CN114438356A - 一种高强耐蚀高韧Al-Mg-Zn-Ag(-Cu)铝合金的制备方法 - Google Patents
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Abstract
一种高强耐蚀高韧Al‑Mg‑Zn‑Ag(‑Cu)铝合金，属于有色金属制备领域。在现有Al‑Mg‑Zn系合金基础上添加微量Ag和Cu元素，其化学成分的质量百分数为：Mg：4.0～6.5，Zn：3.0～5.5，Ag：0.05～0.8，Cu：≤1.0，Mn：≤0.15，Ti：≤0.15；Zr：≤0.20，余量为Al及不可避免的杂质，其中，按质量比须达到：(Zn+Cu)/Mg<1.0；上述铝合金采用熔炼铸造、均匀化退火、铣面、热轧、冷轧、再结晶退火、冷轧、固溶淬火处理、最终形变热处理等工艺制备。依据上述工艺制备的Al‑Mg‑Zn‑Ag(‑Cu)合金不仅强度高，且耐蚀与断裂韧性有所提升，可应用于汽车、飞机等交通载具。
Description
技术领域
本发明属于有色金属制备领域，特别涉及一种高强耐蚀高韧Al-Mg-Zn-Ag(-Cu)合金及其制备方法。
背景技术
由于节能减排的现实要求，社会经济发展对于交通载具轻量化的需求越发紧迫。
5XXX系Al-Mg合金由于具有优良耐蚀性、良好可焊性、中等强度以及比强度高的特点，是实现交通载具轻量化的首选材料之一，特别是在特种车辆和船舶结构材料等方面，如AA5083和AA5383以及在AA5383基础上进一步提高Mg、Zn、Mn含量开发的AA5059合金。其中Mg、Mn的添加提高了强度，Zn的添加提高了耐蚀性能。由于强度、耐蚀性能的提升，AA5059合金逐渐占据了大型车辆和船舶用铝合金市场。以上三种合金的公开成分按质量百分比为：AA5083合金：Mg为4.0～4.9％，Mn为0.4～1.0％，Cr为0.05～0.25％，Zn为≤0.25％，Cu≤0.1％，Ti为≤0.15％，Fe为≤0.4％，Si为≤0.4％；AA5383合金：Mg为4.0～5.2％，Mn为0.7～1.0％，Cr为≤0.25％，Zn为≤0.4％，Cu为≤0.2％，Ti为≤0.15％，Fe为≤0.25％，Si为≤0.25％，Zr为≤0.2％；AA5059合金：Mg为5.0～6.0％，Mn为0.6～1.2％，Cr为≤0.25％，Zn为0.4～0.9％，Cu为≤0.25％，Ti为≤0.2％，Fe为≤0.5％，Si为≤0.45％，Zr为0.05～0.25％。
专利CN-103866167-B公开了一种同时提高Mg和Zn含量的Al-Mg合金，在H321态，相对于较低Mg、Zn含量的参考合金，发明合金的抗拉强度提高了4％、屈服强度提高了4～6％，且晶间腐蚀质量损失降低了30％～45％，同时剥落腐蚀等级不变。
上述合金虽然在强度耐蚀性等方面有一定改进，但是性能提升不明显，特别是强度方面。CN-104313413-A公布了一种进一步提高Zn含量至2.5～4.0％并添加0.4～1.2％Cu的Al-Mg-Zn合金，该合金利用时效析出T相强化原理，大幅提高合金强度，同时相对于传统H131冷轧板材具有更加优异的强度及延伸率。而专利CN-104694797-A公布的Al-Mg-Zn合金实施例中将Mg提高至7.2％以上，Zn含量提高至3.0～5.0％，同时实施例中添加了较高含量的Cu，以此增强合金强度。不过，上述发明存在如下问题：断裂韧性未涉及，限制了发明合金的应用推广；高Mg合金中Cu含量较高，在热轧过程中合金存在成形问题；过量提高Mg含量，使得发明合金中固溶的Mg原子浓度大幅提高，合金PLC效应会得到放大，此外还会降低合金晶间腐蚀的抗力，恶化耐蚀性能。专利CN-112877554A公开了一种Al-Mg-Zn-Cu合金制备方法，通过提高(Zn+Cu)/Mg质量比、采用中间形变热处理工艺，将以T相强化的Al-Mg-Zn-Cu合金强度提高至7000系合金水平，同时保持较高的韧性、耐蚀性与可焊性，不过，由于采用了形变热处理工艺，即在时效处理过程中进行冷轧处理，使合金制造复杂化。
