一種Al-Mg-In系焊絲及其制備方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明屬于金屬材料制備技術(shù)領(lǐng)域。具體是一種Al-Mg-1n系焊絲及其制備方法。
【背景技術(shù)】
[0002]目前，輕軌列車、地鐵列車及高速列車車廂均是以鋁合金型材作為骨架的焊接構(gòu)件，焊接可減少40%的車輛制造工作量，車輛的運(yùn)行性能和運(yùn)行速度、運(yùn)載能力和效率取決于焊接材料性能的好壞。但是，國內(nèi)車輛制造需要的鋁合金焊絲主要依賴進(jìn)口，其中，美國鋁業(yè)公司(ALCOA)生產(chǎn)的焊絲4043、5082和5356占90%以上。我國城際輕軌和高鐵行業(yè)的高速發(fā)展，使Al-Mg系合金焊絲需求量劇增，國內(nèi)鋁鎂合金焊絲的市場(chǎng)潛力巨大。如果能研制成功一種新型焊絲替代進(jìn)口焊絲，其市場(chǎng)價(jià)值和利潤均非?？捎^。
[0003]美國鋁業(yè)公司(ALCOA)生產(chǎn)的焊絲4043、5082和5356，其焊絲通用性最好的是ER5356，該合金用途廣泛的主要原因在于它具有強(qiáng)度適中、高抗熱裂性能與高耐腐蝕性能。但是，ER5356鋁鎂合金焊絲在焊接過程中Mg和Zn等元素?fù)]發(fā)氧化燒損嚴(yán)重而使接頭強(qiáng)度明顯低于母材強(qiáng)度，已不能滿足中高強(qiáng)鋁合金焊接接頭高強(qiáng)度的要求，尤其是對(duì)于厚板焊接和焊接以后不能進(jìn)行熱處理的大型部件。焊縫強(qiáng)度可通過提高合金中的Mg含量而得以提高，同時(shí)延展性的損失也不大。然而，提高Al-Mg系合金焊絲中的Mg含量會(huì)引起耐蝕性的急劇降低。此外，隨著中高強(qiáng)度鋁合金性能的不斷改善和連接部件可靠性要求的提高，傳統(tǒng)的Al-Mg系合金焊絲如ER5356已不能滿足中高強(qiáng)度鋁合金焊接接頭的強(qiáng)度要求，迫切需要抗熱裂和抗應(yīng)力腐蝕性能更佳的高強(qiáng)度鋁合金焊絲，以滿足更多工程部件的連接強(qiáng)度與可靠性需要。
[0004]近年來許多學(xué)者對(duì)In在鋁及鋁合金的作用進(jìn)行了研究。In的表面能較小，在鋁合金焊料中加入In可以使其表面能降低，有利于焊料的流動(dòng)，避免應(yīng)力集中和裂縫，改善合金的焊接性能；In的熔融熱較小(28.6J/g)，可以減小焊接過程的熱裂敏感性；然而，若加入In過量，將會(huì)造成在提高合金微細(xì)化強(qiáng)度和蠕變特性的同時(shí)，焊料表面易形成堅(jiān)固的氧化膜，使?jié)櫇裥源蟠蠼档汀n還能提高招合金的耐蝕性。將In加入Al-Cu-Mg中能明顯提高合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度。將In加入到Al-Mg-Si合金中，漫流面積與In含量呈正相關(guān)關(guān)系。Al-Mg系合金中晶界游離的Na引起合金中嚴(yán)重的高溫脆性，晶界中的In會(huì)與雜質(zhì)Na反應(yīng)生成類似1118他5化合物，降低晶界脆性，提高材料的強(qiáng)度。微量In的添加使Al-Cu-Li合金的屈服強(qiáng)度增加25%，到達(dá)時(shí)效峰值的時(shí)間縮短25%，時(shí)效24h后的強(qiáng)度值提尚70%。
[0005]由于In與A1形成溶混間隙，In在A1中的固溶度很小，溶質(zhì)分配系數(shù)K/1，凝固過程中發(fā)生溶質(zhì)再分配，出現(xiàn)成分過冷，使α (Α1)較易形核，而且凝固時(shí)In在結(jié)晶前沿造成極大的溶質(zhì)富集，促使枝晶形成縮頸，這樣就有利于枝晶熔斷、游離，使晶核增殖，從而使α (Α1)相細(xì)化；另一方面，Mg能固溶到In與A1形成的溶混間隙中，生成富In且富Mg相(HCP結(jié)構(gòu)，熔點(diǎn)為285°C )，可在大大提高M(jìn)g的固溶強(qiáng)化作用及減少焊接過程中Mg氧化燒損的同時(shí)，保證焊接過程中良好的潤濕性和鋪展性。但是人們目前還沒有開發(fā)出將In作為主要添加元素的Al-Mg-1n系焊絲。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0006]本發(fā)明的目的是提供一種Al-Mg-1n系焊絲及其制備方法。
