CN113223629B

CN113223629B - 一种Al-Mg-Si-Mn-Fe合金设计方法

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Publication number: CN113223629B
Application number: CN202110523815.8A
Authority: CN
Inventors: 郭晓斌; 邓运来; 王宇; 何锡宇; 姜伟; 谭桂薇; 王冯权
Original assignee: Central South University
Current assignee: Central South University
Priority date: 2021-05-13
Filing date: 2021-05-13
Publication date: 2023-04-28
Anticipated expiration: 2041-05-13
Also published as: CN113223629A

Abstract

本发明公开了一种Al‑Mg‑Si‑Mn‑Fe合金设计方法，所述Al‑Mg‑Si‑Mn‑Fe合金中：Mg元素质量百分含量为：0.7wt％≤Mg≤1.2wt％；Mn/Fe元素质量比为：Mn/Fe≥0.3；Si元素质量百分含量为：

其中2.2≤a≤2.7，‑0.18≤b≤‑0.10，0≤C_E≤1.0wt％，C_E为过剩Si元素质量百分含量，定义为Al‑Mg‑Si‑Cu‑Fe合金中不参与形成新相，仅以单质Si存在的Si元素的质量百分含量。本发明设计方法获得的Al‑Mg‑Si‑Mn‑Fe合金，其抗拉强度高于380MPa，晶界腐蚀性能优于4级，疲劳强度在Rt＝0.1，N＝10⁷的条件下大于160MPa。

Description

一种Al-Mg-Si-Mn-Fe合金设计方法

技术领域

本发明属于铝合金技术领域，具体涉及一种Al-Mg-Si-Mn-Fe合金设计方法。

背景技术

Al-Mg-Si合金由于其优异的综合性能，而成为应用最为广泛的可热处理强化铝合金。在不同应用领域，对Al-Mg-Si合金的性能要求也不相同。例如，在建筑和3C电子产品等领域，要求合金具有优异的阳极氧化性能和表面质量；在交通领域，则要求合金具有较高的强度、优异的成形性能、耐腐蚀性能和抗疲劳性能等。然而，在实际生产过程中，许多性能的提升，往往伴随着其他性能的下降，限制了Al-Mg-Si合金的应用。因此，开发出一种平衡各项性能且使得 Al-Mg-Si合金综合性能显著提升的设计方法具有重要的实际意义。

发明内容

针对现有技术的不足，本发明提供一种Al-Mg-Si-Mn-Fe合金设计方法，使得其制得的Al-Mg-Si-Mn-Fe合金的抗拉强度高于380MPa，晶界腐蚀性能优于4 级，疲劳强度在Rt＝0.1，N＝10⁷的条件下大于160MPa，具备优异的综合性能。

为了达到上述目的，本发明提供以下技术方案：

一种Al-Mg-Si-Mn-Fe合金设计方法，所述Al-Mg-Si-Mn-Fe合金中：

Mg元素质量百分含量为：0.7wt％≤Mg≤1.2wt％；

Mn/Fe元素质量比为：Mn/Fe≥0.3；

Si元素质量百分含量为：

其中2.2≤a≤2.7， -0.18≤b≤-0.10，0≤C_E≤1.0wt％，C_E为过剩Si元素质量百分含量，定义为 Al-Mg-Si-Cu-Fe合金中不参与形成新相，仅以单质Si存在的Si元素的质量百分含量。

本发明的Al-Mg-Si-Mn-Fe合金中，以Al、Mg、Si、Mn和Fe为主金属元素，还包括Cr、Ti、Zn等其他微量元素，其他微量元总质量百分含量≤0.15wt％。

作为优选，Mg元素质量百分含量为：0.8wt％≤Mg≤1.0wt％。

作为优选，Mn/Fe元素质量比为：Mn/Fe≥0.6。

作为优选，Fe元素质量百分含量为：0.1wt.％≤Fe≤0.9wt.％。

作为优选，Mn元素质量百分含量为：0.1wt.％≤Mn≤0.7wt.％。

作为优选，C_E的范围为：0.2wt％≤C_E≤0.7wt％。

本发明的Al-Mg-Si-Mn-Fe合金，采用现有常规生产工艺即可，例如熔炼、铸锭、均质处理、热挤压、淬火、时效处理，其具体生产步骤的工艺条件可根据合金元素组份及含量和实际生产过程而定。

