CN102747310A - 一种提高低钪Al-Mg合金力学性能的加工工艺 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种提高低钪Al-Mg合金力学性能的加工工艺。对低钪Al-Mg合金铸锭在室温下进行冷轧，变形量不小于70%。然后在300~450℃的盐浴中退火20秒～5分钟。取出后在275～325℃空气电阻炉中进行12小时～36小时时效，然后进行50%～70%冷轧并在300～350℃退火0.5～1小时。相比于传统的加工工艺（先热轧，中间退火，再冷轧并进行最后的稳定化退火），本工艺可以大幅提高合金的强度，而基本不降低塑性。本发明所适用的低钪Al-Mg合金成分范围为，按元素质量百分比计，镁:4.5－6.0％；锰:0.30－0.60％；钪:0.05－0.12％；锆:0.05－0.15％；余量为铝和不可避免的杂质。
Description
技术领域：
本发明涉及Al-Mg-Sc合金领域，具体说是设计一种提高低钪Al-Mg合金力学性能的加工工艺。
背景技术：
含钪的Al-Mg合金由于强度高、韧塑性好、耐蚀性能和焊接性能优异，在科学研究和工程应用领域中受到重视。俄罗斯已经开发出一系列含Sc的商用Al-Mg合金，如01515、01523、01545及01570等。在这些商用合金中，添加Sc可以起到以下三个方面的作用：一是在凝固过程中形成初生Al3(Sc,Zr)相将原始铸态晶粒细化至40～60微米左右；二是通过后续热加工和热处理中析出的纳米级Al3(Sc,Zr)相来强化合金；三是由于Al3(Sc,Zr)相颗粒对位错的强烈钉扎作用，减缓了合金在稳定化退火过程中的回复及再结晶过程，保留了合金的亚结构强化。但是由于Sc的价格极其昂贵，使这类材料的应用受到了很大的限制。
对Al-Mg-Sc合金，传统的加工工艺为先将铸锭进行均匀化退火，然后进行热变形、中间退火及冷变形和最终的稳定化退火。由于加工过程中合金要经过较高温度的加工和热处理，纳米级Al3(Sc,Zr)相将会发生粗化，这将对前面所述的强化作用造成影响。为保证合金最终的力学性能，Sc含量一般为0.15～0.3wt.%。如果不改变加工工艺而降低合金中Sc的含量，则合金的强度将会由于纳米级Al3(Sc,Zr)析出相的数量减少而下降。通过前期的研究工作，发现冷变形后的低钪Al-Mg合金经盐浴退火可以发生再结晶，并且能得到细小的晶粒（已经申请专利，申请号为201210162715.8）。但是，在该系合金中，细晶强化只是合金强化的一个方面。要使低钪合金的性能达到商用Al-Mg-Sc合金的水平，还需要综合考虑合金中的沉淀强化和亚结构强化。目前对于低钪Al-Mg合金，尚未报道有合适的加工工艺能使其性能接近于商用Al-Mg-Sc合金。
发明内容：
本发明的目的是提供一种提高低钪Al-Mg合金力学性能的加工工艺，以克服该合金在传统加工工艺条件下力学性能不足的缺点，使其达到普通商用Al-Mg-Sc合金力学性能的要求。为了弥补低钪Al-Mg合金中因纳米级Al3(Sc,Zr)析出相数量减少而对合金的强度造成的不利影响，可以从下面几个方面入手：一是细化合金的晶粒尺寸；二是减小合金中纳米级Al3(Sc,Zr)析出相的尺寸，使其沉淀强化作用增强；三是减小合金中亚结构的尺寸，增强亚结构强化作用的效果。
为了实现上述目的，本发明提供了一种提高低钪Al-Mg合金力学性能的加工工艺，其特征在于，具体工艺步骤如下：
1）在室温对铸锭进行冷轧，变形量不小于70%；
2）在300～450℃温度区间内对经过步骤1）处理的合金进行20秒～5分钟的盐浴退火；
3）对经盐浴退火的合金在275～325℃温度下进行12小时～36小时时效；
4）在室温进行50%～70%冷轧；
5）在300～350℃温度下退火0.5～1小时。
本发明提供的提高低钪Al-Mg合金力学性能的加工工艺，所述步骤1）中铸锭为低钪Al-Mg合金，按元素质量百分比计，该合金的化学成分如下：镁:4.5-6.0％；锰:0.30-0.60％；钪:0.05-0.12％；锆:0.05-0.15％；余量为铝和不可避免的杂质。
