一种Al-Mg-Nd-Sc铝合金

摘要

一种Al-Mg-Nd-Sc铝合金，由下述组分(重量百分比)组成：Mg：5.5～9.5，Zn：0.05～0.25，Ti：0.05～0.1，Nd：0.1～1.0，Sc：0.1～1.0，其余为Al。制备这种新型稀土铝合金的方法是在Al-Mg合金熔炼过程中加入经真空熔炼的Al-Nd及Al-Sc中间合金。本发明加工工艺简单，组分配比合理，通过钕、钪稀土元素合金化的作用，显著细化Al-Mg合金晶粒，提高合金强度；同时Nd、Sc的加入，形成Al3Sc、Al16Mg7Nd质点，这些质点起到了阻碍位错移动和钉扎亚晶界的作用，因而抑制了Al-Mg合金再结晶。由于Al-Mg合金本身就是一种广泛用于航空航天领域的重要材料，因此，在本发明的基础上可以开发出一系列含Nd、Sc的新型稀土铝镁合金，应用于航空、航天、汽车等诸多领域。

权利要求

1.一种Al-Mg-Nd-Sc铝合金，按重量百分比，由下述组分组成：Mg：9.5，Zn：0.25，Ti：0.1，Nd：1.0，Sc：1.0，其余为Al。

说明书

一种Al-Mg-Nd-Sc铝合金

技术领域

[0001] 本发明涉及一种铝镁系铝合金，特别是指一种含稀土元素钕、钪的Al-Mg-Nd-Sc铝合金；属于高性能结构的金属材料领域。

背景技术

[0002] Al-Mg合金具有低密度、中强度、良好的焊接性能和腐蚀性能，在航空航天及交通运输领域应用广泛，与高强的Al-Cu系和Al-Zn系相比，其强度还是有待进一步提高。而稀土元素不仅有细化晶粒的作用，还可以抑制再结晶，提高其高温热稳定性、耐蚀性等。目前在Al-Mg合金中添加稀土元素Sc的研究较多，Al3Sc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。由于Sc的成本较高，因此在加Sc的同时也可以在合金中添加少量Zr，形成弥散的Al3(Sc-Zr)粒子，其强化作用与Al3Sc粒子类似。也有直接用稀土元素Er代替Sc加入Al-5Mg合金中来提高Al-5Mg合金的强度。而稀土元素Nd对有色金属的作用，目前多数报道都是对镁合金的，铝合金的极少。稀土Nd的加入能显著提高AM60合金的力学性能，并使合金组织得到细化。有文献还显示，微量合金元素Nd的添加延缓了Al-Si-Cu-Mg合金的时效过程，细化了强化相。但是目前尚未有关Nd在Al-Mg系铝合金中应用的报道。

发明内容

[0003] 本发明的目的在于克服现有技术之不足而提供一种组分配比合理、组分之间合金化效果明显、强度高的Al-Mg-Nd-Sc铝合金。

[0004] 本发明---一种Al-Mg-Nd-Sc铝合金，由下述组分(重量百分比)组成：

[0005] Mg：5.5～9.5，

[0006] Zn：0.05～0.25，

[0007] Ti：0.05～0.1，

[0008] Nd：0.1～1.0，

[0009] Sc：0.1～1.0，其余为Al。

[0010] 本发明---一种Al-Mg-Nd-Sc铝合金，由下述组分(重量百分比)组成：

[0011] Mg：6.5～7.5，

[0012] Zn：0.10～0.15，

[0013] Ti：0.05～0.08，

[0014] Nd：0.1～0.5，

[0015] Sc：0.1～0.5，其余为Al。

[0016] 本发明---一种Al-Mg-Nd-Sc铝合金，由下述组分(重量百分比)组成：

[0017] Mg：7.0，

[0018] Zn：0.12，

[0019] Ti：0.06，

[0020] Nd：0.2，

[0021] Sc：0.2，其余为Al。

[0022] 本发明中，由于稀土Nd和Sc的加入使得Al-Mg合金晶粒显著细化，而且当Nd、Sc复合添加时晶粒最细；稀土Nd和Sc的加入，使Al-Mg合金的强度有所提高，其中Nd、Sc复合添加时强度最高，冷轧后Al-Mg-Nd-Sc合金的抗拉强度(σb)提高约55MPa，屈服强度(σ0.2)提高约30MPa，而延伸率(δ)变化不大；同时Nd、Sc的加入，形成Al3Sc、Al16Mg7Nd质点，这些质点起到了阻碍位错移动和钉扎亚晶界的作用，因而抑制了Al-Mg合金再结晶，且合金的再结晶温度提高了约50℃。

