專利名稱：一種提高低鈧Al-Mg合金力學性能的加工工藝的制作方法
技術領域：
本發(fā)明涉及Al-Mg-Sc合金領域，具體說是設計一種提高低鈧Al-Mg合金力學性能的加工工藝。
背景技術：
含鈧的Al-Mg合金由于強度高、韌塑性好、耐蝕性能和焊接性能優(yōu)異，在科學研究和工程應用領域中受到重視。俄羅斯已經開發(fā)出一系列含Sc的商用Al-Mg合金,如01515、01523,01545及01570等。在這些商用合金中，添加Sc可以起到以下三個方面的作用一是在凝固過程中形成初生Al3 (Sc，Zr)相將原始鑄態(tài)晶粒細化至40 60微米左右；二是通過后續(xù)熱加工和熱處理中析出的納米級Al3(Sc，Zr)相來強化合金；三是由于Al3(Sc，Zr)相顆 粒對位錯的強烈釘扎作用，減緩了合金在穩(wěn)定化退火過程中的回復及再結晶過程，保留了合金的亞結構強化。但是由于Sc的價格極其昂貴，使這類材料的應用受到了很大的限制。對Al-Mg-Sc合金，傳統(tǒng)的加工工藝為先將鑄錠進行均勻化退火，然后進行熱變形、中間退火及冷變形和最終的穩(wěn)定化退火。由于加工過程中合金要經過較高溫度的加工和熱處理，納米級Al3 (Sc，Zr)相將會發(fā)生粗化，這將對前面所述的強化作用造成影響。為保證合金最終的力學性能，Sc含量一般為0. 15 0. 3wt. %。如果不改變加工工藝而降低合金中Sc的含量，則合金的強度將會由于納米級Al3(Sc，Zr)析出相的數(shù)量減少而下降。通過前期的研究工作，發(fā)現(xiàn)冷變形后的低鈧Al-Mg合金經鹽浴退火可以發(fā)生再結晶，并且能得到細小的晶粒(已經申請專利，申請?zhí)枮?01210162715. 8)。但是，在該系合金中，細晶強化只是合金強化的一個方面。要使低鈧合金的性能達到商用Al-Mg-Sc合金的水平，還需要綜合考慮合金中的沉淀強化和亞結構強化。目前對于低鈧Al-Mg合金，尚未報道有合適的加工工藝能使其性能接近于商用Al-Mg-Sc合金。

發(fā)明內容
本發(fā)明的目的是提供一種提高低鈧Al-Mg合金力學性能的加工工藝，以克服該合金在傳統(tǒng)加工工藝條件下力學性能不足的缺點，使其達到普通商用Al-Mg-Sc合金力學性能的要求。為了彌補低鈧Al-Mg合金中因納米級Al3 (Sc，Zr)析出相數(shù)量減少而對合金的強度造成的不利影響，可以從下面幾個方面入手一是細化合金的晶粒尺寸；二是減小合金中納米級Al3(Sc，Zr)析出相的尺寸，使其沉淀強化作用增強；三是減小合金中亞結構的尺寸，增強亞結構強化作用的效果。為了實現(xiàn)上述目的，本發(fā)明提供了一種提高低鈧Al-Mg合金力學性能的加工工藝，其特征在于，具體工藝步驟如下I)在室溫對鑄錠進行冷軋，變形量不小于70% ；2)在300 450°C溫度區(qū)間內對經過步驟I)處理的合金進行20秒 5分鐘的鹽浴退火；3)對經鹽浴退火的合金在275 325°C溫度下進行12小時 36小時時效；
4)在室溫進行50% 70%冷軋；5)在300 350°C溫度下退火0. 5 I小時。本發(fā)明提供的提高低鈧Al-Mg合金力學性能的加工工藝，所述步驟I)中鑄錠為低鈧Al-Mg合金，按元素質量百分比計，該合金的化學成分如下鎂4. 5-6. 0 % ；錳:0. 30-0. 60% M :0. 05-0. 12% ;鋯0. 05-0. 15% ;余量為鋁和不可避免的雜質。相比于傳統(tǒng)的加工工藝(先熱軋，中間退火，再冷軋并進行最后的穩(wěn)定化退火)，本發(fā)明提供的加工工藝可以大幅提高合金的強度，而基本不降低塑性。其工作原理為本發(fā)明對于過飽和低鈧Al-Mg合金鑄錠，冷變形后在鹽浴中進行短時間退火處理，可以使合金發(fā)生部分及全部回復和再結晶，而無納米級Al3(Sc，Zr)相析出。這是因為合金在一定的變形量時，當加熱速度足夠快，退火溫度足夠高時，回復及再結晶過程可以在析出相析出之前完成。再結晶的發(fā)生可以細化晶粒，不僅有利于合金強度的提高，而且也有利于合金后續(xù)的加工變形。低溫峰值時效處理后析出的Al3(Sc，Z相，其強化效果可以達到最佳，有利于穩(wěn)定合金中的亞結構，從而更好的強化合金。選用低鈧含量的Al-Mg合金。低鈧含量指的是該合金中鈧含量為
