CN114351019A - 一种铝合金材料及其制备方法和应用 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种铝合金材料及其制备方法和应用。本发明的铝合金材料，通过合金成分设计，使得材料能够在屈服强度大于450MPa的同时具有良好的表面处理性能。本发明的铝合金材料，数控车床加工后应力变形小。以长170mm×宽80mm×厚7mm的直板手机中框加工完成品为例，平面度可以控制在0.15以内。本发明的铝合金材料，铝合金机械抛光无拖尾线条出现，氧化膜通透，可实现高亮，阳极氧化效果优质。本发明还提供了上述铝合金材料的制备方法以及在制备3C产品外壳中的应用。

Description

一种铝合金材料及其制备方法和应用
技术领域
本发明属于铝合金技术领域，具体涉及一种铝合金材料及其制备方法和应用。
背景技术
铝合金具有比重轻、比强度高、散热性能好、易加工、阳极氧化装饰效果优良，且可回收再利用等诸多特点而被广泛应用于各类商品的制造。作为3C结构件的常用材料，为了给手机内部结构设计者更多的发挥空间，同时由于手机的轻量化需求，要求进一步提升材料的屈服强度以期满足手机完整件的结构强度测试要求。同时，客户对手机的外观也非常关注，其表面处理多采用高亮阳极氧化处理，可以染上各种颜色，且氧化膜通透有光泽。氧化后成品需要进行盐雾及酸碱可靠性测试，不能有爆膜、开裂的情况。
在满足高亮阳极氧化外观基准的情况下，目前商用手机6系铝合金最高屈服强度约400MPa，普遍在370MPa左右，如果只采用简单的添加强化相含量、强化元素含量的方法试图进行强度提高，效果难以达成。主要因素有：(1)合金元素与氧化膜色泽通透性强相关：合金元素总量越高，氧化膜色泽通透性越差。如6系合金中的主要强化相Mg2Si、游离Si、CuAl2，在弥散析出时对强度起正面作用，而当超过一定量时，氧化膜色泽及通透性会严重恶化；(2)合金元素越高，生产的工艺窗口越窄(固溶温度和固相线温度区间越窄)，在平衡相图中，Mg2Si最大固溶度1.85％，实际生产情况偏离平衡相图，Mg2Si最大固溶度更低。比如在平衡相图中，Mg2Si为1.6％时，其固溶线和固相线间温度区间约为20℃。Mg2Si为1.7时，其固溶线和固相线间温度区间约为10℃，在生产过程中极其容易出现过烧组织或固溶不充分；(3)过烧产物硬度高，因其流动速度与铝有差异，会被拉长，在挤压材中形成条形缺陷。这些杂质相在氧化处理过程中溶解脱落，脱落位置留下凹坑，视觉上呈现黑色线条状缺陷，导致阳极效果不能满足客户需求。(4)固溶不充分的大颗粒物(大于1μm)，与基体的电化学性能存在较大差异，阳极氧化表面处理时，作为阳极，会掉落形成孔洞或掺杂在氧化膜中，导致氧化膜视觉上的发麻效果，阳极效果不能满足客户需求。因此，在手机高亮阳极氧化要求的前提下，6系合金仅依赖合金含量的管控，其屈服强度最高400MPa。若需要更高的强度，而且能满足3C类产品多工序大加工量情况下的材料应力变形小、阳极氧化效果高亮通透，须通过合金成分及工艺条件创新予以完成。
虽然7系合金可以轻松把强度做到500MPa，甚至600MPA以上，但由于7系合金成分高，阳极氧化容易出现爆膜开裂缺陷，因此未能使用在高亮阳极氧化的手机外壳上。因此，需要开发屈服强度达450MPa以上，能够适合高亮阳极氧化的铝合金材料，该类产品可广泛应用于要求高材料结构强度、材料残余应力小而且表面处理性能良好的3C产品中，能够适应5G以及未来6G的需求。
发明内容
本发明旨在至少解决现有技术中存在的上述技术问题之一。为此，本发明提供了一种铝合金材料，该铝合金材料屈服强度大于450MPa的同时表面处理性能良好。
本发明还提供了上述铝合金材料的制备方法。
本发明还提供了上述铝合金材料的应用。
本发明的第一方面提供了一种铝合金材料，以质量百分比计，由以下组分制备得到：
Si：0.30％～0.80％，
Mg：0.35％～0.90％，
Cu：0.90％～2.20％，
Mn：0.05％～0.15％，
Ti：0.002％～0.015％，
B：≤0.0050％，
余量为Al，
所述铝合金材料中含有游离Si，所述游离Si的质量百分比为0.06～0.35％，所述游离Si的计算方法为：Si％-Mg％×0.578。
本发明的铝合金材料中，Si以Mg2Si和游离Si的形式存在。
在合金中，Si和Mg形成Mg2Si，Mg:Si成分含量＝24.3×2/28.09，即当Si含量为1％时，形成Mg2Si需要的Mg为1.73％，因此，游离Si的计算方法为：Si的总含量-Mg2Si中的Si含量＝Si％-Mg％×0.578。
本发明关于铝合金材料的技术方案中的一个技术方案，至少具有以下有益效果：
本发明的铝合金材料，通过合金成分设计，使得材料能够在屈服强度大于450MPa的同时具有良好的表面处理以性能。
