CN115505796A - 一种高强可焊Al-Si-Mg-Mn-Sc-Zr铝合金型材及其制备方法 - Google Patents

一种高强可焊Al-Si-Mg-Mn-Sc-Zr铝合金型材及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种采用Sc和Zr复合微合金化的Al‑Si‑Mg‑Mn铝合金型材，成分为：Si 0.75～0.85wt％，Mg 0.62～0.70wt％，Mn 0.25～0.30wt％，Sc 0.06～0.10wt％，Zr 0.05～0.08wt％，Fe≤0.15wt％，余量Al。本发明提供了一种同时提高Al‑Si‑Mg‑Mn铝合金强度和焊接接头强度的微合金化方法，在保证Al‑Si‑Mg‑Mn铝合金强度有所提高的基础上，同时提高合金的焊接接头强度；解决合金的强度与焊接接头强度难以同时提高的问题，扩大了Al‑Si‑Mg‑Mn铝合金在动车车体上的应用范围。

Description

一种高强可焊Al-Si-Mg-Mn-Sc-Zr铝合金型材及其制备方法
技术领域
本发明属于铝合金技术领域，尤其涉及一种高强可焊Al-Si-Mg-Mn-Sc-Zr铝合金型材及其制备方法，具体为采用Sc和Zr复合微合金化的Al-Si-Mg-Mn铝合金型材及其制备方法。
背景技术
高强可焊铝合金材料是实现交通运输装备轻量化、高速化、现代化的关键材料，它的大量使用可使动车组车辆自重减轻30～50％，制造工作量减少40％，提高运行、加速和安全舒适性能。现有的Al-Si-Mg-Mn铝合金属中等强度、塑韧性好，但可焊性较差、MIG焊接抗再结晶软化的能力弱，焊接接头强度低，且存在合金的强度与焊接接头强度难以同时提高的问题。如何同时提高Al-Si-Mg-Mn铝合金的基体强度和焊接接头强度，成为亟待解决的问题。
发明内容
有鉴于此，本发明的目的在于提供一种高强可焊Al-Si-Mg-Mn-Sc-Zr铝合金型材及其制备方法，本发明提供的铝合金型材在保证Al-Si-Mg-Mn铝合金基体强度有所提高的基础上，同时提高合金的焊接接头强度，解决合金的强度与焊接接头强度难以同时提高的问题。
本发明提供了一种高强可焊Al-Si-Mg-Mn-Sc-Zr铝合金型材，成分为：
Figure BDA0003904592590000011
本发明提供了一种上述技术方案所述的高强可焊Al-Si-Mg-Mn-Sc-Zr铝合金型材的制备方法，包括：
将合金原料进行熔炼、精炼、铸造成合金铸锭，之后经铸锭进行均匀化处理、热挤压得到铝合金型材，合金型材经时效后得到高强可焊铝合金型材。
优选的，所述合金原料包括：铝锭、镁锭、Al-Si、Al-Mn、Al-Sc、Al-Zr中间合金。
优选的，所述熔炼的方法包括：
将铝锭完全熔化成为铝熔体I；然后加入Al-Si、Al-Mn、Al-Sc、Al-Zr中间合金和镁锭，对铝熔体进行合金化得到铝熔体II；接着进行炉内精炼和扒渣处理得到铝熔体III；对铝熔体III进行在线净化得到熔体Ⅳ；对铝熔体Ⅳ采用Al-Ti-B细化剂进行在线晶粒细化，得到铝熔体Ⅴ。
优选的，所述铝锭的熔化温度为750～760℃。
优选的，所述精炼过程中加入精炼剂，所述精炼剂的加入量为1～3kg/t，所述精炼的温度为730～750℃，所述精炼的时间为30～50min。
优选的，所述精炼过程中通过炉底透气砖向铝熔体中通入氩气；所述通入氩气的压力为0.05～0.1MPa，流量为8～12L/min。
优选的，所述晶粒细化为在线添加Al-5Ti-1B合金线；
所述净化包括：除气和过滤；
所述除气采用箱式除气装置；
所述过滤为双级过滤系统。
