CN110129639B - 一种适用于无焊后热处理的高性能Al-Zn-Mg合金 - Google Patents

Abstract

一种适用于无焊后热处理的高性能Al‑Zn‑Mg合金，包括下述组分，按重量百分比组成：Zn：3.5～4.6％，Mg：1.0～2.0％，Mn：0.3～0.6％，Ti：0.2～0.5％，Zr：0.1～0.2％，Ag：0.1～0.6％，Ge：0.05～0.2％，余量为Al，通过合理地微合金化设计，并对加工工艺的优化，有效控制合金在淬火和时效阶段的析出行为，以及焊接时的析出与晶粒长大行为，从而解决中高强铝合焊后接头强度偏低的问题，制备出的Al‑Zn‑Mg合金具有无需焊后热处理、焊缝强度高，耐应力腐蚀的特点，特别适用于焊后无法进行热处理的焊件，可适用于航天航空、轨道交通和建筑等领域的工业应用。

Description

一种适用于无焊后热处理的高性能Al-Zn-Mg合金

技术领域

本发明涉及有色金属材料技术领域，尤其涉及一种适用于无焊后热处理的高性能Al-Zn-Mg合金。

背景技术

Al-Zn-Mg铝合金是一种中高强度可焊接铝合金，该合金具有良好的热成型性能，在适当的热处理条件下能够得到较高的强度、优良的焊接性能和耐蚀性，适用于制造承受较大载荷的铝合金构件。

对于铝合金焊接结构，由于焊接时焊缝处经过热循环作用，母材原有的强化效果消失，导致接头强度急剧下降。此时，采用一定的焊后热处理可使焊缝处重新获得强化组织，从而改善接头性能。但是，当焊件尺寸较大或焊接结构较复杂时，往往无法对焊件或焊缝进行焊后热处理操作，造成接头性能不能满足使用要求。

为了解决中高强度Al-Zn-Mg合金焊接接头性能不足，尤其是焊接后无法进行热处理的构件焊缝强度过低的难题，迫切需要开发具有高焊接性且综合性能优良的新型铝合金，以保证合金在常规方法焊接后不经焊后热处理仍保持良好的接头性能。

发明内容

本发明所解决的技术问题在于提供一种适用于无焊后热处理的高性能Al-Zn-Mg合金，以解决上述背景技术中的问题。

本发明所解决的技术问题采用以下技术方案来实现：

一种适用于无焊后热处理的高性能Al-Zn-Mg合金，包括下述组分，按重量百分比组成：

Zn：3.5～4.6%，

Mg：1.0～2.0%，

Mn：0.3～0.6%，

Ti：0.2～0.5%，

Zr：0.1～0.2%，

Ag：0.1～0.6%，

Ge：0.05～0.2%，余量为Al，且Ag/Ge≥2。

一种适用于无焊后热处理的高性能Al-Zn-Mg合金制备方法，具体步骤如下：

1）以高纯度的Al(99.97%)、Mg(99.9%)、Ag(99.9%)、Ge(99.99%)及Al-10.0Mn、Al-4.2Zr、Al-4.0Ti(wt%)中间合金为原料，加热后熔炼得到含如下成分的合金胚体：Zn、Mg、Mn、Zr、Ti、Ag、Ge，余量为Al；

2）在固定温度条件下对步骤1）中获得的合金胚体进行均匀化处理，得合金中间体；

3）待步骤2）的均匀化处理完毕后，再将合金中间体热成型为板材合金后进行冷处理；

4）对冷处理后的板材合金进行二级时效处理，即得适用于无焊后热处理的高性能Al-Zn-Mg合金。

在本发明中，步骤1）中，熔炼温度为750～800℃。

在本发明中，步骤2）中，固定温度为460℃，进行均匀化处理的温度为440～470℃，保温时间24～48h。

在本发明中，步骤3）中，热成型为板材合金的处理方式为轧制或挤压，加热温度为380～430℃。

在本发明中，步骤3）中，冷处理的方式为风冷或直接在空气中冷却。

在本发明中，步骤4）中，时效处理为板材合金在热成型冷却后直接进行，先将板材合金加热至80～100℃进行8～10h 一级时效处理，而后在150～165℃温度条件下保温10～15h进行二级时效处理。

