CN110093537A - 一种高断裂韧性铝镁钪合金棒材及其制备方法 - Google Patents

一种高断裂韧性铝镁钪合金棒材及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种高断裂韧性铝镁钪合金棒材及其制备方法，该合金成分的质量百分比：镁Mg为1‑5wt％，钪Sc为0.25‑0.4wt％，其他杂质元素的总质量百分比≤0.1％，余量为铝Al。具体制备方法如下：以铝锭、镁锭、Al‑Sc中间合金为原料，按比例配料后分步熔炼，对熔体进行搅拌、精炼、净化、除气、扒渣、静置后浇铸，对铸锭按挤压比25‑50挤压成棒材，挤压温度为300‑400℃，挤压后处理程序为470℃‑2h+120℃‑16h+160℃‑20min+120℃‑16h。与现有技术相比，本发明制备的铝镁钪棒材具有高断裂韧性，其力学性能为：抗拉强度360‑480MPa，屈服强度260‑350MPa，延伸率达10‑18％，其平面应变断裂韧度达25‑50MPa·m1/2。

Description

一种高断裂韧性铝镁钪合金棒材及其制备方法
技术领域
本发明涉及合金制备领域，具体涉及一种高断裂韧性铝镁钪合金棒材及其制备方法。
背景技术
铝镁系合金作为一种轻质金属结构材料，由于不含有锌元素，铝镁合金具有中等强度，但有优良的抗热裂性、韧性、成形性以及耐蚀性，常应用于航空航天工业中。作为飞机蒙皮等零部件的重要结构材料，安全要求极高，断裂韧性是衡量铝镁系合金综合性能及安全性的重要指标。传统的5系铝合金断裂韧度在20-30MPa·m1/2，而近年来钪元素在铝合金中的微合金化作用的发现为进一步提升铝镁系合金的断裂韧性提供了可能与依据。
钪元素作为铝合金中最有效的微合金化元素，可有效提高铝镁合金综合性能。添加微量的Sc可显著提高传统铝镁合金的强度及韧性，并改善其易受热软化等缺点。以含镁量6％的铝镁合金为例，添加0.3％Sc后热加工态合金抗拉强度可提升30％，而延伸率仅略微下降。在铸态下Sc以初生Al3Sc粒子存在，与铝基体的共格关系使其均匀弥散分布，从而形成大量形核质点，强烈细化晶粒。后期处理过程中的弥散次生Al3Sc粒子进一步提高合金强韧性，能够钉扎位错，通过提高再结晶温度产生亚结构强化。因此，Sc在铝镁系合金中的添加需满足以下条件，首先凝固时能形成初生Al3Sc粒子细化晶粒，此外在后续热加工处理中能形成大量次生Al3Sc粒子。根据Al-Sc二元相图，Sc在纯铝中的最大固溶度为0.35％，因此Sc元素的添加量一般与此固溶极限含量接近。而Mg元素在铝镁系合金中主要起到固溶强化的作用，合金强度随Mg含量增大而提升，且为了防止Al3Mg2等析出相的形成，保持固溶强化效果，Mg含量需控制在5-6％以下。
通过检索发现，公开号为CN104694801B的中国发明专利涉及一种铝镁钪锆铝合金板材，其中Mg质量分数为5.5-6.5％，Sc质量分数为0.2-0.4％并添加微量Mn、Ti、Zr、Be元素，热轧及预拉伸后得到板材抗拉强度为420-440MPa，屈服强度为310-320MPa，延伸率为20.7-22.5％，而该发明Mg含量偏高，由于Mg在铝合金中溶解度随温度下降而迅速减小，易在铸造过程中产生析出相，影响合金韧性。成分类似的中国发明专利还有公开号为CN104818412B的一种低钪铝镁钪锆合金板材，其中Mg为6.2％，Sc为0.10-0.25％，公开号为CN101353745A的一种Al-Mg-Mn-Sc-Er合金，Mg含量为5.2-6.2％，Sc含量为0.1-0.25％，其Sc添加量均偏少，对于铝镁系合金强韧化作用小。此外，Mn元素易与杂质Fe元素形成针状第二相，增大第二相与基体的错配度，削弱Sc元素添加带来的抗裂纹扩展作用，导致断裂韧性的大幅降低。因此，现有高韧性铝镁钪合金制备技术仍有待改进。
