一种高强、轻质、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金及制备方法
【专利摘要】本发明涉及一种高强、轻质、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金及制备方法，属于Al-Zn-Mg高强铝合金制备【技术领域】。本发明所述Al-Zn-Mg合金，以质量百分比计包括下述组分：Zn：6.8～9.2%，Mg：2.0～3.4%，且Mg：Zn=0.28～0.42；Zr：0.08～0.30%，余量为Al和不可避免的杂质元素，杂质元素总量小于等于0.3%，杂质元素中，Cu含量小于等于合金总量的0.1%；所述Al-Zn-Mg合金的主要析出强化相为T前驱相，T前驱相的化学式为Al2+x+yMg3-xZn3-y，其中：0<x<3，0<y<3。本发明所述Al-Zn-Mg合金，经T6时效处理后，其硬度为205～214HV，与7055商业合金强度相当，但密度更低；本发明所述Al-Zn-Mg合金具有轻质、高强、可焊、抗晶间腐蚀和剥落腐蚀能力强的特点；能适应于多种高强度可焊接产品如高速列车及飞机结构组件等。
【专利说明】—种高强、轻质、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金及制备方法
【技术领域】
[0001]本发明涉及一种高强、轻质、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金及制备方法，属于Al-Zn-Mg高强铝合金制备【技术领域】。
【背景技术】
[0002]目前已知的商业应用最广的超高强度铝合金均是基于Al-Zn-Mg-Cu体系。综合各种研究7000系铝合金的专利文献可以看出如下问题:(I)为了提高合金强度，常用使用的方法是提高合金内主要合金元素的含量，特别是重元素Zn或Cu的含量，比如目前已商品化多年的超高强度铝合金 AA7055 (7.6-8.4%Zn, 1.8-2.3%Mg, 2.0-2.6%Cu, 0.08-0.25%Zr)中，总合金元素含量为 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，总合金元素含量为9.8-12.1%。提高合金元素的含量，尽管可以提高合金的强度，但同时也提高了合金的密度，所得合金的比强度提高效果并不明显。除此之外，还增加了合金铸造难度。如7055合金，由于含有大量的Zn和Cu元素，在铸造过程中，成分不均匀、热应力开裂等是最常见的问题。(2)合金中一般都加入了较多的重金属元素Cu，不但提高了合金的密度，降低了合金的比强度，而且使得合金不可用于焊接。焊接是目前结构件生产最普遍的连接方式，因此，不可焊接限制了合金的使用范围。(3)在抗腐蚀性能方面，由于商业用合金的主要析出相为Π类析出相,近似成分为MgZn2，此类析出相的腐蚀电位比铝基体低很多，容易在腐蚀环境中发生自身的腐蚀而脱落，成为点蚀、晶间腐蚀、应力腐蚀等等的起源。或者在Cu元素含量较高的合金中形成S相(Al2CuMg),其电位比招基体高,造成其周围基体的腐蚀。总的来说，这些合金的抗腐蚀性能都比较差。(4)在这些商业化的高合金元素含量的合金中，铸造或轧制挤压等热加工过程中，容易析出粗大的S相或者T相，这些第二相不但不能强化合金，反而会给合金的断裂韧性、抗腐蚀性能或疲劳寿命带来不利影响。因此，在固溶处理过程中，需要尽可能高的温度使得这些第二相粒子溶解到基体里，但过高的温度容易造成低熔点第二相熔化形成过烧缺陷。因此，很有必要优化合金成分，阻止这些难溶第二相粒子的形成。(5)为了追求更高的力学性能，不惜加入大量的稀土元素，大大增加了合金的生产成本，即使获得了优良的综合性能，也很难实现民用。
【发明内容】
[0003]本发明针对现有Al-Zn-Mg-Cu系超高强度铝合金存在的不足；提供一种高强、轻质、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金及其制备方法。
[0004]本发明所述的一种高强、轻质、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金，包括下述组分按质量百分比组成:
[0005]Zn:6.8 ~9.2%,
[0006]Mg: 2.0 ~3.4%,且 Mg 与 Zn 质量比为 0.28 ~0.42 ;
[0007]Zr:0.08~0.30%,余量为Al和不可避免的杂质元素，杂质元素总量小于等于0.3%,杂质元素中，Cu含量小于等于合金总量的0.1% ；[0008]所述Al-Zn-Mg合金的主要析出强化相为T前驱相，T前驱相的化学式为
