CN108642351A

CN108642351A - 一种高性能耐腐蚀铝合金及其制备方法

Info

Publication number: CN108642351A
Application number: CN201810712398.XA
Authority: CN
Inventors: 庞兴志; 杨剑冰; 湛永钟; 胡治流; 阮海琼; 李逸泰; 赵艳君; 许征兵
Original assignee: Guangxi University
Current assignee: Guangxi University
Priority date: 2018-07-03
Filing date: 2018-07-03
Publication date: 2018-10-12

Abstract

本发明公开了一种高性能耐腐蚀铝合金及其制备方法，所述高性能耐腐蚀铝合金为Al‑Zn‑Mg‑Cu‑Ho铸态合金分别经过均匀化处理、固溶处理和时效处理后制得，该合金化学成分按重量百分比组成：6.5～8.2%Zn、1.6～2.1%Mg、1.7～2.3%Cu、0.6～0.8%Ho，其余为Al。本发明的高性能耐腐蚀铝合金，Al‑Zn‑Mg‑Cu‑Ho铸态合金分别经过均匀化处理、固溶处理和时效处理后，合金综合性能得到有效提高，抗拉强度和显微硬度以及延伸率等性能较好，Ho元素的添加使Al‑Zn‑Mg‑Cu铝合金的晶粒细化，显微组织得到改善，合金的耐剥蚀性能以及耐电化学腐蚀性能也随着Ho含量的升高而提高。

Description

一种高性能耐腐蚀铝合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及金属材料技术领域，特别涉及一种高性能耐腐蚀铝合金及其制备方法。

背景技术

Al-Zn-Mg-Cu系铝合金，是在20世纪40年代兴起的一种超高强度的铝合金材料，它是伴随着航天航空领域的技术发展而产生的。这种合金具有重量轻，强度高的优点，同时其价格比较便宜，因此其一经发现便得到了广泛的关注。但这种材料在铸造过程中容易出现许多的缺陷，并且它的加工材料的耐腐蚀性能相对较差。因此，起初这种材料仅仅是用作实验研究，在实际生产并未得到应用。随着超高强度合金材料需求的不断提升，很多国家都展开了相应的研究。 Al-Zn-Mg-Cu系合金已经经过了长达几十年的发展之后，并且在随着技术的不断向前发展的同时，超高强度的铝合金已经逐渐代替了钛合金等材料，成为了航天领域的重要材料，并且对于合金的性能要求也逐渐的提高了。现在对这一类合金的研究，其主要目的是为了达到降低成本的同时还能够改善合金的性能。目前的 Al-Zn-Mg-Cu系这一类合金，一般都具有比较高的强度，比较高的韧性，以及比较好的耐腐蚀性，同时还便于加工成型等，被广泛应用于众多领域，特别是在航空航天领域。但是随着社会的快速发展和需求的不断提高，普通的Al-Zn-Mg-Cu 系这一类合金已经无法满足人们的需求，需要综合性能更加优异的合金材料才能满足使用要求。

提高铝合金性能的手段有很多种，这些方法不仅可以显著改善合金的性能，还能够减少合金存在的缺陷；其中，添加稀土元素来改善铝合金的性能是一种比较常用而且有效的手段。长期以来科研人员发现稀土具有很奇妙的作用，通过添加稀上元素会使基体出现不一样的性能。虽然国内外已有不少关于稀土Ho 作为添加剂的研究，但对于在高强铝合金中稀土Ho元素的增强效果与机制、显微组织变化与强度的相互关系等问题报道很少，本专利发明人之前已经研究添加 Ho元素对铸态铝合金Al-Zn-Mg-Cu的显微组织和力学性能影响，但将稀土Ho元素加入到铝合金中的热处理工艺还没有进行深入研究。

发明内容

本发明的目的提供一种高性能耐腐蚀铝合金及其制备方法。

本发明的技术方案为：一种高性能耐腐蚀铝合金，所述高性能耐腐蚀铝合金为Al-Zn-Mg-Cu-Ho铸态合金分别经过均匀化处理、固溶处理和时效处理后制得，该合金化学成分按重量百分比组成：6.5～8.2％Zn、1.6～2.1％Mg、1.7～ 2.3％Cu、0.6～0.8％Ho，其余为Al。

一种高性能耐腐蚀铝合金的制备方法，包括以下步骤：

(1)均匀化处理；将预先制得的Al-Zn-Mg-Cu-Ho铸锭随炉加热到460～480℃并保温20～25h，温差控制在±3℃，然后随炉冷却；

(2)固溶处理；将经过均匀化处理的Al-Zn-Mg-Cu-Ho合金进行固溶处理，固溶温度为450～490℃，固溶时间为1～4h，温差控制在±3℃，固溶处理后采用空冷的冷却方法进行冷却；

(3)时效处理；将经过固溶处理的Al-Zn-Mg-Cu-Ho合金进行时效处理，固溶温度为90～180℃，时效时间为20～28h，温差控制在±3℃，，时效处理后采用空冷的冷却方法进行冷却。

