一種高強、輕質、耐蝕、可焊的Al-Zn-Mg合金及制備方法
【專利摘要】本發明涉及一種高強、輕質、耐蝕、可焊的Al-Zn-Mg合金及制備方法，屬于Al-Zn-Mg高強鋁合金制備【技術領域】。本發明所述Al-Zn-Mg合金，以質量百分比計包括下述組分：Zn：6.8～9.2%，Mg：2.0～3.4%，且Mg：Zn=0.28～0.42；Zr：0.08～0.30%，余量為Al和不可避免的雜質元素，雜質元素總量小于等于0.3%，雜質元素中，Cu含量小于等于合金總量的0.1%；所述Al-Zn-Mg合金的主要析出強化相為T前驅相，T前驅相的化學式為Al2+x+yMg3-xZn3-y，其中：0<x<3，0<y<3。本發明所述Al-Zn-Mg合金，經T6時效處理后，其硬度為205～214HV，與7055商業合金強度相當，但密度更低；本發明所述Al-Zn-Mg合金具有輕質、高強、可焊、抗晶間腐蝕和剝落腐蝕能力強的特點；能適應于多種高強度可焊接產品如高速列車及飛機結構組件等。
【專利說明】—種高強、輕質、耐蝕、可焊的Al-Zn-Mg合金及制備方法
【技術領域】
[0001]本發明涉及一種高強、輕質、耐蝕、可焊的Al-Zn-Mg合金及制備方法，屬于Al-Zn-Mg高強鋁合金制備【技術領域】。
【背景技術】
[0002]目前已知的商業應用最廣的超高強度鋁合金均是基于Al-Zn-Mg-Cu體系。綜合各種研究7000系鋁合金的專利文獻可以看出如下問題:(I)為了提高合金強度，常用使用的方法是提高合金內主要合金元素的含量，特別是重元素Zn或Cu的含量，比如目前已商品化多年的超高強度鋁合金 AA7055 (7.6-8.4%Zn, 1.8-2.3%Mg, 2.0-2.6%Cu, 0.08-0.25%Zr)中，總合金元素含量為 11.4-13.5% ；AA7150 (5.9-6.9%Zn, 2.0-2.7%Mg, 1.9-2.5%Cu, 0.08-0.15%Zr)中，總合金元素含量為9.8-12.1%。提高合金元素的含量，盡管可以提高合金的強度，但同時也提高了合金的密度，所得合金的比強度提高效果并不明顯。除此之外，還增加了合金鑄造難度。如7055合金，由于含有大量的Zn和Cu元素，在鑄造過程中，成分不均勻、熱應力開裂等是最常見的問題。(2)合金中一般都加入了較多的重金屬元素Cu，不但提高了合金的密度，降低了合金的比強度，而且使得合金不可用于焊接。焊接是目前結構件生產最普遍的連接方式，因此，不可焊接限制了合金的使用范圍。(3)在抗腐蝕性能方面，由于商業用合金的主要析出相為Π類析出相,近似成分為MgZn2，此類析出相的腐蝕電位比鋁基體低很多，容易在腐蝕環境中發生自身的腐蝕而脫落，成為點蝕、晶間腐蝕、應力腐蝕等等的起源?；蛘咴贑u元素含量較高的合金中形成S相(Al2CuMg),其電位比招基體高,造成其周圍基體的腐蝕?？偟膩碚f，這些合金的抗腐蝕性能都比較差。(4)在這些商業化的高合金元素含量的合金中，鑄造或軋制擠壓等熱加工過程中，容易析出粗大的S相或者T相，這些第二相不但不能強化合金，反而會給合金的斷裂韌性、抗腐蝕性能或疲勞壽命帶來不利影響。因此，在固溶處理過程中，需要盡可能高的溫度使得這些第二相粒子溶解到基體里，但過高的溫度容易造成低熔點第二相熔化形成過燒缺陷。因此，很有必要優化合金成分，阻止這些難溶第二相粒子的形成。(5)為了追求更高的力學性能，不惜加入大量的稀土元素，大大增加了合金的生產成本，即使獲得了優良的綜合性能，也很難實現民用。

【發明內容】

[0003]本發明針對現有Al-Zn-Mg-Cu系超高強度鋁合金存在的不足；提供一種高強、輕質、耐蝕、可焊的Al-Zn-Mg合金及其制備方法。
[0004]本發明所述的一種高強、輕質、耐蝕、可焊的Al-Zn-Mg合金，包括下述組分按質量百分比組成:
[0005]Zn:6.8 ~9.2%,
