一种Al-Mg-Mn-Si系合金及合金板带材和其制备方法与流程

本发明涉及材料
技术领域：
，尤其涉及合金
技术领域：
，特别涉及一种al-mg-mn-si系合金及其制造方法。
背景技术：
：铝合金是以铝为基础加入其他元素组成的合金，是结构工程中最常用的材料，具有比重小、传热性好、导电性好、环保、可回收循环利用，被广泛应用于3c、汽车交通运输，家居、航空航天、化工、火箭等各个领域。在铝合金中，多层铝合金复合材料被广泛地应用于热交换器系统中，如汽车散热器、中冷器，空调冷凝器以及蒸发器等。为了满足钎焊工艺的需要，这种多层铝合金的钎焊层一般为高硅含量的4系铝合金，例如aa4343，aa4045，硅含量在7.0～11wt％之间，钎焊层的厚度一般为10～20wt％的复合材料厚度。芯层合金多为aa3003或其改良合金，合金中锰元素的含量在1.0～1.5wt％之间，芯层合金厚度占复合材料厚度的80％左右。而且，随着热交换领域对钎焊用多层铝合金复合材料的需求不断扩大，仅中国铝合金复合材料的年产量已经超过20万吨，但在这些材料生产过程中会产生大量复合废料，这些废铝的特点是含有较高含量的硅(≥1％)及锰元素(≥1％)，同时也含有一定量的铁、铜、镁、锌等元素，难以作为返回料生产现有标准成分的各类铝合金，回收利用的效率低下，同时大量堆积对环境也会产生不利的影响。目前现有技术中例如cn105420555a，cn104789825a及cn103343268a均为铸造铝合金及其制备方法的技术方案，无法作为变形铝合金轧制成板带材使用。因此，需要开发一种新的铝合金板带材，能够在利用废铝的同时得到具有优良的性能及广泛的应用前景的铝合金。技术实现要素：鉴于现有技术中存在的问题，本发明提供一种al-mg-mn-si系合金，所述合金可采用高硅(≥1％)高锰(≥1％)废料废铝为原材料，以解决热交换领域铝合金废料回收的问题；通过开发具体高硅高锰特色的新型合金配方体系，并严格控制合金杂质元素，能够得到力学性能优良的铝合金，在多个应用领域可替代aa5052合金使用；成本低，应用前景广阔。为达此目的，本发明采用以下技术方案：第一方面，本发明提供一种al-mg-mn-si系合金，所述合金按质量份数含有si:0.8～1.5％，fe:0.2～0.6％，mn:0.9～1.5％，mg:1.9～3.0％；所述合金中fe和mn的元素总含量≤1.8％；所述合金允许含有如下质量份数的杂质元素cu≤0.50％，zn≤1.0％，ti≤0.1％；所述合金还含有其他杂质元素，每个杂质元素含量≤0.05％，其他杂质元素总含量≤0.15％，余量为al；。本发明提供的al-mg-mn-si系合金，所述合金通过严格控制合金中元素的组成，能够得到与aa5052合金相当性能的合金，在多个应用领域可替代aa5052合金使用，应用前景广阔。本发明中所述si、mn元素既可以来自纯单质元素或其他合金提供的元素，也可为热交换领域多层合金废料中的元素。本发明有关含量的百分含量如无特殊说明均为质量百分含量。本发明中si元素限定在0.8～1.5％的目的是一方面在利用废铝为原料时，提高铝废料的利用率，另一方面综合考虑高si含量配方下确保材料具备满足要求的性能；其中，高si含量会导致固溶强化型的铝合金力学性能恶化与提升si含量以降低合金原料成本成为矛盾，本发明采用加入mg元素的方式，和si元素形成mg2si相，发现在一定含量范围内的复配，可大大降低了si在合金中的有害影响，然当si元素的含量高于1.5％时，难以通过mg元素的添加来降低si导致的性能恶化。因此，将si元素限定在0.8～1.5％，有利于废料的快速消耗的同时，能够使si元素与mg元素复配产生协同作用得到性能优良的合金。铝合金中mn和fe元素的总含量≤1.8％，在此范围内，能够有效细化晶粒，合金的性能显著改善。本发明fe元素的加入使合金中形成适量的al6(mnfe)相，起到提高合金再结晶温度及细化晶粒的作用。通过将fe元素限定在0.2～0.6％，避免合金在铸造过程中形成粗大的初生相，造成合金性能恶化，同时生成合适量的al6(mnfe)相，达到细化晶粒的作用。当fe元素小于0.2％时，形成的al6(mnfe)相过少，当fe元素大于0.6％时，会导致合金在铸造过程中形成脆性相，造成合金性能恶化。