由含镁的铝基合金制成的结构材料的生产方法.pdf

本发明涉及由含镁的铝基合金制成的结构材料的生产方法，并涉及铸造和轧制工程。该发明的方法用于生产由具有以下成分重量比率(％)的铝基合金制成的结构材料：9.0～11.0的镁，0.15～0.2的锆，0.01～0.001的钴，0.001～0.02的铍，余量为铝，该方法包括生产铸锭，对其进行热处理并轧制所述铸锭，其中用于生产铸锭的熔体在12～15秒/kg的熔体存在时间内，在旋转结晶器内220～250范围内的引力因子下结晶。

1.  一种由含镁的铝基合金制成的结构材料的生产方法，包括凝固熔体而获得铸锭，对该铸锭进行热处理，并轧制该铸锭，其中以由含有以下重量百分比比例的成分的合金生产结构材料为目的：
镁    9～11
锆    0.15～0.2
钴    0.01～0.001
铍    0.001～0.02
硼    0.005～0.007
铝    -余量，
在旋转模具内220～250的引力因子下以及在12～15秒/kg的熔体存在时间内凝固熔体。

2.  如权利要求1所述的方法，其中在热处理和轧制前，铸锭在340℃～380℃的温度下加热2～4小时，于是铸锭在以上温度下以每个周期最多30％的变形度热轧至厚度4～8mm，而且在范围310℃～330℃内的半成品轧制材的最终轧制温度下，接着以每个周期最多50％的变形度进行半成品轧制材的冷轧，与310℃～390℃温度下0.5～2.0小时的中间退火交替进行，直至得到0.5～2.0mm的所需厚度，最后在400℃～450℃的温度下使轧制材退火5～40分钟。