优选的，所述铸造的温度为710～730℃；
所述均匀化处理包括：
依次进行一次均匀化处理和二次均匀化处理；
所述一次均匀化处理的温度为410～430℃，所述一次均匀化处理的保温时间为2～4h；
所述二次均匀化处理的温度为555～575℃，所述二次均匀化处理的保温时间为6～10h，所述二次均匀化处理保温后用水雾快速冷却至室温。
优选的，所述热挤压温度为450～550℃；
所述合金型材的时效温度为170～180℃，保温时间为6～10h。
本发明提供了一种同时提高Al-Si-Mg-Mn铝合金基体强度和焊接接头强度的复合微合金化方法，在保证Al-Si-Mg-Mn铝合金基体强度有所提高的基础上，同时提高合金的焊接接头强度；解决合金的强度与焊接接头强度难以同时提高的问题，扩大了Al-Si-Mg-Mn铝合金在动车车体上的应用范围。本发明通过设计特定的合金成分组成，解决了Al-Si-Mg-Mn铝合金的强度与焊接接头强度难以同时提高的问题，使Al-Si-Mg-Mn铝合金同时具有高的基体强度和焊接接头强度。本发明提供的铝合金型材的抗拉强度可达335～345MPa，氩弧焊接头强度可达230～240MPa，满足适合动车组车体用复杂多腔薄壁铝合金氩弧焊型材的要求。
附图说明
图1为本发明实施例制备的铝合金型材的尺寸示意图。
具体实施方式
下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅是本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
本发明提供了一种高强可焊Al-Si-Mg-Mn-Sc-Zr铝合金型材(采用Sc和Zr复合微合金化的铝合金型材)，成分为：
Si 0.75～0.85wt％，
Mg 0.62～0.70wt％，
Mn 0.25～0.30wt％，
Sc 0.06～0.10wt％，
Zr 0.05～0.08wt％，
Fe≤0.15wt％，
余量Al。
在本发明中，所述Si的质量含量优选为0.78～0.82％，更优选为0.80％；所述Mg的质量含量优选为0.63～0.69％，更优选为0.64～0.68％，更优选为0.65～0.67％，最优选为0.66％；所述Mn的质量含量优选为0.26～0.29％，更优选为0.27～0.28％；所述Sc的质量含量优选为0.07～0.09％，更优选为0.08％；所述Zr的质量含量优选为0.06～0.07％，更优选为0.065％。
在本发明中，所述铝合金型材中杂质元素单个含量优选≤0.05wt％，杂质元素总含量优选≤0.15wt％。
在本发明中，为保证合金的强度，需控制Al-Si-Mg-Mn铝合金中Mg2Si含量和过剩硅的含量，合金的主要强化相是Mg2Si、过剩硅和Al3Sc/Al3(Sc,Zr)，合金的抗拉强度随Mg2Si和过剩硅的含量增加而提高，但同时其淬火敏感性也较大，伸长率和可挤压性能会降低，从而增大挤压生产工艺的难度；考虑以上两方面的因素，必须将合金中强化相Mg2Si的平均含量控制在1.0wt％以下，而过剩硅的平均含量控制不超过0.35wt％；合金中含有Fe和Mn，在实际铸造结晶过程中，合金中的Si会优先与Fe或Mn形成β-AlFeSi或α-Al12(Fe Mn)3Si金属间化合物，这样会消耗掉部分Si，因此，合金成分中镁含量应控制在0.62～0.70wt％，硅含量控制在0.75～0.85wt％，这样可确保合金的抗拉强度达到335MPa以上。
在本发明中，为提高合金的氩弧焊接头强度，需添加少量微合金化元素Sc和Zr等，它们能形成Al3Sc/Al3(Sc,Zr)相，显著细化合金基体和焊接接头的晶粒，阻止合金发生再结晶，对合金和焊接接头有一定的弥散析出强化和亚结构强化作用，还能改善合金的塑韧性和降低应力腐蚀开裂敏感性；但微量合金元素含量高会形成粗大脆硬的铝化物，因此合金中微合金化元素的总加入量需控制不高于0.48wt％。