本发明的铝合金材料，数控车床加工后应力变形小。以长170mm×宽80mm×厚7mm的直板手机中框加工完成品为例，平面度可以控制在0.15以内。
本发明的铝合金材料，铝合金机械抛光无拖尾线条出现，氧化膜通透，可实现高亮阳极氧化效果优质。
本发明的铝合金材料，合金成分设计中，Si和Mg元素是形成强化相的主要合金元素，通过形成的Mg2Si控制材料强度，Mg2Si在铝基体中最大固溶度为1.85％，当Mg2Si总量越靠近1.85％时，其固溶温度和固相线温度非常接近，挤压工业生产中很难控制。温度过低，固溶不充分，Mg2Si不能很好发挥作用。温度过高，超过材料的固相线温度，则挤压出现开裂。本发明中，将Si控制在0.3～0.8％，Mg控制在0.35～0.90％，则Mg2Si总量可以控制小于1.494％，有效保证了工艺窗口的量产性。材料中设置一定的游离Si，游离Si总量控制在0.09～0.35％，可以在时效处理过程中作为强化沉淀相的形核核心，使得强化沉淀相细小弥散均匀分布。若游离Si总量超过0.35％，会严重降低挤压型材的延伸率，导致后续冷加工产生开裂以及最终成品延伸率低。
本发明的铝合金材料，合金成分设计中，将Cu的含量控制在0.90～2.2％，添加适量Cu，形成CuAl2相，以显著提高材料的时效硬化性能。
Fe在铝合金中固溶度低，而Fe是原材料的杂质元素，不可避免存在。而大颗粒状长条状的的Fe相影响阳极氧化效果。本发明中将适量添加Mn，能有效促进针状含Fe相转化为球状Fe相。本文中Fe控制≤0.09％、Mn含量控制0.05％～0.15％。并通过后续高温长时间的均匀化处理(温度550℃～575℃，保温12h～24h)，提高Fe相球化率。
本发明的铝合金材料，合金成分设计中，B作为原材料铝锭中的杂质元素，不可避免存在。而为了细化晶粒，合金铸造过程中加入适量Ti-B细化剂。当B含量超过一定范围时，极易形成TiB颗粒团聚，作为硬质相，在后续铝合金型材进行机械抛光时容易嵌入较软的铝合金基体从而导致线条出现。本文中Ti控制0.0020～0.0150％、B控制≤0.0050％。
根据本发明的一些实施方式，所述铝合金材料中，硼元素含量≤0.0050％，铁元素含量≤0.09％，单种杂质元素含量≤0.03％，杂质元素含量合计≤0.15％。
根据本发明的一些实施方式，本发明的铝合金材料中，Mg2Si颗粒最大程度呈纳米级的析出。在扫描电镜100倍视场下，不出现长度超5μm的Mg2Si颗粒；且长度为2～5μm的Mg2Si颗粒不超过5颗。
Mg2Si属于强化相颗粒，组成元素为Mg和Si。
根据本发明的一些实施方式，本发明的铝合金材料中，扫描电镜100倍视场下，超过2μm的数量不超过5个。
根据本发明的一些实施方式，本发明的铝合金材料中，扫描电镜100倍视场下，Fe相颗粒的长度≤7μm，超过3μm数量不超过10个。
Fe相颗粒属于不可溶的杂质颗粒。
根据本发明的一些实施方式，本发明的铝合金材料中，扫描电镜100倍视场下，TiB相颗粒的长度≤3μm，扫描电镜100视场下，超过2μm数量不超过2个。
TiB相颗粒主要成分为TiB。
根据本发明的一些实施方式，所述铝合金材料的屈服强度≥450MPa。
本发明的第二方面提供了制备上述的铝合金材料的方法，包括以下步骤：
S1：按照配比进行备料，将铝锭熔化后，加入镁锭和中间合金，得到铝合金液I；
S2：加入精炼剂对所述铝合金液I进行精炼，得到铝合金液II；
S3：加入晶粒细化剂对所述铝合金液II进行在线晶粒细化处理，得到铝合金液III；
S4：将所述铝合金液III过滤后，进行铸造和均匀化处理。
根据本发明的一些实施方式，步骤S1中，铝锭熔化的温度为740℃～780℃。
根据本发明的一些实施方式，步骤S2中，加入精炼剂进行精炼后，再通入氩气对铝合金液进行精炼，扒渣、静置，得到铝合金液II。
根据本发明的一些实施方式，步骤S3中，在线晶粒细化，通过添加常规的晶粒细化剂即可实现。
根据本发明的一些实施方式，步骤S4中，将所述铝合金液III过滤后，经过流槽双箱体除气，80ppi陶瓷过滤板+RC级别以上的管式过滤器，得到铝合金液Ⅳ，再对铝合金液Ⅳ进行铸造和均匀化处理。
根据本发明的一些实施方式，铸造的温度为700℃～730℃。
根据本发明的一些实施方式，所述均匀化处理的方法为：先将材料升温至480℃～500℃，保温2h～6h，继续升温至550℃～575℃，保温12h～24h。
根据本发明的一些实施方式，所述方法还包括在步骤S4之后，对材料进行成型处理。
根据本发明的一些实施方式，成型处理的方法为：
(1)将铝合金铸棒加热，加热过程中，530℃～570℃区间保温1h～4h。
(2)铸棒上机温度控制在520℃～560℃，挤压比大于20，铸棒进行挤压成形。
(3)挤压出口温度控制在530℃～570℃，并在60s内穿水淬火冷却，得到挤压型材。
