CN103184377B

CN103184377B - 一种含Er中高Mg铝合金冷轧板材的稳定化工艺

Info

Publication number: CN103184377B
Application number: CN201310111606.8A
Authority: CN
Inventors: 高坤元; 黄铖; 聂祚仁; 文胜平; 黄晖
Original assignee: Beijing University of Technology
Current assignee: Beijing University of Technology
Priority date: 2013-04-01
Filing date: 2013-04-01
Publication date: 2016-08-03
Anticipated expiration: 2033-04-01
Also published as: CN103184377A

Abstract

一种含Er中高Mg铝合金冷轧板材的稳定化工艺，属于有色金属技术领域。是将含Er中高Mg铝合金热轧板经中间退火后，进行多道次冷精轧，最终冷变形量为75%～90%。对所得含Er中高Mg铝合金冷轧板进行稳定化退火，退火温度为220℃～240℃，退火时间为3～5小时，空冷至室温。本发明降低了合金的位错密度，使合金的力学性能保持稳定，避免β相在晶界连续析出，从而在保证合金较高强度的情况下，显著改善合金的耐晶间腐蚀性能。

Description

一种含Er中高Mg铝合金冷轧板材的稳定化工艺

技术领域

本发明属于有色金属技术领域，具体涉及一种含Er中高Mg铝合金冷轧板材的稳定化工艺，该工艺旨在保证合金具有较高强度的情况下，显著改善其耐晶间腐蚀性能。

背景技术

Al-Mg合金是一种耐蚀性优良，具有良好的可焊性和高比强度的非热处理强化型铝合金，在汽车、船舶领域广泛应用。其强化方式主要是通过Mg的固溶强化和形变强化。合金的强度随含Mg量的增加有相应的提高，但当Mg的质量百分含量大于3.5%时，合金即使在室温下长期放置，也会由于基体中过饱和的Mg的减少而导致强度下降，而且易沿晶界连续析出第二相β(Al₃Mg₂)，β相对基体α(Al)来说是阳极，在腐蚀环境中会优先发生腐蚀，使合金具有很大的晶间腐蚀敏感性。形变强化主要是通过冷加工来提高合金的强度，但是较大的冷变形会在材料中造成大量的位错，致使合金的力学性能对温度比较敏感。因此对于Mg含量高于3.5%的Al-Mg合金冷轧板必须进行稳定化处理，使其力学性能稳定，并控制β相在晶界呈不连续分布，以改善合金的耐晶间腐蚀性能。为了获得更高的力学性能，研究发现添加微量Er元素到铝合金中，可在合金基体中形成细小弥散的析出相，能够钉扎位错，细化晶粒，从而提高合金形变强化的效果。因此，Al-Mg合金通过微合金化，再进行适当的冷变形和稳定化处理，可得到一种强度较高且稳定，耐晶间腐蚀性能良好的含Er中高Mg铝合金板材。但是对于大冷变形的含Er中高Mg铝合金板材的稳定化工艺未见报道。

发明内容

本发明的目的在于解决含Er中高Mg铝合金冷轧板材耐晶间腐蚀性能差的问题，通过稳定化处理，使合金在保持较高强度的情况下，也具有良好的耐晶间腐蚀性能。

本发明所提供的一种含Er中高Mg铝合金冷轧板材的稳定化工艺，其中含Er中高Mg铝合金各组分质量百分比分别为Mg4.5%～4.9%，Mn0.40%～1.0%，Er0.25%～0.50%，Zr0.15%～0.25%，不可避免杂质含量<0.40%，余量为Al，包括以下步骤：

（1）含Er中高Mg铝合金热轧板经中间退火后，进行多道次冷精轧，最终冷变形量为75%～90%。

（2）对步骤（1）所得含Er中高Mg铝合金冷轧板进行稳定化退火，退火温度为220℃～240℃，退火时间为3～5小时，空冷至室温。

步骤（1）的中间退火工艺优选350℃/2h；冷精轧工艺优选每道次压下量控制在10%～25%，最终冷变形量为75%～90%。

本发明技术方案的优点在于：

由于Er的添加使合金在工艺加热过程中会析出细小的Al₃Er粒子，能够钉扎位错，细化晶粒，从而提高了合金形变强化的效果。

对含Er中高Mg铝合金冷轧板在100℃～240℃温度范围内，每隔10℃或25℃选取温度分别进行不同时间的退火处理，这一处理降低了合金的位错密度，使合金的力学性能保持稳定，并且本发明在此基础上对退火温度和退火时间进一步筛选限定（220℃～240℃，退火3～5小时），以避免β相在晶界连续析出，从而在保证合金较高强度的情况下，显著改善合金的耐晶间腐蚀性能。