[0023] 综上所述，本发明组分配比合理、组分之间合金化效果明显、强度高，将Nd、Sc元素复合加入Al-Mg合金中，能显著细化合金晶粒，提高合金的强度，比单独添加Nd或Sc的效果好，同时还能抑制再结晶。Al-Mg合金是一种重要的工业铝合金，由于Nd的价格比较便宜，在Al-Mg-Sc合金中添加Nd不会大幅度提高生产成本，相应能提高其合金强度，可广泛应用于航空航天、交通运输等诸多领域。

附图说明

[0024] 附图1(a)为Al-Mg合金的均匀化后的显微组织。

[0025] 附图1(b)为Al-Mg-0.2Nd合金的均匀化后的显微组织。

[0026] 附图1(c)为Al-Mg-0.2Sc合金的均匀化后的显微组织。

[0027] 附图1(d)为Al-Mg-0.2Nd-0.2Sc合金的均匀化后的显微组织。

[0028] 附图2为Al-Mg合金和Al-Mg-0.2Nd-0.2Sc合金的硬度与退火温度关系曲线；

[0029] 附图3(a)为Al-Mg合金在冷轧后进行325℃再结晶退火后的显微组织。

[0030] 附图3(b)为Al-Mg-0.2Nd-0.2Sc合金在冷轧后进行325℃再结晶退火后的显微组织。

[0031] 其 中：附 图 2中，1----Al-Mg合 金 的 硬 度 与 退 火 温 度 关 系 曲 线；2---Al-Mg-0.2Nd-0.2Sc合金的硬度与退火温度关系曲线。

具体实施方式

[0032] 下面结合具体实施例对本发明作进一步详细说明。

[0033] 本发明Al-Mg-Nd-Sc铝合金在现有的铝镁系合金(Mg：5.5～9.5，Zn：0.05～0.25，Ti：0.05～0.1，其余为Al)中添加稀土Nd和Sc。本发明采用传统的铸锭冶金法制备Al-Mg-Nd-Sc合金，采用工业纯Mg，Al-Mn、Al-Nd、Al-Sc中间合金及工业纯Al配制合金，用石墨坩埚在井式电阻炉中进行熔炼，熔炼温度为810℃。用KCl+NaCl作精炼剂，来减少高温下铝合金的氧化，此举还可以减少铝合金中杂质，有利于纯度的提高。采用铁模浇铸，浇铸温度为730℃～750℃，将合金浇入预热至250℃的铁模中。铸锭经480℃×24h均匀化处理，铣面后在420℃保温2h，再进行热轧(变形量为80％)，热轧后样品经400℃×1h中间退火后冷轧(变形量为60％)，最后进行再结晶退火处理。

[0034] 实施例1：采用铸锭冶金方法制备Al-Mg-0.1Nd-0.1Sc合金，具体成分(重量百分比)为Mg：5.5，Zn：0.05，Ti：0.05，Nd：0.1，Sc：0.1，其余为Al。所用原料为纯度99.7％的工业铝锭和纯度99.9％的高纯镁以及Al-Nd中间合金，用石墨坩埚在井式电阻炉中进行熔炼。浇铸成锭后经480℃×24h均匀化处理，铣面后将20mm厚的铸锭在420℃保温2h，再进行热轧到2.5mm厚的薄板，热轧后样品经400℃×1h中间退火后冷轧到1mm，最后进行再结晶退火处理。

[0035] 实施例2：采用铸锭冶金方法制备Al-Mg-1.0Nd-1.0Sc合金，具体成分(重量百分比)为Mg：9.5，Zn：0.25，Ti：0.1，Nd：1.0，Sc：1.0，其余为Al。所用原料为纯度99.7％的工业铝锭和纯度99.9％的高纯镁以及Al-Sc中间合金，用石墨坩埚在井式电阻炉中进行熔炼。浇铸成锭后经480℃×24h均匀化处理，铣面后将20mm厚的铸锭在420℃保温2h，再进行热轧到2.5mm厚的薄板，热轧后样品经400℃×1h中间退火后冷轧到1mm，最后进行再结晶退火处理。