由此可见，上述发明尽管提高了Al-Mg-Zn系铝合金的强度，但是存在降低其他性能以及制备工艺复杂等缺点。因此，如何在不增加工艺复杂性的前提下制备出相对于现有Al-Mg-Zn系合金强度有所提高、耐蚀和断裂韧性等性能不降低甚至有所提高的合金，对于Al-Mg-Zn系合金工业化应用具有重要的推动作用。
发明内容
为克服Al-Mg-Zn系合金上述不足，本发明提供一种在不增加工艺复杂程度条件下强韧性、耐蚀性匹配良好的Al-Mg-Zn-Ag(-Cu)合金及其制备方法。
一种高强耐蚀高韧Al-Mg-Zn-Ag(-Cu)铝合金的制备方法，其特征在于：化学成分质量百分比为：Mg：4.0～6.5，Zn：3.0～5.5，Ag：0.05～0.8，Cu：≤1.0，Mn：≤0.15，Ti：≤0.15；Zr：≤0.20，余量为Al及不可避免的杂质，其中，按质量比须达到：(Zn+Cu)/Mg<1.0；其制备步骤分为两种工艺：
(1)按照化学成分质量百分比熔炼铸造、均匀化退火、热轧、冷轧+再结晶+冷轧、固溶淬火处理、双级时效处理；
(2)按照化学成分质量百分比熔炼铸造、均匀化退火、热轧、冷轧+再结晶+冷轧、固溶淬火处理、中间形变时效处理。
其中，室温下Mg在Al中的固溶度能够达到3～5wt％，考虑到需要足够的Mg溶质原子参与时效析出，因此将Mg含量下限设为4.0wt％；而过高的Mg会产生吕德斯带和PLC效应，且恶化合金耐蚀性，同时在变形过程中促进剪切带的形成，特别是当Mg含量达到6.5wt％以后，合金会出现成形性能下降、焊接裂纹倾向随Mg含量上升而增大的问题，因此Mg含量上限设为6.5wt％。Zn是Al-Mg-Zn系合金析出强化的关键元素，需要足够的Zn元素参与析出过程、形成密集强化析出相以提高合金强度，同时过高的Zn会恶化合金焊接性。Mn、Ti、Zr形成的弥散体可以起到细化晶粒作用，但是过多的Mn、Ti、Zr会影响合金塑韧性。特别需要指出的是，发明合金中添加了0.05～0.8wt％的Ag以及0～1.0wt％的Cu。Ag与淬火空位的结合能垒更低，在淬火后能够及时有效捕捉淬火空位，抑制空位迁移、湮灭，从而形成聚合体，降低团簇化形成的动力学条件，提高析出效率，加快和增强时效硬化反应，提高强度；同时，含Ag的析出强化T相对位错的阻碍作用相对于不含Ag的T相较弱，因此，位错难以出现塞积，从而提高合金延伸率等塑性指标；此外，Ag改变晶界析出相成分，降低晶界析出相与基体电势差，提高合金耐蚀性。不过，过量的Ag容易在铸造过程中在晶界形成粗大第二相，影响合金后续加工及最终力学性能。Cu与Ag的作用类似，能够增强合金时效响应，提高强度和耐蚀性，但是过多的Cu会恶化合金加工性。
进一步地，所述均匀化退火为410～440℃温度下保温6～14小时、之后在460～480℃温度下保温处理18～36小时的双级均匀化退火工艺。
进一步地，所述轧制工艺为：开轧温度为400～480℃、轧制压下量>90％的热轧工艺，冷轧+365～400℃再结晶退火60～120min+再次冷轧的冷轧工艺。
进一步地，所述固溶淬火处理为将所述冷轧板置于475～505℃的空气炉中保温20～60分钟、随后淬火的固溶淬火工艺。