本发明mn元素含量控制在0.9～1.5％以内的目的是：一方面可以大量利用合金废料生产，另一方面需要考量高mn含量下，导致的初生相粗大；在合金体系中mn元素和fe元素的联合作用可以在合金中形成细小的弥散相，抑制合金的再结晶行为，细化晶粒效果更为明显，显著提高合金的强度；这是对合金体系进一步的强度补充，以弥补硅含量在0.8～1.5％导致的性能损失。本发明中mg元素限定在1.9～3.0％，是能够提高合金强度，增强合金加工硬化性能的关键元素，足量的mg元素固溶在基体中，对合金有固溶强化及加工硬化的作用，当mg元素<1.9％时，合金的抗拉强度降低，同时加工硬化指数减小，合金产品的成型能力显著降低；当mg元素大于3％时，mg元素在基体内的大量固溶，会降低mn及fe元素的固溶度，导致合金中粗大相的产生，显著降低合金塑性；因此，mg元素限定在1.9～3.0％，不仅有利于提高合金的抗拉强度，增大加工硬化指数，提高合金产品的成型能力；而且能够避免mg元素在基体内的大量固溶导致降低mn及fe元素的固溶度的问题，从而减小了合金中粗大相的产生，显著提高了合金塑性。本发明中允许含有一定量的杂质元素，其中cu、zn、ti为常见杂质元素，在本发明合金中为非必要添加的元素，控制cu≤0.5％，zn≤1.0％，ti≤0.1％；对于其他杂质元素的控制要求为，每个杂质元素含量≤0.05％，其他杂质元素总含量≤0.15％；该范围内对本合金体系的性能不会产生明显的影响；当cu、zn或ti及其他杂质元素含量过高时，会影响mg-si，fe-mn的联合作用效果。优选地，所述合金中si和mg的元素含量符合关系式：(mg％－1.73×si％)≥0.5％，其中mg％表示mg在合金中的元素含量，si％表示si在合金中的元素含量。本发明中所述合金中si和mg的元素含量符合关系式：(mg％－1.73×si％)≥0.5％时，一部分的mg和si结合，形成mg2si相，保证有剩余的mg对合金起到固溶强化作用，该范围下显示出优异的强化效果，得到的合金性能更佳。第二方面，本发明提供一种al-mg-mn-si系合金板带材，所述合金板带材包括第一方面所述的al-mg-mn-si系合金。本发明的合金板带材采用第一方面所述的al-mg-mn-si系合金制成，力学性能优良，应用前景广阔。第三方面，本发明提供第二方面所述的al-mg-mn-si系合金板带材的制备方法，所述制备方法包括如下步骤：(1)按照al-mg-mn-si系合金的组成进行配料；(2)将步骤(1)所述配料熔铸，得到铸锭；(3)步骤(2)所述铸锭依次经加热保温、热轧、一次冷轧、中间退火和二次冷轧，获得合金带材成品；或者，步骤(2)所述铸锭依次经加热保温、热轧、一次冷轧和最终退火，获得合金板带材成品。本发明提供的合金板带材的制备方法流程简单，操作方便，且能够制得性能媲美aa5052的合金板带材。优选地，步骤(2)所述铸锭不进行高温均质化处理。本发明提供的合金板带材的制备方法与进行高温均质化处理常规高锰或高镁合金制备板带材相比，对铸锭进行铣面后不进行高温均质化处理，而是仅按照步骤(3)进行加热保温后热轧。当进行550℃以上高温均质化热处理或不合适的加热工艺时，会造成合金中al6mn相大量析出，并促进mg2si相的粗化析出，对合金的塑性及成型能力造成不利的影响；不进行550℃以上均质化处理而是仅采用步骤(3)的加热保温工艺下，使铸锭中析出大小合适(≤1μm)，均匀分布的弥散相，对提高合金板带产品的力学性能有非常重要的作用。优选地，步骤(1)中所述配料的原料包括热传输领域的废铝。本发明所述合金板带材的制备原料优选包括废铝，这是因为铝合金复合材料生产过程中会产生大量复合废料，这些废铝的特点是含有较高含量的硅(≥1％)及锰元素(≥1％)，同时也含有一定量的铁、铜、镁、锌等元素，难以作为返回料生产现有标准成分的各类铝合金，回收利用的效率低下，同时大量堆积对环境也会产生不利的影响，优选采用废铝不仅能够缓解环境问题，而且能够变废为宝，实现资源化利用。步骤(2)中所述熔铸是指将步骤(1)所述配料进行熔炼、精炼和铸造，得到铸锭，并对铸锭进行切头尾及铣面处理。