Al2+x+yMg3_xZn3_y,其中:0〈x〈3,0〈y〈3。
[0009]本发明所述的一种高强、轻质、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金，其组分中还包括Cr、T1、Mn中的至少一种元素，其总质量占合金总质量的0.05~0.30%，各组分质量百分之和为100% ο
[0010]本发明所述的一种高强、轻质、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金，按照GB/T7998-2005铝合金晶间腐蚀测定方法测定其晶间腐蚀程度，测定结果为:晶间腐蚀深度为10~60μπι。
[0011]本发明所述的一种高强、轻质、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金，按照GB/T22639-2008铝合金加工产品的剥落腐蚀实验方法测定其剥落腐蚀等级，测定结果为:所述Al-Zn-Mg合金的剥落腐蚀等级为PC~ΕΒ。
[0012]本发明所述的一种高强、轻质、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金，采用MIG焊、TIG焊以及搅拌摩擦焊均可实现所述Al-Zn-Mg合金的焊接。
[0013]本发明所述的一种高强、轻质、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金的制备方法，包括下述步骤:
[0014]第一步:铸造
[0015]按设计的合金组分配比取合金各组分，加热至730~785°C熔化，除杂除气后静置5~30分钟，浇铸，得到铸锭；
[0016]第二步:均匀化处理
[0017]将铸锭以I~40°C /分钟的加热速度升温到450-469°C，保温0.5~30小时，然后，再以0.1~30°C /分钟的加热速度升温到470-485°C，保温16~48小时后，空冷或水冷或随炉冷却，得到均匀化处理后铸锭；
[0018]第三步:热塑性变形
[0019]将均匀化处理后铸锭去除表皮后进行多道次热塑性变形，得到热变形态合金坯；热塑性变形选自热轧或热挤压中的一种；
[0020]第四步:固溶处理及时效
[0021]将热变形态合金坯进行固溶处理及时效，得到轻质、高强、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金；固溶处理工艺为:温度460~485°C，保温时间0.5~2小时，室温水淬；时效工艺为:在温度105~135°C时效10~240小时。
[0022]本发明所述的一种轻质、高强、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金的制备方法，所述浇铸是将合金熔体注入预热到350~480°C的金属模具中成型或将合金熔体采用半连续铸造工艺成型。
[0023]本发明所述的一种高强、轻质、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金的制备方法，热轧温度为380~440°C，道次压下量为10~50%，热轧总变形量为50~95%。
[0024]本发明所述的一种高强、轻质、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金的制备方法，热挤压温度为380~510°C，挤压比为10~30。
[0025]本发明所述的一种高强、轻质、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金的制备方法，制备的合金的密度为2.760~2.840g.cnT3。
[0026]本发明所述的一种高强、轻质、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金的制备方法，制备的合金的维氏硬度为200~220HV，室温抗拉强度为640~705MPa。[0027]本发明所述的一种高强、轻质、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金的制备方法，制备的合金具有广阔的用途，例如用来制备具有轻质、高强、耐蚀、可焊性能的飞机及高速列车或汽车结构部件(机翼翼梁或加强筋，高速列车的底架各种牵引梁、横梁、枕梁、缓冲梁等)。
[0028]原理和优势
[0029]本发明在不增加新的合金元素的基础之上，通过严格控制主要合金元素Zn和Mg的含量，及Zn/Mg含量的比值，以便于制备出以T前驱相为主要强化相的合金，从而使得合金具有高强、轻质、耐蚀、可焊等优良的综合性能。其具体原因分析如下:
