专利名称：一种提高低钪Al-Mg合金力学性能的加工工艺的制作方法
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I)在室温对铸锭进行冷轧，变形量不小于70% ；2)在300 450°C温度区间内对经过步骤I)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°C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°C温度下退火0. 5 I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I)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% M :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。
图I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 50X)；图2为实施例I中合金最后的晶粒形状及大小(光学显微镜500 X )；图3为实施例I中合金最后的透射照片中亚晶形貌；图4为实施例I中合金最后的透射照片中A13(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500X );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A13(Sc, Zr)相形貌及大小；图8为对比例I中合金最后的晶粒形状及大小(光学显微镜500X )；图9为对比例I中合金最后的透射照片中亚晶形貌；图10为对比例I中合金最后的透射照片中A13(Sc, Zr)相形貌及大小。
具体实施例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I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I将30_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°C盐浴中退火5min后继续在300°C空气电阻炉中退火36h，取出空冷。冷轧50%至I. 5mm，随后在350°C空气电阻炉中退火lh，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 4pm (图2)，亚晶尺寸约为0. 15 0. 20iim (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O b约为410MPa，屈服强度O s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°C盐浴中退火3. 5min，其他处理过程同实施例I。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 15 iim，垂直轧制方向晶粒尺寸约为2 4iim (图5);亚晶尺寸约为
0.35 0. 45iim (图6) ;A13(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O b约为410MPa，屈服强度O s约为300MPa，延伸率约16%。实施例3将30_ 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°C盐浴中退火Imin后继续在325°C空气电阻炉中退火12h，取出空冷。冷轧67%至3_，随后在350°C空气电阻炉中退火lh，取出空冷。沿轧制方向合金的力学性能为抗拉强度O b约为420MPa,屈服强度O s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°C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O b约为405MPa,屈服强度O s约为305MPa,延伸率约19%。实施例5将30_ 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°C盐浴中退火Imin后继续在275°C空气电阻炉中退火24h，取出空冷。冷轧67%至3_，随后在350°C空气电阻炉中退火lh，取出空冷。沿轧制方向合金的力学性能为抗拉强度O b约为405MPa,屈服强度O s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°C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O b约为395MPa，屈服强度o s约为285MPa,延伸率约22%。实施例7将30_ 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°C盐浴中退火Imin后继续在325°C空气电阻炉中退火12h，取出空冷。冷轧50%至
1.5_，随后在300°C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O b约为405MPa,屈服强度O s约为300MPa,延伸率约14%。对比例I
将30mm 厚 Al-5. 3Mg-0. 5Mn_0. 09Sc-0. 07Zr 铸坯在 350°C退火 10h，然后在 420°C热轧至3mm。在400°C保温Ih后冷轧至I. 5mm厚,然后在350°C退火lh。此时板材沿垂直轧制方向晶粒尺寸约为8 15iim (图8)，亚晶尺寸约为0. 35 0.45 (图9)，A13 (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ob约为395MPa，屈服强度O s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°C退火 10h，然后在 420°C热轧至6mm。在400°C保温Ih后冷轧至3mm厚,然后在350°C退火lh。此时板材沿轧制方向合金的力学性能为抗拉强度O b约为395MPa，屈服强度O s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°C退火 10h，然后在 420°C热轧至6mm。在400°C保温Ih后冷轧至3mm厚,然后在350°C退火lh。此时板材沿轧制方向合金的力学性能为抗拉强度O b约为445MPa，屈服强度O s约为325MPa，延伸率约14%。表I合金的力学性能
权利要求
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°C温度区间内对经过步骤I)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°C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°C温度下退火0.5 I小时。
2.按照权利要求I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I)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% M 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。
全文摘要
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。
文档编号C22F1/047GK102747310SQ201210240100
公开日2012年10月24日 申请日期2012年7月12日 优先权日2012年7月12日
发明者吴成义, 戎利建, 杨文 , 闫德胜 申请人:中国科学院金属研究所