本发明的有益效果是：本发明的高性能耐腐蚀铝合金，Al-Zn-Mg-Cu-Ho铸态合金分别经过均匀化处理、固溶处理和时效处理后，合金综合性能得到有效提高，抗拉强度和显微硬度以及延伸率等性能较好，Ho元素的添加使Al-Zn-Mg-Cu 铝合金的晶粒细化，显微组织得到改善，合金的耐剥蚀性能以及耐电化学腐蚀性能也随着Ho含量的升高而提高。

附图说明

图1为Ho含量不同的Al-Zn-Mg-Cu-Ho铝合金的金相组织。

图2为Ho含量不同的Al-Zn-Mg-Cu-Ho铝合金的SEM图。

图3为Ho含量不同的Al-Zn-Mg-Cu-Ho铝合金的硬度值。

图4为Ho含量不同的Al-Zn-Mg-Cu-Ho铝合金全浸8h后的宏观腐蚀形貌图。

图5为Ho含量不同的Al-Zn-Mg-Cu-Ho铝合金全浸48h后的宏观腐蚀形貌图。

图6为Ho含量不同的Al-Zn-Mg-Cu-Ho铝合金的电化学阻抗谱。

附图标记：(a)0％Ho；(b)0.2％Ho；(c)0.4％Ho；(d)0.5％；(e)0.6％Ho；(f)0.8％Ho。

具体实施方式

本发明的高性能耐腐蚀铝合金，所述高性能耐腐蚀铝合金为 Al-Zn-Mg-Cu-Ho铸态合金分别经过均匀化处理、固溶处理和时效处理后制得，该合金化学成分按重量百分比组成：6.5～8.2％Zn、1.6～2.1％Mg、1.7～2.3％Cu、 0.6～0.8％Ho，其余为Al。其制备方法，包括以下步骤：

为了进行有效对比试验，本实施例选取以下Al-Zn-Mg-Cu-Ho铸态合金成分及实验方案。

表1 Al-Zn-Mg-Cu-Ho铸态合金成分。

表2实验设计方案。

序号	均匀化处理	固溶处理	时效处理
				1#	465℃，24h	470℃，2h	120℃，24h
2#	465℃，24h	470℃，2h	120℃，24h
				3#	465℃，24h	470℃，2h	120℃，24h
4#	465℃，24h	470℃，2h	120℃，24h
				5#	465℃，24h	470℃，2h	120℃，24h
6#	465℃，24h	470℃，2h	120℃，24h

需要说明的是，表2中的热处理工艺参数是经过多组实验分析得出的最佳参数，在此条件下的合金抗拉强度和延伸率较佳。

如图1和图2所示，随着Ho含量的增加，实验合金的枝晶组织也随之细化，晶粒越来越小，Ho含量为0.8％的合金试样的晶粒是最细的。观察对比未添加Ho与已添加Ho的金相组织，可以发现在加入Ho后，形成了分布在晶界上及晶界附近的的共晶化合物，还观察到了试样中产生了很多细小的晶粒。因此，添加Ho元素可以细化铝合金的晶粒，同时也具有净化作用，因为稀土Ho具有较大的化学亲和力，可以在合金中吸附H₂等杂质元素，并生成熔点比较大的化合物，可以帮助合金精炼。Ho元素的加入除了有合金化及净化作用外，还起到了变质作用，晶界处开始析出第二相粒子，析出相数量增多则晶界面积也随之增大，从而使合金晶粒得到显著细化，尤其在Ho含量≥0.6％时，对合金晶粒有着显著的细化作用。

如图3所示，在Ho元素的加入之后，Al-Zn-Mg-Cu-Ho铝合金硬度有所提升，并且随着Ho含量的增多，试样的硬度也随之增高，Ho含量为0.8％的试样硬度最高，硬度值为161.4HV。因此，添加Ho元素可以提高7XXX高强铝合金的硬度，而硬度变化与Ho对显微组织的影响有关。少量的Ho固溶在铝基体中从而起到固溶强化的作用；并且有Al₃Ho析出相在晶界附近形成，从而使合金的晶粒得到细化，有细晶强化的作用；位错的钉扎作用也由于晶粒的细化而得到增强，从而起到阻碍位错滑移的作用，合金的硬度便随之提高。

参照国标GB/T 22639-2008铝合金的剥落腐蚀试验方法进行剥落腐蚀实验。配置标准试验溶液(4mol/L NaCl、0.5mol/L KNO₃和0.1mol/L HNO₃、)，溶液 pH值大概为0.4。用塑料容器盛装试验溶液，将试样主试验面朝上浸入试验溶液中，并水平放置在玻璃支架上，使试样底端边缘距离容器底部约30mm，试验时保持室温在25±3℃。整个腐蚀试验的总浸渍时间为48h，并在浸渍8h、12h、 24h、36h、48h的时候分别将试样取出，不清洗试样且在试样潮湿时直接观察试样，评定腐蚀等级，并用数码相机拍摄试样的腐蚀形貌，然后继续浸渍。完成浸渍以及最后一次腐蚀评级以后，将试样用水漂洗，然后浸泡于浓硝酸中30s，再次漂洗干净，并晾干。试验中评定腐蚀等级的评级标准见表3。