由含镁的铝基合金制成的结构材料的生产方法
技术领域
本发明涉及铸造和轧制工程。用于汽车工业的结构材料的现有生产方法一般基于由含镁、锂、锌等的铝基合金生产铸锭并对其进行轧制的传统方法。
背景技术
用于汽车工业的结构材料的首要需求是需要保持其极限应力在300～400Mpa内，相对伸长在30％～40％，密度不超过2.65g/cm³，良好的可焊性以及耐腐蚀性。
目前不存在满足这些要求的合金。所需密度的现有锂合金不适于以上目的，因为强度和可塑性不够，以及其较差的可焊性，所有其它合金也因为类似原因而不适合。含镁合金能轧制成十分坚固的产品，但只有该合金含有超过9％的镁，才能满足其密度要求。迄今为止，还没有开发出由含有超过5％或6％的镁的合金制造轧制材的方法。
现有技术已知铝基合金AMG5(GOST标准478961)和它的生产方法。该现有技术合金具有以下化学组成(重量百分比)：
镁        4.8～5.5
锰        0.3～0.6
钛        0.1～0.2
铁        0.5～0.6
硅        0.1～0.2
铝        -余量。
由AMG5合金制造的轧制材广泛用于飞机和造船工业，其通过S.N Cherniak，V.I.Karasevich和P.A.Kovalenko的“Foil Manufacturing”，Metallurgia Publishers，Moscow，1968中详细描述的传统方法制得。由AMG5合金通过半连续方法生产铸锭。因此，铸锭基体内对镁溶解度有天然限制。过多的镁在颗粒周围形成阻滞它的易碎的共晶物，其决定了铸锭和合金的最终可塑性。另外，多晶结构的抛物线状的凝固界面是没有均匀晶体取向的原因，即在宏观和微观水平上整个铸锭内的可塑性不同。通常，因为这个原因可塑性减少至少一半。合金的可塑性的特征在于相对伸长最高为4％～6％，这是一个明显不满足汽车工业需要的数字。
生产与本发明化学组成非常相关的AL8和AL27合金(GOST标准2695-75)的方法适于生产耐腐蚀铸件，该铸件可进行热处理来改善它们的强度。然而，这些方法仅可用于由以上合金来制造铸锭。另外，原则上，它们不能用于由包含约10％镁的合金来制造可塑铸锭，为此它们被归类为铸造方法。
发明内容
本发明目的是开发一种由包含9％～11％的镁的铝基合金生产结构材料的方法，其包括铸造铸锭，对该铸锭进行热处理，并轧制该铸锭，从而改善轧制材的强度和可塑性以及用于生产片材的方法的质量。
该目的通过开发一种由包含9％～11％的镁的铝基合金生产结构材料的方法达成，所述方法包括生产铸锭，对其进行热处理，并轧制含镁、锰和钛的该铸锭，其中通过以以下成分比例(重量百分比)向其中再加入锆、钴、铍和硼来改善合金的机械性能：
镁        9.0～11.0
锆        0.15～0.2
钴        0.01～0.001
铍        0.001～0.02
铝        -余量。
在等于12～15秒/kg的熔体存在时间内，在旋转模具内220～250的引力因子下进行凝固。根据以下算法进行热处理和轧制：
(a)依据其尺寸，在340℃～380℃的温度下加热铸锭2～4小时用于热轧制；
(b)在其340℃～380℃的初始温度下热轧铸锭至4～8mm厚度，每个周期变形最多30％。半成品轧制材的最终轧制温度必须在310℃～330℃内；
(c)下一阶段，半成品轧制材以最多50％的变形冷轧，轧制与310℃～390℃温度下0.5～2.0小时的中间退火交替进行，直至达到0.5～2.0mm的所需厚度；以及
(d)最后在400℃～450℃的温度下使轧制材退火5～40分钟。
要求保护的方法是基于在强引力场内熔体的凝固的新的物理现象的应用。通常，这类场的效果如下：
(a)在任意的多组分熔体内加强扩散过程，得到侵入-置换型固溶体，由该固溶体只能恢复最小量的共晶体。另外，已经形成的共晶体的体积最小化，并凝固成不阻碍基体颗粒的单独结合体；并且
(b)即使具有多晶结构，铸件或铸锭也有占所有可能取向80％～85％的预设方向的主要晶体取向。
因此，要求保护的方法有助于开发含有9％～11％的镁的铝基结构材料，以及由其制造轧制材。
本发明由包含9％～11％的镁的铝基合金生产结构材料的方法是在铸锭生产阶段在旋转模具内实现的，该模具的设计取决于所需铸锭的形状和重量。这种情况下，凝固的热条件取决于模具衬套的特定设计。
本发明是基于从晶格轴线取向的角度看引力场对凝固熔体理论计算出的和实验证实的效果。
以下更详细分析该物理现象。对于凝固熔体在待分析的任意贯穿型力场(引力、超声波等)内新形成的晶体取向，必要的是动力学上研究在不均匀分布力F(x^κ，∏)的外部场影响下加在核上的力，以及接着加在熔体内微晶(颗粒)上的力。
下文研究了支撑点(凝固界面或基体)附近的微晶，其在这个力F(x^κ，n)的影响下变形。
假定微晶在一端有刚性支撑。这种情况下平衡方程如下：
δσxxδx+δσxyδy+δσxzδz=ρ3F(xk,Π)M3ap]]>
δσyxδx+δσyxδy+δσyzδz=0]]>
δσzxδx+δσzyδy+δσzzδz=0]]>
其中：σ_ik是应力张量；
x、y和z是坐标；
ρ是密度；
M_3ap是核子质量。
为得出结论，已经接受了以下限制条件：
-除σ_xx以外，侧面的应力张量σ_ik等于零。以及
-长度x＝L的微晶的自由端具有：
σ_xz＝σ_yz＝σ_zz＝0
自由能可描述如下：
F=12σxxϵxx=12Sxxxxσxx2=12Sxxxxρ2F2(Xk,Π)(LO-X)M3ap]]>
其中：ε_ik是变形张量，其等于S_ikLm×σ_Lm
S_ikLm是弹性常数；
SiiLL=12SikLmσikσLm]]>
σ_ik是克罗内克符号。
因此，整个微晶的表面能等于：
E=∫FdV=∫OLF(x)S3dx]]>
为继续得出结论，假定：
E≈S_xxxx
因为对应于方向X(沿着微晶的纵轴)的杨氏模量等于：
Ex=1Sxxxx]]>
那么E~1Ex]]>
如果晶面hkL垂直于轴OX，那么：
1Ex=S11-2(S11-S12-S44/2)A]]>
其中：
A=h2k2+k2L2+L2h2(h2+k2+L2)2]]>
由于对于除钼以外的所有金属假定S₁₁-S₁₂-S_44/2＜0
-那么比率1/E_x对平面(III)具有最小值。
方向(III)倘若与力F(x^κ，∏)的矢量相符，相对于其它所有方向，其将是优选的。这个结论明白地表明无论熔体类型及轴(III)的初始生长条件，熔体内延迟的微晶都在力F(x^κ，∏)的方向上取向。
延迟的微晶是由球形扭曲成接近椭圆体的完全生长的核，其连接在细胞状的凝固界面上。
原则上，晶轴在生长核内的取向(除力F(x^κ，∏)外)发生远早于其连接在凝固界面上同时在力F(x^κ，∏)的方向上在可变粘度的熔体内分离。
晶格的完全弹性能量最小值的方向为在例如通过轧钢机施覆的最小外力下的固体连续变形最大合适位置。该情况下对于镁在铝中的过饱和溶液这是特别重要的，因为该合金具有改善的强度。
该方法已经实验了多次，使用以实验为基础作出的建议得到几百千克2mm、1mm、0.5mm和0.1mm厚的轧制体。轧制体在实验室条件下测试。测试结果示于表1。由表1明显可知，强度和可塑性的最佳组合是通过所要求保护的方法的参数并使用镁含量约10％的合金得到的。
表1

本发明适于以工业规模应用，因为它可以在本领域已知的旋转模具内进行，而且通过改变合金生产条件来得到结果。本发明可用于由AMG10合金生产几乎任意厚度的结构材料。该发明可最有效地用于生产用在摩托车车体和摩托车动力部分的轧制材料。