发明内容
本发明的目的就是为了克服上述现有技术存在的缺陷而提供一种抗拉强度达360～480MPa，屈服强度达260～350MPa，延伸率达10～18％，平面应变断裂韧度达25-50MPa·m1/2的高断裂韧性铝镁钪合金棒材及其制备方法。
本发明的目的可以通过以下技术方案来实现：一种高断裂韧性铝镁钪合金棒材，所设计的合金成分主要包含Mg、Sc两种合金化元素，通过铸造和挤压工艺制备铝合金棒材。具体来说：
一种高断裂韧性铝镁钪合金棒材，该棒材包含以下成分及质量百分比：镁Mg为1-5wt％，钪Sc为0.25-0.4wt％，其他杂质元素含量≤0.1％，其余为铝Al。优选Sc的含量≧0.35wt％。
一种高断裂韧性铝镁钪合金棒材的制备方法，包括以下步骤：
(1)配制铝合金铸锭：将铝锭加热至660-670℃熔化成铝液，加入镁锭和铝钪中间合金，并经过升温至730-740℃进行充分搅拌、静置后，在720～730℃进行精炼除气、除渣和保温静置后，在700～710℃下浇铸成铝合金铸锭；
(2)将铝合金铸锭进行热挤压，形成高断裂韧性铝镁钪合金棒材。
进一步地，步骤(1)中所述的铝锭纯度不低于99.9％，所述的镁锭的纯度不低于99.95％，所述的铝钪中间合金中，钪的重量百分数为2-3％。
进一步地，步骤(1)中所述的静置的时间为10-30min。
进一步地，步骤(2)中所述的热挤压的温度为300-400℃。
进一步地，步骤(2)中所述的热挤压的挤压比为25-50。
进一步地，步骤(2)中所述的热挤压后处理程序为470℃-2h+120℃-16h+160℃-20min+120℃-16h。
本发明的原理：①Sc元素在铝熔体中极限固溶度约为0.35wt％，选择加入0.4％左右的Sc可使Sc对铝合金产生强烈变质作用，在铸造过程中与Al形成初生Al3Sc共格第二相粒子，使合金晶粒显著细化，具有良好的力学性能。
②在300～400℃进行热挤压，形成次生Al3Sc共格第二相粒子，强化效果显著增加，对于加工硬化后产生的位错具有钉扎作用，使合金的再结晶温度提高、变形组织得以保留。
③弥散共格的纳米级Al3Sc粒子具有较高稳定性，在热加工处理中保持与基体共格，使Al3Sc粒子难以聚集长大，避免粗大析出相成为裂纹源的情况，有利于合金断裂韧性的提高。
④Mg含量控制在5％以下，有利于固溶强化，避免铸造过程中形成Al3Mg2析出相影响合金韧性。
与现有技术相比，本发明具有以下优点：
(1)将Mg含量控制在5％以下，有利于固溶强化，避免铸造过程中形成Al3Mg2析出相影响合金韧性；
(2)本发明制备的高断裂韧性铝镁钪合金棒材室温下抗拉强度达360-480MPa，屈服强度达260-350MPa，延伸率达10-18％，平面应变断裂韧度最高可达50MPa·m1/2。
具体实施方式
下面对本发明的实施例作详细说明，本实施例在以本发明技术方案为前提下进行实施，给出了详细的实施方式和具体的操作过程，但本发明的保护范围不限于下述的实施例。
实施例1
该棒材的组成元素按质量百分比为：Mg 1wt％，Sc 0.4wt％，Al 98.6wt％，Fe、Si等其他杂质元素含量≤0.1wt％。