[0006]Mg: 2.0 ~3.4%,且 Mg 與 Zn 質量比為 0.28 ~0.42 ;
[0007]Zr:0.08~0.30%,余量為Al和不可避免的雜質元素，雜質元素總量小于等于0.3%,雜質元素中，Cu含量小于等于合金總量的0.1% ；[0008]所述Al-Zn-Mg合金的主要析出強化相為T前驅相，T前驅相的化學式為
Al2+x+yMg3_xZn3_y,其中:0〈x〈3,0〈y〈3。
[0009]本發明所述的一種高強、輕質、耐蝕、可焊的Al-Zn-Mg合金，其組分中還包括Cr、T1、Mn中的至少一種元素，其總質量占合金總質量的0.05~0.30%，各組分質量百分之和為100% ο
[0010]本發明所述的一種高強、輕質、耐蝕、可焊的Al-Zn-Mg合金，按照GB/T7998-2005鋁合金晶間腐蝕測定方法測定其晶間腐蝕程度，測定結果為:晶間腐蝕深度為10~60μπι。
[0011]本發明所述的一種高強、輕質、耐蝕、可焊的Al-Zn-Mg合金，按照GB/T22639-2008鋁合金加工產品的剝落腐蝕實驗方法測定其剝落腐蝕等級，測定結果為:所述Al-Zn-Mg合金的剝落腐蝕等級為PC~ΕΒ。
[0012]本發明所述的一種高強、輕質、耐蝕、可焊的Al-Zn-Mg合金，采用MIG焊、TIG焊以及攪拌摩擦焊均可實現所述Al-Zn-Mg合金的焊接。
[0013]本發明所述的一種高強、輕質、耐蝕、可焊的Al-Zn-Mg合金的制備方法，包括下述步驟:
[0014]第一步:鑄造
[0015]按設計的合金組分配比取合金各組分，加熱至730~785°C熔化，除雜除氣后靜置5~30分鐘，澆鑄，得到鑄錠；
[0016]第二步:均勻化處理
[0017]將鑄錠以I~40°C /分鐘的加熱速度升溫到450-469°C，保溫0.5~30小時，然后，再以0.1~30°C /分鐘的加熱速度升溫到470-485°C，保溫16~48小時后，空冷或水冷或隨爐冷卻，得到均勻化處理后鑄錠；
[0018]第三步:熱塑性變形
[0019]將均勻化處理后鑄錠去除表皮后進行多道次熱塑性變形，得到熱變形態合金坯；熱塑性變形選自熱軋或熱擠壓中的一種；
[0020]第四步:固溶處理及時效
[0021]將熱變形態合金坯進行固溶處理及時效，得到輕質、高強、耐蝕、可焊的Al-Zn-Mg合金；固溶處理工藝為:溫度460~485°C，保溫時間0.5~2小時，室溫水淬；時效工藝為:在溫度105~135°C時效10~240小時。
[0022]本發明所述的一種輕質、高強、耐蝕、可焊的Al-Zn-Mg合金的制備方法，所述澆鑄是將合金熔體注入預熱到350~480°C的金屬模具中成型或將合金熔體采用半連續鑄造工藝成型。
[0023]本發明所述的一種高強、輕質、耐蝕、可焊的Al-Zn-Mg合金的制備方法，熱軋溫度為380~440°C，道次壓下量為10~50%，熱軋總變形量為50~95%。
[0024]本發明所述的一種高強、輕質、耐蝕、可焊的Al-Zn-Mg合金的制備方法，熱擠壓溫度為380~510°C，擠壓比為10~30。
[0025]本發明所述的一種高強、輕質、耐蝕、可焊的Al-Zn-Mg合金的制備方法，制備的合金的密度為2.760~2.840g.cnT3。
[0026]本發明所述的一種高強、輕質、耐蝕、可焊的Al-Zn-Mg合金的制備方法，制備的合金的維氏硬度為200~220HV，室溫抗拉強度為640~705MPa。[0027]本發明所述的一種高強、輕質、耐蝕、可焊的Al-Zn-Mg合金的制備方法，制備的合金具有廣闊的用途，例如用來制備具有輕質、高強、耐蝕、可焊性能的飛機及高速列車或汽車結構部件(機翼翼梁或加強筋，高速列車的底架各種牽引梁、橫梁、枕梁、緩沖梁等)。
[0028]原理和優勢
[0029]本發明在不增加新的合金元素的基礎之上，通過嚴格控制主要合金元素Zn和Mg的含量，及Zn/Mg含量的比值，以便于制備出以T前驅相為主要強化相的合金，從而使得合金具有高強、輕質、耐蝕、可焊等優良的綜合性能。其具體原因分析如下:
