專利名稱：一種高鋅高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu鋁合金熱處理工藝的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于金屬合金技術(shù)領(lǐng)域，是一種提高特定高鋅高強(qiáng)鋁合金綜合性的精確熱處理工藝。
背景技術(shù)：
Al-Si-Mg-Cu合金屬于超高強(qiáng)鋁合金，是可熱處理強(qiáng)化合金，具有較高的比強(qiáng)度， 廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域，但是由于峰值時(shí)效狀態(tài)下，抗應(yīng)力腐蝕能力和斷裂韌性都比較差，限制了其廣泛應(yīng)用。因此，優(yōu)化合金成分和熱處理工藝獲得綜合性能良好的合金一直是廣大材料研究工作的共同追求的目標(biāo)。Al-Si-Mg-Cu合金時(shí)效工藝目前主要采用以下幾種方法單級(jí)時(shí)效，雙級(jí)過時(shí)效和回歸再時(shí)效。1)單級(jí)時(shí)效是峰值時(shí)效，其沉淀序列處于GP區(qū)向η ‘相的過渡階段，晶內(nèi)主要分布著細(xì)微的GP區(qū)和少量的半共格的η'相，隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)析出物逐漸長(zhǎng)大且體積分?jǐn)?shù)增加；同時(shí)晶界上析出連續(xù)的n相，晶界無(wú)沉淀析出帶(PFZ)不明顯。完全時(shí)效后合金強(qiáng)度雖可達(dá)峰值(Τ6)，但抗引力腐蝕能力和韌性都比較差。2)雙級(jí)過時(shí)效是以提高抗引力腐蝕能力為主的時(shí)效，雙級(jí)過時(shí)效的第一級(jí)時(shí)效為低溫預(yù)時(shí)效，相當(dāng)于時(shí)效成核階段，晶內(nèi)形成大量的GP區(qū)和極少的η'相，第二級(jí)時(shí)效是高溫長(zhǎng)時(shí)時(shí)效，那些能在高溫時(shí)效溫度下穩(wěn)定存在的GP區(qū)優(yōu)先成核轉(zhuǎn)化為η'相且逐漸長(zhǎng)大，原有的η'相也逐漸長(zhǎng)大同時(shí)部分η'相向η相轉(zhuǎn)變。在晶內(nèi)主要形成均勻分布的η'相和η相，隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)晶內(nèi)析出相粗化、質(zhì)點(diǎn)間距增大，在大角度晶界上是較穩(wěn)定的Π相，晶界析出相不連續(xù)分布，改善了合金的抗應(yīng)力腐蝕能力和韌性，但要犧牲材料的一定強(qiáng)度。3)回歸再時(shí)效工藝(RRA)，包括三個(gè)階段第一級(jí)為單級(jí)峰值時(shí)效，使合金達(dá)到Τ6 狀態(tài)；第二級(jí)時(shí)效為高溫回歸處理，使合金晶內(nèi)強(qiáng)化相溶解，晶界沉淀相析出；第三級(jí)再進(jìn)行一次Τ6處理。1989年美國(guó)Alcoa公司以T77為名注冊(cè)了第一個(gè)可工業(yè)應(yīng)用的RRA處理工藝規(guī)范。通常來說完成三級(jí)時(shí)效后，由于時(shí)效時(shí)間過長(zhǎng)，需要進(jìn)行兩次T6處理，能耗較高，不利于工業(yè)應(yīng)用。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明針對(duì)當(dāng)前高鋅超高強(qiáng)Al-Si-Mg-Cu合金強(qiáng)度高，韌性較差這一缺點(diǎn)，通過使用一種新型熱處理工藝，使合金在強(qiáng)度保持不變或稍有下降的情況下，實(shí)現(xiàn)韌性的提高， 同時(shí)減少了熱處理時(shí)間，降低能耗。本發(fā)明的技術(shù)方案是先進(jìn)行雙級(jí)時(shí)效，保證經(jīng)固溶淬火后的過飽和溶質(zhì)原子能夠以GP區(qū)和η'相(MgZn2)的形式存在，使合金達(dá)到較高的時(shí)效強(qiáng)度，而后再進(jìn)行高溫短時(shí)時(shí)效，使晶內(nèi)已析出的較大的GP區(qū)全部轉(zhuǎn)化為η'相(MgZn2)，晶界沉淀相η (MgZn2)發(fā)生球化，呈斷續(xù)分布，從而實(shí)現(xiàn)提高合金韌性的目的。通過以上時(shí)效處理可使合金在強(qiáng)度保持不變或稍有下降的情況下，實(shí)現(xiàn)韌性的顯著提高，擴(kuò)大了合金的應(yīng)用范圍，有效縮短熱處理時(shí)間，降低能耗。