新型Al-Mg-Sc-Zr合金显微组织和性能研究
来源期刊:稀有金属2019年第3期
论文作者:郭琦 徐国富 黄继武 尹志民 邓英
文章页码:255 - 264
关键词:Al-Mg-Sc-Zr合金;均匀化退火;稳定化退火;再结晶;显微组织;
摘 要:采用半连续铸造方法制备了一种新型的Al-5.5Mg-0.078Sc-0.15Zr (%,质量分数)合金铸锭,通过性能测试和电子显微分析技术研究了该合金板材制备过程中的组织性能演变规律。结果表明:铸态合金主要由富含(Fe, Mn)杂质相和Mg2Al3相构成。均匀化处理过程中,可溶性金属间化合物Mg2Al3先析出,后逐步溶入基体中,优化的均匀化工艺为350℃×10 h+440℃×6 h。随稳定化退火温度的升高,合金的强度降低,延伸率升高,剥落腐蚀敏感性降低,腐蚀电流密度降低。Al-Mg-Sc-Zr合金板材经过330℃退火1 h后可获得最优综合性能,其中σb,σ0.2与δ分别为424, 348 MPa和13.1%,剥落腐蚀等级为PA。研究合金具有高合金强度主要源于Al3(Sc,Zr)粒子产生的奥罗万强化和亚结构强化作用;随稳定化温度的升高,合金内的Mg2Al3相在高温稳定化退火中发生了一定回溶,因此剥落腐蚀抗力提高。
网络首发时间: 2018-03-19 17:18
稀有金属 2019,43(03),255-264 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.xy18020008
郭琦 徐国富 黄继武 尹志民 邓英
中南大学材料科学与工程学院
中南大学有色金属材料科学与工程教育部重点实验室
采用半连续铸造方法制备了一种新型的Al-5.5Mg-0.078Sc-0.15Zr (%, 质量分数) 合金铸锭, 通过性能测试和电子显微分析技术研究了该合金板材制备过程中的组织性能演变规律。结果表明:铸态合金主要由富含 (Fe, Mn) 杂质相和Mg2Al3相构成。均匀化处理过程中, 可溶性金属间化合物Mg2Al3先析出, 后逐步溶入基体中, 优化的均匀化工艺为350℃×10 h+440℃×6 h。随稳定化退火温度的升高, 合金的强度降低, 延伸率升高, 剥落腐蚀敏感性降低, 腐蚀电流密度降低。Al-Mg-Sc-Zr合金板材经过330℃退火1 h后可获得最优综合性能, 其中σb, σ0.2与δ分别为424, 348 MPa和13.1%, 剥落腐蚀等级为PA。研究合金具有高合金强度主要源于Al3 (Sc, Zr) 粒子产生的奥罗万强化和亚结构强化作用;随稳定化温度的升高, 合金内的Mg2Al3相在高温稳定化退火中发生了一定回溶, 因此剥落腐蚀抗力提高。
Al-Mg-Sc-Zr合金;均匀化退火;稳定化退火;再结晶;显微组织;
中图分类号: TG146.21;TG249.7
作者简介:郭琦 (1992-) , 男, 山东临沂人, 硕士研究生, 研究方向:铝合金复合微合金化, E-mail:gq1126546900@163.com;*邓英, 副教授;电话:15974183275;E-mail:csudengying@163.com;
收稿日期:2018-02-08
基金:国家自然科学基金项目 (51601229);湖南省自然科学基金项目 (2016JJ3151);青年人才托举工程项目 (2015RS4001);广东省省级科技计划项目 (2016B090931004) 资助;
Guo Qi Xu Guofu Huang Jiwu Yin Zhimin Deng Ying
College of Material Science and Engineering, Central South University
Key Laboratory of Nonferrous Materials Science and Engineering of Ministry of Education, Central South University
Abstract:
A new type of Al-5.5 Mg-0.078 Sc-0.15 Zr (%, mass fraction) alloy ingot was designed by semi-continuous casting method. The microstructure and properties of the alloy sheet were studied by means of properties test and electron microscopic analysis technology. The results showed that the as-cast alloy was mainly composed of (Fe, Mn) impurity phase and Mg2Al3 phase. In the homogenization process, the soluble metallic compound Mg2Al3 precipitated first, then gradually dissolved into the matrix, and the optimized homogenization process was 350 ℃×10 h+440 ℃×6 h. With the stabilizing annealing temperature increasing, the strength of the alloy decreased, the elongation increased, the susceptibility to exfoliation corrosion decreased, and the corrosion current density decreased. The optimized comprehensive properties of Al-Mg-Sc-Zr alloy sheet after annealing at 330 ℃ for 1 h were obtained, in which the σb, σ0.2 and δ were 424, 348 MPa and 13.1%, respectively, and the exfoliation corrosion grade was PA. The studied alloy with high alloy strength was mainly caused by Orowan strengthening and substructure strengthening effect of Al3 (Sc, Zr) particles. With the increase of the stabilizing temperature, the Mg2Al3 phase in the alloy came back tomatrix during the high temperature stabilizing annealing, so the resistance to exfoliation corrosion increased.
