CN106148865B - 一种Al-Mg-Zn合金的时效热处理方法 - Google Patents

一种Al-Mg-Zn合金的时效热处理方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种适用于Al‑Mg‑Zn合金的回归再时效热处理工艺，预时效制度为80～220℃保温15～50h进行单级或双级时效处理，冷却至室温，或随炉升温进行回归时效；回归时效制度为380～460℃保温10min～6h，冷却至室温，立即进行再时效；再时效分为两步，第一步让合金在50～100℃保温10～80h，第二步在110～180℃保温10～50h，冷却至室温。本发明通过预时效、高温短时回归以及再时效的热处理方式，可以明显改善Al‑Mg‑Zn合金的微观组织，使其晶内均匀析出弥散的T‑Mg32(AlZn)49相，晶界上的T‑Mg32(AlZn)49相呈断续分布，从而保持了较高的强度，同时其抗晶间腐蚀性能有很大幅度的提高，对开发新的高强度、抗腐蚀舰船和装甲用铝合金具有重要参考价值。

Description

一种Al-Mg-Zn合金的时效热处理方法
技术领域
本发明属于铝合金热处理技术领域，具体涉及一种提高铝合金抗腐蚀性能和保持其强度的时效热处理方法。
背景技术
5xxx系铝合金是以镁为主要合金元素的铝合金，该系合金属于防锈铝合金，不可进行热处理强化，只能通过Mg元素的固溶强化和冷加工硬化来强化合金。该系列铝合金属于中高强度铝合金，抗疲劳性能和焊接性能良好，耐海洋大气腐蚀性好；主要作为装甲板材、舰船的结构材料及汽车内饰材料，得到广泛的应用。然而，当Mg含量超过3％时，Mg原子会优先在晶界析出形成β相(Al3Mg2)，因为β相的电位要比Al-Mg基体低，所以β相在晶界优先腐蚀导致合金的晶间腐蚀和应力腐蚀断裂。此外，相比7xxx系(Al-Zn-Mg-Cu)铝合金，5xxx系铝合金在力学性能方面还是有待于提高的。因此，通过合理的设计与优化成分来开发新一代高强度抗腐蚀5xxx系铝合金以满足国内汽车工业、船舶工业对高强度和良好的耐蚀性铝合金的需求具有重要意义。专利CN104313413A通过向传统Al-Mg合金中加入一定量的Zn元素，使合金变为可热处理强化的合金，经过固溶与时效处理后，可以显著提高其强度，但是其抗腐蚀性能并没有得到改善。因此需要开发一种合适的热处理工艺去改善其综合性能，而7xxx系铝合金的热处理工艺对它有一定的借鉴意义。
对于7xxx系铝合金，早期的合金都采用峰时效(T6)热处理，但是其抗腐蚀性能欠佳，于是材料工作者在20世纪60年代开发了过时效(T7X)热处理工艺，大大提高了铝合金的抗应力腐蚀和剥落腐蚀的性能，但是与T6态合金相比，其强度下降了10％-15％。为了提高7xxx系铝合金的抗腐蚀性能同时又不损失强度，在20世纪70年代早期有人提出了回归再时效(RRA)热处理工艺。其具体过程为：第一级峰时效后，在200-260℃保温7-120s，然后进行再时效。由于回归时效时间太短，它并不适用于厚板，因此人们开发了在较低温度(180-200℃)和较长时间(45-90min)的RRA工艺，也被称作为T77热处理工艺，广泛应用于航空器件。RRA可以改善7xxx铝合金的微观组织，使η-MgZn2相在晶界呈断续分布，而在晶内弥散均匀分布，从而提高了其抗腐蚀性能，同时又保持了较高强度。对于7xxx系铝合金，其析出强化相主要是η相，而对于可热处理强化型Al-Mg-Zn合金，它的析出强化相主要是T-Mg32(Al,Zn)49相。η相和T相的析出温度、时效析出序列完全不同，所以7xxx系铝合金和Al-Mg-Zn合金RRA中预时效、回归时效和再时效所需的温度和时间也不相同。因此针对Al-Mg-Zn合金开发一种合理的热处理工艺，使其抗腐蚀性能提高而又能保持其强度变得尤为重要。
发明内容
针对现有的可热处理强化型Al-Mg-Zn合金热处理技术的缺陷和不足，本发明的目的在于提供一种合适的热处理工艺，如图1所示，改善Al-Mg-Zn合金的微观组织和综合性能，使合金保持较高强度的同时，很大程度上改善其抗腐蚀性能。本发明通过预时效、高温短时回归时效、双级再时效等与现有技术不同的热处理工艺，可以实现T相在晶内和晶界处的最优分布，从而提高其综合性能。
本发明的技术方案为：
第一步：预时效，固溶处理后，将合金在80～220℃保温15～50h进行单级或双级时效处理，冷却至室温或随炉升温。其中预时效优选在80～100℃保温12～24h进行单级时效，或在80～100℃保温12～24h，然后在120～160℃保温12～24h进行双级时效；第二步：回归时效，将合金在380～460℃保温10min～6h，冷却至室温。其中回归时效优选将合金在405～430℃保温10min～2h；第三步：再时效，分为两级。第一级让先让回归时效后的合金在50～100℃保温10～80h，第二步在110～180℃保温10～50h，冷却至室温。其中再时效优选将合金在70～90℃保温15～30h，然后在120～150℃保温15～30h。
