一種Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金形變－固溶熱處理工藝的製作方法

2023-09-12 07:48:10

專利名稱：一種Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金形變－固溶熱處理工藝的製作方法
技術領域：
本發明涉及一種改善超高強鋁合金強度、塑性和斷裂韌性的形變熱處理工藝，特別是指一種Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金形變-固溶熱處理工藝。屬於金屬材料形變熱處理工藝技術領域。
背景技術：
Al-Si-Mg-Cu系超高強鋁合金是一類重要的輕質高強結構材料，廣泛應用於航空航天、交通運輸等領域。Al-Zn-Mg-Cu系超高強鋁合金通常採用單次變形-固溶熱處理工藝或多次變形-中間退火處理(退火溫度一般為400-420°C )，最後進行一次固溶處理以改善其綜合機械性能；鑄錠均勻化後常規單次變形-固溶過程，由於變形過程中無中間退火，形變產生的位錯不能充分回復，導致固溶中基體發生再結晶；鑄錠均勻化後多次變形-中間退火處理，利用退火過程的回覆作用，有效減少形變產生的位錯，抑制固溶熱處理過程靜態再結晶，但變形態材料破碎的結晶相(鑄錠凝固時形成)在退火過程中容易聚集長大，在後續的固溶過程中不易溶解徹底。殘餘結晶相和基體再結晶對這類合金的強度、塑性和斷裂韌性有不良影響。另外，Al-Si-Mg-Cu系超高強鋁合金在常規的固溶熱處理過程中，存在固溶結晶相和抑制再結晶之間的矛盾，即提高固溶溫度或者延長固溶時間才能完全溶解結晶相，但加劇再結晶，不利於合金強度、塑性和斷裂韌性的改善。

發明內容
本發明的目的在於克服現有技術之不足而提供一種工藝方法簡單、操作方便、採用預變形-預固溶-再變形-短時再固溶的Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金形變-固溶熱處理工藝。 在變形過程中預固溶減少結晶相、降低位錯密度，採用再變形和短時再固溶處理，促進殘餘結晶相固溶和抑制基體再結晶，提高合金的強度、塑性和斷裂韌性。本發明一種Al-Zn-Mg-Cu系超高強鋁合金的形變-固溶熱處理工藝，包括下述步驟第一步預變形Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金鑄錠均勻化後，進行預變形，預變形溫度為400-420°C，變形量為10% -95% ；第二步預固溶+再變形將第一步得到的預變形試樣加熱至440-480°C (升溫速率不限)，保溫30-120min 進行預固溶；後隨爐冷至400-420°C，進行變形量為10% -95%的再變形；第三步短時再固溶將第二步所得的再變形試樣加熱至470-485°C (升溫速率不限)，保溫10-30min 固溶後水淬。本發明的一種Al-Si-Mg-Cu系超高強鋁合金的形變-固溶熱處理工藝中，短時固溶水淬後的試樣進行雙級時效，所述雙級時效工藝參數為110°C /6h+160°C /IOh0
本發明採用上述熱處理工藝方法，對Al-Zn-Mg-Cu系超高強鋁合金鑄錠均勻化後採用變形-固溶交替重複進行，即用固溶代替退火。首先在預變形後預固溶，一方面可以消除變形過程中產生的位錯，起到退火的作用；另一方面，預固溶採用比退火更高的溫度，能起到溶解大部分結晶相的作用；同時我們前期實驗發現常規溫度退火G00-420°C )時，結晶相在基體中溶解度較低，不能大量溶入基體而發生聚集長大；在較高溫度G40-480°C ) 的預固溶處理中，結晶相在基體中溶解度顯著提高，大部分溶入基體，避免了聚集長大；之後再變形使結晶相進一步破碎和分散，短時再固溶熱處理即可完全溶解殘餘結晶相；最終變形後採用短時再固溶工藝，通過控制固溶時間和溫度，在保證合金結晶相固溶的前提下可有效抑制再結晶，解決了固溶結晶相和抑制再結晶之間的矛盾，有效提高合金的強度、塑性和斷裂韌性。與常規的形變-熱處理相比，本發明提出的預變形-預固溶-再變形-短時再固溶的形變-熱處理方法，通過第一階段的預變形，細化粗大的原始晶粒和破碎粗大結晶相； 第二階段的預固溶處理中，降低形變產生的位錯密度的同時溶解大部分結晶相，避免結晶相聚集長大；第三階段的再變形達到預定的變形量，進一步細化原始晶粒和破碎結晶相； 第四階段的短時再固溶，溶解殘餘結晶相和抑制再結晶。經過以上處理，Al-Si-Mg-Cu系超高強合金在減少結晶相的前提下有效抑制再結晶，提高其強度、塑性和斷裂韌性。實驗表明，在Al-Si-Mg-Cu系合金鑄錠均勻化後，採用本發明的預變形-預固溶-再變形-短時再固溶的形變-熱處理方法與常規的形變-熱處理方法相比，有效減少了結晶相和再結晶，淬火時效後合金強度、塑性和斷裂韌性均得到顯著提高。綜上所述，本發明工藝方法簡單、操作方便、採用預變形-預固溶-再變形-短時再固溶的熱處理工藝，有效減少了 Al-Si-Mg-Cu系超高強鋁合金結晶相和再結晶，淬火時效後合金強度、塑性和斷裂韌性均得到顯著提高；推動高性能鋁合金的研發和應用，對航空航天、交通運輸等相關領域的發展有重要意義。適於工業化應用。


