阅读说明：本技术 一种高强度高塑性异构层状5083铝合金及其制备方法 (High-strength high-plasticity isomeric layer 5083 aluminum alloy and preparation method thereof ) 是由 范力文 郎惠珍 矫延林 李烨 陈骞 王强 于 2020-06-22 设计创作，主要内容包括：本发明公开了一种高强度高塑性异构层状5083铝合金及其制备方法,该方法为将5083铝合金板材放置于加热炉中,在500℃进行退火热处理,保温2h,得到均匀的粗晶结构的5083铝合金板材；将粗晶结构的5083铝合金板材出炉后在室温下经多道次冷轧,每道次轧制减少5%的厚度,最终使5083铝合金板材的厚度共减少80%；将轧制后的5083铝合金板材放置于炉中进行再结晶退火处理,得到异构层状5083铝合金。本发明所述的方法采用工业上常用的轧制方法,设备成本低,易于控制每道次轧制的压下量；同时热处理方法简单,易于控制热处理的温度与时间,制备的5083铝合金同时具有高强度和高塑性。(The invention discloses a high-strength high-plasticity isomeric 5083 aluminum alloy and a preparation method thereof, wherein the method comprises the steps of placing a 5083 aluminum alloy plate in a heating furnace, carrying out annealing heat treatment at 500 ℃, and preserving heat for 2 hours to obtain a 5083 aluminum alloy plate with a uniform coarse-grain structure; taking the 5083 aluminum alloy plate with the coarse-grain structure out of the furnace, and then carrying out multi-pass cold rolling at room temperature, wherein the thickness of each pass of rolling is reduced by 5%, and finally the thickness of the 5083 aluminum alloy plate is reduced by 80%; and (3) placing the rolled 5083 aluminum alloy plate in a furnace for recrystallization annealing treatment to obtain the heterogeneous layered 5083 aluminum alloy. The method adopts an industrially common rolling method, has low equipment cost and is easy to control the rolling reduction of each pass; meanwhile, the heat treatment method is simple, the temperature and time of the heat treatment are easy to control, and the prepared 5083 aluminum alloy has high strength and high plasticity.)

一种高强度高塑性异构层状5083铝合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及铝合金制备技术领域，具体来说，涉及一种高强度高塑性异构层状5083铝合金及其制备方法。

背景技术

一般来说，金属结构材料的强度高则塑性、韧性低，反之亦然。异构金属材料(Heterostructured materials)是近年来发展起来的新型金属材料，它含有不同的流动应力区域，同时具备高强度和高塑性。这种性能来源于异构金属中的异构形变诱导(Hetero-deformation induced，HDI)强化和硬化机制，过去也被称为背应力强化和硬化。根据应变梯度塑性理论，为适应塑性应变梯度，需要几何必要位错的叠加。这些几何必要位错除了因位错总密度增加而引起的各向同性强化外，还将产生背应力强化和硬化。典型的异构金属材料包括异构层状结构材料，晶粒尺寸呈梯度分布的梯度材料，双相钢等。异构金属材料内部的相邻区域间具有显著的力学响应差异，包括强度、塑性、加工硬化等，因而在拉伸变形时，相邻区域间的界面处就会形成应变梯度和背应力导致的加工硬化，在拉伸变形时弥补位错硬化的不足，特别在高强度水平下，可以获得强度与塑性、韧性的良好协调。在众多异构金属材料中，异构层状结构材料可大规模生产，成本较低，在工程中有广泛应用。

铝合金和钢相比，它的密度小，耐蚀性良好，随着冶金与制造水平的提高，铝合金以其独特的优点在压力容器，航天，石化等领域的应用越来越广泛，可用于运载火箭贮箱、石化冷却装置等特种设备，承担着承受载荷、贮存特殊物质或传递能量等重要的任务，因此探索异构铝合金新技术对高强度高塑性的铝合金材料制备有重要意义。5083铝合金是一种典型的Al-Mg系合金，具有较高的强度、较好的塑性和优良的耐蚀性，加工性能与焊接性能优良。优良的抗腐蚀性能使5083合金广泛用于船舶、汽车、飞机、需严格防火的压力容器(如液体罐车、冷藏车、冷藏集装箱)等领域。