在Al-Mg-Si-Mn-Fe合金中，在室温下主要第二相包括Mg₂Si、β-AlFeSi、α-AlFeMnSi等，三种第二相的形成能排序为：Mg₂Si＜β-AlFeSi＜α-Al(FeMn)Si。此结果表明，Al-Mg-Si体系中Mg原子和Si原子优先结合起来形成Mg₂Si，剩余的Mg或Si原子才能参与其他相的形成；而β-AlFeSi的形成能与α-Al(FeMn)Si 相比较低，且两者的形成均为吸热反应，β-AlFeSi较α-AlFeMnSi更容易形成。其中，Mg₂Si相是合金中最主要的强化相，同时其形成能最低，在合金设计过程中需要优先考虑；β-AlFeSi相在铸锭中表现为长条状，而在挤压材中表现为片状，没有明显强化效应，但降低了合金韧性及抗疲劳性能；而另一类含Fe相α-Al(FeMn)Si相能协同主强化相Mg₂Si的作用，具有一定的强化效果，在合金设计过程中需要控制Mn/Fe元素配比，避开易形成β-AlFeSi相的成分范围。

在Al-Mg-Si-Mn-Fe合金中，Mg₂Si相含量随Mg元素含量的提高而提高，然而，Mg₂Si在铝基体中的固溶度是有限的，一旦Mg₂Si含量超过在Mg₂Si在固溶温度下的溶解度，剩余的Mg₂Si则以粗大平衡相的形式存在于合金中。这不仅不能提高合金的析出强化效果，而且对合金的耐蚀性能和加工性能产生显著的影响。根据Al-Mg₂Si的伪二元合金相图可知，在595℃的共晶温度下，Mg₂Si在铝基体中的溶解度约为1.85％，随着温度的降低，其溶解度逐渐降低。在Al-Mg-Si 合金的制备过程中热处理的温度不能超过其过烧温度，因此均匀化或固溶处理时其温度要显著低于595℃。一般认为，Al-Mg-Si合金的均匀化或固溶温度均在 530℃～560℃范围内，因此参照Al-Mg₂Si相图中Mg₂Si溶解度曲线，Mg含量控制在0.7～1.2wt％范围内为宜，优选控制在0.8～1.0wt％范围内。

在Al-Mg-Si-Mn-Fe合金中，一方面，Mn元素直接参与了α-AlFeMnSi相的形成，适当的Mn含量可以消除β-AlFeSi相；另一方面，Mn元素能显著降低β-AlFeSi→α-AlFeMnSi的转变温度。在合金设计过程中，除了参照平衡态热力学计算的结果外，还需充分考虑实际生产过程中快速凝固条件下的非平衡结晶情况。因此，根据在实际生产中的非平衡结晶情况下，Fe含量低于1.0wt.％时，添加 0.6wt.％左右的Mn元素，可以完全消除β-AlFeSi相，Mn/Fe元素质量比为 Mn/Fe≥0.3为宜，优选Mn/Fe元素质量比为Mn/Fe≥0.6。

在Al-Mg-Si-Mn-Fe合金中，Si元素首先与Mg元素结合形成Mg₂Si，剩余的Si元素与Fe、Mn等结合形成α-AlFeMnSi相。发明人发现，当Si含量在0.72％时，合金中MnAl₆相含量为0，这表示合金中Mn元素被完全消耗，同时α相含量开始保持不变；当Si含量大于0.8％时，合金中开始形成过剩Si，随着Si元素的进一步增加，过剩Si相呈线性增加。为了避免过剩Si聚集降低合金性能，选择设计合金中过剩Si含量在0～1.0wt％之间，优选控制在0.2～0.7wt％之间。因此在合金元素设计过程中应考虑被α-AlFeMnSi相消耗的这一部分Si元素，补足合金中的过剩Si，以提高合金析出动力学与合金强度。

为了得到定量的Mn+Fe/Si配比，通过相图对Al-(0.8～1.0)Mg-0.6Mn合金中 Fe、Si含量配比进行了设计，结果表明在添加0.6％Mn的情形下，除去形成Mg₂Si 所需的Si含量为C_Mg/1.73，合金中剩余的单质Si含量为C_E，发明人发现，Si 元素含量随Fe元素的增加而基本呈线性增加，采用线性关系对数据进行拟合，获得的拟合曲线斜率定义为a，截距定义为b，其中2.2≤a≤2.7，-0.18≤b≤-0.10，因此Si元素质量百分含量为：

下面以一个具体的线性拟合过程示例对本发明进行说明：

为了得到定量的Mn+Fe/Si配比，通过Al-Mg-Si-Fe-Mn相图热力学方法对Al-0.85Mg-0.6Mn合金中Fe、Si含量配比进行计算，在确定Mn含量为0.6的情况下，分别设计Fe含量为0.5wt.％，0.6wt.％，0.7wt.％，0.8wt.％和0.9wt.％。以 Mn、Fe含量之和为横纵标变量，以形成第二相所能够消减的Si含量为纵坐标轴，所得结果如图1所示。从图中可见，在添加0.6wt.％Mn的情形下，Si元素含量随Fe元素的增加而基本呈线性增加，采用线性关系对数据进行拟合所得的结果如公式(1)所示：

