CN109371266B - 一种高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法 - Google Patents

一种高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种高强耐蚀可焊Al‑Mg‑Si系合金挤压材的生产方法，属于铝合金技术领域，所述Al‑Mg‑Si系合金的化学成分按重量百分比计为：Si：1.4~1.8%，Fe：0.4~0.8%，Cu：0.1~0.2%，Mn：0.6~1.5%，Mg：0.7~1.3%，Cr：≤0.2%，Zn：≤0.1%，Ti：≤0.15%，余量为Al，各成分之和为100%，控制Mn/Fe的质量比为1.3~2.5；其生产方法为：熔炼‑铸锭‑铸锭均质处理‑热挤压‑淬火‑时效，其中铸锭均质处理为：将铸锭加热到530~570℃并保温1~10h，随后以不大于10℃/min的速率冷却到400~450℃，接着以不小于30℃/min的速率冷却到180℃以下出炉。本发明通过合金成分与生产工艺的改进，生产出了高强耐蚀可焊Al‑Mg‑Si系合金挤压材。

Description

一种高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法
技术领域
本发明属于铝合金技术领域，具体涉及一种高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法。
背景技术
Al-Mg-Si系合金虽然强度一般为300MPa级，但因其优异的耐蚀性能与加工成型性能，可以采用挤压的方法制造复杂截面的挤压材，广泛应用于航空航天、地面交通、建筑及轻量化装备制造。为了实现高效、节能、环保的目的，交通工具轻量化的趋势越来越受到时重视，因此，在保持Al-Mg-Si系合金耐蚀、可焊与成型性能前提下，发展更高强度的Al-Mg-Si系合金具有十分重要的意义。
目前，为了提高Al-Mg-Si系铝合金的强度，主要采用以下技术方案：以铝合金第二相强化理论为基础，提高Al-Mg-Si系铝合金中Mg、Si、Mn、Cu元素的含量，如表1所示，表1中合金可分为三类：
表1常见的Al-Mg-Si系合金成分设计
Figure GDA0002453856260000011
(1)低铜含量的6063、6082类型合金(Cu元素作为杂质元素，不大于0.1wt.％)，以Al-Mg-Si系合金中最典型的6063合金为基础，6082合金通过提高Si、Mg、Mn元素含量，获得了比6063合金更高的强度。
(2)中等铜含量的6061、6013类型合金(Cu元素作为合金化元素，含量为0.15～0.7wt.％)，通过提高Si、Mg、Mn、Cu元素含量，提高强度，Cu含量波动范围大，可调控强度提高程度。
(3)高铜含量的6111、6110类型合金(Cu元素作为合金化元素，含量为0.5～1.1wt.％)合金，除通过提高Si、Mg、Mn、Cu元素含量，提高强度外，还加入了Cr、提高Zn元素的允许上限值进一步提高强度。
上述三类Al-Mg-Si合金成分特征的共同点是，Fe元素按杂质对待，只规定了不允许超过的上限值。大量的研究表明，在Al-Mg-Si系合金中，随Cu元素含量提高，强度提高的同时，会引起焊接性能(如焊接强度系数)与耐腐蚀性能(如晶间腐蚀)下降，从而限制了Al-Mg-Si系合金的应用，特别是针对强度超过400MPa(称为高强)，同时又具有良好耐蚀、可焊与加工成型性的高综合性能要求，而表1中的6种Al-Mg-Si系合金均不能满足设计要求。
发明内容
针对现有技术的不足，本发明的目的在于提供一种配方优化、工艺简单、成本低的高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法，以制备强度超过400MPa，同时又兼具良好耐蚀、可焊与加工成型性的Al-Mg-Si系合金。
为了达到上述目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供一种高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法，所述Al-Mg-Si系合金的化学成分按重量百分比计为：Si：1.4～1.8wt.％，Fe：0.4～0.8wt.％，Cu：0.1～0.2wt.％，Mn：0.6～1.5wt.％，Mg：0.7～1.3wt.％，Cr：≤0.2wt.％，Zn：≤0.1wt.％，Ti：≤0.15wt.％，余量为Al，各成分重量百分比之和为100％，控制Mn/Fe的质量比为1.3～2.5；
所述Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法为：熔炼-铸锭-铸锭均质处理-热挤压-淬火-时效，其中铸锭均质处理的具体过程为：将铸锭加热到530～570℃并保温1～10h，随后以不大于10℃/min的速率冷却到400～450℃，接着以不小于30℃/min的速率冷却到180℃以下出炉。
