轻合金课件第二三章 铝合金的组织与性能.ppt

Ti、Zr能细化晶粒， Zr还能使第二相球化；
Cu、Zn、Fe、Si是杂质，应严格限制，但Si改善焊接 性能，故5A03（LF3）加入0.5－0.8Si；
Be能防止高Mg合金熔铸、焊接以及热轧、热挤和锻 造时的氧化，改善表面质量；（Mg含量<0.6％时，氧 化膜的结构是MgO固溶于Al2O3中，当Mg含量>1％时， 则为氧化镁和氧化铝的混合物，致密性差，导致合金 的烧损和吸气增加，易形成夹杂。加入0.005％Be，由 于Be扩散至熔体表面，生成致密的氧化膜，起保护作 用。由于Be有毒，不能加入到接触食品或饮料的铝合 金中。）
对于含 Mg > 3 %的Al-Mg系合金，单纯采用熔剂保护 是不够的，还必须进行合金化保护。实践表明，加入Be 对减少Mg 的烧损、准确控制Mg 含量、提高铸锭表面 质量和防止铸锭裂纹非常有效。
3）选择合理的工艺流程
在允许的条件下，尽量不采用火焰炉熔炼，因为火焰 炉炉气中的H2 O 和CO2使合金的吸氢和氧化加重。
因此，为了减少合金在熔铸生产中的吸氢和氧化倾 向，提高铸锭的品质，熔铸时应采取适当的措施。
1）采用性能优良的熔剂保护熔体
铝合金熔铸时广泛采用的保护性熔剂是以KCl 、NaCl 为基础成分的熔剂，而对于Al-Mg 系合金则需用以KCl 、 Mg Cl2 为基础成分的熔剂。（避免Na脆）
2）对熔体进行特殊的合金化保护
金即使充分退火， 固溶体也不能完全分解，仍处于过
饱和状态，组织不稳定。
解决高Mg合金组织性能稳定性的途径：
1 退火后进行大的冷变形（30－50％，增加位错密度
或 相形核）并在200 ℃ 以上沉淀处理，促进 固溶
体彻底分解和 相均匀分布 ；
2 降低Mg含量（<3％），加入适量能提高强度和再结
快速冷却可使含Mn 相细化；
均匀化组织中的亮点
Mn过饱和易导致合 金退火时（尤其加热 速度慢时），高Mn部 分刚再结晶，而低Mn 部分晶粒已开始长大， 结果退火板材组织不 均，局部晶粒极为粗 大。
防止方法： 铸锭均匀化退火（600－640 ℃ ，8h）； 退火时快速加热，防止在不同浓度区域再结晶先后发生；
与Al-Mn合金相比，具有低的密度和更高的强度；缺 点是生产工艺复杂（高Mg合金需稳定化处理）。
界或枝晶间；另一是在A l 中形成过饱和固溶体。
1 2 1－骨骼状共晶 2－块状共晶
3004合金 500×
两种共晶中的化合 物均为A l (M n Fe Si)， 但骨骼状共晶的 Fe/M n 比略低于块 状的。
Mn虽可形成化合物，但在非平衡状态下，Mn主要是 形成过饱和且晶内偏析严重（晶粒外层Mn高，中心Mn 低）的固溶体。原因是结晶温度区间很小（液固相线几 乎重合）以及Mn在铝中的扩散系数低。
2 降低铸锭裂纹倾向
Al-Mg 系合金的裂纹倾向居中等，并随合金中Mg 含量的增加和铸锭规格的增大而增加。化学成分对铸 锭裂纹影响很大。
1）控制合金中的Mn 含量
Mn 含量增加，合 金的抗裂力降低，热 裂倾向增大。因此， 应将Mn 控制在允许 范围的下限。
2）控制合金中的Si 含量
3）控制Fe 、Si 比
第三章 5XXX（Al-Mg）系合金
5XXX系合金不能热处理强化，有优秀的抗腐蚀性能 和焊接性能，故也称防锈铝合金（LF）。
＋Mg2Al3
Mg2Al3 （）
是与 固溶体相 平衡的相，溶 解度变化虽较 大，但无明显 的强化作用。
一、组织性能特点 Mg含量与力学性能的关系：
Mg （<6％）显著 提高强度（每增加1 ％Mg，抗拉强度升 高约34MPa）但不降 低塑性，故一般加工 铝合金的含Mg量均 小于6％。
常规退火
高温快速退火
控制化学成分，如放宽杂质Fe的限制（0.5－0.65％）， 使Mn形成不固溶的（FeMn）Al6 ，减少Mn固溶量进 而减少Mn偏析；Ti可细化晶粒，相对减小偏析等。
注
在Al-Mn合金中，当Fe含量较高以及含Ti时，不用 均匀化也能获得细晶粒板材，但当Mn和Fe含量同时 达到允许的上限时，会出现粗大的（FeMn）Al6化合 物，对轧制不利，一般Mn、Fe总量低于1.7－2.0％。
MnAl6的电位与Al相等（－0.85V），故对Al的抗蚀性 能没有影响（与纯铝的抗蚀性相当，故称防锈Al）；
MnAl6能溶解杂质Fe（形成（FeMn）Al6 ），使针状 的含Fe化合物变成块状，减小Fe的有害影响。
三、杂质和添加元素对组织性能的影响
Fe能细化晶粒（在热变形温度400－500 ℃ 区间能加速 Mn过饱和固溶体的分解，形成的质点起再结晶核心或阻 碍晶粒长大作用）、降低Mn的固溶量，从而减小偏析；
3A21主要用于：飞机油箱、油路导管，建筑材料与食 品工业装备等。
六、3004-H19铝合金罐用薄板生产