附图说明

图1为含Er中高Mg铝合金冷轧板显微硬度随退火温度的变化曲线；

图2为含Er中高Mg铝合金冷轧板100℃不同时间退火态的失重变化曲线；

图3为含Er中高Mg铝合金冷轧板125℃不同时间退火态的失重变化曲线；

图4为含Er中高Mg铝合金冷轧板150℃不同时间退火态的失重变化曲线；

图5为含Er中高Mg铝合金冷轧板175℃不同时间退火态的失重变化曲线；

图6为含Er中高Mg铝合金冷轧板200℃不同时间退火态的失重变化曲线；

图7为含Er中高Mg铝合金冷轧板210℃不同时间退火态的失重变化曲线；

图8为含Er中高Mg铝合金冷轧板220℃不同时间退火态的失重变化曲线；

图9为含Er中高Mg铝合金冷轧板230℃不同时间退火态的失重变化曲线；

图10为含Er中高Mg铝合金冷轧板晶间腐蚀敏感性的最短退火时间-退火温度关系图；

图11为含Er中高Mg铝合金冷轧板220℃不同时间退火态的显微硬度变化曲线；

图12为含Er中高Mg铝合金冷轧板220℃稳定化处理之后，再在175℃不同时间退火的失重变化曲线；

图13为含Er中高Mg铝合金冷轧板晶间腐蚀敏感性的最短退火时间-稳定化退火时间关系图。

下面结合附图及实施例对本发明作进一步阐述。

具体实施方式

对比例1

1）对质量百分含量为：Mg4.6%，Mn0.76%，Er0.48%，Zr0.15%，不可避免杂质含量<0.10%，余量为Al的20mm厚的含Er中高Mg铝合金热轧板进行350℃中间退火，保温2小时，空冷至室温。

2）对步骤1）所得含Er中高Mg铝合金板材进行多道次冷精轧，每道次压下量控制在10%～25%，冷变形量75%～90%。

3）对步骤2）所得合金冷轧板在不同温度下退火，退火时间为1小时，空冷至室温。测量合金冷轧板的显微硬度随退火温度的变化，如图1所示。由图1的硬度变化曲线可以看出，合金的再结晶开始温度为250℃。为了保证合金具有较高的力学性能，在以下实施例中应选取250℃以下的温度对冷轧板进行退火处理。

对比例2

步骤1），步骤2）同对比例1。

3）对合金冷轧板在100℃下进行不同时间的退火处理。根据美国材料试验协会标准ASTMG67对合金冷轧态和不同退火态试样进行晶间腐蚀实验，以浸泡前后合金单位面积失重评定材料的晶间腐蚀敏感性。其单位面积失重随退火时间的变化曲线如图2所示。

对比例3

步骤1），步骤2）同对比例2，步骤3）中不同的是合金冷轧板在125℃下进行不同时间的退火处理。其单位面积失重随退火时间的变化曲线如图3所示。

对比例4

步骤1），步骤2）同对比例2，步骤3）中不同的是合金冷轧板在150℃下进行不同时间的退火处理。其单位面积失重随退火时间的变化曲线如图4所示。

对比例5

步骤1），步骤2）同对比例2，步骤3）中不同的是合金冷轧板在175℃下进行不同时间的退火处理。其单位面积失重随退火时间的变化曲线如图5所示。

对比例6

步骤1），步骤2）同对比例2，步骤3）中不同的是合金冷轧板在200℃下进行不同时间的退火处理。其单位面积失重随退火时间的变化曲线如图6所示。

对比例7

步骤1），步骤2）同对比例2，步骤3）中不同的是合金冷轧板在210℃下进行不同时间的退火处理。其单位面积失重随退火时间的变化曲线如图7所示。

实施例1

步骤1），步骤2）同对比例2，步骤3）中不同的是合金冷轧板在220℃下进行不同时间的退火处理。其单位面积失重随退火时间的变化曲线如图8所示。

实施例2

步骤1），步骤2）同对比例2，步骤3）中不同的是合金冷轧板在230℃下进行不同时间的退火处理。其单位面积失重随退火时间的变化曲线如图9所示。

由图2～图9可以看出，合金经100℃～200℃退火处理，随着退火时间的延长，合金的失重逐渐增加，其耐晶间腐蚀性能降低，210℃退火处理后，合金的失重虽未随退火时间的延长持续增加，但通过金相观察发现也是发生了晶间腐蚀。而与其他温度相比，合金在220℃～230℃下，其失重变化曲线呈现完全不同的趋势，合金的失重不随退火时间的延长而变化，一直保持约为2mg/cm²，一直处于耐晶间腐蚀区，表现出优异的耐晶间腐蚀性能。