作为优选，所述Mn/Fe的质量比为1.4～1.7。
作为优选，Cr含量：≤0.1wt.％，Zn含量：≤0.05wt.％，Ti含量：≤0.1wt.％。
作为优选，所述Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法，包括以下步骤：
(1)熔炼：按照设定比例配料，在预定温度下进行熔炼；
(2)铸锭：通过熔炼得到符合要求的铝合金熔体，采用半连续铸锭方法制备铸锭；
(3)铸锭均质处理：将铸锭加热到530～570℃并保温1～10h，随后以不大于10℃/min的速率冷却到400～450℃，接着以不小于30℃/min的速率冷却到180℃以下出炉自然冷却，得到均质处理后的铸锭；
(4)热挤压：将步骤(3)所得均质处理后的铸锭加热到480～530℃，挤压筒温度为430～500℃，挤压材挤出速度不大于10m/min；
(5)淬火：挤压材流出模孔后进入在线淬火装置进行淬火处理；
(6)时效：淬火后的挤压材在8h内，加热到100～200℃，并保温1～48h进行时效处理，出炉后得到所述高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材。
作为优选，所述步骤(1)中，熔炼温度720～760℃，静置温度为720～740℃。
作为优选，所述步骤(2)中，浇铸温度720～740℃。
作为优选，所述步骤(3)中，将铸锭加热到550℃并保温4h，随后以5℃/min的速率冷却到400℃，接着以60℃/min的速率冷却到100℃出炉。
作为优选，所述步骤(4)中，铸锭加热到500℃，挤压筒温度为480℃，挤压材挤出速度为6m/min。
作为优选，所述步骤(5)中，淬火冷却介质为水、水雾、风中的一种或多种。
作为优选，所述步骤(5)中，淬火冷却介质为水。
作为优选，所述步骤(6)中，加热到170℃，并保温9h进行时效处理。
本发明所述高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法，研究了Mg、Si、Fe、Mn、Cu等元素对Al-Mg-Si系合金组织与性能的影响，结合工业生产中Al-Mg-Si系合金挤压材的生产工艺流程，提供了一种高强耐蚀可焊铝合金挤压材的生产方法。目前，大多数铝合金中将Fe元素列为杂质，而本发明将Fe元素作为合金化元素，对其含量与配比进行了优化，同时，进一步探明了Al-Mg-Si系合金中Si、Mg、Cu、Mn元素的含量及其配比对组织与性能的调控作用机理，包括以下两方面：
(一)在合金成分方面：
本发明中Fe含量为0.4～0.8wt.％，这是本发明的关键之处。对于现有技术而言，Fe元素在大多数铝合金中为杂质元素，需要严格控制其上限。但本发明的研究发现，在Al-Mg-Si系合金凝固过程中，Fe元素首先与过剩的Si形成片层状的β-AlFeSi非平衡结晶相；在随后的铸锭均质处理过程中，由于Mn元素的作用，富铁相β-AlFeSi发生β→α相转变，使原粗大片层状的非平衡β-AlFeSi相转变为颗粒状的α-AlFeMnSi相，并显著细化，使合金产生显著的弥散相强化，从而提高合金强度。
本发明中，控制Mn/Fe含量比值设定在1.3～2.5范围内，这也是本发明的关键之处。现有技术中，对于Al-Mg-Si系合金中Mn、Fe的含量比值并未作出限定，本发明正是通过这种限定，建立了Mn、Fe等元素的联系，降低了通过合金化元素调控合金微观组织的难度。在Fe含量一定时，Mn含量过低或过高都会对合金产生不利的影响。Mn含量过低时，一方面，在有限时间的铸锭均质处理过程中，β-AlFeSi相不能充分地发生β→α相转变，从而不能消除β-AlFeSi相带来的不利影响，同时尽管合金中仍能形成部分α-AlFeMnSi相，但是这些α-AlFeMnSi相不能充分细化，难以形成亚微米级的弥散第二相粒子，从而影响弥散相强化效果。另一方面，Mn元素在β→α相转变过程中，已经大量消耗，难以起到细化晶粒的效果；当Mn含量过高时，容易引起MnAl6相发生团聚或粗化，同样也难以起到抑制再结晶和晶粒长大的效果。
本发明中，Cu含量为0.1～0.2wt.％。现有技术中，采用提高Cu含量的办法提高Al-Mg-Si系合金强度，其耐蚀性和可焊性性往往较差。Cu元素在合金中一般形成Q相(AlMgSiCu)以及在晶界处产生一层连续的富Cu元素薄膜，尽管Q相和晶界连续的富Cu元素薄膜能产生较大的强化效果，但其耐晶间腐蚀及焊接裂纹倾向会显著提高。因此本发明对Cu元素的范围限定为0.1～0.2wt.％，这是基于使合金同时具有高强度、耐蚀性和可焊性进行的优选。
本发明所述的合金成分中，对Cr、Zn、Ti元素仅作上限值规定，是基于铝合金在多次重复利用过程中杂质元素含量产生的积累，以及使用含Ti晶粒细化剂可能引起的元素含量变化对本发明所述铝合金组织与性能产生某些不利影响而作出的优化设计。
