CN114438356A - 一种高强耐蚀高韧Al-Mg-Zn-Ag(-Cu)铝合金的制备方法 - Google Patents

一种高强耐蚀高韧Al-Mg-Zn-Ag(-Cu)铝合金的制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN114438356A
CN114438356A CN202210082580.8A CN202210082580A CN114438356A CN 114438356 A CN114438356 A CN 114438356A CN 202210082580 A CN202210082580 A CN 202210082580A CN 114438356 A CN114438356 A CN 114438356A
Authority
CN
China
Prior art keywords
alloy
rolling
temperature
cold rolling
treatment
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN202210082580.8A
Other languages
English (en)
Inventor
张迪
刘浩然
张震
张济山
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
University of Science and Technology Beijing USTB
Original Assignee
University of Science and Technology Beijing USTB
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by University of Science and Technology Beijing USTB filed Critical University of Science and Technology Beijing USTB
Priority to CN202210082580.8A priority Critical patent/CN114438356A/zh
Publication of CN114438356A publication Critical patent/CN114438356A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C1/00Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02Making non-ferrous alloys by melting
    • C22C1/026Alloys based on aluminium
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C1/00Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02Making non-ferrous alloys by melting
    • C22C1/03Making non-ferrous alloys by melting using master alloys
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C21/00Alloys based on aluminium
    • C22C21/06Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C21/00Alloys based on aluminium
    • C22C21/10Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22FCHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22FCHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/053Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with zinc as the next major constituent

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)

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

一种高强耐蚀高韧Al-Mg-Zn-Ag(-Cu)铝合金的制备方法
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
Figure BDA0003486484740000061
Figure BDA0003486484740000071
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
Figure BDA0003486484740000141
表3合金晶间腐蚀深度及断裂韧性
Figure BDA0003486484740000151
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。
CN202210082580.8A 2022-01-24 2022-01-24 一种高强耐蚀高韧Al-Mg-Zn-Ag(-Cu)铝合金的制备方法 Pending CN114438356A (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210082580.8A CN114438356A (zh) 2022-01-24 2022-01-24 一种高强耐蚀高韧Al-Mg-Zn-Ag(-Cu)铝合金的制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210082580.8A CN114438356A (zh) 2022-01-24 2022-01-24 一种高强耐蚀高韧Al-Mg-Zn-Ag(-Cu)铝合金的制备方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN114438356A true CN114438356A (zh) 2022-05-06

Family

ID=81368863

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202210082580.8A Pending CN114438356A (zh) 2022-01-24 2022-01-24 一种高强耐蚀高韧Al-Mg-Zn-Ag(-Cu)铝合金的制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN114438356A (zh)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115011848A (zh) * 2022-05-11 2022-09-06 北京理工大学 一种高纯铝合金导线及其制备方法
CN115747589A (zh) * 2022-12-14 2023-03-07 西南铝业(集团)有限责任公司 一种超高强耐蚀铝合金及其制备方法
CN115874089A (zh) * 2023-01-06 2023-03-31 吉林大学 一种快速时效响应Al-Mg-Zn-Cu合金及其制备方法
CN117265347A (zh) * 2023-11-01 2023-12-22 中南大学 一种Yb-Sc合金化的超高强Al-Mg-Zn-Ag合金及其制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016160515A (ja) * 2015-03-04 2016-09-05 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金板
CN109988926A (zh) * 2017-12-29 2019-07-09 中国航发北京航空材料研究院 一种耐蚀、可焊的合金及其制备方法
CN110541096A (zh) * 2019-09-11 2019-12-06 北京科技大学 一种高强易焊Al-Mg-Zn-Cu合金及其制备方法
CN112877554A (zh) * 2021-01-11 2021-06-01 北京科技大学 一种高强韧易焊耐蚀Al-Mg-Zn-Cu合金制备方法
CN113106306A (zh) * 2021-04-08 2021-07-13 东北大学 一种高强度耐蚀性的5xxx系合金及其制备方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016160515A (ja) * 2015-03-04 2016-09-05 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金板
CN109988926A (zh) * 2017-12-29 2019-07-09 中国航发北京航空材料研究院 一种耐蚀、可焊的合金及其制备方法
CN110541096A (zh) * 2019-09-11 2019-12-06 北京科技大学 一种高强易焊Al-Mg-Zn-Cu合金及其制备方法
CN112877554A (zh) * 2021-01-11 2021-06-01 北京科技大学 一种高强韧易焊耐蚀Al-Mg-Zn-Cu合金制备方法
CN113106306A (zh) * 2021-04-08 2021-07-13 东北大学 一种高强度耐蚀性的5xxx系合金及其制备方法