式中，C_Si-depletion为Fe、Mn所消耗的Si元素量，C_Mn+Fe为Fe、Mn总含量。此外，由于Si元素首先与Mg元素结合形成Mg₂Si，因此也必须考虑Mg元素消耗Si的量。因此合金中Si的总添加量可以由公式(2)决定：

综上所述，本发明的Al-Mg-Si-Mn-Fe合金设计方法，可以使得其制得的 Al-Mg-Si-Mn-Fe合金的抗拉强度高于380MPa，晶界腐蚀性能优于4级，疲劳强度在Rt＝0.1，N＝10⁷的条件下大于160MPa，具备优异的综合性能。

附图说明

图1为Al-0.85Mg-0.6Mn体系中Si的消耗量随Mn+Fe总量的变化曲线图；

图2为实施例1铸锭均质处理后的XRD分析结果图；

图3为实施例1的Al-Mg-Si-Mn-Fe系挤压型材的SEM显微组织图；

图4为实施例1的Al-Mg-Si-Mn-Fe系挤压型材的TEM显微组织图。

具体实施方式

下面将对本发明结合实施例与对比例对本发明的具体实施方式进行清楚、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。

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；

挤压材抗疲劳性能：按GB/T 3075-2008(金属材料疲劳试验轴向力控制方法) 执行，采用成组法取3级以上应力水平对材料进行指定应力下的疲劳寿命检测，试验过程中应力比R＝0.1、试样应力集中度Kt＝1(光滑试样)。所得疲劳强度越高，表明抗疲劳性能越好。

实施例1

按本发明所述的设计方法进行合金成分设计，按质量百分比配制合金成分为：Mg：0.80wt％，Fe：0.52wt％，Mn：0.31wt％，其他微量元素总量≤0.15wt％，余量为Al，其中Mn/Fe比为0.6，过剩Si为0.75wt％，根据本发明设计方法，得到系数a＝2.5，b＝-0.18，进而得到Si总量为1.36wt％。

因此，本实施例中合金组份按质量百分比为：

Mg：0.80wt％、Fe：0.52wt％、Mn：0.31wt％，Si：1.36wt％，其他微量元素总量≤0.15wt％，余量为Al。

按照设定比例配料，在740℃下熔炼，静置温度为720℃，半连续铸造方法于690℃浇铸出用于挤压的铸锭；均质处理工艺为：530℃保温10h，随后以 10℃/min的速度缓冷至400℃，再以30℃/min的速度迅速冷却至180℃至出炉空气中冷却；挤压制度为：将挤压铸锭预热至530℃，挤压筒温设定为480℃，随后以4m/min的挤压速度挤出，采用在线水冷淬火，于160℃下时效24h，得到所述的Al-Mg-Si-Mn-Fe系挤压型材，所得挤压材的性能见表1。

从图1中可见，经均质处理后，本实施例铸锭中主要第二相为α-Al(FeMn)Si 相，未见长条状的β-AlFeSi相；

从图2中可见，本实施例所制备的Al-Mg-Si-Mn-Fe系挤压型材，第二相粒子普遍小于10μm，呈颗粒状，未见呈片状的β-AlFeSi相；

从图3中可见，本实施例所制备的Al-Mg-Si-Mn-Fe系挤压型材，纳米析出相尺寸细小、分布密集，这些密集分布的析出相有利于合金的强度。

实施例2

按本发明所述的设计方法进行合金成分设计，按质量百分比配制合金成分为：Mg：0.92wt％、Fe：0.22wt％、Mn：0.14wt％，其他微量元素总量≤0.15wt％，余量为Al，其中Mn/Fe比0.64，过剩Si为0.62wt％，根据本发明设计方法，得到系数a＝2.2，b＝-0.10，进而得到Si总量为1.22wt％。

因此，本实施例中合金组份按质量百分比为：

Mg：0.92wt％，Fe：0.22wt％，Mn：0.14wt％，Si：1.22wt％，其他微量元素总量≤0.15wt％，余量为Al。

实施例3

按本发明所述的设计方法进行合金成分设计，按质量百分比配制合金成分为：Mg：1.00wt％、Fe：0.78wt％、Mn：0.65wt％，其他微量元素总量≤0.15wt％，余量为Al，其中Mn/Fe比0.83，过剩Si为1.00wt％，根据本发明设计方法，得到系数a＝2.7，b＝-0.15，进而得到Si总量为1.96wt％。

因此，本实施例中合金组份按质量百分比为：

Mg：1.00wt％，Fe：0.78wt％，Mn：0.65wt％，Si：1.96wt％，其他微量元素总量≤0.15wt％，余量为Al。

对比例1

按质量百分比配制合金成分为：Mg：0.75wt％、Fe：0.17wt％、Mn：0.26wt％，其他微量元素总量≤0.15wt％，余量为Al，其中Mn/Fe比1.53，过剩Si为1.08wt％，根据本发明设计方法，得到系数a＝2.7，b＝-0.15，进而得到Si总量为2.15wt％。

