專利名稱：同時提高鋁合金強(qiáng)度、抗疲勞性能的熱處理方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明公開了一種同時提高鋁合金強(qiáng)度、抗疲勞性能的熱處理方法；具體涉及一種同時提高鋁鋅鎂銅合金的強(qiáng)度、抗疲勞綜合性能的熱處理方法。屬于金屬材料熱處理技術(shù)領(lǐng)域。
背景技術(shù)：
高Zn含量的Al-Zn-Mg-Cu合金具有超過600MPa的抗拉強(qiáng)度，在航空航天等眾多領(lǐng)域具有廣泛的用途。以往，常常只關(guān)注Al-Zn-Mg-Cu合金的強(qiáng)度和耐腐蝕性能。隨著航空科技的發(fā)展，尤其是隨著損傷容限設(shè)計(jì)理論的發(fā)展，對于Al-Zn-Mg-Cu合金，不僅要求鋁合金具有超高的強(qiáng)度和優(yōu)良的耐腐蝕性能，更要求優(yōu)異的抗疲勞性能。這種集綜合優(yōu)異性能于一身的鋁合金處理技術(shù)是航空領(lǐng)域迫切需要的。 研究表明，該系合金為了獲得最高的抗拉強(qiáng)度，通常采用T6峰值時效處理方法。但該方法處理的鋁合金材料的晶內(nèi)組織為彌散分布的GP區(qū)粒子和η ’相，晶界組織為連續(xù)分布的Π相粒子。由于晶界粒子呈連續(xù)分布，導(dǎo)致耐腐蝕性能差。為了提高鋁合金抗應(yīng)力腐蝕性能，過去幾十年采取的方法是將鋁合金進(jìn)行兩級過時效處理，得到斷續(xù)分布的晶界粒子，如Τ73、Τ74、Τ76等過時效狀態(tài)。但是，這些過時效狀態(tài)在得到斷續(xù)分布的晶界粒子的同時，也使得晶內(nèi)強(qiáng)化粒子粗化，造成合金強(qiáng)度下降。近年來開發(fā)出的回歸再時效(RRA)三級時效處理技術(shù)，可以在保持晶內(nèi)彌散組織的同時，將晶界粒子處理成過時效的斷續(xù)分布狀態(tài)，較好地實(shí)現(xiàn)了抗拉強(qiáng)度和抗腐蝕性能的協(xié)同提高。然而，對于航空用鋁合金而言，除強(qiáng)度和抗應(yīng)力腐蝕性能外，更加關(guān)注抗疲勞性能。雖然有研究報道了 7055-Τ7751合金的低周疲勞行為，但航空鋁合金更加關(guān)注的是高周疲勞，而且高周疲勞行為與低周疲勞有著本質(zhì)的區(qū)別。在高周疲勞方面，有研究報道了三級時效(RRA)處理對Al-Zn-Mg-Cu合金抗疲勞性能的影響，該研究采用了較高的回歸溫度，雖然相對于過時效處理(Τ7351、Τ761)方法而言，合金的抗疲勞性能有所提高，其裂紋擴(kuò)展速率在AK=28Mpam1/2下，為4. OXKrtim/cycle，但與2000系鋁合金的抗疲勞性能水平(Δ K=33MPam1/2下,2. OX l(T3mm/cycle)相比,相去甚遠(yuǎn)。研究表明，經(jīng)過時效處理的合金在疲勞過程中裂紋幾乎完全沿晶界擴(kuò)展，三級時效(RRA)處理的合金試樣中也有相當(dāng)部分的裂紋沿晶界擴(kuò)展。究其原因，這是由于合金經(jīng)過時效處理和三級時效處理后產(chǎn)生了晶界無析出帶，晶界無析出帶是合金組織的薄弱區(qū)域，因此，晶界無析出帶成為了疲勞裂紋擴(kuò)展的通道。由此可見，阻止疲勞裂紋沿?zé)o析出帶擴(kuò)展成為提高合金抗疲勞性能的關(guān)鍵。如何阻止疲勞裂紋沿晶界無析出帶擴(kuò)展呢？減小晶界無析出帶寬度、提高晶界強(qiáng)度可以阻止裂紋沿晶界無析出帶擴(kuò)展。