CN111139379A - 一种可降解铝合金及其热处理方法、铝合金和其应用 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及铝合金技术领域，尤其涉及一种可降解铝合金及其热处理方法、铝合金和其应用。能够使铝合金具有良好降解性的同时还具有较高的硬度，可应用于石油开发等领域。本发明实施例提供一种可降解铝合金，其特征在于，所述可降解铝合金的成分和质量百分比为：Mg：4~12%，Ga：2~10%，Sn：3~6%，余量为Al和其它不可避免的杂质。本发明实施例用于制备可降解且具有一定硬度的铝合金。

Description

一种可降解铝合金及其热处理方法、铝合金和其应用
技术领域
本发明涉及铝合金技术领域，尤其涉及一种可降解铝合金及其热处理方法、铝合金和其应用。
背景技术
近年来，大量可降解材料被广泛应用在石油开发领域，相比于多数可降解高分子材料而言，可降解金属材料具有更高的硬度。国内外对于可降解金属材料的研究主要集中在镁合金和铝合金两个方面。可降解镁合金材料因其具有良好的生物相容性主要应用在生物医学领域。可降解铝合金材料因其成本较低，主要应用于工程器件中，其降解原理主要是在铝基体中添加低熔点金属元素，运用电化学原理，通过Al/H2O反应达到降解的目的。
基于Al-Ga合金是一种可溶性的兼具结构和功能于一体的金属材料，可在不同温度、不同介质以及不同压力条件下自行完成降解，但是，由于Ga的成本较高，Al-Ga合金通常通过添加其他低熔点元素来保证其降解性能。
目前，四元可降解Al-Ga合金是国内外研究的重点。其中，Ga元素含量对可降解铝合金的降解性有重要的影响。然而，目前所开发的可降解铝合金的硬度均普遍较低，限制了其在石油开发领域的应用。
发明内容
本发明的主要目的在于，提供一种可降解铝合金及其热处理方法、铝合金和其应用，能够使铝合金具有良好降解性的同时还具有较高的硬度，可应用于石油开发等领域。
为达到上述目的，本发明采用如下技术方案：
第一方面，本发明实施例提供一种可降解铝合金，所述可降解铝合金的成分和质量百分比为：Mg：4~12%，Ga：2~10%，Sn：3~6%，余量为Al和其它不可避免的杂质。
可选的，所述可降解铝合金的成分和质量百分比为：Mg：4~8%，Ga：5~9%，Sn：4~6%，余量为Al和其它不可避免的杂质。
可选的，所述可降解铝合金的成分和质量百分比为：Mg：4.9%，Ga：7.9%，Sn：5.3%，余量为Al和其它不可避免的杂质。
第二方面，本发明实施例提供一种如第一方面所述的可降解铝合金的热处理方法，包括：制备所述可降解铝合金的铸锭；对所述铸锭进行固溶处理和时效处理，获得热处理后的可降解铝合金。
可选的，时效处理采用自然时效处理；相应地，所述固溶处理的温度为350℃-550℃，所述固溶处理的保温时间为3-6h，所述固溶处理的淬火方式为空冷或水冷。
可选的，所述固溶处理的温度为450℃，所述固溶处理的保温时间为6h；相应地，所述固溶处理的淬火方式为空冷。
可选的，所述固溶处理的温度为450℃，所述固溶处理的保温时间为3h；相应地，所述固溶处理的淬火方式为水冷。
第三方面，本发明实施例提供一种铝合金，通过如第二方面所述的可降解铝合金的热处理方法制备获得。
可选的，所述高强度的可降解铝合金的维氏硬度值为HV 154.5。
第四方面，本发明实施例提供一种如第三方面所述的铝合金作为井下工具在石油开采方面的应用。
本发明实施例提供一种可降解铝合金及其热处理方法、铝合金和其应用，通过在Al-Ga合金中添加Mg元素，并将Mg元素的质量分数控制在4~12%的范围内，能够提高该铝合金的降解性能，同时，通过添加Sn元素，由于Ga元素和Sn元素的存在，能够提高铝合金的降解性和金属流动性。基于此，通过对铸态铝合金进行热处理，对其进行强化处理，能够使铝合金具有良好降解性的同时还具有较高的硬度。同时，通过对该可降解铝合金进行固溶处理发现：由于Sn元素的加入，在固溶处理后，Mg2Sn相的形状由棒状变为球状，球状Mg2Sn相均匀分布和细化，硬度更高。可应用于石油开发等领域。