Keyword:
Al-Mg-Sc-Zr alloys; homogenizing annealing; stabilizing annealing; recrystallization; microstructure;
Received: 2018-02-08
Al-Mg合金具有较高的耐腐蚀性, 优良的可焊性及良好的塑性加工性能等优点, 被广泛应用于船舶和航空航天领域
Al-Mg合金的力学性能和腐蚀性能, 不但与合金成分有关, 还取决于热处理制度。 从现有文献
1 实 验
以工业纯铝、 纯镁、 以及Al-2.2%Sc和Al-4.3%Zr中间合金为原料, 采用半连续铸造技术制备了Al-5.5Mg-0.078Sc-0.15Zr (%, 质量分数, 下同) 合金铸锭。 为使合金既充分析出Al3 (Sc, Zr) 粒子, 同时又消除合金的成分偏析, 采用双级均匀化制度。 单级均匀化处理温度: 250, 300, 350, 400 ℃, 保温时间为0.25, 0.5, 1, 2, 3, 4, 6, 8, 12, 16, 20, 24 h。 双级均匀化温度上线低于非平衡相熔点, 时间分别为: 2, 4, 6, 8 h。 为保证温度的准确性和稳定性, 在盐浴炉中进行均匀化退火, 盐浴组成 (50%NaCl+50%KCl) , 盐浴控温精度±1 ℃。 均匀化后快速水冷至室温, 经过最优均匀化处理后的合金铸锭铣面至49 mm厚, 然后在410 ℃保温 4 h后热轧至8 mm, 最后经过410 ℃, 4 h中间退火后冷轧至2 mm厚, 板材总变形量达到96%。 合金冷轧板分别在130, 200, 270, 300, 330, 360, 390 ℃退火1 h。 箱式电阻炉中进行中间退火和稳定化退火, 误差为±2 ℃。
采用SDT-Q600差示扫描量热仪 (DSC) 进行DSC分析。 样品在惰性流动气氛 (Ar) 中以10 ℃·min-1的恒定加热速率从15 ℃加热到650 ℃, 标准样品为Al2O3。 显微硬度测量在小负荷维氏硬度计 (HV-10B) 的测试仪上进行, 使用9.807 kN的载荷, 在抛光到0.5 μm表面光洁度的样品上施加10 s。 每个样品至少测量5次以确保正确性。 电导率测试在D60K的数字电导率仪器进行。 拉伸试验按照GB/T228-2002标准进行, 拉伸试样沿轧向截取, 在MTS-810试验机上测试, 拉伸速率为2 mm·min-1。 在0.2%的塑性应变下确定材料的屈服强度。 力学测试时, 试样取3个平行样。 腐蚀试验 (EXCO) 按照国家标准GB/T22, 639-2008进行。 试验溶液用1 mol NH4Cl, 0.25 mol NH4NO3, 0.01 mol (NH4) 2C4H2O和0.09 mol H2O2 (pH=5.2~5.4) 混合, 然后加入10 ml过氧化氢, 并用蒸馏水稀释至1 L。 在65±1 ℃溶液中浸泡24 h, 溶液体积与浸泡面积的比值为30 ml·cm-2。 对腐蚀等级 (N, PA, PB, PC, EA, EB, EC, ED) 和腐蚀程度进行了评估。 D/max-2500型高功率X射线衍射仪 (Cu Kα辐射) 对样品进行X射线衍射 (XRD) 分析。 不同的状态下样品进行透射电子显微镜分析 (TEM) , 将样品两面抛光磨至80 μm, 然后将其冲压成Φ3 mm的圆片, 在70%甲醇和30%硝酸的溶液中以~20 V的电压双喷减薄, 溶液温度大于-20 ℃。 然后在TECNAIG2 20电子显微镜下观察, 加速电压200 kV。 偏光金相样品机械抛光后阳极覆膜, 覆膜溶液为氟硼酸溶液 (1.2 g硼酸+95 ml H2O+3 ml HF) , 22 V左右电压下时间约30 s, 用Leica DMI300观察样品的晶粒结构。 在Quanta-200型扫描电镜 (SEM) 上进行二次电子成像腐蚀观察和背散射电子成像观察。
2 结果与讨论
2.1 铸态显微组织
