稀土Sc微合金化的Al-Mg-Si-Cu合金及其制備方法
【專利摘要】本發(fā)明公開了稀土Sc微合金化的Al-Mg-Si-Cu合金及其制備方法，其特征在于：在Al-Mg-Si-Cu合金中含有質(zhì)量百分?jǐn)?shù)為0.15％-0.45％的稀土Sc，制備這種新型稀土鋁合金的方法是在Al-Mg-Si-Cu合金熔煉過程中加入經(jīng)真空熔煉的Al-Sc中間合金。本發(fā)明加工工藝簡單，組分配比合理，通過稀土Sc的微合金化作用，顯著細(xì)化Al-Mg-Si-Cu合金晶粒，提高合金強(qiáng)度和改善合金塑性；同時(shí)，Sc的加入形成Al3Sc質(zhì)點(diǎn)，這些質(zhì)點(diǎn)起到了阻礙位錯(cuò)移動(dòng)和釘扎亞晶界的作用，抑制了Al-Mg-Si-Cu合金再結(jié)晶，從而提高了Al-Mg-Si-Cu合金的熱穩(wěn)定性和拓寬了Al-Mg-Si-Cu合金的鍛造溫度區(qū)間。
【專利說明】稀土 Sc微合金化的Al-Mg-S1-Cu合金及其制備方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明屬于有色金屬【技術(shù)領(lǐng)域】,具體涉及稀土 Sc微合金化的Al-Mg-S1-Cu合金及其制備方法。
【背景技術(shù)】
[0002]鋁合金密度低、強(qiáng)度高、易于加工，具有良好的耐蝕性，被廣泛應(yīng)用于航空航天、交通運(yùn)輸?shù)阮I(lǐng)域，是輕金屬中應(yīng)用最廣泛的合金，其使用量僅次于鋼鐵。在航空航天、海洋、運(yùn)輸?shù)阮I(lǐng)域，采用鋁合金代替鋼鐵，是降低能耗的一種有效方法。6XXX系鋁合金(Al-Mg-Si合金)密度小、焊接性能和抗蝕性優(yōu)良、沖擊韌性高且易于加工成型，Al-Mg-S1-Cu合金是在Al-Mg-Si合金的基礎(chǔ)上發(fā)展起來的，相對于Al-Mg-Si合金具有優(yōu)良的力學(xué)性能，在抗蝕性和成形性等方面也表現(xiàn)出良好綜合性能，可以高速擠壓成結(jié)構(gòu)復(fù)雜、薄壁、中空的各種型材或鍛造成結(jié)構(gòu)復(fù)雜的鍛件。因此，Al-Mg-S1-Cu合金逐漸成為材料科學(xué)工作者研究的熱點(diǎn)。
[0003]新世紀(jì)，隨著科技的不斷進(jìn)步，為了進(jìn)一步適應(yīng)各領(lǐng)域?qū)τ诓牧细邚?qiáng)度、韌性、抗疲勞等方面綜合性能的要求，需要鋁合金具有更高的綜合性能。然而，傳統(tǒng)的Al-Mg-S1-Cu合金強(qiáng)度不高，且塑性也有待改善?，F(xiàn)有研究表明，稀土微合金化是改善鋁合金性能和開發(fā)新型鋁合金最為重要的手段之一。而稀土元素Sc是微合金化效果最為顯著的元素，材料科學(xué)工作者在Al-Mg和Al-Zn-Mg-Cu合金中添加Sc元素，發(fā)現(xiàn)Sc在合金中形成Al3Sc質(zhì)點(diǎn)，該質(zhì)點(diǎn)既可以顯著細(xì)化鑄態(tài)組織、抑制再結(jié)晶、形成非常細(xì)小彌散的亞結(jié)構(gòu)，又能通過析出強(qiáng)化效應(yīng)而使合金強(qiáng)度、塑性等綜合性能大幅度提高。Al-Mg-S1-Cu合金是一種典型的工業(yè)鋁合金，對其進(jìn)行研究以開發(fā)一系列含Sc的新型稀土鋁合金，并廣泛應(yīng)用于航空、航天、交通運(yùn)輸?shù)戎T多領(lǐng)域，具有重要的理論與實(shí)際意義。然而，有關(guān)稀土 Sc微合金化的Al-Mg-S1-Cu合金至今尚未見任何報(bào)道。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0004]本發(fā)明的目的在于提供一種Sc微合金化的Al-Mg-S1-Cu合金，以期可以提高Al-Mg-S1-Cu合金的強(qiáng)度和塑性，較好地滿足航空、航天、交通等領(lǐng)域?qū)Ω咝阅茕X合金的需求。