按配比量，将纯度≥99.9％的铝锭放在中频感应熔炼炉石墨坩埚中熔化，待其完全熔化后铝液温度为660-670℃，在铝熔体中依次加入纯度≥99.9％的镁锭和Al-2％Sc中间合金，合金熔化后升温至730℃进行充分搅拌，静置20min后在720℃进行精炼除气，熔体除渣后静置20min，在700℃将金属液快速浇注成铝合金铸锭；将铸锭表面处理光亮，对铸锭预热后按挤压比25进行热挤压，挤压温度为300、350、400℃，热处理程序为470℃-2h+120℃-16h+160℃-20min+120℃-16h，得到Al-1Mg-0.4Sc合金棒材。其室温力学性能及平面应变断裂韧性如表1所示。可见，该棒材的屈服强度达160-168MPa，抗拉强度达208-220MPa，延伸率达9-13.5％，平面应变断裂韧度为25MPa·m1/2。
实施例2
该棒材的组成元素按质量百分比为：Mg 2wt％，Sc 0.4wt％，Al 98.6wt％，Fe、Si等其他杂质元素含量≤0.1wt％。
按配比量，将纯度≥99.9％的铝锭放在中频感应熔炼炉石墨坩埚中熔化，待其完全熔化后铝液温度为660-670℃，在铝熔体中依次加入纯度≥99.9％的镁锭和Al-2％Sc中间合金，合金熔化后升温至730℃进行充分搅拌，静置20min后在720℃进行精炼除气，熔体除渣后静置20min，在700℃将金属液快速浇注成铝合金铸锭；将铸锭表面处理光亮，对铸锭预热后按挤压比25进行热挤压，挤压温度为300、350℃，热处理程序为470℃-2h+120℃-16h+160℃-20min+120℃-16h，得到Al-2Mg-0.4Sc合金棒材。其室温力学性能及平面应变断裂韧性如表1所示。可见，该棒材的屈服强度达246-286MPa，抗拉强度达338-348MPa，延伸率达8.6-9.6％，平面应变断裂韧度超过30MPa·m1/2。
实施例3
该棒材的组成元素按质量百分比为：Mg 5wt％，Sc 0.4wt％，Al 98.6wt％，Fe、Si等其他杂质元素含量≤0.1wt％。
按配比量，将纯度≥99.9％的铝锭放在中频感应熔炼炉石墨坩埚中熔化，待其完全熔化后铝液温度为660-670℃，在铝熔体中依次加入纯度≥99.9％的镁锭和Al-2％Sc中间合金，合金熔化后升温至730℃进行充分搅拌，静置20min后在720℃进行精炼除气，熔体除渣后静置20min，在700℃将金属液快速浇注成铝合金铸锭；将铸锭表面处理光亮，对铸锭预热后按挤压比25进行热挤压，挤压温度为300、350℃，热处理程序为470℃-2h+120℃-16h+160℃-20min+120℃-16h，得到Al-5Mg-0.4Sc合金棒材。其室温力学性能及平面应变断裂韧性如表1所示。可见，该棒材的屈服强度达262-286MPa，抗拉强度达348-382MPa，延伸率达13.4-18.6％，平面应变断裂韧度高达50MPa·m1/2。
实施例4
该棒材的组成元素按质量百分比为：Mg 4wt％，Sc 0.38wt％，Al 98.6wt％，Fe、Si等其他杂质元素含量≤0.1wt％。
按配比量，将纯度≥99.9％的铝锭放在中频感应熔炼炉石墨坩埚中熔化，待其完全熔化后铝液温度为660-670℃，在铝熔体中依次加入纯度≥99.9％的镁锭和Al-3％Sc中间合金，合金熔化后升温至730℃进行充分搅拌，静置10min后在720℃进行精炼除气，熔体除渣后静置10min，在700℃将金属液快速浇注成铝合金铸锭；将铸锭表面处理光亮，对铸锭预热后按挤压比35进行热挤压，挤压温度为330、360、390℃，热处理程序为470℃-2h+120℃-16h+160℃-20min+120℃-16h，得到Al-4Mg-0.38Sc合金棒材。其室温力学性能及平面应变断裂韧性如表1所示。可见，该棒材的屈服强度达260-310MPa，抗拉强度达340-430MPa，延伸率达10.4-15.6％，平面应变断裂韧度高达50MPa·m1/2。