进一步地，所述双级时效处理为将所述固溶淬火后合金板置于70～90℃温度下保温20～28小时、随后置于120～140℃温度下保温15～24小时的双级时效工艺。
进一步地，所述最终形变时效处理为将所述固溶淬火后的合金板置于70～90℃温度下保温20～28小时、再次冷轧处理、随后置于100℃～140℃温度下保温6～32h的最终形变时效处理工艺。
如上所述高强耐蚀高韧Al-Mg-Zn-Ag合金的制备方法，具体制备步骤如下：
a、采用高纯Al、纯Mg、纯Zn、Al-10Ag中间合金、Al-10Mn中间合金、Al-10Ti中间合金、Al-10Zr中间合金、Al-50Cu中间合金按照化学质量百分比配比原料进行熔炼、铸造；
b、将步骤a所得合金铸锭进行均匀化退火，所述均匀化工艺为：铸锭置于室温热处理炉中，以30～40℃/h的升温速率升至410～440℃，并保温8～14h，之后以30～40℃/h的升温速率升至460～480℃，并保温22～28h，最后随炉以30～40℃/h的速率降至室温；
c、将步骤b所得均匀化后的铸锭进行热轧，所述热轧工艺为：开轧温度为400～480℃、轧制压下量≥90％；
d、将步骤c所得热轧板进行冷轧处理，所述冷轧工艺为：热轧板先进行压下量为17％的冷轧，再置于365～400℃温度下再结晶退火保温60～120min，之后再次冷轧；
e、将步骤d所得冷轧板进行固溶淬火处理，所述固溶淬火工艺为：475～505℃空气炉中保温20～60min，随后淬火；
f、将步骤e所得固溶淬火后合金板材进行双级时效处理或最终形变热处理，所述双级时效处理工艺为：70～90℃温度下保温20～48h，之后于120～150℃温度下保温10～30h；所述最终形变热处理工艺为70～90℃温度下保温20～48h，之后进行压下量为17％的冷轧，最终于110～150℃温度下保温6～32h。
本发明技术关键点在于：
1、合金成分中添加了少量银，控制了合金中的铜含量，并且保证了(Zn+Cu)/Mg<1.0，利用Ag与淬火空位的结合能垒低，在淬火后能够及时有效捕捉淬火空位，抑制空位迁移、湮灭，从而形成聚合体，降低团簇化形成的动力学条件，提高析出效率特点，加快和增强时效硬化反应，提高了合金的强度；同时，含Ag的析出强化T相对位错的阻碍作用相对于不含Ag的T相较弱，因此，位错难以出现塞积，从而提高了合金延伸率、降低晶界析出相与基体电势差，提高了合金耐蚀性。
2、与对比例1、2、3、4相比，优点是，在Mg、Zn含量相同的条件下，实施例的强度和晶间腐蚀抗力明显提高。
依据本发明工艺制备的Al-Mg-Zn-Ag(-Cu)合金工艺简单，不仅强度高，且耐蚀与断裂韧性有所提升，可应用于汽车、飞机等交通载具。
附图说明
图1为本发明实施例与对比例晶间腐蚀后金相图；
图2为合金断裂韧性结果；
图3为合金断裂后试样宏观照片。
具体实施方式
以下以实施例、对比例的制备方法以及附表、附图对本发明作详细描述说明，所述成分与工艺参数并非对权利要求书中所述范围的限制。
实施例与对比例成分如表1所示，其中1#～13#为本发明合金实施例，14#～17#为对比例。
表1合金成分
以下对实施例与对比例的制造方法作详细描述。所述实施例与对比例在成分上接近，因此，制造工艺参数无较大差别。根据成分差别，所述实施例在固溶时效工艺参数上有所不同，但并不意味对本发明所述合金制造方法的限制，实际上，权利要求书中的工艺参数范围内的其他实施方案均可被使用。
实施例1#
