高温固溶热处理

2024-08-15

高温固溶热处理（共4篇）

高温固溶热处理篇1

粉末高温合金具有组织均匀、晶粒细小、屈服强度高和抗疲劳性能好等特点, 使其成为高性能发动机热端部件的首选材料。FGH96作为国内的第二代粉末高温合金, 具有较高的蠕变强度, 裂纹扩展抗力及较好的损伤容限性能[1,2]。以直接热等静压工艺成型的FGH96合金涡轮盘挡板已率先应用于某新型航空发动机上[3]。但是由于制备工艺和和成分设计问题, 直接热等静压合金中存在着较为严重的原始粉末颗粒边界 (Previous Particle Boundary, PPB) [4,5,6]。沿着PPB连续分布的第二相 (大部分为MC型碳化物) 形成了合金中弱结合界面[7], 对合金的加工和机械性能十分不利[5,8,9]。已有研究指出PPB可以通过调整合金成分、粉末预热处理、两阶段HIP及高温固溶处理等方法得到缓解甚至消除[10,11,12]。其中高温固溶热处理则是操作较为简单的一种方法, 通过促使合金中大部分碳化物溶解[13]以改善合金的PPB。已有高温固溶热处理的研究多重点关注对合金组织的影响规律[14], 碳化物析出相在高温固溶热处理过程中的变化规律则鲜见报道。

本工作通过对高温固溶热处理及不同冷却方式下FGH96合金中碳化物的研究, 以深入了解高温固溶热处理及其冷却方式对碳化物的影响规律, 为FGH96合金的PPB控制提供基础数据。

1 实验材料与方法

1.1 实验材料

实验用FGH96母合金经过真空感应炉熔炼, 铸成50mm的圆柱, 利用车床去除圆棒表面氧化皮, 作为旋转自耗电极备用。采用等离子旋转电极的方法 (Plasma Rotating Electrode Process, PREP) 制备合金原始粉末。雾化后的粉末经过筛分, 去气, 选取尺寸为50~150μm粉末封入不锈钢筒中, 进行热等静压 (Hot Isostatic Pressing, HIP) 。HIP工艺制度为:130MPa, 1180℃×3h。实验合金化学成分如表1所示。

1.2 实验方法

利用线切割从HIP合金锭上切取10mm×10mm圆柱8个, 分别封入两个充满氩气的玻璃管中进行高温固溶热处理, 具体热处理制度如表2所示, 冷却方式分别为空冷 (Air Cooling, AC) 和炉冷 (Furnace Cooling, FC) 。

HIP及高温固溶后合金依次经过砂纸磨平和机械抛光后, 进行侵蚀以制备金相及扫描电镜试样。金相和扫描电镜试样采用化学侵蚀的方法, 浸蚀剂为:5g CuCl2+100mL C2H5OH+100mL HCl, 浸蚀后的试样在Leica金相显微镜和LEO-1450扫描电镜下进行观察和照相。

采用计数网格的方法对合金中碳化物体积分数进行了统计, 由于合金中碳化物分布并不均匀, 应选择合适的放大倍数使观察视场能够覆盖较多面积以消除碳化物分布不均的影响, 经过多次尝试后选取1000×的放大倍数, 并按照体视学基本原理[15], 采用300nm×300nm的网格进行碳化物体积分数的统计。按照置信度为95%时, 碳化物体积分数测量的相对误差小于5%的原则选取视场数。

利用真空喷碳仪在浸蚀后的合金表面喷镀一层碳膜, 用小刀在镀膜表面划出2mm×2mm的方格, 放入浸蚀液中浸泡3h, 利用铜网将碳膜捞出, 洗净, 晾干, 即制成HIP合金碳化物的一次碳膜萃取复型。利用JMS-2100透射电子显微镜 (TEM) 及Oxford能谱仪对复型中碳化物的种类及成分进行测定。

2 实验结果与讨论

2.1 HIP态FGH96合金中的碳化物

如图1所示, 按照分布位置的不同可以将HIP态FGH96合金中碳化物分为两类, 一类为在PPB上分布的碳化物, 因此命名为PPB碳化物;而将另一类在PPB区域以外分布的碳化物成为非PPB碳化物。在HIP态FGH96合金中有相当一部分的碳化物成列分布在没有发生再结晶的非PPB区域, 成为非PPB碳化物的主要组成部分。