本发明对所述熔炼、精炼和铸造、切割、洗面过程没有限制，可采用本领域技术人员熟知的任何方式进行。步骤(3)中所述加热保温的温度为460～500℃，保温时间1～10h；优选为460～480℃，保温时间1～5h。在该温度范围内，能够使铸锭中析出大小合适(≤1μm)，均匀分布的弥散相，提高最终合金板带材的力学性能。本发明优选加热保温的温度为460～500℃，在该温度范围内，能够使铸锭中析出大小合适(≤1μm)，均匀分布的弥散相，提高最终合金板带材的力学性能。步骤(3)中所述加热保温的温度为460～500℃，例如可以是460℃、465℃、469℃、474℃、478℃、483℃、487℃、492℃、496℃或500℃等，但不限于所列举的数值，该范围内其他未列举的数值同样适用。所述加热保温的时间为1～10h，例如可以是1h、2h、3h、4h、5h、6h、7h、8h、9h或10h等，但不限于所列举的数值，该范围内其他未列举的数值同样适用。步骤(3)中所述铸锭热轧至变形量≥90％，热轧后进行变形量为75～90％的一次冷轧，然后在350～400℃进行60～120min的中间退火处理，最后进行变形量为80～90％的二次冷轧加工硬化变形，获得h19状态的铝合金带材；所述铝合金带材的厚度为0.1～0.25mm。或者，步骤(3)中所述铸锭热轧至变形量≥90％，然后进行变形量为75～90％的一次冷轧加工硬化变形；然后进行340～360℃下保温90～120min的最终退火处理，获得h22状态的铝合金板带材；所述铝合金板带材的厚度为0.8～3mm。所述铝合金板带材为铝合金带材h19时，步骤(3)中将铸锭进行变形量≥90％的热轧，所述变形量例如可以是，例如可以是90％、92％、93％、94％、95％、96％、97％、98％、99％或99.5％等，但不限于所列举的数值，该范围内其他未列举的数值同样适用。所述铝合金板带材为铝合金带材h19时，所述一次冷轧是指将热轧后初品进行变形量75～90％的冷轧。所述冷轧的变形量例如可以是75％、77％、79％、80％、82％、84％、85％、87％、89％或90％等，但不限于所列举的数值，该范围内其他未列举的数值同样适用。所述铝合金板带材为铝合金带材h19时，所述中间退火处理的温度为350～400℃，例如可以是350℃、356℃、362℃、367℃、373℃、378℃、384℃、389℃、395℃或400℃等，但不限于所列举的数值，该范围内其他未列举的数值同样适用。所述中间退火处理的时间为60～120min，例如可以是60min、67min、74min、80min、87min、94min、100min、107min、114min或120min等，但不限于所列举的数值，该范围内其他未列举的数值同样适用。所述铝合金板带材为铝合金带材h19时，所述二次冷轧的变形量例如可以是，例如可以是80％、82％、83％、84％、85％、86％、87％、88％、89％或90％等，但不限于所列举的数值，该范围内其他未列举的数值同样适用。所述铝合金板带材为铝合金板带材h22时，步骤(3)中将铸锭进行变形量≥90％的热轧。所述热轧的变形量例如可以是90％、92％、93％、94％、95％、96％、97％、98％、99％或99.5％等，但不限于所列举的数值，该范围内其他未列举的数值同样适用。所述冷轧后进行最终退火处理。所述最终退火处理的温度为340～360℃，例如可以是340℃、343℃、345℃、347℃、349℃、352℃、354℃、356℃、358℃或360℃等，但不限于所列举的数值，该范围内其他未列举的数值同样适用。所述最终退火处理的时间为90～120min，例如可以是90min、94min、97min、100min、104min、107min、110min、114min、117min或120min等，但不限于所列举的数值，该范围内其他未列举的数值同样适用。