CN107604222B

CN107604222B - 一种可时效强化的Al-Mg系合金及其制备方法

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Publication number: CN107604222B
Application number: CN201710866809.6A
Authority: CN
Inventors: 张海涛; 郭成; 李宝绵; 崔建忠
Original assignee: Northeastern University China
Current assignee: Northeastern University China
Priority date: 2017-09-22
Filing date: 2017-09-22
Publication date: 2019-04-05
Anticipated expiration: 2037-09-22
Also published as: CN107604222A

Abstract

本发明涉及一种可时效强化的Al‑Mg系合金及其制备方法，属于铝合金领域。一种可时效强化的Al‑Mg系合金，所述Al‑Mg系合金化学成分按质量百分比为：Mg：0.1～15％，Ag：0.01～3％，Mn：0～0.8％，Cr：0～0.35％，Zr：0～0.2％，Ti：0～0.2％，其余为Al和不可避免的杂质。本发明制得的Al‑Mg系合金其抗拉强度最大可达550MPa以上，屈服强度大于390MPa，且合金的延伸率大于10％。

Description

一种可时效强化的Al-Mg系合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及一种可时效强化的Al-Mg系合金及其制备方法，属于铝合金领域。

背景技术

Al-Mg系合金(5XXX)由于比强度高、成形性好、焊接性好、抗冲击性和耐腐蚀性好等一系列优点，被广泛应用于汽车、航空航天、舰艇船舶和军用车辆(尤其是水陆两用战车)等领域。近年来随着上述领域的快速发展，对Al-Mg系合金的综合性能也提出了更高的要求，主要是成形性能和强度性能。例如为替代汽车工业用的钢铁材料，需要Al-Mg系合金具有更高的强度，同时应具有良好的深冲性能、冷弯性能、可焊性能等。然而，由于Al-Mg系合金只能固溶强化和冷变形强化，不能热处理(时效)强化，因此很难使Al-Mg系合金的综合性能获得大幅度的提高，制约了其在实际中的进一步应用。为了提高Al-Mg系合金的综合性能，目前主要采取以下两种手段：

一是微合金化：在Al-Mg系合金中添加微量合金元素，采用合适的均匀化和热加工工艺，在合金中析出细小的弥散相，起到弥散强化效果；通过抑制再结晶和晶粒长大、保留亚晶组织从而引起亚结构强化和细晶强化。综合利用弥散强化、细晶强化(亚晶强化)、固溶强化等方式来强化合金。效果较好的元素有Mn、Cr、Ti、Sc，其中Sc的效果最好。CN103422037A公开了一种分离低钪Al-Mg合金再结晶与沉淀相析出的工艺，采用这种强化方式存在的主要问题是：弥散相Al₃(Sc,Zr)在典型的铝合金热加工温度下析出较快，因此在热变形过程中极易粗化，弥散相一旦粗化，由于再加热时不能溶解，强化作用消失。

二是细晶强化：细化晶粒可提高合金的综合性能，但对于铝合金而言，通过传统的热机械处理方式很难获得晶粒尺寸小于10μm的晶粒组织，因此合金综合性能的提高程度有限。近年来，采用大塑性变形法(Severe Plastic Deformation)、电沉积法、非晶晶化法和粉末冶金法等可使Al-Mg系合金的晶粒细小到纳米量级，但大量研究结果表明，Al-Mg系合金经纳米化后强度得到明显提升，但塑性普遍较低。此外，纳米晶合金的组织稳定性较差，一旦发生晶粒长大即转变为普通粗晶合金，失去其优异性能。

CN101880804A公开了一种汽车车身板用Al-Mg系铝合金及其制造方法，其通过固溶处理得到的组织不稳定，不利于提高合金强度。专利CN104313413B公开了一种Al-Mg-Zn系合金及其合金板材的制备方法，通过添加Zn元素使合金具有时效强化的效果，但是大量研究表明当5xxx系铝合金中Zn的含量大于0.5wt％时，合金的耐蚀性会迅速下降，大大限制了该合金的使用。因此，一种具有Al-Mg系合金优点又可以克服其缺点的合金是十分必须的。

