CN102433523B - 一种含Er铝镁合金板材的形变退火工艺 - Google Patents
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Abstract
一种含Er铝镁合金板材的形变退火工艺，属于有色金属技术领域。对于含Er铝镁合金热轧板，在350℃进行2h再结晶退火，然后将铝板热轧，给最终成品板预留下55-80％的冷变形量，再在350℃进行2h中间退火；将中间退火后的铝板冷轧到成品板厚，变形量为55-80％，最后进行120-220℃稳定化退火，退火时间1-3h。通过Er的添加在基体中析出细小弥散的Al3Er粒子，增强应变强化的效果，通过控制β相(Mg2Al3)的析出位置和形态，从而获得强度较高且稳定，晶间腐蚀性能良好的含Er铝镁合金板材。
Description
技术领域
本发明属于有色金属技术领域，具体涉及含Er铝镁合金板材的冷变形及稳定化退火方法。
背景技术
文献调查结果表明，Al-Mg系铝合金由于质轻，耐蚀，切削加工性能、焊接性能优异，在汽车，船舶领域应用广泛。由于不能进行热处理强化，主要通过应变强化，固溶强化以及第二相强化提高Al-Mg系合金的力学性能。Al-Mg系合金的应变强化主要是通过增加变形量提高Al-Mg系合金的强度，但通过较大的变形在材料中引入大量位错会导致Al-Mg系合金力学性能对温度比较敏感，必须进行稳定化退火处理。Al-Mg系合金的第二相强化主要是通过添加微量元素在合金基体中形成细小弥散的析出相而实现。向Al-Mg系铝合金中加Mg是固溶强化的一种主要方式，同时铝合金中Mg含量的增加会提高应变强化的效果。但Mg含量较高的铝合金，不经过最终的稳定化退火处理，即使在室温长期放置，也会由于基体中过饱和的Mg减少而发生时效软化，强度下降，而且Mg原子逐渐向晶界扩散，会使晶界形成连续β(Mg2Al3)相网膜而使材料晶间腐蚀抗性急剧下降。在温度较高的条件下，以上现象更为显著。但当β相在晶界不连续析出时，材料的晶间腐蚀抗性几乎不受影响。因此，通过微合金化，在基体中产生细小的第二相析出物，通过适当的冷变形和稳定化退火温度及退火时间的结合，使β相在晶界不连续析出，从而得到一种强度较高且稳定，晶间腐蚀性能良好的含Er铝镁合金板材，非常有意义。但是国内外对于含Er铝镁合金板材的形变退火工艺报道极少。
发明内容
本发明的目的在于提供一种适用于含Er铝镁合金板材的形变退火工艺。通过Er的添加在基体中析出细小弥散的Al3Er粒子，增强应变强化的效果，通过控制β相(Mg2Al3)的析出位置和形态，从而获得强度较高且稳定，晶间腐蚀性能良好的含Er铝镁合金板材。
本发明所提供的含Er铝镁合金板材的形变退火工艺，包括以下步骤：
1)对于含Er铝镁合金热轧板，在350℃进行2h再结晶退火，然后将铝板热轧，给最终成品板预留下55-80％的冷变形量，再在350℃进行2h中间退火。
2)对步骤1)所得含Er铝镁合金板进行形变退火处理：将中间退火后的铝板冷轧到成品板厚，变形量为55-80％，最后进行120-220℃稳定化退火，退火时间1-3h。其中，优选冷轧变形量55％，120℃稳定化退火2h。
本发明通过Er的添加使基体中析出细小的Al3Er粒子，能够钉扎位错从而提高应变强化的效果。通过冷变形在含Er铝镁合金板中产生较大应变场，使退火后β相不仅在晶界析出，也能在晶内析出，同时由于晶内和晶界β相析出的竞争使晶界析出的β相不连续，因此材料晶间腐蚀性能优异。又由于退火使材料中位错密度降低，基体中镁原子的过饱和度降低，因此材料强度也比较稳定。
本发明具有以下有益效果：
经过本发明所提供的工艺处理得到的含Er铝镁合金板材，具有较高且稳定的强度，良好的晶间腐蚀抗性，透射组织观察发现基体中出现细小的Al3Er粒子，β相在晶间不连续分布。150℃退火不同时间后，从维氏硬度变化来看，含Er铝镁合金板材强度稳定。
附图说明
图1为实施例5中55％冷变形量含Er铝镁合金板经220℃/2h退火后晶间、晶内析出的β相以及基体中弥散析出的Al3Er的透射组织形貌图，右上角插图为β相衍射斑点；
图2为实施例8中80％冷变形量含Er铝镁合金板经220℃/2h退火后，晶间析出的不连续β相的透射组织形貌图；
图3为实施例8中80％冷变形量含Er铝镁合金板经220℃/2h退火后基体中弥散析出的Al3Er对位错钉扎的透射组织形貌图；
图4为形变退火后含Er铝镁合金板硬度与150℃退火时间的关系图。
具体实施方式
下面结合附图及实施例对本发明作进一步阐述，但本发明不限于以下实施例。
实施例1
1)对于质量百分含量为：Mg，6.17％；Mn，0.42％；Zr，0.16％；Er，0.37％；不可避免杂质≤0.5％，余量为Al的20mm厚含Er铝镁合金热轧板，进行350℃/2h再结晶退火，给成品板预留下55％的冷变形量，将铝板热轧到8.9mm，再进行350℃/2h中间退火。