[0007]本發(fā)明解決上述技術(shù)問題的技術(shù)方案如下:
[0008]1.一種Al-Mg-1n系焊絲，其組成成分的重量百分?jǐn)?shù)為Mg:4.0%?6.5%、In:
0.15%?1.0%Xe:0.1%?0.4%、Mn:0.4%?1.2%、T1:0.05%?0.15%、Si 彡 0.3%、Fe ( 0.2%、Na ( 0.0015%，余量為 Al。
[0009]2.一種Al-Mg-1n系焊絲的制備方法，操作步驟如下:
[0010](1)原材料配制:
[0011]基體元素A1以純度為99.7%的形式加入；合金元素的加入方式為:Mg和Ce以純度為99.9%的形式加入，In以純度為99.99%的形式加入，Ti以Al_5Ti_B的形式加入，Μη以Α1-10Μη中間合金的形式加入;按質(zhì)量百分?jǐn)?shù)為Mg:4.0%?6.5%、In:0.15%?1.0%、Ce:0.1 % ?0.4 %、Μη:0.4 % ?1.2 %、Ti 0.05 % ?0.15 %、Si 彡 0.3 %、Fe 彡 0.2 %、Na ( 0.0015%，余量為A1配制。
[0012](2)合金熔煉:
[0013]采用中頻感應(yīng)電阻爐熔煉，將鋁錠和Al-10Mn中間合金一次入爐熔煉，熔煉溫度為720?760°C，熔體軟塌后加覆蓋劑保護(hù)，所述覆蓋劑配方按重量百分?jǐn)?shù)為CaF212%，MgCl271%,MgF217% (或CaCl217% )，保溫30min，攪拌熔體，使熔體內(nèi)部溫度和成分均勻；760°C時(shí)加入Ce ;700°C加入Mg和650°C?700°C加入In ;升溫到760°C后用0:16精煉，降溫到720°C后熔體靜置20min再扒渣，加入鋁鈦硼中間合金，扒渣后澆鑄成鑄錠合金。
[0014](3)均勻化退火:
[0015]將步驟(2)得到的鑄錠合金，進(jìn)行均勻化退火，退火溫度為450?480°C，保溫時(shí)間為12?20小時(shí)。
[0016](4)熱擠壓:
[0017]將步驟(3)得到退火后的鋁合金鑄錠切頭銑面后進(jìn)行熱擠壓，擠壓溫度為380?450°C，擠壓比為15?80，得到桿材毛料，擠壓后坯料尺寸為Φ 10mm。
[0018](5)拉拔:
[0019]將步驟(4)得到的Φ 10mm桿材毛料進(jìn)行多次拉拔到規(guī)格尺寸的成品焊絲，拉拔配模為Φ 10mm還料一Φ 8.0mm — Φ 5.5mm — Φ 3.0mm — Φ 1.6mm的成品焊絲；在拉拔過程中可進(jìn)行多道次退火，退火溫度為370?420°C，保溫時(shí)間1.0?6.0小時(shí)。然后經(jīng)精刮、拋光、清洗、烘干、精繞上盤，得到高性能Al-Mg-1n系焊絲。
[0020]上述步驟⑵中熔體中不能加含Na元素的溶劑，避免鋁合金發(fā)生Na脆。
[0021]本發(fā)明焊絲中加入合適的Mg、In、Ce、Μη和Ti等合金元素，其具體作用為:
[0022]Mg是Al-Mg系合金中主要的強(qiáng)化元素，鎂從l.0wt.%增至6.0wt.%時(shí)，強(qiáng)度提高最明顯。成分范圍內(nèi)，焊接接頭強(qiáng)度與Mg含量呈正相關(guān)關(guān)系，通常高含量的Mg通過固溶強(qiáng)化使焊接接頭的強(qiáng)度提高。Mg含量太低不能使焊縫達(dá)到需要的強(qiáng)度，而Mg加入量超過
6.5wt.%，制造焊絲時(shí)會(huì)非常困難，且生成的AlsMgjg會(huì)造成焊接接頭的晶間腐蝕和應(yīng)力腐蝕加劇。為兼顧可制造性和強(qiáng)度，優(yōu)選Mg含量為4.0wt.%?6.5wt.%。