Lee等人在《Scripta materialia》(Scripta materialia,2004,51(4):355-359)上发表了“Effect of annealing temperature on microstructures and mechanicalproperties of a 5083Al alloy deformed at cryogenic temperature(退火温度对5083铝合金低温变形组织和力学性能的影响)”，其中介绍了通过低温轧制的方法制备5083铝合金。通过该法得到的合金比常温冷轧制备的5083铝合金的强度提高了10％。同时，作者研究了冷轧后退火热处理对合金性能的影响，发现合金经150-300℃退火1h后能使合金有较好的韧性。

Youssef等人在《Scripta materialia》(Scripta materialia,2006,54(2):251-256)上发表了“Nanocrystalline Al–Mg alloy with ultrahigh strength and goodductility(超高强度优良塑性纳米晶Al-Mg合金)”，其中介绍了通过低温球磨和冷等静压成型的方法制备5083铝合金，该合金为纳米晶结构，晶粒尺寸为30nm。与微米级晶粒尺寸的5083铝合金的性能相比较，通过该方法制得的纳米晶能显著提高Al-Mg合金的强度，其屈服强度和抗拉强度分别可达690MPa和740MPa，但该合金塑性韧性较差，均匀伸长率仅有1.5％。

综合以上现有的研究成果可知目前已知结构的5083铝合金强度和塑性仍未达到较好的平衡。

发明内容

针对相关技术中的上述技术问题，本发明提出一种高强度高塑性异构层状5083铝合金及其制备方法，能够克服现有技术的上述不足。

为实现上述技术目的，本发明的技术方案是这样实现的：

一种高强度高塑性异构层状5083铝合金的制备方法，包括以下步骤：

(1)将普通商用5083铝合金板材放置于加热炉中，在500℃进行退火热处理，保温2h，得到均匀的粗晶结构的5083铝合金板材；

(2)将粗晶结构的5083铝合金板材出炉后在室温下经多道次冷轧，每道次轧制减少5％的厚度，最终使5083铝合金板材的厚度共减少80％；

(3)将轧制后的5083铝合金板材放置于炉中进行再结晶退火处理，得到异构层状5083铝合金。

优选地，再结晶退火温度为170～320℃，保温5～40min。

优选地，再结晶退火温度为230-270℃，能够在不牺牲合金的强度的同时，有效改善合金的塑性。

优选地，再结晶退火处理为两次，第一次再结晶退火温度为150～180℃，保温20h，第二次再结晶退火温度为170～320℃，保温5～40min。通过在轧制后增加一次再结晶退火热处理可有效改善合金的塑性。

优选地，步骤(1)中所述5083铝合金板材的厚度为6～30mm。

根据本发明的另一方面，提供了一种由上述制备方法制备的高强度高塑性异构层状5083铝合金，其微观结构为异构层状结构。

进一步地，其微观结构由超细晶区和微米晶区交替分布组成。

进一步地，两相邻超细晶区的距离为20～40μm。

进一步地，在室温拉伸应变速率为5×10^-4s^-1时，其屈服强度为270～320MPa。

进一步地，在室温拉伸应变速率为5×10^-4s^-1时，其均匀伸长率为10％～15％。

本发明的有益效果：

(1)本发明所述的方法制备的5083铝合金同时具有高强度和高塑性，打破了金属材料强度和塑性不可兼得的传统特性；

(2)本发明所述的方法采用工业上常用的轧制方法，设备成本低，易于控制每道次轧制的压下量；同时热处理方法简单，易于控制热处理的温度与时间。总体上，本发明操作难度低，易于实现。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。