当采用双级时效，经第一级时效后，可采用空冷、水冷、风冷中的任意一种方式冷却至室温，放置一定时间后进行第二级时效；或者随炉升温进行第二级时效；
进一步的预时效与回归时效的衔接方式为：预时效后，可采用空冷、水冷、风冷中的任意一种方式冷却至室温，放置一定时间后进行回归时效；或者随炉升温进行回归时效；
进一步的所述步骤(2)回归时效若采用随炉升温，则升温速率≥20℃/min；
进一步的所述步骤(2)回归时效后冷却至室温，冷却介质为水或油；
进一步的所述的Al-Mg-Zn合金时效处理方法，所述Al-Mg-Zn合金的Mg含量大于3％，并且Mg/Zn质量比大于1。
本发明人在研究中发现，通过向Al-Mg合金中加入Zn元素，可使Al-Mg合金变为可热处理强化型合金，经固溶时效后，合金析出大量的T相，其峰时效状态形貌如图2所示，由于T相的强化作用，其强度增高，但其抗腐蚀性能比传统的Al-Mg合金下降很多。由Factsage软件计算得到Al-5Mg-χZn合金相图，如图3所示，可以看出，Al-Mg-Zn合金析出相T相的析出温度在400℃左右，远高于传统的7xxx系合金中η相的析出温度，因此需要较高的回归温度，才可以使T相回溶。经预时效后，合金在晶内形成细小弥散分布的GP区和T’相，回归时效后晶内相充分回溶，晶界相部分长大，部分回溶，因此呈断续分布。回归时效工艺采用高温短时，因为T相的析出温度在400℃左右，短时间的回归处理可以防止晶界相完全回溶，回归时效后的组织形貌如图4所示。若回归温度太低则晶内相不能回溶，会导致再时效后析出相不能充分析出，从而强度会下降很多；若回归温度过高，晶界完全回溶，再析出后晶界又呈连续分布，对抗腐蚀性能不利。再时效阶段采用“双级”时效，先低温时效，使晶内形成大量的GP区，均匀弥散分布，具有较高的密度，随后进行高温时效，使GP区迅速长大形成T’相，从而可以保证合金具有较高的强度，同时减少了再时效的时间。再时效后的组织形貌图如图5所示。与现有技术相比，具有以下优点和积极效果：
该热处理方法能明显改善Al-Mg-Zn合金的微观组织和抗腐蚀性能，合金晶内析出相T相的大小与密度和T6态合金相当，晶界析出相粗大并且呈断续分布，抗晶间腐蚀性能提高两倍以上。与欠时效态或过时效态合金相比，当抗腐蚀性能相当时，其硬度要比前两者高，而当硬度相当时，其抗腐蚀性能又明显优于前两者。
附图说明
图1为本发明的工艺流程示意图。
图2为Al-Mg-Zn合金峰时效状态晶内晶界析出相形貌透射电镜照片。
图3是用FactSage软件计算的Al-5Mg-χZn合金相图。
图4为Al-Mg-Zn合金回归时效状态晶内晶界析出相形貌透射电镜照片。
图5为Al-Mg-Zn合金RRA时效状态晶内晶界析出相形貌透射电镜照片。
表1是Al-Mg-Zn合金时效处理工艺。
表2是不同时效状态Al-Mg-Zn合金最大腐蚀深度，拉伸强度，断后延伸率与维氏硬度值。
具体实施方式
配置Al-5.1Mg-3Zn-0.4Mn-0.15Cu-0.15Zr-0.07Ti-0.03Cr-0.2Fe-0.15Si合金，经熔炼，铸造，均匀化退火，热轧，中间退火，冷轧至5mm厚。经475～550℃/10～60min固溶处理，对固溶后的样品进行不同的时效处理，如表1所示，对时效态合金进行维氏硬度、拉伸试验和晶间腐蚀测试。晶间腐蚀试验参照国标GBT7998-2005中5xxx系铝合金进行，腐蚀液为3.0％NaCl+10ml/LHCl的去离子水，试验温度为35±2℃，侵蚀时间为24h，试样表面积与试验溶液体积的比值小于20mm2/mL。腐蚀后的试样，用水洗净，吹干，经磨制和抛光后用金相显微镜观察其最大腐蚀深度。
对比例1
试样采用双级欠时效，90℃/24h+140℃/8h。时效结束后进行硬度、拉伸试验和晶间腐蚀测试，实验结果如表2所示。
对比例2
试样采用双级峰时效，90℃/24h+140℃/24h。时效结束后进行硬度、拉伸试验和晶间腐蚀测试，实验结果如表2所示。
对比例3
试样采用双级过时效，90℃/24h+180℃/5h。时效结束后进行硬度、拉伸试验和晶间腐蚀测试，实验结果如表2所示。
实施例1
试样经90℃/24h时效后，在405℃回归1h，水冷，进行90℃/24h+140℃/24h再时效。时效结束后进行硬度、拉伸试验和晶间腐蚀测试，实验结果如表2所示。
实施例2
试样经90℃/24h+140℃/24h时效后，在405℃回归1h，水冷，进行90℃/24h+140℃/24h再时效。时效结束后进行硬度、拉伸试验和晶间腐蚀测试，实验结果如表2所示。
实施例3
试样经90℃/24h+220℃/15h时效后，在405℃回归1h，水冷，进行90℃/24h+140℃/24h再时效。时效结束后进行硬度、拉伸试验和晶间腐蚀测试，实验结果如表2所示。
实施例4
试样经90℃/24h时效后，在405℃回归2h，水冷，进行90℃/24h+140℃/24h再时效。时效结束后进行硬度、拉伸试验和晶间腐蚀测试，实验结果如表2所示。
实施例5
