CN104818439B - 具有高镁含量的抗腐蚀铝合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本申请涉及一种生产Al‑Mg合金的方法。提供了连铸Al‑Mg合金片材或板材产品的系统和方法，该产品具有高镁含量。该Al‑Mg合金产品具有4或6至8或10wt.％Mg并且抵抗应力腐蚀开裂和晶间腐蚀。

Description

具有高镁含量的抗腐蚀铝合金及其制备方法
本申请是优先权日为2008年11月7日、发明名称为“具有高镁含量的抗腐蚀铝合金及其制备方法”的中国发明专利申请第200980151739.X号(国际申请号PCT/US2009/060887)的分案申请。
相关申请的交互引用
本申请要求2008年11月7日提交的题为“CORROSION RESISTANT ALUMINUM ALLOYSHAVING HIGH AMOUNTS OF MAGNESIUM AND METHODS OF MAKING THE SAME”的美国专利申请No.12/267,303的优先权，其全部内容通过引用的方式并入本文。
技术领域
本发明涉及具有高镁含量的抗腐蚀铝合金及其制备方法。
背景技术
众所周知，含有高镁水平的铝合金具有高强度。然而，同样众所周知的是，具有高镁水平的铝合金易于晶间腐蚀(IGC)和应力腐蚀开裂(SCC)。
发明内容
宽泛的说，本公开涉及抗腐蚀高镁铝合金，及其制备方法。一方面，提供了连铸Al-Mg合金片材或板材产品，其包括4或6-9或10wt.％Mg并且抵抗(ⅰ)应力腐蚀开裂和(ⅱ)晶间腐蚀。在一个实施方案中，Al-Mg合金包含多个晶粒，其具有晶界，并且在Al-Mg合金时效敏化后该Al-Mg合金在晶界处基本上没有β相的连续膜。在一个实施方案中，Al-Mg合金的晶粒包含Mg2Si析出物。
另一个方面，提供了抗腐蚀高镁铝合金的生产方法。在一个途径中，该方法包括(a)连铸包含约6wt.％-约10wt.％Mg的Al-Mg合金，(b)热轧该Al-Mg合金至小于6.35mm的厚度，并且(c)通过炉来退火该Al-Mg合金。在该途径中，该退火步骤包含(ⅰ)在提高的温度下加热该Al-Mg合金并持续足够的时间以获得O状态(O temper)；并且(ⅱ)冷却该Al-Mg合金。在该途径中，冷却步骤后，Al-Mg合金包含多个晶粒，并且在Al-Mg合金时效敏化后该Al-Mg合金在晶界处基本上没有β相的连续膜。在一个实施方案中，在冷却步骤(c)(ⅱ)后，Al-Mg合金没有β相的连续膜。在一个实施方案中，加热步骤(c)(ⅰ)包括加热Al-Mg合金至温度T1，其中T1为约365℃-约500℃，持续至少约2小时的时间。在一个实施方案中，冷却步骤(c)(ⅱ)包括将Al-Mg合金从温度T1至温度T2的第一冷却，其中温度T2比温度T1低至少约25℃，并且其中从温度T1至温度T2的冷却速率不大于约100℃/小时，以及将Al-Mg合金从温度T2至温度T3的第二冷却，其中T3比温度T2低至少约100℃。在该实施方案的某些变型中，第一冷却步骤的冷却速率为约30℃/小时至约60℃/小时。在一个实施方案中，第二冷却步骤的冷却速率为至少约100℃/小时。在一个实施方案中，连铸步骤包含带坯连铸。
本文上面提及的各种新颖性和创造性方面可进行组合以获得各种抗腐蚀的高镁铝合金。本公开的这些和其它方面、优势和新颖性特征，将部分在随后说明书中进行阐述，并且在对随后说明书和附图的观察时对本领域技术人员是清楚的，或可通过实行本公开而获知。
附图说明
图1是通过带坯连铸过程生产的高Mg轧制铝合金产品的一个实施方案的显微图片。
图2是表示高Mg铝合金的铸态带材的显微图的拼合(collage)。
图3是在大多数晶界处都基本上没有β相连续体积的高Mg轧制铝合金产品的显微图。
图4a是示出铝合金产品生产方法的一个实施方案的流程图。
图4b是图4a包括附加的涉及退火步骤的实施方案的流程图。
图4c是图4b包括附加的涉及冷却步骤的实施方案的流程图。
图5是带坯连铸设备的一个实施方案的示意图。
图6是图5的带坯连铸设备的近视图。
图7a-7d是时效敏化的高Mg合金的显微图片，该高Mg合金根据现有技术快速加热退火过程进行退火并进行了晶间腐蚀试验。