(4)型材的预热处理：将挤压材进行预热处理加热至160℃～190℃保温2h～12h。
(5)型材的冷变形加工，冷变形加工面积变形量控制在4％～15％，冷加工面积变形量的计算方法为：(冷加工前断面面积-冷加工后断面面积)/冷加工前断面面面积。
(6)人工时效处理：将冷加工后铝合金型材加热至170℃～200℃保温2h～12h，且人工时效温度比预热处理温度高10℃以上。
铝合金可以通过冷作硬化提高产品强度，一般情况下，变形量越大，材料内部储能越高，材料耐腐蚀性下降，阳极发麻发哑，变形量太小，强度提升效果有限。本发明中，施加一定的冷加工量，提升强度并保证阳极氧化效果。
制备方法中的冷变形加工包括而且不局限于拉拔、轧制、锻压等常温下进行变形加工的模式。
制备方法中的冷变形加工包括而且不局限于拉拔、轧制、锻压等常温下进行变形加工的模式。
铝合金在挤压加工以及冷作硬化过程，不可避免产生一定的残余应力。本发明中，通过二级热处理制度，而且第二级人工时效温度比第一级高10℃及以上，使应力去除更为彻底，满足3C类产品的加工需求。
附图说明
图1是实施例1制备的铝合金材料微观形貌的扫描电镜检测结果。
图2是对比例1制备的铝合金材料微观形貌的扫描电镜检测结果。
具体实施方式
以下是本发明的具体实施例，并结合实施例对本发明的技术方案作进一步的描述，但本发明并不限于这些实施例。
实施例1
本实施例制备了一种铝合金材料，由以下组分制备得到：
Si：0.65％，Mg：0.7％，Cu：1.8％，Mn：0.12％，Ti：0.012％，B：0.004％，Fe：0.08％，余量为Al。
铝合金材料中，单种杂质元素含量≤0.03％，杂质元素含量合计≤0.15％。
具体制备方法为：
(1)合金铸棒的熔炼、铸造及均质处理：
按照上述质量百分比进行备料，其中，铝和镁采用铝锭和镁锭，铝锭中的不可避免杂质Fe：0.08％，B：0.0050％。铝钛硼细化剂中，TiB2单个质点直径小于3μm的在95％，分布大致均匀弥散。
将铝锭加热到760℃进行熔化，再加入镁锭和中间合金，搅拌熔化，得到铝合金液I；
向铝合金液中加入精炼剂，再通入氩气对铝合金液进行精炼，扒渣、静置，得到铝合金液II；精炼剂通过市场购买得到，本发明中，使用西盛公司的W-713-3精炼剂或派瑞克的PROMAG Ri精炼剂均可，属于钠盐、钾盐精炼剂；
将铝合金液II放入流槽，再加入晶粒细化剂进行在线晶粒细化处理，得到铝合金液III；
将铝合金液III经过流槽双箱体除气，80ppi陶瓷过滤板+RC级别以上的管式过滤器，得到铝合金液Ⅳ；
将铝合金液Ⅳ于710℃条件下进行铸造，得到铝合金铸棒；
将铝合金铸棒进行均匀化处理，具体过程为：升温至480℃保温6小时后继续升温至570℃保温16小时，得到铝合金铸棒A。
(2)型材挤压：
将铝合金铸棒A加热，其中530～570℃区间保温1小时；
铸棒上机温度控制在540～550℃，挤压比40，铸棒进行挤压成形；
挤压出口温度控制在550～570℃，并在60秒内穿水淬火冷却，得到挤压型材。
型材挤压过程中，铸棒加温为一个逐步升温的过程，每一个铸棒挤压的材料长度约50m，因为摩擦升温的原因，实际上头部和尾部温度有一个变化的过程，因此上述温度设置为温度区间。
(3)型材的预热处理：将挤压材进行预热处理加热至190℃保温2h。
(4)型材的冷变形加工，冷变形加工面积变形量控制在13％～15％。
(5)人工时效处理：将冷加工后铝合金型材加热至200℃保温2h。
实施例2
本实施例制备了一种铝合金材料，与实施例1的区别是，其中镁的含量为0.86％。
实施例3
本实施例制备了一种铝合金材料，与实施例1的区别是，其中硅的含量为0.74％。
实施例4
本实施例制备了一种铝合金材料，与实施例1的区别是，其中铜的含量为0.9％。
实施例5
本实施例制备了一种铝合金材料，与实施例1的区别是，其中锰的含量为0.05％。
实施例6
本实施例制备了一种铝合金材料，与实施例1的区别是，其中硼的含量为0.001％。
实施例7
本实施例制备了一种铝合金材料，由以下组分制备得到：
Si：0.65％，Mg：0.7％，Cu：1.8％，Mn：0.12％，Ti：0.012％，B：0.004％，Fe：0.08％，余量为Al。
铝合金材料中，单种杂质元素含量≤0.03％，杂质元素含量合计≤0.15％。
具体制备方法为：
(1)合金铸棒的熔炼、铸造及均质处理：
按照上述质量百分比进行备料，其中，铝和镁采用铝锭和镁锭，铝锭中的不可避免杂质Fe：0.08％，B：0.0050％。铝钛硼细化剂中，TiB2单个质点直径小于3μm的在95％，分布大致均匀弥散。
将铝锭加热到760℃进行熔化，再加入镁锭和中间合金，搅拌熔化，得到铝合金液I；
向铝合金液中加入精炼剂，再通入氩气对铝合金液进行精炼，扒渣、静置，得到铝合金液II；
将铝合金液II放入流槽，再加入晶粒细化剂进行在线晶粒细化处理，得到铝合金液III；
