.6~1.12%；Mg=5.5~5.7%；Zn=0.42~0.49%；Cr=0.15~0.23%；Zr=0.06~0.14%；Ti=0.04~0.13%；余量为Al。

在此基础上，更优选的，Mn=0.8~1.0%。进一步的，Zr=0.1~0.14%、Ti =0.1~0.13%。

本发明Al-Mg合金与现有的5083铝合金相比，Mg含量提高为4.5~6.0%，Mg可在基体中产生固溶强化，提高合金强度；Mn含量略有增加，控制为0.4~1.2%，在这个范围Mn可以形成MnAl₆起到弥散强化作用，又不至于对延伸率产生明显的不利影响。

由于Mg含量的明显增加，会导致在基体中析出大量β(Mg₂Al₃) 相，如不采取其他措施，β(Mg₂Al₃) 相一旦在晶界处成网状分布，成为腐蚀通道，合金的耐蚀性能将急剧恶化。而本发明将Zn加入合金中，可形成τ(Al₂Mg₃Zn₃)相，τ(Al₂Mg₃Zn₃)相能够促使β(Mg₂Al₃)相均匀弥散的在合金晶内和晶界析出，减少其连续分布，明显提高合金的耐蚀性能。因此，与现有技术相比，本发明Zn含量明显提高，控制为0.25~0.55%。

但加入Zn后，合金熔体在凝固过程中容易形成“锌花”，“锌花”会恶化材料性能。因此现有的Al-Mg合金生产中，Zn很少以合金成分加入。为了解决这个问题，本发明中加入Ti的同时加入Zr，Ti、Zr具有明显的晶粒细化效果，而且Ti、Zr混合加入效果更好，晶粒细化既可以提高材料强度又不降低延伸率，Ti、Zr使得晶粒细化后又可以避免“锌花”产生。

综上，本发明通过提高Mg含量以提高合金强度，提高Zn含量避免因过多的Mg恶化材料性能，加入Zr、Ti细化晶粒来避免产生“锌花”。

此外，Cu、Cr等元素形成CuMgAl₂、Al₂Cu等化合物弥散在材料中也能起一定弥散强化作用，还可起到热稳定性作用，因此加入一定量的Cu、Cr；Fe、Si对材料塑性与腐蚀性能不利，因此减少其含量。

本发明Al-Mg合金的生产方法，包括依次进行的配料、熔铸、加热处理和退火的步骤，所述熔铸温度控制为730～750℃，在710～720℃浇铸；所述加热处理按450~470℃/24h；所述退火按330~340℃/1h。

本发明Al-Mg合金可采用压力加工（如轧制、挤压），也可采用形变热处理制备所需材料和/或部件。将本发明Al-Mg合金制成合金制品的方法，包括依次进行的配料、熔铸成毛坯、加热处理、加工为成品形状和退火处理的步骤，所述熔铸温度控制为730～750℃，在710～720℃浇铸；所述加热处理按450~470℃/24h；所述退火处理按330~340℃/1h。若制成板材，所述加工为成品形状采用热轧方式，轧制过程中进行1~2次400℃/20min中间退火，最后对热轧板进行所述退火处理。

选择在本发明所述范围的合金成分，随成分配比和加工处理方法的不同，所得材料（部件）的性能会有些许差异，但材料总体特征为：

1）抗拉强度σ_b≥300Mpa、屈服强度σ_0.2≥150 Mpa、延伸率δ≥20％；

2）剥落腐蚀试验等级达到PA级。

在本发明所述特别优选的方案中，抗拉强度σ_b≥330Mpa、屈服强度σ_0.2≥162Mpa、延伸率δ≥22.2％。

作为最佳的应用，本发明的Al-Mg合金可以作为交通工具所用的合金材料。

具体实施方式

以下结合实施例与对比例对本发明进行详细的说明。

各实施例中合金化学成分重量百分比：Fe<0.25%；Si<0.2%；Cu<0.1%；Mn=0.4~1.2%；Mg=4.5~6.0%；Zn=0.25~0.55%；Cr=0.10~0.3%；Zr<0.15%；Ti<0.15%；单个杂质≤0.05％、合计杂质≤0.15％；余量为Al。

