含Sc的超高強(qiáng)Al-Zn-Cu-Mg-Zr合金微觀組織與性能研究.pdf

1、采用活性熔劑保護(hù)熔煉，水冷銅模激冷鑄造技術(shù)制備了五種不同含Sc量的Al-8.1 Zn-2.3Cu-2.05Mg-0.12Zr合金鑄錠。該合金鑄錠經(jīng)均勻化-熱軋-中間退火-溫軋-中間退火-冷軋成2.3 mm厚板材。研究了含Sc量對Al-8.1Zn-2.3Cu-2.05Mg-0.12Zr合金微觀組織與性能的影響，發(fā)現(xiàn)含Sc量為0.21％時(shí)，合金具有最佳的綜合力學(xué)性能。以此為基礎(chǔ)，研究了含0.21％Sc的該合金的均勻化處理制度，合金等溫?zé)釅嚎s

2、變形行為以及合金在單級固溶、雙級固溶，單級時(shí)效、雙級時(shí)效和回歸再時(shí)效(RRA)處理狀態(tài)下的微觀組織與力學(xué)性能；合金板材在不同時(shí)效制度下的晶間腐蝕、剝落腐蝕和應(yīng)力腐蝕行為；合金在不同時(shí)效制度下電化學(xué)阻抗譜(EIS)的變化規(guī)律與剝落腐蝕行為的關(guān)系。探討了微量Sc在Al-8.1Zn-2.3Cu-2.05Mg-0.12Zr合金中的存在形式與作用機(jī)理以及合金板材在不同時(shí)效制度下的腐蝕發(fā)展過程與腐蝕機(jī)理；分析了不同時(shí)效制度下合金板材電化學(xué)阻抗譜的變

3、化規(guī)律。
　　 得出了以下主要結(jié)論：
　　 (1)添加0.11～0.49％的Sc到Al-8.1Zn-2.3Cu-2.05Mg-0.12Zr合金中，合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均有明顯提高。含0.21％Sc時(shí)，合金峰值時(shí)效態(tài)下的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度為696 MPa和654 MPa，與未添加Sc的合金相比分別提高94 MPa和110MPa，其延伸率也保持在11.1％的較高水平。
　　 (2)微量Sc在Al-8.1Zn-2.

4、3Cu-2.05Mg-0.12Zr合金中，可與Al形成Al3Sc或Al3(Sc，Zr)粒子。初生的Al3Sc或Al3(Sc，Zr)粒子能顯著細(xì)化合金的鑄態(tài)晶粒，消除枝晶組織。次生的Al3Sc或Al3(Sc，Zr)粒子強(qiáng)烈釘扎位錯(cuò)和亞晶界，能有效抑制合金的再結(jié)晶，對合金具有直接析出強(qiáng)化作用和亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化作用。
　　 (3)Al-8.1Zn-2.3Cu-2.05Mg-0.21Sc-0.12Zr合金適宜的均勻化處理制度為470℃/24

5、h。經(jīng)此處理后，鑄錠中非平衡低熔點(diǎn)共晶相消除，晶界變得細(xì)小，各合金元素分布趨于均勻。這一制度與由均勻化動力學(xué)方程得到的理論結(jié)果470℃/22 h基本相符。
　　 (4)Al-8.1Zn-2.3Cu-2.05Mg-0.21Sc-0.12Zr合金高溫壓縮變形時(shí)，lnε和ln[sinh(ασ)]之間、ln[sinh(ασ)]和1/T之間滿足線性關(guān)系，表明合金的高溫塑性變形過程是一種類似于高溫蠕變的熱激活過程。該合金熱壓縮變形的流變應(yīng)力

6、方程為：
　　 ε=5.952×108[Sinh(0.021σ)]1/5.397exp(-157900/RT)(5)合金熱壓縮變形的主要軟化機(jī)制為動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶。在相同應(yīng)變速率下，變形溫度410℃以下時(shí)主要形成亞晶組織，發(fā)生動態(tài)回復(fù)，其動態(tài)回復(fù)機(jī)制主要為螺型位錯(cuò)的交滑移。變形溫度≥440℃時(shí)合金發(fā)生部分動態(tài)再結(jié)晶，動態(tài)再結(jié)晶的形核機(jī)制主要是晶界弓出和亞晶合并。
　　 (6)Al-8.1Zn-2.3Cu-2.05Mg