图8a-8b是时效敏化的高Mg合金的显微图，该高Mg合金根据本公开的退火过程的一个实施方案生产并进行了晶间腐蚀的试验。
具体实施方式
本公开涉及具有高镁含量并通过连铸过程生产的轧制铝合金产品。该铝合金产品通常包括至少约4.5wt％的镁，或至少约6wt％的镁，通过连铸过程生产，例如带坯连铸或板坯连铸，并且抵抗应力腐蚀开裂和晶间腐蚀。因为例如镁渗出(bleed out)和板坯开裂，通过连铸过程生产、具有高镁含量、并抵抗应力腐蚀开裂和晶间腐蚀的铝合金产品迄今为止是未知的。
该铝合金产品可以为具有高镁含量的任何轧制铝合金产品，例如那些落入通常分类为5XXX系铝合金的合金类别中的铝合金产品。在一个实施方案中，铝合金产品包括至少约4.5wt％的Mg。在其它实施方案中，铝合金产品包括更高含量的镁，如至少约6.0wt.％Mg，或甚至至少约6.1wt.％Mg，或至少约6.3wt.％Mg，或甚至至少约6.5wt.％Mg。在一个实施方案中，铝合金产品包括不大于约10wt％Mg，例如不大于9.5wt.％Mg，或不大于约9.0wt.％Mg，或不大于约8.5wt.％Mg。
铝合金中可包括非偶存量的其它元素。例如，铝合金可包括最高0.8wt.％铜，最高1.2wt.％的锰，最高0.5wt.％的铬，最高1.0wt.％的Zn，和最高0.3wt.％的Zr等。当通过板坯连铸生产铝合金产品时，铝合金通常包括非偶存量的铍，如至少约0.0003wt.％的铍。铝合金可包括少量的偶存元素和杂质。例如，铝合金中可包括痕量的铁和硅。铝 合金中可包括最高0.15wt.％的铁。铝合金中可包括的硅量将允许在凝固过程中析出Mg2Si相。为此目的实际需要的Si量将取决于金属的Fe含量和凝固中施加的冷却速率。在其它实施方案中，铝合金中可包括硅作为合金化组分。
轧制铝合金产品抵抗应力腐蚀开裂。“抵抗应力腐蚀开裂”含义是，在将铝合金产品进行时效敏化之前和之后，在铝合金L-T方向受到至少75％其拉伸屈服强度的应力时铝合金产品通过ASTM标准G44-88，该标准题为“Standard Practice for Evaluating StressCorrosion Cracking Resistance of Metals and Alloys by Alternate Immersion in3.5％Sodium Chloride”。“时效敏化”含义是使铝合金产品人工时效至典型至少20年服役寿命的条件。例如，可使铝合金产品连续暴露于提高的温度几天时间(如在约100℃-120℃的温度范围约7天时间)。
轧制铝合金产品还抵抗晶间腐蚀。“抵抗晶间腐蚀”含义是在Al-Mg合金时效敏化之前和之后，铝合金产品通过ASTM标准G67-86，该标准题为“Standard Test Method forDetermining the Susceptibility to Intergranular Corrosion of 5XXX SeriesAluminum Alloys by Mass Loss After Exposure to Nitric Acid(NAMLT Test)。如果按ASTM G67-86测量的质量损失不大于15mg/cm2，那么认为样品不易于晶间腐蚀。如果质量损失是至少约25mg/cm2，那么认为样品易于晶间腐蚀。如果测量的质量损失在15mg/cm2-25mg/cm2之间，那么通过显微镜进行进一步检查以确定侵蚀的类型和深度，基于此本领域技术人员可通过显微镜检查结果确定是否具有晶间腐蚀。
轧制的铝合金产品通过连铸过程生产。连铸过程是这样一种过程，其中板坯或带材从熔融金属连续不间断的制备，如下面进一步详细的描述。连铸不包括坯锭铸造方法，如直接冷硬铸造，或电磁铸造过程，其被认为是半连续铸造过程。
铝合金产品为轧制的铝合金产品，并可以为片材或板材的形式。片材是轧制的铝合金产品，其具有大于铝箔(如至少0.008英寸或 0.2mm)的厚度，但是小于铝板(如不大于0.249英寸)的厚度。板材产品是轧制的铝合金产品，其具有至少约0.250英寸的厚度。轧制的铝产品通过连铸过程生产。