[0005]本發(fā)明的目的通過以下技術(shù)方案來實(shí)現(xiàn):
[0006]本發(fā)明稀土 Sc微合金化的Al-Mg-S1-Cu合金，其特點(diǎn)在于:在Al-Mg-S1-Cu合金中含有質(zhì)量百分?jǐn)?shù)為0.15% -0.45%的稀土 Sc。
[0007]本發(fā)明稀土 Sc微合金化的Al-Mg-S1-Cu合金,其特點(diǎn)也在于:各合金兀素按質(zhì)量百分?jǐn)?shù)的的配比為:
[0008]Mg 0.86%-0.94%；Si0.58^0-0.63^,;
Cu0.65%-?.72ι!?,:
[0009]
Mn0,18%-0.21%；
Sc 0,15%-0.45%；
[0010]余量為Al。
[0011 ] 微合金化是提高材料強(qiáng)度和塑性等綜合性能的有效途徑。其中，在稀土 Sc微合金化的Al-Mg-S1-Cu合金中，Mg和Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)比為1.73:1時(shí)，可以使合金經(jīng)固溶時(shí)效后基體中析出大量彌散的Mg2Si強(qiáng)化相，在本發(fā)明中，Si有一部分過剩，可以中和雜質(zhì)中Fe等的不良影響，同時(shí)細(xì)化Mg2Si質(zhì)點(diǎn)。合金中加入0.65%-0.72%的Cu，目的是改善合金在熱加工時(shí)的塑性，增強(qiáng)熱處理強(qiáng)化效果，提高延伸率。合金中加入0.18% -0.21%的Mn，目的是通過形成彌散相阻止合金在后續(xù)變形過程中的再結(jié)晶，從而提高再結(jié)晶溫度，細(xì)化再結(jié)晶晶粒，提高Al-Mg-S1-Cu合金的成形性能和強(qiáng)度。同時(shí)，合金中加入0.15% -0.45%的Sc，目的是顯著細(xì)化鑄態(tài)組織、提高合金強(qiáng)度，并有效地抑制合金發(fā)生再結(jié)晶晶粒長大，提高合金的再結(jié)晶溫度。
[0012]本發(fā)明稀土 Sc微合金化的Al-Mg-S1-Cu合金的制備方法,其特點(diǎn)在于按如下步驟進(jìn)行操作:
[0013]步驟1:制備合金鑄錠
[0014]la、配料:按照Al、Mg、S1、Cu、Mn和Sc的質(zhì)量百分比,稱取金屬Al、Al-Mg中間合金、Al-Si中間合金、Al-Cu中間合金、Al-Mn中間合金以及Al-Sc中間合金，作為配料；
[0015]lb、熔化:首先將金屬A1、A1-Mn中間合金、Al-Si中間合金和Al-Cu中間合金作為原料組A加入到預(yù)熱至280°C的坩堝中(坩堝預(yù)熱的目的是去除水分，防止開裂)，加熱到730 0C，恒溫至原料組A軟化下塌時(shí)，在原料組A表面撒上覆蓋劑(覆蓋劑是為防止原料組A與空氣接觸發(fā)生氧化，同時(shí)也為了減少進(jìn)入原料組A的氧化膜)；繼續(xù)恒溫至原料組A完全熔化時(shí)，獲得熔體B;
[0016]在原料組A表面撒上覆蓋劑的質(zhì)量優(yōu)選為配料總質(zhì)量的0.5%。(0.5%為最優(yōu)值，實(shí)驗(yàn)證明在0.5% -0.6%的區(qū)間內(nèi)都可實(shí)現(xiàn))
[0017]lc、加入Al-Mg中間合金:降溫至690 V (690 °C為最優(yōu)值，實(shí)驗(yàn)證明在6800C -700°C的區(qū)間內(nèi)都可實(shí)現(xiàn))，向熔體B中加入Al-Mg中間合金，攪拌至Al-Mg中間合金完全熔化，獲得熔體C ;為防止Al-Mg中間合金的燒損，可以使用鋁箔包裹并迅速將Al-Mg中間合金按入熔體B底部，再用覆蓋劑對熔體B進(jìn)行覆蓋，減少鎂的燒損；