7、-0.21Sc-0.12Zr合金適宜的固溶-單級時(shí)效理制度為：475℃/40 min水淬+120℃/24 h時(shí)效。經(jīng)此處理后，合金的σb、σ0.2和δ分別為676 MPa、623 MPa和8.1％。其主要強(qiáng)化相為η’(MgZn2)相、Al3Sc相、Al3(Sc，Zr)相和少量S’(Al2CuMg)相。雙級固溶處理(465℃/40 min+490℃/30 min)后，合金的強(qiáng)度有所提高，且析出相η’更細(xì)小彌散。
　　 (7)合金適

8、宜的雙級時(shí)效制度為120℃/8 h+150℃/16 h，經(jīng)此雙級時(shí)效處理后，合金的σb、σ0.2、δ、硬度和電導(dǎo)率分別為679MPa、642MPa、7.4％、195HV和30.2％IACS。雙級時(shí)效處理可提高合金的延伸率、電導(dǎo)率和抗應(yīng)力腐蝕(SCC)性能。合金晶內(nèi)組織有所粗化，較大的晶界析出相呈現(xiàn)孤立分布。
　　 (8)合金最佳的RRA處理制度為：120℃/24 h預(yù)時(shí)效+180℃/30 min回歸+120℃/24 h終時(shí)效。在

9、此條件下，合金的σb、σ0.2、δ和電導(dǎo)率分別為687 MPa、648 MPa、7.4％和30.2％IACS。RRA處理后，合金的強(qiáng)度不降低，電導(dǎo)率和抗應(yīng)力腐蝕性能得到較大提高。晶內(nèi)呈現(xiàn)與峰值時(shí)效類似的均勻彌散的η’相，晶界較大的平衡相呈孤立分布。
　　 (9)晶內(nèi)η’析出相，晶界η平衡相和無沉淀析出帶(PFZ)是引起合金腐蝕敏感性的主要因素。隨時(shí)效溫度升高和時(shí)間的延長，合金的抗晶間腐蝕和剝落腐蝕能力提高，其腐蝕敏感性的順序?yàn)椋?/p>

10、100℃>120℃>140℃>160℃；自然時(shí)效>欠時(shí)效>峰時(shí)效>過時(shí)效。峰時(shí)效狀態(tài)的合金強(qiáng)度雖高但抗應(yīng)力腐蝕性能較差，過時(shí)效或雙級時(shí)效狀態(tài)的合金抗應(yīng)力腐蝕能力強(qiáng)但強(qiáng)度降低較大，RRA處理后的合金在獲得較高強(qiáng)度的同時(shí)也獲得較高的抗應(yīng)力腐蝕能力。
　　 (10)所有時(shí)效態(tài)合金在EXCO溶液中浸泡初期，其電化學(xué)阻抗譜由一個(gè)高中頻容抗弧和低頻感抗弧組成，且隨浸泡時(shí)間的延長，低頻感抗部分逐漸減弱消失。一旦發(fā)生剝蝕，峰時(shí)效、欠時(shí)效和自然時(shí)

11、效態(tài)合金的電化學(xué)阻抗譜上出現(xiàn)兩個(gè)部分重疊的容抗弧，而過時(shí)效態(tài)合金則主要是由于合金表面蝕坑而導(dǎo)致其電化學(xué)阻抗譜上出現(xiàn)第二個(gè)容抗弧。依據(jù)腐蝕特征和電化學(xué)原理設(shè)計(jì)了等效電路圖，對合金腐蝕發(fā)展過程的電化學(xué)阻抗譜進(jìn)行了擬合，擬合數(shù)據(jù)和實(shí)驗(yàn)結(jié)果一致。
　　 (11)對于峰時(shí)效、欠時(shí)效和自然時(shí)效態(tài)的合金，隨著在EXCO溶液中浸泡時(shí)間的延長，剝落腐蝕程度增加，導(dǎo)致剝落腐蝕新界面面積增加，對應(yīng)的新界面電容C2值隨浸泡時(shí)間的延長而增加。在腐蝕發(fā)展過