附圖1是本發明工藝流程示意圖。附圖2(a)為對比例1採用單次變形-常規固溶熱處理後時效態合金的殘餘結晶相掃描電鏡照片；附圖2 (b)為對比例2採用多次變形-中間退火-常規固溶熱處理後時效態合金的殘餘結晶相掃描電鏡照片；附圖2(c)為實施例1採用本發明預變形-預固溶-再變形-短時再固溶的形變-熱處理方法處理後時效態合金的殘餘結晶相掃描電鏡照片；附圖3(a)為對比例1採用單次變形-固溶熱處理工藝後時效態合金再結晶金相照片；附圖3(b)為對比例2採用多次變形-中間退火-常規固溶熱處理後時效態合金再結晶金相照片；附圖3(c)為實施例1採用本發明預變形-預固溶-再變形-短時再固溶的形變-熱處理方法處理後時效態合金再結晶金相照片；由附圖2(a)、附圖2(b)和附圖2(c)可以看出，採用本發明處理的高強鋁合金的殘餘結晶相比單次變形-常規固溶熱處理工藝或多次變形-中間退火-常規固溶工藝處理殘餘結晶相明顯減少。由附圖3(a)、附圖3(b)和附圖3(c)可以看出，採用本發明處理的高強鋁合金的再結晶分數比單次變形-常規固溶熱處理工藝或多次變形-中間退火-常規固溶工藝處理處理的再結晶分數明顯減少。
具體實施例方式實施例1-11採用均勻化的Al-7. 5Zn-l. 6Mg_l. 5Cu_0. 13Zr (質量分數)鋁合金鑄坯，採用如附圖1所示工藝流程進行形變-固溶熱處理，變形量、預固溶和短時再固溶條件具體見實施例1-11，通過雙級時效制度進行時效處理(110°c /6h+160°C /IOh)；實施例12 採用Al-6. 5Zn-2. 4Mg-2. 2Cu-0. 15Zr按附圖1所示工藝流程進行形變、固溶熱處理，變形、 固溶和時效工藝同實施例1 ；實施例13採用Al-5. 6Zn-2. 5Mg_l. 6Cu_0. 23Cr，按附圖1所示工藝流程進行形變、固溶熱處理，變形、固溶和時效工藝同實施例1 ；對比例1合金化學成分同實施例1-11，採用單次變形-固溶熱處理工藝，即單次變形G00°C，應變程度為80% ) 和常規固溶處理/lh)後水淬，進行雙級時效處理；對比例2合金化學成分同實施例1-11，採用多次變形、中間退火、常規固溶熱處理，即預變形G00°C，應變程度為80%)、 400°C退火lh、再變形G00°C，應變程度為60% )和常規固溶處理/lh)後水淬，進行雙級時效處理；對比例3合金成分與實施例12的合金成分相同，形變及固溶處理同對比例1 ；對比例4合金成分與實施例13的合金成分相同，形變及固溶處理同對比例1。最後，將實施例1-11和對比例1-2所製備的合金性能進行比較，實施例12-13和對比例3-4所製備的合金性能進行對比，結果見表1。其中拉伸實驗參照GB/T228，斷裂韌性實驗參照GB/4161-84標準進行。結果顯示，採用本發明的預變形_預固溶_再變形_短時再固溶工藝方法與單次變形-常規固溶熱處理工藝或多次變形-中間退火-常規固溶工藝處理相比，有效減少了結晶相和再結晶(圖2、3所示)，強度、塑性和斷裂韌性均得到顯著提尚。實施例1 試樣在400°C預變形80% ；然後440°C預固溶30min ；400°C再變形60% ；470°C再固溶IOmin後水淬；最後進行雙級時效。實施例2 試樣在400°C預變形10% ；然後440°C預固溶30min ；400°C再變形60% ；470°C再固溶IOmin後水淬；最後進行雙級時效。實施例3:試樣在400°C預變形95% ；然後440°C預固溶30min ；400°C再變形60% ；470°C再固溶IOmin後水淬；最後進行雙級時效。實施例4 試樣在400°C預變形80% ；然後440°C預固溶120min ；400°C再變形60% ;470°C再固溶IOmin後水淬；最後進行雙級時效。實施例5 試樣在400°C預變形80% ；然後480°C預固溶30min ；400°C再變形60% ；470°C再固溶IOmin後水淬；最後進行雙級時效。