[0030]1.本發明通過嚴格控制主要合金元素Zn (6.8~9.2wt%)和Mg (2.0~3.4wt%)的含量以及Mg與Zn的質量比值(Mg:Ζη=0.28~0.42)，獲得了以T前驅相為強化相的合金。從Al-Zn-Mg三元相圖中的富Al角可以看出，當Mg與Zn的質量比較高時才會出現T相區域；在此前提下，在合理的制度下進行均勻化處理、熱塑性變形、固溶處理及時效才可能得到T前驅相；由于T前驅相的腐蝕電位和鋁基體比較接近，所以其抗腐蝕能力就強；當Mg/Zn含量的比值太低時，合金會出現η系列的強化相(MgZn2不含Al)，由于η系列的強化相的腐蝕電位比鋁基體低很多，這就容易在腐蝕環境中發生自身的腐蝕而脫落，成為點蝕、晶間腐蝕；所以與含有H類析出相的鋁合金材料相比較，本發明的鋁合金的抗腐蝕能力更強。同時，由于T前驅相結構中含有較多的Al原子，Al原子取代了一部分Mg和/或Zn原子，使得在相同Mg、Zn含量下，本發明所述鋁合金中析出的強化相體積比以η系列為強化相的鋁合金中析出的要多，所以其強化效果要高于H類析出相。
[0031]2.本發明嚴格控制Cu的含量，因為過多的Cu加入使得強化相更加復雜，出現含Cu兀素的S相(Al2CuMg), S相的電位比招基體聞，極易造成其周圍基體的腐蝕，進而嚴重影響合金產品的性能，尤其是合金的耐腐蝕性能。
[0032]3.加入少量Cr和/或Ti和/或Mn是為了更好的控制晶粒結構，從而達到細化晶粒，提聞強度的目的；
[0033]4.嚴格控制均勻化處理的制度，避免了合金主要合金元素聚集形成的粗大第二相粒子，從而使得其具有比商業合金7055或7150更高的斷裂力學性能、耐蝕性及可焊接性能。如果均勻化溫度過低或者時間太短，那么在鑄造過程中形成的共晶組織不能完全溶解到鋁基體里面，這會導致材料在后續的熱塑性變形加工中出現開裂的現象；均勻化溫度過高(比如超過合金局部熔點)使得合金形成空洞或者是氧化；本發明嚴格控制均勻化處理的制度，既保證了材料在后續的熱塑性變形加工中不出現開裂的現象，又使得足夠的合金元素均勻溶解到鋁基體里面，為在時效過程中形成大量彌散的納米尺度的T前驅相提供了保障。
[0034]5.熱塑性變形時，嚴格控制條件參數的目的是保證足夠的變形量以形成較細化的晶粒以及一定的加工硬化效果。
[0035]6.是嚴格控制固溶處理溫度為460~485°C、保溫時間為0.5~2小時，保溫后采用水淬，避免了合金主要合金元素聚集形成的粗大第二相粒子，從而使得其具有比商業合金7055或7150更高的斷裂力學性能、耐蝕性及可焊接性能；只有嚴格控制固溶處理溫度和時間才能保證盡可能多的溶質原子溶解到鋁基體里面，在水淬過程中形成過飽和固溶原子，在隨后的人工時效過程中才能形成大量彌散的納米尺度的T前驅相。如果固溶溫度超過合金的再結晶溫度，并保持時間過長，則使得晶粒長大，會使得合金的力學性能下降。如果溫度太低，仍然保留了一些在成型過程中的粗大顆粒，會消耗溶質原子，因此不能充分發揮其強化效果。如果固溶保溫后，采用其他的介質進行淬火(比如油或者空氣)，則會由于冷卻速度過低，導致溶質原子會以粗大的相析出，尤其是在晶界上；溶質原子會以粗大的相析出，會降低合金的力學性能和抗腐蝕性能。
[0036]7.嚴格控制時效制度的目的形成大量彌散的納米尺度的T前驅相。如果時效溫度太低，則形成足夠析出相的時間太長，效率低，不利于工業化生產。溫度太高溶質原子容易聚集形成粗大的T相，從而強化效果不如大量彌散的納米尺度的T前驅相。
