一种提高含Zn、Er铝镁合金耐蚀性能的稳定化热处理工艺

摘要

一种提高含Zn、Er铝镁合金耐蚀性能的稳定化热处理工艺，属于有色金属技术领域，主要应用于舰船行业，它解决了高镁铝合金板材室温下长期服役耐蚀性能差的问题。含Zn、Er铝镁合金板材，其各组分质量百分比含量分别为Mg5.4‐6.6%，Mn0.51%，Zn0.79%，Er0.20%，Zr0.18%，不可避免杂质≤0.15%，余量为Al。合金热轧板经中间退火后进行冷轧，变形量为60%，成品厚度为4mm；对上述冷轧板进行220℃‐240℃稳定化退火，保温时间2h‐8h，水冷至室温。该工艺旨在保证合金强度的同时，显著改善合金的耐蚀性能。

说明书

技术领域

本发明属于有色金属技术领域，主要应用于舰船行业，具体涉及一种提高含 Zn、Er铝镁合金耐蚀性能的稳定化热处理工艺，根据船用铝合金板材标准（GB ／T22641—2008）对铝合金耐蚀性能的要求，本工艺旨在保证合金强度的同时， 其晶间腐蚀深度不大于3级，剥落腐蚀等级不出现E级。

背景技术

Al—Mg系铝合金具有良好的耐蚀性、导电性、导热性，具有较高的比强度 和塑性，焊接性能好，广泛应用于航空、航天、舰船、交通灯领域，提高合金的 强度且保证其耐蚀性是该系合金发展的核心。Al—Mg系合金属于不可热处理强 化合金，主要通过Mg原子固溶强化、冷作硬化和弥散强化。Al—Mg系合金弥 散强化主要是通过添加微量元素在合金基体中形成细小而弥散的析出相，钉扎位 错，提高合金的力学性能。冷作硬化主要是通过冷加工提高合金的强度，但冷变 形越大，基体内将产生大量位错，提供了Mg原子向晶界扩散的通道，易使晶界 形成连续的β相晶间网膜，此外冷加工还会产生应力集中，剥蚀遵从应力腐蚀机 理，即腐蚀产物楔入到裂纹尖端产生拉应力集中，使腐蚀以SCC机理扩展。因 此冷变形高的Al—Mg系合金必须经过稳定化退火处理，控制β相质点的析出位 置、分布形态，使β相在晶界不连续析出，从而改善合金的耐蚀性能。向Al—Mg 系合金中添加Mg是固溶强化的一种主要方式，文献指出Mg含量每提高1%， 其强度将提高30MPa，但当Mg质量百分比含量超过3.5%时，将会在基体中形 成β相，如不经过最终的稳定化热处理，在室温长期服役过程中，也会由于基体 中过饱和Mg元素的减少而发生时效软化，强度下降，且Mg原子逐渐向晶界扩 散，在晶界处形成连续的β相网膜而使材料的腐蚀性能急剧下降。

R.Goswami、JIE GAOandDAVID J.、S.Nebti、M.Kubota、邵蕊、张鑫明等 研究者在研究5083、5A01、5E06等合金时发现，在低温（≤180℃）退火2h时， β相在晶界处不连续分布，腐蚀性能良好，但材料不稳定，原因是加工变形后的 基体内含有较多的位错，且低温（≤180℃）退火时，位错不能被消除，大部分 被保留在基体内，随退火时间的延长，β相将沿位错向晶界不断扩散，最终在晶 界形成连续的β相网膜，腐蚀性能恶化。张珂、刘成、聂波、王月等研究者发现， 当退火温度达200℃以上时，基体中位错被消除，形成大量亚晶界，β相将在晶 界或亚晶界处不连续析出，从而改善合金的耐蚀性能。近年来国外学者Carroll MC等人研究发现通过向Al—Mg合金中添加Zn元素，在基体中产生τ相，降低 了基体中β相的含量，且τ相的腐蚀电位较β相高，与α（Al）基体相近，由于 第二相与基体产生的电位差是发生腐蚀的必要条件，所以能显著改善合金的耐蚀 性。但是国内对于含Zn、Er铝镁合金耐蚀性的报道极少。

发明内容

本发明的目的在于提供一种提高含Zn、Er铝镁合金耐蚀性能的稳定化热处 理工艺，旨在保证合金强度的同时，使合金具有优异的耐长期腐蚀性能。

一种提高含Zn、Er铝镁合金耐蚀性能的稳定化热处理工艺，含Zn、Er铝 镁合金其各组分质量百分比含量分别为Mg5.4‐6.6%，Mn0.51%，Zn0.79%，Er 0.20%，Zr0.18%，不可避免杂质≤0.15%，余量为Al，其特征在于，包括以下步骤：