将铝合金液III经过流槽双箱体除气，80ppi陶瓷过滤板+RC级别以上的管式过滤器，得到铝合金液Ⅳ；
将铝合金液Ⅳ于710℃条件下进行铸造，得到铝合金铸棒；
将铝合金铸棒进行均匀化处理，具体过程为：升温至480℃保温6小时后继续升温至570℃保温16小时，得到铝合金铸棒A。
(2)型材挤压：
将铝合金铸棒A加热，其中530～570℃区间保温1小时；
铸棒上机温度控制在520～530℃，挤压比40，铸棒进行挤压成形；
挤压出口温度控制在540～560℃，并在60秒内穿水淬火冷却，得到挤压型材。
(3)型材的预热处理：将挤压材进行预热处理加热至190℃保温2h。
(4)型材的冷变形加工，冷变形加工面积变形量控制在13％～15％。
(5)人工时效处理：将冷加工后铝合金型材加热至200℃保温2h。
实施例8
本实施例制备了一种铝合金材料，与实施例1的区别在于，制备过程中，型材的预热处理时，将挤压材进行预热处理加热至160℃保温2h。
实施例9
本实施例制备了一种铝合金材料，与实施例1的区别在于，制备过程中，型材的冷变形加工，冷变形加工面积变形量控制在4％～5.5％。
实施例10
本实施例制备了一种铝合金材料，与实施例1的区别是，铝合金材料由以下组分制备得到：
Si：0.3％，Mg：0.35％，Cu：2.2％，Mn：0.12％，Ti：0.012％，B：0.004％，Fe：0.08％，余量为Al。
铝合金材料中，单种杂质元素含量≤0.03％，杂质元素含量合计≤0.15％。
对比例1
本对比例制备了一种铝合金材料，与实施例1的区别是，其中硅的含量为0.25％。游离Si的含量为0.25-0.7×0.578＝-0.1546，该数值为负数，说明此时铝合金材料中不含游离Si。
对比例2
本对比例制备了一种铝合金材料，与实施例1的区别是，其中Mg的含量为0.30％。游离Si的含量为0.65-0.3×0.578＝0.4766，本对比例中游离Si的含量超出了本发明限定的0.09～0.35％的范围，型材在冷变形加工时，材料边部开裂。
对比例3
本对比例制备了一种铝合金材料，与实施例1的区别是，其中铜的含量为0.8％。
对比例4
本对比例制备了一种铝合金材料，与实施例1的区别是，其中硼的含量为0.0.006％。
对比例5
本对比例制备了一种铝合金材料，与实施例1的区别之一是，其中钛的含量为0.02％。区别之二是，铝钛硼细化剂中，TiB2单个质点直径小于3μm的在90％，有部分团聚情况。
对比例6
本对比例制备了一种铝合金材料，与实施例1的区别是，将铝合金铸棒进行均匀化处理过程中，直接升温至570℃保温16小时。
对比例7
本对比例制备了一种铝合金材料，与实施例1的区别是，型材挤压过程中，铸棒上机温度控制在500～520℃，挤压比40，铸棒进行挤压成形；
挤压出口温度控制在520～540℃，并在60秒内穿水淬火冷却，得到挤压型材。
对比例8
本对比例制备了一种铝合金材料，与实施例1的区别是，型材冷变形加工过程中，冷变形加工面积变形量控制在16％～17％。
对比例9
本对比例制备了一种铝合金材料，与实施例1的区别是，型材人工时效处理过程中，将冷加工后铝合金型材加热至180℃保温2h。
对比例10
本对比例制备了一种铝合金材料，与实施例1的区别是，型材挤压过程中，未进行预热处理。
性能测试1
测试了实施例和对比例制备的铝合金材料的屈服强度。
对实施例和对比例制备的铝合金材料进行了抛光，观察是否有拖尾线条缺陷出现。
用数控机床对实施例和对比例制备的铝合金材料进行机加工，具体将材料加工成长170mm×宽80mm×厚7mm的直板手机中框，测试平面度。
相同条件下，对直板手机中框进行了阳极氧化表面处理，观察氧化膜的外观性能。
结果如表1所示。
表1
Figure BDA0003393740430000111
Figure BDA0003393740430000121
其中，对比例2制备的铝合金材料在冷加工过程边部开裂。
性能测试2
用扫描电镜观察了实施例和对比例制备的铝合金材料的微观组织形貌。具体情况为：
实施例1：Mg2Si颗粒的最大长度2μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。Fe相颗粒最大长度5μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过3μm数量不超过3个。TiB相及Ti颗粒最大长度不超过1μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。实施例1制备的颗粒物形貌如图1所示。