如所提及的，铝合金产品通过带坯连铸或板坯连铸生产。带坯连铸铝合金产品100的一个实施方案如图1所示。图1的带坯连铸铝合金产品包括约6.4wt.％Mg和约0.4wt.％Zn。图1的轧制产品特征为细的显微组织以及与外面区域相比在中心带更少量的颗粒。
现在参考图2，从铸造带材传送产品结构100，其通常显现为如图2所示的铸态中的上壳210，下壳230和中心区域220。上壳210和下壳230包括等轴的枝晶晶粒。中心区域220包括球状晶粒和晶粒之间的共晶。带材产品100进一步的特征为细的显微组织和在中心区域缺乏金属间颗粒发纹(stringers)。
至少部分由于在晶界处缺乏β相的连续膜和/或通过铝的Mg2Si析出物，导致了铝合金产品可实现抗应力腐蚀开裂和晶间腐蚀。铝合金产品为多晶。“晶粒”是铝合金的多晶组织的晶体，并且“晶界”是连接铝合金多晶结构的晶粒的边界。“β相”是Al3Mg2或Al8Mg5，并且“β相的连续膜”含义为在大多数晶界处存在β相的连续体积。可以通过例如在适当分辨率下(例如至少200X的放大倍数)的显微镜检查确定β相的连续性。“Mg2Si析出物”含义是作为退火过程、时效过程或时效敏化过程的结果在铝合金内形成的Mg2Si成分。Mg2Si析出物位于至少某些铝合金晶粒的晶界内或晶界处。在一个实施方案，如同通过适当分辨率下的显微图测定，至少0.05体积百分数的铝合金包含Mg2Si析出物。
图3示出了铝合金产品的一个实施方案，该铝合金产品具有高Mg含量并且在大多数晶界处基本上没有β相的连续体积。在所示的实施方案中，合金含有约6.4wt.％Mg并通过连续带坯连铸过程生产。合金通过本文的教导处理(例如，在850℉下炉中退火4小时后以80℉/小时的速率第一冷却)。如所示的，高Mg含量合金实现了非连续性的晶界析出以及更广泛的晶粒内析出。
在下表中提供了高Mg合金的某些力学性能。
合金 UTS(ksi) TYS(ksi) EI(％) 组成(wt.％)
A 46.5 20.2 23.0 Al-6.4Mg-0.5Zn-0.23Si-0.17Fe
H 49.2 22.2 25.3 Al-7.96Mg-0.032Zn-0.14Si-0.11Fe
合金A和H根据本文的教导处理。在时效敏化后的1mm厚的样品的L(纵向)方向完成了试验。
本公开的铝合金产品可用于各种应用，如那些要求高强度的应用。在一个实施方案中，将铝合金产品应用于交通工具(vehicle)零件。“交通工具”是任何机动或非机动的陆地交通工具，例如，客用交通工具(如轿车或卡车)，战用交通工具(如坦克)，铁路交通工具，自行车，和工业交通工具(如叉车，铲车)等。“交通工具零件”是适于由具有要求保护的镁含量的铝合金生产的并在交通工具上有用的任意零件，例如举例来说车身板和加强件。在其它实施方案中，铝合金产品可用于海运应用(例如，任何意图在水中应用的设备)，如任何水载交通工具(如船，潜艇)，灯塔、浮标等等。
图4a示出了生产轧制铝合金产品的方法的一个实施方案，该铝合金产品具有高镁含量并且抵抗应力腐蚀开裂和晶间腐蚀。在所示的实施方案中，该方法包括连铸包含约4.5wt.％-约10wt.％Mg的铝合金(400)，热轧该铝合金(410)，并通过炉退火该铝合金(420)。
连铸过程是带坯连铸或板坯连铸过程之一。图5-6示出了带坯连铸方法的一个实施方案。在所示的实施方案中，示出了水平的连续带坯连铸设备，其中带坯连铸可通过用一对相对旋转的、经冷却的辊R1和R2分别以箭头A1和A2的方向旋转来实施。术语水平的含义是以水平方向或以水平方向加或减约30°生产铸造带材。更多细节如图6所示，可由陶瓷材料制成的送料尖部(feed tip)T以箭头B的方向将熔融金属M(例如具有高镁含量的熔融铝合金)直接分配到分别以箭头A1和A2的方向旋转的辊R1和R2上。保持送料尖部T和各个辊R1和R2之间的缝隙G1和G2为小的距离以限制熔融金属漏出并减少沿着辊R1和R2的熔融金属向大气暴露，还避免尖部T与辊R1和R2的接触。缝隙 G1和G2的适当尺寸是约0.01英寸(0.25mm)。通过辊R1和R2中心线的平面L通过辊R1和R2的缩小间隙的区域，该缩小间隙的区域称作辊隙N。