按照表1中1#合金成分熔炼铸造；铸锭以30℃/h速率随炉从室温升温至410℃，保温8h，之后再以30℃/h升至470℃，保温24h后炉冷至室温；均匀化退火后铣面处理并热轧，热轧开轧温度为420℃，总压下量>90％、轧后板厚6mm；热轧板进行冷轧，先将6mm热轧板冷轧至5mm，之后365℃再结晶退火75min，再冷轧至2.5mm；冷轧板在空气炉中进行475℃/30min固溶处理，再迅速25℃水淬，之后进行90℃/26h+140℃/20h双级时效处理。根据《GB/T228.1-2010》从时效处理后的板材上取样进行拉伸实验，实验结果如表2所示。
实施例2
按照表1中2#合金成分熔炼铸造；铸锭以30℃/h速率随炉从室温升温至420℃，保温8h，之后再以30℃/h升至470℃，保温24h后炉冷至室温；均匀化退火后铣面处理并热轧，热轧开轧温度为430℃，总压下量>90％、轧后板厚6mm；热轧板进行冷轧，先将6mm热轧板冷轧至5mm，之后375℃再结晶退火75min，再冷轧至2.5mm；冷轧板在空气炉中进行480℃/20min固溶处理，再迅速25℃水淬，之后进行90℃/24h+140℃/18h双级时效处理。根据《GB/T228.1-2010》、《ASTM B871》从时效处理后的板材上取样分别进行拉伸、撕裂实验，根据《GB/T 7998-2005》中5XXX系合金有关方法进行晶间腐蚀实验，相关实验结果如表2、表3、附图1及附图2所示。
实施例3
按照表1中3#合金成分熔炼铸造；铸锭以30℃/h速率随炉从室温升温至420℃，保温8h，之后再以30℃/h升至470℃，保温24h后炉冷至室温；均匀化退火后铣面处理并热轧，热轧开轧温度为430℃，总压下量>90％、轧后板厚6mm；热轧板进行冷轧，先将6mm热轧板冷轧至5mm，之后375℃再结晶退火75min，再冷轧至2.5mm；冷轧板在空气炉中进行480℃/20min固溶处理，再迅速25℃水淬，之后进行90℃/24h+140℃/18h双级时效处理。根据《GB/T228.1-2010》从时效处理后的板材上取样进行拉伸实验，实验结果如表2所示。
实施例4
按照表1中4#合金成分熔炼铸造；铸锭以30℃/h速率随炉从室温升温至420℃，保温8h，之后再以30℃/h升至470℃，保温24h后炉冷至室温；均匀化退火后铣面处理并热轧，热轧开轧温度为430℃，总压下量>90％、轧后板厚6mm；热轧板进行冷轧，先将6mm热轧板冷轧至5mm，之后375℃再结晶退火75min，再冷轧至2.5mm；冷轧板在空气炉中进行480℃/20min固溶处理，再迅速25℃水淬，之后进行90℃/24h+140℃/18h双级时效处理。根据《GB/T228.1-2010》从时效处理后的板材上取样进行拉伸实验，实验结果如表2所示。
实施例5
按照表1中5#合金成分熔炼铸造；铸锭以30℃/h速率随炉从室温升温至420℃，保温8h，之后再以30℃/h升至470℃，保温24h后炉冷至室温；均匀化退火后铣面处理并热轧，热轧开轧温度为430℃，总压下量>90％、轧后板厚6mm；热轧板进行冷轧，先将6mm热轧板冷轧至5mm，之后375℃再结晶退火75min，再冷轧至2.5mm；冷轧板在空气炉中进行480℃/20min固溶处理，再迅速25℃水淬，之后进行90℃/24h+140℃/18h双级时效处理。根据《GB/T228.1-2010》从时效处理后的板材上取样进行拉伸实验，实验结果如表2所示。
实施例6
按照表1中6#合金成分熔炼铸造；铸锭以30℃/h速率随炉从室温升温至420℃，保温8h，之后再以30℃/h升至470℃，保温24h后炉冷至室温；均匀化退火后铣面处理并热轧，热轧开轧温度为430℃，总压下量>90％、轧后板厚6mm；热轧板进行冷轧，先将6mm热轧板冷轧至5mm，之后375℃再结晶退火75min，再冷轧至2.5mm；冷轧板在空气炉中进行480℃/20min固溶处理，再迅速25℃水淬，之后进行90℃/24h+140℃/18h双级时效处理。根据《GB/T228.1-2010》从时效处理后的板材上取样进行拉伸实验，实验结果如表2所示。