在本发明中，杂质Fe含量是必须严格控制的，Fe含量高对合金的基体强度和焊接接头强度以及挤压性能有较大影响，严控Fe含量在0.15wt％以下。
本发明提供了一种上述技术方案所述的高强可焊Al-Si-Mg-Mn-Sc-Zr铝合金型材的制备方法，包括：
将合金原料进行熔炼、精炼、铸造成合金铸锭，之后铸锭进行均匀化处理、热挤压得到铝合金型材，合金型材经时效后得到高强可焊铝合金型材。
在本发明中，所述合金原料优选包括：铝锭、镁锭、Al-Si、Al-Mn、Al-Sc、Al-Zr中间合金。
在本发明中，所述铝锭优选采用牌号为Al99.7的铝锭，铝锭中Al的质量百分比优选为99.70％以上，符合标准GB/T 1196-2008重熔用铝锭。
在本发明中，所述镁锭优选采用1号镁锭，镁锭中Mg的质量百分比优选为99.9％以上，符合标准GB/T 3499-2003原生镁锭。
在本发明中，所述铝硅中间合金优选采用Al-20％Si中间合金，质量符合YS/T282-2000标准。
在本发明中，所述铝锰中间合金优选采用Al-10％Mn中间合金。
在本发明中，所述铝钪中间合金优选采用Al-2％Sc中间合金。
在本发明中，所述铝锆中间合金优选采用Al-4％Zr中间合金。
在本发明中，所述熔炼的方法优选包括：
将铝锭完全熔化成为铝熔体I；然后加入Al-Si、Al-Mn、Al-Sc、Al-Zr中间合金和镁锭，对铝熔体进行合金化得到铝熔体II；接着进行炉内精炼和扒渣处理得到铝熔体III；对铝熔体III进行在线净化得到熔体Ⅳ；对铝熔体Ⅳ采用Al-Ti-B合金线进行在线晶粒细化，得到铝熔体Ⅴ。
在本发明中，所述铝锭的熔化温度优选为750～760℃，优选在蓄热式节能熔化炉中熔化。
在本发明中，所述精炼过程中优选加入精炼剂，所述精炼剂的加入量优选为1～3kg/t，更优选为1.5～2.5kg/t，最优选为2kg/t；所述精炼的温度优选为730～750℃，更优选为735～745℃，最优选为740℃；所述精炼的时间优选为30～50min，更优选为35～45min，最优选为40min。
在本发明中，所述精炼过程中优选通过炉底透气砖向铝熔体中通入高纯氩气；所述通入氩气的压力优选为0.05～0.1MPa，更优选为0.06～0.09MPa，最优选为0.07～0.08MPa；流量优选为8～12L/min，更优选为9～11L/min，最优选为10L/min，进行搅拌、除气。
在本发明中，所述熔炼过程中优选对熔体进行化学成分分析，使合金成分控制在目标成分内。
在本发明中，所述晶粒细化优选在线添加Al-5Ti-1B合金线；所述Al-5Ti-1B合金线的加入量优选使Ti的质量含量增加0.01～0.02％，更优选为0.015％。
在本发明中，所述净化优选包括：在线除气和过滤；所述在线除气优选采用箱式除气装置；在本发明中，所述在线过滤优选为双级过滤系统，更优选为40目/60目双级泡沫陶瓷过滤板。
在本发明中，所述铸造的方法优选为半连续水冷铸造；所述铸造的温度优选为710～730℃，更优选为715～725℃，最优选为720℃；所述铸造的时间优选为8～12min，更优选为10min。
在本发明中，所述均匀化处理优选包括：
依次进行一次均匀化处理和二次均匀化处理。