熔融金属M分别在区域2和4处与经冷却的辊R1和R2直接接触。通过与辊R1和R2接触，金属M开始冷却并凝固。冷却的金属产生邻近辊R1的凝固金属的上壳6和邻近辊R2的凝固金属的下壳8。随着金属M向前进入辊隙N，壳6和8的厚度增加。在上下壳6和8的每一个与熔融金属M之间的界面处产生了凝固金属的大枝晶10(非按比例显示)。大枝晶10被破碎并被拖拽到熔融金属M较慢流动的中心部分12，并以箭头C1和C2的方向被搬运。流的拖拽行为可使大枝晶10进一步被破碎为较小的枝晶14(非按比例)。在称作区域16的辊隙N上游的中心部分12，金属M是半固态并包括固体组分(凝固的小枝晶14)和熔融金属组分。部分由于小枝晶14在其中的分散，区域16中的金属M具有流态稠度。在辊隙N的位置处，金属基本上变成固态。辊隙N的下游，中心部分12是含有夹在上壳6和下壳8之间的小枝晶14的固态中心层18。在中心层18中，小枝晶14在尺寸上可为约20-约50微米并且通常具有球形形状。
上下壳6与8和凝固中心层18的三个层构成固体铸造带材20。固体中心层18占带材20总厚度的约20％-约30％。熔融铝合金具有合金化元素的初始浓度，该合金化元素包括包晶形成合金化元素和共晶形成合金化元素。作为与铝的包晶形成剂的合金化元素是Ti、V、Zr和Cr。所有其它的合金化元素为与铝的共晶形成剂，如Si、Fe、Ni、Zn、Mg、Cu和Mn。在铝合金熔体凝固期间，枝晶典型地具有比包围的母体熔体更低的共晶形成剂浓度和更高的包晶形成剂浓度。在区域16中，在辊隙上游的中心区域，小枝晶14因而部分贫乏共晶形成剂，而包围小枝晶的熔融金属某种程度上富集共晶形成剂。结果，与在金属M、上壳6和下壳8每一个中的共晶形成剂和包晶形成剂浓度相比，含有大量枝晶的带材20的固体中心层18贫乏共晶形成剂(典型地最高约20wt.％，如约5-约20wt.％)并富集包晶形成剂(典型地最高约45％， 如约5-约45wt.％)。
辊R1和R2作为熔融金属M的热的热沉。热从熔融金属M以均匀的方式向辊R1和R2传递以确保铸造带材20表面的均匀性。各个辊R1和R2的表面D1和D2可由钢或铜制成并纹理化以及包括与熔融金属M接触的表面不规则体(未示出)。表面不规则体可用于增加从表面D1和D2的热传递，并通过在表面D1和D2施加不均匀性的控制程度，导致跨过表面D1和D2的均匀热传递。表面不规则体的形式可以为槽、凹陷、刻痕或其它结构，并且可用每英寸约20-约120表面不规则体或每英寸约60表面不规则体的规则模式间隔开。表面不规则体可具有约5-约200微米或约100微米的高度。辊R1和R2可用促进铸造带材从辊R1和R2分离的材料如铬或镍涂覆。
控制、保持和选择辊R1和R2的合适速度可影响可操作性。辊的速度决定了熔融金属M向前进入辊隙N的速度。如果速度太慢，大枝晶10将不会经历足够的力从而带入中心部分12并破碎成小枝晶14。因此，所公开的带坯连铸操作法适于在高速如约25-约400英尺/分钟或约100-约400英尺/分钟或约150-约300英尺/分钟下操作。熔融铝递送到辊R1和R2的线速度可小于辊R1和R2的速度或约辊速度的四分之一。可获得高速连铸，部分是因为纹理化的表面D1和D2确保了从熔融金属M的均匀热传递。
辊分离力可以是在实施带坯连铸时的参数。可调整铸造速度以确保辊力在预定的范围内，这可确保凝固只在辊隙处完成。通过辊隙N的过量熔融金属可引起上下壳6和8和固体中间部分18的层彼此分离并变得不重合。到达辊隙N的不足的熔融金属引起带材过早地形成，如常规的轧辊铸造过程所发生的。过早形成的带材20可被辊R1和R2变形并且经历中心线偏析。合适的轧辊分离力为约25-约300磅/英寸铸件宽度或约100磅/英寸铸件宽度。通常，当铸造较厚规格铝合金时需要较慢的铸造速度以便去除来自厚合金的热。不像常规的轧辊铸造，这种较慢的铸造速度不导致在带坯连铸设备上过大的轧辊分离力，因为完全固态的铝带材不在辊隙上游产生。
薄规格铝带材产品可通过常规轧辊铸造方法铸造。在用那种方法生产的低规格铝合金带材产品中，辊分离力是限制性因素，但所公开的带坯连铸操作法没有这样的限制，因为辊分离力比某些其它带坯连铸过程小几个数量级。在25-约400英尺/分钟的铸造速度下可以约0.1英寸或更小的厚度生产铝合金带材。更厚规格的铝合金带材也可通过带坯连铸生产，例如以约1/4英寸的厚度。