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115011848A (zh) * 2022-05-11 2022-09-06 北京理工大学 一种高纯铝合金导线及其制备方法
CN115747589A (zh) * 2022-12-14 2023-03-07 西南铝业(集团)有限责任公司 一种超高强耐蚀铝合金及其制备方法
CN115874089A (zh) * 2023-01-06 2023-03-31 吉林大学 一种快速时效响应Al-Mg-Zn-Cu合金及其制备方法
CN115874089B (zh) * 2023-01-06 2024-01-16 吉林大学 一种快速时效响应Al-Mg-Zn-Cu合金及其制备方法
CN117265347A (zh) * 2023-11-01 2023-12-22 中南大学 一种Yb-Sc合金化的超高强Al-Mg-Zn-Ag合金及其制备方法

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN114438356A (zh) 一种高强耐蚀高韧Al-Mg-Zn-Ag(-Cu)铝合金的制备方法
WO2021008428A1 (zh) 一种超高强铝锂合金及其制备方法
CN100453671C (zh) 一种汽车用Al-Mg-Si-Cu合金及其加工工艺
CN110846599B (zh) 一种提高800MPa级铝合金腐蚀性能的热处理方法
CN110629075A (zh) 一种高强度高延伸率铝合金板材及其制造方法
CN112458344B (zh) 一种高强耐蚀的铝合金及其制备方法和应用
CN112553511B (zh) 一种6082铝合金材料及其制备方法
CN101353744A (zh) 耐应力腐蚀Al-Zn-Mg-(Cu)合金及其制备方法
CN110331319B (zh) 一种含钪和铒的高强、高塑性耐蚀铝合金及其制备方法
CN103866216A (zh) 一种含钪Al-Zn-Mg-Cu系挤压铸造铝合金的热处理工艺
CN116065066B (zh) 一种轻质高强耐蚀铝合金材料及其制备方法
CN113718139A (zh) 一种Al-Mg-Si-Cu-Mn铝合金及其挤压材的加工方法
CN113528900A (zh) 一种短流程高导电6系铝合金板带材及其制备方法
CN113106306A (zh) 一种高强度耐蚀性的5xxx系合金及其制备方法
CN112522552B (zh) 一种耐蚀的铝合金及其制备方法和应用
WO2023246736A1 (zh) 一种Al-Zn-Mg-Cu系铝合金板材的制造方法及铝合金板材
CN112877554A (zh) 一种高强韧易焊耐蚀Al-Mg-Zn-Cu合金制备方法
CN108193101B (zh) Er、Zr、Si微合金化Al-Mg-Cu合金及其形变热处理工艺
CN111575550A (zh) 一种高强可焊铝合金及其制备方法
CN114561575A (zh) 一种复合添加Er、Zr的高强韧铝合金制备方法
CN114807794B (zh) 一种铝合金产品及其制造方法以及汽车结构件
CN110656268B (zh) 一种高强度抗疲劳铝合金及其制备方法
CN113444939A (zh) 一种耐腐蚀铝合金材料及其制备方法
CN111440973A (zh) 一种改善轮毂开裂用变形铝合金及其加工方法
CN118497566B (zh) 一种轻质高模量高强韧耐蚀铝合金材料及其制备方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
RJ01 Rejection of invention patent application after publication

Application publication date: 20220506

RJ01 Rejection of invention patent application after publication