发明内容

本发明的目的是提供一种可时效强化的Al-Mg系合金，既可以保持Al-Mg系合金的优点又可以有效的提高其综合性能。

一种可时效强化的Al-Mg系合金，所述Al-Mg系合金化学成分按质量百分比为：

Mg：0.1～15％，Ag：0.01～3％，Mn：0～0.8％，Cr：0～0.35％，Zr：0～0.2％，Ti：0～0.2％，其余为Al和不可避免的杂质。

优选地，所述Al-Mg系合金化学成分按质量百分比为：Mg：2～10％，Ag：0.05～1.5％，Mn：0～0.5％，Cr：0～0.3％，Zr：0～0.15％，Ti：0～0.15％，其余为Al和不可避免的杂质。

更进一步优选地，所述Al-Mg系合金化学成分按质量百分比为：Mg：4～10％，Ag：0.2～0.8％，Mn：0.2～0.5％，Cr：0.15～0.3％，Zr：0.1～0.15％，Ti：0.1～0.15％，其余为Al和不可避免的杂质。

本发明所述Al-Mg系合金中添加Mn可使含Mg相沉淀均匀，提高合金的抗蚀性，特别是抗应力腐蚀开裂能力，此外还可提高合金的再结晶温度，抑制晶粒长大。Cr的作用与Mn类似，提高抗应力腐蚀开裂能力，降低焊接裂纹倾向，但其含量不应超过0.35wt％，否则会与其它合金元素或杂质如Mn、Fe、Ti等形成粗大的金属混合物，降低合金的成形性能和断裂韧性。Zr、Ti可细化合金的晶粒，形成的Al₃Zr、TiAl₃粒子起分散强化作用，可进一步提高合金的强度。Ag能够促进合金在时效过程中析出相的形核，与Al、Mg形成均匀弥散分布的强化相，对合金时效强化效果起到决定作用。

本发明的另一目的是提供上述可时效强化的Al-Mg系合金的制备方法。

一种可时效强化的Al-Mg系合金的制备方法，是将合金原料经熔炼、铸造，制得合金铸锭；将合金铸锭进行均匀化热处理后进行轧制或挤压变形；随后进行固溶处理和时效处理。

进一步地，所述方法包括下述工艺步骤：

(1)将合金原料在加热炉中进行熔炼，利用半连续铸造法制得铝合金铸锭；

(2)将铝合金铸锭进行均匀化热处理，冷却后得到均匀化热处理的铝合金铸锭；

(3)将均匀化热处理后的铸锭进行预留变形量热轧或热挤压变形，然后在室温下对合金进行轧制或挤压变形；

(4)将变形后的合金进行固溶处理；

(5)固溶处理后的合金进行时效处理，或将固溶处理后的合金进一步形变处理，然后再进行时效处理。

上述技术方案中，优选所述步骤(1)中合金原料熔炼温度控制在700～750℃；铸造温度控制在700～720℃。

上述技术方案中，优选所述步骤(2)中铝合金铸锭进行均匀化退火温度为460～520℃，退火时间为16～24h。

上述技术方案中，优选所述步骤(3)中合金热变形温度控制在350～450℃，热变形量为20～70％，冷变形量为30～80％。

上述技术方案中，优选所述步骤(4)中固溶处理工艺参数为450～500℃，保温0.5～2h，保温后在10s内完成水淬。

上述技术方案中，优选所述步骤(5)中的时效工艺参数为20～240℃，保温0.5～32h，固溶处理后的变形量为20～80％。

本发明所述可时效强化的Al-Mg系合金的制备方法一个优选的技术方案为：

(1)按要求的配比配料，Al、Mg、Ag以纯金属形式加入，其他组分以铝基中间合金形式加入；在辐射式或感应加热炉中熔炼，熔炼温度控制在700～750℃；立式半连续铸造成扁锭或圆锭，铸造温度控制在700～720℃；

(2)将铸锭均匀化处理，工艺参数为460～520℃，保温16～24h；

(3)将均匀化热处理后的铸锭进行预留变形量热轧或热挤压变形，变形温度控制在350～450℃，热变形量为20～70％；然后在室温下对合金进行轧制或挤压变形，冷变形量为30～80％；