试样经90℃/24h+140℃/24h时效后，在405℃回归2h，水冷，进行90℃/24h+140℃/24h再时效。时效结束后进行硬度、拉伸试验和晶间腐蚀测试，实验结果如表2所示。
实施例6
试样经90℃/24h+220℃/15h时效后，在405℃回归2h，水冷，进行90℃/24h+140℃/24h再时效。时效结束后进行硬度、拉伸试验和晶间腐蚀测试，实验结果如表2所示。
实施例7
试样经90℃/24h时效后，在420℃回归0.5h，水冷，进行90℃/24h+140℃/24h再时效。时效结束后进行硬度、拉伸试验和晶间腐蚀测试，实验结果如表2所示。
实施例8
试样经90℃/24h+140℃/24h时效后，在420℃回归0.5h，水冷，进行90℃/24h+140℃/24h再时效。时效结束后进行硬度、拉伸试验和晶间腐蚀测试，实验结果如表2所示。
实施例9
试样经90℃/24h+220℃/15h时效后，在420℃回归0.5h，水冷，进行90℃/24h+140℃/24h再时效。时效结束后进行硬度、拉伸试验和晶间腐蚀测试，实验结果如表2所示。
实施例10
试样经90℃/24h时效后，在420℃回归1h，水冷，进行90℃/24h+140℃/24h再时效。时效结束后进行硬度、拉伸试验和晶间腐蚀测试，实验结果如表2所示。
实施例11
试样经90℃/24h+140℃/24h时效后，在420℃回归1h，水冷，进行90℃/24h+140℃/24h再时效。时效结束后进行硬度、拉伸试验和晶间腐蚀测试，实验结果如表2所示。
实施例12
试样经90℃/24h+220℃/15h时效后，在420℃回归1h，水冷，进行90℃/24h+140℃/24h再时效。时效结束后进行硬度、拉伸试验和晶间腐蚀测试，实验结果如表2所示。
实施例13
试样经90℃/24h时效后，在450℃回归1h，水冷，进行90℃/24h+140℃/24h再时效。时效结束后进行硬度、拉伸试验和晶间腐蚀测试，实验结果如表2所示。
实施例14
试样经90℃/24h+140℃/24h时效后，在450℃回归1h，水冷，进行90℃/24h+140℃/24h再时效。时效结束后进行硬度、拉伸试验和晶间腐蚀测试，实验结果如表2所示。
实施例15
试样经90℃/24h+220℃/15h时效后，在450℃回归1h，水冷，进行90℃/24h+140℃/24h再时效。时效结束后进行硬度、拉伸试验和晶间腐蚀测试，实验结果如表2所示。
对比表2中不同预时效与回归时效处理工艺可以看出，实施例7、8、9的抗拉强度、屈服强度、延伸率较高，最大腐蚀深度较小，为优选工艺。考虑到节省时间和成本，实施例7(90℃/24h+420℃/0.5h+90℃/24h+140℃/24h)为最佳工艺。
与峰时效(90℃/24h+140℃/24h)相比，实施例7(90℃/24h+420℃/0.5h+90℃/24h+140℃/24h)时效处理后，Al-Mg-Zn合金的抗拉强度下降0.8％，屈服强度下降1.9％，延伸率由13.88％提高到15.20％，最大腐蚀深度由201μm下降到68.7μm，抗晶间腐蚀提高一个等级。因此通过RRA热处理工艺可以使其保持Al-Mg-Zn合金拥有峰时效的强度，同时其抗晶间腐蚀性能有较大的提高。
表1
实例 热处理方式
对比例1 90℃/24h+140℃/8h
对比例2 90℃/24h+140℃/24h
对比例3 90℃/24h+180℃/5h
实施例1 90℃/24h+405℃/1h+90℃/24h+140℃/24h
实施例2 90℃/24h+140℃/24h+405℃/1h+90℃/24h+140℃/24h
实施例3 90℃/24h+220℃/15h+405℃/1h+90℃/24h+140℃/24h
实施例4 90℃/24h+405℃/2h+90℃/24h+140℃/24h
实施例5 90℃/24h+140℃/24h+405℃/2h+90℃/24h+140℃/24h
实施例6 90℃/24h+220℃/15h+405℃/2h+90℃/24h+140℃/24h
实施例7 90℃/24h+420℃/0.5h+90℃/24h+140℃/24h
实施例8 90℃/24h+140℃/24h+420℃/0.5h+90℃/24h+140℃/24h
实施例9 90℃/24h+220℃/15h+420℃/0.5h+90℃/24h+140℃/24h
实施例10 90℃/24h+420℃/1h+90℃/24h+140℃/24h
实施例11 90℃/24h+140℃/24h+420℃/1h+90℃/24h+140℃/24h
实施例12 90℃/24h+220℃/15h+420℃/1h+90℃/24h+140℃/24h
实施例13 90℃/24h+450℃/1h+90℃/24h+140℃/24h
实施例14 90℃/24h+140℃/24h+450℃/1h+90℃/24h+140℃/24h
实施例15 90℃/24h+220℃/15h+450℃/1h+90℃/24h+140℃/24h
表2

