一種含Er中高Mg鋁合金冷軋板材的穩定化工藝的製作方法
2023-10-06 05:21:19 2
專利名稱：一種含Er中高Mg鋁合金冷軋板材的穩定化工藝的製作方法
技術領域：
本發明屬於有色金屬技術領域，具體涉及一種含Er中高Mg鋁合金冷軋板材的穩定化工藝，該工藝旨在保證合金具有較高強度的情況下，顯著改善其耐晶間腐蝕性能。
背景技術：
Al-Mg合金是一種耐蝕性優良，具有良好的可焊性和高比強度的非熱處理強化型鋁合金，在汽車、船舶領域廣泛應用。其強化方式主要是通過Mg的固溶強化和形變強化。合金的強度隨含Mg量的增加有相應的提高，但當Mg的質量百分含量大於3.5%時，合金即使在室溫下長期放置，也會由於基體中過飽和的Mg的減少而導致強度下降，而且易沿晶界連續析出第二相P (Al3Mg2), ^相對基體a (Al)來說是陽極，在腐蝕環境中會優先發生腐蝕，使合金具有很大的晶間腐蝕敏感性。形變強化主要是通過冷加工來提高合金的強度，但是較大的冷變形會在材料中造成大量的位錯，致使合金的力學性能對溫度比較敏感。因此對於Mg含量高於3.5%的Al-Mg合金冷軋板必須進行穩定化處理，使其力學性能穩定，並控制@相在晶界呈不連續分布，以改善合金的耐晶間腐蝕性能。為了獲得更高的力學性能，研究發現添加微量Er元素到鋁合金中，可在合金基體中形成細小彌散的析出相，能夠釘扎位錯，細化晶粒，從而提高合金形變強化的效果。因此，Al-Mg合金通過微合金化，再進行適當的冷變形和穩定化處理，可得到一種強度較高且穩定，耐晶間腐蝕性能良好的含Er中高Mg招合金板材。但是對於大冷變形的含Er中高Mg招合金板材的穩定化工藝未見報導。
發明內容
本發明的目的在於解決含Er中高Mg鋁合金冷軋板材耐晶間腐蝕性能差的問題，通過穩定化處理，使合金在保持較高強度的情況下，也具有良好的耐晶間腐蝕性能。本發明所提供的一種含Er中高`Mg鋁合金冷軋板材的穩定化工藝，其中含Er中高Mg鋁合金各組分質量百分比分別為Mg4.5% 4.9%, Mn0.40% 1.0%, Er0.25% 0.50%,Zr0.15% 0.25%，不可避免雜質含量〈0.40%，餘量為Al，包括以下步驟:(I)含Er中高Mg鋁合金熱軋板經中間退火後，進行多道次冷精軋，最終冷變形量為 75% 90%o(2)對步驟(I)所得含Er中高Mg鋁合金冷軋板進行穩定化退火，退火溫度為220°C 240°C，退火時間為3 5小時，空冷至室溫。步驟(I)的中間退火工藝優選350°C /2h ;冷精軋工藝優選每道次壓下量控制在10% 25%，最終冷變形量為75% 90%。本發明技術方案的優點在於:由於Er的添加使合金在工藝加熱過程中會析出細小的Al3Er粒子，能夠釘扎位錯，細化晶粒，從而提高了合金形變強化的效果。對含Er中高Mg鋁合金冷軋板在100°C 240°C溫度範圍內，每隔10°C或25°C選取溫度分別進行不同時間的退火處理，這一處理降低了合金的位錯密度，使合金的力學性能保持穩定，並且本發明在此基礎上對退火溫度和退火時間進一步篩選限定(220°C 240°C，退火3 5小時)，以避免P相在晶界連續析出，從而在保證合金較高強度的情況下，顯著改善合金的耐晶間腐蝕性能。
圖1為含Er中高Mg鋁合金冷軋板顯微硬度隨退火溫度的變化曲線；圖2為含Er中高Mg鋁合金冷軋板100°C不同時間退火態的失重變化曲線；圖3為含Er中高Mg鋁合金冷軋板125°C不同時間退火態的失重變化曲線；圖4為含Er中高Mg鋁合金冷軋板150°C不同時間退火態的失重變化曲線；圖5為含Er中高Mg鋁合金冷軋板175°C不同時間退火態的失重變化曲線；圖6為含Er中高Mg鋁 合金冷軋板200°C不同時間退火態的失重變化曲線；圖7為含Er中高Mg鋁合金冷軋板210°C不同時間退火態的失重變化曲線；圖8為含Er中高Mg鋁合金冷軋板220°C不同時間退火態的失重變化曲線；圖9為含Er中高Mg鋁合金冷軋板230°C不同時間退火態的失重變化曲線；圖10為含Er中高Mg鋁合金冷軋板晶間腐蝕敏感性的最短退火時間-退火溫度關係圖；圖11為含Er中高Mg鋁合金冷軋板220°C不同時間退火態的顯微硬度變化曲線；圖12為含Er中高Mg鋁合金冷軋板220°C穩定化處理之後，再在175°C不同時間退火的失重變化曲線；圖13為含Er中高Mg鋁合金冷軋板晶間腐蝕敏感性的最短退火時間-穩定化退火時間關係圖。下面結合附圖及實施例對本發明作進一步闡述。