[0030]1.本发明通过严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与Zn的质量比值(Mg:Ζη=0.28~0.42)，获得了以T前驱相为强化相的合金。从Al-Zn-Mg三元相图中的富Al角可以看出，当Mg与Zn的质量比较高时才会出现T相区域；在此前提下，在合理的制度下进行均匀化处理、热塑性变形、固溶处理及时效才可能得到T前驱相；由于T前驱相的腐蚀电位和铝基体比较接近，所以其抗腐蚀能力就强；当Mg/Zn含量的比值太低时，合金会出现η系列的强化相(MgZn2不含Al)，由于η系列的强化相的腐蚀电位比铝基体低很多，这就容易在腐蚀环境中发生自身的腐蚀而脱落，成为点蚀、晶间腐蚀；所以与含有H类析出相的铝合金材料相比较，本发明的铝合金的抗腐蚀能力更强。同时，由于T前驱相结构中含有较多的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，本发明所述铝合金中析出的强化相体积比以η系列为强化相的铝合金中析出的要多，所以其强化效果要高于H类析出相。
[0031]2.本发明严格控制Cu的含量，因为过多的Cu加入使得强化相更加复杂，出现含Cu兀素的S相(Al2CuMg), S相的电位比招基体闻，极易造成其周围基体的腐蚀，进而严重影响合金产品的性能，尤其是合金的耐腐蚀性能。
[0032]3.加入少量Cr和/或Ti和/或Mn是为了更好的控制晶粒结构，从而达到细化晶粒，提闻强度的目的；
[0033]4.严格控制均匀化处理的制度，避免了合金主要合金元素聚集形成的粗大第二相粒子，从而使得其具有比商业合金7055或7150更高的断裂力学性能、耐蚀性及可焊接性能。如果均匀化温度过低或者时间太短，那么在铸造过程中形成的共晶组织不能完全溶解到铝基体里面，这会导致材料在后续的热塑性变形加工中出现开裂的现象；均匀化温度过高(比如超过合金局部熔点)使得合金形成空洞或者是氧化；本发明严格控制均匀化处理的制度，既保证了材料在后续的热塑性变形加工中不出现开裂的现象，又使得足够的合金元素均匀溶解到铝基体里面，为在时效过程中形成大量弥散的纳米尺度的T前驱相提供了保障。
[0034]5.热塑性变形时，严格控制条件参数的目的是保证足够的变形量以形成较细化的晶粒以及一定的加工硬化效果。
[0035]6.是严格控制固溶处理温度为460~485°C、保温时间为0.5~2小时，保温后采用水淬，避免了合金主要合金元素聚集形成的粗大第二相粒子，从而使得其具有比商业合金7055或7150更高的断裂力学性能、耐蚀性及可焊接性能；只有严格控制固溶处理温度和时间才能保证尽可能多的溶质原子溶解到铝基体里面，在水淬过程中形成过饱和固溶原子，在随后的人工时效过程中才能形成大量弥散的纳米尺度的T前驱相。如果固溶温度超过合金的再结晶温度，并保持时间过长，则使得晶粒长大，会使得合金的力学性能下降。如果温度太低，仍然保留了一些在成型过程中的粗大颗粒，会消耗溶质原子，因此不能充分发挥其强化效果。如果固溶保温后，采用其他的介质进行淬火(比如油或者空气)，则会由于冷却速度过低，导致溶质原子会以粗大的相析出，尤其是在晶界上；溶质原子会以粗大的相析出，会降低合金的力学性能和抗腐蚀性能。
[0036]7.严格控制时效制度的目的形成大量弥散的纳米尺度的T前驱相。如果时效温度太低，则形成足够析出相的时间太长，效率低，不利于工业化生产。温度太高溶质原子容易聚集形成粗大的T相，从而强化效果不如大量弥散的纳米尺度的T前驱相。
[0037]总之本发明通过合理调控主要合金元素Zn和Mg的含量，及Zn/Mg含量的比值，制备出以T前驱相为主要强化相、几乎不含η类析出相、不含S相的轻质、高强、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金。本发明巧妙地利用基体中的Al，使得在相同合金元素含量的情况下，显著提高析出相的密度，提升合金的强化效果；所制备出的Al-Zn-Mg合金部分取代目前商业广泛应用的7055合金、7150合金、7N01合金等高强铝合金，同时所制备出的Al-Zn-Mg合金还具有优良的可焊性能，拓宽了高强铝合金在结构件中的应用范围。
【专利附图】
【附图说明】
[0038]附图1为实施例1中在120°C时效处理126小时后的A_3合金板材的主要强化相(T前驱相)的TEM形貌和傅立叶变换图片；其中图1 (a)为TEM形貌图，图1 (b)为高分辨投射电镜图像，其中右下角为其傅立叶变换图；
[0039]附图2 Ca)的为实施例1中，经过340°C时效I小时后的A_3合金板材的TEM明场像，附图2 (b)是套住附图2 (a)中一颗析出相做的选区电子衍射花样(SAED)及对应的EDS分析结果；