[0037]總之本發明通過合理調控主要合金元素Zn和Mg的含量，及Zn/Mg含量的比值，制備出以T前驅相為主要強化相、幾乎不含η類析出相、不含S相的輕質、高強、耐蝕、可焊的Al-Zn-Mg合金。本發明巧妙地利用基體中的Al，使得在相同合金元素含量的情況下，顯著提高析出相的密度，提升合金的強化效果；所制備出的Al-Zn-Mg合金部分取代目前商業廣泛應用的7055合金、7150合金、7N01合金等高強鋁合金，同時所制備出的Al-Zn-Mg合金還具有優良的可焊性能，拓寬了高強鋁合金在結構件中的應用范圍。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0038]附圖1為實施例1中在120°C時效處理126小時后的A_3合金板材的主要強化相(T前驅相)的TEM形貌和傅立葉變換圖片；其中圖1 (a)為TEM形貌圖，圖1 (b)為高分辨投射電鏡圖像，其中右下角為其傅立葉變換圖；
[0039]附圖2 Ca)的為實施例1中，經過340°C時效I小時后的A_3合金板材的TEM明場像，附圖2 (b)是套住附圖2 (a)中一顆析出相做的選區電子衍射花樣(SAED)及對應的EDS分析結果；
[0040]附圖3為實施例1中，經過340 V時效I小時后的A_3合金板材的XRD圖以及經過120°C時效126小時后的A-3合金板材的XRD圖；
[0041 ]附圖 4 為實施例所制備的 A-l、A-2、A-3、A-4、A-5、A-6、B-1> B-2、B-3、B-4、B-5、B-6、B-7、B-8、B-9、B-10、B-11、B-12、B-13、B-14鋁合金板材在120°C時效不同時間的硬度曲線；
[0042]附圖5 為實施例所制備的 A-l、A-2、A-3、A-4、A-5、A-6、B-1> B-2、B-3、B-4、B-5、B-6、B-7、B-8、B-9、B_10、B-11、B-12、B_13、B-14 鋁合金板材，在 120°C 時效處理 126 小時后，按照GB/T7998-2005鋁合金晶間腐蝕測定方法進行檢測后，每個樣品的晶間腐蝕深度的掃描電鏡圖片；
[0043]附圖6 為實施例所制備的 A-l、A-2、A-3、A-4、A-5、A-6、B-1> B-2、B-3、B-4、B-5、B-6、B-7、B-8、B-9、B_10、B-11、B-12、B_13、B-14 鋁合金板材，在 120°C 時效處理 126 小時后，按照GB/T22639-2008鋁合金加工產品的剝落腐蝕實驗方法進行檢測后，每個樣品的剝落腐蝕深度的掃描電鏡圖片；
[0044]附圖7 為實施例所制備的 A-l、A-2、A-3、A-4、A-5、A-6、B-1> B-2、B-3、B-4、B-5、B-6、B-7、B-8、B-9、B-10、B-11、B-12、B-13、B-14 鋁合金板材中，每個樣品的 Zn、Mg 的質量
百分含量圖。
[0045]從圖1可以看出:T6時效后的A-3合金板材中，析出相主要為近球形的T前驅相，而不是片狀或柱狀的n系列強化相。、[0046]從圖2 (a)可以看出A-3合金板材在340°C時效Ih后形成的是T相。從附圖2(b)中可以看出析出相主要成分是Al、Zn、Mg, Zn和Mg的原子比接近于1，但是EDS的測定過程中，含覆蓋在析出相上下的Al基體會有X射線進入探測器，所以Al含量明顯高于T相化學式Al2Mg3Zn3中Al的比例。
[0047]圖3中Al對應的XRD圖為Al的標準XRD圖，Al2Mg3Zn3對應的XRD圖為Al2Mg3Zn3的標準XRD圖；120°C /126h對應的XRD圖為經過120°C時效126小時后的A-3合金板材的XRD圖；340°C /Ih對應的XRD圖為經過340°C時效I小時后的A-3合金板材的XRD圖；圖3驗證了 A-3合金板材在340°C時效Ih后形成的是T相，T相衍射峰明顯，因為大的T相尺寸可達200nm (見圖2 (a));但在在120°C時效處理126小時后析出相衍射峰出現明顯的寬化現象。這是由于在120°C時效處理126小時后析出的T前驅相的尺寸小于20nm (見圖1(a))。由于T前驅相在早期析出過程中為了降低析出阻力，T前驅相盡可能和基體保持共格關系，而且相對T相，會析出更多的Al元素，因此此T前驅相的化學式為Al2+x+yMg3_xZn3_y(0〈x〈3，0〈y〈3)，并且X和y隨著時效時間延長而降低。
