一种Al-Mg-Mn-Er-Zr合金轧制及稳定化退火工艺的制作方法
【专利摘要】一种Al?Mg?Mn?Er?Zr合金轧制及稳定化退火工艺，属于有色金属合金技术领域。先将铸锭置于280±10℃下保温10h，再升温至450±10℃保温24h。将均匀化热处理后的铸锭进行热轧，热轧温度为400～450℃，加热保温时间为2～3h，道次压下量为10％～30％，热轧总变形量大于80％，将所得热轧板在300～350℃下进行中间退火，退火时间为2h。将中间退火后的热轧板进行冷轧，道次压下量为10％～30％，冷轧总变形量为40～60％。将所得冷轧板在240～280℃下进行稳定化退火，退火时间为1～10h。本发明中合金中细小的第二相颗粒对位错、晶界和亚晶界具有剧烈的钉扎作用，延缓了再结晶晶核的形成，阻碍回复和再结晶，提高合金的热稳定性和力学性能。
【专利说明】
-种AI -Mg-Mn-Er-Zr合金$L制及稳定化退火工艺
技术领域
[0001 ]本发明设及一种Al-Mg-Mn-Er-Zr合金社制及稳定化退火工艺，属于金属合金材料
技术领域。
【背景技术】
[0002] 侣合金由于具有良好的力学性能、加工性能、导电性、焊接性W及耐腐蚀性，尤其 适用于一些在较强腐蚀环境条件下使用的结构体。因而广泛应用在船舶及船用设备等领域 中，对减轻船体质量、提高航行速度和耐海水腐蚀的能力、减少能耗有着重要作用。其中， 5XXX系侣合金可W直接与海水接触。目前，欧美国家用于船舶建造的5XXX系侣合金主要有 5083、5086、5454、5383等牌号，其强度相对较低，不能达到高强船用侣合金技术要求。而且 传统Al-Mg系合金中缺少有效的强化相，为热处理不可强化合金，主要通过形变强化提高合 金强度，在较高溫度下使用时容易发生软化现象，降低侣合金的力学性能。
[0003] 提高5XXX系侣合金中的Mg含量也可W增加合金的强度，而且可W使得合金在没有 大的形变强化的情况下（如热社、热挤压态，或者高溫焊接后）仍保持较高的强度。目前对 5XXX系侣合金的研究往往聚焦于中高Mg侣合金的研究，对Mg含量较高的高儀5XXX系侣合金 的研究鲜有报道。因此，研究高儀含量的5XXX系侣合金及其社制和稳定化退火工艺，对开发 新型高强侣合金，优化合金生产工艺都具有重要意义。
[0004] 将化、&元素复合添加到Al基体中，是提高侣合金综合性能的一种有效方法。热处 理过程中析出的Ah化r ,Zr)弥散相能提高合金弥散强化的作用和再结晶溫度。同时，Ab 化r，Zr)粒子在后续的社制过程中会进一步阻碍合金的回复和再结晶，提高合金的力学性 能。Mn作为Al-Mg系合金中常用的合金元素，能提高合金的延伸率和再结晶溫度，并能对合 金产生一定的强化效果。AlsMn弥散相能够阻碍再结晶晶粒的长大，可起到细化再结晶晶粒 的作用。AlsMn弥散相还能溶解杂质铁(Fe),形成Al6(Mn ,Fe)相，减小化对合金的有害影响。
【发明内容】
[0005] 本发明的目的在于提供一种适用于Al-SMg-0.9Mn-0.2化-0.1化合金的社制及稳 定化退火工艺，合金中细小的第二相颗粒对位错、晶界和亚晶界具有剧烈的钉扎作用，延缓 了再结晶晶核的形成，阻碍回复和再结晶，提高合金的热稳定性和力学性能。
[0006] 本发明所提供的上述合金的制备方法包括W下步骤：
[0007] 所要制备的合金成分为(重量百分比）:Mg 6.0% ,Mn 0.9% ,Er 0.2% ,Zr 0.1%， 余量为Al。
[000引在780~810°C溫度范围内先将纯侣烙化，再加入Al-Mn、Al-Er、Al-Zr中间合金，待 中间金合金烙化后加入纯儀，加入六氯乙烧除气并揽拌，待合金中各元素分布均匀后进行 诱注，得到合金铸锭。然后对合金铸锭进行均匀化热处理，先将铸锭置于280±1(TC保溫 IOh,再升溫至450 + 10 C保溫24h,保溫结束后出炉至冷。
[0009] 将均匀化热处理后的铸锭进行热社，热社溫度为400~450°C，加热保溫时间为2~ 祉，道次压下量为10%~30%，合金总变形量大于80%，可W为80-95%。将所得热社板在 300~350°C下进行中间退火，退火时间为化。
[0010] 将中间退火后的热社板进行冷社，道次压下量为10%~30%，冷社总变形量为40 ~60%。对所得冷社板进行稳定化退火，退火溫度为240~280°C，退火时间为1~lOh。
[0011] 本发明的有益效果：