因此，本对比例中合金组份按质量百分比为：

Mg：0.75wt％，Fe：0.17wt％，Mn：0.26wt％，Si：2.15wt％，其他微量元素总量≤0.15wt％，余量为Al。

对比例2

按质量百分比配制合金成分为：Mg：0.77wt％、Fe：0.18wt％、Mn：0.03wt％，其他微量元素总量≤0.15wt％，余量为Al，其中Mn/Fe比0.16，过剩Si为0.54wt％，根据本发明设计方法，得到系数a＝2.7，b＝-0.15，进而得到Si总量为0.91wt％。

因此，本对比例中合金组份按质量百分比为：

Mg：0.77wt％，Fe：0.18wt％，Mn：0.03wt％，Si：0.91wt％，其他微量元素总量≤0.15wt％，余量为Al。

对比例3

按质量百分比配制合金成分为：Mg：0.60wt％、Fe：0.15wt％、Mn：0.11wt％，其他微量元素总量≤0.15wt％，余量为Al，其中Mn/Fe比0.73，过剩Si为0.49wt％，根据本发明设计方法，得到系数a＝2.7，b＝-0.15，进而得到Si总量为0.78wt％。

因此，本对比例中合金组份按质量百分比为：

Mg：0.60wt％，Fe：0.15wt％，Mn：0.11wt％，Si：0.78wt％，其他微量元素总量≤0.15wt％，余量为Al。

对比例4

按质量百分比配制合金成分为：Mg：0.75wt％、Fe：0.15wt％、Mn：0.11wt％，其他微量元素总量≤0.15wt％，余量为Al，其中Mn/Fe比0.73，过剩Si为0.49wt％，根据本发明设计方法，得到系数a＝2.2，b＝-0.1，进而得到Si总量为0.94wt％，但是本对比例中设计Si总量为1.32wt％。

因此，本对比例中合金组份按质量百分比为：

Mg：0.75wt％，Fe：0.15wt％，Mn：0.11wt％，Si：1.32wt％，其他微量元素总量≤0.15wt％，余量为Al。

从表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、抗疲劳性能的综合表现明显优于对比例，抗拉强度高于380MPa，晶界腐蚀性能优于 4级，疲劳强度在Rt＝0.1，N＝10⁷的条件下大于160MPa，具备优异的综合性能。

表1实施例和对比例合金的性能指标

样品	抗拉强度/MPa	延伸率/％	晶间腐蚀等级	<![CDATA[疲劳强度<sup>a</sup>]]>
					实施例1	420	14.1	3	173.5
实施例2	385	16.2	3	165.4
					实施例3	439	11.7	4	167.2
对比例1	325	16.7	3	128.5
					对比例2	364	16.5	3	135.4
对比例3	269	10.6	1	75.2
					对比例4	292	8.7	2	69.6

表中a：Rt＝0.1，N＝10⁷。

Claims

1.一种Al-Mg-Si-Mn-Fe合金制备方法，其特征在于：合金组份按质量百分比为：Mg：0.80wt％、Fe：0.52wt％、Mn：0.31wt％，Si：1.36wt％，其他微量元素总量≤0.15wt％，余量为Al；按照设定比例配料，在740℃下熔炼，静置温度为720℃，半连续铸造方法于690℃浇铸出用于挤压的铸锭；均质处理工艺为：530℃保温10h，随后以 10℃/min的速度缓冷至 400℃，再以30℃/min的速度迅速冷却至180℃至出炉空气中冷却；挤压制度为：将挤压铸锭预热至530℃，挤压筒温设定为480℃，随后以4m/min的挤压速度挤出，采用在线水冷淬火，于160℃下时效24h，得到Al-Mg-Si-Mn-Fe系挤压型材。

2.一种Al-Mg-Si-Mn-Fe合金制备方法，其特征在于：合金组份按质量百分比为：Mg：1.00wt％，Fe：0.78wt％，Mn：0.65wt％，Si：1.96wt％，其他微量元素总量≤ 0.15wt％，余量为Al；按照设定比例配料，在740℃下熔炼，静置温度为720℃，半连续铸造方法于690℃浇铸出用于挤压的铸锭；均质处理工艺为：530℃保温10h，随后以 10℃/min的速度缓冷至 400℃，再以30℃/min的速度迅速冷却至180℃至出炉空气中冷却；挤压制度为：将挤压铸锭预热至530℃，挤压筒温设定为480℃，随后以4m/min的挤压速度挤出，采用在线水冷淬火，于160℃下时效24h，得到Al-Mg-Si-Mn-Fe系挤压型材。