图1为铸态合金的显微组织, 由图1可知, Al-Mg-Sc-Zr-Er铸态合金由树枝晶构成, 晶粒尺寸为96~124 μm (图1 (a) ) , 背散射电子显微图像显示, 晶粒见存在成分偏析, 通过能谱仪 (EDS) 分析可知, 其主要含有富Mg相 (图1 (b) B) 和富Fe, Mn杂质相 (图1 (b) A) , XRD物相结果表明, 富Mg相为Mg2Al3相 (图1 (c) ) , 该相的熔化温度为450 ℃ (图1 (d) ) , 因此, 后续均匀化处理的温度上限不应超过此温度。
图1 铸态合金显微组织
Fig.1 Microstructure of as-cast alloys
(a) OM image; (b) Back scattered electron microstructure; (c) XRD pattern; (d) DSC curve
2.2 均匀化处理过程中硬度、 电导率和微观组织演变
图2为研究合金在不同均匀化工艺条件下的硬度和电导率演变规律。 由图2 (a) 可知, 350 ℃以下均匀化处理, 随退火温度升高和退火时间的延长, 合金的硬度增加; 350 ℃以上均匀化处理, 随退火时间的延长, 合金硬度会达到峰值, 然后下降。 同时硬度峰值会随退火温度的升高而降低。 均匀化温度升高, 达到硬度峰值的时间会随之升高而缩短。 硬度的变化与可溶解金属间化合物引起的固溶强化以及纳米级Al3 (Sc, Zr) 粒子有关。 图1 (b) 看到Mg2Al3相是微米级别, 其析出强化可以忽略, 但基体过饱和度会因它的析出而下降, 引起固溶强化减弱。 结合硬度变化趋势, 初期硬度提高由于Al3 (Sc, Zr) 粒子的析出强化, 随温度升高和保温时间延长硬度逐渐下降由于Al3 (Sc, Zr) 粒子出现了粗化。 可以看出纳米级Al3 (Sc, Zr) 粒子的析出强化起主导作用, 它的析出强化可以抵消固溶强化的减弱。
由图2 (b) 可知, 随均匀化退火温度升高和时间延长, 合金的电导率提高也越大。 均匀化过程中, 半连续铸造的Al-Mg-Sc-Zr合金, 过饱和固溶体分解。 从基体析出弥散的Al3 (Sc, Zr) 粒子和Mg2Al3相, 按照Mathiessen的电导理论, 合金电导率表示: Δρ=ρ0+Δρ固溶+Δρ析出+Δρ空位+Δρ位错+Δρ晶界, 其中Δρ0: 基体电导率; Δρ固溶: 固溶强化对电导率影响; Δρ析出: 析出强化对电导率影响; Δρ空位: 空位缺陷对电导率影响; Δρ位错: 位错缺陷对电导率影响; Δρ晶界: 晶界对电计率影响。 文献研究表明, 对电导率影响最大的是Δρ固溶, 其次为Δρ析出、 Δρ位错、 Δρ晶界、 Δρ空位、 Δρ位错。 固溶在铝基体中的原子引起的点阵畸变, 比析出的第二相引起的电子散射作用强得多。
图2 不同均匀化工艺条件下的硬度和电导率曲线
Fig.2 Hardness and electrical conductivity curves of ingots under different homogenization processes
(a) Hardness; (b) Electrical conductivity
均匀化为得到更多纳米级弥散析出的Al3 (Sc, Zr) 粒子, 在稍后的热加工中阻碍再结晶。 根据上面结果, 为得到最大析出强化效果。 考虑最优的Al-Mg-Sc-Zr合金Al3 (Sc, Zr) 粒子析出工艺为350 ℃×10 h。
图3显示合金中不同均匀化温度保温10 h和双级均匀化的XRD图像。 由图3可知, 随着均匀化温度的升高铸态合金中的Mg2Al3相含量先上升后下降, 然后完全溶解到基体。 Mg2Al3相衍射峰的强度在350 ℃均匀化处理下最高, 表明Mg2Al3相在这个状态下析出最充分。 在440 ℃×10 h均匀化处理下除了α (Al) 外没有明显的衍射峰, 表明微观偏析 (主要研究Mg元素) 被消除。 因此, 为使更多的Al3 (Sc, Zr) 粒子析出强化又能消除非平衡相, 第一级均匀化工艺选取350 ℃×10 h, 第二级均匀化工艺选取440 ℃×6 h。
图3 不同均匀化温度保温10 h和双级均匀化的XRD物相分析
Fig.3 XRD patterns of alloy homogenized at different temperatures for 10 h and two-stage homogenization