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，下面将对实施例或现有技术描述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为本发明实施例提供的一种可降解铝合金的热处理方法的流程示意图；
图2为本发明实施例提供的一种试样a-试样f的XRD对比图；
图3为本发明实施例提供的一种试样d、试样g、和试样h的XRD对比图；
图4为本发明实施例提供的一种Al-Mg-Sn的三元相图；
图5为本发明实施例提供的一种试样a、试样c、试样d、试样f、试样g和试样h的显微组织图；
图6为本发明实施例提供的一种图5中A点和B点的微观组织形貌及元素分布图；
图7为发明实施例提供的一种试样b~试样f的亮白色与浅灰色区域物相的面积分数的定量分析图；
图8为发明实施例提供的一种不同固溶温度(3 h×水冷)下合金的硬度值的柱状图；
图9为发明实施例提供的一种铸态试样及固溶态试样在30℃下2%KCl溶液中降解的质量变化规律的对比图；
图10为发明实施例提供的一种铸态试样在2%KCl溶液中腐蚀30s的腐蚀形貌图；
图11为发明实施例提供的一种铸态试样和固溶态试样的极化曲线图。
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在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
在本发明的描述中，需要理解的是，术语“中心”、“上”、“下”、“前”、“后”、“左”、“右”、“竖直”、“水平”、“顶”、“底”、“内”、“外”等指示的方位或位置关系为基于附图所示的方位或位置关系，仅是为了便于描述本发明和简化描述，而不是指示或暗示所指的装置或元件必须具有特定的方位、以特定的方位构造和操作，因此不能理解为对本发明的限制。在本发明的描述中，除非另有说明，“多个”的含义是两个或两个以上。
实施例一
本发明的实施例一提供一种可降解铝合金，该可降解铝合金的成分和质量百分比如下表1所示。
表1
序号 Mg Ga Sn Al和其它不可避免的杂质
样品1 4% 2% 3% 91%
样品2 12% 10% 6% 70%
样品3 4% 10% 6% 80%
样品4 4% 2% 6% 88%
样品5 4% 10% 3% 83%
样品6 12% 2% 3% 83%
样品7 12% 2% 6% 80%
样品8 12% 10% 3% 75%
样品9 8% 9% 4% 75%
样品10 8% 9% 6% 77%
样品11 8% 5% 4% 83%
样品12 8% 5% 6% 81%
样品13 4% 5% 4% 87%
样品14 4% 5% 6% 85%
样品15 4% 9% 4% 83%
样品16 4% 9% 6% 81%
样品17 4.9% 7.9% 5.3% 81.9%
表1所示的可降解铝合金的制备方法如下：将各组分按照以上比例，将铝锭、锡块、镁块、液态镓和六氯乙烷（用于除杂）在熔炼炉中加热，浇铸模具，获得铸态合金。
实施例二
基于实施例一，本发明的实施例二提供一种如实施例一所述的可降解铝合金的热处理方法，如图1所示，包括：
S1、制备该可降解铝合金的铸锭。
示例性的，可以根据实施例一所示的制备方法制备铸态合金，将得到的铸态合金用线切割机加工成10 mm×10 mm×100 mm的长方体铸锭试样。
其中，需要说明的是，该可降解铝合金中各组分的质量百分比无论以实施例一中任意一种比例存在，均具有相似甚至相同的性能，因此，在此仅以该铸态合金的组分和质量百分比与实施例一中样品17相同为例，对该可降解铝合金的性能进行研究，本领域技术人员能够理解的是，所获得的性能参数可以用来说明该类可降解铝合金的性能，并不对该可降解铝合金中各组分的质量百分比造成限定。