[0048]從圖4可以看出在120°C時效時，實施例所制備的A-l、A_2、A_3、A_4、A_5、A-6、B-1、B-2、B-3、B-4、B_5、B_6、B_7、B_8、B_9、B-10、B-11、B-12、B-13、B-14 鋁合金板材的硬度與時間的關系。
[0049]從圖5可以看出合金板材A-1、A-2、A_3、A_4、A_5、A-6中，晶間腐蝕深度最大也就 38 μ m ;在合金板材 B-1、B-2、B-3、B_4、B-5、B-6、B-7、B-8、B-9、B-10、B-11、B-12、B-13、B-14中，B-8、B-11、B-14幾乎不存在晶間腐蝕，B_2、B_3、B_9合金板材的晶間腐蝕深度比較低，綜合考慮合金的最大硬度(大于204HV)和晶間腐蝕程度(< 45 μ m)，發現這性能都比較優秀的合金為 A-1、A_2、A_3、A_4、A_5、A-6、B_2 ;在 A-1、A_2、A_3、A_4、A_5、A-6、B_2 這 7 種合金中，B-2合金的晶間腐蝕深度為44 μ m，遠大于38 μ m，此時考慮到這7種合金的具體組分發現這些合金中Zn的質量百分含量均在6.8~9.2之間,Mg的質量百分含量均在2.0~
3.4之間，且Mg =Zn (質量比)=0.28~0.42 ；Zr的質量百分含量均在0.08~0.30之間，除B-2合金外，其他的6種合金中Cu的含量均小于等于合金總量的0.1% ;這說明過多的Cu加入使得強化相更加復雜，會出現比鋁基體電位高的含Cu元素的S相(Al2CuMg), S相的出現極易造成其周圍基體的腐蝕。
[0050]從圖6可以看出合金板材Α-1、Α-2、Α-3、Α-4、Α-5、Α-6中，剝落腐蝕深度最大也就143 μ m。在合金板材 B-1、B-2、B_3、B_4、B_5、B_6、B_7、B_8、B_9、B-10、B-11、B-12、B-13、B-14中，B-2、B-4合金的剝落腐蝕深度比較低，但均遠大于143 μ m ；B-3剝落腐蝕雖然小于140 μ m,但最大硬度值小于200HV。
[0051 ]從圖 7 可以看出實施例所制備的 Α-1、Α-2、Α-3、Α-4、Α-5、Α-6、Β-1、Β-2、Β-3、Β-4、B-5、B-6、B-7、B-8、B-9、B-10、B-11、B-12、B-13、B-14 鋁合金中，每個樣品的 Zn、Mg 的質量
百分含量，其中黑色六邊形所圍成的區域是本發明合金中的Zn和Mg的含量限定范圍。
【具體實施方式】
[0052]除非另有說明，本文中使用的所有組分值都以質量百分比(wt.%)為單位。
[0053]時效狀態的定義參照ASTM E716和E1251。其中T6表明合金固溶熱處理后進行人工時效的狀態；T7表明合金固溶熱處理后進行過時效的狀態。[0054]根據GB/T7998-2005鋁合金晶間腐蝕測定方法測試合金晶間腐蝕的深度。根據GB/T22639-2008鋁合金加工產品的剝落腐蝕實驗方法測定合金剝落腐蝕的深度及腐蝕等級。
[0055]合金硬度表征采用顯微維氏硬度:在機械拋光的合金表面進行顯微維氏硬度測試，加載力為4.9N，保持時間為10s，取五點值為其平均值。
[0056]合金的密度計算按照公式:
[0057]D=I/ (Al%/DA1+Zn%/DZn+Mg%/DMg+…)
[0058]式中:
[0059]D—所測鋁合金的密度，單位為克每立方厘米(g.cm-3)；
[0060]Al%、Zn%、Mg%----被測合金中各元素的質量分數值(％);
[0061]DA1、DZn、DMg----各元素的密度，單位為克每立方厘米(g.cm_3)。