图4显示合金不同均匀化工艺下扫描背散射电子显微组织。 根据能谱结果显示, 在350 ℃, 合金中有大量的灰色含Fe, Mn杂质相 (图4 (a) , 区域A) 和白色的Mg富集相 (图4 (a) , 区域B) 。 在较高温度均匀化处理 (440 ℃) 后, 可溶的白色相基本溶入基体中, 只有少数不可溶解的相, 能谱鉴定为含Fe, Mn杂质相 (图4 (c) , 区域A) , 残留的杂质相不能通过进一步的均匀化处理消除。
2.3 稳定化退火过程中冷轧板的力学性能和显微组织演变
图5为不同稳定化退火温度下退火1 h的力学性能演变规律。 由图5可知, 随退火温度升高, 合金板材的强度逐步下降, 伸长率逐渐增加。 由于微量Sc, Zr的加入, 研究合金在较高的退火温度下仍保留较高强度。 经330 ℃退火1 h, 成品板材具有较高强度和优良塑性, 其抗拉强度 (σb) 、 屈服强度 (σ0.2) 和延伸率 (δ) 分别达到424, 348 MPa和13.1%。
图6为冷轧合金板材在不同稳定化温度退火1 h的显微组织。 由图6可知, 冷轧合金由沿轧制方向拉长的纤维晶粒构成 (图6 (a) ) , 随退火温度的升高, 变形晶粒未见明显变化, 说明研究合金具有较高的再结晶抗力 (图6 (b) 和 (c) ) 。 透射电镜观察表明: 冷轧合金内存在大量胞状组织, 具有高密度位错 (图6 (d) ) , 经130 ℃退火1 h, 晶粒内部主要为高密度位错及大量位错缠结 (图6 (e) ) , 经330 ℃退火1 h处理后, 合金内部仍存在明显位错组织, 主要以亚结构/亚晶为主 (图6 (f) ) , 表明研究合金的主要软化机制为静态回复。
图4 不同均匀化工艺下背散射电子图像
Fig.4 Scanning back scattered electron images of studied ingots
(a) 350 ℃×10 h; (b) 440 ℃×10 h; (c) 350 ℃×10 h+440 ℃×6 h
图5 不同稳定化温度下退火1 h的力学性能
Fig.5 Mechanical properties of alloy annealed at various temperatures for 1 h
2.4 腐蚀行为
冷轧合金经不同稳定化温度退火1 h后, 在剥落腐蚀等级随浸泡时间的变化如表1所示。 表中可以看出, 随着浸泡时间的延长, 腐蚀程度增加, 随着退火温度升高, 腐蚀敏感性降低。 当退火温度较低时 (130 ℃/1 h) , 合金的剥落腐蚀敏感性最大, 经过24 h剥落腐蚀液浸泡后达到了PC级别; 而退火温度较高时 (330 ℃/1 h) , 合金的剥落腐蚀敏感性明显降低, 经过24 h浸泡后, 仅为PA。
冷轧合金在不同温度退火1 h后浸泡24 h的剥落腐蚀宏观表面形貌如图7所示。 经130 ℃退火1 h, 合金表面发生了严重点蚀 (图7 (a) 中) , 经270 ℃退火1 h及300 ℃退火1 h合金表面出现了中度点蚀, 两者点蚀程度差别不大 (图7 (b) 和 (c) ) , 当退火温度达到330 ℃, 合金表面仅有脱色有轻微点蚀 (图7 (d) ) , 表明研究合金在330 ℃退火1 h具有高剥落腐蚀抗力。
图8为冷轧合金在不同温度退火1 h的极化曲线, 其I/E Tafel斜率分析得到的电化学参数见表2。 结合图8和表2可知, 所有样品在扫描电位范围内, 未发现钝化, 随稳定化退火温度的升高, 腐蚀电位变得更负, 腐蚀电流密度逐步降低, 说明合金的腐蚀抗力逐步增加, 与剥落腐蚀实验结果相符合。
表1 根据国标 (GB/T22, 639-2008) 评定的EXCO等级
Table 1 Results of EXCO evaluation of studied alloys according to national standard (GB/T22, 639-2008)
Alloy |
Annealing temperatures/℃ |
Immersion time/h |
|||||
3 |
5 | 7 | 9 | 12 | 24 | ||