实施例5
该棒材的组成元素按质量百分比为：Mg 3wt％，Sc 0.35wt％，Al 98.6wt％，Fe、Si等其他杂质元素含量≤0.1wt％。
按配比量，将纯度≥99.9％的铝锭放在中频感应熔炼炉石墨坩埚中熔化，待其完全熔化后铝液温度为660-670℃，在铝熔体中依次加入纯度≥99.9％的镁锭和Al-3％Sc中间合金，合金熔化后升温至730℃进行充分搅拌，静置30min后在720℃进行精炼除气，熔体除渣后静置30min，在700℃将金属液快速浇注成铝合金铸锭；将铸锭表面处理光亮，对铸锭预热后按挤压比50进行热挤压，挤压温度为320、370、380℃，热处理程序为470℃-2h+120℃-16h+160℃-20min+120℃-16h，得到Al-3Mg-0.35Sc合金棒材。其室温力学性能及平面应变断裂韧性如表1所示。可见，该棒材的屈服强度达222-266MPa，抗拉强度达333-369MPa，延伸率达10.6-17.8％，平面应变断裂韧度高达50MPa·m1/2。
表1

Claims (9)

1.一种高断裂韧性铝镁钪合金棒材，其特征在于，该棒材包含以下成分及质量百分比：镁Mg为1-5wt％，钪Sc为0.25-0.4wt％，其他杂质元素含量≤0.1％，其余为铝Al。
2.根据权利要求1所述的高断裂韧性铝镁钪合金棒材，其特征在于，Sc的含量≧0.35wt％。
3.一种如权利要求1所述的高断裂韧性铝镁钪合金棒材的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
(1)配制铝合金铸锭：将铝锭加热至熔化成铝液，加入镁锭和铝钪中间合金，并经过升温、搅拌、静置后，进行精炼除气、除渣和保温静置后，最后浇铸成含有初生Al3Sc共格第二相粒子的铝合金铸锭；
(2)将铝合金铸锭进行热挤压，形成高断裂韧性铝镁钪合金棒材。
4.根据权利要求3所述的一种高断裂韧性铝镁钪合金棒材的制备方法，其特征在于，步骤(1)中所述的铝锭纯度不低于99.9％，所述的镁锭的纯度不低于99.95％，所述的铝钪中间合金中，钪的重量百分数为2-3％。
5.根据权利要求3所述的一种高断裂韧性铝镁钪合金棒材的制备方法，其特征在于，步骤(1)中所述的铝液温度为660-670℃。
6.根据权利要求3所述的一种高断裂韧性铝镁钪合金棒材的制备方法，其特征在于，步骤(1)中所述的升温温度为730-740℃，所述的精炼除气温度为720-730℃，所述的浇铸温度为700-710℃。
7.根据权利要求3所述的一种高断裂韧性铝镁钪合金棒材的制备方法，其特征在于，步骤(1)中所述的静置的时间为10-30min。
8.根据权利要求3所述的一种高断裂韧性铝镁钪合金棒材的制备方法，其特征在于，步骤(2)中所述的热挤压的温度为300-400℃，挤压比为25-50。
9.根据权利要求3所述的一种高断裂韧性铝镁钪合金棒材的制备方法，其特征在于，步骤(2)中所述的热挤压的后处理程序为470℃-2h+120℃-16h+160℃-20min+120℃-16h。
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