0.05-0. 12wt. %。之所以將鈧含量選擇在這個范圍內，是因為當鈧含量過高時,一方面,合金在凝固過程中會直接析出初生Al3 (Sc, Zr)相,這會消耗寶貴的Sc元素；另一方面，凝固后鑄錠中固溶的Sc含量過高，在鹽浴退火時，納米級Al3 (Sc，Zr)相析出的速度會加快，而這些析出相對位錯有著強烈的釘扎作用，不利于回復及再結晶的進行。本發(fā)明的優(yōu)點在于通過控制納米級Al3 (Sc, Zr)相、晶粒及亞晶的尺寸,可以使低鈧Al-Mg合金的力學性能有較大幅度的提高，基本達到普通商用Al-Mg-Sc合金的力學性能。


圖I為Al-5. 3Mg-0. 5Mn-0. 09Sc_0. 07Zr (質量百分數(shù))合金鑄態(tài)組織(光學顯微鏡 50X)；圖2為實施例I中合金最后的晶粒形狀及大小(光學顯微鏡500 X )；圖3為實施例I中合金最后的透射照片中亞晶形貌；圖4為實施例I中合金最后的透射照片中A13(Sc, Zr)相形貌及大小；圖5為實施例2中合金最后的晶粒形狀及大小(光學顯微鏡500X );圖6為實施例2中合金最后的透射照片中亞晶形貌；圖7為實施例2中合金最后的透射照片中A13(Sc, Zr)相形貌及大??；圖8為對比例I中合金最后的晶粒形狀及大小(光學顯微鏡500X )；圖9為對比例I中合金最后的透射照片中亞晶形貌；圖10為對比例I中合金最后的透射照片中A13(Sc, Zr)相形貌及大小。
具體實施例方式本發(fā)明的實施例是以30mm厚Al-Mg-Sc合金金屬型鑄坯為原料，其金相組織見圖
1。通過本加工工藝，合金的力學性能明顯比傳統(tǒng)加工工藝要高(見表I中對比例1，對比例、2)，基本達到商用Al-Mg-Sc合金的性能(對比例3)。以下實施例將對本發(fā)明予以進一步的說明，但并不因此而限制本發(fā)明。實施例I將30_厚Al-5. 3Mg-0. 5Mn_0. 09Sc_0. 07Zr(質量百分數(shù)，以下同)鑄坯在室溫下冷軋變形90%至3mm厚。在300°C鹽浴中退火5min后繼續(xù)在300°C空氣電阻爐中退火36h，取出空冷。冷軋50%至I. 5mm，隨后在350°C空氣電阻爐中退火lh，取出空冷。此時板材中的晶粒沿軋制方向拉長，沿垂直軋制方向晶粒尺寸約為2 4pm (圖2)，亞晶尺寸約為0. 15 0. 20iim (圖3)，Al3(Sc，Zr)析出相尺寸約為10 15nm (圖4)。沿軋制方向合金的力學性能為抗拉強度O b約為410MPa，屈服強度O s約為315MPa，延伸率約14%。實施例2
對30mm厚Al-5. 3Mg_0. 5Mn_0. 09Sc_0. 07Zr鑄坯，將鹽浴退火處理變?yōu)樵?50°C鹽浴中退火3. 5min，其他處理過程同實施例I。最終處理后的組織形貌見圖5 7。沿軋制方向晶粒尺寸約為8 15 iim，垂直軋制方向晶粒尺寸約為2 4iim (圖5);亞晶尺寸約為
0.35 0. 45iim (圖6) ;A13(Sc，Zr)析出相尺寸約為10 15nm (圖7)。沿軋制方向合金的力學性能為抗拉強度O b約為410MPa，屈服強度O s約為300MPa，延伸率約16%。實施例3將30_ 厚 Al-5. 5Mg-0. 5Mn_0. 09Sc_0. 09Zr 鑄坯在室溫下冷軋變形 70% 至 9mm 厚。在400°C鹽浴中退火Imin后繼續(xù)在325°C空氣電阻爐中退火12h，取出空冷。冷軋67%至3_，隨后在350°C空氣電阻爐中退火lh，取出空冷。沿軋制方向合金的力學性能為抗拉強度O b約為420MPa,屈服強度O s約為320MPa,延伸率約15. 5%。實施例4對30mm厚Al-5. 5Mg_0. 5Mn_0. 09Sc-0. 09Zr鑄坯，將鹽浴退火處理變?yōu)樵?50°C鹽浴中退火25s，其他處理過程同實施例3。最終處理后，沿軋制方向合金的力學性能為抗拉強度O b約為405MPa,屈服強度O s約為305MPa,延伸率約19%。實施例5將30_ 厚 Al-5. 6Mg-0. 5Mn_0. 05Sc_0. 06Zr 鑄坯在室溫下冷軋變形 70% 至 9mm 厚。在400°C鹽浴中退火Imin后繼續(xù)在275°C空氣電阻爐中退火24h，取出空冷。