利用TEM结合EDS对HIP态FGH96合金碳化物的一次碳膜萃取复型进行了分析观察, 结果如图2所示, 可以看出PPB碳化物主要由块状的MC碳化物组成, 部分MC型碳化物中含有ZrO2的氧化物核心。而非PPB碳化物主要由花状和块状的MC型碳化物组成。结合能谱对萃取复型中碳化物成分进行分析发现, HIP态FGH96合金中碳化物主要为富Ti和Nb的 (Ti, Nb) C组成, 同时有少量的弱碳化物形成元素Cr, Mo, W固溶, 碳化物的具体成分如表3所示。对比发现PPB碳化物中含有相对较多的强碳化物形成元素 (Ti, Nb, Zr) , 而在PPB区域以外分布的花状MC中则含有相对较多的弱碳化物形成元素。Sun等[17]研究指出界面为波浪状的MC型碳化物是以γ+MC共晶的方式析出的, 成分较为复杂[18], 含有相对较多的弱碳化物形成元素。研究发现[19,20]原始粉末中存在着花状, 条状和块状的MC型碳化物。因此推测HIP态FGH96合金中的花状碳化物是在原始粉末急冷凝固过程中以γ+MC的形式析出的, 而在PPB区域以外分布的块状碳化物则可能是合金粉末中原有的或是在HIP过程中析出的。

2.2 固溶温度对HIP态FGH96合金中碳化物的影响

实验测量得到γ′固溶温度为1118℃[16], 利用热力学计算软件Thermo Calc计算得到FGH96合金的固相线温度为1280℃[12], 实验选取在1140~1260℃的温度范围内进行高温固溶热处理, 以深入研究固溶温度对合金中碳化物的影响规律。

利用SEM对经过不同温度固溶热处理的HIP态FGH96合金中碳化物形貌及分布进行了观察, EDS分析证明固溶热处理后合金中大部分碳化物仍为富Ti和Nb的MC型碳化物。热处理合金中碳化物形貌及分布如图3 (b) ~ (d) 所示。当固溶温度低于1200℃时, 仍然有大量的PPB碳化物存在, 且在1140℃固溶热处理后合金中碳化物数量比固溶前还要多, 并且有一定的粗化, 而当固溶温度达到1260℃时合金中已观察不到碳化物的存在。

(a) HIP; (b) 1140℃/5h, AC; (c) 1200℃/5h, AC; (d) 1260℃/5h, ACCarbides distribution of FGH96before and after heating at different temperatu (a) HIP; (b) 1140℃/5h, AC; (c) 1200℃/5h, AC; (d) 1260℃/5h, AC

与未经热处理合金 (图3 (a) ) 比较发现, 在1140℃以上进行固溶热处理时, 合金中的再结晶进行完全, 非PPB区域中成列分布的碳化物完全消失, 并没有观察到花状碳化物存在。研究指出花状MC的析出温度可以达到1280~1300℃[18], 而实验观察发现, 在1140℃固溶时花状MC却已完全溶解。在HIP态合金中花状MC大多分布于未发生再结晶的区域 (图1) , 因此推测未再结晶区域中碳化物发生了类似于在亚固溶处理过程中再结晶诱发γ′溶解的现象[21]:畸变能促进再结晶晶界前沿碳化物溶解, 并在再结晶晶粒内部以块状MC的形式重新析出。所以在完全再结晶的热处理合金中也就观察不到花状MC的存在。