根据合金在不同退火温度的晶间腐蚀实验结果（图2～图9），绘制了含Er中高Mg铝合金冷轧板晶间腐蚀敏感性的最短退火时间-退火温度曲线和合金耐晶间腐蚀区、晶间腐蚀敏感区及再结晶区分布图，如图10所示。由图10可以看出，合金在150℃～210℃退火处理后其耐晶间腐蚀性能显著降低，此温度区间为合金的晶间腐蚀敏化温度，因此在合金热处理工艺设计和使用过程中应避免。合金100℃退火态的耐晶间腐蚀性能稍好于150℃～210℃退火态，但随退火时间延长至14小时后合金仍然对晶间腐蚀敏感，而合金在220℃～230℃下一直未出现对晶间腐蚀敏感，表现出非常优异的耐晶间腐蚀性能。Al-Mg合金中Mg的固溶度4.5wt.%～4.9wt.%时对应平衡温度为271℃～282℃，为了确保β相可以析出，此时稳定化温度必须低于271℃。从析出不连续β相以保证优异的耐晶间腐蚀性能的角度，当合金在230℃～271℃退火时，与在220℃～230℃退火后效果类似。进而，为了不显著降低合金的力学性能，退火温度应低于再结晶起始温度250℃。综合以上耐晶间腐蚀性能和力学性能两方面的要求，选取220℃～240℃为合金的最佳稳定化退火温度范围。

实施例3

步骤1），步骤2）同对比例1。

3）对含Er中高Mg铝合金冷轧板在220℃下进行不同时间的退火处理，测量冷轧板在220℃下其显微硬度随退火时间的变化，如图11所示。由图11可以看出，合金经220℃退火1小时后其硬度有较大降低，由141HV降低到119.8HV，随退火时间进一步延长缓慢降低最后趋于稳定。为了保证冷变形合金220℃稳定化退火后的力学性能仍保持较高水平，需确定稳定化退火时间。由对比例1可知，合金冷轧板的开始再结晶温度所对应的硬度值为113.2HV，而合金220℃/12小时退火态的硬度值与之对应。因此初步选取1～5小时是含Er中高Mg铝合金冷轧板材的稳定化退火时间。

实施例4

步骤1），步骤2）同对比例1。

3）对含Er中高Mg铝合金冷轧板在220℃下进行不同时间（不超过12h）的退火处理，空冷至室温。

4）对步骤3）所得材料在175℃下进行不同时间的退火处理。根据美国材料试验协会标准ASTMG67对以上退火态试样进行晶间腐蚀实验。其单位面积失重随退火时间的变化曲线如图12所示。

根据实施例11（图12）的实验结果，绘制了含Er中高Mg铝合金冷轧板晶间腐蚀敏感性的最短退火时间-稳定化退火时间关系图，如图13所示。由图13可以看出，合金在220℃稳定化处理1～2.5h之后，再在175℃不同时间退火，依旧在1.5～2.2小时就对晶间腐蚀敏感，相比于直接进行175℃退火时并无明显提高，即合金经过220℃稳定化处理1～2.5h，并未改善合金的耐晶间腐蚀性能。而合金在220℃稳定化处理3～5h之后，再在175℃不同时间退火，合金对晶间腐蚀敏感的最短退火时间相比直接进行175℃退火时已有明显改善，保证在4.8小时内不会对晶间腐蚀产生敏感性。虽然合金经220℃稳定化处理12h之后，再在175℃不同时间退火，对晶间腐蚀敏感的最短退火时间相比直接进行175℃退火时有极大提高，但是实施例3中已提及合金220℃/12小时退火态的硬度值与开始再结晶的临界硬度值相近，因此为了保证合金具有较高的力学性能，优选含Er中高Mg铝合金冷轧板材的稳定化工艺的退火时间为3～5h。

综上所述，本发明提供的220℃～240℃退火3～5小时是75%～90%冷变形的含Er中高Mg铝合金冷轧板材的最佳稳定化工艺。

Claims

1.一种含Er中高Mg铝合金冷轧板材的稳定化工艺，其中含Er中高Mg铝合金各组分质量百分比分别为Mg4.5％～4.9％，Mn0.40％～1.0％，Er0.25％～0.50％，Zr0.15％～0.25％，不可避免杂质含量<0.40％，余量为Al，其特征在于，包括以下步骤：

(1)含Er中高Mg铝合金热轧板经中间退火后，进行多道次冷精轧，最终冷变形量为75％～90％；

(2)对步骤(1)所得含Er中高Mg铝合金冷轧板进行稳定化退火，退火温度为230℃～240℃，退火时间为3～5小时，空冷至室温；

步骤(1)的中间退火工艺为350℃/2h，冷精轧工艺为每道次压下量控制在10％～25％，最终冷变形量为75％～90％。