[0040]附图3为实施例1中，经过340 V时效I小时后的A_3合金板材的XRD图以及经过120°C时效126小时后的A-3合金板材的XRD图；
[0041 ]附图 4 为实施例所制备的 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铝合金板材在120°C时效不同时间的硬度曲线；
[0042]附图5 为实施例所制备的 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 铝合金板材，在 120°C 时效处理 126 小时后，按照GB/T7998-2005铝合金晶间腐蚀测定方法进行检测后，每个样品的晶间腐蚀深度的扫描电镜图片；
[0043]附图6 为实施例所制备的 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 铝合金板材，在 120°C 时效处理 126 小时后，按照GB/T22639-2008铝合金加工产品的剥落腐蚀实验方法进行检测后，每个样品的剥落腐蚀深度的扫描电镜图片；
[0044]附图7 为实施例所制备的 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 铝合金板材中，每个样品的 Zn、Mg 的质量
百分含量图。
[0045]从图1可以看出:T6时效后的A-3合金板材中，析出相主要为近球形的T前驱相，而不是片状或柱状的n系列强化相。、[0046]从图2 (a)可以看出A-3合金板材在340°C时效Ih后形成的是T相。从附图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的测定过程中，含覆盖在析出相上下的Al基体会有X射线进入探测器，所以Al含量明显高于T相化学式Al2Mg3Zn3中Al的比例。
[0047]图3中Al对应的XRD图为Al的标准XRD图，Al2Mg3Zn3对应的XRD图为Al2Mg3Zn3的标准XRD图；120°C /126h对应的XRD图为经过120°C时效126小时后的A-3合金板材的XRD图；340°C /Ih对应的XRD图为经过340°C时效I小时后的A-3合金板材的XRD图；图3验证了 A-3合金板材在340°C时效Ih后形成的是T相，T相衍射峰明显，因为大的T相尺寸可达200nm (见图2 (a));但在在120°C时效处理126小时后析出相衍射峰出现明显的宽化现象。这是由于在120°C时效处理126小时后析出的T前驱相的尺寸小于20nm (见图1(a))。由于T前驱相在早期析出过程中为了降低析出阻力，T前驱相尽可能和基体保持共格关系，而且相对T相，会析出更多的Al元素，因此此T前驱相的化学式为Al2+x+yMg3_xZn3_y(0〈x〈3，0〈y〈3)，并且X和y随着时效时间延长而降低。
[0048]从图4可以看出在120°C时效时，实施例所制备的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 铝合金板材的硬度与时间的关系。
[0049]从图5可以看出合金板材A-1、A-2、A_3、A_4、A_5、A-6中，晶间腐蚀深度最大也就 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几乎不存在晶间腐蚀，B_2、B_3、B_9合金板材的晶间腐蚀深度比较低，综合考虑合金的最大硬度(大于204HV)和晶间腐蚀程度(< 45 μ m)，发现这性能都比较优秀的合金为 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 这 7 种合金中，B-2合金的晶间腐蚀深度为44 μ m，远大于38 μ m，此时考虑到这7种合金的具体组分发现这些合金中Zn的质量百分含量均在6.8~9.2之间,Mg的质量百分含量均在2.0~
3.4之间，且Mg =Zn (质量比)=0.28~0.42 ；Zr的质量百分含量均在0.08~0.30之间，除B-2合金外，其他的6种合金中Cu的含量均小于等于合金总量的0.1% ;这说明过多的Cu加入使得强化相更加复杂，会出现比铝基体电位高的含Cu元素的S相(Al2CuMg), S相的出现极易造成其周围基体的腐蚀。
[0050]从图6可以看出合金板材Α-1、Α-2、Α-3、Α-4、Α-5、Α-6中，剥落腐蚀深度最大也就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合金的剥落腐蚀深度比较低，但均远大于143 μ m ；B-3剥落腐蚀虽然小于140 μ m,但最大硬度值小于200HV。
