含铒的铝－镁－锰变形铝合金的热处理工艺

摘要

含铒的铝－镁－锰变形铝合金的热处理工艺，属于(金属合金)领域。现有的铝合金热处理工艺存在长时间使用后强度下降，耐腐蚀性能降低等问题。本发明的目的在于提供一种针对含铒的铝－镁－锰系冷轧薄板的热处理工艺，该热处理工艺方法是通过均匀化退火、热轧、冷轧、稳定化退火等工艺步骤实现的。所述的稳定化退火工艺，将冷轧薄板在100～400℃的温度退火，保温1～48h；优选退火温度为125～250℃，保温1～8h。本发明热处理工艺，含铒的铝－镁－锰冷轧薄板的强塑性保持在较高的水平的同时，合金获得较优异的耐腐蚀性能，经过处理后的合金可以长时间使用而其性能基本保持不变，使用范围广泛。

说明书

技术领域

本发明涉及一种铝-镁-锰系变形铝合金的热处理工艺，特别涉及一种针对含铒的变形铝合金材料采用稳定化退火的热处理工艺。

背景技术

铝镁系合金具有优异的塑性、耐蚀性和焊接性能，可广泛应用于航空、航天及交通运输等领域。但由于该系合金的强度不高，其实际应用受到一定的限制。该系合金为热处理不可强化铝合金，一般采用加工硬化和微合金化等方法来提高其综合性能。由于加工硬化对合金强度的提高有限，目前普遍关注的是微合金化的方法。近年来的研究表明，稀土元素铒(Er)是铝镁系合金有效的微合金化元素，在Al-Mg-Mn合金中添加稀土Er，稀土元素Er的加入能提高其耐蚀能力和表面质量，并有助于合金组织的改善。在Al-(2～6)Mg合金中加入0.005～1％(重量百分比wt.％)的稀土元素，可以不同程度的改善合金的综合性能。稀土元素Er的加入可改变Al-Mg-Mn合金中Mg元素的分布状况，还能促进合金的树状枝晶发达，使枝晶间距显著减少。在Al-Mg-Mn合金中加入Er元素，能降低合金的应力松弛速率，减少合金中的残余应力的影响；合金中的Al₃Er粒子既可以抑制再结晶、形成非常细小弥散的亚结构，又能通过析出强化效应而使合金强度大幅度提高。铝-镁合金是热处理不可强化，一般在退火、冷作硬化加稳定化处理状态下使用。冷变形的铝-镁合金自由能升高而处于不稳定状态，Mg含量较高(＞3.5％)的铝-镁合金，在室温下长期存放时，易产生“时效软化”现象。一般采用短时间加热的稳定化处理方法消除这一现象。

对于含Er的Al-Mg-Mn合金的稳定化退火工艺又表现出其自身的特点，Er的添加能改善合金的组织，对稳定化退火过程中β相的分布和形状产生影响，从而影响合金的力学性能、耐腐蚀性能；因此，对于添加稀土元素Er的铝-镁-锰合金冷轧板确定稳定化制度时，应对冷变形程度、热处理温度等因素进行综合考虑，使显微组织中的析出物呈细小颗粒状均匀地分布于晶内和晶界上，使得合金具有较好的强塑性结合的同时具有优良的耐腐蚀性能。

国内外学者对铝合金的热处理工艺研究较多，对于5A02、5A03、5A05、5A06等原苏联体系铝合金的热处理工艺比较成熟。5052、5754、5083等比较常见的状态是H2n、H3n工艺研究较多，但是对于添加了微量稀土元素铒的铝-镁-锰变形铝合金合金热处理工艺鲜见报道，尤其H321、H116等状态的。

发明内容

本发明的目的在于提供一种针对变形后的含铒的铝-镁-锰系变形铝合金的热处理工艺，经稳定化退火工艺，含铒的铝-镁-锰系变形铝合金的强塑性及耐腐蚀性能得到很好的结合，使用范围广泛。