2)对步骤1)所得合金板材进行形变退火处理：将中间退火后的铝板冷轧到4mm成品板厚，变形量为55％，最后进行220℃/3h稳定化退火。按金属材料室温拉伸试验方法(GB228-2002)进行拉伸性能测试，数据列于表1，同时按铝合金晶间腐蚀标准(GBT7998-2005)进行晶间腐蚀试验，晶间腐蚀深度及评级也列于表1。
实施例2
1)对于质量百分含量为：Mg，6.17％；Mn，0.42％；Zr，0.16％；Er，0.37％；不可避免杂质≤0.5％，余量为Al的20mm厚含Er铝镁合金热轧板，进行350℃/2h中间退火。
2)对步骤1)所得合金板材进行形变退火处理：将中间退火后的铝板冷轧到4mm成品板厚，变形量为80％，最后进行120℃/1h稳定化退火。按金属材料室温拉伸试验方法(GB228-2002)进行拉伸性能测试，数据列于表1，同时按铝合金晶间腐蚀标准(GBT7998-2005)进行晶间腐蚀试验，晶间腐蚀深度及评级也列于表1。
实施例3
步骤1)同实施例1，步骤2)中不同的是最后进行120℃/2h稳定化退火。
实施例4
步骤1)同实施例1，步骤2)中不同的是最后进行170℃/2h稳定化退火。
实施例5
步骤1)同实施例1，步骤2)中不同的是最后进行220℃/2h稳定化退火。
实施例6
步骤1)同实施例2，步骤2)中不同的是最后进行120℃/2h稳定化退火。
实施例7
步骤1)同实施例2，步骤2)中不同的是最后进行170℃/2h稳定化退火。
实施例8
步骤1)同实施例2，步骤2)中不同的是最后进行220℃/2h稳定化退火。
表1所列拉伸性能数据大体上按强度由低到高给出，基本上涵盖了形变退火工艺的范围，显而易见，含Er铝镁合金板材经过以上形变处理后，晶间腐蚀性能优异。其中55％和80％冷变形后经220℃/2h处理后的透射组织分别如图1，图2和图3所示。由图1可知β相在晶内、晶界不连续析出，因此晶间腐蚀性能良好。由图2可知β相在晶界不连续，图3显示基体中弥散分布的Al3Er阻碍位错的运动，对材料具有强化效果。
表1各状态试样拉伸性能及晶间腐蚀性能
根据表1拉伸数据，选取冷变形量为55％，稳定化退火分别为220℃/3h，220℃/2h，120℃/2h以及冷变形量为80％，稳定化退火分别为120℃/1h，120℃/2h及220℃/2h处理后的含Er铝镁合金板材，在150℃退火10，50，100，150，200，250h后测其维氏硬度变化，以此考察铝合金强度的稳定性，硬度变化与退火时间的关系如图4。由图4的硬度变化与退火时间的关系不难看出，80％冷变形120℃/1h处理后的铝板经150℃退火250h后与退火前比较，硬度下降最大，为10.6％。55％冷变形220℃/2h及220℃/3h处理后的铝板经150℃退火250h后与各自退火前比较，硬度基本不变。80％冷变形220℃/2h处理后的铝板经150℃退火250h后与退火前比较，硬度下降仅2.6％，55％冷变形120℃/2h处理后的铝板经150℃退火250h后与退火前比较，硬度下降6.1％，总体来看，经稳定化退火后材料的强度相对比较稳定，在室温长期使用，强度基本不会发生退化。
通过对本发明所采用的高镁含量(6.17wt％)铝板在较低变形量(25～40％)稳定化退火后的晶间腐蚀及透射组织观察研究发现，β相极易在晶间形成连续网膜，导致材料对晶间腐蚀敏感，而通过较大变形量(55-80％)在铝基体中引入较高位错密度使β相在晶内，晶界弥散析出可以很好解决这一问题。但同时需要注意的是，我们按照ASTM G66-99对稳定化退火后的铝板进行了剥落腐蚀试验发现，80％冷变形经120℃/2h和220℃/2h稳定化退火后，剥落腐蚀评级为ED级，55％冷变形经220℃/2h稳定化退火后，剥落腐蚀为EC级，而55％冷变形经120℃/2h稳定化退火后，剥落腐蚀为EA级，这充分说明我们通过较大的冷变形获得高强度，同时解决高镁铝板晶间腐蚀问题的同时，会使铝板的剥落腐蚀性能恶化。综合以上分析，在获得具有较高且稳定的强度，良好的晶间腐蚀抗性的含Er铝镁合金板材的同时兼顾剥落腐蚀性能，认为选取55％冷变形经120℃/2h稳定化退火的工艺为最佳的形变退火工艺。
Claims (2)
1.一种含Er铝镁合金板材的形变退火工艺，含Er铝镁合金板材质量百分含量为：Mg，6.17%；Mn，0.42%；Zr，0.16%；Er，0.37%；不可避免杂质≤0.5%，余量为Al，其特征在于，包括以下步骤：
1）对于含Er铝镁合金热轧板，在350℃进行2h再结晶退火，然后将含Er铝镁合金板热轧，给最终成品板预留下55-80%的冷变形量，再在350℃进行2h中间退火；
2）对步骤1）所得含Er铝镁合金板进行形变退火处理：将中间退火后的含Er铝镁合金板冷轧到成品板厚，变形量为55-80%，最后进行120-220℃稳定化退火，退火时间1-3h。
2.按照权利要求1所述的方法，其特征在于，步骤（2）的冷轧变形量为55%，稳定化退火温度为120℃，时间2h。
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