实施例7
按照表1中7#合金成分熔炼铸造；铸锭以30℃/h速率随炉从室温升温至420℃，保温8h，之后再以30℃/h升至470℃，保温24h后炉冷至室温；均匀化退火后铣面处理并热轧，热轧开轧温度为430℃，总压下量>90％、轧后板厚6mm；热轧板进行冷轧，先将6mm热轧板冷轧至5mm，之后375℃再结晶退火75min，再冷轧至2.5mm；冷轧板在空气炉中进行480℃/20min固溶处理，再迅速25℃水淬，之后进行90℃/24h+140℃/18h双级时效处理。根据《GB/T228.1-2010》从时效处理后的板材上取样进行拉伸实验，实验结果如表2所示。
实施例8
按照表1中8#合金成分熔炼铸造；铸锭以30℃/h速率随炉从室温升温至420℃，保温8h，之后再以30℃/h升至470℃，保温22h后炉冷至室温；均匀化退火后铣面处理并热轧，热轧开轧温度为430℃，总压下量>90％、轧后板厚6mm；热轧板进行冷轧，先将6mm热轧板冷轧至5mm，之后375℃再结晶退火75min，再冷轧至2.5mm；冷轧板在空气炉中进行480℃/20min固溶处理，再迅速25℃水淬，之后进行90℃/24h+140℃/18h双级时效处理。根据《GB/T228.1-2010》从时效处理后的板材上取样进行拉伸实验，根据《GB/T 7998-2005》中5XXX系合金有关方法进行晶间腐蚀实验，相关实验结果如表2、表3及附图1所示。
实施例9
按照表1中9#合金成分熔炼铸造；铸锭以30℃/h速率随炉从室温升温至440℃，保温8h，之后再以30℃/h升至470℃，保温24h后炉冷至室温；均匀化退火后铣面处理并热轧，热轧开轧温度为430℃，总压下量>90％、轧后板厚6mm；热轧板进行冷轧，先将6mm热轧板冷轧至5mm，之后380℃再结晶退火75min，再冷轧至2.5mm；冷轧板在空气炉中进行480℃/20min固溶处理，再迅速25℃水淬，之后进行90℃/24h+140℃/18h双级时效处理。根据《GB/T228.1-2010》、《ASTM B871》从时效处理后的板材上取样分别进行拉伸、撕裂实验，根据《GB/T 7998-2005》中5XXX系合金有关方法进行晶间腐蚀实验，相关实验结果如表2、表3、附图1及附图2所示。
实施例10
按照表1中10#合金成分熔炼铸造；铸锭以30℃/h速率随炉从室温升温至440℃，保温8h，之后再以30℃/h升至480℃，保温24h后炉冷至室温；均匀化退火后铣面处理并热轧，热轧开轧温度为430℃，总压下量>90％、轧后板厚6mm；热轧板进行冷轧，先将6mm热轧板冷轧至5mm，之后390℃再结晶退火65min，再冷轧至2.5mm；冷轧板在空气炉中进行480℃/20min固溶处理，再迅速25℃水淬，之后进行90℃/24h+140℃/18h双级时效处理。根据《GB/T228.1-2010》从时效处理后的板材上取样进行拉伸实验，根据《GB/T 7998-2005》中5XXX系合金有关方法进行晶间腐蚀实验，相关实验结果如表2、表3及附图1所示。
实施例11
按照表1中11#合金成分熔炼铸造；铸锭以30℃/h速率随炉从室温升温至440℃，保温8h，之后再以30℃/h升至480℃，保温26h后炉冷至室温；均匀化退火后铣面处理并热轧，热轧开轧温度为430℃，总压下量>90％、轧后板厚6mm；热轧板进行冷轧，先将6mm热轧板冷轧至5mm，之后390℃再结晶退火85min，再冷轧至2.5mm；冷轧板在空气炉中进行480℃/20min固溶处理，再迅速25℃水淬，之后进行90℃/24h+140℃/18h双级时效处理。根据《GB/T228.1-2010》从时效处理后的板材上取样进行拉伸实验，实验结果如表2所示。