(4)将变形后的合金进行固溶处理，固溶处理工艺参数为450～500℃，保温0.5～2h，取出后在10s内完成水淬；

(5)固溶处理后的合金在进行时效处理，时效工艺参数为20～240℃，保温0.5～32h；或将固溶处理后的合金进一步形变处理，冷变形量20～80％，然后再进行时效处理。

在固溶处理后对合金进行20～80％的冷变形可将形变强化与热处理强化相结合，进一步提高合金的综合性能。

上述技术方案中，所述步骤(2)的均匀化处理可使非平衡相回溶，消除铸锭中的枝晶偏析，提高合金的热变形和冷变形能力，提高合金化学成分和组织均一性。

上述技术方案中，所述步骤(3)的变形处理可使合金晶粒延变形方向延长，大颗粒难溶物被破碎，第二相均匀分布于晶界和晶内。此外，在固溶处理后对合金进行20-80％的冷变形可将形变强化与热处理强化相结合，进一步提高合金的综合性能。

上述技术方案中，所述步骤(4)的固溶处理在高温下保温增加合金元素的固溶度，析出相充分溶于基体中，合金发生回复再结晶，晶粒细小。

上述技术方案中，经过所述步骤(5)处理所得合金中析出均匀细小的Mg₃₂(Ag,Al)₄₉强化相，尺寸为5～10nm，合金力学性能显著提高。

本发明的有益效果为：

本发明基于Al-Mg系合金特点，通过添加Ag及其它合金元素，对Al-Mg系铝合金进行微合金化，经均匀化处理、热变形、冷变形及固溶时效处理后析出含Al、Mg、Ag的强化相，其析出过程如下:GP区→β”相(Al₃Mg)→T相(Mg₃₂(Ag,Al)₄₉)→β相(Al₃Mg₂)。合金铸锭经均匀化处理、热变形、冷变形、固溶时效处理后，形成均匀细小的Mg₃₂(Ag,Al)₄₉强化相，使合金具有时效强化效应，本发明制得的Al-Mg系合金其抗拉强度最大可达550MPa以上，屈服强度大于390MPa，且合金的延伸率大于10％。

附图说明

图1为本发明实施例1中铝合金铸锭的金相图片，合金铸态组织中第二相数量较多，沿晶界分布。

图2为本发明实施例1中460℃均匀化退火24h后的合金金相图片，合金中的成分偏析消除，非平衡基本回溶，有利于后续的加工变形。

图3为本发明实施例1中合金经在350℃热轧及室温冷轧至2mm后的金相图片，变形后的合金晶粒明显拉长，大颗粒难溶物破碎，均匀的分布在基体中，有利于合金强度的提高。

图4为本发明实施例1中合金在450℃固溶处理2h后的金相图片，合金晶粒为细小的等轴晶，合金固溶后第二相基本回溶到基体中，形成过饱和固溶体，有利于后续时效过程中第二相的均匀弥散析出。

图5为本发明实施例1中合金经固溶水淬后在160℃时效处理12h的透射照片，合金组织中析出均匀弥散分布的球状相，尺寸为5～10nm，该相为合金时效强化的主要强化相。

图6为本发明实施例1中合金经固溶水淬后在160℃时效处理12h后析出相的选取电子衍射图像，根据其衍射斑点可以确定该相为体心立方结构，晶格常数a＝1.41nm，与T相(Mg₃₂(Ag,Al)₄₉)相符。