具體實施例方式對比例II)對質量百分含量為:Mg4.6%, Mn0.76%, Er0.48%, Zr0.15%,不可避免雜質含量〈0.10%，餘量為Al的20mm厚的含Er中高Mg鋁合金熱軋板進行350°C中間退火，保溫2小時，空冷至室溫。2)對步驟I)所得含Er中高Mg鋁合金板材進行多道次冷精軋，每道次壓下量控制在10% 25%，冷變形量75% 90%。3)對步驟2)所得合金冷軋板在不同溫度下退火，退火時間為I小時，空冷至室溫。測量合金冷軋板的顯微硬度隨退火溫度的變化，如圖1所示。由圖1的硬度變化曲線可以看出，合金的再結晶開始溫度為250°C。為了保證合金具有較高的力學性能，在以下實施例中應選取250°C以下的溫度對冷軋板進行退火處理。對比例2步驟I)，步驟2 )同對比例I。3)對合金冷軋板在100°C下進行不同時間的退火處理。根據美國材料試驗協會標準ASTM G67對合金冷軋態和不同退火態試樣進行晶間腐蝕實驗，以浸泡前後合金單位面積失重評定材料的晶間腐蝕敏感性。其單位面積失重隨退火時間的變化曲線如圖2所示。
對比例3步驟1)，步驟2)同對比例2，步驟3)中不同的是合金冷軋板在125°C下進行不同時間的退火處理。其單位面積失重隨退火時間的變化曲線如圖3所示。對比例4步驟1)，步驟2)同對比例2，步驟3)中不同的是合金冷軋板在150°C下進行不同時間的退火處理。其單位面積失重隨退火時間的變化曲線如圖4所示。對比例5步驟1)，步驟2)同對比例2，步驟3)中不同的是合金冷軋板在175°C下進行不同時間的退火處理。其單位面積失重隨退火時間的變化曲線如圖5所示。對比例6步驟1)，步驟2)同對比例2，步驟3)中不同的是合金冷軋板在200°C下進行不同時間的退火處理。其單位面積失重隨退火時間的變化曲線如圖6所示。對比例7步驟1)，步驟2)同對比例2，步驟3)中不同的是合金冷軋板在210°C下進行不同時間的退火處理。其單位面積失重隨退火時間的變化曲線如圖7所示。實施例1步驟1)，步驟2)同對比例2，步驟3)中不同的是合金冷軋板在220°C下進行不同時間的退火處理。其單位面 積失重隨退火時間的變化曲線如圖8所示。實施例2步驟1)，步驟2)同對比例2，步驟3)中不同的是合金冷軋板在230°C下進行不同時間的退火處理。其單位面積失重隨退火時間的變化曲線如圖9所示。由圖2 圖9可以看出，合金經100°C 200V退火處理，隨著退火時間的延長，合金的失重逐漸增加，其耐晶間腐蝕性能降低，210°C退火處理後，合金的失重雖未隨退火時間的延長持續增加，但通過金相觀察發現也是發生了晶間腐蝕。而與其他溫度相比，合金在220°C 230°C下，其失重變化曲線呈現完全不同的趨勢，合金的失重不隨退火時間的延長而變化，一直保持約為2mg/cm2，一直處於耐晶間腐蝕區，表現出優異的耐晶間腐蝕性能。根據合金在不同退火溫度的晶間腐蝕實驗結果(圖2 圖9)，繪製了含Er中高Mg鋁合金冷軋板晶間腐蝕敏感性的最短退火時間-退火溫度曲線和合金耐晶間腐蝕區、晶間腐蝕敏感區及再結晶區分布圖，如圖10所示。由圖10可以看出，合金在150°C 210°C退火處理後其耐晶間腐蝕性能顯著降低，此溫度區間為合金的晶間腐蝕敏化溫度，因此在合金熱處理工藝設計和使用過程中應避免。合金100°C退火態的耐晶間腐蝕性能稍好於150°C 210°C退火態，但隨退火時間延長至14小時後合金仍然對晶間腐蝕敏感，而合金在220°C 230°C下一直未出現對晶間腐蝕敏感，表現出非常優異的耐晶間腐蝕性能。Al-Mg合金中Mg的固溶度4.5wt.% 4.9wt.%時對應平衡溫度為271°C 282°C，為了確保@相可以析出，此時穩定化溫度必須低於271°C。從析出不連續P相以保證優異的耐晶間腐蝕性能的角度，當合金在230°C 271°C退火時，與在220°C 230°C退火後效果類似。進而，為了不顯著降低合金的力學性能，退火溫度應低於再結晶起始溫度250°C。綜合以上耐晶間腐蝕性能和力學性能兩方面的要求，選取220°C 240°C為合金的最佳穩定化退火溫度範圍。實施例3