(二)加工工艺方面：
本发明所述Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法，与现有技术生产Al-Mg-Si系合金挤压材的工艺流程相同，熔炼、铸锭、热挤压、淬火、时效工艺也在现有技术的可实现范围内，其关键之处在于铸锭均质处理。本发明所述的铸锭均质处理工艺为：将铸锭加热到530～570℃并保温1～10h，随后以不大于10℃/分钟的速率冷却到400～450℃，接着以不小于30℃/分钟的速率冷却到180℃以下出炉。
本发明所述成分范围的Al-Mg-Si系合金，在铸锭均质处理工艺的冷却过程中，极易析出Mg2Si相，如果冷却速率太小，析出的Mg2Si相过多，在热挤压时不能全部溶解，会增大变形抗力，降低挤压材的强度；如果铸锭均质工艺的冷却过程中冷却速率太大，会导致铸锭开裂，降低合金的加工成型性，因此，对铸锭均质处理工艺的冷却过程作了上述优化设计。
综上所述，本发明通过合金成分与生产工艺的改进，协调了因Al-Mg-Si系合金的成分与组织引发的高强度与耐蚀性、焊接性、加工成型性之间的矛盾，可生产出高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材。
与现有技术相比，本发明的有益技术效果为：
(1)本发明所述Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法，通过限定Mn/Fe比，避免Fe元素引起的不利作用，从而将铝合金中的杂质元素Fe转化为合金化元素。
(2)本发明所述Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法，将Fe、Si元素作为合金化元素，因此，本发明所述铝合金不仅可用Fe、Si含量高的电解铝配制，也可以采用Fe、Si杂质含量高的二次铝资源配制，不仅有利于降低Al-Mg-Si系合金的原料成本，还为铝合金的高效循环利用提供了技术方案。
(3)本发明制备工艺简单、成本低、易实施，通过优化设计铸锭均质处理工艺的铸锭出炉冷却速率，保证了本发明所述铝合金的加工成型性和强度。
附图说明
图1为实施例1中均质处理前铸锭的扫描电镜图。
图2为实施例1中均质处理后铸锭的扫描电镜图。
图3为实施例1所得高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的扫描电镜图。
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一部分实施例，而不是全部实施例，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。
本发明提供一种高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法，所述Al-Mg-Si系合金的化学成分按重量百分比计为：Si：1.4～1.8wt.％，Fe：0.4～0.8wt.％，Cu：0.1～0.2wt.％，Mn：0.6～1.5wt.％，Mg：0.7～1.3wt.％，Cr：≤0.2wt.％，Zn：≤0.1wt.％，Ti：≤0.15wt.％，余量为Al，各成分重量百分比之和为100％，控制Mn/Fe的质量比为1.3～2.5；
所述Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法，包括以下步骤：
(1)熔炼：按照设定比例配料，在720～760℃下进行熔炼，静置温度为720～740℃；
(2)铸锭：通过熔炼得到符合要求的铝合金熔体，采用半连续铸锭方法制备铸锭，浇铸温度720～740℃；
(3)铸锭均质处理：将铸锭加热到530～570℃并保温1～10h，随后以不大于10℃/min的速率冷却到400～450℃，接着以不小于30℃/min的速率冷却到180℃以下出炉自然冷却，得到均质处理后的铸锭；
(4)热挤压：将步骤(3)所得均质处理后的铸锭加热到480～530℃，挤压筒温度为430～500℃，挤压材挤出速度不大于10m/min；
(5)淬火：挤压材流出模孔后进入在线淬火装置进行淬火处理，淬火冷却介质为水；
(6)时效：淬火后的挤压材在8h内，加热到100～200℃，并保温1～48h进行时效处理，出炉后得到所述高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材。
为验证本发明所述高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的优点，采用的检测方法为：
挤压材拉伸性能：按GBT228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分室温试验方法所述进行检测分析；
挤压材晶间腐蚀性能：按GB/T7998-2005铝合金晶间腐蚀测定方法所述进行检测分析，评级数字越低，表明耐腐蚀性能越好；
