CN104195390A

CN104195390A - 一种高强耐蚀耐热易成型Al-Mg合金

Info

Publication number: CN104195390A
Application number: CN201410485662.2A
Authority: CN
Inventors: 邓运来; 戴青松; 廖飞; 付平; 张佳琪; 欧世声; 肖涛
Original assignee: Central South University
Current assignee: Central South University
Priority date: 2014-09-23
Filing date: 2014-09-23
Publication date: 2014-12-10

Abstract

本发明公开了一种高强耐蚀耐热易成型Al-Mg合金，其化学成分重量百分比为：Fe<0.3%；Si<0.2%；Cu<0.1%；Mn=0.4~1.0%；Mg=4.5~6.0%；Zn=0.3~0.6%；Cr=0.05~0.2%；Zr=0.05~0.10%；镧系稀土<0.02%；余量为Al。该合金抗拉强度σ_b≥280Mpa、屈服强度σ_0.2≥125Mpa、伸长率δ≥26％；剥落腐蚀试验等级达到PA-PB级；烘烤后强度下降不明显。

Description

一种高强耐蚀耐热易成型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耐热易成型Al-Mg合金。

背景技术

以Mg为主要合金元素的5XXX系铝合金具有中等强度、易成型、耐腐蚀等特征，广泛应用于汽车、轮船、油罐车、运煤敞车等交通工具的制备，在交通工具轻量化的进程中发挥显著作用。但随着社会的发展，人们对交通工具的使用性能提出了更高的要求，相应的对用于制造交通工具的材料性能指标也需要提高，而目前国内生产的Al-Mg合金板材与国外相比，性能指标还存在一定差距，这在很大程度上也制约了我国交通工具轻量化的进程。

5083-O/H111、5182-O/H111两种合金是交通工具制造中应用最多的，表1给出了两种合金国内外力学性能指标，从性能要求可以看出国外同种合金同状态下的整体强度高于国内合金，而国外合金在保持高强度的基础上延伸率明显高于国内水平，也就是说国外材料具有高强、易成型的优势。Al-Mg合金在实际应用远不止对力学性能有要求，汽车车身板成型后需进行喷涂烘烤，则要求材质本身具备耐热性能，在喷漆烘烤后强度不能下降太大，以免降低汽车的安全性能；罐车、轮船等部件用铝合金要求其具有很好的耐蚀性能，以延迟使用寿命。在现代交通工具的制造中，要求材料具有高强、耐蚀、耐热、易成型的综合性能，此类材料也是目前国内所欠缺的，主要依赖进口来满足应用需求。因此研发具有良好综合性能的Al-Mg合金意义重大。

表1 现有合金力学性能

发明内容

本发明的目的是一种高强、耐蚀、耐热、易成型的Al-Mg合金，具有良好的综合性能。

本发明提供的高强耐蚀耐热易成型Al-Mg合金，化学成分重量百分比为：Fe≤0.3％；Si≤0.2％；Cu≤0.1％；Mn＝0.4～1.0％；Mg＝4.5～6.0％；Zn＝0.3～0.6％；Cr＝0.05～0.2％；Zr＝0.05～0.10％；镧系稀土≤0.02％；余量为Al。合金中单个杂质≤0.05％、合计杂质≤0.15％。

所述镧系稀土为La、Ce、Pr和Nd中的一种或一种以上。

作为优选，合金化学成分重量百分比为：Fe＝0.2～0.3％；Si＝0.11～0.16％；Cu＝0.04～0.08％；Mn＝0.4～0.92％；Mg＝4.6～5.7％；Zn＝0.35～0.55％；Cr＝0.09～0.18％；Zr＝0.06～0.09％；镧系稀土＝0.006～0.019％；余量为Al。

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＝0.22～0.26％；Si＝0.12～0.16％；Cu＝0.04～0.08％；Mn＝0.48～0.92％；Mg＝5.0～5.7％；Zn＝0.37～0.51％；Cr＝0.09～0.15％；Zr＝0.06～0.09％；镧系稀土＝0.006～0.017％；余量为Al。

在此基础上，更优选的，Mn＝0.7～0.92％；镧系稀土＝0.013～0.017％。

表2给出5083、5182及本发明的化学成分对比。与5083、5182合金相比，本发明Al-Mg合金存在以下几个明显调整：将Mg提高到4.5-6％，将Zn提高到0.3-0.6％，增加0.05-0.1％的Zr，单独或复合添加小于0.02％的镧系稀土(La/Ce/Pr/Nd)。

表2 化学成分表(wt％)

Mg是5XXX系铝合金中的主要合金元素，Mg固溶于Al中可产生固溶强化，本发明提高了Mg含量，以提高合金的强度。

在Al-Mg合金中Mg含量较高容易形成β(Mg₂Al₃)相，一旦在晶界析出连续网状结构的β(Mg₂Al₃)相，成为腐蚀通道，合金的耐蚀性能将急剧恶化。为解决这个问题，本发明中将Zn含量提高到0.3～0.6％，Zn加入合金中可形成τ(Al₂Mg₃Zn₃)相，而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。