[0018]Id、加入Al-Sc中間合金:升溫至750°C，加入Al-Sc中間合金(為減少稀土 Sc的燒損，將Al-Sc中間合金用鋁箔包好，并迅速將Al-Sc中間合金按入熔體C底部)，撒上一層覆蓋劑(撒上覆蓋劑的質(zhì)量優(yōu)選為配料總質(zhì)量的0.5% )，恒溫至Al-Sc中間合金完全熔化，獲得熔體D ;
[0019] le、精煉:降溫至720°C，在熔體D中加入精煉劑C2Cl6，將C2Cl6浸沒于熔體D中至無黃色氣體冒出(C2Cl6在熔體D中反應(yīng)，產(chǎn)生黃色氣體，在無黃色氣體冒出時(shí)，說明已反應(yīng)完全)，然后靜置保溫20min (使熔體D充分精煉，提高熔體D的純凈度)；C2C16的質(zhì)量優(yōu)選為配料總質(zhì)量的0.5% (0.5%為最優(yōu)值，實(shí)驗(yàn)證明在0.5^-0.6%的區(qū)間內(nèi)都可實(shí)現(xiàn))；[0020]If、澆注:使用黃銅材質(zhì)的鑄造模具完成對熔體D的澆注，獲得合金鑄錠；采用銅制鑄造模具的降溫速度快，在澆注時(shí)可以通入冷水以進(jìn)一步提高冷卻速度，澆注過程要快速平穩(wěn)，快速凝固可以細(xì)化晶粒，從而提高合金強(qiáng)度和塑性等性能。
[0021]步驟2:對所述合金鑄錠依次進(jìn)行均勻化處理、塑性變形獲得Al-Mg-S1-Cu-Sc合金板材，然后再對所述Al-Mg-S1-Cu-Sc合金板材進(jìn)行熱處理，即得稀土 Sc微合金化的Al-Mg-S1-Cu 合金。
[0022]所述均勻化處理是將步驟I所得合金鑄錠加熱至570°C并保溫9h，然后空冷至室溫。對合金鑄錠進(jìn)行均勻化處理，可以改善成分偏析。
[0023]所述塑性變形是將均勻化處理后的合金鑄錠在450°C條件下保溫30min，然后進(jìn)行多道次熱軋，每道次熱軋后在450°C條件下保溫5min，再進(jìn)行下一道次熱軋，每道次熱軋的加工率不超過25%，熱軋的總加工率在60% -70% ;在熱軋結(jié)束后，進(jìn)行退火，退火條件為:在415°C條件下保溫2h，然后空冷至室溫；在退火結(jié)束后，再進(jìn)行多道次冷軋，獲得Al-Mg-S1-Cu-Sc合金板材，冷軋每道次加工率為10% -20%，總加工率為60% -70%。鑄態(tài)產(chǎn)品有著天然的缺陷，如疏松和縮孔等，多次軋制可以實(shí)現(xiàn)大塑性變形，將夾雜物擊碎，有效地消除合金鑄錠內(nèi)部氣孔和縮松等缺陷，同時(shí)在微觀上使晶粒大小分布更均勻，并減少合金鑄錠因冷卻速度不均勻產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力。
[0024]設(shè)冷軋共η道次，當(dāng)η為偶數(shù)時(shí)，則在完成η/2道次冷軋后進(jìn)行一次退火，然后再繼續(xù)下一道次冷軋；當(dāng)η為奇數(shù)時(shí)，則在完成(η+1)/2道次冷軋后進(jìn)行一次退火，然后再繼續(xù)下一道次冷軋；退火條件為:在415°C下保溫2h，然后空冷至室溫。在冷軋進(jìn)行一半道次后，進(jìn)行退火的目的是防止多道次冷軋累積應(yīng)變過大，導(dǎo)致加工硬化現(xiàn)象嚴(yán)重，給后續(xù)冷軋加工帶來困難。
[0025]所述熱處理是將經(jīng)塑性變形后所獲得的Al-Mg-S1-Cu-Sc合金板材依次進(jìn)行固溶處理和時(shí)效處理；
[0026]所述固溶處理是將Al-Mg-S1-Cu-Sc合金板材加熱到555°C，保溫45min，然后水淬至室溫，獲得固溶后合金板材，淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間不大于25s ；