本發(fā)明的工藝路線1)雙級(jí)時(shí)效，經(jīng)固溶淬火后，在130°C 140°C加熱2小時(shí) 6小時(shí)隨后在115°C 125°C加熱6小時(shí) 10小時(shí)。第一級(jí)在130°C 140°C加熱2小時(shí) 6小時(shí)時(shí)效可以使經(jīng)固溶淬火后的過飽和溶質(zhì)原子以GP區(qū)的形式較快的均勻形核和長(zhǎng)大同時(shí)會(huì)析出少量的η ‘ 相(MgZn2)，隨后在115°C 125°C加熱6小時(shí) 10小時(shí)，GP區(qū)逐漸向n ‘相(MgZn2)轉(zhuǎn)化同時(shí)原有的Π'相(MgZn2)長(zhǎng)大，使合金的強(qiáng)度接近或略低于峰值時(shí)效強(qiáng)度。2)高溫短時(shí)時(shí)效，將經(jīng)過雙級(jí)時(shí)效處理的合金在在170°C 200°C加熱5分鐘 60分鐘，使合金晶內(nèi)已析出的GP區(qū)全部轉(zhuǎn)化為η ‘相(MgZn2)，晶界平衡析出相η (MgZn2) 發(fā)生球化由連續(xù)分布變成斷續(xù)分布，從而實(shí)現(xiàn)提高合金韌性的目的。上述步驟(1)中固溶淬火指的是合金經(jīng)470°C保溫3小時(shí)固溶淬火。本發(fā)明所適用的合金成分為Zn :10. 0% 11. 5wt % ；Mg :1. 6% 2. Owt % ； Cu 1. 4% 2. Owt% ；Zr 0. 08% 0. 15wt% ；Er :0. 06 0. 15wt%，余量為 Al 以及其他一些不可避免雜質(zhì)。本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)和積極效果1)通過本發(fā)明處理后的合金晶內(nèi)析出細(xì)小彌散的η ‘相，晶界析出相斷續(xù)分布；2)操作簡(jiǎn)單，大大縮短了時(shí)效時(shí)間，降低熱處理能耗，有利于工業(yè)生產(chǎn)中節(jié)能減排；3)使合金在保持高強(qiáng)度的同時(shí)，提高合金的韌性。


圖1合金在90°C 165°C，時(shí)間為0. 5小時(shí) 72 /J圖2是合金經(jīng)135°C加熱4小時(shí)+120°C加熱8小時(shí) 5分鐘 240分鐘(高溫短時(shí)時(shí)效)的時(shí)效硬化曲線；圖3是合金經(jīng)135°C加熱4小時(shí)+120°C加熱8小時(shí) 5分鐘 240分鐘(高溫短時(shí)時(shí)效)的時(shí)效硬化曲線；圖4是合金經(jīng)135°C加熱4小時(shí)+120°C加熱8小時(shí) 5分鐘 240分鐘(高溫短時(shí)時(shí)效)的時(shí)效硬化曲線；圖5是合金經(jīng)135°C加熱4小時(shí)+120°C加熱8小時(shí) 5分鐘 240分鐘(高溫短時(shí)時(shí)效)的時(shí)效硬化曲線；圖6是合金經(jīng)120°C加熱M小時(shí)處理后的晶界沉淀相特征圖；圖7是合金經(jīng)本發(fā)明時(shí)效工藝處理后的晶內(nèi)析出相特征圖；圖8是合金經(jīng)本發(fā)明時(shí)效工藝處理后的晶界沉淀相特征圖具體實(shí)施方法合金化學(xué)成分為Al-10. OZn-1. 9Mg_l. 7Cu_0. 12Zr-0. 06Er (質(zhì)量百分?jǐn)?shù))的擠壓態(tài)合金(擠壓比為15. 4 1)將合金進(jìn)行470°C 3小時(shí)固溶處理，水淬到室溫，隨后進(jìn)行如下實(shí)施例的時(shí)效處理。對(duì)比例1
、時(shí)的硬度變化規(guī)律曲線； (雙級(jí)時(shí)效)后，在170°C加熱
(雙級(jí)時(shí)效)后，在180°C加熱
(雙級(jí)時(shí)效)后，在190°C加熱
(雙級(jí)時(shí)效)后，在200°C加熱
1)將合金進(jìn)行單級(jí)時(shí)效處理，單級(jí)時(shí)效溫度為90°C 165°C，時(shí)間為0. 5小時(shí) 72小時(shí)，取不同熱處理狀態(tài)的樣品測(cè)試硬度，繪制出硬度曲線(見圖1)。由圖1可以看出， 合金具有非常明顯的時(shí)效硬化特性，時(shí)效初期，硬度上升非常明顯。曲線硬度變化趨勢(shì)基本相同，都經(jīng)歷了一個(gè)先上升到峰值隨后緩慢下降的過程。合金在120°C時(shí)效M小時(shí)硬度達(dá)到峰值。2)選取單級(jí)時(shí)效峰值點(diǎn)(120°C時(shí)效M小時(shí))附近狀態(tài)樣品進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果見表1。合金強(qiáng)度的變化和硬度曲線基本一致。合金在120°CM小時(shí)取得了峰值強(qiáng)度， 此時(shí)合金的斷裂韌性為31. 4MPa"2。表1合金在120°C單級(jí)時(shí)效處理后的力學(xué)性能