作为本发明优选的技术方案，所述制备方法包括如下步骤：(1)在配料中加入废铝，并计算按照al-mg-mn-si系合金的组成进行配料；(2)将步骤(1)所述配料进行熔炼、精炼和铸造，得到铸锭，将所述铸锭进行切割和铣面；(3)步骤(2)所述铣面后铸锭经460～500℃加热保温1～10h，将加热保温后的铸锭进行变形量≥90％的热轧，然后进行变形量为75～90％的一次冷轧，得到板带材初品；所述板带材初品经350～400℃进行中间退火处理60～120min后，进行变形量80～90％的二次冷轧加工硬化变形，得到厚度为0.1～0.25mm的h19状态的合金带材。作为本发明优选的技术方案，所述制备方法包括如下步骤：(1)在配料中加入废铝，并计算按照al-mg-mn-si系合金的组成进行配料；(2)将步骤(1)所述配料进行熔炼、精炼和铸造，得到铸锭，将所述铸锭进行切割和铣面；(3)步骤(2)所述铣面后铸锭经460～500℃加热保温1～10h，将加热保温后的铸锭进行变形量≥90％的热轧；将热轧后板带材初品进行变形量75～90％的一次冷轧加工硬化变形；一次冷轧后经340～360℃最终退火处理90～120min，得到厚度为0.8～3mm的h22状态的合金板带材。本发明制备的铝合金板带材，通过对合金元素及其成分的控制，以及对制造工艺的选择、参数的控制，进一步可利用了钎焊用多层铝合金废铝的元素成分特点，通过添加mg元素得到的合金板带材产品，与传统的aa5052合金相比，表现出优异的力学性能及成型能力。第四方面，本发明提供第二方面所述的al-mg-mn-si系合金板带材在建筑装饰领域和/或家居领域的用途。所述al-mg-mn-si系合金板带材在建筑装饰领域可用于制造铝合金幕墙板、室内装饰板等，在家居领域可用于制造百叶窗、铝合金家具以及各种铝合金箱包等产品。本发明提供的al-mg-mn-si系合金板带材力学性能优良，可较好的应用在各个领域中。与现有技术相比，本发明至少具有以下有益效果：(1)本发明提供的al-mg-mn-si系合金其熔炼过程可以使用大量的高硅高锰复合废铝生产，大大降低生产成本；(2)本发明提供的al-mg-mn-si系合金h19状态具有优异的力学性能，其抗拉强度rm≥330mpa，规定塑性延伸强度rp0.2≥320mpa，断后伸长率a50mm≥1.5％；(3)本发明提供的al-mg-mn-si系合金h22状态具有优异的力学性能及成型性，其拉伸抗拉强度rm≥220mpa，拉伸屈服强度rp0.2≥110mpa，断后伸长率a50mm≥15％，冲压杯突深度≥7mm。附图说明图1是本发明实施例7提供的al-mg-mn-si系合金板带材的晶粒形貌图。具体实施方式下面结合附图并通过具体实施方式来进一步说明本发明的技术方案。下面对本发明进一步详细说明。但下述的实例仅仅是本发明的简易例子，并不代表或限制本发明的权利保护范围，本发明的保护范围以权利要求书为准。实施例1～8实施例1～8分别提供一种al-mg-mn-si系合金，所述合金按质量份数的具体组成如表1所示。表1sifemnmgcuznti杂质al实施例10.80.470.92.60.310.280.03受控余量实施例21.50.61.22.50.490.890.03受控余量实施例31.050.21.082.350.320.140.06受控余量实施例41.170.211.52.50.460.550.03受控余量实施例50.980.531.21.90.290.530.02受控余量实施例61.290.41.1730.270.530.03受控余量实施例71.040.251.212.310.310.540.02受控余量实施例81.010.531.042.410.20.250.06受控余量实施例1～8中所述al-mg-mn-si系合金板带材的制备方法包括如下步骤：(1)实施例1-8以废铝、99.99％纯铝锭以及合金元素为原料制得所述的al-mg-mn-si系合金的组成见表1，并采用如下工艺制备板带材；(2)将步骤(1)所述原料进行熔炼、精炼和铸造，得到铸锭，将所述铸锭进行切割和铣面；(3)步骤(2)所述铣面后铸锭依次经加热保温、热轧和冷轧，获得合金板带材；其中，加热保温的温度为480℃，时间为2h；具体的，步骤(3)中所述加热保温后的铸锭热轧至变形量95％，热轧后进行变形量为83％的冷轧，然后在350℃进行120分钟的中间退火处理，最后进行变形量为81％的冷轧加工硬化变形，获得厚度为0.15mm的h19状态的铝合金带材，实施例1-8不同合金配方下分别获得带材x11～x18。