冷軋67%至3_，隨后在350°C空氣電阻爐中退火lh，取出空冷。沿軋制方向合金的力學性能為抗拉強度O b約為405MPa,屈服強度O s約為300MPa,延伸率約17%。實施例6對30mm厚Al-5. 6Mg_0. 5Mn_0. 05Sc_0. 06Zr鑄坯，將鹽浴退火處理變?yōu)樵?50°C鹽浴中退火20s，其他處理過程同實施例5。最終處理后，沿軋制方向合金的力學性能為抗拉強度O b約為395MPa，屈服強度o s約為285MPa,延伸率約22%。實施例7將30_ 厚 Al-5. 2Mg-0. 3Mn_0. 08Sc-0. 05Zr 鑄坯在室溫下冷軋變形 90% 至 3mm 厚。在350°C鹽浴中退火Imin后繼續(xù)在325°C空氣電阻爐中退火12h，取出空冷。冷軋50%至
1.5_，隨后在300°C空氣電阻爐中退火0. 5h，取出空冷。沿軋制方向合金的力學性能為抗拉強度O b約為405MPa,屈服強度O s約為300MPa,延伸率約14%。對比例I
將30mm 厚 Al-5. 3Mg-0. 5Mn_0. 09Sc-0. 07Zr 鑄坯在 350°C退火 10h，然后在 420°C熱軋至3mm。在400°C保溫Ih后冷軋至I. 5mm厚,然后在350°C退火lh。此時板材沿垂直軋制方向晶粒尺寸約為8 15iim (圖8)，亞晶尺寸約為0. 35 0.45 (圖9)，A13 (Sc，Zr)析出相尺寸約為25 50nm (圖10)。沿軋制方向合金的力學性能為抗拉強度ob約為395MPa，屈服強度O s約為275MPa，延伸率約16%。對比例2將30mm 厚 Al-5. 3Mg_0. 5Mn_0. 09Sc-0. 07Zr 鑄坯在 350°C退火 10h，然后在 420°C熱軋至6mm。在400°C保溫Ih后冷軋至3mm厚,然后在350°C退火lh。此時板材沿軋制方向合金的力學性能為抗拉強度O b約為395MPa，屈服強度O s約為275MPa，延伸率約19%。對比例3將30mm 厚 Al-5. 4Mg_0. 5Mn_0. 23Sc_0. 13Zr 鑄坯在 350°C退火 10h，然后在 420°C熱軋至6mm。在400°C保溫Ih后冷軋至3mm厚,然后在350°C退火lh。此時板材沿軋制方向合金的力學性能為抗拉強度O b約為445MPa，屈服強度O s約為325MPa，延伸率約14%。表I合金的力學性能
權利要求
1.一種提高低鈧Al-Mg合金力學性能的加工工藝,其特征在于,具體工藝步驟如下 1)在室溫下對鑄錠進行冷軋，變形量不小于70%； 2)在300 450°C溫度區(qū)間內對經過步驟I)處理的合金進行20秒 5分鐘的鹽浴退火； 3)對經鹽浴退火的合金在275 325°C溫度下進行12小時 36小時時效； 4)在室溫下進行50% 70%冷軋； 5)在300 350°C溫度下退火0.5 I小時。
2.按照權利要求I所述提高低鈧Al-Mg合金再結晶與沉淀相析出的工藝，其特征在 于所述步驟I)中鑄錠為低鈧Al-Mg合金，按元素質量百分比計，該合金的化學成分如下鎂:4. 5-6. 0% M 0. 30-0. 60% ;鈧:0. 05-0. 12% ;鋯:0. 05-0. 15% ;余量為鋁和不可避免的雜質。
全文摘要
本發(fā)明提供了一種提高低鈧Al-Mg合金力學性能的加工工藝。對低鈧Al-Mg合金鑄錠在室溫下進行冷軋，變形量不小于70%。然后在300~450℃的鹽浴中退火20秒～5分鐘。取出后在275～325℃空氣電阻爐中進行12小時～36小時時效，然后進行50%～70%冷軋并在300～350℃退火0.5～1小時。相比于傳統(tǒng)的加工工藝(先熱軋，中間退火，再冷軋并進行最后的穩(wěn)定化退火)，本工藝可以大幅提高合金的強度，而基本不降低塑性。本發(fā)明所適用的低鈧Al-Mg合金成分范圍為，按元素質量百分比計，鎂:4.5－6.0％；錳:0.30－0.60％；鈧:0.05－0.12％；鋯:0.05－0.15％；余量為鋁和不可避免的雜質。
文檔編號C22F1/047GK102747310SQ201210240100
公開日2012年10月24日 申請日期2012年7月12日 優(yōu)先權日2012年7月12日
發(fā)明者吳成義, 戎利建, 楊文 , 閆德勝 申請人:中國科學院金屬研究所