利用体视学的计点法对不同温度固溶后合金中碳化物的体积分数进行了统计, 结果如图4 (a) 所示。当固溶温度低于1180℃时, 合金中碳化物总量要高于HIP态合金, 且在1160℃固溶后合金中含有最多的碳化物。而当固溶温度高于1180℃时, 随着固溶温度的升高, 合金中碳化物体积分数逐渐下降, 当固溶温度达到1240℃时在合金中只有少量的碳化物存在。PPB碳化物含量随温度的变化与合金中碳化物总量的变化趋势相同 (图4 (b) ) 。从以上实验结果可以看出, 在1140~1240℃的温度范围内, FGH96合金中碳化物析出量的高峰在1160℃左右, 此时合金中γ′相完全溶解, 大量固溶于γ′中的Ti和Nb进入基体, 促进了MC的析出, 而当温度高于1160℃时, 基体中C的固溶度增加, MC开始溶解, 合金中碳化物含量逐渐降低。在低于HIP温度 (1180℃) 以下进行固溶热处理时, 由于碳化物的析出导致合金中PPB进一步加重, 从改善PPB的角度考虑, FGH96合金高温固溶温度应选在HIP温度以上, 固溶温度越高, 合金中PPB碳化物的含量就越少, PPB逐渐溶解, 当固溶温度达到1260℃时FGH96合金中PPB完全消失, 然而此时合金晶粒组织已明显粗化。因此对于固溶温度的选择不应只考虑合金中PPB的严重程度, 还应兼顾合金晶粒尺寸。通过观察不同温度固溶热处理后合金中PPB碳化物含量及晶粒组织, 来选取一个合适的温度, 在该温度下, 既能最大程度的缓解PPB, 又能使合金的晶粒尺寸维持在较低的水平。由于成分设计的特殊性, 当固溶温度过高时, FGH96合金的力学性能会有一定的下降, 因此下一步工作的内容, 应将合金的组织与性能结合起来, 通过优化高温固溶处理工艺, 得到组织与性能兼优的合金。

(a) 碳化物总量; (b) PPB碳化物含量 (a) volume fraction of total carbides; (b) volume fraction of PPB carbides

2.3 高温固溶热处理冷却方式对FGH96合金中碳化物的影响

由表4可知, 1200℃固溶处理后可以将PPB碳化物的体积分数由0.45%降至0.35% (固溶炉冷) 和0.32% (固溶空冷) , 但1200℃固溶后炉冷后碳化物总量与固溶前几乎相同, 其中非PPB碳化物数量反而有所增加。对此现象可作如下解释:在高温固溶加热时, 部分碳化物发生溶解。炉冷相对缓慢, 允许在高温下已进入固溶体的碳再次析出, 导致炉冷合金中碳化物含量在炉冷过程中又恢复到固溶热处理前水平。空冷冷速较高且试样尺寸较小, 其冷却过程中没有足够时间允许碳化物重新析出, 从而空冷合金中碳化物的体积分数 (0.53%) 。假定在空冷过程中完全没有碳化物重新析出, 那么可以认为, 1200℃固溶加热过程中有体积分数为0.23% (约相当于原碳化物总量的30%) 的碳化物发生了溶解, 进而固溶碳在炉冷过程中以非PPB碳化物形式, 而不是以PPB碳化物形式, 再次析出。这充分表明, 高温扩散使合金元素在较短的保温时间内由PPB (高碳浓度区域) 扩散到非PPB区域, 使合金中碳原子的分布更趋均匀, 从而促进了炉冷过程中碳化物在合金中均匀析出, 而非在PPB上重新析出。

在更高分辨率下, 对1200℃固溶后炉冷和空冷合金中碳化物形貌进行观察, 结果如图5所示。可以看出冷速对PPB碳化物的形貌无明显影响。经测量得知, 空冷后碳化物颗粒的平均等效直径为325nm, 而炉冷后碳化物颗粒的平均等效直径则为388nm。

对不同冷速下PPB碳化物等效直径的尺寸分布进行了统计, 结果如图6所示。空冷后PPB碳化物尺寸分布图中的峰值为300nm, 而炉冷后PPB碳化物尺寸分布的峰值则对应为380nm。碳化物的尺寸分布, 由于炉冷时PPB碳化物在高温下吸收了基体中固溶的碳元素而逐渐长大, 造成了碳化物尺寸分布峰向大尺寸方向移动。而与空冷时碳化物尺寸分布不同的是, 炉冷合金PPB碳化物分布在小尺寸位置出现了新的碳化物分布峰, 对应峰值为140nm。这可能是由于冷却过程中由于基体中碳存在着一定的过饱和度, 在冷却时部分碳化物析出, 由于高温下未溶的碳化物优先长大, 因此提供给冷却时析出碳化物的合金元素有限, 所以此类碳化物尺寸相对较小。