S2、将所获得的铸锭进行固溶处理和时效处理，获得热处理后的可降解铝合金。
其中，该时效处理可以为自然时效处理，也可以为人工时效处理。
可选的，该时效处理为自然时效处理，相应地，该固溶处理的温度可以为350℃-550℃，该固溶处理的保温时间为3-6h，该固溶处理的淬火方式可以为空冷或水冷。
基于此，根据固溶温度不同设定5组实验（在该5组实验中，设定固溶温度分别为350℃、400℃、450℃、500℃和550℃，保温时间均为3h，淬火方式均为水冷）。根据保温时间不同，在固溶温度为450℃，淬火方式为水冷的条件下再设定1组保温时间为6h的实验。根据淬火方式不同，在固溶温度为450℃，保温时间为6h的条件下再设定1组淬火方式为空冷的实验，在固溶温度为400℃，保温时间为3h的条件下，再设定1组淬火方式为空冷的实验。具体实验设定条件如下表2所示，为了提高准确度，每组实验均设置5个平行实验。
表2
实验组序号 固溶温度 保温时间 淬火方式
实验组1 350 ℃ 3 h 水冷
实验组2 400 ℃ 3 h 水冷
实验组3 450 ℃ 3 h 水冷
实验组4 500 ℃ 3 h 水冷
实验组5 550 ℃ 3 h 水冷
实验组6 450 ℃ 6 h 水冷
实验组7 450 ℃ 6 h 空冷
实验组8 400 ℃ 3 h 空冷
在实验过程中，采用电子探针对固溶处理后的试样表面成分进行测量，得出：固溶处理后的试样表面主要是由致密的Al2O3和MgO组成。当采用水淬方式时，该可降解铝合金由于致密氧化层的存在阻碍其与水的化学反应。
实施例三
本发明的实施例三提供一种铝合金，通过如实施例二所述的热处理方法制备获得。
其中，为了研究热处理工艺对可降解铝合金性能的影响，将实施例二中实验组1-实验组8所获得的铝合金分别记为试样b-试样i，即，将实验组1所获得的铝合金记为试样b、将实验组2所获得的铝合金记为试样c、将实验组3所获得的铝合金记为试样d、将实验组4所获得的铝合金记为试样e、将实验组5所获得的铝合金记为试样f、将实验组6所获得的铝合金记为试样g、将实验组7所获得的铝合金记为试样h、将实验组8所获得的铝合金记为试样i。将铸态合金记为试样a，并对铸态合金和固溶处理后的试样进行性能测试。
实施例四
性能测试
1、测试试样准备：
用金相砂纸进行粗磨和细磨，再用Al2O3悬浮液进行抛光(P-2型抛光机)。
2、物相分析
采用多功能X射线衍射仪(Ultima IV)对铸锭试样和试样b-试样i进行物相分析，其中，扫描角度为20° ~ 90°，扫描速度为4°/min，实验结果如图2和图3所示。在图2中，试样a（即铸态试样）中基本不含Ga-Mg金属间化合物。利用Jade 6.0软件结合PDF卡89-2837标准图谱分析得知，经过固溶处理后的试样（即试样b-试样i）中均含有Alss(Al基固溶体)，Mg2Sn相和极少的Ga5Mg2相。
从图2可以看出：不同固溶温度的试样均含有Alss和Mg2Sn相；图2中2θ角度为38.3°处可以标记为Alss；经固溶处理后Mg2Sn相的衍射峰在31°左右，其中，经固溶温度为350℃、400℃、450℃和550 ℃处理的试样中Ga5Mg2相的衍射峰不够明显。由于Ga较Al原子半径小，Mg较Al原子半径大。通过布拉格方程得知，Ga元素在Alss中以固溶形式存在，Ga使Al晶体的晶格参数变小，导致Alss的衍射峰向大角度偏移，而Mg的作用正好相反。固溶处理后，Ga元素在Alss中的固溶量提升，Mg、Ga均可固溶于Alss中。由图2中试样b可以看出，经过固溶处理后，Alss相峰从38.3°偏移到38.51°，而图2中试样d中Alss相峰从38.3°偏移到38.27°，所以不同固溶温度的Alss相峰值的偏移角度量取决于Al晶粒里固溶的Ga、Mg含量。由图3中试样g可以分析，固溶保温时间过长导致合金基本没有浅灰色相。