[0012] 本发明采用高Mg合金体系，提升了合金的固溶强化效果，从而提高合金的力学性 能。均匀化热处理过程中析出的第二相粒子对合金起到弥散强化的效果，提升了合金的力 学性能。同时还能在后续的社制过程中进一步钉扎位错、晶界和亚晶界具，阻碍回复和再结 晶，提高合金的力学性能和热稳定性。同时，经过合理的稳定化退火后，合金的应变能降低， 0相能够弥散均匀地在晶界W及晶内的析出，达到稳定合金的力学性能，提高抗蚀能力的目 的。
【附图说明】
[001引图1: A1-6. OMg-0.9Mn-0.沈r-0.1 Zr合金冷社板稳定化退火后抗拉强度变化曲线。 [0014] 图2: A^6. OMg-0.9Mn-0.2Er-0.1 Zr合金冷社板稳定化退火后屈服强度变化曲线。 [001引图3: A1-6. OMg-0.9Mn-0.沈r-0.1 Zr合金冷社板稳定化退火后延伸率变化曲线。
【具体实施方式】
[0016] 实施例1:
[0017] Al-SMg-0.9Mn-0.2化-0.1化合金制备分别选用纯侣、纯儀，其它元素均采用中间 合金形式加入(Al-12Mn、Al-犯r、Al-12Zr)。在780~810°C溫度下将纯侣烙化，再加入中间 合金，待中间合金烙化后加入纯儀，加入六氯乙烧除气并揽拌，待合金中各元素分布均匀后 采用半连续铸造方法进行诱注，得到Al-SMg-0.9Mn-0.2化-0.1 Zr合金铸锭。合金成分采用X 射线巧光(XRF)进行分析，合金实际成分范围如表1所示。将所得铸锭置于280°C下保溫lOh， 再升溫至45(TC保溫2地，出炉空冷至室溫。将均匀化热处理后的铸锭进行热社，热社溫度为 420°C，加热保溫时间为2.化，道次压下量为20%，合金总变形量为95%。对所得合金热社板 进行拉伸性能测试，结果如表2所示。
[001 引 亲 1 Al-6Me-0.9Mn-0.2化-O.lZr合舍连际成%)
[0022] 实施例2:[0023] 将实施例1所得热社板在320°C下进行中间退火，退火时间为化。将中间退火后的
[0019]
[0020]
[0021] 热社板进行冷社，道次压下量为15%，冷社总变形量为50%，得到合金冷社板。将上述冷社 板置于240~280°C下进行稳定化退火，退火时间为1~lOh，并对稳定化退火后的合金冷社 板进行拉伸性能测试，结果如表3、4、5所示。图1、2、3分别为合金冷社板及稳定化退火后抗 拉强度、屈服强度和延伸率变化曲线。
[0028]表5合金冷社板及稳定化退火后延伸率测试结果
[0024]表3合金冷社板及稳定化退火后抗拉强度测试结果 [00951
[i
[i
[0029]
[0030」由阁1、2、3可W看出，随着退火时间的延长，合金的抗技强度和屈服强度先降低后 趋于稳定，而延伸率先上升后趋于稳定。合金270°C/4h稳定化退火后，其拉伸强度下降不明 显，此时合金的延伸率也相对较高，因此合金的最佳稳定化退火制度为270°C/4h。
[0031]合金铸锭经均匀化热处理后析出第二相粒子，提升了合金的弥散强化效果，在后 续的社制过程中进一步阻碍回复和再结晶，提高合金的热稳定性和力学性能。稳定化退火 消除了合金冷社板的内应力，提高了合金的稳定性和延伸率，同时还能促进时目在晶内和晶 界的均匀弥散析出，提升合金的抗腐蚀能力。
【主权项】
1. 一种Al-Mg-Mn-Er-Zr合金乳制及稳定化退火工艺，其特征在于在780~810°C温度范 围内熔炼得到Al-6 . OMg-O . 9Mn-0.2Er-0 . IZr合金铸锭，对所得合金铸锭进行均匀化热处 理:先将铸锭置于280±10°C下保温10h，再升温至450±10°C保温24h;将均匀化热处理后的 铸锭进行热乳，热乳温度为400~450°C，加热保温时间为2~3h，道次压下量为10 %~30 %， 热乳总变形量大于80%，得到合金的热乳板材;将所得合金的热乳板在300~350°C下进行 2h中间退火，再进行冷乳，道次压下量为10%~30%，冷乳总变形量为40~60% ;将所得合 金冷乳板置于240~280 °C下进行稳定化退火，退火时间为1~1 Oh。2. 根据权利要求1所述的工艺，稳定化退火工艺为将合金冷乳板置于270°C下保温4h。
【文档编号】C22C21/06GK105861892SQ201610406071
【公开日】2016年8月17日
【申请日】2016年6月9日
【发明人】王为, 刘勇, 聂祚仁, 文胜平, 黄晖, 吴晓蓝, 高坤元
【申请人】北京工业大学