(a) 1200℃/5h, 空冷; (b) 1200℃/5h, 炉冷 (a) 1200℃/5h, AC; (b) 1200℃/5h, FC

3 结论

(1) HIP态FGH96合金中碳化物主要为富Ti和Nb的MC, PPB碳化物主要为块状, 非PPB碳化物主要为块状和花状。

(2) 与未经过热处理合金相比, 1180℃及以下进行固溶热处理时会增加合金中碳化物的数量, 加剧合金中的PPB, 合金中碳化物含量在1160℃达到峰值;固溶温度1180℃以上时, 随着固溶温度的上升, 碳化物含量减少, 合金中PPB逐渐消失。

(3) 因空冷和炉冷抑制碳化物重新析出的能力不同, 与HIP态合金相比, 空冷合金中PPB碳化物和非PPB碳化物的体积分数均明显减小, 而炉冷合金中非PPB碳化物的体积分数则有一定的升高, 导致空冷合金中碳化物总量减少, 而炉冷合金中碳化物总量与HIP态合金的基本相同。

(4) 空冷合金中PPB碳化物的尺寸分布为单峰, 而炉冷合金中则呈现为双峰, 与高温固溶后空冷可以抑制碳的重新析出、炉冷过程中则存在碳化物重新析出的判断再次吻合。

高温固溶热处理篇2

钛合金因其密度小、比强度高、抗腐蚀性好、综合性能优异, 因此被广泛地应用于航空、航天、舰船、化工等领域。TC4是目前应用最广的钛合金, 该合金具有良好的力学性能和工艺性能, 可加工成棒材、型材、板材、锻件、模锻件等, 其饼材被广泛地应用于法兰、轴套等关键构件［１］。

TC4饼材一般都以退火状态交货, 其抗拉强度在950 MPa左右, 生产工艺已经较为成熟。而当抗拉强度指标要求大于1 000 MPa、屈服强度大于940 MPa时, 普通退火状态供货的产品已经不能满足要求。通过固溶时效热处理制度可显著提高其抗拉强度［２］, 但在相关产品标准中给出的范围都比较宽泛, 对实际生产指导意义不大。因此需要在生产过程中对固溶时效热处理制度进行研究, 以期为批量、稳定地工业化生产优质的TC4环件提供参考。

1试验方法

试验原料选用0级小颗粒海绵钛, 经3次真空自耗电弧炉熔炼［３］制得规格为Φ720mm的TC4铸锭作为试验材料, 其化学成分符合GB/T 3620.1-2007标准要求, 见表1。采用差热法测得其相变点为980 ℃。

将上述铸锭经扒皮、切除冒口和锭底后在β单相区开坯锻造, 再经β单相区、近β相区和α+β两相区反复镦拔, 最终在α+β两相区成形锻造［４］, 制备出规格为Φ255mm×55mm的饼材。饼材锻后的原始组织见图1。

％

对上述饼材分别按照以下4种热处理制度进行固溶时效热处理:1930 ℃/1h水冷+530 ℃/6h空冷; 2950 ℃/1h水冷+530 ℃/6h空冷;3970 ℃/1h水冷+530℃/6h空冷;4990 ℃/1h水冷+530 ℃/6 h空冷。之后, 对热处理后的饼材分别进行金相及力学性能检测。

2试验结果与讨论

在不同温度下固溶并时效时, TC4饼材的显微组织如图2所示, 其组织由初生α、次生α和β晶粒组成。随着固溶温度升高, 初生α 减少, 亚稳定β增加, 亚稳定β冷却过程中形成次生α相和残余β相。930 ℃/1h水冷+530 ℃/6h空冷制度下处理后饼材显微组织见图2 (a) , 晶粒尺寸为5μm~50μm, 晶粒大小不均匀, 次生α 晶粒散乱分布在晶粒边界;950 ℃/1h水冷+ 530 ℃/6h空冷制度下处理后饼材显微组织见图2 (b) , 晶粒尺寸为10μm~30μm, 晶粒大小相对均匀, 已看不到明显的次生α晶粒;固溶温度升高到970 ℃时, α晶粒逐渐长大, 并在局部发生团聚, 见图2 (c) ; 当固溶温度继续升高到990 ℃时, TC4饼材出现明显的魏氏组织, 出现针状晶粒, 且大小不均匀, 见图2 (d) 。