实施例2：Mg2Si颗粒的最大长度3μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量不超过2个。Fe相颗粒最大长度4μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过3μm数量不超过3个。TiB相及Ti颗粒最大长度不超过1μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。
实施例3：Mg2Si颗粒的最大长度1.8μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。Fe相颗粒最大长度5μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过3μm数量不超过3个。TiB相及Ti颗粒最大长度不超过1μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。
实施例4：Mg2Si颗粒的最大长度2μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。Fe相颗粒最大长度4μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过3μm数量不超过3个。TiB相及Ti颗粒最大长度不超过1μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。
实施例5：Mg2Si颗粒的最大长度2μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。Fe相颗粒最大长度6μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过3μm数量不超过7个。TiB相及Ti颗粒最大长度不超过1μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。
实施例6：Mg2Si颗粒的最大长度2μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。Fe相颗粒最大长度5μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过3μm数量不超过3个。扫描电镜100倍视场下，未能找到TiB相及Ti颗粒、B颗粒。
实施例7：Mg2Si颗粒的最大长度3μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量最多3个。Fe相颗粒最大长度5μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过3μm数量不超过3个。TiB相及Ti颗粒最大长度不超过1μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。
实施例8：MgSi颗粒的最大长度2μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。Fe相颗粒最大长度5μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过3μm数量不超过3个。TiB相及Ti颗粒最大长度不超过1μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。
实施例9：Mg2Si颗粒的最大长度2μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。Fe相颗粒最大长度5μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过3μm数量不超过3个。TiB相及Ti颗粒最大长度不超过1μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。
实施例10：扫描电镜100倍视场下，未能观察到Mg2Si颗粒。Fe相颗粒最大长度5μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过3μm数量不超过3个。TiB相及Ti颗粒最大长度不超过1μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。
对比例1：扫描电镜100倍视场下，未能观测到Mg2Si颗粒。Fe相颗粒最大长度5μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过3μm数量不超过3个。TiB相及Ti颗粒最大长度不超过1μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。对比例1制备的颗粒物形貌如图2所示。