实施例12
按照表1中12#合金成分熔炼铸造；铸锭以30℃/h速率随炉从室温升温至420℃，保温8h，之后再以30℃/h升至470℃，保温24h后炉冷至室温；均匀化退火后铣面处理并热轧，热轧开轧温度为430℃，总压下量>90％、轧后板厚6mm；热轧板进行冷轧，先将6mm热轧板冷轧至5mm，之后375℃再结晶退火75min，再冷轧至2.5mm；冷轧板在空气炉中进行490℃/30min固溶处理，再迅速25℃水淬，之后进行90℃/24h+140℃/18h双级时效处理。根据《GB/T228.1-2010》从时效处理后的板材上取样进行拉伸实验，实验结果如表2所示。
实施例13
按照表1中13#合金成分熔炼铸造；铸锭以30℃/h速率随炉从室温升温至430℃，保温8h，之后再以30℃/h升至470℃，保温24h后炉冷至室温；均匀化退火后铣面处理并热轧，热轧开轧温度为425℃，总压下量>90％、轧后板厚6mm；热轧板进行冷轧，先将6mm热轧板冷轧至5mm，之后390℃再结晶退火85min，再冷轧至2.5mm；冷轧板在空气炉中进行475℃/25min固溶处理，再迅速25℃水淬，之后进行90℃/24h+140℃/18h双级时效处理。根据《GB/T228.1-2010》从时效处理后的板材上取样进行拉伸实验，实验结果如表2所示。
实施例14
按照表1中2#合金成分熔炼铸造；铸锭以30℃/h速率随炉从室温升温至420℃，保温8h，之后再以30℃/h升至470℃，保温24h后炉冷至室温；均匀化退火后铣面处理并热轧，热轧开轧温度为430℃，总压下量>90％、轧后板厚6mm；热轧板进行冷轧，先将6mm热轧板冷轧至5mm，之后375℃再结晶退火75min，再冷轧至3mm；冷轧板在空气炉中进行490℃/30min固溶处理，再迅速25℃水淬，之后进行90℃/24h低温预时效处理，再冷轧至2.5mm，之后140℃/6h双级时效处理。根据《GB/T 228.1-2010》从时效处理后的板材上取样进行拉伸实验，实验结果如表2所示。
实施例15
按照表1中2#合金成分熔炼铸造；铸锭以30℃/h速率随炉从室温升温至430℃，保温8h，之后再以30℃/h升至470℃，保温24h后炉冷至室温；均匀化退火后铣面处理并热轧，热轧开轧温度为425℃，总压下量>90％、轧后板厚6mm；热轧板进行冷轧，先将6mm热轧板冷轧至5mm，之后390℃再结晶退火85min，再冷轧至2.5mm；冷轧板在空气炉中进行475℃/25min固溶处理，再迅速25℃水淬，之后进行90℃/24h+110℃/28h双级时效处理。根据《GB/T228.1-2010》从时效处理后的板材上取样进行拉伸实验，实验结果如表2所示。
对比例1
按照表1中14#合金成分熔炼铸造；铸锭以30℃/h速率随炉从室温升温至420℃，保温8h，之后再以30℃/h升至470℃，保温24h后炉冷至室温；均匀化退火后铣面处理并热轧，热轧开轧温度为430℃，总压下量>90％、轧后板厚6mm；热轧板进行冷轧，先将6mm热轧板冷轧至5mm，之后375℃再结晶退火75min，再冷轧至2.5mm；冷轧板在空气炉中进行480℃/20min固溶处理，再迅速25℃水淬，之后进行90℃/24h+140℃/18h双级时效处理。根据《GB/T228.1-2010》从时效处理后的板材上取样进行拉伸实验，实验结果如表2所示。
对比例2