在不同温度下固溶并时效时, TC4饼材的力学性能如表2所示。在相变点以下930 ℃、950 ℃ 和970 ℃温度下固溶后时效, 随着固溶温度的升高, 饼材初生 α晶粒逐渐长大。在950℃下固溶时效后TC4饼材晶粒组织比930 ℃时更均匀, 强度升高了20 MPa~30 MPa, 塑性略有降低。而在970 ℃下固溶时效后α 晶粒逐渐长大并在局部发生团聚, 故其强度比950 ℃时降低了约100 MPa;再在相变点以上990 ℃固溶时效后, 饼材出现魏氏组织, 强度和塑性均大幅下降。由此可知, 在950 ℃/1h固溶+530 ℃/6h时效后TC4饼材的组织均匀, 力学性能达到良好的匹配。

3结论

(1) TC4饼材在相变点以下930℃、950℃和970 ℃下固溶, 530 ℃/6h时效, 随着固溶温度的升高, 初生α晶粒逐渐长大, 强度先升高后降低, 塑性先降低再升高。

(2) 在相变点之上990℃/1h固溶, 530 ℃/6h下时效后, 饼材出现魏氏组织, 强度和塑性均大幅下降。

(3) 950℃/1h固溶+530℃/6h下时效后, TC4饼材的组织均匀, 力学性能达到良好的匹配。

参考文献

[1]陈可越.钛、钛合金与钛合金制品生产新技术新工艺流程及质量检验新标准使用手册[M].银川:宁夏大地音像出版社, 2005.

[2]张翥, 王群骄, 莫畏.钛的金属学和热处理[M].北京:冶金工业出版社, 2009.

[3]董洁, 李渭清, 冯永琦, 等.锻造工艺对TC11饼材显微组织的影响研发与应用[J].稀有金属快报, 2006, 25 (11) :26-31.

高温固溶热处理篇3

申请公布号:CN105568186A

申请号:2014102635235

申请人:王美

地址:550025贵州省贵阳市贵大北校区

发明人:王美

高温固溶热处理篇4

关键词：2A12铝合金,硬质阳极氧化,固溶处理,厚度,硬度,耐蚀性

0前言

铝合金密度小、比强度高、延展性优良、导电性好、耐蚀性强、易成型加工且物理、化学性能优异,应用广泛,成为目前金属材料中使用量仅次于钢铁的第二大类材料。但是随着工业技术的发展,对材料的性能要求越来越高,铝合金固有的硬度低、耐磨性差已不能适应苛刻的服役条件要求。铝合金表面改性成为热点,其中阳极氧化技术是应用最广泛和最成熟的铝合金表面强化技术[1]。与纯铝硬质阳极氧化膜相比,铝合金硬质阳极氧化膜无论是膜的厚度还是硬度均存在较大差距,难以达到满意的应用效果。

铝合金和纯铝的差别在于铝合金组织中存在较多的金属间化合物,即第二相。郭志刚在研究铝-铜合金硬质阳极氧化时分析指出,铝-铜合金中Cu Al2相(θ相)的存在是造成硬质阳极氧化困难的主要原因[2],但其改善方法鲜见报道。本工作对2A12铝合金进行固溶处理,使其在降低和消除第二相合金化合物的情况下进行硬质阳极氧化处理,并与未固溶、固溶后经24,48 h自然时效等不同状态铝合金以及纯铝在相同工艺条件下的阳极氧化试样的膜厚、硬度、自腐蚀电位和自腐蚀电流进行了对比,以期为实际应用提供参考。

1 试验

1.1 阳极氧化

试材为2A12铝合金,其化学成分(质量分数,%):4.3 Cu,1.6 Mg,0.6 Mn,0.4 Si,余量Al。

工艺流程:固溶处理(自然时效)→除油→热水洗→冷水洗→除锈→冷水洗→化学抛光→冷水洗→硬质阳极氧化→冷水洗→热水封闭→烘干(吹干)→检测。其中固溶处理的加热温度分别为475℃和505℃,保温时间为2 h,水冷。固溶处理之后铝合金组织是不稳定的,在室温下会发生自然时效,所以为了保证试样处于固溶状态,只进行固溶处理的试样必须在固溶处理后5 h内开始进行下一个工序;自然时效的试样分为2种,24 h和48 h时效,并在到达时效时间时即进行下一个工序。未固溶试样的工艺流程从除油开始。另在99.99%的纯铝表面按未固溶试样的流程制备阳极氧化膜作对比研究。