Al-Mg-Sc-Zr | 130 | PA | PA | PA | PB | PC | PC |
270 | PA | PA | PA | PA | PB | PB | |
300 | N | PA | PA | PA | PB | PB | |
330 | N | N | PA | PA | PA | PA | |
360 | N | N | N | PA | PA | PA |
图6 冷轧板材不同温度下退火1 h的显微组织
Fig.6 Microstructure of alloy sheet annealed at various temperatures for 1 h OM images
(a) Cold rolling, (b) 130 ℃, (c) 330 ℃; TEM images: (d) Cold rolling, (e) 130 ℃, (c) 330 ℃
图7 冷轧合金在不同温度退火1 h后浸泡24 h的剥落腐蚀表面
Fig.7 Corrosion surfaces of cold rolling alloy annealed at various temperatures for 1 h, immersed for 24 h
(a) 130 ℃; (b) 270 ℃; (c) 300 ℃; (d) 330 ℃
图8 冷轧合金在不同温度退火1 h的极化曲线
Fig.8 Polarization curves of cold rolling alloys under various temperatures for 1 h
表2 从图8中的I/E Tafel斜率分析得到的电化学参数
Table 2 Electrochemical parameters obtained from I/E Tafel slope analyses in Fig. 8
Alloy | Annealing temperatures/℃ |
Ecorr/ V |
Icorr/ (μA·cm-2) |
Al-Mg-Sc-Zr |
130 | -0.64 | 562 |
270 | -0.66 | 316 | |
300 | -0.68 | 164 | |
330 | -0.68 | 128 |
2.5 Al3 (Sc, Zr) 粒子对合金再结晶的影响
第二相粒子对再结晶的作用, 促进还是阻碍主要取决于其粒子在基体中的分布和大小。 文献
图9为冷轧合金板材不同稳定化温度下退火1 h后Al3 (Sc, Zr) 粒子的透射明场像, 暗场像和衍射斑。 通过TEM统计表明, Al-Mg-Sc-Zr合金经过330 ℃退火1 h后, 可以观察到大量马蹄状与基体共格的Al3 (Sc, Zr) 粒子, Al3 (Sc, Zr) 粒子平均间距λ≈0.048 μm (?1 μm) , 粒子平均直径d≈0.0096 μm (?0.3 μm) , 此时的Al3 (Sc, Zr) 粒子将阻碍再结晶, 强烈的钉扎亚晶界, 阻碍亚晶界运动。 合金经过390 ℃退火1 h, Al3 (Sc, Zr) 粒子平均间距λ≈0.053 μm (?1 μm) , 粒子平均直径 d≈0.011 μm (?0.3 μm) , 对比可得Al3 (Sc, Zr) 粒子基本没有粗化, 有文献
Al3 (Sc, Zr) 粒子的分布在不同晶粒中会有差异, Al3 (Sc, Zr) 粒子多的地方会有较好的钉扎效果, 阻碍再结晶。 当温度慢慢升高, 再结晶优先从Al3 (Sc, Zr) 粒子少的位置开始, 再到粒子多的位置, 从而再结晶完成分数逐渐升高。 Al3 (Sc, Zr) 粒子提高了再结晶起止温度, 特别是终了温度, 使再结晶发生温度区间变宽。 实验表明冷轧完后的合金板材与Al-Mg-Mn合金相比
2.6 Al3 (Sc, Zr) 粒子对力学性能的影响
实验表明冷轧完后的合金板材与Al-Mg-Mn合金相比
在均匀化退火过程中析出纳米级别的次生Al3 (Sc, Zr) 相
式中: M, v, G, b分别为Taylor因子、 Poisson比、 剪切模量及铝基体的Buegers矢量; R及λ分别为颗粒平均半径和颗粒间平均距离。 Al3 (Sc, Zr) 粒子的析出强化效果由析出粒子的尺寸和体积分数决定。 尺寸越小, 数量越多析出强化效果越好。