辊表面D1和D2在铸造期间变热并且在提高的温度下易于氧化。在铸造期间辊表面不均匀的氧化能改变辊R1和R2的热转移性能。因此，可使辊表面D1和D2在使用前氧化以在铸造期间使其改变最小化。时不时地或连续地刷擦辊表面D1和D2以去除铸造铝和铝合金期间积累的碎片可能是有利的。铸造带材的小片可从带材S上自由破碎并粘到辊表面D1和D2。这些铝合金带材的小片易于氧化，其可导致辊表面D1和D2热转移性能的不均匀。刷擦所述辊表面D1和D2避免了因碎片引起的不均匀性的问题，该碎片可在辊表面D1和D2上聚集。
铝合金带材可通过带坯连铸进行连续铸造。铝合金带材20包括第一铝合金层和第二铝合金层(对应于壳6和8)，其间具有中间层(凝固的中心层18)。在中间层中的共晶形成合金化元素的浓度比在第一和第二层中的小典型地至多约20wt.％，如约5wt.％-约20wt.％。在中间层中的包晶形成合金化元素的浓度比在第一和第二层中的大典型地至多约45wt.％，如约5wt.％-约45wt.％。因为辊施加的力是低的(300磅/英寸宽度或更小)，通过带坯连铸生产的铝合金带材中的晶粒可基本上未变形。带材20直至其达到辊隙N才凝固；因此其不像常规的双辊连铸方式那样被热轧并且不接受典型的热力学处理。没有常规地在铸机中热轧，带材20中的晶粒基本上未变形并保持其在凝固时实现的初始结构，也就是等轴结构，如球形。
通过最初选择期望的辊隙N尺寸(该尺寸对应于期望的带材S规格)可便于连续带坯连铸铝合金。使辊R1和R2的速度增加至期望的速度，该速度小于引起辊分离力增加至表明在辊R1和R2之间发生轧制的水平的速度。在通过所公开带坯连铸过程(也就是约25-约400英尺/ 分钟)的速率下铸造，使铝合金带材凝固得比铸造为坯锭的铝合金快约1000倍并且比铸造为坯锭的铝合金改善了带材的性能。
支撑离开辊R1和R2的热带材S直到带材S足够冷却至自支撑可能是有利的。在一个实施方案中，连续的传送带(未示出)位于离开辊R1和R2的带材S下面。带状物可绕托辊运行并支撑带材S可能为约10英尺的距离。托辊之间带状物的长度可通过铸造过程、带材S的离开温度和带材S的合金确定。带状物B的适宜材料包括以实心形式或筛网形式的金属(如钢)和纤维玻璃。可替代地，支撑机构可包括静止的支撑表面(未示出)例如金属轨座(shoe)，在其上方带材S边冷却边移动。轨座可由热带材S不易于粘接的材料制备。在某些情况下，带材S在离开辊R1和R2时经受断裂，带材S可在辊的下游用流体如空气或水冷却。典型地，带材S在约1100℉下离开辊R1和R2。在距离辊隙N约8-10英寸内将带材的温度降低至约1000℉可能是期望的。冷却带材以获得那种冷却量的一种适宜机构描述于美国专利No.4,823,860中，通过引用将其并入本文。
本文所公开的带坯连铸方法特别适于具有高Mg水平的铝合金。在铸造期间，熔融金属通过汇聚通道，因此确保与辊良好的接触，并因而始终是良好的热传递。该效应消除了Mg从内层中的熔融金属至带材表面的渗出，如果热传递消失则该渗出将发生。另一个益处是在线热轧。铸机的非常高的带材速度允许铸造带材以最小的暴露于高温完成轧制。例如对于150ft/min的带材速度以及铸机和轧辊之间10ft的距离，暴露时间将为约4秒，这对于任何显著的Mg通过Mg至表面的扩散而从固体带材渗出，是不够的时间。
预计其它的带坯连铸过程，如双带式连铸(例如Harrington的美国专利5,515,908所描述的，标题为“Method and apparatus for twin belt casting of strip”，通过引用将其全文合并到本文)也可用于生产如本文所述的具有高镁含量的铝合金。
如上所述，具有高镁含量的铝合金产品也可通过板坯连铸方法生产。某些板坯连铸的方法中描述于Hazelett的美国专利3,167,830， 该专利标题为“Continuous Metalcasting Apparatus”,以及Braun等的美国专利No.5,979,538，该专利标题为“ContinuousChain Caster and Method”，通过引用将其每一个以全文并入本文。这些文献的方法可需要修改以适应合金中的高镁含量，如选择高传导性带状物，清洁块表面和使用铍。即使进行这些修改，仍将发生Mg的渗出，并且因此上述描述的带坯连铸方法是优选的。