[0027]所述時(shí)效處理是將固溶后合金板材升溫至175°C，保溫8h，然后空冷至室溫，即得稀土 Sc微合金化的Al-Mg-S1-Cu合金。
[0028]優(yōu)選的，在步驟Ib完成后進(jìn)行扒渣，然后再進(jìn)行步驟Ic ；
[0029]在步驟Ic完成后先進(jìn)行扒渣，然后再進(jìn)行步驟Id ；
[0030]在步驟Id完成后先進(jìn)行扒渣，然后再進(jìn)行步驟Ie ;
[0031]在步驟Ie完成后先進(jìn)行扒渣，然后再進(jìn)行步驟If。
[0032]與已有技術(shù)相比，本發(fā)明的有益效果體現(xiàn)在:
[0033]1、本發(fā)明通過稀土 Sc元素微合金化，合理設(shè)計(jì)其它元素的含量，并采用合理熔煉工藝以及快速凝固技術(shù)，制備出顯微組織均勻細(xì)小的Sc微合金化的Al-Mg-S1-Cu合金；
[0034]2、本發(fā)明通過多次軋制實(shí)現(xiàn)大塑性變形，有效地消除鑄錠內(nèi)部氣孔和縮松等缺陷，同時(shí)在微觀上使晶粒大小分布更均勻，從而提高合金的綜合性能；
[0035] 3、本發(fā)明合金制備過程和熱處理方式簡單，易實(shí)現(xiàn)工業(yè)化生產(chǎn)。
【專利附圖】

【附圖說明】[0036]圖1為各實(shí)施例所得合金鑄錠的鑄態(tài)金相組織，其中圖1 (a)為Al-Mg-S1-Cu-OSc合金鑄錠，圖1 (b)為 Al-Mg-S1-Cu-0.15Sc 合金鑄錠，圖1 (c)為 Al-Mg-S1-Cu-0.3Sc 合金鑄錠，圖1⑷為Al-Mg-S1-Cu-0.45Sc合金鑄錠；
[0037]圖2為合金的冷軋態(tài)和555 V /45min淬火態(tài)金相組織，其中圖2 (a)為Al-Mg-S1-Cu-OSc 合金冷軋態(tài)金相組織，圖 2(b)為 Al-Mg-S1-Cu-OSc 合金 555°C /45min淬火態(tài)金相組織，圖2 (c)為Al-Mg-S1-Cu-0.3Sc合金冷軋態(tài)金相組織，圖2 (d)為Al-Mg-S1-Cu-0.3Sc 合金 555°C /45min 淬火態(tài)金相組織；
[0038] 圖3為合金的拉伸性能隨Sc含量的變化曲線。
具體實(shí)施例
[0039]下面結(jié)合實(shí)施例，對本發(fā)明進(jìn)一步說明，下述實(shí)施例是說明性的，不是限定性的，不能以下述實(shí)施例來限定本發(fā)明的保護(hù)范圍。
[0040]實(shí)施例1
[0041]本實(shí)施例按如下步驟制備稀土 Sc微合金化的Al-Mg-S1-Cu合金:
[0042]步驟1:制備合金鑄錠
[0043]la、配料:按照 97.45% A1.0.9% Mg,0.6% Si,0.7% Cu,0.2% Mn 和 0.15% Sc的質(zhì)量百分比，稱取1065.7g金屬Al (純度為99.99% ) ,23.2gAl_50.38% Mg中間合金、71.4gAl-10.92% Si 中間合金、25gAl_10.4% Mn 中間合金、18.2gAl_50.02% Cu 中間合金及96.5gAl-2.02% Sc中間合金進(jìn)行配料，配料總質(zhì)量為1300g ；
[0044]lb、熔化:首先將金屬A1、A1-Mn中間合金、Al-Si中間合金和Al-Cu中間合金作為原料組A加入到預(yù)熱至280°C的坩堝中，加熱到730°C，恒溫至原料組A軟化下塌時(shí)，在原料組A表面撒上覆蓋劑(覆蓋劑的質(zhì)量為6.5g);繼續(xù)恒溫至原料組A完全熔化時(shí)，然后進(jìn)行扒渣，獲得熔體B ；
