本發(fā)明屬于鋁合金熱處理技術(shù)領(lǐng)域，尤其涉及一種提高時效強(qiáng)化型al-mg-zn合金晶間腐蝕性能，并保證其強(qiáng)度和延伸率基本不降低的熱處理方法。
背景技術(shù)：
提高大型運(yùn)載工具燃油效益，降低其結(jié)構(gòu)重量已是一種必然發(fā)展趨勢。5xxx鋁合金是以mg為主要合金元素的鋁合金，該系合金屬于不可熱處理強(qiáng)化合金，只能通過mg元素的固溶強(qiáng)化和冷加工硬化來強(qiáng)化合金。高mg的5xxx系鋁合金具有良好的抗腐蝕性、成形性、可焊性以及中等強(qiáng)度，是裝甲以及船舶減重用板材的最佳選擇之一。如h321和h116狀態(tài)的5xxx系鋁合金是大型船舶用板材的重要結(jié)構(gòu)材料，h131和h136狀態(tài)的5xxx系鋁合金則廣泛應(yīng)用于軍用裝甲車外板及坦克底板。目前國際上已有的aa5083、aa5383及aa5059等合金在這個領(lǐng)域都取得了相當(dāng)成功的應(yīng)用。其中美國鋁業(yè)協(xié)會1999年登記注冊的aa5059合金在aa5083合金的基礎(chǔ)上大幅提高了合金中mg、zn和cu的含量，在保持延伸率基本不變的前提下，顯著提高了合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，同時保持合金的抗腐蝕性不低于aa5083合金。該合金以其優(yōu)異的綜合性能正逐步占據(jù)裝甲以及船舶材料領(lǐng)域的市場。發(fā)明專利(專利號zl201410577461.5)在aa5059合金的基礎(chǔ)上，進(jìn)一步提高合金中zn的含量，改變傳統(tǒng)5xxx合金的強(qiáng)化方式，即由傳統(tǒng)的固溶強(qiáng)化和加工硬化轉(zhuǎn)變?yōu)槲龀鰪?qiáng)化，在保證合金延伸率的前提下顯著提高了合金強(qiáng)度，但該合金的抗晶間腐蝕性能下降。為此，開發(fā)一種不降低時效強(qiáng)化型al-mg-zn合金強(qiáng)度和延伸率，同時又能顯著改善其抗晶間腐蝕性能的熱處理工藝具有重要意義。
針對7xxx系鋁合金，材料工作者提出了回歸再時效(rra)熱處理工藝解決其抗腐蝕性能較差的問題，具體工藝為：第一級t6峰時效使晶內(nèi)大量均勻彌散分布η-mgzn2相，此時晶界η-mgzn2相連續(xù)分布，不利于晶間腐蝕；第二級回歸時效，使晶內(nèi)η-mgzn2相回溶到基體，晶界η-mgzn2相斷續(xù)分布；然后再時效，使晶內(nèi)再次析出大量均勻彌散分布的η-mgzn2相，此時晶界η-mgzn2相斷續(xù)分布。通過rra熱處理工藝改變7xxx系合金的微觀組織，使η-mgzn2相在晶內(nèi)均勻彌散分布，晶界斷續(xù)分布，從而提高合金的抗晶間腐蝕性能。時效強(qiáng)化型al-mg-zn合金在t6峰時效態(tài)主要通過晶內(nèi)大量均勻彌散的t-mg32(alzn)49相強(qiáng)化合金，但晶界t-mg32(alzn)49相連續(xù)分布不利于晶間腐蝕性能，這一特點(diǎn)與7xxx系合金相似，但析出相種類不同。