挤压材焊接性能：将不同实施例得到的挤压材，在相同条件下进行MIG焊，取焊缝和母材试件，按GBT228.1-2010进行检测分析，定义焊接系数如下：
焊接系数＝焊缝试样的拉伸强度/母材的拉伸强度；
焊接系数越高，表明焊接性能越好。
下面结合附图和实施例对本发明方案作进一步的阐述，属于现有技术范围的内容不再重复。
实施例1
本实施例生产壁厚为5mm的挤压材(挤压比约为20)，其成分设计为：Si：1.4wt.％，Fe：0.4wt.％，Cu：0.1wt.％，Mn：0.6wt.％，Mg：0.7wt.％，Cr：≤0.1wt.％，Zn：≤0.05wt.％，Ti：≤0.1wt.％，余量为Al，各成分重量百分比之和为100％，Mn/Fe＝1.5；
铸锭均质处理工艺为：将铸锭加热到530℃并保温10h，随后以5℃/min的速率冷却到400℃，接着以60℃/min的速率冷却到175℃出炉，所得挤压材的性能见附表1。
其中附图1为本实施例中均质处理前铸锭的扫描电镜显微组织图，附图2为本实施例中均质处理后铸锭的扫描电镜显微组织图，附图3为本实施例所制得的高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材扫描电镜显微组织图。
从附图1中可见，均质处理前铸锭中第二相粒子呈连续的骨骼状，最大尺寸可达100μm；从附图2中可见，均质处理后，第二相粒子演变为颗粒状或短杆状，并显著细化，第二相粒子最大尺寸约20μm，同时可见较多的亚微米级粒子，有利于在后续挤压生产过程中第二相粒子进一步细化，形成更多的亚微米级第二相粒子；从附图3中可见，经挤压后，挤压材中第二相粒子进一步细化，最大尺寸约5μm，同时出现大量弥散分布的亚微米级第二相粒子，这些弥散分布的亚微米级第二相粒子能产生显著的弥散强化效应，有利于挤压材的力学性能。
实施例2
本实施例生产壁厚为5mm的挤压材(挤压比约为20)，其成分设计为：Si：1.8wt.％，Fe：0.8wt.％，Cu：0.2wt.％，Mn：1.5wt.％，Mg：1.3wt.％，Cr：≤0.1wt.％，Zn：≤0.05wt.％，Ti：≤0.1wt.％，余量为Al，各成分重量百分比之和为100％，Mn/Fe＝1.88；
铸锭均质处理工艺为：将铸锭加热到570℃并保温1h，随后以5℃/min的速率冷却到450℃，接着以60℃/min的速率冷却到175℃以下出炉，所得挤压材的性能见附表1。
实施例3
本实施例生产壁厚为5mm的挤压材(挤压比约为20)，其成分设计为：Si：1.5wt.％，Fe：0.6wt.％，Cu：0.15wt.％，Mn：0.85wt.％，Mg：1.0wt.％，Cr：≤0.1wt.％，Zn：≤0.05wt.％，Ti：≤0.1wt.％，余量为Al，各成分重量百分比之和为100％，Mn/Fe＝1.41；
铸锭均质处理工艺为：将铸锭加热到550℃并保温4h，随后以5℃/min的速率冷却到400℃，接着以60℃/min的速率冷却到100℃出炉，所得挤压材的性能见附表1。
对比例1
本对比例生产壁厚为5mm的挤压材(挤压比约为20)，其成分设计为：Si：1.5wt.％，Fe：0.4wt.％，Cu：0.15wt.％，Mn：1.2wt.％，Mg：1.0wt.％，Cr：≤0.1wt.％，Zn：≤0.05wt.％，Ti：≤0.1wt.％，其余为Al，Mn/Fe＝3.0；
铸锭均质处理工艺为：将铸锭加热到550℃并保温4h，随后以5℃/min的速率冷却到400℃，接着以60℃/min的速率冷却到100℃出炉，所得挤压材的性能见附表1。
从上述可以看出，对比例1的合金元素都符合权利要求1所述，但Mn/Fe比超出了权利要求1所述的Mn/Fe为1.3～2.5的范围。
对比例2
本对比例生产壁厚为5mm的挤压材(挤压比约为20)，其成分设计为：Si：1.5wt.％，Fe：0.6wt.％，Cu：0.15wt.％，Mn：0.85wt.％，Mg：1.0wt.％，Cr：≤0.1wt.％，Zn：≤0.05wt.％，Ti：≤0.1wt.％，其余为Al，Mn/Fe＝1.41；
铸锭均质处理工艺为：将铸锭加热到550℃并保温4h，随后以5℃/min的速率冷却到100℃炉，所得挤压材的性能见附表1。
从上述可以看出，对比例2的合金元素含量及Mn/Fe比都符合权利要求1所述，但铸锭均质热处理工艺不符合权利要求1所述范围。
对比例3
本对比例生产壁厚为5mm的挤压材(挤压比约为20)，其成分设计为：Si：1.5wt.％，Fe：0.6wt.％，Cu：0.25wt.％，Mn：0.85wt.％，Mg：1.0wt.％，Cr：≤0.1wt.％，Zn：≤0.05wt.％，Ti：≤0.1wt.％，其余为Al，Mn/Fe＝1.41；
铸锭均质处理工艺为：将铸锭加热到550℃并保温4h，随后以5℃/min的速率冷却到400℃，接着以60℃/min的速率冷却到100℃出炉，所得挤压材的性能见附表1。