硬质阳极氧化:电解液组成为0.8 mol/L硫酸,5g/L Al3+,10 m L/L甘油;电流密度2.0 A/dm2,温度0~10℃,时间120 min;采用搅拌器搅拌,阴极材料为铅板。

1.2 性能检测

采用RHJ-DMM-200D金相显微镜检测膜厚,放大倍数为200倍。

采用SHY11-FM-700E显微硬度计检测阳极氧化膜层表面硬度,载荷为1.0 N,保载时间15 s。

采用CHI/700E型电化学工作站进行极化曲线测试,并计算自腐蚀电位和自腐蚀电流,测试介质为3.5%Na Cl溶液,参比电极为饱和甘汞电极,辅助电极为铂电极。工作电极为氧化膜试样,在电化学测试之前,试样先浸于Na Cl溶液中2 h待开路电位稳定。

采用HITACHTS-502型扫描电镜(SEM)观察阳极氧化膜的表面形貌。

经固溶处理和固溶加自然时效处理的氧化膜试样膜厚、硬度及极化曲线的检测均在阳极氧化处理完成7 d后进行。这主要是考虑到因固溶处理引起的组织不稳定,在阳极氧化后必然出现第二相析出,从而会对阳极氧化膜膜厚和性能产生影响。

2 结果与讨论

2.1 固溶处理对铝合金硬质阳极氧化膜膜厚的影响

表1为在2A12铝合金固溶处理、固溶处理+自然时效、未固溶及纯铝表面制备的硬质阳极氧化膜的厚度。

从表1可以看出,纯铝阳极氧化膜最厚,在不同表面状态的2A12铝合金中,经过固溶处理后所得阳极氧化膜最厚,而固溶加自然时效的随着自然时效时间延长,氧化膜厚度减小,未经过固溶处理的铝合金阳极氧化膜最薄。

与纯铝相比,铝合金组织中除了基体相之外,还存在第二相合金化合物,2A12的合金化合物为Cu Al2,合金化合物的存在将使阳极氧化膜厚度降低[3],其原因在于:铝合金中由于合金化合物的存在使铝直接面对阳极氧化液的面积减小,这样发生铝的阳极氧化反应的区域减小,同时存在于阳极氧化膜中的合金化合物对氧离子向氧化膜/基体界面的扩散有一定的阻滞作用,使得铝合金阳极氧化膜较薄。

固溶处理能够使第二相部分或全部溶解到基体中形成过饱和固溶体,对铝合金经过固溶处理后再进行阳极氧化可以有效消除第二相合金化合物对阳极氧化膜膜厚的影响,因而膜厚增加,同时第二相溶解量的多少与固溶温度有关,温度越高第二相溶解越多,即残存第二相越少[4]。这也是相同固溶时间下505℃固溶比475℃固溶所得阳极氧化膜更厚的原因。

固溶处理后的铝合金是不稳定的,在室温条件下将会发生自然时效,固溶于基体中的第二相合金化合物将再次析出,因而对阳极氧化膜厚度产生影响。时效强化是指析出第二相产生的弥散强化,析出相越多强化效果越好。2A12铝合金时效温度、时效时间与时效强化的关系曲线显示:自然时效1 d的试样要比自然时效2 d的试样第二相析出量少,因而阳极氧化膜也较厚,即使经过2 d自然时效,第二相也未全部析出,所以其阳极氧化膜较未固溶的要厚[5]。

2.2 固溶处理对2A12铝合金硬质阳极氧化膜硬度的影响

表2为在2A12铝合金固溶处理、固溶处理+自然时效、未固溶及纯铝表面制备的硬质阳极氧化膜的显微硬度。

表2表明,与膜厚分布规律相同,纯铝阳极氧化膜硬度最高,在不同处理状态的2A12铝合金中,经过固溶处理后阳极氧化获得的阳极氧化膜硬度最高,固溶加自然时效试样的阳极氧化膜硬度随着自然时效时间延长,阳极氧化膜硬度值降低,未经过固溶处理的铝合金阳极氧化膜硬度最小。