现在再次参考图4a，在铝合金已离开连铸设备后，将其通过常规技术在线或离线热轧(410)。“热轧”含义是在提高的温度下将连铸铝合金机械减薄为片材或板材产品。在一个实施方案中，铝合金热轧至厚度小于6.35mm(例如，有助于生产片材产品)。在一个实施方案中，将铝合金热轧到至少6.35mm的厚度(例如，有助于生产板材产品)。优选的热轧温度取决于合金。具有中等高Mg含量的合金(例如6-7wt.％Mg)可在高达900℉的温度下轧制。然而，含有高Mg水平(如8-10wt.％)的那些合金，在其进入轧机前需要使带材的温度降低。例如对于含8％Mg的合金，轧机进入温度可为约750℉。
现在参考图4b，退火步骤(420)至少部分地有助于产生具有高镁含量的、能够抵抗应力腐蚀开裂和晶间腐蚀的铝合金产品。退火步骤通常包含至少两步：在提高的温度下加热铝合金并持续足够的时间以获得O状态(422)，以及铝合金的受控冷却(424)。通常，冷却步骤(424)后，Al-Mg合金包含多个晶粒，并且，铝合金在晶界处基本上没有β相的连续膜。Al-Mg合金时效敏化后(未示出的步骤)，铝合金在晶界处基本上没有β相的连续膜。如上所述，“时效敏化”含义为使铝合金人工时效至典型至少20年服役寿命的条件。例如，可使铝合金产品连续暴露于提高的温度几天时间(如在约100℃-120℃的温度范围约7天时间)。
关于加热步骤(422)，铝合金可在任何适宜的温度下加热任何适宜的时间，只要铝合金获得O状态。“O状态”含义为Aluminum Association(铝业协会)定义的退火状态。例如，关于带坯连铸或板坯连铸片材产品，可使铝合金加热到温度(T1)，其中T1为365℃- 约500℃。当温度在T1范围时，加热期间可为至少约2小时的时间。
现参考图4c，冷却步骤(424)通常包括两部分：第一慢冷却步骤(426)和第二较快的冷却步骤(428)。关于第一慢冷却步骤(426)，使铝合金从加热温度(如T1)冷却到第一较冷的温度(如T2)。通常第一较冷的温度(T2)至少比加热温度(T1)低约25℃，并且从加热温度(T1)至第一较冷的温度(T2)的冷却速率不大于约100℃/小时，如从约30℃/小时-约60℃/小时的冷却速率。
关于第二较快冷却步骤(428)，使铝合金从第一较冷的温度(如T2)冷却至第二较冷的温度(如T3)。第二较冷的温度(T3)通常比第一较冷的温度(T2)低至少约100℃。第二冷却步骤的冷却速率通常为至少约100℃/小时。
本文公开方法的优势是合金不需要单独的、过程后(post-processing)的热处理，但仍然抗应力腐蚀开裂和晶间腐蚀。因而，在一个实施方案中，生产铝合金产品的过程没有热处理步骤。
在使用前可根据常规的操作法进一步制备合金。例如，可使合金适当地清洁、拉伸、矫平、切割、涂覆(例如润滑剂或漆)，并最终卷绕。
实施例
实施例1-通过快速加热退火生产高镁合金(6.4wt.％)
带坯连铸基本组成为6.4wt.％Mg和0.5wt.％Zn，余量为铝，偶存元素和杂质的铝合金。带坯连铸的合金具有3.4mm的厚度和0.41m的宽度。从合金上取下试样(0.75m)并允许冷却至室温。
接下来将第一组试样(“合金1”)重新加热至850℉并热轧直到达到约1mm的标称厚度。然后使合金1经受快速退火条件。特别地将合金1在盐浴中加热至950℉持续60秒，并且然后通过空气喷射以约90℉/秒的速率淬火。
然后将合金1的第一个样品(合金1-a)时效敏化并且然后按ASTM G67-86进行晶间腐蚀试验。使合金1的另一个样品(合金1-b)时效敏 化并且然后经受成型和烤漆(paintbake)循环，其涉及横向拉伸约5％接着在375℉下培烧30分钟，接着按ASTM G67-86进行晶间腐蚀试验。合金1-a和1-b显示出大于25mg/cm2的质量损失，未通过晶间腐蚀试验。具体地，合金1-a显示出30mg/cm2的质量损失，并且合金1-b显示出61-70mg/cm2的质量损失。