Claims (9)

1.一种Al-Mg-Zn合金的时效热处理方法，其特征在于所述合金经475～550℃保温10～60min固溶处理后，依次经过如下步骤处理：
(1)预时效：将合金在80～220℃保温15～50h进行单级或双级时效处理，冷却至室温或随炉升温；
(2)回归时效：将合金在380～460℃保温10min～6h，冷却至室温；
(3)再时效：先让回归时效后的合金在50～100℃保温10～80h，然后在110～180℃保温10～50h，冷却至室温。
2.根据权利要求1所述的Al-Mg-Zn合金的时效热处理方法，其特征在于所述步骤(1)预时效是在80～100℃保温12～24h进行单级时效，或在80～100℃保温12～24h，然后在120～160℃保温12～24h进行双级时效。
3.根据权利要求1所述的Al-Mg-Zn合金的时效热处理方法，其特征在于所述步骤(2)回归时效是将合金在405～430℃保温10min～2h，冷却至室温。
4.根据权利要求1所述的Al-Mg-Zn合金的时效热处理方法，其特征在于所述步骤(3)再时效是将合金在70～90℃保温15～30h，然后在120～150℃保温15～30h，冷却至室温。
5.根据权利要求1所述的Al-Mg-Zn合金的时效热处理方法，其特征在于当采用双级时效，经第一级时效后，可采用空冷、水冷、风冷中的任意一种方式冷却至室温，放置一定时间后进行第二级时效；或者随炉升温进行第二级时效。
6.根据根据权利要求1所述的Al-Mg-Zn合金的时效热处理方法，其特征在于预时效与回归时效的衔接方式为：预时效后，采用空冷、水冷、风冷中的任意一种方式冷却至室温，放置一定时间后进行回归时效；或者随炉升温进行回归时效。
7.根据权利要求1或6所述的Al-Mg-Zn合金的时效热处理方法，其特征在于所述步骤(2)回归时效若采用随炉升温，则升温速率≥20℃/min。
8.根据权利要求1或3所述的Al-Mg-Zn合金的时效热处理方法，其特征在于所述步骤(2)回归时效后冷却至室温，冷却介质为水或油。
9.根据权利要求1所述的Al-Mg-Zn合金的时效热处理方法，其特征在于所述Al-Mg-Zn合金的Mg含量大于3％，并且Mg/Zn质量比大于1。
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Correct: Zhang Di|Ma Qibiao|Zhuang Linzhong|Zhang Jishan

False: Zhang Di|Ma Qibiao|Hou Shengli|Zhuang Linzhong|Zhang Jishan

Number: 07-01

Volume: 34

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GR01 Patent grant
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