或者，步骤(3)中所述加热保温后的铸锭热轧至变形量95％，然后进行变形量为83％的冷轧加工硬化变形，冷轧后经350℃退火处理120min，获得厚度为1mm的h22状态的合金板带材，实施例1-8不同合金配方下分别获得板带材x21～x28。如图1所示，其为实施例7制得的h22状态的al-mg-mn-si系合金板材的晶粒形貌图，其厚度为1mm，放大倍数100倍，从图中能够看出实施例7中晶粒均匀。对比例1与实施例8基本相同，不同之处仅在于含有0.68wt％的fe元素，分别制得两种状态的铝合金板带材，h19状态铝合金带材m11和h22状态铝合金板带材m21；从表2分析两者性能与实施例中x18、x28性能差异可知，x18的延伸强度、抗拉强度和断后伸长率均比m11高，x28的延伸强度、抗拉强度、断后伸长率和冲压杯突深度均比m21高，这是因为对比例1中铁元素含量过高，导致合金在铸造过程中形成了脆性相，造成了合金性能的恶化。对比例2与实施例8基本相同，不同之处仅在于含有0.97％的mg元素，分别制得两种状态的铝合金板带材，h19状态铝合金带材m12和h22状态铝合金板带材m22；分析两者性能与实施例x18、x28性能差异可知，m12的机械性能比x18的机械性能差，而m22的塑性延伸强度虽然比x28的塑性延伸强度高，但其抗拉强度仅为204.6mpa，断后伸长率也比x28显著降低，这是因为当足量的mg元素固溶在基体中时，对合金有固溶强化及加工硬化的作用，而mg元素含量过低时，合金的抗拉强度降低，同时加工硬化指数减小，合金产品的成型能力显著降低。对比例3与实施例8基本相同，不同之处仅在于含有0.55％的fe元素和1.33的mn元素，fe+mn含量为1.88％，分别制得两种状态的铝合金板带材，h19状态铝合金带材m13和h22状态铝合金板带材m23；分析两者性能与实施例x18、x28性能差异可知，m13的断后伸长率远低于x18，塑性延伸强度和抗拉强度也较x18差，m23较x28的塑性延伸强度有显著降低，这是因为对比例3中fe和mn的总含量超过1.8wt％，合金中生成粗大的初生相，对合金塑性造成不利影响。实施例9所述al-mg-mn-si系合金板带材的制备方法包括如下步骤：(1)按照实施例1所述的al-mg-mn-si系合金的组成进行配料，原料包括废铝、99.99％纯铝锭以及合金元素，不同之处在于采用如下工艺制备板带材；(2)将步骤(1)所述配料进行熔炼、精炼和铸造，得到铸锭，将所述铸锭进行切割和铣面；(3)步骤(2)所述铣面后铸锭依次经加热保温、热轧和冷轧，获得合金板带材；其中，加热保温的温度为460℃，时间为4h；具体的，步骤(3)中所述加热保温后的铸锭热轧至变形量90％，热轧后进行变形量为90％的冷轧，然后在400℃进行60分钟的中间退火处理，最后进行变形量为90％的冷轧加工硬化变形，获得厚度为0.1mm的h19状态的铝合金带材x19。或者，步骤(3)中所述加热保温后的铸锭热轧至变形量90％，然后进行变形量为90％的冷轧加工硬化变形，冷轧后经360℃退火处理90min，得到厚度为0.8mm的h22状态的合金板带材x29。实施例10所述al-mg-mn-si系合金板带材的制备方法包括如下步骤：(1)按照实施例1所述的al-mg-mn-si系合金的组成进行配料，原料包括废铝、99.99％纯铝锭以及合金元素，不同之处在于采用如下工艺制备板带材；(2)将步骤(1)所述配料进行熔炼、精炼和铸造，得到铸锭，将所述铸锭进行切割和铣面；(3)步骤(2)所述铣面后铸锭依次经加热保温、热轧和冷轧，获得合金板带材；其中，加热保温的温度为500℃，时间为1h；具体的，步骤(3)中所述加热保温后的铸锭热轧至变形量90％，热轧后进行变形量为90％的冷轧，然后在400℃进行60分钟的中间退火处理，最后进行变形量为90％的冷轧加工硬化变形，获得厚度为0.1mm的h19状态的铝合金带材x110。或者，步骤(3)中所述加热保温后的铸锭热轧至变形量90％，然后进行变形量为90％的冷轧加工硬化变形，冷轧后经360℃退火处理90min，得到厚度为0.8mm的h22状态的合金板带材x210。