所选的时效敏化的、拉伸的和漆化的合金(合金1-b)在腐蚀试验之前和之后通过样品的SEM检测进行检测，在安装和金相制备后通过光学显微镜和SEM进行内部的检测并且进行样品的相确认。该分析表明腐蚀侵蚀主要在晶界并且在晶粒内的组分颗粒处(图7a)。后面的侵蚀形式引起在那些位置处形成凹陷，其尺寸为几个μm并且在某些情况下成列。凹陷仅覆盖小部分的晶粒。发现在横截面(图7b)穿透2-5个晶粒深。试验中失去了几层晶粒并且观察到的深度未反映侵蚀的全部深度。从较薄部分，表面的“砂质”感，以及腐蚀试样的视觉外观看这也是明显的。当通过Graff-Sargent蚀刻揭示晶界时(图7c-7d)，发现它们含有亚微米级的(～0.1μm)均匀宽度的连续膜。该膜可能是Al3Mg2相。该样品显示低密度的Mg2Si总数。样品的平均晶粒尺寸为～50μm并且其完全再结晶。
该分析表明腐蚀侵蚀主要在晶界并且在晶粒内的组分颗粒处。后面的侵蚀形式引起在那些位置处形成凹陷。其尺寸上为几个μm并且在某些情况下成列。凹陷仅覆盖小部分的晶粒。在横截面中，发现穿透2-5个晶粒深。注意到试验期间失去了几层晶粒并且观察到的深度未反映侵蚀的全部深度。从较薄部分，表面的“砂质”感，以及腐蚀后的试样的视觉外观看这也是明显的。当通过Graff-Sargent蚀刻揭示晶界时，发现它们含有亚微米级的(～0.1μm)均匀宽度的连续膜。该膜可能是Al3Mg2相。样品的平均晶粒尺寸为～50μm并且其完全再结晶。
实施例2-通过慢冷制备的高镁(6.4wt.％)合金
从实施例1的合金(也就是基本组成为6.4wt.％Mg和0.5wt.％Zn， 余量为铝，偶存元素和杂质的铝合金)取下另一组试样(0.75m)并使其冷却至室温。接下来将第二组试样(“合金2”)重新加热至850℉并热轧直到达到约1mm的标称厚度。然后将合金2在炉中加热至850℉并保持4小时。接下来，使合金2在炉中冷却直到在5.5小时的时间内温度降至400℉(平均冷却速率82℉/小时)。接下来将炉子打开并在1.5小时的时间进一步冷却至200℉。该方法代表了炉中典型的分批退火。
然后将合金2的第一个样品(合金2-a)时效敏化并且然后按ASTM G67-86进行晶间腐蚀试验。使合金2的另一个样品(合金2-b)时效敏化并且然后经受成型和烤漆循环，其涉及横向拉伸约5％接着在375℉培烧30分钟，接着按ASTM G67-86进行晶间腐蚀试验。合金2-a和2-b显示出分别仅3mg/cm2和6mg/cm2的质量损失，通过晶间腐蚀试验。
在时效敏化后，合金2-a和2b也根据ASTM G44-88进行应力腐蚀开裂(SCC)试验。对于该试验选择L方向屈服强度的75％的应力水平。每个试验重复三次，并且总共40天时间。在40天时间内合金2-a或2-b都没发生SCC失效。因此，该高Mg合金抵抗晶间腐蚀和应力腐蚀开裂。
所选的时效敏化的、拉伸的和漆化的合金(合金2-b)样品在腐蚀试验之前和之后通过样品的SEM检测进行检测，在安装和金相制备后通过光学显微镜和SEM进行内部的检测并且进行样品的相确认。该分析表明材料在晶粒以及基本上晶界的开口处显示出凹陷的外观(图8a)。凹陷的尺寸在较大范围内变化，典型的～5μm的直径。样品内的腐蚀沿晶界而行并打开至在晶粒间暴露相似尺寸的缝隙。从晶界向晶粒的腐蚀穿透也显示了凹陷。腐蚀的深度限制为从表面2-3个晶粒(图8b)。内部侵蚀在晶界处开始并向晶粒内生长。这导致沿着侵蚀的路径逐渐降低了穿透进晶粒的深度。在光学显微镜下，发现晶界被亚微米尺寸范围的非连续析出物所装饰(图3)。在晶粒内，注意到两个组成相—一个是细析出物(Mg2Si)，另一个是含有Fe(如Al3Fe和α-Al12Fe3Si)的至多～5μm尺寸的较粗颗粒。没有发现含Zn的相，表明其溶解在基体中。在该样品中的晶粒没有显示典型为完全再结晶组织的尖锐晶界。平均晶粒尺寸～60μm并且其未被腐蚀试验影响。基于退火条件假设在晶界处存在非连续的β相并且存在孤立的晶界析出物。
实施例3-通过慢冷制备的高镁(8wt.％)合金
带坯连铸基本组成为7.96wt.％Mg和0.032wt.％Zn，余量为铝，偶存元素和杂质的铝合金。该带坯连铸合金具有3.4mm的厚度和0.41m的宽度。从合金上取下试样(0.75m)并使其冷却至室温。接下来将试样(“合金3”)重新加热至750℉并热轧直到达到约1mm的标称厚度。然后使合金3通过实施例2的处理步骤处理。