[0036] 实施例3：采用铸锭冶金方法制备Al-Mg-0.2Nd-0.2Sc合金，具体成分(重量百分比)为Mg：7.0，Zn：0.12，Ti：0.06，Nd：0.2，Sc：0.2，其余为Al。所用原料为纯度99.7％的工业铝锭和纯度99.9％的高纯镁以及Al-Nd、Al-Sc中间合金，用石墨坩埚在井式电阻炉中进行熔炼。浇铸成锭后经480℃×24h均匀化处理，铣面及蚀洗后将20mm厚的铸锭在420℃保温2h，再进行热轧到2.5mm，热轧后样品经400℃×1h中间退火后冷轧到1mm，最后进行再结晶退火处理。

[0037] 对比例1：采用铸锭冶金方法制备Al-Mg合金，具体成分(重量百分比)为Mg：7.0，Zn：0.12，Ti：0.06，其余为Al。所用原料为纯度99.7％的工业铝锭和纯度99.9％的高纯镁，用石墨坩埚在井式电阻炉中进行熔炼。浇铸成锭后经480℃×24h均匀化处理，铣面后将20mm厚的铸锭在420℃保温2h，再进行热轧到2.5mm厚的薄板，热轧后样品经
400℃×1h中间退火后冷轧到1mm，最后进行再结晶退火处理。

[0038] 对比例2：采用铸锭冶金方法制备Al-Mg-0.2Sc合金，具体成分(重量百分比)为Mg：7.0，Zn：0.12，Ti：0.06，Sc：0.2，其余为Al。所用原料为纯度99.7％的工业铝锭和纯度99.9％的高纯镁以及Al-Sc中间合金，用石墨坩埚在井式电阻炉中进行熔炼。浇铸成锭后经480℃×24h均匀化处理，铣面后将20mm厚的铸锭在420℃保温2h，再进行热轧到2.5mm厚的薄板，热轧后样品经400℃×1h中间退火后冷轧到1mm，最后进行再结晶退火处理。

[0039] 对比例3：采用铸锭冶金方法制备Al-Mg-0.2Nd合金，具体成分(重量百分比)为Mg：7.0，Zn：0.12，Ti：0.06，Nd：0.2，其余为Al。所用原料为纯度99.7％的工业铝锭和纯度99.9％的高纯镁以及Al-Nd中间合金，用石墨坩埚在井式电阻炉中进行熔炼。浇铸成锭后经480℃×24h均匀化处理，铣面后将20mm厚的铸锭在420℃保温2h，再进行热轧到2.5mm厚的薄板，热轧后样品经400℃×1h中间退火后冷轧到1mm，最后进行再结晶退火处理。

[0040] 参见附图1(a)、(b)、(c)、(d)，将本发明实施例3及对比例1、2、3所得合金均匀化处理后，取均匀化态试样进行阳极覆膜，并在金相显微镜下用偏光观察微观组织，其中：图1(a)为Al-Mg合金，图1(b)为Al-Mg-0.2Nd合金，图1(c)为Al-Mg-0.2Sc合金，图1(d)为Al-Mg-0.2Nd-0.2Sc合金。由图可见，稀土Nd或Sc加入后有细化晶粒的效果，Nd、Sc复合添加时细化效果最显著。

[0041] 然后再进行热轧——中间退火——冷轧得到1mm薄板，将冷轧薄板按国标制成拉伸试样，在CSS-44100电子万能拉伸机上进行拉伸实验，测得冷轧态力学性能如表1。由表1可知，当Nd、Sc复合添加时合金强度达到最大值，即Al-Mg-0.2Nd-0.2Sc合金的抗拉强度σb为483MPa，屈服强度σ0.2为457MPa，延伸率δ虽略有降低但变化不大。说明稀土Nd、Sc的添加有利于合金强度的提高，这主要是由于稀土Nd、Sc加入后合金晶粒得到显著细化。

[0042] 表1合金的力学性能

[0043]

[0044] 参见附图2，合金的硬度与退火温度关系曲线可知，Al-Mg-0.2Nd-0.2Sc合金的终了再结晶温度(375℃)要比Al-Mg合金的终了再结晶温度(325℃)提高50℃。

[0045] 参见附图3(a)、(b)，合金在325℃退火后的显微组织，可见Al-Mg合金已经发生了完全再结晶，而Al-Mg-0.2Nd-0.2Sc合金仍主要呈现沿轧制方向的纤维状组织，且局部有部分再结晶迹象，说明Nd、Sc的添加能抑制合金的再结晶。