[0062]實施例1
[0063]本實施例設計了 14種鋁合金成分，其中A-1、A-2、A_3、A-4、A_5、A-6均按本發明設計的合金組分進行設計，而且都是以T前驅相為主要強化相，其具體成分見表1 ;以另外8種鋁合金B-2、B-3、B-4、B_5、B_7、B_9、B_12、B-13按表1中相應合金編號的組分進行設計，其具體組分見表1;
[0064]將所述的14種鋁合金被澆鑄成直徑為124mm的圓形坯料，然后通過車削去除鑄錠表面的夾雜層，并將鑄錠加工成IOOmm厚的方錠；
[0065]坯料采用多級均勻化處理制度:方錠隨爐升溫，以120分鐘從室溫升溫到460°C，然后保溫12小時，然后再以4°C /分鐘的加熱速度升溫到480°C，保溫24小時，然后空冷或水冷或隨爐冷卻，得到坯料。
[0066]方案一:取坯料的一部分在400°C溫度采用多道次熱軋方法軋制成IOmm厚的板材，每道次軋制的壓下量為20%。軋制后的板材進行人工時效硬化處理，固溶處理溫度為470°C，保溫時間為I小時。室溫水淬，然后，取一部分在120°C時效10-240小時，獲得所需的T6時效態的合金板材；取另外一部分在340°C時效I小時，得到經過340°C時效I小時后的合金板材。
[0067]方案二:取坯料的一部分在440°C的溫度范圍內熱擠壓成壁厚為IOmm方框型材，一次性擠壓成型材，擠壓比為25。獲得的型材矯直后進行人工時效硬化處理，固溶處理溫度為470°C，保溫時間為I小時。室溫水淬，然后人工時效，時效溫度為120°C，時效時間為126小時，獲得T6時效態的合金型材。
[0068]檢測經T6 時效處理后的 A-l、A-2、A_3、A_4、A_5、A_6、B_2、B_3、B_4、B_5、B-7、B-9、B-12、B-13鋁合金板材的硬度和密度，分別得出它們的硬度與時效時間的關系，如圖4所不，得出它們各自的最大硬度值，如表3所不，由于T6時效處理時,各種合金的密度隨時間的波動不是很大，取它們各自的平均密度作為計算密度(見表3)，再根據最大硬度和計算密度計算出比硬度，比硬度的具體值見表3。按照GB/T7998-2005鋁合金晶間腐蝕測定方法檢測在 120°C時效 126 小時后的 Α-1、Α-2、Α-3、Α-4、Α-5、Α-6、Β-2、Β-3、Β-4、Β-5、Β-7、Β-9、B-12,B-13鋁合金板材，其檢測圖片見圖5，其檢測結果見表3。按照GB/T22639-2008鋁合金加工產品的剝落腐蝕實驗方法檢測在120°C時效126小時后的A-l、A-2、A_3、A_4、A-5、A-Q、B-2、B-3、B-4、B_5、B_7、B_9、B_12、B-13鋁合金板材，其檢測圖片見圖6，其檢測結果見表3。
[0069]從表3可以看出在這14種鋁合金板材中A-l、A_2、A_3、A_4、A_5、A-6合金板材的最大硬度均大于200HV，同時合金晶間腐蝕深度不大于38 μ m，剝落腐蝕深度不大于143 μ m，而且比硬度值不小于72.88HV KmVg,相對于其他比較列合金來說具有最佳的綜合性能。而且由于合金不含Cu元素，因此比較容易實現焊接。取經在120°C時效處理126小時后的A-3鋁合金板材，采用TEM觀察其主要強化相T前驅相，具體觀測圖見圖1 ;從圖1中可以看出合金板材中的析出相主要為近球形的T前驅相，而不是片狀或柱狀的η系列強化相，采用XRD檢測強化相的組成，具體結果見圖3。