已申請專利(專利號zl201410577461.5)中的時效熱處理方法是針對該專利中合金成分的雙級時效處理，使合金具有時效析出強(qiáng)化效果，并未考慮合金的晶間腐蝕性能問題；又由于改善合金晶間腐蝕性能的rra工藝流程較長而復(fù)雜，本發(fā)明結(jié)合時效析出強(qiáng)化型al-mg-zn合金的特點(diǎn)和7xxx系合金rra工藝的科學(xué)思想，簡化rra時效工藝流程，開發(fā)出一種在不降低合金強(qiáng)度和延伸率的前提下，顯著改善合金的抗晶間腐蝕性能的熱處理工藝，即依次經(jīng)過固溶處理，高溫預(yù)時效處理，t6雙級再時效處理，最終獲得晶內(nèi)大量均勻彌散t-mg32(alzn)49相，晶界斷續(xù)分布t-mg32(alzn)49相的微觀組織。
技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：
為了克服現(xiàn)有技術(shù)的不足，針對時效析出強(qiáng)化型al-mg-zn合金抗晶間腐蝕性能較差的特點(diǎn)，以及回歸再時效工藝流程長而復(fù)雜的弊端，開發(fā)出了一種在不顯著降低合金強(qiáng)度和延伸率的前提下，明顯改善合金抗晶間腐蝕性能的熱處理工藝。
本發(fā)明的技術(shù)方案是將al-mg-zn合金依次經(jīng)過固溶處理、高溫預(yù)時效和t6峰時效處理。
所述固溶處理是：將al-mg-zn合金在490～535℃的鹽浴爐中保溫10～30min，然后用水快速淬火至室溫。
所述高溫預(yù)時效工藝是：將al-mg-zn合金固溶淬火處理后立刻在380～450℃保溫10min～3h，并快速用水淬火至室溫。
所述t6峰時效工藝為：將經(jīng)過高溫預(yù)時效工藝的al-mg-zn合金進(jìn)行兩級時效，第一級在60～100℃保溫12～36h，第二級在110～160℃保溫10～40h。
所述al-mg-zn合金成分，以質(zhì)量百分比計為4.0～7.0％mg，2.5～4.0％zn，0～0.4％cu，0.1～1.2％mn，0～0.1％cr，0～0.15％ti，0.05～0.25％zr，0～0.4％fe，0～0.4％si，其余為al。
本發(fā)明首先在490～535℃鹽浴中進(jìn)行固溶處理10～30min。固溶溫度過高使得合金發(fā)生過燒，降低合金的力學(xué)性能，固溶溫度過低，不能使溶質(zhì)原子完全固溶到基體中，削弱合金的析出強(qiáng)化效果。由于固溶溫度遠(yuǎn)高于合金的再結(jié)晶溫度，所以固溶時間不能太長，以達(dá)到溶質(zhì)原子完全固溶為標(biāo)準(zhǔn)；一般在合金不發(fā)生過燒的前提下采用高溫短時固溶，即能保證溶質(zhì)原子快速完全回溶到基體，晶粒尺寸又不發(fā)生明顯長大。固溶處理后立刻用水淬火至室溫，以形成過飽和固溶體，為下一步析出提供足夠的熱力學(xué)動力。
其次進(jìn)行高溫預(yù)時效，即在380～450℃保溫10min～3h。高溫預(yù)時效溫度的選擇依據(jù)是：保證t-mg32(alzn)49相在晶界斷續(xù)析出，以改善合金的抗晶間腐蝕性能，晶內(nèi)基本沒有t-mg32(alzn)49相析出，使合金保持較高的固溶度，以保證后續(xù)時效的時效強(qiáng)化效果。溫度過高使晶內(nèi)和晶界均無析出相析出，無法改善合金的抗晶間腐蝕性能，溫度過低使晶內(nèi)析出t-mg32(alzn)49相并長大，不利于后續(xù)時效的時效強(qiáng)化效果，削弱合金的強(qiáng)度。高溫預(yù)時效后立刻用水淬火至室溫，以使合金晶內(nèi)仍為過飽和固溶體，為下一步時效析出提供足夠的熱力學(xué)動力。