具体实施方式

下述非限制性实施例可以使本领域的普通技术人员更全面地理解本发明，但不以任何方式限制本发明。

下述实施例中所述试验方法，如无特殊说明，均为常规方法；所述试剂和材料，如无特殊说明，均可从商业途径获得。

下述实施例中Al、Mg、Ag以纯金属形式加入，其他组分以铝基中间合金形式加入

实施例1

一种可时效强化的Al-Mg合金，由以下质量百分比的元素及其配比制成：Mg2％，Ag0.2％，Mn：0.4％，Cr：0.2％，Zr：0.15％，Ti：0.15％，余量为Al及不可避免的杂质。将合金原料熔炼后利用立式半连续法铸造成扁锭，将铸锭(其铸态组织如图1)在460℃进行均匀化处理，保温24h，其金相图片如图2；将均匀化处理后的铸锭在350℃热轧，变形量为40％，再于室温进行冷轧，变形量为60％，其金相组织如图3；在450℃固溶处理，保温2h后取出水冷，其金相组织如图4；将固溶后的合金在160℃时效处理12h，合金中析出均匀细小的Mg₃₂(Ag,Al)₄₉强化相，尺寸为5～10nm，其透射图像如图5。

表1为本发明实施例1中合金的固溶态(即固溶处理后所得合金)以及合金在160℃时效12h的力学性能，合金时效强化后的抗拉强度提高39.9MPa，屈服强度提高88.3MPa，延伸率降低4.5％，但仍保持在20％以上。

表1

实施例2

一种可时效强化的Al-Mg合金，由以下质量百分比的元素及其配比制成：Mg0.1％，Ag0.01％，余量为Al及不可避免的杂质。将合金原料熔炼后利用立式半连续法铸造成扁锭，合金熔铸后在460℃进行均匀化处理，保温16h；将均匀化处理后的铸锭在350℃热挤压，变形量为20％；在室温下进行挤压，变形量为30％；合金变形后在450℃固溶处理，保温0.5h后取出水冷；将固溶处理后的合金在20℃时效处理0.5h。

实施例3

一种可时效强化的Al-Mg合金，由以下质量百分比的元素及其配比制成：Mg0.1％，Ag0.01％，余量为Al及不可避免的杂质。将合金原料熔炼后利用立式半连续法铸造成扁锭，合金熔铸后在460℃进行均匀化处理，保温16h；将均匀化处理后的铸锭在350℃热轧，变形量为20％；在室温下进行冷轧，变形量为30％；合金变形后在450℃固溶处理，保温0.5h后取出水冷；将固溶后的合金在20℃时效处理0.5h。

实施例4

一种可时效强化的Al-Mg合金，由以下质量百分比的元素及其配比制成：Mg1％，Ag0.1％，Mn：0.3％，Cr：0.25％，Zr：0.1％，Ti：0.1％，余量为Al及不可避免的杂质。将合金原料熔炼后利用立式半连续法铸造成扁锭，合金熔铸后在520℃进行均匀化处理，保温24h；将均匀化处理后的铸锭在450℃热挤压，变形量为70％，在室温下进行挤压，变形量为80％，在500℃固溶处理，保温2h后取出水冷；将固溶后的合金在210℃时效处理8h。

实施例5

一种可时效强化的Al-Mg合金，由以下质量百分比的元素及其配比制成：Mg2％，Ag0.2％，Mn：0.5％，Cr：0.4％，Zr：0.15％，Ti：0.15％，余量为Al及不可避免的杂质。将合金原料熔炼后利用立式半连续法铸造成扁锭，合金熔铸后在500℃进行均匀化处理，保温24h；将均匀化处理后的铸锭在450℃热挤压，变形量为60％，在室温下进行挤压，变形量为70％，在500℃固溶处理，保温2h后取出水冷；将固溶后的合金在180℃时效处理32h。

实施例6

一种可时效强化的Al-Mg合金，由以下质量百分比的元素及其配比制成：Mg15％，Ag3％，Mn：0.8％，Cr：0.35％，Zr：0.2％，Ti：0.2％，余量为Al及不可避免的杂质。将合金原料熔炼后利用立式半连续法铸造成扁锭，合金熔铸后在520℃进行均匀化处理，保温24h；将均匀化处理后的铸锭在450℃热挤压，变形量为70％，在室温下进行挤压，变形量为80％，在500℃固溶处理，保温2h后取出水冷；将固溶后的合金在240℃时效处理32h。