[0051 ]从图 7 可以看出实施例所制备的 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 铝合金中，每个样品的 Zn、Mg 的质量
百分含量，其中黑色六边形所围成的区域是本发明合金中的Zn和Mg的含量限定范围。
【具体实施方式】
[0052]除非另有说明，本文中使用的所有组分值都以质量百分比(wt.%)为单位。
[0053]时效状态的定义参照ASTM E716和E1251。其中T6表明合金固溶热处理后进行人工时效的状态；T7表明合金固溶热处理后进行过时效的状态。[0054]根据GB/T7998-2005铝合金晶间腐蚀测定方法测试合金晶间腐蚀的深度。根据GB/T22639-2008铝合金加工产品的剥落腐蚀实验方法测定合金剥落腐蚀的深度及腐蚀等级。
[0055]合金硬度表征采用显微维氏硬度:在机械抛光的合金表面进行显微维氏硬度测试，加载力为4.9N，保持时间为10s，取五点值为其平均值。
[0056]合金的密度计算按照公式:
[0057]D=I/ (Al%/DA1+Zn%/DZn+Mg%/DMg+…)
[0058]式中:
[0059]D—所测铝合金的密度，单位为克每立方厘米(g.cm-3)；
[0060]Al%、Zn%、Mg%----被测合金中各元素的质量分数值(％);
[0061]DA1、DZn、DMg----各元素的密度，单位为克每立方厘米(g.cm_3)。
[0062]实施例1
[0063]本实施例设计了 14种铝合金成分，其中A-1、A-2、A_3、A-4、A_5、A-6均按本发明设计的合金组分进行设计，而且都是以T前驱相为主要强化相，其具体成分见表1 ;以另外8种铝合金B-2、B-3、B-4、B_5、B_7、B_9、B_12、B-13按表1中相应合金编号的组分进行设计，其具体组分见表1;
[0064]将所述的14种铝合金被浇铸成直径为124mm的圆形坯料，然后通过车削去除铸锭表面的夹杂层，并将铸锭加工成IOOmm厚的方锭；
[0065]坯料采用多级均匀化处理制度:方锭随炉升温，以120分钟从室温升温到460°C，然后保温12小时，然后再以4°C /分钟的加热速度升温到480°C，保温24小时，然后空冷或水冷或随炉冷却，得到坯料。
[0066]方案一:取坯料的一部分在400°C温度采用多道次热轧方法轧制成IOmm厚的板材，每道次轧制的压下量为20%。轧制后的板材进行人工时效硬化处理，固溶处理温度为470°C，保温时间为I小时。室温水淬，然后，取一部分在120°C时效10-240小时，获得所需的T6时效态的合金板材；取另外一部分在340°C时效I小时，得到经过340°C时效I小时后的合金板材。
[0067]方案二:取坯料的一部分在440°C的温度范围内热挤压成壁厚为IOmm方框型材，一次性挤压成型材，挤压比为25。获得的型材矫直后进行人工时效硬化处理，固溶处理温度为470°C，保温时间为I小时。室温水淬，然后人工时效，时效温度为120°C，时效时间为126小时，获得T6时效态的合金型材。
[0068]检测经T6 时效处理后的 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铝合金板材的硬度和密度，分别得出它们的硬度与时效时间的关系，如图4所不，得出它们各自的最大硬度值，如表3所不，由于T6时效处理时,各种合金的密度随时间的波动不是很大，取它们各自的平均密度作为计算密度(见表3)，再根据最大硬度和计算密度计算出比硬度，比硬度的具体值见表3。按照GB/T7998-2005铝合金晶间腐蚀测定方法检测在 120°C时效 126 小时后的 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铝合金板材，其检测图片见图5，其检测结果见表3。按照GB/T22639-2008铝合金加工产品的剥落腐蚀实验方法检测在120°C时效126小时后的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铝合金板材，其检测图片见图6，其检测结果见表3。