实施例11所述al-mg-mn-si系合金板带材的制备方法包括如下步骤：(1)按照实施例1所述的al-mg-mn-si系合金的组成进行配料，原料包括废铝、99.99％纯铝锭以及合金元素，不同之处在于采用如下工艺制备板带材；(2)将步骤(1)所述配料进行熔炼、精炼和铸造，得到铸锭，将所述铸锭进行切割和铣面；(3)步骤(2)所述铣面后铸锭依次经加热保温、热轧和冷轧，获得合金板带材；其中，加热保温的温度为470℃，时间为5h；具体的，步骤(3)中所述加热保温后的铸锭热轧至变形量96％，热轧后进行变形量为75％的冷轧，然后在370℃进行90分钟的中间退火处理，最后进行变形量为80％的冷轧加工硬化变形，获得厚度为0.25mm的h19状态的铝合金带材x111。或者，步骤(3)中所述加热保温后的铸锭热轧至变形量96％，然后进行变形量为75％的冷轧加工硬化变形，冷轧后经340℃退火处理100min，得到厚度为3mm的h22状态的合金板带材x211。实施例12所述al-mg-mn-si系合金板带材的制备方法包括如下步骤：(1)按照实施例1所述的al-mg-mn-si系合金的组成进行配料，原料包括废铝、99.99％纯铝锭以及合金元素，不同之处在于采用如下工艺制备板带材；(2)将步骤(1)所述配料进行熔炼、精炼和铸造，得到铸锭，将所述铸锭进行切割和铣面；(3)步骤(2)所述铣面后铸锭依次经加热保温、热轧和冷轧，获得合金板带材；其中，加热保温的温度为490℃，时间为10h；具体的，步骤(3)中所述加热保温后的铸锭热轧至变形量96％，热轧后进行变形量为75％的冷轧，然后在370℃进行90分钟的中间退火处理，最后进行变形量为80％的冷轧加工硬化变形，获得厚度为0.25mm的h19状态的铝合金带材x112。或者，步骤(3)中所述加热保温后的铸锭热轧至变形量96％，然后进行变形量为75％的冷轧加工硬化变形，冷轧后经340℃退火处理100min，得到厚度为3mm的h22状态的合金板带材x212。对比例4与实施例8基本相同，不同之处仅在于制备过程中，铸锭在加热保温前在550℃下进行均质化处理6h，分别制得两种状态的铝合金板带材，h19状态铝合金带材m14和h22状态铝合金板带材m24；分析两者性能与实施例x18、x28性能差异可知，m24和m14的塑性延伸强度和抗拉强度均大幅降低，且m14的断后伸长率仅为0.47％，较x18中断后伸长率2.4wt％下降显著，这是因为高温均质化热处理会造成合金中al6mn相大量析出，并促进mg2si相的粗化析出，对合金的塑性及成型能力造成不利的影响。以上性能测试方法如下：复合管料钎焊前机械性能测试：按照gb/t228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》公开的方法进行钎焊前机械性能测试，测试仪器为zwick万能材料试验机；测试指标为规定塑性延伸强度rp0.2、抗拉强度rm、断后伸长率a50mm。压杯突深度采用gb/t4156-2007标准进行测试，测试仪器为微机控制全自动杯突试验机。以上实施例和对比例的板带材合金测试性能如表2所示。表2综上所述，本发明提供的合金可采用废铝作为原料，具有低成本的优势，且通过严格控制合金中元素的组成，能够得到力学性能优良的铝合金，其中制得的h22状态的铝合金板带材的塑性延伸强度≥110mpa，抗拉强度≥220mpa，断后伸长率a50mm在15％以上，且冲压杯突深度≥7mm；h19状态的铝合金带材的塑性延伸强度≥320mpa，抗拉强度≥330mpa，断后伸长率a50mm在1.5％以上，在多个应用领域可替代aa5052合金使用，应用前景广阔。申请人声明，本发明通过上述实施例来说明本发明的详细结构特征，但本发明并不局限于上述详细结构特征，即不意味着本发明必须依赖上述详细结构特征才能实施。所属
技术领域：
的技术人员应该明了，对本发明的任何改进，对本发明所选用部件的等效替换以及辅助部件的增加、具体方式的选择等，均落在本发明的保护范围和公开范围之内。当前第1页1 2 3 

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