对比例2：扫描电镜100倍视场下，未能观测到Mg2Si颗粒。Fe相颗粒最大长度5μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过3μm数量不超过3个。TiB相及Ti颗粒最大长度不超过1μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。
对比例3：Mg2Si颗粒的最大长度2μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。Fe相颗粒最大长度5μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过3μm数量不超过3个。TiB相及Ti颗粒最大长度不超过1μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。
对比例4：Mg2Si颗粒的最大长度2μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。Fe相颗粒最大长度5μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过3μm数量不超过3个。TiB相及Ti颗粒最大长度4μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量6个。
对比例5：Mg2Si颗粒的最大长度2μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。Fe相颗粒最大长度5μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过3μm数量不超过3个。TiB相及Ti颗粒最大长度5μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量6个。
对比例6：Mg2Si颗粒的最大长度2μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。Fe相颗粒最大长度5μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过3μm数量不超过3个。TiB相及Ti颗粒最大长度1μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。
对比例7：Mg2Si颗粒的最大长度7μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量20个。Fe相颗粒最大长度5μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过3μm数量不超过3个。TiB相及Ti颗粒最大长度1μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。
对比例8：MgSi颗粒的最大长度2μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。Fe相颗粒最大长度5μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过3μm数量不超过3个。TiB相及Ti颗粒最大长度1μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。
对比例9：Mg2Si颗粒的最大长度2μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。Fe相颗粒最大长度5μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过3μm数量不超过3个。TiB相及Ti颗粒最大长度1μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。
对比例10：Mg2Si颗粒的最大长度2μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。Fe相颗粒最大长度5μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过3μm数量不超过3个。TiB相及Ti颗粒最大长度1μm，其中扫描电镜100倍视场下，超过2μm数量0个。
上面结合实施例对本发明作了详细说明，但是本发明不限于上述实施例，在所属技术领域普通技术人员所具备的知识范围内，还可以在不脱离本发明宗旨的前提下作出各种变化。

Claims (10)

1.一种铝合金材料，其特征在于，以质量百分比计，由以下组分制备得到：
Si：0.30％～0.80％，
Mg：0.35％～0.90％，