在本发明中，所述一次均匀化处理的温度优选为410～430℃，更优选为415～425℃，最优选为420℃；所述一次均匀化处理的保温时间优选为2～4h，更优选为2.5～3.5h，最优选为3h；所述二次均匀化处理的温度优选为555～575℃，更优选为565℃；所述二次均匀化处理的保温时间优选为6～10h，更优选为7～9h，最优选为8h；所述二次均匀化处理保温后优选用水雾快速冷却至室温。
在本发明中，所述挤压的温度优选为450～550℃，更优选为480～520℃，最优选为500℃。
在本发明中，所述合金型材的时效温度优选为170～180℃，更优选为175℃；所述加热的保温时间优选为6～10h，更优选为7～9h，最优选为8h。
在本发明中，所述铝合金型材的制备方法优选包括：
将铝锭装入蓄热式节能熔化炉，将炉内温度控制在750～760℃，使铝锭完全熔化成为铝熔体I；
然后加入Al-Si、Al-Mn、Al-Sc、Al-Zr中间合金和镁锭，对铝熔体进行合金化得到铝熔体II；
按2kg/t的量向铝熔体II中加入精炼剂，进行精炼，精炼温度740℃，精炼时间40min，在精炼的同时通过炉底透气砖向铝熔体中通入高纯氩气、氩气压力控制在0.05～0.1MPa，流量控制在10L/min进行搅拌、除气，然后扒渣得到铝熔体III；精炼过程中对合金熔体进行化学成分分析，合金成分控制在目标范围内；
使铝熔体III依次通过在线箱式除气装置和双级过滤系统(40目/80目泡沫陶瓷过滤板)进行净化得到熔体Ⅳ；
向铝熔体Ⅳ中按0.015％Ti的重量在线添加Al-5Ti-1B合金线进行晶粒细化，得到铝熔体Ⅴ；
在720℃，10min内对净化后的铝熔体Ⅴ采用半连续水冷铸造得到铝合金铸锭A；
将铸锭A在均匀化热处理炉中升温至420℃保温3h，然后再升温致565℃保温8h，之后用水雾快速冷却至室温，得到铸锭B；
将铝合金铸锭B加热至500℃进行挤压成形，得到合金挤压型材C；
将合金型材C加热至175℃保温8h，得到高强可焊铝合金型材。
本发明提供了一种适合动车组车体用含微量Sc和Zr的Al-Si-Mg-Mn铝合金型材，本发明采用微量Sc和Zr复合微合金化成分设计，可析出Al3Sc/Al3(Sc,Zr)纳米级铝化物弥散相，该相强烈钉扎位错和亚晶界，能够抑制后续挤压成形过程中合金发生再结晶，产生亚结构强化和直接的析出强化作用；而且制备过程中采用分级均匀化处理形成的细小均匀的Al3Sc/Al3(Sc,Zr)弥散相在合金时效过程中可诱导析出亚稳强化相，大大提高合金基体的强度，同时该细小的弥散相在MIG焊接过程中可细化合金焊缝处的晶粒，并阻止其长大，具有显著的细晶强化作用，从而提高焊接接头的强度，即采用Sc和Zr复合微合金化后达到了同时提高Al-Si-Mg-Mn合金的强度和焊接接头强度的效果。
实施例1
本实施例制备了一种采用Sc和Zr复合微合金化的Al-Si-Mg-Mn铝合金型材，具体方法为：
按重量百分数计：Si0.80％、Mg 0.66％、Mn 0.28％、Sc 0.08％、Zr 0.065％、Fe0.13％、余量为Al进行备料。
铝锭：采用牌号为Al99.7的铝锭，铝锭中Al的质量百分比为99.70％以上，符合标准GB/T 1196-2008重熔用铝锭；
镁锭：采用1号镁锭，镁锭中Mg的质量百分比为99.9％以上，符合标准GB/T3499-2003原生镁锭；
铝硅中间合金：采用Al-20％Si中间合金，质量符合YS/T282-2000标准；
铝锰中间合金：采用Al-10％Mn中间合金；
铝钪中间合金：采用Al-2％Sc中间合金；
铝锆中间合金：采用Al-4％Zr中间合金。
将原材料中的Al装入蓄热式节能熔化炉，将炉内温度控制在750～760℃，使铝锭完全熔化成为铝熔体I；
然后加入Al-Si、Al-Mn、Al-Sc、Al-Zr中间合金和镁锭，对铝熔体进行合金化得到铝熔体II；