再其次進(jìn)行t6雙級峰時效，即第一級在60～100℃保溫12～36h，第二級在110～160℃保溫10～40h。第一級時效的目的是，在較低溫度下使晶內(nèi)析出大量的細(xì)小彌散的gp區(qū)，為后續(xù)快速時效硬化提供足夠密度的強(qiáng)化相前驅(qū)體，在此熱處理過程中，晶界處已經(jīng)存在的斷續(xù)t-mg32(alzn)49相繼續(xù)長大并球化，改善合金的抗晶間腐蝕性能。第一級時效溫度和時間的選擇以產(chǎn)生高密度均勻彌散的gp區(qū)并盡量縮短時效時間為依據(jù)，溫度過高析出相長大較快，但密度較低，不利于后續(xù)時效強(qiáng)化效果，溫度過低，時效時間較長不利于工藝化生產(chǎn)。第二級時效的目的是，在相對較高的溫度下，晶內(nèi)大量細(xì)小彌散的gp區(qū)轉(zhuǎn)化成t”相，使合金明顯強(qiáng)化，保證合金的強(qiáng)度和延伸率不降低，晶界析出相仍為斷續(xù)并快速球化，再次提高合金的抗晶間腐蝕性能。第二級溫度和時間的選擇以gp區(qū)快速長大并轉(zhuǎn)化為t”相，同時密度不明顯降低為依據(jù)。溫度過高gp區(qū)回溶，降低t”相密度，溫度過低，時間較長不利于工業(yè)化生產(chǎn)。
本發(fā)明固溶處理后經(jīng)高溫預(yù)時效，使得晶界中高能區(qū)部分優(yōu)先析出斷續(xù)分布的t-mg32(alzn)49相，晶內(nèi)仍為固溶狀態(tài)，再通過t6峰時效處理，晶內(nèi)析出大量均勻彌散t-mg32(alzn)49相，保證了合金強(qiáng)度，晶界t-mg32(alzn)49相仍為斷續(xù)分布，從而同時顯著提高了合金的抗晶間腐蝕性能。該熱處理工藝為研究開發(fā)高強(qiáng)度，高延伸率，并具有優(yōu)秀抗晶間腐蝕性能的時效析出強(qiáng)化型al-mg-zn合金提供了新思路，具有良好的研究和應(yīng)用前景。
附圖說明
圖1為本發(fā)明工藝的簡單流程示意圖；
圖2為腐蝕形貌金相照片；
(a)對比例1；(b)實(shí)施例3。
具體實(shí)施方式
現(xiàn)結(jié)合下面的對比例和實(shí)施例來說明本發(fā)明
將合金成分為表1中的冷軋態(tài)合金板材，在530℃保溫10min進(jìn)行固溶處理，用水淬火至室溫，然后立刻對固溶后試樣進(jìn)行不同制度的時效處理，各時效制度如表2所示，對時效后試樣進(jìn)行維氏硬度，拉伸測試和晶間腐蝕測定，測定結(jié)果如表3。其中拉伸測定采用美國材料與實(shí)驗(yàn)協(xié)會(astm)e8/e8m-13a標(biāo)準(zhǔn)，晶間腐蝕測定參照國標(biāo)(gbt7998-2005)5xxx標(biāo)準(zhǔn)，試樣表面積和實(shí)驗(yàn)溶液體積之比嚴(yán)格控制小于3.5mm2/ml。
表1實(shí)施本發(fā)明所用合金化學(xué)成分(質(zhì)量百分?jǐn)?shù)，wt％)
表2實(shí)施本發(fā)明所用時效處理制度
對比例1：將al-mg-zn合金試樣在530℃固溶10min，水淬火至室溫，直接進(jìn)行90℃/24h+140℃/25h的t6峰時效處理，時效后進(jìn)行硬度、拉伸測試和晶間腐蝕測定，實(shí)驗(yàn)結(jié)果如表3。
對比例2：將al-mg-zn合金試樣在530℃固溶10min，水淬火至室溫，淬火處理后直接放到350℃電阻加熱爐中保溫1h，取出用水淬火后再進(jìn)行90℃/24h+140℃/25h的t6峰時效，時效后進(jìn)行硬度、拉伸測試和晶間腐蝕測定，實(shí)驗(yàn)結(jié)果如表3。