Cu：0.90％～2.20％，
Mn：0.05％～0.15％，
Ti：0.002％～0.015％，
B：≤0.0050％，
余量为Al，
所述铝合金材料中含有游离Si，所述游离Si的质量百分比为0.09～0.35％，所述游离Si的计算方法为：Si％-Mg％×0.578。
2.根据权利要求1所述的铝合金材料，其特征在于，所述铝合金材料中，硼元素含量≤0.0050％，铁元素含量≤0.09％，单种杂质元素含量≤0.03％，杂质元素含量合计≤0.15％。
3.根据权利要求1所述的铝合金材料，其特征在于，所述铝合金材料的屈服强度≥450MPa。
4.根据权利要求1所述的铝合金材料，其特征在于，所述铝合金材料中含有Mg2Si颗粒，所述Mg2Si颗粒的长度≤5μm。
5.根据权利要求1所述的铝合金材料，其特征在于，所述铝合金材料中，Fe相颗粒的长度≤7μm。
6.根据权利要求1所述的铝合金材料，其特征在于，所述铝合金材料中，TiB相颗粒的长度≤3μm。
7.一种制备如权利要求1至6任一项所述的铝合金材料的方法，其特征在于，包括以下步骤：
S1：按照配比进行备料，将铝锭熔化后，加入镁锭和中间合金，得到铝合金液I；
S2：加入精炼剂对所述铝合金液I进行精炼，得到铝合金液II；
S3：加入晶粒细化剂对所述铝合金液II进行在线晶粒细化处理，得到铝合金液III；
S4：将所述铝合金液III过滤后，进行铸造和均匀化处理。
8.根据权利要求7所述的方法，其特征在于，所述均匀化处理的方法为：先将材料升温至480℃～500℃，保温2h～6h，继续升温至550℃～575℃，保温12h～24h。
9.根据权利要求7所述的方法，其特征在于，所述方法还包括在步骤S4之后，对材料进行成型处理。
10.一种如权利要求1至6任一项所述的铝合金材料在制备3C产品外壳中的应用。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023103787A1 (zh) * 2021-12-06 2023-06-15 广东和胜工业铝材股份有限公司 一种铝合金材料及其制备方法和应用

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20010019777A1 (en) * 2000-02-04 2001-09-06 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Chamber material made of Al alloy and heater block
CN102703773A (zh) * 2012-06-11 2012-10-03 东莞市闻誉实业有限公司 铝合金板及其生产工艺
CN107385290A (zh) * 2017-08-10 2017-11-24 广东和胜工业铝材股份有限公司 一种具有优异氧化效果的高强度铝合金及其制备方法和应用

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110358951A (zh) * 2019-08-06 2019-10-22 广东和胜工业铝材股份有限公司 一种高导高强铝合金及其制备方法
CN111118353A (zh) * 2020-01-17 2020-05-08 广东和胜工业铝材股份有限公司 一种铝合金及制造方法
CN114351019B (zh) * 2021-12-06 2023-02-03 广东和胜工业铝材股份有限公司 一种铝合金材料及其制备方法和应用

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20010019777A1 (en) * 2000-02-04 2001-09-06 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Chamber material made of Al alloy and heater block
CN102703773A (zh) * 2012-06-11 2012-10-03 东莞市闻誉实业有限公司 铝合金板及其生产工艺
CN107385290A (zh) * 2017-08-10 2017-11-24 广东和胜工业铝材股份有限公司 一种具有优异氧化效果的高强度铝合金及其制备方法和应用

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023103787A1 (zh) * 2021-12-06 2023-06-15 广东和胜工业铝材股份有限公司 一种铝合金材料及其制备方法和应用

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