有益效果：本发明通过合理地微合金化设计，并对加工工艺进行优化，制备出的Al-Zn-Mg合金具有无需焊后热处理、焊缝强度高，耐应力腐蚀的特点，适用于航天航空、轨道交通和建筑等领域的工业应用。

具体实施方式

为了使本发明实现的技术手段、创作特征、达成目的与功效易于明白清晰，下面结合具体实施例，进一步阐述本发明。

实施例1

以高纯度的Al(99.97%)、Mg(99.9%)、Ag(99.9%)、Ge(99.99%)及Al-10.0Mn、Al-4.2Zr、Al-4.0Ti(wt%)中间合金为原料，加热至780℃温度条件下熔炼得到含以下成分（重量百分比）的合金胚体：Zn：4.5%，Mg：1.3%，Mn：0.4%， Zr：0.2%，Ti：0.04%，Ag：0.1%，Ge:0.05%，余量为Al，而后在460℃温度条件下进行36h均匀化处理，再在430℃温度条件下加热后挤压成5mm厚板材，挤压比为22，挤出成型后进行风冷；待温度降至室温后转入100℃温度条件下的炉中保温8h，最后在155℃温度条件下保温15h；测试板材各项性能指标：抗拉强度409MPa，屈服强度为338 Mpa，延伸率为12.6%，按ASTM G34-01标准进行剥落腐蚀评定的腐蚀等级为EA，即轻微剥蚀，对板材按下列方式进行焊接：采用MIG焊接，ER5356焊丝，I型坡口对接焊，焊接电压21-24V，电流160-220A，焊后放置96h测试接头强度为305MPa，接头强度系数为0.75，恒载荷应力条件下（加载载荷：80%屈服强度，腐蚀溶液：3.5% NaCl），30天未发生断裂。

实施例2

以高纯度的Al(99.97%)、Mg(99.9%)、Ag(99.9%)、Ge(99.99%)及Al-10.0Mn、Al-4.2Zr、Al-4.0Ti(wt%)中间合金为原料，加热至780℃温度条件下熔炼得到含以下成分（重量百分比）的合金胚体：Zn：4.0%，Mg：1.3%，Mn：0.4%， Zr：0.2%，Ti：0.04%，Ag：0.2%，Ge:0.05%，余量为Al，而后在460℃温度条件下进行36h均匀化处理，再在430℃温度条件下加热后挤压成5mm厚板材，挤压比为22，挤出成型后进行风冷；待温度降至室温后转入80℃温度条件下的炉中保温10h，最后在160℃温度条件下保温15h；测试板材各项性能指标：抗拉强度398MPa，屈服强度为334 Mpa，延伸率为12.8%；按ASTM G34-01标准进行剥落腐蚀评定的腐蚀等级为EA，即轻微剥蚀，对板材按下列方式进行焊接：采用MIG焊接，ER5356焊丝，I型坡口对接焊，焊接电压21-24V，电流160-220A，焊后放置96h测试接头强度为302MPa，接头强度系数为0.76。恒载荷应力条件下（加载载荷：80%屈服强度，腐蚀溶液：3.5% NaCl），30天未发生断裂。