由Mg-Ga二元相图知，Ga元素在Alss中的最大固溶度为20 wt.%，经固溶处理后，Ga、Mg结合会产生少量Ga5Mg2相。随着固溶温度的升高第二相Mg2Sn相衍射峰先增强后减弱，即Mg2Sn相含量先增大后减少。可见，结合Al-Mg-Sn三元相图（如图4所示）以及XRD物相衍射图谱（如图2和图3所示）可以初步分析判定出该可降解铝合金的物相组成。
3、显微组织
采用Axio Scope A1光学显微镜观察铸锭试样和固溶态试样的光学组织，实验结果如图5所示。
由图5可知：该铸锭试样和固溶态试样的组织结构相似，均由Alss和第二相Mg2Sn相和少量Ga5Mg2的富Ga相组成。从图5可以看出，不同固溶温度、保温时间及淬火方式处理后第二相的大小、颜色、形状及数量发生变化。其中，结合试样c、试样d、试样f、试样g和试样h的显微组织图可以看出，随着固溶温度的升高，析出相面积先增多后减少。亮白色枝晶尺寸由宽变窄，在分布上由均匀变成团聚，由鱼骨状不断的变为散布均匀的球状或哑铃状。
仔细观察图5中试样c、试样d、试样f、试样g和试样h中第二相的变化，会发现除去亮白色相还有少量浅灰色相，结合图2的XRD物相检测结果以及图6的EDS能谱元素比例可判定浅灰色区域中含有极少Ga5Mg2相。经固溶处理然后室温自然时效后，浅灰色区域不会出现大量Mg-Ga晶间化合物，称之为富Ga相。其中，图5中试样c中A点的亮白色为Mg2Sn相，B点的浅灰色相中含有Ga5Mg2相，浅灰色相在亮白色相周围生成。
在图5中，试样c中开始出现大量鱼骨状枝晶；对比图5中试样c和试样d可以看出，随着固溶温度的升高，Mg2Sn相面积和形状不断变化，组织逐渐细化且聚集到一起，即Mg2Sn相在晶界处偏聚，均匀的分布在晶界处；浅灰色相面积开始由多变少且逐渐固溶于Alss，原因是Ga元素的熔点较低容易脱离Mg元素重新溶入Alss。然而，当经过450℃固溶处理后，随着固溶温度的继续升高，Ga元素从Mg2Sn中将Mg元素夺取形成更多的富Ga相，即浅灰色相区域面积增加。观察图5中试样f的显微组织图可知，亮白色相开始逐渐减少，浅灰色相逐渐变多。在固溶温度为450℃时，亮白色相面积最大，相反的浅灰色相面积最小。通过观察，当固溶温度达到550℃时，块状析出相面积逐渐变大且接连成片，形成岛屿状。
对比图5中试样d、试样g和试样h的第二相变化，当保温时间达到6 h时，浅灰色相基本消失，组织逐渐由线条状变为点状，浅灰色区域面积占比为0.1%；冷却方式为空冷时，存在少量浅灰色相，组织逐渐团聚为片状或者不规则条状，浅灰色区域面积占比为0.5%，浅灰色相形成与保温时间过长和冷却速度快慢有关。
进一步观察发现：由图5中试样a、试样g和试样f看出，合金表面晶界处存在少量的黑点及黑块状物质，这是由于合金中存在Ga元素，在抛光过程中Mg2Sn相与Alss形成原电池，易发生点蚀和电偶腐蚀，其中黑色物质是水解产物。
采用金相分析软件Image-J对不同固溶温度下亮白色与浅灰色区域物相的面积分数进行定量分析，取试样b~试样f在300倍下的显微照片各三张求平均值，结果如图7所示。可以看出，随着固溶温度的升高，亮白色区域的面积先增大后减小，这和图5中组织结构的变化一致。浅灰色区域面积先减小后增大，与亮白色区域正好相反。结合图2中XRD分析可知，组织中亮白色物相为Mg2Sn相。在450℃时亮白色区域面积达到最大占比14.2%，这是由于Sn在Alss中的固溶度较小，在固溶处理后Sn会与Mg以析出相的形式出现。
5、微观组织形貌及元素分布
通过场发射扫描电镜及配套的能谱分析仪观察铸锭试样和固溶态试样的微观组织形貌及元素分布，实验结果如图6所示。