相比于传统的加工工艺（先热轧，中间退火，再冷轧并进行最后的稳定化退火），本发明提供的加工工艺可以大幅提高合金的强度，而基本不降低塑性。
其工作原理为：
本发明对于过饱和低钪Al-Mg合金铸锭，冷变形后在盐浴中进行短时间退火处理，可以使合金发生部分及全部回复和再结晶，而无纳米级Al3(Sc,Zr)相析出。这是因为合金在一定的变形量时，当加热速度足够快，退火温度足够高时，回复及再结晶过程可以在析出相析出之前完成。再结晶的发生可以细化晶粒，不仅有利于合金强度的提高，而且也有利于合金后续的加工变形。低温峰值时效处理后析出的Al3(Sc,Z相，其强化效果可以达到最佳，有利于稳定合金中的亚结构，从而更好的强化合金。
选用低钪含量的Al-Mg合金。低钪含量指的是该合金中钪含量为0.05-0.12wt.％。之所以将钪含量选择在这个范围内，是因为当钪含量过高时，一方面，合金在凝固过程中会直接析出初生Al3(Sc,Zr)相，这会消耗宝贵的Sc元素；另一方面，凝固后铸锭中固溶的Sc含量过高，在盐浴退火时，纳米级Al3(Sc,Zr)相析出的速度会加快，而这些析出相对位错有着强烈的钉扎作用，不利于回复及再结晶的进行。
本发明的优点在于：
通过控制纳米级Al3(Sc,Zr)相、晶粒及亚晶的尺寸，可以使低钪Al-Mg合金的力学性能有较大幅度的提高，基本达到普通商用Al-Mg-Sc合金的力学性能。
附图说明：
图1为Al-5.3Mg-0.5Mn-0.09Sc-0.07Zr(质量百分数)合金铸态组织（光学显微镜50×）；
图2为实施例1中合金最后的晶粒形状及大小（光学显微镜500×）；
图3为实施例1中合金最后的透射照片中亚晶形貌；
图4为实施例1中合金最后的透射照片中Al3(Sc,Zr)相形貌及大小；
图5为实施例2中合金最后的晶粒形状及大小（光学显微镜500×）；
图6为实施例2中合金最后的透射照片中亚晶形貌；
图7为实施例2中合金最后的透射照片中Al3(Sc,Zr)相形貌及大小；
图8为对比例1中合金最后的晶粒形状及大小（光学显微镜500×）；
图9为对比例1中合金最后的透射照片中亚晶形貌；
图10为对比例1中合金最后的透射照片中Al3(Sc,Zr)相形貌及大小。
具体实施方式：
本发明的实施例是以30mm厚Al-Mg-Sc合金金属型铸坯为原料，其金相组织见图1。通过本加工工艺，合金的力学性能明显比传统加工工艺要高（见表1中对比例1，对比例2），基本达到商用Al-Mg-Sc合金的性能（对比例3）。以下实施例将对本发明予以进一步的说明，但并不因此而限制本发明。
实施例1
将30mm厚Al-5.3Mg-0.5Mn-0.09Sc-0.07Zr(质量百分数，以下同)铸坯在室温下冷轧变形90%至3mm厚。在300℃盐浴中退火5min后继续在300℃空气电阻炉中退火36h，取出空冷。冷轧50%至1.5mm，随后在350℃空气电阻炉中退火1h，取出空冷。此时板材中的晶粒沿轧制方向拉长，沿垂直轧制方向晶粒尺寸约为2～4μm（图2），亚晶尺寸约为0.15～0.20μm（图3），Al3(Sc,Zr)析出相尺寸约为10～15nm（图4）。沿轧制方向合金的力学性能为：抗拉强度σb约为410MPa，屈服强度σs约为315MPa，延伸率约14%。
实施例2
对30mm厚Al-5.3Mg-0.5Mn-0.09Sc-0.07Zr铸坯，将盐浴退火处理变为在350℃盐浴中退火3.5min，其他处理过程同实施例1。最终处理后的组织形貌见图5~7。沿轧制方向晶粒尺寸约为8～15μm，垂直轧制方向晶粒尺寸约为2～4μm（图5）；亚晶尺寸约为0.35～0.45μm（图6）；Al3(Sc,Zr)析出相尺寸约为10～15nm（图7）。沿轧制方向合金的力学性能为：抗拉强度σb约为410MPa，屈服强度σs约为300MPa，延伸率约16%。
实施例3