实施例3

以高纯度的Al(99.97%)、Mg(99.9%)、Ag(99.9%)、Ge(99.99%)及Al-10.0Mn、Al-4.2Zr、Al-4.0Ti(wt%)中间合金为原料，加热至780℃温度条件下熔炼得到含以下成分（重量百分比）的合金胚体：Zn：4.0%，Mg：1.3%，Mn：0.4%， Zr：0.2%，Ti：0.04%，Ag：0.2%，Ge:0.05%，余量为Al；而后在460℃温度条件下进行36h均匀化处理，再在410℃温度条件下热轧至5mm厚板材，热轧后直接风冷；待温度降至室温后转入100℃温度条件下的炉中保温10h，最后在160℃温度条件下保温15h；测试板材各项性能指标：抗拉强度386MPa，屈服强度为323 Mpa，延伸率为12.3%，按ASTM G34-01标准进行剥落腐蚀评定的腐蚀等级为EA，即轻微剥蚀；对板材按下列方式进行焊接：采用MIG焊接，ER5356焊丝，I型坡口对接焊，焊接电压21-24V，电流160-220A，焊后放置96h测试接头强度为293MPa，接头强度系数为0.76。恒载荷应力条件下（加载载荷：80%屈服强度，腐蚀溶液：3.5% NaCl），30天未发生断裂。

实施例4

以高纯度的Al(99.97%)、Mg(99.9%)、Ag(99.9%)、Ge(99.99%)及Al-10.0Mn、Al-4.2Zr、Al-4.0Ti(wt%)中间合金为原料，加热至780℃温度条件下熔炼得到含以下成分（重量百分比）的合金胚体：Zn：3.6%，Mg：1.2%，Mn：0.4%， Zr：0.2%，Ti：0.04%，Ag：0.4%，Ge:0.05%，余量为Al，而后在460℃温度条件下进行36h均匀化处理，再在410℃温度条件下加热后热轧至5mm厚板材，热轧后进行风冷；待温度降至室温后转入100℃温度条件下的炉中保温10h，最后在160℃温度条件下保温15h；测试板材各项性能指标：抗拉强度370MPa，屈服强度为320 Mpa，延伸率为13.3%，按ASTM G34-01标准进行剥落腐蚀评定的腐蚀等级为EA，即轻微剥蚀。

实施例5

以高纯度的Al(99.97%)、Mg(99.9%)、Ag(99.9%)、Ge(99.99%)及Al-10.0Mn、Al-4.2Zr、Al-4.0Ti(wt%)中间合金为原料，加热至780℃温度条件下熔炼得到含以下成分（重量百分比）的合金胚体：Zn：4.0%，Mg：1.3%，Mn：0.4%， Zr：0.2%，Ti：0.04%，Ag：0.2%，Ge:0.05%，余量为Al，而后在460℃温度条件下进行36h均匀化处理，再在410℃温度条件下热轧至5mm厚板材，热轧后进行空冷；待温度降至室温后转入85℃温度条件下炉中保温10h，最后在150℃温度条件下保温15h；测试板材各项性能指标：抗拉强度386MPa，屈服强度为320Mpa，延伸率为12.4%，按ASTM G34-01标准进行剥落腐蚀评定的腐蚀等级为EA，即轻微剥蚀。

对比例1

以高纯度的Al(99.97%)、Mg(99.9%)、Ag(99.9%)、Ge(99.99%)及Al-10.0Mn、Al-4.2Zr、Al-4.0Ti(wt%)中间合金为原料，加热至780℃温度条件下熔炼得到以下成分（重量百分比）合金：Zn：4.5%，Mg：1.3%，Mn：0.4%， Zr：0.2%，Ti：0.04%，余量为Al；采用与实施例1相同的加工及热处理工艺，得到的各性能与实例1性能对比见表1，从表1中可看出，与传统的Al-Zn-Mg合金相比，实施例1的合金母材及焊缝强度分别为409Mpa和305Mpa，明显高于对比例1合金的375和265Mpa。

性能对比表1

对比例2

对比例2合金以高纯度的Al(99.97%)、Mg(99.9%)、Ag(99.9%)、Ge(99.99%)及Al-10.0Mn、Al-4.2Zr、Al-4.0Ti(wt%)中间合金为原料，加热至780℃温度条件下熔炼得到以下成分（重量百分比）合金：Zn：4.5%，Mg：1.3%，Mn：0.4%， Zr：0.2%，Ti：0.04%，Ge：0.20%，余量为Al；采用与实施例1相同的成型工艺，成型冷却后转入125℃温度条件下炉中保温25h，得到的各性能与实施例1性能对比见表2，从表2中可看出，热处理制度是影响本发明合金性能的关键因素，与实施例1相比，对比例2合金虽有较高的强度，但其焊后强度明显降低，且母材和焊缝的腐蚀情况均要比实施例1合金的严重。