[0023]In:In的表面能較小，在鋁合金焊料中加入In可以使其表面能降低，有利于焊料的流動(dòng)，改善合金的焊接性能，減小焊后產(chǎn)生裂紋的傾向。若加入In過量，將會(huì)造成在提高合金微細(xì)化強(qiáng)度和蠕變特性的同時(shí)，焊料表面易形成堅(jiān)固的氧化膜，使?jié)櫇裥源蟠蠼档汀Ｔ贏l-Cu-Mg中添加0.5wt.%，合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度提高。在Al-Mg-Si合金中，ff(In)<0.027wt.%，漫流面積與In含量呈正相關(guān)關(guān)系；W(In)>0.027wt.%，漫流面積與In含量成負(fù)相關(guān)關(guān)系，優(yōu)選In添加量為0.15wt.%?l.0wt.%。
[0024]Μη是基本添加元素，與Mg相匹配，Μη可提高焊接接頭的強(qiáng)度，通過減少熱收縮改善焊接性。且Μη能阻止鋁合金的再結(jié)晶過程，提高再結(jié)晶溫度，阻礙晶粒長(zhǎng)大，能顯著細(xì)化再結(jié)晶晶粒。Μη能通過Α16Μη溶解雜質(zhì)Fe，使鋁合金中針狀和片狀含F(xiàn)e化合物改變形狀，并降低脆性，減小Fe的有害影響，Μη還能減少應(yīng)力腐蝕敏感性。加Μη能使含Mg相分布均勾ο低于0.4wt.%的Μη含量不能提供足夠強(qiáng)度的焊接接頭；而Μη含量超過1.2wt.%，拉絲原料的制造會(huì)非常困難。因此在實(shí)際使用中為了減少AlsMg5的有害影響，加入1.2wt.%以下的Μη起補(bǔ)充強(qiáng)化作用，比等量的Mg效果更好。為保證強(qiáng)度，優(yōu)選Μη含量為0.4wt.0/o?
1.2wt.%
[0025]Ce的原子半徑較大，不溶于Al，Ce與0的親和力大于A1與0的親和力，可還原A1203，減少氧化膜夾雜；Ce與Η有較強(qiáng)的化學(xué)親和力，以及Ce可以大量吸附和溶解H，當(dāng)加入的Ce遇到鋁液中的氫時(shí)，能迅速形成穩(wěn)定的CeH2，起到消除雜質(zhì)元素的作用。Ce是表面活性極強(qiáng)的元素，可以強(qiáng)烈降低液體金屬的表面張力，提高鋪展性，改善焊接工藝性能。然而，在凝固過程中，當(dāng)液固界面前沿的Ce含量超過一定量時(shí)，除了生成共晶相以外，還可能與其他元素生成粗大化合物。絕大部分Ce富集于枝晶間的第二相中，隨著Ce含量的增加，第二相逐漸增多，且合金中出現(xiàn)較多球狀相，Ce含量進(jìn)一步增加時(shí)，第二相化合物明顯增多，其形狀也由長(zhǎng)條狀變?yōu)槎檀止趋罓?，球狀相也進(jìn)一步增多。綜上所述，優(yōu)選Ce的添加量為 0.lwt.% ?0.4wt.% ο
[0026]Ti與A1生成Al3Ti，阻礙晶粒長(zhǎng)大，顯著細(xì)化晶粒，提高合金的強(qiáng)度。
[0027]本發(fā)明的鋁合金焊絲具有如下優(yōu)點(diǎn):
[0028]1本焊絲合金冶煉工藝易于實(shí)現(xiàn)，焊絲拉拔性能優(yōu)良，可滿足機(jī)車車廂、化工壓力容器、造船、航空等行業(yè)的焊接技術(shù)要求；
[0029]2本發(fā)明中Mg、Μη元素的添加促進(jìn)了鋁基體的固溶強(qiáng)化，形成了 Al、Mn、In和Ce等多元復(fù)合粒子，改善了焊接過程的潤濕性，有效提高了焊縫金屬的強(qiáng)度；
[0030]3特殊工藝的控制，以降低Mg含量在熔煉過程的燒損，提高了強(qiáng)度和韌性。
[0031]采用本發(fā)明的Al-Mg-1n系合金，鑄態(tài)性能明顯提高:
[0032](1)鑄態(tài)組織明顯細(xì)化，枝晶網(wǎng)稀疏；
[0033](2)鑄態(tài)室溫抗拉強(qiáng)度明顯提高，抗拉強(qiáng)度為240?290MPa。與同條件下不含In的Al-Mg鑄態(tài)合金相比，抗拉強(qiáng)度提高50?lOOMPa。