本发明针对在Al-Mg合金中添加了微量元素Mn、Zr、Er提高组织性能稳定性，抑制或减缓β相的沿晶沉淀和促进晶内分解，冷变形率较大的合金冷轧板进行了稳定化退火处理，对材料进行了不同退火温度，不同退火时间的优化，本发明是对添加了微量稀土元素的变形量较大的合金冷轧板适宜的稳定化退火工艺。

本发明提供的含铒的铝-镁-锰系变形铝合金的热处理工艺，包括以下步骤：

1)熔炼含铒的铝-镁-锰系合金，合金由Al，Mg，Mn，Zr，Er组成，其各组分质量百分含量为Mg：3.5～5.5％；Mn：0.3～1％；Zr：0.05～1.5％；Er：0.01～1％；不可避免杂质≤0.5％，余量为Al；将合金浇铸成合金铸锭；

2)将合金铸锭均匀化退火，先于280℃保温8h，在于470℃保温10h；

3)将均匀化退火后的合金直接进行热轧，始终沿宽方向轧制，约4-20mm/道次，多道次；根据热轧情况中间可再次退火，中间退火温度为470℃，保温1h；

4)热轧板经过约0.5～1mm/道次，多道次，冷轧成薄板；

5)将冷轧板进行稳定化退火，于100～400℃保温1～48h后，空冷至室温；其中，优选将冷轧板于125～250℃保温1～8h后，空冷至室温。

本发明的优点是：

1、试验合金为稀土微合金化的铝-镁-锰系合金冷轧板。各种微量元素在合金中都将起到各自积极的作用。

Er在Al-Mg合金中，能明显细化该合金的铸态组织，通过在凝固过程中形成的初生Al₃Er相，作为非均质形核的核心，提高形核率，细化铸态组织。半连续铸造的合金铸锭，部分Er溶入基体形成不稳定的过饱和固溶体，在凝固降温及随后的工艺加热过程中又以细小的次生Al₃Er相的形式析出。初生Al₃Er相可明显细化原始铸态晶粒，而且细小的次生Al₃Er相也可有效抑制再结晶晶粒的形核和长大，因此使得合金再结晶晶粒明显细化。适量的Er的添加可以增强合金的抗拉强度和屈服强度而延伸率基本保持不变，而且可以净化除杂，提高合金的耐腐蚀性能。

合金中的Mn部分固溶于基体，其余以MnAl₆相的形式存在于组织中。Mn可以提高合金的再结晶温度，阻碍晶粒粗化，并使合金强度略有提高，尤其对屈服强度更明显。在高Mg合金中，添加Mn可以使Mg在基体中的溶解度降低，减少焊缝裂纹倾向，提高焊缝和基体金属的强度。

Zr和Al结合形成Al₃Zr金属间化合物，这种金属间化合物有两种结构和形态：从熔体中直接析出的Al₃Zr为四方结构，可显著细化合金的铸态晶粒；另一种是铸锭均匀化过程中析出的球形粒子，具有LI₂结构，与基体共格，具有强烈抑制热加工过程中再结晶的作用。含量较高时，则是通过包晶反应形成以(Al)和残留Al₃Zr为形核核心，细化合金晶粒。此外，含Zr合金淬火敏感性不强，合金的淬透性提高。总的来说，微量Zr可提高合金的强度、断裂韧性和抗应力腐蚀性能。