1）对含Zn、Er铝镁合金铸锭在410±20℃热轧，350±10℃/2h中间退火，最后 进行冷轧，变形量为60%，得到含Zn、Er铝镁合金冷轧板；

2）对步骤1）所得到的含Zn、Er铝镁合金冷轧板进行稳定化热处理，退火温度 200℃—240℃（优选220—240℃），保温时间为2—8h，水冷至室温。

上述更优选稳定化退火热处理工艺优选220℃/2h退火。

本发明通过Zn、Er元素的添加在基体中析出τ相和弥散的Al₃Er粒子。由于 τ相的腐蚀电位较β相高，且退火后τ相、β相在晶界、亚晶界均匀不连续析出， 因而显著改善合金的耐蚀性能。弥撒的Al₃Er的粒子能够钉扎位错，从而起到强 化效果。

本发明具有以下有益效果：

合金经220‐240℃退火时，τ相和β相能够在晶界、亚晶界或晶内均匀不连续 的析出，不会形成连续的β相网膜，合金的耐蚀性能良好，同时基体中析出大量 弥散的Al₃Er粒子，起强化作用。因此在此温度范围内退火，合金还保留了较高 的强度，达到了船用铝合金板材（GB／T22641—2008）对其强度和腐蚀性能的 要求。

附图说明

图1为含Zn、Er铝镁合金板材220‐240℃退火2‐8h后显微硬度曲线；

图2含含Zn、Er铝镁合金板材220‐240℃/2h退火+150℃/24h敏化后的显微硬 度曲线。

具体实施方式

实施例1

1）对含Zn、Er铝镁合金铸锭在410±20℃热轧，350±10℃/2h中间退火，最 后进行冷轧，变形量为60%。

2）对步骤1）所得到的冷轧板进行200℃不同时间稳定化退火。采用国家标准 GB/T7998‐2005和美国材料协会剥落腐蚀标准ASTM G66‐99对退火后的材料进行 晶间腐蚀和剥落腐蚀测试，金相观察晶间腐蚀深度，其晶间腐蚀深度和剥蚀等级 列于表1.

实施例2

步骤1）同实施例1，步骤2）中不同的是稳定化退火温度为210℃。

实施例3

步骤1）同实施例1，步骤2）中不同的是稳定化退火温度为220℃。

实施例4

步骤1）同实施例1，步骤2）中不同的是稳定化退火温度为230℃。

实施例5

步骤1）同实施例1，步骤2）中不同的是稳定化退火温度为240℃。

实施例6

步骤1）同实施例1，步骤2）中不同的是温度为220℃/2h退火+150℃/24h敏化。

实施例7

步骤1）同实施例1，步骤2）中不同的是温度为230℃/2h退火+150℃/24h敏化。

实施例8

步骤1）同实施例1，步骤2）中不同的是温度为240℃/2h退火+150℃/24h敏化。

表1不同退火温度和时间及150℃/24h敏化后晶间腐蚀深度与剥落腐蚀等级

表1给出了不同退火温度及时间铝板晶间腐蚀深度和剥落腐蚀性等级，从表 中我们看出，200℃和210℃退火2h‐8h时，合金晶间腐蚀深度均超过了标准规 定的3级，剥蚀等级均为EA级以上，不符合标准要求。220℃‐240℃退火2h‐8h 时，合金的晶间腐蚀深度在38μm‐78μm之间，220℃/2h退火腐蚀深度最大78 μm，240℃/8h退火腐蚀深度最小38μm，且合金的剥蚀等级均为P级，没有出 现EA级以上。对220℃‐240℃退火2h‐8h的试样进行显微硬度测试。如图1所示， 随退火时间的增加硬度值缓慢下降，220℃退火2h、8h，硬度值分别为93.6、91.0， 下降2.8%，230℃退火2h、8h，硬度值分别为92.4、90.3，下降2.3%，240℃退 火2h、8h，硬度值分别为91.7、89.5，下降2.4%，而240℃/2h退火较220℃/2h 退火硬度值下降2.0%。综合晶间腐蚀、剥落腐蚀及显微硬度测试结果，选定230 ±10℃/2h为合金的稳定化热处理工艺。

为验证合金在230±10℃/2h退火后稳定化程度，对其150℃/24h敏化处理， 然后分别进行晶间腐蚀和剥落腐蚀测试，如表1所示。结果显示，230±10℃/2h 退火后再经150℃/24h敏化，其晶间腐蚀深度最大为95μm，腐蚀等级为PC级， 符合标准要求。对230±10℃/2h退火+150℃/24h敏化后的试样进行强度评价， 如图2所示。结果表明，随退火时间的增加合金的硬度几乎不发生改变，稳定化 程度较高，220℃/2h退火+150℃/24h敏化后，退火到96h后其硬度值仅比初始 态降低1.2%，230℃/2h退火+150℃/24h敏化后，退火到96h后其硬度值仅比初 始态降低1.5%，240℃/2h退火+150℃/24h敏化后，退火到96h后其硬度值仅比 初始态降低1.3%。

综上所述，经230±10℃/2h退火后，合金具有优异的耐蚀性能，强度较高 且稳定，因此230±10℃/2h退火是最佳的稳定化热处理工艺，且在此工艺范围 内优选220℃/2h退火。