将30mm厚Al-5.5Mg-0.5Mn-0.09Sc-0.09Zr铸坯在室温下冷轧变形70%至9mm厚。在400℃盐浴中退火1min后继续在325℃空气电阻炉中退火12h，取出空冷。冷轧67%至3mm，随后在350℃空气电阻炉中退火1h，取出空冷。沿轧制方向合金的力学性能为：抗拉强度σb约为420MPa，屈服强度σs约为320MPa，延伸率约15.5%。
实施例4
对30mm厚Al-5.5Mg-0.5Mn-0.09Sc-0.09Zr铸坯，将盐浴退火处理变为在450℃盐浴中退火25s，其他处理过程同实施例3。最终处理后，沿轧制方向合金的力学性能为：抗拉强度σb约为405MPa，屈服强度σs约为305MPa，延伸率约19%。
实施例5
将30mm厚Al-5.6Mg-0.5Mn-0.05Sc-0.06Zr铸坯在室温下冷轧变形70%至9mm厚。在400℃盐浴中退火1min后继续在275℃空气电阻炉中退火24h，取出空冷。冷轧67%至3mm，随后在350℃空气电阻炉中退火1h，取出空冷。沿轧制方向合金的力学性能为：抗拉强度σb约为405MPa，屈服强度σs约为300MPa，延伸率约17%。
实施例6
对30mm厚Al-5.6Mg-0.5Mn-0.05Sc-0.06Zr铸坯，将盐浴退火处理变为在450℃盐浴中退火20s，其他处理过程同实施例5。最终处理后，沿轧制方向合金的力学性能为：抗拉强度σb约为395MPa，屈服强度σs约为285MPa，延伸率约22%。
实施例7
将30mm厚Al-5.2Mg-0.3Mn-0.08Sc-0.05Zr铸坯在室温下冷轧变形90%至3mm厚。在350℃盐浴中退火1min后继续在325℃空气电阻炉中退火12h，取出空冷。冷轧50%至1.5mm，随后在300℃空气电阻炉中退火0.5h，取出空冷。沿轧制方向合金的力学性能为：抗拉强度σb约为405MPa，屈服强度σs约为300MPa，延伸率约14%。
对比例1
将30mm厚Al-5.3Mg-0.5Mn-0.09Sc-0.07Zr铸坯在350℃退火10h，然后在420℃热轧至3mm。在400℃保温1h后冷轧至1.5mm厚，然后在350℃退火1h。此时板材沿垂直轧制方向晶粒尺寸约为8～15μm（图8），亚晶尺寸约为0.35～0.45μm（图9），Al3(Sc,Zr)析出相尺寸约为25～50nm（图10）。沿轧制方向合金的力学性能为：抗拉强度σb约为395MPa，屈服强度σs约为275MPa，延伸率约16%。
对比例2
将30mm厚Al-5.3Mg-0.5Mn-0.09Sc-0.07Zr铸坯在350℃退火10h，然后在420℃热轧至6mm。在400℃保温1h后冷轧至3mm厚，然后在350℃退火1h。此时板材沿轧制方向合金的力学性能为：抗拉强度σb约为395MPa，屈服强度σs约为275MPa，延伸率约19%。
对比例3
将30mm厚Al-5.4Mg-0.5Mn-0.23Sc-0.13Zr铸坯在350℃退火10h，然后在420℃热轧至6mm。在400℃保温1h后冷轧至3mm厚，然后在350℃退火1h。此时板材沿轧制方向合金的力学性能为：抗拉强度σb约为445MPa，屈服强度σs约为325MPa，延伸率约14%。
表1合金的力学性能
Claims (2)
1.一种提高低钪Al-Mg合金力学性能的加工工艺，其特征在于，具体工艺步骤如下：
1）在室温下对铸锭进行冷轧，变形量不小于70%；
2）在300～450℃温度区间内对经过步骤1）处理的合金进行20秒～5分钟的盐浴退火；
3）对经盐浴退火的合金在275～325℃温度下进行12小时～36小时时效；
4）在室温下进行50%～70%冷轧；
5）在300～350℃温度下退火0.5～1小时。
2.按照权利要求1所述提高低钪Al-Mg合金再结晶与沉淀相析出的工艺，其特征在于：所述步骤1）中铸锭为低钪Al-Mg合金，按元素质量百分比计，该合金的化学成分如下：镁:4.5-6.0％；锰:0.30-0.60％；钪:0.05-0.12％；锆:0.05-0.15％；余量为铝和不可避免的杂质。
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