阳极氧化膜硬度与膜的质量有关,如孔隙率、膜胞规整度及点阵排布的连续性等[6]。膜的孔隙率越低、膜胞规整度越高及点阵排布的连续性越好,硬度越高。图1为纯铝、495℃固溶和未固溶的试样阳极氧化后未封闭的SEM表面形貌。

从图1可以看出,纯铝试样的阳极氧化膜孔隙率最低、膜胞规整度最高,同时有着最好的点阵排布的连续性,因而硬度最高;经过固溶处理的2A12铝合金阳极氧化膜尽管孔隙率较高,但与未固溶试样相比,膜胞规整度较高,点阵排布的连续性也较好,因而表现出较高的硬度;而未固溶处理的2A12铝合金阳极氧化膜膜胞规整度和点阵排布的连续性最差,孔柱状胞点阵遭到破坏,膜胞之间出现间隙和连孔,膜层不能以一个连续整体来承受外加载荷,导致铝合金阳极氧化膜的显微硬度变小。未固溶处理的试样阳极氧化膜的这种缺陷一般是由于存在较多的Cu Al2化合物相溶解所致[7],而降低Cu Al2化合物相数量将提高阳极氧化膜的质量,所以固溶处理,包括固溶加自然时效处理都能有效提高铝合金阳极氧化膜硬度。

2.3 固溶处理对2A12铝合金耐蚀性的影响

图2为纯铝和不同表面状态2A12铝合金阳极氧化膜的极化曲线,其中固溶温度为505℃。

由图2可知:纯铝、2A12铝合金505℃固溶处理、2A12铝合金505℃固溶处理加24 h时效、2A12铝合金505℃固溶处理加48 h时效、2A12铝合金未固溶的自腐蚀电位依次降低,经过固溶处理的试样仅低于纯铝,其值为-0.63 V,与未固溶试样的自腐蚀电位值-1.45 V相比提高了0.82 V;上述试样的自腐蚀电流依次提高,经过固溶处理的试样同样仅高于纯铝,其lg(I/A)为-9.39(I为自腐蚀电流)显著低于未固溶的-6.42,表明经固溶处理的氧化膜试样比未固溶处理的自腐蚀电流低2个数量级。阻抗Z的计算公式如下:

其中,R为电阻,Ll,Lc为感抗和容抗。当自腐蚀电位提高,自腐蚀电流降低时,阳极氧化膜电阻升高,故其阻抗升高。固溶前处理使其阳极氧化膜阻抗升高,由此可见,固溶处理能够有效提高2A12铝合金阳极氧化膜的耐蚀性,这主要是因为经过固溶处理再进行阳极氧化提高了膜层的膜胞规整度和点阵排布的连续性,因而提高了膜层的致密度,有效降低了Cl-的渗透[8,9],同时由于膜层较厚,溶液中Cl-在氧化膜中迁移的行走路线更长,所需时间更长,阻力更大,因而阳极氧化膜表现出较好的耐蚀性[10]。

3 结论

(1)在2A12铝合金硬质阳极氧化前增加固溶处理工艺,可以有效地提高阳极氧化膜厚度、硬度和耐蚀性,适当增加固溶温度效果更好。

(2)通过固溶处理可以减少或消除第二相合金化合物,进而减少或消除第二相合金化合物对阳极氧化膜成膜的影响,与未固溶相比,在同样阳极氧化工艺条件下,阳极氧化膜膜厚增加。

(3)2A12铝合金在固溶处理后进行阳极氧化,得到的膜层较未固溶处理铝合金阳极氧化膜致密,膜胞规整度高,点阵排布的连续性好,所以硬度较高;膜层厚度增加以及致密度的增加也使膜层耐蚀性得到提高。

(4)2A12铝合金固溶后自然时效将对膜层厚度和性能产生影响,在自然时效未进行完全前进行阳极氧化处理,其得到的阳极氧化膜较未固溶的膜层厚度增加、硬度和耐蚀性提高,而且自然时效时间越短,效果越好。

参考文献

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