一种Er/Sc/Zr复合微合金化的Al-6Mg-0.4Mn合金稳定化退火工艺技术领域
本发明属于有色金属技术领域，具体涉及一种耐长期晶间腐蚀的Er/Sc/Zr
复合微合金化的Al-6Mg-0.4Mn合金稳定化的热处理工艺。
背景技术
Al-6Mg是在船舶工业上应用Mg含量最高的板材，通过Mg的固溶强化和
形变强化，具有Al-Mg合金中几乎最高的强度，但是也存在突出的腐蚀问题：
固溶态Mg不稳定，特别是Mg含量超过3.5wt.％时，即使在室温下长期放置，
β(Al3Mg2)相也会沿晶界连续析出，产生严重的晶间腐蚀问题。因此对于Mg
含量超过3.5wt.％的中高Mg含量铝合金必须进行稳定化处理，使β相部分断开
析出，同时稳定化温度还要满足低于再结晶起始温度，以能保证形变强化部分
存在，力学性能不明显下降。随着Mg含量的增加合金的稳定化温度也更高，当
Mg含量＞6wt.％时，通常的稳定化处理合金必然发生再结晶，合金的力学性能
和腐蚀性能不能同时满足。稳定化困难也是限制Al-6Mg合金在工业上应用的重
要问题。
发明内容
本发明的目的在于提供一种用于提高Er/Sc/Zr复合微合金化Al-Mg-Mn合金
耐长期晶间腐蚀性能的稳定化热处理工艺，通过稳定化退火处理，使合金具有
良好的耐长期晶间腐蚀性能的同时，也能够保证较高的强度。
本发明所提供的一种耐长期晶间腐蚀的Er/Sc/Zr复合微合金化的Al-Mg-Mn
合金的稳定化热处理工艺，Er/Sc/Zr复合微合金化Al-Mg-Mn合金各组分的质量
百分含量分别为Mg5.5％～6.5％，Mn0.4％～0.5％，Zr0.1％～0.15％，Er0.04％～0.09％，
Sc0.04％～0.1％不可避免杂质含量＜0.4％，步骤为：含Er/Sc/Zr复合微合金化
Al-Mg-Mn铸态合金经300℃(7-12h)+475(15h)均匀化退火、450℃保温2h热轧，
热轧变形量为70％±2％，中间退火475℃/5h后冷轧，至最终冷变形量为60％±
2％，然后进行稳定化退火，稳定化退火温度和时间为240℃/10-24h、250℃/5-24h
或265℃/2-24h。
本发明技术方案的优点在于：
本发明的Er/Sc/Zr复合微合金化Al-6Mg-0.4Mn合金，可以提高再结晶温度
50℃。因此，这种合金打开并拓宽了稳定化处理的温度区间。
本专利通过优化Er/Sc/Zr复合微合金化的Al-6Mg-0.4Mn合金的稳定化退火
工艺，从而得到强化并耐长期晶间腐蚀的Er/Sc/Zr复合微合金化的
Al-6Mg-0.4Mn合金。
采用本发明的Er/Sc/Zr复合微合金化Al-Mg-Mn合金稳定化热处理工艺，使
合金具有良好的耐长期晶间腐蚀性能的同时，也能够保证较高的强度，显著提
高板材的使用寿命。该工艺通过稳定化处理控制β相的析出位置和形貌，提高
合金的耐长期晶间腐蚀性能。同时，也能够保证较高的强度，显著提高板材的
使用寿命。
附图说明
图1为Er/Sc/Zr复合微合金化Al-Mg-Mn合金240℃不同时间退火后的失重
变化曲线；
图2为Er/Sc/Zr复合微合金化Al-Mg-Mn合金265℃不同时间退火后的失重
变化曲线；
图3为Er/Sc/Zr复合微合金化Al-Mg-Mn合金290℃不同时间退火后的失重
变化曲线；
图4为含0.09％Er、0.1％Sc的Er/Sc/Zr复合微合金化Al-Mg-Mn合金240℃
退火一定时间(10/24h)+150℃不同时间退火后的失重变化曲线；
图5为含0.09％Er、0.1％Sc的Er/Sc/Zr复合微合金化Al-Mg-Mn合金250℃