表3剥落腐蚀等级及对应的腐蚀形貌。

添加了不同含量Ho元素的铝合金实验试样全浸8h后的宏观腐蚀形貌如图4所示，观察试样的宏观腐蚀形貌并进行评级，腐蚀评级标准见表3，Ho含量为0％、0.2％、0.4％、0.6％、0.8％的试样的腐蚀评级分别是PC、PC、PB、PB、 PA、PA。从图中可以观察出所有试样的的主试验面都遭到腐蚀，试验面表面出现许多蚀点，且表面颜色变深变黑，其中3#、4#、5#、6#的剥落腐蚀情况比较轻微，表面出现密集程度不同的蚀点，但未出现爆皮现象；1#、2#的的腐蚀情况比较严重，腐蚀面的蚀点密集且蚀点周围开始鼓起，出现爆皮现象。综合腐蚀结果可以看出来，在全浸8小时后各个试样的的腐蚀情况都比较轻微，且各个样品的腐蚀情况的差别不大，都属于轻微剥蚀，只是不同程度地点蚀，这说明在短时间腐蚀的情况下，Ho元素的加入对实验合金的耐剥落腐蚀性能存在影响但是影响不明显。

如图5所示，添加了不同含量Ho元素的Al-Zn-Mg-Cu-Ho铝合金实验试样全浸48h后，即整个腐蚀过程完成后的宏观腐蚀形貌，腐蚀时间增长后，试样试验面的剥落腐蚀现象都有不同程度加重。Ho含量为0％、0.2％、0.4％、0.6％、0.8％的试样的腐蚀评级分别是EC、EB、EA、EA、EA、PC。1#试样的腐蚀情况是最严重的，如图5(a)所示，试验面表面开始出现严重分层，并且分层深入金属的内部，有片状剥蚀产物从表面剥落下来，部分片状剥蚀产物剥落到腐蚀液中，有大量片状剥蚀产物堆积附着在腐蚀面表面，这说明剥落腐蚀的情况已经比较严重。2#的剥蚀情况如图5(b)所示，也有较严重的分层现象，腐蚀表面附着了较多剥蚀产物，但是腐蚀程度较5#要轻。3#、4#、5#的腐蚀面出现了轻微分层，只有部分区域有少许剥蚀产物附着。如图5(f)所示，6#的腐蚀程度是最轻的，腐蚀表面只是分布了密集的蚀点，并未出现分层现象。全浸48h后试样的腐蚀形貌较全浸8h后的腐蚀形貌，6#的变化是最小，仅是点蚀程度加重，蚀坑加深；其余五个试样的变化均比较大，点蚀扩张并且蚀坑相连成成片的腐蚀区域，其中 1#、2#的分层开始深入试样的内部，出现了较多的剥蚀产物堆积。在腐蚀时间加长以后，Ho元素的含量对实验合金的耐剥蚀性能的影响比较大，随着Ho元素的加入及Ho含量的增加，Al-Zn-Mg-Cu-Ho铝合金的耐剥蚀性也随之增加，但Ho 含量达到0.4％后，耐腐蚀性能严重下降，Ho含量在0.5％时耐剥蚀性能达到最低，之后随着Ho含量的继续增加，耐腐蚀性能又开始提升。

如图6所示，Al-Zn-Mg-Cu-Ho铝合金的高频容抗弧的形状都大致相同，容抗弧尺寸则呈现出随着Ho元素的增多而增大的趋势，当Ho含量达到0.6％以后，容抗弧尺寸增大的特别多。这说明Al-Zn-Mg-Cu-Ho铝合金在3.5％NaCl溶液里的腐蚀机制及动力学机制没有因为Ho元素的添加而改变，但Ho元素的添加影响了实验合金的阻抗值，阻抗值随着Ho含量的增多而增大，也就是合金的腐蚀速率随着Ho含量的增多而减小。

以上所述，仅为本发明的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何不经过创造性劳动想到的变化或简单替换，都应该涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims

1.一种高性能耐腐蚀铝合金，其特征在于：所述高性能耐腐蚀铝合金为Al-Zn-Mg-Cu-Ho铸态合金分别经过均匀化处理、固溶处理和时效处理后制得，该合金化学成分按重量百分比组成：6.5～8.2%Zn、1.6～2.1%Mg、1.7～2.3%Cu、0.6～0.8%Ho，其余为Al。

2.一种根据权利要求1所述的高性能耐腐蚀铝合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

（1）均匀化处理；将预先制得的Al-Zn-Mg-Cu-Ho铸锭随炉加热到460～480℃并保温20～25h，温差控制在±3℃，然后随炉冷却；

（2）固溶处理；将经过均匀化处理的Al-Zn-Mg-Cu-Ho合金进行固溶处理，固溶温度为450～490℃，固溶时间为1～4h，温差控制在±3℃，固溶处理后采用空冷的冷却方法进行冷却；

（3）时效处理；将经过固溶处理的Al-Zn-Mg-Cu-Ho合金进行时效处理，固溶温度为90～180℃，时效时间为20～28h，温差控制在±3℃，，时效处理后采用空冷的冷却方法进行冷却。