然后使合金3时效敏化并且然后使其按ASTM G67-86进行晶间腐蚀试验。合金3显示仅9.2mg/cm2的质量损失，通过晶间腐蚀试验。使合金3在时效敏化后按ASTM G44-88进行应力腐蚀开裂(SCC)试验。对于该试验选择L方向屈服强度的75％的应力水平。每个试验重复三次，并且总共40天时间。在40天时间内合金3都没发生SCC失效。因此，该高Mg合金抵抗晶间腐蚀和应力腐蚀开裂。
已详细描述了本公开的各种实施方案，显然本领域技术人员可对这些实施方案进行修改和适应。然而，应清楚地理解，这些修改和适应都在本公开的精神和范围内。而且，权利要求和/或说明书中所用的标记数字不意图将权利要求和/或说明书限制到任何地操作顺序或方式，除非另外指出。
本发明提供了如下优选技术方案:
1.连铸的Al-Mg合金片材或板材产品，包含6-10wt.％Mg，其中该Al-Mg合金产品抵抗(ⅰ)应力腐蚀开裂和(ⅱ)晶间腐蚀。
2.技术方案1的Al-Mg合金，其中该Al-Mg合金包含多个晶粒，其中该晶粒具有晶界，并且在Al-Mg合金时效敏化后该Al-Mg合金在晶界处基本上没有β相的连续膜。
3.技术方案2的Al-Mg合金，其中Al-Mg合金的晶粒包含Mg2Si析出物。
4.汽车零件，包含技术方案1-3中任一项的Al-Mg合金。
5.海运交通工具，包含技术方案1-3中任一项的Al-Mg合金。
6.一种方法，包括：
(a)连铸包含约6wt.％-约10wt.％Mg的Al-Mg合金；
(b)热轧该Al-Mg合金至小于6.35mm的厚度；
(c)通过炉来退火该Al-Mg合金，其中，该退火步骤包括：
(ⅰ)在提高的温度下加热该Al-Mg合金并持续足够长时间以获得O状态；并且
(ⅱ)冷却该Al-Mg合金，其中在冷却步骤后，Al-Mg合金包含多个晶粒，并且其中在Al-Mg合金时效敏化后该Al-Mg合金在晶界处基本上没有β相的连续膜。
7.技术方案6的方法，其中在冷却步骤(c)(ⅱ)后，Al-Mg合金没有β相的连续膜。
8.技术方案6-7的方法，其中加热步骤(c)(ⅰ)包括：
加热Al-Mg合金至温度T1，其中T1为约365℃-约500℃，持续至少约2小时的时间。
9.技术方案8的方法，其中冷却步骤(c)(ⅱ)包括：
将Al-Mg合金从温度T1至温度T2的第一冷却，其中温度T2比温度T1低至少约25℃，并且其中从温度T1至温度T2的冷却速率不大于约100℃/小时；及
Al-Mg合金从温度T2至温度T3的第二冷却，其中T3比温度T2低至少约100℃。
10.技术方案9的方法，其中第一冷却步骤的冷却速率为约30℃/小时至约60℃/小时。
11.技术方案6-10中任一项的方法，其中连铸包括带坯连铸。

Claims (7)

1.一种生产Al-Mg合金的方法，包括：
(a)连铸包含6wt.％至10wt.％Mg的Al-Mg合金；
(b)热轧该Al-Mg合金至小于6.35mm的厚度；
(c)通过炉来退火该Al-Mg合金，其中，该退火步骤包括：
(i)在提高的温度下加热该Al-Mg合金并持续足够长时间以获得O状态；并且
(ii)冷却该Al-Mg合金，其中在冷却步骤后，该Al-Mg合金包含多个晶粒，并且其中在该Al-Mg合金时效敏化后该Al-Mg合金在晶界处基本上没有β相的连续膜，并且其中在冷却步骤后，该Al-Mg合金抵抗应力腐蚀开裂和晶间腐蚀。
2.根据权利要求1所述的方法，其中在冷却步骤(c)(ii)后，该Al-Mg合金没有β相的连续膜。
3.根据权利要求1所述的方法，其中加热步骤(c)(i)包括：
加热该Al-Mg合金至温度T1，其中T1为365℃至500℃，持续至少2小时的时间。
4.根据权利要求3所述的方法，其中冷却步骤(c)(ii)包括：
该Al-Mg合金从温度T1至温度T2的第一冷却，其中温度T2比温度T1低至少25℃，并且其中从温度T1至温度T2的冷却速率不大于100℃/小时；以及
该Al-Mg合金从温度T2至温度T3的第二冷却，其中T3比温度T2低至少100℃。
5.根据权利要求4所述的方法，其中第一冷却步骤的冷却速率为30℃/小时至60℃/小时。
6.根据权利要求1所述的方法，其中连铸包括带坯连铸。
7.根据权利要求4所述的方法，其中所述第二冷却步骤的冷却速率为至少100℃/小时。
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