各对比例（5083铝合金）中合金化学成分重量百分比：Fe<0.4%；Si<0.4%；Cu<0.1%；Mn=0.4~1.0%；Mg=4.0~4.9%；Zn<0.25%；Cr=0.05~0.25%；；Ti<0.15%；单个杂质≤0.05％、合计杂质≤0.15％；余量为Al。

本发明高强耐蚀Al-Mg合金可采用轧制、挤压等方式制备成所需规格的材料，以轧制、挤压为例，其制备方法分别如下：

A、轧制制备板材。选择在本发明所指范围的合金成分，Al、Mg、Zn采用纯Al、纯Mg、纯Zn的方式加入，其他元素均用中间合金方式加入；熔铸温度控制为730～750℃，对熔体进行搅拌、除气、扒渣处理，在710～720℃温度范围下将熔体浇铸成板材；对板材铸锭进行锯切、铣面后进行450~470℃/24h加热处理，将加热后的板材直接热轧至4mm厚，轧制过程中根据板材硬化程度与冷却情况进行1~2次400℃/20min中间退火，最后对热轧板进行330~340℃/1h退火处理。

B、挤压制备棒材。选择在本发明所指范围的合金成分，Al、Mg、Zn采用纯Al、纯Mg、纯Zn的方式加入，其他元素均用中间合金方式加入；熔铸温度控制为730～750℃，对熔体进行搅拌、除气、扒渣处理，在710～720℃温度范围下将熔体浇铸成棒材；对铸锭进行锯切、车皮后进行450~470℃/24h加热处理，将加热后的棒材挤压成圆棒，挤压比λ≥5，将挤压出的棒材进行330~340℃/1h退火处理。

各实施例与对比例的合金元素重量百分含量、采用的制备方法与合金室温拉伸性能、耐蚀性等情况如表1、2所示。

在合金性能测试中，室温拉伸实验按照国标GB/T228-2002制成标准拉伸试样，拉伸实验在CSS-44100能材料力学拉伸机上进行，拉伸速度为2mm/min。耐蚀性实验按照GBT22639-2008铝合金加工产品的剥落腐蚀试验方法制取试样并进行实验。

表 1 实施例与对比例化学成分

表 2 实施例与对比例制备方法与性能

Claims

1.一种高强耐蚀Al-Mg合金，其特征在于合金化学成分重量百分比为：Fe 0.23%；Si 0.12%；Cu 0.05%；Mn 0.96%；Mg 5.6%；Zn 0.46%；Cr 0.17%；Zr 0.12%；Ti 0.11%；余量为Al；

将其轧制制备板材，Al、Mg、Zn采用纯Al、纯Mg、纯Zn的方式加入，其他元素均用中间合金方式加入；熔铸温度控制为730～750℃，对熔体进行搅拌、除气、扒渣处理，在710～720℃温度范围下将熔体浇铸成板材；对板材铸锭进行锯切、铣面后进行450~470℃/24h加热处理，将加热后的板材直接热轧至4mm厚，轧制过程中根据板材硬化程度与冷却情况进行1~2次400℃/20min中间退火，最后对热轧板进行330~340℃/1h退火处理；

或者将其挤压制备棒材，Al、Mg、Zn采用纯Al、纯Mg、纯Zn的方式加入，其他元素均用中间合金方式加入；熔铸温度控制为730～750℃，对熔体进行搅拌、除气、扒渣处理，在710～720℃温度范围下将熔体浇铸成棒材；对铸锭进行锯切、车皮后进行450~470℃/24h加热处理，将加热后的棒材挤压成圆棒，挤压比λ≥5，将挤压出的棒材进行330~340℃/1h退火处理。