图1是根据本发明实施例所述的制备高强度高塑性异构层状5083铝合金的流程图；

图2为异构层状5083铝合金与其他结构的5083铝合金的强度和塑性对比图；

图3为退火温度为230℃，保温10min后的异构层状5083铝合金的金相组织图；

图4为退火时间为5min，改变退火温度后异构层状5083铝合金试样的单轴拉伸曲线；

图5为退火温度为220℃，改变退火时间后各异构层状5083铝合金试样的单轴拉伸曲线；

图6为退火温度为230℃，改变退火时间后异构层状5083铝合金试样的单轴拉伸曲线；

图7为增加退火温度为175℃，退火时间20h的热处理的异构层状5083铝合金试样的单轴拉伸曲线。

具体实施方式

下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

实施例1

如图1所示，将厚度为10mm的普通商用5083铝合金板材放置于加热炉中，在500℃进行退火热处理，保温2h，得到均匀的粗晶结构；将粗晶结构的5083铝合金板材出炉后在室温下经多道次冷轧，每道次轧制减少5％的厚度，最终铝合金板材的厚度共减少80％，终轧后铝合金板材的厚度为2mm；将冷却至室温的铝合金板材放置于炉中进行再结晶退火处理，退火温度为230℃，保温10min，得到高强度高塑性异构层状5083铝合金；通过单轴拉伸试验，得到该异构层状5083铝合金的单轴拉伸曲线，进一步得到该异构层状5083铝合金的屈服强度、抗拉强度、伸长率等机械性能。

图2为异构层状5083铝合金与其他结构的5083铝合金的强度和塑性对比图，由图2可以看出异构层状5083铝合金同时具备高强度与高塑性的特征。

制备的异构层状5083铝合金与其他结构的5083铝合金的机械性能如表1所示。

表1异构层状5083铝合金与其他5083铝合金的机械性能对比

材料结构类型	屈服强度(MPa)	抗拉强度(MPa)	均匀伸长率(％)
				异构层状5083铝合金	312	385	11.8
普通商用5083铝合金	124	276	16
				低温轧制5083铝合金	210	360	18
微米晶结构5083铝合金	334	462	8.4
				纳米晶结构5083铝合金	690	740	1.5
多晶结构5083铝合金	145	285	19

制备的高强度高塑性异构层状5083铝合金的金相组织图如图3所示，通过图3可以观察得到，5083铝合金在轧制后会形成高密度的位错纠缠和位错墙。由于5083铝合金有很高的层错能，位错积累和位错的相互作用会产生晶粒细化，高密度的位错通过轧制时的塑性变形产生，并最终形成位错纠缠和位错墙。进一步经过拉伸后，这些位错墙将会形成亚晶粒。亚晶粒以及残余位错为再结晶提供形核的位置空间，使再结晶后形成新的超细晶，最终合金中形成硬的超细晶区域和软的微米晶区域。两个区域中不同的流动应力会在界面处产生应变梯度，使5083铝合金产生异构形变诱导强化，提高了金属的强度。