表3所示为试样a~f的EDS（Energy Dispersive Spectrometer，能谱仪）能谱面扫分析结果，以合金中所含元素的比重及分布位置来分析第二相的含量及物质。由表3可以看出，图5中试样d和试样f析出相中富含大量Sn元素，叫做富Sn相。其原因是Sn元素在Alss中的固溶度低于0.7%且Sn为低熔点组元，Sn元素只能与其他元素以偏析相析出而存在。与铸态试样相比较，当固溶温度为400℃时Sn元素的含量减少，这说明合金里面的富Sn相在固溶处理后固溶到Alss中，使Sn元素在Alss中分布的更加均匀。
表3
元素种类 1/wt.% 2/wt.% 3/wt.% 4/wt.% 5/wt.% 6/wt.%
Al 72.00 81.17 73.92 77.07 80.43 73.16
Mg 5.13 4.35 5.95 5.94 5.39 7.17
Ga 7.01 9.28 5.65 5.05 5.65 10.52
Sn 15.86 5.20 14.48 11.94 8.53 9.15
6、硬度测试
采用HV-1000型维氏硬度计在试验载荷0.2 N下对试样进行显微硬度测试。
如图8所示为不同固溶温度(3 h×水冷)下合金的硬度值。由图8可知，合金的硬度随着固溶温度的升高先升高达到峰值后降低，在固溶温度为450℃时达到最大值，与图7中亮白色区域面积大小的规律相似。这是由于固溶处理后的合金其强化效果随着析出相面积的增加而增加，亮白色的鱼骨状枝晶会由窄变宽变化，当达到一定固溶温度后继续升温，鱼骨状枝晶会逐渐变大从而团聚，强化的效果开始降低，合金的硬度也开始下降。
对合金中亮白色区域进行硬度测试发现，铸态试样中亮白色区域的硬度为HV135.3，远大于Alss的硬度。这是由于Mg2Sn相的形状由棒状逐渐变为球状，球状Mg2Sn相均匀分布和细化，有效的抑制了基低位错滑移，比棒状Mg2Sn相硬度更高。故合金硬度提高是由于Mg2Sn相对附近基体的影响。
对比450℃×3 h×水冷、450℃×6 h×水冷和450℃×6 h×空冷三种固溶处理的方式，其中450℃×6 h×空冷(HV 157.1)与450℃×3 h×水冷(HV 154.5)的硬度较接近，而450℃×6 h×水冷(HV 146)的硬度值偏低。这是因为：水冷的冷却方式加快了合金的冷却速率，减少了合金第二相的析出，不能在晶界处大量的形成鱼骨状枝晶。
7、降解性能与电化学性能测试
①采用失重法对铸锭试样和固溶态试样的降解速率进行测量，每次测量间隔时间为0.5 h，测重之前均要进行超声清洗和烘干。
图9为铸态试样及固溶态试样在30℃下2%KCl溶液中降解的质量变化规律。铸态试样和固溶态试样的极化曲线如图11所示。利用Tafel（塔菲尔线）外推法求出自腐蚀电位Ecorr和电流密度Icorr，根据公式I=B/RP，计算出极化电阻RP，结果如表3所示。由图9可以看出，铸态试样降解速率极慢，其自腐蚀速率小于固溶态试样。但相同固溶条件下，水冷比空冷的降解解速率要快。对应表4中电化学参数，固溶处理使得铸态试样的自腐蚀电位负移，负移越大，合金的活化性能越好，降解性能就越好，自腐蚀速率与图9中合金质量的降解速率相对应。降解速率随着固溶温度的升高先变大后变小，(400~450℃)×3 h×水冷时达到最佳，500℃×3 h×水冷时继续升高。当固溶温度到500℃后，由于固溶温度过高导致合金发生了晶间过烧现象，合金内部晶界处降解加剧，故降解速率变快。
②采用CHI 660E型电化学分析仪对铸锭试样和固溶态试样的电化学性能进行测试，扫描电位为-2~-0.6V，扫描速率为0.01V/s，采用三电极体系，辅助阴极为铂电极，参比电极使用饱和甘汞电极。
图10是铸态试样在2%KCl溶液中腐蚀30s的腐蚀形貌。产物基本在Mg2Sn相附近生成，产物生成区域存在大量Ga、O元素。通过线扫描分析结果分析，合金与水的化学反应是沿着Mg2Sn相的亮白色区域与Alss的交界进行的，在Mg2Sn相周围形成点蚀，尤其是富含Ga元素的区域。随着时间的推移，周围逐渐出现更多点蚀，这也是由于Mg2Sn相与Alss之间的微电池效应。