[0069]从表3可以看出在这14种铝合金板材中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，同时合金晶间腐蚀深度不大于38 μ m，剥落腐蚀深度不大于143 μ m，而且比硬度值不小于72.88HV KmVg,相对于其他比较列合金来说具有最佳的综合性能。而且由于合金不含Cu元素，因此比较容易实现焊接。取经在120°C时效处理126小时后的A-3铝合金板材，采用TEM观察其主要强化相T前驱相，具体观测图见图1 ;从图1中可以看出合金板材中的析出相主要为近球形的T前驱相，而不是片状或柱状的η系列强化相，采用XRD检测强化相的组成，具体结果见图3。取经过340°C时效I小时后的A-3合金板材，采用透射电镜(TEM)观察其形貌(具体检测见图2)，并结合XRD (具体检测见图3)、电子衍射花样(SAED)(具体检测见图2)及对应的EDS (具体检测见图2)分析其强化相；从图2可以看出经过340°C时效I小时后的A-3合金板材形成的强化相为T相，强化相主要成分是Zn和Mg，Zn和Mg的原子比接近于1，但是EDS的测定过程中，含覆盖在析出相上下的Al基体会有X射线进入探测器，所以Al含量明显高于T相化学式Al2Mg3Zn3中Al的比例；图3中，经过340°C时效I小时后的A-3合金板材形成的强化相的XRD检测结果验证了强化相为T相，在该XRD图中，T相衍射峰明显，这是因为大的T相尺寸可达200nm (见图2左图)；图3中，在120°C时效处理126小时后的A-3铝合金板材的强化相的衍射峰出现明显的宽化现象，这是由于在120°C时效处理126小时后，析出的T前驱相的尺寸小于20nm (见图1)，T前驱相在早期析出过程中为了降低析出阻力，T前驱相尽可能和基体保持共格关系；而且相对T相含有更多的Al元素。这种现象在在铝合金时效纳米析出相过程中已经是很常见。因此，结合图1、2、3可以得出T前驱相的化学式为Al2+x+yMg3_xZn3_y (0〈x〈3，0〈y〈3)，并且x和y随着时效时间延长而降低。
[0070]表1:实施例1中14种铝合金的 化学组成(wt%)，其余是铝
【权利要求】
1.一种高强、轻质、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金，包括下述组分按质量百分比组成:
Zn:6.8 ~9.2%，
Mg:2.0~3.4%，且Mg与Zn质量比为0.28~0.42 ; Zr:0.08~0.30%,余量为Al和不可避免的杂质元素,杂质元素总量小于等于0.3%,杂质元素中，Cu含量小于等于合金总量的0.1% ； 所述Al-Zn-Mg合金的主要析出强化相为T前驱相，T前驱相的化学式为Al2+x+yMg3_xZn3_y,其中:0〈x〈3,0〈y〈3。
2.如权利要求1所述的Al-Zn-Mg合金,其特征在于:组分中还包括Cr、T1、Mn中的至少一种元素,其总质量占合金总质量的0.05~0.30%，各组分质量百分之和为100%。
3.如权利要求1或2所述的Al-Zn-Mg合金的制备方法,包括下述步骤: 第一步:铸造 按设计的合金组分配比取合金各组分，加热至730~785°C熔化，除杂除气后静置5~30分钟，浇铸，得到铸锭； 第二步:均匀化处理 将铸锭以I~40°C /分钟的加热速度升温到450-469°C，保温0.5~30小时，然后，再以0.1~30°C /分钟的加热速度升温到470-485°C，保温16~48小时后，冷却至室温，得到均匀化处理后铸锭； 第三步:热塑性变形 将均匀化处理后铸锭去除表皮后进行热塑性变形，得到热变形态合金坯；热塑性变形选自热轧或热挤压中的一种； 第四步:固溶处理及时效 将热变形态合金坯进行固溶处理及时效，得到高强、轻质、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金；固溶处理工艺为:温度460~485°C，保温时间0.5~2小时，室温水淬；时效工艺为:在温度105~135°C时效10~240小时。
4.如权利要求3所述的Al-Zn-Mg合金的制备方法，其特征在于:所述浇铸是将合金熔体注入预热到350~480°C的金属模具中成型或将合金熔体采用半连续铸造工艺成型。
5.如权利要求3所述的Al-Zn-Mg合金的制备方法，其特征在于:热轧温度为380~440°C，道次压下量为10~50%，热轧总变形量为50~95%。
6.如权利要求3所述的Al-Zn-Mg合金的制备方法，其特征在于:热挤压温度为380~510°C，挤压比为10~30。
7.如权利要求3-6任意一项所述的Al-Zn-Mg合金的制备方法,其特征在于:制备的合金的密度范围是2.760~2.840g.cnT3。
8.如权利要求3-6任意一项所述的Al-Zn-Mg合金的制备方法,其特征在于:所制备合金的维氏硬度为200~220HV，室温抗拉强度为640~705MPa。
【文档编号】C22C21/10GK103469035SQ201310462384
【公开日】2013年12月25日 申请日期:2013年10月8日 优先权日:2013年10月8日
【发明者】陈江华, 刘吉梓, 杨修波, 谢娟, 刘萍, 秦芳, 伍翠兰 申请人:湖南大学