時(shí)效狀態(tài)σb/MPaσ02/MPas5/%120°C /16h73870010. 3120°C /20h73570011120°C /24h7637339. 3120°C /28h73570510. 3對(duì)比例21)將合金進(jìn)行雙級(jí)時(shí)效處理第一級(jí)時(shí)效處理為135°C 2小時(shí) 6小時(shí)，第二級(jí)時(shí)效處理為120°C8小時(shí)。選取不同熱處理狀態(tài)樣品進(jìn)行硬度測(cè)試，結(jié)果見表2?？梢?，最優(yōu)的第一級(jí)時(shí)效處理為135°C 4小時(shí)。表2合金經(jīng)135°C 2小時(shí) 6小時(shí)+120°C 8小時(shí)時(shí)效處理后的硬度
時(shí)效狀態(tài)硬度/HV135°C /2h+120°C /8h201. 1135°C /4h+120°C /8h206. 7135°C /6h+120°C /8h202. 32)將合金進(jìn)行雙級(jí)時(shí)效處理第一級(jí)時(shí)效處理為135°C 4小時(shí)，第二級(jí)時(shí)效處理為120°C6小時(shí) 10小時(shí)。選取不同熱處理狀態(tài)樣品進(jìn)行硬度測(cè)試，結(jié)果見表3?？梢姡顑?yōu)的第二級(jí)時(shí)效處理為120°C 8小時(shí)。所以最優(yōu)化的雙級(jí)工藝為135°C加熱4小時(shí)+120°C 加熱8小時(shí)，此時(shí)合金的抗拉強(qiáng)度為749MPa、屈服強(qiáng)度716Mpa、延伸率為10. 1%、斷裂韌性 30. 3MlV/2。表3合金經(jīng)135°C 4小時(shí)+120°C 6小時(shí) 10小時(shí)時(shí)效處理后的硬度
時(shí)效狀態(tài)硬度/HV
權(quán)利要求
1.一種高鋅高強(qiáng)Al-Si-Mg-Cu鋁合金熱處理工藝，鋁合金成分為ai :10. Owt % 11. 5wt%,Mg :1. 6wt% 2. 0wt%, Cu :1. 4wt% 2. 0wt%,Zr :0. 08wt% 0. 15wt%,Er 0. 06Wt% 0. 15wt%，余量為Al以及其他一些不可避免雜質(zhì)，其特征在于，包括以下步驟1)雙級(jí)時(shí)效，經(jīng)固溶淬火后，在130°C 140°C加熱2小時(shí) 6小時(shí)隨后在115°C 125°C加熱6小時(shí) 10小時(shí)；2)高溫短時(shí)時(shí)效，將經(jīng)過雙級(jí)時(shí)效處理的合金在在170°C 200°C加熱5分鐘 60分鐘。
2.按照其權(quán)利要求1的工藝，其特征在于，雙級(jí)時(shí)效為在135°C加熱4小時(shí)然后120°C 加熱8小時(shí)，高溫短時(shí)時(shí)效為在190°C加熱15分鐘。
3.按照其權(quán)利要求1的工藝，其特征在于，步驟(1)中固溶淬火指的是合金經(jīng)470°C保溫3小時(shí)固溶淬火。
全文摘要
一種高鋅高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu鋁合金熱處理工藝，屬于金屬合金技術(shù)領(lǐng)域。成分為Zn10.0wt％～11.5wt％、Mg1.6wt％～2.0wt％、Cu1.4wt％～2.0wt％、Zr0.08wt％～0.15wt％、Er0.06wt％～0.15wt％，余量為Al以及不可避免雜質(zhì)的鋁合金經(jīng)固溶淬火后，在130℃～140℃加熱2～6小時(shí)隨后在115℃～125℃加熱6～10小時(shí)；高溫短時(shí)時(shí)效，將經(jīng)過雙級(jí)時(shí)效處理的合金在在170℃～200℃加熱5～60分鐘。本發(fā)明使合金在強(qiáng)度保持不變或稍有下降的情況下，實(shí)現(xiàn)韌性的提高，同時(shí)減少了熱處理時(shí)間，降低能耗。
文檔編號(hào)C22F1/053GK102534324SQ20121004878
公開日2012年7月4日 申請(qǐng)日期2012年2月28日 優(yōu)先權(quán)日2012年2月28日
發(fā)明者冉凡青, 張瑞巖, 聶祚仁, 陳子勇 申請(qǐng)人:北京工業(yè)大學(xué)