性能对比表2

从合金组分配比方面看，铝合金中的Zn、Mg是合金的主要强化元素，经固溶处理后，Zn和Mg原子溶入铝基体中形成过饱和固溶体，在淬火冷却时过饱和固溶体有析出粗大第二相的倾向，进而降低合金性能；Zn和Mg的含量越高，淬火冷却中平衡相析出的驱动力越大，基于这一原理，本发明通过降低Zn的含量到3.5~4.6%的范围，在一定程度上减缓淬火析出的不利影响，同时，降低Zn含量对提高合金的耐腐蚀性以及焊接性能有利；但考虑到Zn含量相对较低，合金中的强化元素减少，因而需要解决时效后强度不足的问题，经大量实验证明，采用添加微量的Ag(0.1-0.6%)元素可促进Al-Zn-Mg合金的时效析出过程，显著提高固溶体脱溶分解的程度，进而提高合金时效后的强度，以弥补因Zn降低而导致的不良影响。

本发明合金通过添加0.05～0.2%的Ge元素，使合金过饱和固溶体更加稳定，在温度降低时不易析出粗大的η平衡相，保证合金在空冷淬火的状态下仍具有较高的固溶体过饱和度，这一特性还有利于提高合金焊接接头性能，这是因为接头在焊接热效应下，附近热影响区的温度超过溶质原子回溶温度，进而形成固溶体组织，发生类似固溶淬火过程，在慢速冷却过程中易引起粗大第二相的析出从而使焊缝强度损失，而添加Ge后可得到明显改善，另一方面，由于Ag元素的添加，提高了合金自然时效效果，使合金接头在无焊后热处理的情况下，接头强度得到恢复。

此外，本发明通过添加较高含量的Ti、Zr微量元素，与合金中的其它元素形成细小金属间化合物，对晶界起到钉扎作用，不仅抑制再结晶，提高合金抗应力腐蚀性能，同时有利于细化焊缝铸态组织，抑制焊缝附近晶粒组织的粗化，进而提高合金焊接性。

从热处理工艺方面来说，经过复合添加Ge/Ag合金化后的Al-Zn-Mg合金在热成型后直接风冷或空冷，仍能保持较高过饱和度的固溶体，省去了重新固溶淬火的工序，不仅使加工工艺简化，制造成本降低，同时还避免了材料在固溶淬火时发生的变形，减少残余应力；经大量实验表明，对于采用风冷或空冷得到固溶体适合采用低温二级时效，即两级时效温度低于传统双级时效温度，本发明合金采用(80-100℃)×(8-10h)的一级时效制度、(150-165℃)×(10-15h)的二级时效制度，既能促进空冷淬火固溶体的充分脱溶分解，同时避免引起强化相过于粗大，保证良好的母材强度和韧性。

以上显示和描述了本发明的基本原理和主要特征和本发明的优点。本行业的技术人员应该了解，本发明不受上述实施例的限制，上述实施例和说明书中描述的只是说明本发明的原理，在不脱离本发明精神和范围的前提下，本发明还会有各种变化和改进，这些变化和改进都落入要求保护的本发明范围内。本发明要求保护范围由所附的权利要求书及其等效物界定。

Claims (1)

1.一种适用于无焊后热处理的高性能Al-Zn-Mg合金，其特征在于，包括下述组分，按重量百分比组成：

Zn：4.5%，Mg：1.3%，Mn：0.4%，Zr：0.2%，Ti：0.04%，Ag：0.1%，Ge: 0.05%，余量为Al。