[0045]lc、加入Al-Mg中間合金:降溫至690°C,向熔體B中加入Al-Mg中間合金,攪拌至Al-Mg中間合金完全熔化，然后進(jìn)行扒渣，獲得熔體C ;
[0046]Id JnAAl-Sc中間合金:升溫至750°C，加入Al-Sc中間合金，為減少稀土 Sc的燒損，將Al-Sc中間合金用鋁箔包好，并迅速將Al-Sc中間合金按入熔體底部，撒上6.5g覆蓋劑，恒溫至Al-Sc中間合金完全熔化，進(jìn)行扒渣，獲得熔體D ;
[0047]le、精煉:降溫至720°C，在熔體D中加入6.5g C2Cl6，將C2Cl6浸沒于熔體D中至無黃色氣體冒出，然后靜置保溫20min ;然后進(jìn)行扒渣；
[0048]If、澆注:使用黃銅材質(zhì)的鑄造模具完成對熔體D的澆注，獲得IOmm厚的合金鑄錠。
[0049]步驟2:對合金鑄錠進(jìn)行均勻化處理
[0050]均勻化處理?xiàng)l件為:均勻化溫度570°C，保溫時(shí)間9h，空冷至室溫(在空氣中自然冷卻)。
[0051]步驟3:塑性變形
[0052]將均勻化處理后的合金鑄錠去除氧化皮和銑面，控制最終厚度為8mm，在450°C條件下保溫30min，然后在二輥熱軋機(jī)上進(jìn)行熱軋，每道次熱軋后先回爐加熱(在450°C條件下保溫5min)，再進(jìn)行下一道次熱軋，熱軋每道次加工率依次為23.5 %、19.9 %、16.3 %、14.6 %和16.6 %，共進(jìn)行5道次熱軋，熱軋總加工率為62.5%，熱軋后合金鑄錠厚度為3mm ；熱軋后進(jìn)行退火，退火的條件為:升溫至415°C，保溫2h，空冷至室溫；退火后再冷軋，冷軋每道次加工率依次為10%U1.1%>12.5%U4.3%U6.7%、20%和16.7%，共進(jìn)行7道次冷軋，冷軋總加工率為66.7%,冷軋后合金鑄錠厚度為1mm ;在冷軋進(jìn)行4道次后進(jìn)行一次退火，然后再進(jìn)行第5道次冷軋，退火條件為:升溫至415°C，保溫2h，空冷至室溫；冷軋后獲得Al-Mg-S1-Cu-Sc合金板材。
[0053]步驟4:對Al-Mg-S1-Cu-Sc合金板材進(jìn)行熱處理
[0054]4a、固溶處理:將步驟3所獲得的Al-Mg-S1-Cu-Sc合金板材加熱到555°C，保溫45min，然后水淬至室溫，淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間不大于25s ；
[0055]4b、時(shí)效處理:升溫至175°C，保溫8h，然后空冷至室溫，即得稀土 Sc微合金化的Al-Mg-S1-Cu 合金，命名為 Al-Mg-S1-Cu-0.15Sc 合金。
[0056]為測試Al-Mg-S1-Cu-0.15Sc合金的力學(xué)性能，對其進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，具體步驟為:在冷軋后，將Imm合金板材按照國標(biāo)GB6397-86制成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，然后再進(jìn)行步驟4，獲得合金試樣。在SANS-1OOkN微型控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)上測試所得合金試樣的力學(xué)性能，拉伸速度為lmm/min ;重復(fù)測定3個(gè)合金試樣并取平均值，所得力學(xué)性能指標(biāo)為:抗拉強(qiáng)度為365.7MPa，屈服強(qiáng)度為329MPa，延伸率為28.18%，具體數(shù)據(jù)見表1。
[0057]實(shí)施例2