步驟I)，步驟2 )同對比例I。3 )對含Er中高Mg鋁合金冷軋板在220 V下進行不同時間的退火處理，測量冷軋板在220°C下其顯微硬度隨退火時間的變化，如圖11所示。由圖11可以看出，合金經220°C退火I小時後其硬度有較大降低，由141HV降低到119.8HV，隨退火時間進一步延長緩慢降低最後趨於穩定。為了保證冷變形合金220°C穩定化退火後的力學性能仍保持較高水平，需確定穩定化退火時間。由對比例I可知，合金冷軋板的開始再結晶溫度所對應的硬度值為113.2HV，而合金220°C /12小時退火態的硬度值與之對應。因此初步選取I 5小時是含Er中高Mg招合金冷軋板材的穩定化退火時間。實施例4步驟I),步驟2)同對比例I。3)對含Er中高Mg鋁合金冷軋板在220°C下進行不同時間(不超過12h)的退火處
理，空冷至室溫。4)對步驟3)所得材料在175°C下進行不同時間的退火處理。根據美國材料試驗協會標準ASTM G67對以上退火態試樣進行晶間腐蝕實驗。其單位面積失重隨退火時間的變化曲線如圖12所示。根據實施例11 (圖12)的實驗結果，繪製了含Er中高Mg鋁合金冷軋板晶間腐蝕敏感性的最短退火時間-穩定化退火時間關係圖，如圖13所示。由圖13可以看出，合金在220°C穩定化處理I 2.5h之後，再在175°C不同時間退火，依舊在1.5 2.2小時就對晶間腐蝕敏感，相比於直接進行175°C退火時並無明顯提高，即合金經過220°C穩定化處理I 2.5h，並未改善 合金的耐晶間腐蝕性能。而合金在220°C穩定化處理3 5h之後，再在175°C不同時間退火，合金對晶間腐蝕敏感的最短退火時間相比直接進行175°C退火時已有明顯改善，保證在4.8小時內不會對晶間腐蝕產生敏感性。雖然合金經220°C穩定化處理12h之後，再在175°C不同時間退火，對晶間腐蝕敏感的最短退火時間相比直接進行175°C退火時有極大提高，但是實施例3中已提及合金220°C/12小時退火態的硬度值與開始再結晶的臨界硬度值相近，因此為了保證合金具有較高的力學性能，優選含Er中高Mg鋁合金冷軋板材的穩定化工藝的退火時間為3 5h。綜上所述，本發明提供的220°C 240°C退火3 5小時是75% 90%冷變形的含Er中高Mg招合金冷軋板材的最佳穩定化工藝。
權利要求
1.一種含Er中高Mg鋁合金冷軋板材的穩定化工藝，其中含Er中高Mg鋁合金各組分質量百分比分別為 Mg4.5% 4.9%,Mn0.40% 1.0%, Er0.25% 0.50%, Zr0.15% 0.25%,不可避免雜質含量〈0.40%，餘量為Al，其特徵在於，包括以下步驟: (1)含Er中高Mg鋁合金熱軋板經中間退火後，進行多道次冷精軋，最終冷變形量為75% 90% ； (2)對步驟(I)所得含Er中高Mg鋁合金冷軋板進行穩定化退火，退火溫度為220°C 240°C，退火時間為3 5小時，空冷至室溫。
2.按照權利要求1所述的方法，其特徵在於，步驟(I)的中間退火工藝優選350°C/2h，冷精軋工藝優選 每道次壓下量控制在10% 25%，最終冷變形量為75% 90%。
全文摘要
一種含Er中高Mg鋁合金冷軋板材的穩定化工藝，屬於有色金屬技術領域。是將含Er中高Mg鋁合金熱軋板經中間退火後，進行多道次冷精軋，最終冷變形量為75%～90%。對所得含Er中高Mg鋁合金冷軋板進行穩定化退火，退火溫度為220℃～240℃，退火時間為3～5小時，空冷至室溫。本發明降低了合金的位錯密度，使合金的力學性能保持穩定，避免β相在晶界連續析出，從而在保證合金較高強度的情況下，顯著改善合金的耐晶間腐蝕性能。
文檔編號C22F1/047GK103184377SQ20131011160
公開日2013年7月3日 申請日期2013年4月1日 優先權日2013年4月1日
發明者高坤元, 黃鋮, 聶祚仁, 文勝平, 黃暉 申請人:北京工業大學