实施例2

再结晶退火处理的退火温度和退火时间如表2所示，其余步骤与实施例1相同，热处理结束后对试样进行单轴拉伸试验。拉伸曲线如图4所示。材料的性能如表2所示。

表2不同退火温度对材料性能影响

实施例3

再结晶退火处理的退火温度和退火时间如表2所示，其余步骤与实施例1相同，热处理结束后对试样进行单轴拉伸试验。拉伸曲线如图4所示。材料的性能如表2所示。

实施例4

再结晶退火处理的退火温度和退火时间如表2所示，其余步骤与实施例1相同，热处理结束后对试样进行单轴拉伸试验。拉伸曲线如图4所示。材料的性能如表2所示。

实施例5

再结晶退火处理的退火温度和退火时间如表2所示，其余步骤与实施例1相同，热处理结束后对试样进行单轴拉伸试验。拉伸曲线如图4所示。材料的性能如表2所示。

实施例6

再结晶退火处理的退火温度和退火时间如表2所示，其余步骤与实施例1相同，热处理结束后对试样进行单轴拉伸试验。拉伸曲线如图4所示。材料的性能如表2所示。

实施例7

再结晶退火处理的退火温度和退火时间如表2所示，其余步骤与实施例1相同，热处理结束后对试样进行单轴拉伸试验。拉伸曲线如图4所示。材料的性能如表2所示。

实施例8

再结晶退火处理的退火温度和退火时间如表2所示，其余步骤与实施例1相同，热处理结束后对试样进行单轴拉伸试验。拉伸曲线如图4所示。材料的性能如表2所示。

实施例9

再结晶退火处理的退火温度和退火时间如表2所示，其余步骤与实施例1相同，热处理结束后对试样进行单轴拉伸试验。拉伸曲线如图4所示。材料的性能如表2所示。

通过表2的对比结果可知，在退火温度低于230℃时，随着退火温度的升高，合金的屈服强度迅速下降，同时均匀伸长率迅速上升；当退火温度在230-270℃之间时，屈服强度缓慢下降，但均匀伸长率仍保持迅速上升；在退火温度达到300℃时，屈服强度再次迅速下降，均匀伸长率也迅速上升。通过实施例2-9的对比可得出退火温度在230～270℃时，屈服强度和极限强度到达一个临界值，强度和塑性能得到较好的平衡，合理控制轧制后的再结晶退火温度可以提高合金的性能。

实施例10

再结晶退火处理的退火温度和退火时间如表3所示，其余步骤与实施例1相同，热处理结束后对试样进行单轴拉伸试验。拉伸曲线如图5所示。材料的性能如表3所示。

表3 220℃下不同退火时间对材料性能影响

实施例11

再结晶退火处理的退火温度和退火时间如表3所示，其余步骤与实施例1相同，热处理结束后对试样进行单轴拉伸试验。拉伸曲线如图5所示。材料的性能如表3所示。

从表3可以看出，当退火温度为220℃时，经过10min的退火，合金的屈服强度显著减小，均匀伸长率显著增加。当退火时间继续增加时，合金的屈服强度缓慢下降，均匀伸长率缓慢增加，达到了强度和塑性的较好平衡。

实施例12

再结晶退火处理的退火温度和退火时间如表4所示，其余步骤与实施例1相同，热处理结束后对试样进行单轴拉伸试验。拉伸曲线如图6所示。材料的性能如表4所示。

表4 230℃下不同退火时间对材料性能影响

实施例13

再结晶退火处理的退火温度和退火时间如表4所示，其余步骤与实施例1相同，热处理结束后对试样进行单轴拉伸试验。拉伸曲线如图6所示。材料的性能如表4所示。

实施例14

再结晶退火处理的退火温度和退火时间如表4所示，其余步骤与实施例1相同，热处理结束后对试样进行单轴拉伸试验。拉伸曲线如图6所示。材料的性能如表4所示。

从表4可以看出，当退火温度为230℃时，经过5min的退火，合金的屈服强度显著减小，均匀伸长率显著增加。当退火时间继续增加时，合金的屈服强度缓慢下降，均匀伸长率缓慢增加，达到了强度和塑性的较好平衡。与表3相对比，可知随着退火温度的升高，达到强度和塑性平衡所需的退火时间逐渐减小。

实施例15

在合金冷轧后增加一段退火热处理，退火温度为175℃，保温20h，在此热处理结束后再进行实施例8的退火热处理，其余步骤与实施例1相同，热处理结束后对试样进行单轴拉伸试验，拉伸曲线如图7所示。材料的性能如表5所示。

实施例16

在合金冷轧后增加一段退火热处理，退火温度为175℃，保温20h，在此热处理结束后再进行实施例9的退火热处理，其余步骤与实施例1相同，热处理结束后对试样进行单轴拉伸试验，拉伸曲线如图7所示。材料的性能如表5所示。

实施例17

在合金冷轧后增加一段退火热处理，退火温度为175℃，保温20h，在此热处理结束后再进行退火温度为350℃，保温5min的退火热处理，其余步骤与实施例1相同，热处理结束后对试样进行单轴拉伸试验，拉伸曲线如图7所示。材料的性能如表5所示。

表5两段退火热处理对合金性能的影响

从表5可以得到，当增加175℃，20h的退火热处理后，合金的屈服强度几乎保持不变，但均匀伸长率增加，因此增加此热处理过程可有效改善合金的性能。

综上所述，借助于本发明的上述技术方案，本发明所述的方法采用工业上常用的轧制方法，设备成本低，易于控制每道次轧制的压下量；同时热处理方法简单，易于控制热处理的温度与时间，制备的5083铝合金同时具有高强度和高塑性。

以上所述仅为本发明的较佳实施例而已，并不用以限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。