[0058]本實(shí)施例按與實(shí)施例1相同的步驟制備Al-Mg-S1-Cu-0.3Sc合金材料，區(qū)別在于步驟 Ia 中按照 97.3 %A1,0.9%Mg,0.6% Si,0.7% Cu, 0.2% Mn 和 0.3% Sc 的質(zhì)量百分比，稱取969.1g金屬 Al(純度為 99.99% ) ,23.2gAl_50.38% Mg 中間合金、71.4gAl_10.92% Si中間合金、25gAl-10.4% Mn 中間合金、18.2gAl_50.02% Cu 中間合金及 193.lgAl-2.02%Sc中間合金進(jìn)行配料，配料總質(zhì)量為1300g ；
[0059]按實(shí)施例1相同的方法對Al-Mg-S1-Cu-Mn-0.3Sc合金材料進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，所得力學(xué)性能指標(biāo)為:抗拉強(qiáng)度為396.4MPa，屈服強(qiáng)度為377MPa，延伸率為29.76%，具體數(shù)據(jù)見表1。
[0060]實(shí)施例3
[0061]本實(shí)施例按與實(shí)施例1相同的步驟制備Al-Mg-S1-Cu-0.45Sc合金材料，區(qū)別在于步驟 Ia 中按照 97.15% A1.0.9% Mg,0.6% Si,0.7% Cu,0.2% Mn 和 0.45% Sc 的質(zhì)量百分比，稱取872.6g金屬Al (純度為99.99 % ),23.2gAl_50.38 % Mg中間合金、71.4gAl-10.92% Si 中間合金、25gAl_10.4% Mn 中間合金、18.2gAl_50.02% Cu 中間合金及289.6gAl-2.02% Sc中間合金進(jìn)行配料，配料總質(zhì)量為1300g ；
[0062]按實(shí)施例1相同的方法對Al-Mg-S1-Cu-0.45Sc合金材料進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，所得力學(xué)性能指標(biāo)為:抗拉強(qiáng)度為382MPa，屈服強(qiáng)度為371MPa，延伸率為27.38%，具體數(shù)據(jù)見表1。
[0063]對比例:
[0064]為對比稀土 Sc對Al-Mg-S1-Cu合金性能的影響，按與實(shí)施例1相同的方式制備Al-Mg-S1-Cu-OSc 合金材料，區(qū)別僅在于按照 97.6% A1.0.9 % Mg,0.6 % S1、。.7% Cu 和
0.2% Mn的質(zhì)量百分比，稱取1162.2g金屬Al (純度為99.99% )、23.2gAl_50.38% Mg中間合金、71.4gAl-10.92% Si 中間合金、25gAl_10.4% Mn 中間合金及 18.2gAl_50.02% Cu中間合金，配料總質(zhì)量為1300g，且不進(jìn)行步驟Id的加入Al-Sc中間合金。按實(shí)施例1相同的方法對Al-Mg-S1-Cu-OSc合金材料進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，所得力學(xué)性能指標(biāo)為:抗拉強(qiáng)度為363MPa，屈服強(qiáng)度為318MPa，延伸率為19.7%，具體數(shù)據(jù)見表1。
[0065]在各實(shí)施例中合金鑄錠制備后(即步驟I完成后)，為了確定合金鑄錠的合金成分是否滿足要求，采用LEEMAN SPEC-E型電感耦合等離子體原子發(fā)射光譜儀對所有合金鑄錠進(jìn)行成分檢測，測試結(jié)果見表1，說明本發(fā)明采用的熔煉工藝可以制備出成分滿足設(shè)計(jì)要求的Al-Mg-S1-Cu-Sc合金鑄錠。