退火一定时间(3/5/24h)+150℃不同时间退火后的失重变化曲线；
图6为含0.09％Er、0.1％Sc的Er/Sc/Zr复合微合金化Al-Mg-Mn合金265℃
退火一定时间(1/2/3/5/24h)+150℃不同时间退火后的失重变化曲线；
图7为含0.09％Er、0.1％Sc的Er/Sc/Zr复合微合金化Al-Mg-Mn合金290℃
退火一定时间(2/3/5h)+150℃不同时间退火后的失重变化曲线。
具体实施方式
下面结合附图及实施例对本发明作进一步阐述，但本发明并不限于以下实
施例。
表1为Er/Sc/Zr复合微合金化Al-Mg-Mn合金240-290℃退火不同时间后的
显微硬度变化表。
实施例1
1)以Er/Sc/Zr复合微合金化Al-Mg-Mn合金为例，化学成分为
Mg5.5％～6.5％，Mn0.4％～0.5％，Zr0.1％～0.15％，Er0％～0.09％，，Sc0.04％～0.1％
不可避免杂质含量＜0.4％，对合金进行300℃(7-12h)+475℃(15h)均匀化退火、
450℃保温2h热轧，热轧变形量约为70％，中间退火475℃/5h后冷轧，至最终
冷变形量为60％±2％。
2)对步骤1)所得冷轧板在240℃下退火不同时间，空冷至室温。根据美
国材料试验协会标准ASTG67对合金冷轧态和不同退火态试样进行硝酸失重实
验，以浸泡前后合金单位面积的失重评定材料的晶间腐蚀敏感性。其单位面积
失重随退火时间的变化曲线如图1所示。
实施例2
步骤1)同实施例1。
2)对步骤1)所得冷轧板在265℃下退火不同时间，空冷至室温。根据美
国材料试验协会标准ASTG67对合金冷轧态和不同退火态试样进行硝酸失重实
验，以浸泡前后合金单位面积的失重评定材料的晶间腐蚀敏感性。其单位面积
失重随退火时间的变化曲线如图2所示。
对比例1
步骤1)同实施例1。
2)对步骤1)所得冷轧板在290℃下退火不同时间，空冷至室温。根据美
国材料试验协会标准ASTG67对合金冷轧态和不同退火态试样进行硝酸失重实
验，以浸泡前后合金单位面积的失重评定材料的晶间腐蚀敏感性。其单位面积
失重随退火时间的变化曲线如图3所示。
由图1-3可以看出，合金经过240℃-290℃退火处理的失重都是随着退火时
间的延长先增加后减小。不同的是，240℃退火处理的失重值最大接近至
70mg/(cm2)，而后开始下降。265℃和290℃，在极短的时间(0.5h)就出现了失
重最大值，但是均远远小于介敏区下限，表现出非常优异的耐晶间腐蚀性能。
由于不同Er、Sc含量合金的失重曲线均非常相似，所以选取其中含有
0.09％Er、0.1％Sc的合金进行耐长期晶间腐蚀的实验。
实施例3
步骤1)以Er/Sc/Zr复合微合金化Al-Mg-Mn合金为例，化学成分为
Mg5.5％～6.5％，Mn0.4％～0.5％，Zr0.1％～0.15％，Er0.09％，，Sc0.1％不可避免杂
质含量＜0.4％，对合金进行300℃(7-12h)+475℃(15h)均匀化退火、450℃保温
2h热轧，热轧变形量约为70％，中间退火475℃/5h后冷轧，至最终冷变形量为
60％±2％。
2)对步骤1)中所得冷轧板在240℃退火不同时间(10、24h)后，空冷
至室温。
3)对步骤2)中所得退火样品分别在150℃进行不同时间退火处理。根据
美国材料试验协会标准ASTG67对合金不同退火态试样进行硝酸失重实验，以
浸泡前后合金单位面积的失重评定材料的晶间腐蚀敏感性。其单位面积失重随
退火时间的变化曲线如图4所示。