按2kg/t的量向铝熔体II中加入精炼剂，进行精炼，精炼温度740℃，精炼时间40min，在精炼的同时通过炉底透气砖向铝熔体中通入高纯氩气、氩气压力控制在0.05～0.1MPa，流量控制在10L/min进行搅拌、除气，然后扒渣得到铝熔体III；精炼过程中对合金熔体进行化学成分分析，合金成分按备料要求控制；
使铝熔体III依次通过在线箱式除气装置和双级过滤系统进行净化得到铝熔体Ⅳ；
向铝熔体Ⅳ中按0.015％Ti的重量在线添加Al-5Ti-1B合金线进行晶粒细化，得到铝熔体Ⅴ；
在720℃，10min内对净化后的铝熔体Ⅴ采用半连续水冷铸造得到铝合金铸锭A；
将铸锭A在均匀化热处理炉中升温至420℃保温3h，然后再升温致565℃保温8h，之后用水雾快速冷却至室温，得到铸锭B；
将铝合金铸锭B加热至500℃进行挤压成形，得到合金挤压型材C；
将铝合金型材C加热至175℃保温8h，得到高强可焊铝合金型材；
得到的铝合金挤压型材C如图1所示。
实施例2
按照实施例1的方法制备得到Sc和Zr复合微合金化的Al-Si-Mg-Mn铝合金型材，与实施例1的区别在于：
按重量百分数计：Si0.80％、Mg 0.66％、Mn 0.28％、Sc 0.09％、Zr 0.06％、Fe0.13％、余量为Al进行备料。
实施例3
按照实施例1的方法制备得到Sc和Zr复合微合金化的Al-Si-Mg-Mn铝合金型材，与实施例1的区别在于：
按重量百分数计：Si0.80％、Mg 0.66％、Mn 0.28％、Sc 0.07％、Zr 0.07％、Fe0.13％、余量为Al进行备料。
对比例1
按照实施例1的方法制备得到Sc和Zr复合微合金化的Al-Si-Mg-Mn铝合金型材，与实施例1的区别在于：
按重量百分数计：Si0.80％、Mg 0.66％、Mn 0.28％、Fe 0.13％、余量为Al进行备料。
性能检测
对本发明实施例和对比例制备的铝合金型材进行性能检测，拉伸力学性能的检测按照GB/T 228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分室温试验方法》进行，焊接接头强度的检测按照GB/T 2651-2008《焊接接头拉伸试验方法》进行；拉伸速率为2mm/min，取三次拉伸试验的平均值作为试样的测定值。
检测结果为：
Figure BDA0003904592590000091
(注：表中的焊接方法按照GB/T 19869.2-2012《铝及铝合金的焊接工艺评定试验》进行)
可以看出，采用Sc和Zr复合微合金化的Al-Si-Mg-Mn铝合金型材与不含Sc和Zr的成分相同的Al-Si-Mg-Mn合金型材相比，合金基体的抗拉强度、屈服强度和MIG焊接头强度分别提高41～44MPa、45～53MPa和41～46MPa，说明本发明提供的合金型材的制备方法在提高合金基体强度的基础上，同时提高了合金MIG焊接头强度。
本发明提供了一种适合动车组车体用含微量Sc和Zr的Al-Si-Mg-Mn铝合金型材，本发明采用微量Sc和Zr复合微合金化成分设计，可促进Al3Sc/Al3(Sc,Zr)纳米级铝化物弥散相的析出，该相强烈钉扎位错和亚晶界，能够抑制后续挤压成形过程中合金发生再结晶，对合金基体产生亚结构强化和直接的析出强化作用；而且制备过程中采用分级均匀化处理形成的细小均匀的Al3Sc/Al3(Sc,Zr)弥散相在合金时效过程中可诱导析出亚稳强化相，大大提高合金基体的强度，同时该细小的弥散相在MIG焊接过程中可细化合金焊缝处的晶粒，并阻止其长大，具有显著的细晶强化作用，从而提高焊接接头的强度。