這樣，就需要降低三級時效處理的回歸溫度。但是，降低回歸溫度必然會降低晶界的過時效程度和影響晶界析出粒子的分散性，從而降低合金的抗應(yīng)力腐蝕性能。因此，開發(fā)新的三級時效處理技術(shù)，調(diào)節(jié)合金中晶界無析出帶寬度，提高晶內(nèi)過時效程度，在提高合金晶界強(qiáng)度的同時，適當(dāng)降低合金的晶內(nèi)強(qiáng)度，抑制和避免疲勞裂紋沿晶界無析出帶擴(kuò)展，成為在保持高強(qiáng)度和優(yōu)良耐腐蝕性能的前提下，大幅度提高Al-Zn-Mg-Cu合金抗疲勞性能的唯一有效途徑。如果能夠使其達(dá)到與2000系鋁合金相當(dāng)水平的抗疲勞性能，對于提升該合金在航空領(lǐng)域的應(yīng)用水平將具有重要意義。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于克服現(xiàn)有技術(shù)之不足而提供一種工藝方法簡單合理、可有效提高Al-Zn-Mg-Cu合金常規(guī)拉伸強(qiáng)度、抗疲勞綜合性能的熱處理方法。本發(fā)明同時提高鋁合金強(qiáng)度、抗疲勞性能的熱處理方法，是采用下述方案實(shí)現(xiàn)的將經(jīng)過固溶處理的淬火態(tài)鋁鋅鎂銅合金加熱至70_120°C，保溫24-96 小時，出爐空冷至室溫，然后，升溫至150-170°C，保溫2-120分鐘，出爐空冷至室溫后，再加熱至70-120°C下保溫24-96小時，出爐空冷。本發(fā)明中，鋁鋅鎂銅合金包括下述組分，按重量百分比組成Zn5. 9-8. 4%, MnO. 2-0. 6%, Mg I. 6-2. 4%, Cu2. 0-2. 6%,余量為 Al。本發(fā)明中，鋁鋅鎂銅合金包括下述組分，按重量百分比組成Zn5. 9-8. 4%, MnO. 2-0. 6%, Mg I. 6-2. 4%, Cu2. 0-2. 6%, Zr O. 05-0. 25%,余量為 Al。本發(fā)明中，固溶處理工藝為460_495°C /1-2小時。本發(fā)明采用上述工藝方法，Al-Zn-Mg-Cu合金經(jīng)過70_120°C較長時間的預(yù)時效，150-170 V較低溫度、較短時間的回歸處理以及70-120°C較長時間的再時效(第三級時效)處理。由于采用了稍低于常規(guī)回歸的溫度，獲得足夠分散的晶界過時效粒子，可以有效減小晶界無析出帶寬度并使合金保持較高的抗應(yīng)力腐蝕性能，同時使得合金晶內(nèi)粒子粗化、間距增大、彌散度下降。隨后，進(jìn)行的長時間的再時效(第三級時效)，可以有效提高合金晶內(nèi)的過時效程度、降低晶內(nèi)強(qiáng)度，這樣的組織具有較高的晶界強(qiáng)度和較低的晶內(nèi)強(qiáng)度，可有效避免疲勞裂紋沿晶界擴(kuò)展的現(xiàn)象的發(fā)生。同時，雖然晶內(nèi)粒子長大、間距增大和彌散度下降，但晶內(nèi)組織仍然主要是G. P.區(qū)粒子和η’相，沒有出現(xiàn)Π平衡相。很顯然，G.P.區(qū)粒子和H’相與基體保持有共格和半共格界面關(guān)系，可以被位錯切割。而且粒子間距較大，在疲勞過程中的交變應(yīng)力作用下，無疑將有利于裂紋尖端處位錯的往復(fù)滑移，乃至于疲勞裂紋的閉合，表現(xiàn)出高的耐疲勞性能。同時，以G.P.區(qū)粒子和η’相為主要強(qiáng)化相的合金還具有更高的室溫強(qiáng)度。