实施例7

一种可时效强化的Al-Mg合金，由以下质量百分比的元素及其配比制成：Mg15％，Ag3％，Mn：0.8％，Cr：0.35％，Zr：0.2％，Ti：0.2％，余量为Al及不可避免的杂质。将合金原料熔炼后利用立式半连续法铸造成扁锭，合金熔铸后在520℃进行均匀化处理，保温24h；将均匀化处理后的铸锭在450℃热轧，变形量为70％，再于室温进行冷轧，变形量为80％，在500℃固溶处理，保温2h后取出水冷；将固溶后的合金在240℃时效处理32h。

实施例8

一种可时效强化的Al-Mg合金，由以下质量百分比的元素及其配比制成：Mg10％，Ag2％，Mn：0.5％，Cr：0.2，Zr：0.1％，Ti：0.1％，余量为Al及不可避免的杂质。将合金原料熔炼后利用立式半连续法铸造成扁锭，合金熔铸后在480℃进行均匀化处理，保温24h；将均匀化处理后的铸锭在400℃热轧变形量为40％，在室温下进行冷轧，变形量为30％，在500℃固溶处理，保温1h后取出水冷；将固溶后的合金室温下冷轧变形量为20％，将变形后的合金在200℃时效处理16h。

实施例9

一种可时效强化的Al-Mg合金，由以下质量百分比的元素及其配比制成：Mg15％，Ag3％，Mn：0.8％，Cr：0.35％，Zr：0.2％，Ti：0.2％，余量为Al及不可避免的杂质。将合金原料熔炼后利用立式半连续法铸造成扁锭，合金熔铸后在480℃进行均匀化处理，保温20h；将均匀化处理后的铸锭在450℃热挤压变形量为50％，在室温下进行挤压，变形量为60％，在500℃固溶处理，保温2h后取出水冷；将固溶后的合金室温下挤压变形量为80％，将变形后的合金在200℃时效处理16h。

表2 各实施例中合金经时效处理后的力学性能

	抗拉强度/MPa	屈服强度/MPa	延伸率％
				实施例1	448	272	21.7
实施例2	207	95	27.9
				实施例3	210	98	26
实施例4	379	198	24.6
				实施例5	428	229	23.1
实施例6	509	334	16.7
				实施例7	517	342	14.5
实施例8	504	327	13.6
				实施例9	566	391	11.7

Claims

1.一种可时效强化的Al-Mg系合金，其特征在于：所述Al-Mg系合金化学成分按质量百分比为：

Mg：4～10％，Ag：2～3％，Mn：0.2～0.5％，Cr：0.15～0.3％，Zr：0.1～0.15％，Ti：0.1～0.15％，其余为Al和不可避免的杂质，合金中析出均匀细小的Mg₃₂(Ag,Al)₄₉强化相，尺寸为5～10nm，

所述合金按下述方法制得：将合金原料经熔炼、铸造，制得合金铸锭；将合金铸锭进行均匀化热处理后进行轧制或挤压变形；随后进行固溶处理和时效处理。

2.权利要求1所述Al-Mg系合金的制备方法，其特征在于：所述方法为：将合金原料经熔炼、铸造，制得合金铸锭；将合金铸锭进行均匀化热处理后进行轧制或挤压变形；随后进行固溶处理和时效处理。

3.根据权利要求2所述的方法，其特征在于：所述方法包括下述工艺步骤：

(4)将变形后的合金进行固溶处理；

4.根据权利要求3所述的方法，其特征在于：所述步骤(1)中合金原料熔炼温度控制在700～750℃；铸造温度控制在700～720℃。

5.根据权利要求3所述的方法，其特征在于：所述步骤(2)中铝合金铸锭进行均匀化退火温度为460～520℃，退火时间为16～24h。

6.根据权利要求3所述的方法，其特征在于：所述步骤(3)中合金热变形温度控制在350～450℃，热变形量为20～70％，冷变形量为30～80％。

7.根据权利要求3所述的方法，其特征在于：所述步骤(4)中固溶处理工艺参数为450～500℃，保温0.5～2h，保温后在10s内完成水淬。

8.根据权利要求3所述的方法，其特征在于：所述步骤(5)中的时效工艺参数为20～240℃，保温0.5～32h，固溶处理后的变形量为20～80％。