虽然已参考本发明的特定实施例描述并说明本发明，但是这些描述和说明并不限制本发明。所属领域的技术人员可清晰地理解，在不脱离如由所附权利要求书定义的本发明的真实精神和范围的情况下，可进行各种改变，以使特定情形、材料、物质组成、物质、方法或过程适宜于本申请的目标、精神和范围。所有此类修改都意图在此所附权利要求书的范围内。虽然已参考按特定次序执行的特定操作描述本文中所公开的方法，但应理解，可在不脱离本发明的教示的情况下组合、细分或重新排序这些操作以形成等效方法。因此，除非本文中特别指示，否则操作的次序和分组并非本申请的限制。

Claims (10)

1.一种高强可焊Al-Si-Mg-Mn-Sc-Zr铝合金型材，成分为：
Figure FDA0003904592580000011
2.一种权利要求1所述的高强可焊Al-Si-Mg-Mn-Sc-Zr铝合金型材的制备方法，包括：
将合金原料进行熔炼、精炼、铸造，得到合金铸锭；
将所述合金铸锭进行均匀化处理、热挤压，得到铝合金型材；
将所述铝合金型材进行时效，得到高强可焊Al-Si-Mg-Mn-Sc-Zr铝合金型材。
3.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，所述合金原料包括：
铝锭、镁锭、Al-Si、Al-Mn、Al-Sc、Al-Zr中间合金。
4.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，所述熔炼的方法包括：
将铝锭完全熔化成为铝熔体I；然后加入Al-Si、Al-Mn、Al-Sc、Al-Zr中间合金和镁锭，对铝熔体I进行合金化得到铝熔体II；接着进行炉内精炼和扒渣处理得到铝熔体III；对铝熔体III进行在线净化得到铝熔体Ⅳ；对铝熔体Ⅳ进行晶粒细化，得到铝熔体Ⅴ。
5.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述铝锭的熔化温度为750～760℃。
6.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述精炼过程中加入精炼剂，所述精炼剂的加入量为1～3kg/t，所述精炼的温度为730～750℃，所述精炼的时间为30～50min。
7.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述精炼过程中通过炉底透气砖向铝熔体中通入氩气；所述通入氩气的压力为0.05～0.1MPa，流量为8～12L/min。
8.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述晶粒细化过程中在线添加Al-5Ti-1B细化剂；
所述净化包括：除气和过滤；
所述除气采用箱式除气装置；
所述过滤为双级过滤系统。
9.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述铸造温度为710～730℃；
所述均匀化处理包括：
依次进行一次均匀化处理和二次均匀化处理；
所述一次均匀化处理的温度为410～430℃，所述一次均匀化处理的保温时间为2～4h；
所述二次均匀化处理的温度为555～575℃，所述二次均匀化处理的保温时间为6～10h，所述二次均匀化处理保温后用水雾快速冷却至室温。
10.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述热挤压温度为450～550℃；
所述时效的温度为170～180℃，保温时间为6～10h。
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