按照表1中15#合金成分熔炼铸造；铸锭以30℃/h速率随炉从室温升温至420℃，保温8h，之后再以30℃/h升至470℃，保温24h后炉冷至室温；均匀化退火后铣面处理并热轧，热轧开轧温度为430℃，总压下量>90％、轧后板厚6mm；热轧板进行冷轧，先将6mm热轧板冷轧至5mm，之后375℃再结晶退火75min，再冷轧至2.5mm；冷轧板在空气炉中进行480℃/20min固溶处理，再迅速25℃水淬，之后进行90℃/24h+140℃/18h双级时效处理。根据《GB/T228.1-2010》、《ASTM B871》从时效处理后的板材上取样分别进行拉伸、撕裂实验，根据《GB/T 7998-2005》中5XXX系合金有关方法进行晶间腐蚀实验，相关实验结果如表2、表3、附图1及附图2所示。
对比例3
按照表1中16#合金成分熔炼铸造；铸锭以30℃/h速率随炉从室温升温至420℃，保温8h，之后再以30℃/h升至470℃，保温24h后炉冷至室温；均匀化退火后铣面处理并热轧，热轧开轧温度为430℃，总压下量>90％、轧后板厚6mm；热轧板进行冷轧，先将6mm热轧板冷轧至5mm，之后375℃再结晶退火75min，再冷轧至2.5mm；冷轧板在空气炉中进行480℃/20min固溶处理，再迅速25℃水淬，之后进行90℃/24h+140℃/18h双级时效处理。根据《GB/T228.1-2010》从时效处理后的板材上取样进行拉伸实验，实验结果如表2所示。
对比例4
按照表1中17#合金成分熔炼铸造；铸锭以30℃/h速率随炉从室温升温至420℃，保温8h，之后再以30℃/h升至470℃，保温24h后炉冷至室温；均匀化退火后铣面处理并热轧，热轧开轧温度为430℃，总压下量>90％、轧后板厚6mm；热轧板进行冷轧，先将6mm热轧板冷轧至5mm，之后375℃再结晶退火75min，再冷轧至2.5mm；冷轧板在空气炉中进行480℃/20min固溶处理，再迅速25℃水淬，之后进行90℃/24h+140℃/18h双级时效处理。根据《GB/T228.1-2010》从时效处理后的板材上取样进行拉伸实验，实验结果如表2所示。
表2合金力学性能
表3合金晶间腐蚀深度及断裂韧性
由表2可以看出，相较于对比合金，发明合金具有更高的屈服与抗拉强度，同时，合金的延伸率有不同程度的提高。此外，结合表3、图1和图2，发明合金在晶间腐蚀抗力上较对比合金有较大提高，同时实施例2在单位面积裂纹萌生能(UIE)和单位面积裂纹扩展能(UPE)以及撕裂强度上，相较于对比例均大幅提高。
综上所述，本发明不仅提高现有Al-Mg-Zn系合金强度，晶间腐蚀抗力、断裂韧性也有较大提高，从而使得Al-Mg-Zn系合金强韧性与耐蚀性匹配良好，能够在提高强度的同时优化Al-Mg-Zn系合金的耐蚀与断裂韧性。
Claims (7)
1.一种高强耐蚀高韧Al-Mg-Zn-Ag(-Cu)铝合金的制备方法，其特征在于：化学成分质量百分比为：Mg：4.0～6.5，Zn：3.0～5.5，Ag：0.05～0.8，Cu：≤1.0，Mn：≤0.15，Ti：≤0.15；Zr：≤0.20，余量为Al及不可避免的杂质；其中，按质量比须达到：(Zn+Cu)/Mg<1.0；
其制备步骤分为两种工艺：
(1)按照化学成分质量百分比熔炼铸造、均匀化退火、热轧、冷轧+再结晶+冷轧、固溶淬火处理、双级时效处理；
(2)按照化学成分质量百分比熔炼铸造、均匀化退火、热轧、冷轧+再结晶+冷轧、固溶淬火处理、中间形变时效处理。
2.根据权利要求1所述的高强耐蚀高韧Al-Mg-Zn-Ag(-Cu)铝合金的制备方法，其特征在于：所述均匀化退火为410～440℃温度下保温6～14小时、之后在460～480℃温度下保温处理18～36小时的双级均匀化退火工艺。