2、冷变形的铝-镁合金自由能升高而处于不稳定状态，Mg含量较高的铝-镁合金，在室温下长期存放时，易产生“时效软化”现象。采用低温短时间加热的稳定化处理可消除这一现象，确定稳定化制度时，应对冷变形程度、热处理温度等因素进行综合考虑，使显微组织中的析出物呈细小颗粒状均匀地分布于晶内和晶界上。稳定化处理后的材料力学性能稳定，耐应力腐蚀性能良好。铝-镁-锰系铝合金的耐腐蚀性能良好，在工业区和海洋暴露中均有较高的耐蚀性。合金的耐蚀性与β(Mg₂Al₃)相的析出和分布有关，因为β相的标准电位为-1.24V，相对于α(Al)固溶体是阴极区，在电解质中它首先被溶解。若β相沿晶界析出而形成网膜时，则合金的耐蚀性降低。含Mg量较低的5005、5052、5A02、5A03等合金，基本是单相固溶体和析出少量、分散的β相，故合金的耐蚀性很高。Mg含量超过4.5％的铝-镁合金，β相的数量增多，生产工艺、热处理条件及使用过程中的受热情况，均能影响β相的析出和分布，影响合金的耐蚀性。

3、本发明的含Er的铝-镁-锰系变形铝合金的稳定化退火工艺，增强了第二相强化和弥散强化的作用，合金中β(Mg₂Al₃)相的析出和分布更有利于合金的耐腐蚀性能，经过本发明热处理工艺处理的含铒的铝-镁-锰系变形铝合金冷轧板，其力学性能与传统工艺相比，可以得到更好的强度，塑性和耐腐蚀性能的结合。材料在满足传统工艺条件下合金的力学性能的基础上，提高了合金的耐腐蚀性能，有利于该材料的工业应用。

本发明所涉及的铝-镁-锰系铝合金冷轧板成型后，需要进一步的稳定化退火工艺，以消除合金的“时效软化”现象，使合金长时间使用的情况下的力学性能和耐腐蚀性能稳定.采用本发明所述的铝-镁-锰系铝合金冷轧板的稳定化退火工艺，在保证合金力学性能的同时，提高了合金的耐腐蚀性能。经过处理后的冷轧板可以长时间大范围的使用。

附图说明

图1Al-Mg-Mn-Zr-Er合金冷轧板125、175、225、275、325、375℃稳定化退火下的力学性能曲线；

图2Al-Mg-Mn-Zr-Er合金冷轧板225℃稳定化退火下不同保温时间下的力学性能曲线；

图3Al-Mg-Mn-Zr-Er合金冷轧板125、175、225、275、325、375℃稳定化退火下在3.5mol/l NaCl溶液中的塔费尔(Tafel)曲线；

图4Al-Mg-Mn-Zr-Er合金冷轧板225℃稳定化退火下不同保温时间下在3.5mol/l NaCl溶液中的Tafel曲线；

图5(a)Al-Mg-Mn-Zr-Er合金冷轧板的透射电镜照片

图5(b)Al-Mg-Mn-Zr-Er合金冷轧板225℃/2h稳定化退火的透射电镜照片

图5(c)Al-Mg-Mn-Zr-Er合金冷轧板325℃/2h稳定化退火的透射电镜照片

具体实施方式

下面结合附图及具体实施方式，进一步阐述本发明，应理解的是，这些实施例是用于说明本发明，而不是对本发明的限制，在本发明的构思前提下对本发明制备方法的改进，都属于本发明要求保护的范围。

实施例1

1)熔炼含铒的铝-镁-锰系合金，各组分质量百分含量为Mg4.7％；Mn0.71％；Zr0.11％；Er0.31％；不可避免杂质≤0.2％，余量为Al；将合金浇铸成合金铸锭；

2)将合金铸锭均匀化退火，先于280℃保温8h，在于470℃保温10h；

3)将均匀化退火后的合金直接进行热轧，始终沿宽方向轧制，约4-20mm/道次，多道次；根据热轧情况中间可再次退火，中间退火温度为470℃，保温1h；

4)热轧板经过约0.5～1mm/道次，多道次，冷轧至1.5mm；

5)将冷轧板进行稳定化退火，于125～375℃保温2h后，空冷至室温。

共进行了6组实验，取在不同退火温度下的合金样品，对其力学性能及耐腐蚀性能进行测试，结果如表1。

所述力学性能是指金属材料的抗拉强度、屈服强度和延伸率。合金的耐腐蚀性能是指用材料的电化学性能来表示的合金的腐蚀速率。

表1Al-4.7Mg-0.7Mn-0.1Zr-0.3Er合金

在不同退火温度下保温2h后的力学性能值及其Tafel曲线测试结果

  退火温度/2h  125℃  175℃  225℃  275℃  325℃  375℃  σ_b  460  440  402  316  313  312  σ_0.2  355  350  327  170  168  166  δ  11.5  13.5  17.6  25  26.5  27  E_corr(mv)  -1.196  -1.141  -0.842  -1.283  -1.05  -0.755