對比例3：將al-mg-zn合金試樣在530℃固溶10min，水淬火至室溫，淬火處理后直接放到370℃電阻加熱爐中保溫1h，取出用水淬火后再進(jìn)行90℃/24h+140℃/25h的t6峰時效，時效后進(jìn)行硬度、拉伸測試和晶間腐蝕測定，實(shí)驗(yàn)結(jié)果如表3。
實(shí)施例1：將al-mg-zn合金試樣在530℃固溶10min，水淬火至室溫，淬火處理后直接放到390℃電阻加熱爐中保溫1h，取出用水淬火后再進(jìn)行90℃/24h+140℃/25h的t6峰時效，時效后進(jìn)行硬度、拉伸測試和晶間腐蝕測定，實(shí)驗(yàn)結(jié)果如表3。
實(shí)施例2：將al-mg-zn合金試樣在530℃固溶10min，水淬火至室溫，淬火處理后直接放到400℃電阻加熱爐中保溫1h，取出用水淬火后再進(jìn)行90℃/24h+140℃/25h的t6峰時效，時效后進(jìn)行硬度、拉伸測試和晶間腐蝕測定，實(shí)驗(yàn)結(jié)果如表3。
實(shí)施例3：將al-mg-zn合金試樣在530℃固溶10min，水淬火至室溫，淬火處理后直接放到410℃電阻加熱爐中保溫1h，取出用水淬火后再進(jìn)行90℃/24h+140℃/25h的t6峰時效，時效后進(jìn)行硬度、拉伸測試和晶間腐蝕測定，實(shí)驗(yàn)結(jié)果如表3。
實(shí)施例4：將al-mg-zn合金試樣在530℃固溶10min，水淬火至室溫，淬火處理后直接放到420℃電阻加熱爐中保溫1h，取出用水淬火后再進(jìn)行90℃/24h+140℃/25h的t6峰時效，時效后進(jìn)行硬度、拉伸測試和晶間腐蝕測定，實(shí)驗(yàn)結(jié)果如表3。
實(shí)施例5：將al-mg-zn合金試樣在530℃固溶10min，水淬火至室溫，淬火處理后直接放到450℃電阻加熱爐中保溫1h，取出用水淬火后再進(jìn)行90℃/24h+140℃/25h的t6峰時效，時效后進(jìn)行硬度、拉伸測試和晶間腐蝕測定，實(shí)驗(yàn)結(jié)果如表3。
表3實(shí)施本發(fā)明所測定的力學(xué)性能和腐蝕深度
從表3中可以看出，經(jīng)本發(fā)明所述的熱處理工藝，抗晶間腐蝕性能明顯改善；其中實(shí)施例3與對比例1(t6峰時效)相比，抗拉強(qiáng)度僅損失2％，屈服強(qiáng)度僅損失3％，延伸率基本不變，但平均最大腐蝕深度由197.5μm下降到89.1μm，抗晶間腐蝕性能提升一個等級，圖2中實(shí)施例3與對比例1說明了實(shí)施例3的晶間腐蝕性能明顯優(yōu)于對比例1。以上實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，通過本發(fā)明所提及的熱處理工藝處理時效強(qiáng)化型al-mg-zn合金，在保證合金強(qiáng)度和延伸率基本不降低的前提下，大幅度提高合金的抗晶間腐蝕性能。
雖然本發(fā)明具體實(shí)施方案中所采用的合金為本發(fā)明時效析出強(qiáng)化型al-mg-zn合金中的一組成分，但是在本發(fā)明所述al-mg-zn合金范圍內(nèi)的成分變化，本質(zhì)上都是時效析出強(qiáng)化型al-mg-zn合金，析出相的種類和析出規(guī)律基本相同，因而本發(fā)明對所述合金成分均適用。此外，本發(fā)明所述的固溶工藝不僅限于實(shí)施例中選用的一種具體固溶工藝，在所述的固溶工藝參數(shù)范圍內(nèi)均可達(dá)到相同的效果。