此外，Al-Zn-Mg-Cu合金經(jīng)過較低溫度回歸和較長時間再時效的三級時效處理后，晶界析出了非連續(xù)的粗大n平衡相，顯示出了較好的抗應(yīng)力腐蝕和抗剝落腐蝕性能。綜上所述，本發(fā)明工藝方法簡單合理，通過較低溫度回歸和較長時間再時效的三級時效熱處理工藝，使Al-Zn-Mg-Cu合金獲得了以G.P.區(qū)粒子和η’相為主的晶內(nèi)組織，該組織結(jié)構(gòu)不僅具有高強(qiáng)度，而且有利于疲勞過程中裂紋尖端的位錯往復(fù)滑移和裂紋閉合，大幅度提高了疲勞性能。在AK=33MPam1/2的疲勞裂紋擴(kuò)展速率約2.0X10_3mm/CyCl e左右，達(dá)到了與2000系鋁合金相當(dāng)?shù)目蛊谛阅芩?。同時，晶界組織為粗大、分離的η平衡相粒子，使合金具有較好的抗應(yīng)力腐蝕性能和抗剝落腐蝕性能，適于工業(yè)化應(yīng)用。


附圖Ia是本發(fā)明實(shí)施例I采用70°C /96h單級時效熱處理的Al-Zn-Mg-Cu合金在腐蝕液中浸泡48h后的表面形貌。附圖Ib是本發(fā)明實(shí)施例2采用100°C /24h+160°C /2min+100°C /24h三級時效的Al-Zn-Mg-Cu合金在腐蝕液中浸泡48h后的表面形貌。附圖Ic是本發(fā)明實(shí)施例3采用70°C /24h+170°C /20min+100°C /96h三級時效的Al-Zn-Mg-Cu合金在腐蝕液中浸泡48h后的表面形貌。附圖Id是本發(fā)明實(shí)施例4采用100°C /24h+160°C /120min+100°C /24h三級時效的Al-Zn-Mg-Cu合金在腐蝕液中浸泡48h后的表面形貌。附圖Ie是本發(fā)明實(shí)施例5采用100°C /24h+170°C /30min+100°C /24h三級時效的Al-Zn-Mg-Cu合金在腐蝕液中浸泡48h后的表面形貌。 附圖If是本發(fā)明實(shí)施例6采用100°C /24h+170°C /10min+120°C /96h三級時效的Al-Zn-Mg-Cu合金在腐蝕液中浸泡48h后的表面形貌。圖2是本發(fā)明實(shí)施例1-6處理的鋁鋅鎂銅合金的極化曲線。附圖3是本發(fā)明實(shí)施例3和實(shí)施例4處理的鋁鋅鎂銅合金的疲勞裂紋擴(kuò)展速率曲線。附圖4是對比例的鋁鋅鎂銅合金的疲勞裂紋擴(kuò)展速率曲線。附圖5a是實(shí)施例4的合金經(jīng)過RRA3處理后的金相照片。附圖5b是實(shí)施例4的合金經(jīng)過RRA3處理后的透射電鏡照片。附圖6a是對比例的合金的金相照片。附圖6b是對比例的合金的透射電鏡組織照片。從圖Ia至圖If可以看出圖Id顯示的實(shí)施例4處理后的鋁鋅鎂銅合金的抗剝落腐蝕性能最好。附圖2顯示出實(shí)施例1-6分別依次采用T6—70°C /96h 單級時效；RRAl-IOO0C /24h+150°C /2min+100°C /24h 三級時效，RRA2—70°C /24h+170°C /20min+100°C /96h 三級時效，RRA3—IOO0C /24h+160°C /120min+100°C /24h 三級時效，RRA4—IOO0C /24h+170°C /30min+100°C /24h 三級時效，RRA5—IOO0C /24h+170°C /10min+120°C /96h 三級時效，處理的鋁鋅鎂銅合金的腐蝕電流，其中實(shí)施例4采用RRA3—IOO0C /24h+160°C /120min+100°C /24h三級時效的腐蝕電流最低。