图9 不同稳定化温度下退火1 h后Al3 (Sc, Zr) 粒子的透射明场像, 暗场像和衍射斑B=[100]Al
Fig.9 TEM bright-field image and centered dark field image of Al3 (Sc, Zr) particles by (110) superplastic reflection under various temperatures for 1h
(a) 330 ℃; (b) 390 ℃
图10 冷轧合金不同稳定化温度下退火1 h后剥落腐蚀溶液浸泡24 h的腐蚀表面二次电子图像
Fig.10 Secondary electron scanning images of corroded surfaces of annealed alloys at various temperatures for 1 h, immersed in EXCO solution for 24 h
(a) 130 ℃; (b) 330 ℃
亚结构强化, 可体现在图9中箭头所示的Al3 (Sc, Zr) 粒子对位错和亚晶界强烈的钉扎作用。 变形后位错缠结成胞状组织, 退火后发生回复, 胞状组织形成亚晶界, Al3 (Sc, Zr) 粒子对亚结构有强烈稳定化作用, 实现亚结构强化效果。
2.7 稳定化退火温度对合金腐蚀行为影响
图10为冷轧合金退火1 h后剥落腐蚀溶液浸泡24 h腐蚀表面的二次电子图像。 由图10可知, 在腐蚀的初期, 会先在小块区域发生点蚀, 然后腐蚀程度加重点蚀坑会连成片, 深入基体, 使得试样表面形貌严重不均匀。 在较低稳定化退火温度下, 腐蚀坑深入基体, 腐蚀后生成的球状Al (OH) 3产物覆盖在腐蚀坑上 (图10 (a) ) ; 当稳定化退火温度升高至330 ℃, 表面仅发生了轻微的点蚀 (图10 (b) ) 。 为研究不同稳定化退火温度对合金腐蚀行为的影响机制, 对腐蚀试样进行了EDS能谱分析。 结果表明, 稳定化退火态合金存在两种物相, 一种为图10箭头B所指块状的 (Fe, Mn) 杂质相, 一种为图10箭头A所指的不规则的Mg2Al3相。 从图10可以看出, 随稳定化退火温度的升高, 块状 (Fe, Mn) 杂质相形态基本没变化, 但Mg2Al3相减少, 说明在高温退火过程中, 热轧过程中产生的Mg2Al3固溶到基体中。
铁作为杂质元素, Mn可以与它形成第二相粒子, 减少其带来不利影响。 但是 (Fe, Mn) 相电极电位仍高于基体, 使得合金优先在粒子周围发生腐蚀。 Yasakau等
在Al-5.5%Mg合金中, Mg2Al3相的固溶度线为240~250 ℃之间, 130 ℃退火, 合金内部位错密度, 下降不多, 溶质原子随温度升高, 运动加速, 偏聚程度变高, 形成更多Mg2Al3相粒子, 合金腐蚀敏感性升高。 当330 ℃退火, 内部位错密度降低, 形成亚晶和亚晶界。 Mg2Al3相在加热到330 ℃之后, 固溶到基体中, 随后析出。 合金内部位错密度降低, 亚晶界上Mg2Al3有更多更均匀的形核核心, 合金腐蚀性能提升。
3 结 论
1. 铸态合金主要是由α (Al) , (Fe, Mn) 杂质相和Mg2Al3相组成。 均匀化退火过程中, 非平衡的金属间化合物先析出然后回溶到基体。 最优的均匀化工艺为350 ℃×10 h+440 ℃×6 h。
2. Sc, Zr元素在合金中以大量细小弥散的Al3 (Sc, Zr) 粒子存在, 330 ℃退火1 h可以将Al-Mg-Sc-Zr合金板材的抗拉强度和屈服强度分别提升至424, 348 MPa。 研究合金具有高合金强度主要源于Al3 (Sc, Zr) 粒子产生的奥罗万强化和亚结构强化作用。
3. 随稳定化退火温度的升高, 合金的强度降低, 延伸率升高, 剥落腐蚀敏感性降低, 腐蚀电流密度降低。 经330 ℃稳定化退火1 h后, 合金具有较佳的力学性能和腐蚀抗力, 为最佳稳定化退火工艺。 随稳定化温度的升高, 合金内位错密度降低, 亚结构强化减弱, 合金强度降低, 但合金内的Mg2Al3相在高温稳定化退火中发生了一定回溶, 因此剥落腐蚀抗力提高。
参考文献