[0066]取合金鑄錠試樣(即步驟I完成后的試樣)，在MR5000型金相顯微鏡下觀察金相組織。圖1 (a)、I (b)、I (c)和I⑷分別為Al-Mg-S1-Cu-OSc合金鑄錠試樣、Al-Mg-S1-Cu-0.15Sc合金鑄錠試樣、Al-Mg-S1-Cu-0.3Sc合金鑄錠試樣和Al-Mg-S1-Cu-0.45Sc合金鑄錠試樣的鑄態(tài)金相組織。由圖可見，在Al-Mg-S1-Cu合金中添加稀土 Sc可以顯著細(xì)化鑄態(tài)組織，且添加0.3% Sc時(shí)，Al-Mg-S1-Cu合金鑄態(tài)組織細(xì)化最為明顯。
[0067]取合金冷軋態(tài)試樣(即完成步驟3之后獲得的合金板材)和555°C /45min淬火態(tài)試樣(即完成步驟4a固溶處理之后的試樣)，在MR5000型金相顯微鏡下觀察金相組織。其中圖2(a)為Al-Mg-S1-Cu-OSc合金冷軋態(tài)金相組織，圖2 (b)為Al-Mg-S1-Cu-OSc合金5550C /45min淬火態(tài)金相組織，圖2 (c) Al-Mg-S1-Cu-0.3Sc合金冷軋態(tài)金相組織，圖2(d)Al-Mg-S1-Cu-0.3Sc合金555 °C /45min淬火態(tài)金相組織；由圖可知，Al-Mg-S1-Cu合金經(jīng)過555°C /45mi n的固溶處理后，合金已經(jīng)發(fā)生了完全再結(jié)晶，而Al-Mg-S1-Cu-0.3Sc經(jīng)過555°C /45min的 固溶處理后仍保留大量軋制態(tài)組織，僅發(fā)生少量再結(jié)晶，可見稀土 Sc的添加能有效抑制Al-Mg-S1-Cu合金的再結(jié)晶，從而阻止合金發(fā)生再結(jié)晶晶粒長大，這對提高Al-Mg-S1-Cu合金熱穩(wěn)定性和拓寬Al-Mg-S1-Cu合金鍛造溫度區(qū)間都有積極作用。
[0068]對比不同Sc含量的合金的力學(xué)性能指標(biāo)，結(jié)果如圖3所示。由圖3可知，添加稀土 Sc可以較大幅度提高Al-Mg-S1-Cu合金抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和塑性(Al-Mg-S1-Cu合金抗拉強(qiáng)度為363MPa，屈服強(qiáng)度為318MPa,延伸率為19.7%) 0在Sc含量為0.15% -0.45%時(shí)，Al-Mg-S1-Cu-Sc合金的強(qiáng)度和塑性均高于Al-Mg-S1-Cu合金，當(dāng)Sc含量為0.3%時(shí)，強(qiáng)度和塑性均達(dá)到最大值，即Al-Mg-S1-Cu-Mn-0.3Sc合金的抗拉強(qiáng)度為396.4MPa，屈服強(qiáng)度為377MPa，延伸率為29.76%。這里稀土 Sc對Al-Mg-S1-Cu合金的強(qiáng)化作用主要來自Sc對鑄態(tài)組織的細(xì)化，以及由于Sc的添加抑制合金發(fā)生再結(jié)晶晶粒長大，形成豐富亞結(jié)構(gòu)組織，從而實(shí)現(xiàn)亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化。
[0069]表1合金的化學(xué)成分與力學(xué)性能指標(biāo)
[0070]
【權(quán)利要求】
1.稀土Sc微合金化的Al-Mg-S1-Cu合金，其特征在于:在Al-Mg-S1-Cu合金中含有質(zhì)量百分?jǐn)?shù)為0.15% -0.45%的稀土 Sc。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的稀土Sc微合金化的Al-Mg-S1-Cu合金，其特征在于:所述Al-Mg-S1-Cu合金中各合金元素按質(zhì)量百分?jǐn)?shù)的配比為:Mg 0.86%-0.94%；Si 0,58%-0.63%；Cu 0.65%-0.72%*.Mn 0.18%-0.21%*,Sc 0.15%-0.45%； 余量為Al。