附圖3中，實(shí)施例3的鋁鋅鎂銅合金經(jīng)過較低溫度(170°C)回歸三級時效熱處理后的RRA2狀態(tài)下的鋁鋅鎂銅合金的疲勞裂紋擴(kuò)展速率曲線；實(shí)施例4的鋁鋅鎂銅合金經(jīng)過較低溫度(160°C)回歸三級時效熱處理后的RRA3狀態(tài)下鋁鋅鎂銅合金的疲勞裂紋擴(kuò)展速率曲線；從圖3可以看出顯示具有RRA3狀態(tài)的實(shí)施例4處理的合金，在AK=33Mpam1/2下的疲勞裂紋擴(kuò)展速率為2. OX 10-3mm/CyCle。高于實(shí)施例3在RRA2狀態(tài)下的抗疲勞性能。附圖4可以看出經(jīng)較高溫度(190°C)回歸和峰值再時效的RRA處理后的Al-Zn-Mg-Cu合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率曲線。結(jié)果表明，其在AK=28MPam1/2下的疲勞裂紋擴(kuò)展速率就已經(jīng)達(dá)到4. OX 10_3mm/cycle，明顯高于經(jīng)較低溫度(150_170°C )回歸和較長時間再時效處理的Al-Zn-Mg-Cu合金。從附圖5b可以看出，組織中主要是η ’相和G. P. (II)區(qū)粒子。從附圖6b可以看出，經(jīng)較高溫度(190°C)回歸和峰值再時效處理的Al-Zn-Mg-Cu合金的組織主要是H’和Π相，沒有G.P.區(qū)的存在。
具體實(shí)施例方式實(shí)施例I (Τ6態(tài))；合金I 成分為5. 9%Zn, 2. 4%Mg, 2. 4%Cu, O. 6%Mn, 0. 05%Zr,余量為鋁。在 460。。進(jìn)行固溶處理2h，并水淬，經(jīng)過70°C/96h單級時效之后空冷，室溫下的力學(xué)性能達(dá)到抗拉強(qiáng)度為616MPa，屈服強(qiáng)度為556MPa，延伸率為13% ;耐腐蝕性能電導(dǎo)率為24. 6%IACS，在標(biāo)準(zhǔn)腐蝕液(3. 0%NaCl+0. 5%H202)中和452MPa載荷下的斷裂時間為24小時，腐蝕電流為945/ uA · CnT20實(shí)施例2 (RRA1 態(tài))；合金2 成分為5. 9%Zn, 2. 4%Mg, 2. 0%Cu, O. 4%Mn, 0. 05%Zr,余量為鋁。在 470。。進(jìn)行固溶處理2h，并水淬，經(jīng)過100°C /24h+150°C /2min+100°C /24h三級時效之后空冷，室溫下的力學(xué)性能達(dá)到抗拉強(qiáng)度為601MPa，屈服強(qiáng)度為544MPa，延伸率為12% ;耐腐蝕性能電導(dǎo)率為30. 6%IACS，在標(biāo)準(zhǔn)腐蝕液(3. 0%NaCl+0. 5%H202)中和452MPa載荷下的斷裂時間為10小時，腐蝕電流為493/μ A · cm_2。實(shí)施例3(RRA2 態(tài))；合金3 成分為8. 4%Zn, 2. 3%Mg, 2. 2%Cu, O. 6%Mn, 0. 15%Zr,余量為鋁。在 495。。進(jìn)行固溶處理lh，并水淬，經(jīng)過70°C /24h+170°C /20min+100°C /96h三級時效之后空冷，室溫下的力學(xué)性能達(dá)到抗拉強(qiáng)度為630MPa，屈服強(qiáng)度為566MPa，延伸率為11% ;抗應(yīng)力腐蝕性能電導(dǎo)率為34. 