从上述可以看出，对比例3除Cu元素不符合权利要求1所述的Cu：0.1～0.2wt.％的范围外，其余合金元素含量及Mn/Fe比、铸锭均质处理工艺均满足权利要求1所述范围。
从附表1中数据可以看出，本发明的实施例所得挤压材的强度、耐蚀性、焊接性能的综合表现明显优于对比例。
表1实施例1～3和对比例1～3所得挤压材的性能
Figure GDA0002453856260000091
以上所述仅是本发明的优选实施方式，本发明的保护范围并不仅局限于上述实施例。对于本技术领域的技术人员来说，在不脱离本发明技术构思前提下所得到的改进和变换也应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法，其特征在于，所述Al-Mg-Si系合金的化学成分按重量百分比计为：Si：1.4~1.8 wt.%，Fe：0.4~0.8 wt.%，Cu：0.1~0.2wt.%，Mn：0.6~1.5 wt.%，Mg：0.7~1.3 wt.%，Cr：≤0.2 wt.%，Zn：≤0.1 wt.%，Ti：≤0.15wt.%，余量为Al，各成分重量百分比之和为100%，控制Mn/Fe的质量比为1.3~2.5；
所述Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法为：熔炼-铸锭-铸锭均质处理-热挤压-淬火-时效，其中铸锭均质处理的具体过程为：将铸锭加热到530~570℃并保温1~10h，随后以不大于10℃/min的速率冷却到400~450℃，接着以不小于30℃/min的速率冷却到180℃以下出炉。
2.根据权利要求1所述高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法，其特征在于，所述Mn/Fe的质量比为1.4~1.7。
3.根据权利要求1所述高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法，其特征在于，Cr含量：≤0.1 wt.%，Zn含量：≤0.05 wt.%，Ti含量：≤0.1 wt.%。
4.根据权利要求1~3中任一项所述高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法，其特征在于，包括以下步骤：
(1) 熔炼：按照设定比例配料，在预定温度下进行熔炼；
(2) 铸锭：通过熔炼得到符合要求的铝合金熔体，采用半连续铸锭方法制备铸锭；
(3) 铸锭均质处理：将铸锭加热到530~570℃并保温1~10h，随后以不大于10℃/min的速率冷却到400~450℃，接着以不小于30℃/min的速率冷却到180℃以下出炉自然冷却，得到均质处理后的铸锭；
(4) 热挤压：将步骤(3)所得均质处理后的铸锭加热到480~530℃，挤压筒温度为430~500℃，挤压材挤出速度不大于10m/min；
(5) 淬火：挤压材流出模孔后进入在线淬火装置进行淬火处理；
(6) 时效：淬火后的挤压材在8h内，加热到100~200℃，并保温1~48h进行时效处理，出炉后得到所述高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材。
5.根据权利要求4所述高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法，其特征在于，所述步骤(1)中，熔炼温度720~760℃，静置温度为720~740℃。
6.根据权利要求4所述高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法，其特征在于，所述步骤(2)中，浇铸温度720~740℃。
7.根据权利要求4所述高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法，其特征在于，所述步骤(3)中，将铸锭加热到550℃并保温4h，随后以5℃/min的速率冷却到400℃，接着以60℃/min的速率冷却到100℃出炉。
8.根据权利要求4所述高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法，其特征在于，所述步骤(4)中，铸锭加热到500℃，挤压筒温度为480℃，挤压材挤出速度为6m/min。
9.根据权利要求4所述高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法，其特征在于，所述步骤(5)中，淬火冷却介质为水、水雾、风中的一种或多种。
10.根据权利要求4所述高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法，其特征在于，所述步骤(6)中，加热到170℃，并保温9h进行时效处理。
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