4)对步骤2)中所得240℃/10、24h退火样品测量其显微硬度值，结果见
表1。
实施例4
步骤1)同实施例3。
2)对步骤1)中所得冷轧板在250℃退火不同时间(3、5、24h)后，空
冷至室温。
3)对步骤2)中所得退火样品分别在150℃进行不同时间退火处理。根据
美国材料试验协会标准ASTG67对合金不同退火态试样进行硝酸失重实验，以
浸泡前后合金单位面积的失重评定材料的晶间腐蚀敏感性。其单位面积失重随
退火时间的变化曲线如图5所示。
4)对步骤2)中所得250℃/5、24h退火样品测量其显微硬度值，结果见
表1。
实施例5
步骤1)同实施例3。
2)对步骤1)中所得冷轧板在265℃退火不同时间(1、2、3、5、24h)
后，空冷至室温。测量其显微硬度值，结果见表1。
3)对步骤2)中所得退火样品分别在150℃进行不同时间退火处理。根据
美国材料试验协会标准ASTG67对合金不同退火态试样进行硝酸失重实验，以
浸泡前后合金单位面积的失重评定材料的晶间腐蚀敏感性。其单位面积失重随
退火时间的变化曲线如图6所示。
4)对步骤2)中所得265℃/2、24h退火样品测量其显微硬度值，结果见
表1。
对比例2
步骤1)同实施例1。
2)对步骤1)中所得冷轧板在290℃退火不同时间(2、3、5h)后，空冷
至室温。
3)对步骤2)中所得退火样品分别在150℃进行不同时间退火处理。根据
美国材料试验协会标准ASTG67对合金不同退火态试样进行硝酸失重实验，以
浸泡前后合金单位面积的失重评定材料的晶间腐蚀敏感性。其单位面积失重随
退火时间的变化曲线如图8所示。
4)对步骤2)中所得290℃/2、5h退火样品测量其显微硬度值，结果见表
1。
如图4所示，合金在240℃退火10h后150℃退火，失重值未进入介敏
感区,说明240℃退火10h就获得良好的耐长期晶间腐蚀性能(150℃是合金的敏
化温度,合金此温度时腐蚀问题严重.在150℃退火是为了检验合金经过之前的稳
定化退火后是否具有了耐长期晶间腐蚀性能)；随着240℃退火时间的进一步延
长到24h，仍然具有良好的耐晶间腐蚀性能。由图5可知，合金250℃×3h+150℃
×12h退火态进入了介敏感区；随着250℃退火时间的进一步延长到5h，之后又
在150℃退火，就完全处于晶间腐蚀不敏感区，相对在250℃退火3h耐晶间腐
蚀性能有所提高；随着250℃退火时间的进一步延长到24h，仍然具有良好的耐
晶间腐蚀性能。由图6可知，合金265℃×1h+150℃×8h退火态进入了介敏感
区；随着265℃退火时间的进一步延长到2-5h，之后又在150℃退火，就完全处
于晶间腐蚀不敏感区，相对在250℃退火1h耐晶间腐蚀性能有所提高；随着
265℃退火时间的进一步延长到24h，仍然具有良好的耐晶间腐蚀性能。由图7
可知，合金290℃×2-5h退火之后又在150℃退火后不能获得良好的耐腐蚀性能。
且结合表1中290℃退火时的硬度值可知，力学性能比低温时下降较多，所以不
选择290℃作为稳定化退火温度。因此Er/Sc/Zr复合微合金化Al-Mg-Mn合金的
稳定化退火温度和时间优选为240℃/10-24h、250℃/5-24h或265℃/2-24h。结合
表1中各个稳定化退火后的试样的显微硬度值可知，此时各样品仍然具有良好
的力学性能。
综合以上分析，本发明提供的强化并耐长期晶间腐蚀的Er/Sc/Zr复合微合
金化Al-Mg-Mn合金的稳定化退火温度和时间为240℃/10-24h、250℃/5-24h或
265℃/2-24h。
表1