6%IACS，在標(biāo)準(zhǔn)腐蝕液(3. 0%NaCl+0. 5%H202)中和452MPa載荷下的斷裂時間為 50 小時，腐蝕電流為 190/μ A · cnT2 ;抗疲勞性能ΛK=29MPam1/2，da/dN=2. OX l(T3mm/cycle。實(shí)施例4(RRA3 態(tài))；合金4成分為8.l%Zn, 2. 2%Mg, 2. 0%Cu, 0. 4%Mn, 0. 25%Zr,余量為鋁。在495°C進(jìn)行固溶處理lh，并水淬，經(jīng)過100°C /24h+160°C /120min+100°C /24h三級時效之后空冷，室溫下的力學(xué)性能達(dá)到抗拉強(qiáng)度為623MPa，屈服強(qiáng)度為554MPa，延伸率為13% ;抗應(yīng)力腐蝕性能電導(dǎo)率為37. 7%IACS，在標(biāo)準(zhǔn)腐蝕液(3. 0%NaCl+0. 5%H202)中和452MPa載荷下的斷裂時間為 125 小時，腐蝕電流為 132/μ A ·αιΓ2 ;抗疲勞性能Λ K=33MPam1/2，da/dN=2. O X l(T3mm/cycle。實(shí)施例5(RRA4 態(tài))；合金5 成分為8. 2%Zn, 2. l%Mg, 2. 3%Cu, 0. 5%Mn, 0. 20%Zr,余量為鋁。在 495。。進(jìn)行固溶處理lh，并水淬，經(jīng)過100°C /24h+170°C /30min+100°C /24h三級時效之后空冷，室溫下的力學(xué)性能達(dá)到抗拉強(qiáng)度為613MPa，屈服強(qiáng)度為542MPa，延伸率為12% ;抗應(yīng)力腐蝕性能電導(dǎo)率為34. 1%IACS，在標(biāo)準(zhǔn)腐蝕液(3. 0%NaCl+0. 5%H202)中和452MPa載荷下的斷裂時間為12小時，腐蝕電流為389/μΑ · cm_2。實(shí)施例6(RRA5 態(tài))；
合金6 成分為7. 9%Zn, I. 6%Mg, 2. 6%Cu, 0. 2%Mn, 0. l%Zr,余量為鋁。在 495°C進(jìn)行固溶處理lh，并水淬，經(jīng)過100°C /24h+170°C /10min+120°C /96h處理之后空冷。經(jīng)過該處理后的室溫下的力學(xué)性能抗拉強(qiáng)度為625MPa，屈服強(qiáng)度為571MPa，延伸率為12% ;抗應(yīng)力腐蝕性能電導(dǎo)率達(dá)到34. 7%IACS，在標(biāo)準(zhǔn)腐蝕液(3. 0%NaCl+0. 5%H202)中和452MPa載荷下的斷裂時間為75小時，腐蝕電流為171/μΑ · cm_2。實(shí)施例7;合金7成分為7. 9%Zn, I. 6%Mg, 2. 6%Cu, O. 2%Mn,余量為鋁。在495°C進(jìn)行固溶處理lh，并水淬，經(jīng)過100°C /24h+170°C /10min+120°C /96h處理之后空冷。經(jīng)過該處理后的室溫下的力學(xué)性能抗拉強(qiáng)度為605MPa，屈服強(qiáng)度為551MPa，延伸率為11% ;抗應(yīng)力腐蝕性能電導(dǎo)率達(dá)到32. 7%IACS，在標(biāo)準(zhǔn)腐蝕液(3. 