3.根据权利要求1所述的高强耐蚀高韧Al-Mg-Zn-Ag(-Cu)铝合金的制备方法，其特征在于：所述轧制工艺为：开轧温度为400～480℃、轧制压下量>90％的热轧工艺，冷轧+365～400℃再结晶退火60～120min+再次冷轧的冷轧工艺。
4.根据权利要求1所述的高强耐蚀高韧Al-Mg-Zn-Ag(-Cu)铝合金的制备方法，其特征在于：所述固溶淬火处理为将所述冷轧板置于475～505℃的空气炉中保温20～60分钟、随后淬火的固溶淬火工艺。
5.根据权利要求1所述的高强耐蚀高韧Al-Mg-Zn-Ag(-Cu)铝合金的制备方法，其特征在于：所述双级时效处理为将所述固溶淬火后合金板置于70～90℃温度下保温20～28小时、随后置于120～140℃温度下保温15～24小时的双级时效工艺。
6.根据权利要求1所述的高强耐蚀高韧Al-Mg-Zn-Ag(-Cu)铝合金的制备方法，其特征在于：所述最终形变时效处理为将所述固溶淬火后的合金板置于70～90℃温度下保温20～28小时、再次冷轧处理、随后置于100℃～140℃温度下保温6～32h的最终形变时效处理工艺。
7.根据权利要求1所述的高强耐蚀高韧Al-Mg-Zn-Ag(-Cu)铝合金的制备方法，其特征在于：具体制备步骤如下：
a、采用高纯Al、纯Mg、纯Zn、Al-10Ag中间合金、Al-10Mn中间合金、Al-10Ti中间合金、Al-10Zr中间合金、Al-50Cu中间合金按照化学质量百分比配比原料进行熔炼、铸造；
b、将步骤a所得合金铸锭进行均匀化退火，所述均匀化工艺为：铸锭置于室温热处理炉中，以30～40℃/h的升温速率升至410～440℃，并保温8～14h，之后以30～40℃/h的升温速率升至460～480℃，并保温22～28h，最后随炉以30～40℃/h的速率降至室温；
c、将步骤b所得均匀化后的铸锭进行热轧，所述热轧工艺为：开轧温度为400～480℃、轧制压下量≥90％；
d、将步骤c所得热轧板进行冷轧处理，所述冷轧工艺为：热轧板先进行压下量为17％的冷轧，再置于365～400℃温度下再结晶退火保温60～120min，之后再次冷轧；
e、将步骤d所得冷轧板进行固溶淬火处理，所述固溶淬火工艺为：475～505℃空气炉中保温20～60min，随后淬火；
f、将步骤e所得固溶淬火后合金板材进行双级时效处理或最终形变热处理，所述双级时效处理工艺为：70～90℃温度下保温20～48h，之后于120～150℃温度下保温10～30h；所述最终形变热处理工艺为70～90℃温度下保温20～48h，之后进行压下量为17％的冷轧，最终于110～150℃温度下保温6～32h。
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| PB01 | Publication | ||
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| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
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| RJ01 | Rejection of invention patent application after publication |
Application publication date: 20220506 |
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