DI罐（Drawn and Ironed Can）是用3004薄板经深冲和 变薄拉延而成的，对薄板材质要求很高，尤其是制耳率和 强度指标。
薄板厚度一般为0.3－0.45mm，厚度偏差为0.005mm， 制耳率为2－4％，屈服强度达到270－300MPa（3004退火 态时的屈服强度为70MPa），因此需以超硬的H19状态使 用（80％以上的冷变形）。
二、性能特点 Mn含量与抗拉强度、延伸率以及热处理工艺间的关系：
随Mn含量增加，强度增加；Mn含量为0.8％时延伸 率最大；热处理不能热处理强化，但由于MnAl6质点有一定的 弥散硬化作用，故强度比纯铝高；
Mn能阻止再结晶过程和细化再结晶晶粒（ MnAl6弥 散质点阻碍晶粒长大）、提高再结晶温度（固溶时可提 高20－100K）； 含Mn合金容易出现挤压效应；
5456：4.7－5.5
虽然Mg在Al中的溶解度随温度的降低而迅速减小，但 由于沉淀相形核困难，核心少，沉淀相尺寸大，合金时 效效果差；
比


（Mg2Al3 ）有沿晶沉淀倾向，由于其电位（－1.1V） 固溶体低（－0.9V），在腐蚀介质中起阳极作用，
易导致合金产生晶间裂纹及应力腐蚀开裂（SCC）倾向。
三、熔铸工艺要点
1 减少合金的吸氢和氧化倾向
Mg 是合金的主要组元，由于Mg 的化学活性很强， 加入Mg 增大合金的吸氢和氧化倾向。（ 658 ℃时， H2 在Mg 中的溶解度是同温度下H2 在Al 中溶解度的 92. 5 倍；Mg 是极易氧化的金属，且形成的氧化膜疏 松、多孔，不能阻止Mg的继续氧化）
300×740的3004铸锭同一枝晶内的Fe、Mn、Si含量
靠近枝晶边界的M n 高达1. 03% , 在枝晶内部, 最低含 量仅为0. 481%。为了消除M n 在枝晶内的严重偏析, 在 塑性变形前必须对 铸锭进行均匀化处理。
Mn含量高的合金慢冷时可形成含Mn的初晶化合物， 导致周围母相Mn含量降低（贫Mn），结果出现“亮点” （均匀化时有时也出现）。
五、常用合金及应用
有两个牌号3A21（LF21）和3004
牌号 Mn 3A21 1.0－1.6 3004 1.0－1.5
Mg 0.05 0.8－1.3
Fe Si 0.7 0.6 0.7 0.3
Cu Zn 0.2 0.1 0.25 0.25
3004是目前产量最大的合金，主要用于：易拉罐罐身， 各种灯具零部件，化工产品生产与与储存装置等；
RE 能改变第二相或夹杂物的形貌。
常规铸锭，晶界处第二相 呈粗大鱼骨状或长针状，
RE 元素处理后, 晶界处第 二相为短小的骨骼状
四、工艺性能 不能热处理强化； 冷、热成形性能好； 耐蚀性好（有与纯铝相近的耐蚀性）； 焊接性好（可用所有的焊接方法焊接）； 切削性能不好（粘性大）； 熔炼温度：720－760 ℃；铸造温度：710－730 ℃； 热轧温度：440－520 ℃；热挤温度：320－450 ℃； 退火温度：200－300 ℃（低温）或300－500 ℃（高温）。 （3004液、固相线温度分别为：654 ℃和629 ℃ ）
止高Mg合金 相沿晶沉淀也有效。）
相网状分布
相在晶内均匀分布
二、杂质和添加元素对组织性能的影响
Mn可补充强化（比等量的Mg效果好），使Mg相沉淀 均匀，改善合金的抗蚀性（尤其是抗SCC能力）和稳定 性，但Mn量多时塑性显著下降，故加入量一般<1％；
Cr的作用与Mn相似，改善抗蚀性和可焊性，但加入量 一般<0.35％，否则会与其它元素如Mn、Fe等形成粗大 的金属间化合物（（ MnCr）Al6 、（CrFe）Al7 ），降低 成形性能；此外，Cr能抑制晶核形成，阻碍再结晶晶粒 长大，提高再结晶温度；
随Si 含量增加，抗裂能力 降低。除了以Si 为主要成分 的5A03 合金外，其它牌号的 合金，在标准允许的含量内 都有一定的裂纹倾向。因此 需限制Si含量。
Fe、Si 比增加，抗裂能力 增加。
此外，与其它各系合金一
样，还需从调整铸造应力、 提高熔体质量等方面采取措 施。
四、常用合金
牌号 Mg
Mn
Si能形成Al（FeMn）Si化合物，破坏Fe的细化晶粒作 用，是有害杂质，应限制在0.3％以下；
Cu对抗蚀性不利（也有人认为微量Cu对抗蚀性有利， 可使点腐蚀变成均匀腐蚀）；
Zn影响不大；
Mg损害表面质量，但有固溶强化作用，能使Al-Mn合 金的强度提高10％，目前已开始大量应用Al-Mn-Mg系合 金。
晶温度的Mn和Cr，也能避免 相沿晶沉淀，得到与高
Mg合金相当的强度，如5454（2.7Mg-0.7Mn-0.12Cr）合 金，既有Al-4Mg合金的强度，又无SCC敏感性。（这种 方法要使强度显著提高有困难）；
合金冷变形后在室温发生“时效软化”现象，即经过 一段时间后强度降低（过程可持续一二十年），因此冷 变形后应进行低温（120－150 ℃ ）稳定化处理。（对防