0%NaCl+0. 5%H202)中和452MPa載荷下的斷裂時間為66小時，腐蝕電流為178/μ A · cm—2。對比例； 合金8 成分為5. 9%Zn, 2. 3%Mg, 2. 0%Cu, O. 2%Mn, 0. 21%Cr,余量為鋁。在 495°C進(jìn)行固溶處理lh，并水淬，經(jīng)過120°C /24h+190°C /10min+120°C /96h處理之后空冷。經(jīng)過該處理后的室溫下的力學(xué)性能抗拉強(qiáng)度為554MPa，屈服強(qiáng)度為507MPa，延伸率為16. 5% ；抗應(yīng)力腐蝕性能電導(dǎo)率達(dá)到35. 4%IACS，在標(biāo)準(zhǔn)腐蝕液(3. 0%NaCl+0. 5%H202)中和452MPa載荷下的斷裂時間為135小時，腐蝕電流為35/μ A · cm—2 ;抗疲勞性能ΛK=28MPam1/2，da/dN=4. OX lCr3mm/cycle。
權(quán)利要求
1.同時提高鋁合金強(qiáng)度、抗疲勞性能的熱處理方法，其特征在于將經(jīng)過固溶處理的淬火態(tài)鋁鋅鎂銅合金加熱至70-120°C，保溫24-96小時，出爐空冷至室溫，然后，升溫至150-170°C，保溫2-120分鐘，出爐空冷至室溫后，再加熱至70_120°C下保溫24-96小時，出爐空冷。
2.根據(jù)權(quán)利要求I所述的同時提高鋁合金強(qiáng)度、抗疲勞性能的熱處理方法，其特征在于所述鋁鋅鎂銅合金包括下述組分，按重量百分比組成Zn 5. 9-8. 4%, Mn O. 2-0. 6%, MgI.6-2. 4%, Cu2. 0-2. 6%,余量為 Al。
3.根據(jù)權(quán)利要求I所述的同時提高鋁合金強(qiáng)度、抗疲勞性能的熱處理方法，其特征在于鋁鋅鎂銅合金包括下述組分，按重量百分比組成Zn5.9-8. 4%, Mgl. 6-2. 4%, Cu2. 0-2. 6%, Mn O. 2-0. 6%, Zr O. 05-0. 25%,余量為 Al。
4.根據(jù)權(quán)利要求1-3任意一項(xiàng)所述的同時提高鋁合金強(qiáng)度、抗疲勞性能的熱處理方法，其特征在于固溶處理工藝為460-495°C /1-2小時。
全文摘要
同時提高鋁合金強(qiáng)度、抗疲勞性能的熱處理方法，是將經(jīng)過460-495℃/1-2小時固溶處理的鋁鋅鎂銅合金加熱至70-120℃，保溫24-96小時；然后，在150-170℃，保溫2-120分鐘并冷卻至室溫后，再在70-120℃下保溫24-96小時后出爐空冷。所述鋁鋅鎂銅合金包括下述組分Zn,Mg,Cu，Mn,Zr,Al。本發(fā)明工藝方法簡單合理，通過三級時效熱處理工藝，使鋁鋅鎂銅合金晶界處于過時效狀態(tài)，晶內(nèi)組織主要由η’相和G.P.區(qū)組成。晶界的過時效組織具有優(yōu)異的抗腐蝕性能，而晶內(nèi)的G.P.區(qū)粒子有利于位錯在交變應(yīng)力作用下的往復(fù)滑移和裂紋閉合，提高抗疲勞性能，使合金具有優(yōu)良的抗應(yīng)力腐蝕性能和抗剝落腐蝕性能，適于工業(yè)化應(yīng)用。
文檔編號C22F1/053GK102888575SQ20121040466
公開日2013年1月23日 申請日期2012年10月22日 優(yōu)先權(quán)日2012年10月22日
發(fā)明者劉志義, 夏鵬, 高麗芳, 陳旭, 林茂, 陳來 申請人:中南大學(xué)