表4
Figure DEST_PATH_IMAGE001
其中，需要说明的是，以上降解速率测量与电化学性能测试均在温度30℃，2%KCl溶液中进行。
实验结论
1、无论铸态合金是否经过热处理，它都含有Alss相和Mg2Sn相，浅灰色区域含有Ga5Mg2相。随着固溶温度的升高，Mg2Sn相的含量先增加后减少，在450℃时面积占比达到最大值14.2%；浅灰色区域面积先减少后增多，在450℃时面积占比达到最小值1.4%。
2、通过固溶处理能明显提高铸态合金的硬度，并且，由于硬度与Mg2Sn相含量有关，随着固溶温度的升高，Mg2Sn相含量先增大后减小，硬度值先升高后降低，在固溶温度450℃时达到HV154.5，比铸态合金的硬度提高了38.1%。
3、固溶处理使铸态合金自腐蚀电位负移，合金发生降解，其降解速率随着固溶温度的升高先增大后减小，(400~450℃)×3 h×水冷时达到最佳。
综上所述，铸态合金在热处理工艺为450℃×3 h固溶水冷时硬度、降解性能及电化学性能达到最佳，因此，固溶温度为450℃，保温时间为3h，淬火方式为水冷时为最优选的热处理方式。
实施例五
在以上实施例三和实施例四的基础上，本发明的实施例五提供一种如实施例三所述的铝合金作为井下工具在石油开采方面的应用。
其中，该井下工具可以为压裂球、桥塞等。
综上所述，通过制备可降解铝合金，并对可降解铝合金进行固溶处理和自然时效处理，所获得的铝合金能够在保持其良好的降解性能的同时还具有较高的硬度，可作为井下工具应用于石油开采领域，拓展了铝合金的应用范围。
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，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。因此，本发明的保护范围应以所述权利要求的保护范围为准。

Claims (10)

1.一种可降解铝合金，其特征在于，所述可降解铝合金的成分和质量百分比为：Mg：4~12%，Ga：2~10%，Sn：3~6%，余量为Al和其它不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的可降解铝合金，其特征在于，所述可降解铝合金的成分和质量百分比为：Mg：4~8%，Ga：5~9%，Sn：4~6%，余量为Al和其它不可避免的杂质。
3.根据权利要求2所述的可降解铝合金，其特征在于，所述可降解铝合金的成分和质量百分比为：Mg：4.9%，Ga：7.9%，Sn：5.3%，余量为Al和其它不可避免的杂质。
4.一种如权利要求1-3任一项所述的可降解铝合金的热处理方法，其特征在于，包括：
制备所述可降解铝合金的铸锭；
对所述铸锭进行固溶处理和时效处理，获得热处理后的可降解铝合金。
5.根据权利要求4所述的可降解铝合金的热处理方法，其特征在于，
时效处理采用自然时效处理；
相应地，所述固溶处理的温度为350℃-550℃，所述固溶处理的保温时间为3-6h，所述固溶处理的淬火方式为空冷或水冷。
6.根据权利要求5所述的可降解铝合金的热处理方法，其特征在于，
所述固溶处理的温度为450℃，所述固溶处理的保温时间为6h；
相应地，所述固溶处理的淬火方式为空冷。
7.根据权利要求5所述的可降解铝合金的热处理方法，其特征在于，
所述固溶处理的温度为450℃，所述固溶处理的保温时间为3h；
相应地，所述固溶处理的淬火方式为水冷。
8.一种铝合金，其特征在于，通过如权利要求4-7任一项所述的可降解铝合金的热处理方法制备获得。
9.根据权利要求8所述的铝合金，其特征在于，所述铝合金的维氏硬度值为154.5 HV。
10.一种如权利要求8-9任一项所述的铝合金作为井下工具在石油开采方面的应用。
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