实施例2

1～4)步同实施例1；

5)将冷轧板进行稳定化退火，于225℃退火，保温2h后，空冷至室温。将冷轧板在225℃的温度下进行稳定化退火，共进行了7组实验，保温时间分别为1，2，4，10，24，48小时，并空冷至室温。

取不同退火时间的合金样品，对其力学性能及耐腐蚀性能进行测试，结果如表2。

表2Al-4.7Mg-0.7Mn-0.1Zr-0.3Er合金

在225℃退火不同退火时间的力学性能值及Tafel曲线测试结果

  225℃/t  1  2  4  10  24  48  σ_b  407  402  399  394  384  378  σ_0.2  331  327  323  318  307  301  δ  17.2  17.6  18.2  17.54  18.4  19.2  E_corr(mv)  -0.896  -0.842  -0.824  -0.91  -0.90  -0.874

由表1和表2的结果可知，对Al-4.7Mg-0.7Mn-0.1Zr-0.3Er合金的1.5mm冷轧板进行125～375℃的稳定化退火处理，合金在225℃退火下得到了较好的强塑性结合，合金的抗拉强度和屈服强度分别在370Mpa和300Mpa以上，延伸率17％以上。根据图3冷轧板的Tafel曲线测试结果可知，合金在225℃退火时合金具有较好的耐腐蚀性能，在225℃不同时间下退火处理(图4)，合金在保温4h下具有最好的耐腐蚀性能.根据合金的力学性能和耐腐蚀性能的测试结果，可以得出最佳的含Er的5083冷轧板的稳定化退火工艺条件是：将冷轧板进行225℃稳定化退火处理，保温时间为4h，空冷至室温。

进一步研究表明，上述稳定化退火工艺能够得到很好的强塑性结合的同时，具有较好的耐腐蚀性能的原因是：

由图5(a)5(b)的冷轧态及225℃下退火的透射电镜照片可知，合金中存在大量位错，同时还有Al3Er，Al6Mn等强化相，225℃下合金中出现亚晶组织，275℃退火态下，合金中位错密度明显减小，同时出现大量不同形状的Al3Mg2，325℃退火下(图5(c))，Al3Mg2(β相)在晶内晶界弥散析出并球化。

冷变形引起的大量位错和空位是促进β相在晶粒内部成核和长大的重要因素。经充分冷作的高镁含量的Al-Mg合金，在较低的温度下退火，位错分布虽不能发生明显的改变，但Mg原子却能沿着条条通向晶界的位错向晶界扩散，沿晶形成极薄的β相网膜(125℃)，此时剥落腐蚀非常严重(125℃，175℃)，如在225℃以上退火，位错能在极短时间内移动到亚晶界上，β相优先在亚晶界与晶界的交切点上沉淀，随后镁原子再不断沿着亚晶界向晶界传输，结果使时目变成粗大的颗粒分布于晶界上，另外亚晶界的交叉点也是β相的优先沉淀点，故晶粒内部也会形成均匀分布的β相点状颗粒(225℃)，随着退火温度的提高，β相在晶内的析出、沉淀愈均匀，在310℃-330℃时形成最均匀的多相组织(325℃)，此时，球状的β相在晶界和晶内呈弥散分布，从而耐蚀性提高，只出现轻微点蚀(325℃)，随着温度的继续升高(375℃)，β相逐渐溶解。