3.—種權(quán)利要求1或2所述的稀土 Sc微合金化的Al-Mg-S1-Cu合金的制備方法，其特征在于按如下步驟進(jìn)行操作: 步驟1:制備合金鑄錠 la、配料:按照Al、Mg、S1、Cu、Mn和Sc的質(zhì)量百分比，稱取金屬Al、Al-Mg中間合金、Al-Si中間合金、Al-Cu中間合金、Al-Mn中間合金以及Al-Sc中間合金，作為配料； lb、熔化:首先將金屬A1、A1-Mn中間合金、Al-Si中間合金和Al-Cu中間合金作為原料組A加入到預(yù)熱至280°C的坩堝中，加熱到730°C，恒溫至原料組A軟化下塌時(shí)，在原料組A表面撒上覆蓋劑；繼續(xù)恒溫至原料組A完全熔化時(shí)，獲得熔體B ； lc、加入Al-Mg中間合金:降溫至690°C,向熔體B中加入Al-Mg中間合金,攪拌至Al-Mg中間合金完全熔化，獲得熔體C ； Id、加入Al-Sc中間合金:升溫至750°C，加入Al-Sc中間合金，撒上覆蓋劑，恒溫至Al-Sc中間合金完全熔化，獲得熔體D ; le、精煉:降溫至720°C，在熔體D中加入精煉劑C2Cl6，將C2Cl6浸沒于熔體D中至無黃色氣體冒出，然后靜置保溫20min ;所述C2Cl6的質(zhì)量為配料總質(zhì)量的0.5% ; If、澆注:使用黃銅材質(zhì)的鑄造模具完成對熔體D的澆注，獲得合金鑄錠； 步驟2:對所述合金鑄錠依次進(jìn)行均勻化處理、塑性變形獲得Al-Mg-S1-Cu-Sc合金板材，然后再對所述Al-Mg-S1-Cu-Sc合金板材進(jìn)行熱處理，即得稀土 Sc微合金化的Al-Mg-S1-Cu 合金。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的制備方法，其特征在于:所述均勻化處理是將步驟I所得合金鑄錠加熱至570°C并保溫9h，然后空冷至室溫。
5.根據(jù)權(quán)利要求3所述的制備方法，其特征在于: 所述塑性變形是將均勻化處理后的合金鑄錠在450°C條件下保溫30min，然后進(jìn)行多道次熱軋，每道次熱軋后在450°C條件下保溫5min，再進(jìn)行下一道次熱軋，每道次熱軋的加工率不超過25%，熱軋的總加工率在60%-70% ； 在熱軋結(jié)束后，進(jìn)行退火，退火條件為:在415°C下保溫2h，然后空冷至室溫；在退火結(jié)束后，再進(jìn)行多道次冷軋，獲得Al-Mg-S1-Cu-Sc合金板材，冷軋每道次加工率為10% _20%，冷軋總加工率為60% -70% ο
6.根據(jù)權(quán)利要求3所述的制備方法，其特征在于:所述熱處理是將經(jīng)塑性變形后所獲得的Al-Mg-S1-Cu-Sc合金板材依次進(jìn)行固溶處理和時(shí)效處理； 所述固溶處理是將Al-Mg-S1-Cu-Sc合金板材加熱到555°C，保溫45min，然后水淬至室溫，獲得固溶后合金板材，淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間不大于25s ； 所述時(shí)效處理是將固溶后合金板材升溫至175°C，保溫8h，然后空冷至室溫，即得稀土Sc微合金化的Al-Mg-S1-Cu合金。
7.根據(jù)權(quán)利要求5所述的制備方法，其特征在于:設(shè)冷軋共η道次，當(dāng)η為偶數(shù)時(shí)，則在完成η/2道次冷軋后進(jìn)行一次退火，然后再繼續(xù)下一道次冷軋；當(dāng)η為奇數(shù)時(shí)，則在完成(η+1)/2道次冷軋后進(jìn)行一次退火，然后再繼續(xù)下一道次冷軋； 退火條件為:在415°C條件下保溫2h，然后空冷至室溫。
【文檔編號(hào)】C22C1/03GK103993209SQ201410235134
【公開日】2014年8月20日 申請日期:2014年5月29日 優(yōu)先權(quán)日:2014年5月29日
【發(fā)明者】陳文琳, 吳躍, 曾侗 申請人:合肥工業(yè)大學(xué)