取經過340°C時效I小時后的A-3合金板材，采用透射電鏡(TEM)觀察其形貌(具體檢測見圖2)，并結合XRD (具體檢測見圖3)、電子衍射花樣(SAED)(具體檢測見圖2)及對應的EDS (具體檢測見圖2)分析其強化相；從圖2可以看出經過340°C時效I小時后的A-3合金板材形成的強化相為T相，強化相主要成分是Zn和Mg，Zn和Mg的原子比接近于1，但是EDS的測定過程中，含覆蓋在析出相上下的Al基體會有X射線進入探測器，所以Al含量明顯高于T相化學式Al2Mg3Zn3中Al的比例；圖3中，經過340°C時效I小時后的A-3合金板材形成的強化相的XRD檢測結果驗證了強化相為T相，在該XRD圖中，T相衍射峰明顯，這是因為大的T相尺寸可達200nm (見圖2左圖)；圖3中，在120°C時效處理126小時后的A-3鋁合金板材的強化相的衍射峰出現明顯的寬化現象，這是由于在120°C時效處理126小時后，析出的T前驅相的尺寸小于20nm (見圖1)，T前驅相在早期析出過程中為了降低析出阻力，T前驅相盡可能和基體保持共格關系；而且相對T相含有更多的Al元素。這種現象在在鋁合金時效納米析出相過程中已經是很常見。因此，結合圖1、2、3可以得出T前驅相的化學式為Al2+x+yMg3_xZn3_y (0〈x〈3，0〈y〈3)，并且x和y隨著時效時間延長而降低。
[0070]表1:實施例1中14種鋁合金的 化學組成(wt%)，其余是鋁
【權利要求】
1.一種高強、輕質、耐蝕、可焊的Al-Zn-Mg合金，包括下述組分按質量百分比組成:
Zn:6.8 ~9.2%，
Mg:2.0~3.4%，且Mg與Zn質量比為0.28~0.42 ; Zr:0.08~0.30%,余量為Al和不可避免的雜質元素,雜質元素總量小于等于0.3%,雜質元素中，Cu含量小于等于合金總量的0.1% ； 所述Al-Zn-Mg合金的主要析出強化相為T前驅相，T前驅相的化學式為Al2+x+yMg3_xZn3_y,其中:0〈x〈3,0〈y〈3。
2.如權利要求1所述的Al-Zn-Mg合金,其特征在于:組分中還包括Cr、T1、Mn中的至少一種元素,其總質量占合金總質量的0.05~0.30%，各組分質量百分之和為100%。
3.如權利要求1或2所述的Al-Zn-Mg合金的制備方法,包括下述步驟: 第一步:鑄造 按設計的合金組分配比取合金各組分，加熱至730~785°C熔化，除雜除氣后靜置5~30分鐘，澆鑄，得到鑄錠； 第二步:均勻化處理 將鑄錠以I~40°C /分鐘的加熱速度升溫到450-469°C，保溫0.5~30小時，然后，再以0.1~30°C /分鐘的加熱速度升溫到470-485°C，保溫16~48小時后，冷卻至室溫，得到均勻化處理后鑄錠； 第三步:熱塑性變形 將均勻化處理后鑄錠去除表皮后進行熱塑性變形，得到熱變形態合金坯；熱塑性變形選自熱軋或熱擠壓中的一種； 第四步:固溶處理及時效 將熱變形態合金坯進行固溶處理及時效，得到高強、輕質、耐蝕、可焊的Al-Zn-Mg合金；固溶處理工藝為:溫度460~485°C，保溫時間0.5~2小時，室溫水淬；時效工藝為:在溫度105~135°C時效10~240小時。
4.如權利要求3所述的Al-Zn-Mg合金的制備方法，其特征在于:所述澆鑄是將合金熔體注入預熱到350~480°C的金屬模具中成型或將合金熔體采用半連續鑄造工藝成型。
5.如權利要求3所述的Al-Zn-Mg合金的制備方法，其特征在于:熱軋溫度為380~440°C，道次壓下量為10~50%，熱軋總變形量為50~95%。
6.如權利要求3所述的Al-Zn-Mg合金的制備方法，其特征在于:熱擠壓溫度為380~510°C，擠壓比為10~30。
7.如權利要求3-6任意一項所述的Al-Zn-Mg合金的制備方法,其特征在于:制備的合金的密度范圍是2.760~2.840g.cnT3。
8.如權利要求3-6任意一項所述的Al-Zn-Mg合金的制備方法,其特征在于:所制備合金的維氏硬度為200~220HV，室溫抗拉強度為640~705MPa。
【文檔編號】C22C21/10GK103469035SQ201310462384
【公開日】2013年12月25日 申請日期:2013年10月8日 優先權日:2013年10月8日
【發明者】陳江華, 劉吉梓, 楊修波, 謝娟, 劉萍, 秦芳, 伍翠蘭 申請人:湖南大學