Zn虽然可以提高材料的耐蚀性能，但在现有5XXX铝合金的工业化生产中一般不加Zn，这主要是Zn的加入可能在合金内产生“锌花”，造成局部晶粒粗大，严重影响性能。而本发明通过Zr、镧系稀土来避免“锌花的产生”。

合金中加入了Zr，其目的是在熔体中形成异质形核粒子以细化晶粒，此外Zr还可与Al形成Al₃Zr粒子弥散在基体中，起到强化作用。

合金中加入镧系稀土(La/Ce/Pr/Nd)，起到了净化熔体、细化晶粒的效果。镧系稀土与氢有较大的亲和力，能大量吸附和溶解氢，并形成稳定的化合物，使铝的含氢量和孔隙率明显降低；镧系稀土能与氮生成难熔化合物，扒渣时将其扒出，净化了熔体。镧系稀土原子极易填补合金相的表面缺陷，降低新旧两相界面上的表面张力，提高晶核的生长速度，同时在晶粒与熔融液之间形成表面活性膜，阻止生成的晶粒长大，细化合金组织。复合添加时容易形成稀土铝之间的复合相，复合相与基体的错配度更低，增大了非均匀形核效率，加入少量稀土就能很好的细化合金铸态晶粒组织。晶粒得到细化后能够有效提高合金综合性能，同时也避免了产生粗大“锌花”。

镧系稀土与Zr都会与Al形成细小弥散相，这些弥散相对晶界、亚晶界、位错起钉扎作用，使其迁移与运动变得更加困难，从而提高了合金的热稳定性。

Fe、Si为杂质元素，为减少其对合金延伸率的影响，对其进行控制，Si＜0.2％、Fe＜0.3％。

Mn、Cu、Cr等元素可以形成MnAl₆、CuMgAl₂、Al₂Cu等化合物弥散在材料中，起一定弥散强化作用，也可提高合金热稳定性，同时也可以提供耐蚀性能，但加入太多会对延伸率产生不利影响，综合考虑，本发明对三种元素分布控制在Cu＜0.1％、Mn＝0.4-1.0％、Cr＝0.05-0.2％。

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。

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

1)抗拉强度σ_b≥280Mpa、屈服强度σ_0.2≥125Mpa、伸长率δ≥26％；

2)剥落腐蚀试验等级达到PA-PB级；

3)烘烤后强度下降不明显。

在本发明所述特别优选的方案中，抗拉强度σ_b≥325Mpa、屈服强度σ_0.2≥153Mpa、延伸率δ≥26.7％。

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

以下结合具体实施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：Si＜0.2％、Fe＜0.3％、Cu＜0.1％、Mn＝0.4-1.0％、Mg＝4.5-6％、Zn＝0.3-0.6％、Zr＝0.05-0.1％、Cr＝0.05-0.2％、镧系稀土总量(La/Ce/Pr/Nd)＜0.02％。

本发明高强耐蚀耐热易成型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。

各实施例的合金元素重量百分含量、制备方法与室温拉伸性能、耐蚀性、经3次210℃/10min烘烤后的力学性能等情况如表3、4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。

从表3、4中可以看出本发明Al-Mg合金的抗拉强度大于300Mpa，材料的强度得到提高，而屈服强度则在150Mpa左右、延伸率＞26％，保证了材料的成型性能，烘烤后强度几乎不下降，剥落腐蚀超过PB级。

表3 实施例合金化学成分

表4 实施例合金性能数据

Claims

1.一种高强耐蚀耐热易成型Al-Mg合金，其特征在于合金化学成分重量百分比为：Fe≤0.3%；Si≤0.2%；Cu≤0.1%；Mn=0.4~1.0%；Mg=4.5~6.0%；Zn=0.3~0.6%；Cr=0.05~0.2%；Zr=0.05~0.10%；镧系稀土≤0.02%；余量为Al。

2.根据权利要求1所述的Al-Mg合金，其特征在于所述镧系稀土为La、Ce、Pr和Nd中的一种或一种以上。

3.根据权利要求2所述的Al-Mg合金，其特征在于合金中单个杂质≤0.05％、合计杂质≤0.15％。

4.根据权利要求1~3所述的Al-Mg合金，其特征在于合金化学成分重量百分比为：Fe=0.2~0.3%；Si=0.11~0.16%；Cu=0.04~0.08%；Mn=0.4~0.92%；Mg=4.6~5.7%；Zn=0.35~0.55%；Cr=0.09~0.18%；Zr=0.06~0.09%；镧系稀土=0.006~0.019%；余量为Al。

5.根据权利要求4所述的Al-Mg合金，其特征在于合金化学成分重量百分比为：Fe=0.22~0.26%；Si=0.12~0.16%；Cu=0.04~0.08%；Mn=0.48~0.92%；Mg=5.0~5.7%；Zn=0.37~0.51%；Cr=0.09~0.15%；Zr=0.06~0.09%；镧系稀土=0.006~0.017%；余量为Al。

6.根据权利要求4所述的Al-Mg合金，其特征在于其中Mn=0.7~0.92%；镧系稀土=0.013~0.017%。

7.一种权利要求1~6之一所述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。

8.一种将权利要求1~6之一所述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。

9.一种权利要求1~6之一所述Al-Mg合金作为交通工具所用的材料的用途。