實施例6 試樣在400°C預變形80% ；然後480°C預固溶120min ；400°C再變形60% ;485°C再固溶IOmin後水淬；最後進行雙級時效。實施例7 試樣在400°C預變形80% ；然後440°C預固溶30min ；400°C再變形10% ；470°C再固溶IOmin後水淬；最後進行雙級時效。實施例8:試樣在400°C預變形80% ；然後440°C預固溶30min ；400°C再變形95% ；470°C再固溶IOmin後水淬；最後進行雙級時效。實施例9 試樣在400°C預變形80% ；然後480°C預固溶120min ；400°C再變形60% ;470°C再固溶30min後水淬；最後進行雙級時效。實施例10 試樣在400°C預變形80% ；然後480°C預固溶120min ；400°C再變形60% ;485°C再固溶IOmin後水淬；最後進行雙級時效。實施例11 試樣在400°C預變形80% ；然後480°C預固溶120min ；400°C再變形60% ;485°C再固溶30min後水淬；最後進行雙級時效。實施例12 試樣在400°C預變形80% ；然後480°C預固溶120min ；400°C再變形60% ;470°C再固溶IOmin後水淬；最後進行雙級時效。實施例13 試樣在400°C預變形80% ；然後480°C預固溶120min ；400°C再變形60% ;470°C再固溶IOmin後水淬；最後進行雙級時效。表1合金經過不同形變及固溶熱處理並經時效後的拉伸性能和斷裂韌性
權利要求
1.一種Al-Si-Mg-Cu系超高強鋁合金的形變-固溶熱處理工藝，包括下述步驟第一步預變形鋁合金鑄錠均勻化後，進行預變形，預變形溫度為400-420°C，變形量為10% -95% ；第二步預固溶+再變形將第一步得到的預變形試樣加熱至440-480°C，保溫30-120min進行預固溶；後隨爐冷至400-420°C，進行變形量為10% -95%的再變形；第三步短時再固溶將第二步所得的再變形試樣加熱至470-485°C，保溫10-30min進行短時固溶後水淬。
2.根據權利要求1所述的一種Al-Si-Mg-Cu系超高強鋁合金的形變-固溶熱處理工藝，其特徵在於第一步預變形鋁合金鑄錠均勻化後，變形量為20% -85% ；第二步預固溶+再變形將第一步得到的預變形試樣加熱至450-470°C，保溫50-100min進行預固溶；後隨爐冷至400-420°C，進行變形量為20% -85%的再變形；第三步短時再固溶將第二步所得的再變形試樣加熱至470-480°C，保溫15-25min進行短時固溶後水淬。
3.根據權利要求1所述的一種Al-Si-Mg-Cu系超高強鋁合金的形變-固溶熱處理工藝，其特徵在於第一步預變形鋁合金鑄錠均勻化後，變形量為40% -60% ；第二步預固溶+再變形將第一步得到的預變形試樣加熱至460-465°C，保溫70-80min進行預固溶；後隨爐冷至400-420°C，進行變形量為40% -60%的再變形；第三步短時再固溶將第二步所得的再變形試樣加熱至472-475 ，保溫18-20min進行短時固溶後水淬。
4.根據權利要求1-3任意一項所述的一種Al-Zn-Mg-Cu系超高強鋁合金的形變-固溶熱處理工藝，其特徵在於步驟三所得的短時固溶水淬後的試樣進行雙級時效，所述雙級時效工藝參數為110°C /6h+160°C /10h。
全文摘要
一種Al-Zn-Mg-Cu系超高強鋁合金的形變-固溶熱處理工藝，包括下述步驟(1)預變形，預變形溫度為400-420℃，變形量為10％-95％；(2)預固溶，預固溶溫度為440-480℃，保溫時間為30-120min；(3)再變形，再變形溫度為400-420℃，變形量為10％-95％；(4)短時固溶，固溶溫度為470-485℃，固溶時間為10-30min。本發明採用變形-固溶交替重複進行，避免單次變形-固溶過程形變產生的位錯密度過高導致的基體再結晶；預固溶溫度高於常規退火溫度，預變形後的預固溶工藝通過回復降低變形引入的位錯密度並固溶大部分結晶相；再進行短時再固溶，溶解殘餘結晶相和抑制合金的再結晶。本發明工藝方法簡單、操作方便、有效減少了Al-Zn-Mg-Cu系超高強鋁合金結晶相和再結晶，淬火時效後合金強度、塑性和斷裂韌性均得到顯著提高；對航空航天、交通運輸領域的發展有重要意義，適於工業化應用。
文檔編號C22F1/053GK102242326SQ201110183388
公開日2011年11月16日 申請日期2011年7月1日 優先權日2011年7月1日
發明者彭國勝, 陳康華, 陳送義 申請人:中南大學