專(zhuān)利名稱(chēng)：一種顯著提升鋁合金綜合性能的熱處理工藝的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種鋁合金的熱處理工藝，特別是指一種顯著提升鋁合金綜合性能的熱處理工藝；屬于有色金屬熱處理工藝技術(shù)領(lǐng)域。
背景技術(shù)：
提高材料強(qiáng)度一直是材料研究的核心問(wèn)題。材料強(qiáng)化的同時(shí)往往伴隨著塑性或韌性的急劇下降，而高塑韌性材料的強(qiáng)度往往又很低。長(zhǎng)期以來(lái)這種材料的強(qiáng)韌性“倒置關(guān)系”成為制約材料發(fā)展的瓶頸。為了使鋁合金能進(jìn)一步滿(mǎn)足更高綜合性能的要求，近年來(lái)對(duì)鋁合金綜合性能的改善提升已形成了鋁合金界關(guān)注的熱點(diǎn)。就當(dāng)前的鋁合金發(fā)展現(xiàn)狀而言，不僅要求其有較高的靜強(qiáng)度，還要求材料具有良好服役性能。其性能不僅取決于析化相種類(lèi)、形貌、尺寸、數(shù)量、形態(tài)，以及晶界組態(tài)，而且取決于材料在服役時(shí)的微結(jié)構(gòu)演變。因此通過(guò)熱處理來(lái)調(diào)控鋁合金組織結(jié)構(gòu)，以滿(mǎn)足航空航天等高技術(shù)對(duì)鋁合金高性能是材料科學(xué)與工程領(lǐng)域的重大課題之一，具有巨大的實(shí)際應(yīng)用價(jià)值。為了滿(mǎn)足先進(jìn)鋁合金綜合性能的要求，近年來(lái)國(guó)際上出現(xiàn)了一些新型加工處理方法，其中大塑性變形法(SPD, severe plastic deformation)最為顯著，如等徑角擠壓 (ECAP, equal channel angular pressing)(HPT, high pressure torsion) 擦攪拌(FSP，friction stir processing)和熔體軋制等。這些方法主要是通過(guò)細(xì)化組織來(lái)獲得優(yōu)異的強(qiáng)塑性配合，但是目前只有極少數(shù)文獻(xiàn)實(shí)現(xiàn)了真正意義上的高強(qiáng)度高塑。Kim 等通過(guò)對(duì)固溶態(tài)20M鋁合金進(jìn)行單道次的室溫等徑角擠壓，隨后進(jìn)行低溫人工時(shí)效處理， 使得20 鋁合金的屈服強(qiáng)度達(dá)到了 630MPa，同時(shí)保持了 15%的斷裂延伸率。也有許多學(xué)者通過(guò)液氮溫度下的深冷軋制來(lái)細(xì)化組織以滿(mǎn)足這一生產(chǎn)需求，其中Cheng等通過(guò)對(duì)固溶態(tài)20M鋁合金進(jìn)行深冷軋制，然后在100°C時(shí)效100h，使得20M鋁合金的屈服強(qiáng)度達(dá)到了 580MPa，同時(shí)保持了 18%的斷裂延伸率。但這些方法只局限于對(duì)小尺寸試樣的加工且工序復(fù)雜、設(shè)備要求高，并無(wú)法實(shí)現(xiàn)以大構(gòu)件應(yīng)用的鋁合金大構(gòu)件的生產(chǎn)需求，或者在液氮溫度環(huán)境下進(jìn)行極危險(xiǎn)生產(chǎn)操作，且對(duì)生產(chǎn)設(shè)備的損傷較大，同時(shí)生產(chǎn)成本也會(huì)進(jìn)一步增大?？偠灾?，這些方法在實(shí)際工業(yè)應(yīng)用的可操作性較差，且其技術(shù)路線(xiàn)遠(yuǎn)不能滿(mǎn)足鋁合金大結(jié)構(gòu)件的要求。
就目前有關(guān)鋁合金熱處理制度的最新研究進(jìn)展而言，圍繞Al-Zn-Mg系合金開(kāi)展了 T77和RRA熱處理制度，圍繞Al-Mg-Si系合金開(kāi)展了 T78和T6I6等熱處理制度的探索，但這些熱處理制度主要集中于解決合金力學(xué)性能與腐蝕性能之間的平衡問(wèn)題。到目前為止，國(guó)內(nèi)外有關(guān)提升鋁合金強(qiáng)塑性配合等綜合性能的熱處理制度的相關(guān)報(bào)道仍是一片空白。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明目的在于解決現(xiàn)有技術(shù)存在的鋁合金材料熱處理后強(qiáng)韌性“倒置關(guān)系”的難題，而提供一種工藝方法簡(jiǎn)單、操作方便、既可顯著提升鋁合金強(qiáng)塑性配合等綜合性能， 又對(duì)鋁合金的耐腐蝕性能、疲勞性能有一定改善作用的顯著提升鋁合金綜合性能的熱處理工藝。本發(fā)明一種顯著提升鋁合金綜合性能的熱處理工藝，是采用下述方案實(shí)現(xiàn)的將鋁合金固溶處理，出爐水淬，然后，進(jìn)行預(yù)時(shí)效——冷變形——二次時(shí)效處理；所述預(yù)時(shí)效溫度為25°C 200°C，時(shí)間為15分鐘 200小時(shí)；所述冷變量為3% 40%。本發(fā)明一種顯著提升鋁合金綜合性能的熱處理工藝中，所述固溶處理溫度為 470 540°C，保溫時(shí)間為30分鐘 4小時(shí)。本發(fā)明一種顯著提升鋁合金綜合性能的熱處理工藝中，所述二次時(shí)效為自然時(shí)效或人工時(shí)效，所述自然時(shí)效時(shí)間至少為1個(gè)月，所述人工時(shí)效溫度為120°C 200°C，時(shí)效時(shí)間15分鐘 70小時(shí)。本發(fā)明由于采用上述工藝方法，通過(guò)在預(yù)時(shí)效過(guò)程中形成納米級(jí)的彌散均勻分布的時(shí)效析出強(qiáng)化相，隨后再進(jìn)行冷變形處理引入位錯(cuò)強(qiáng)化，由于預(yù)時(shí)效過(guò)程中析出的沉淀相會(huì)改變冷變形過(guò)程中形成的位錯(cuò)組態(tài)，有利于同時(shí)改善合金的強(qiáng)度和塑韌性；同時(shí)，預(yù)時(shí)效過(guò)程中未析出的溶質(zhì)原子，在冷變形過(guò)程引入大量位錯(cuò)的驅(qū)動(dòng)力下，會(huì)在最后的時(shí)效階段進(jìn)一步析出納米級(jí)的原子團(tuán)簇，或在已形成的位錯(cuò)結(jié)構(gòu)周?chē)纬伞搬斣睔鈭F(tuán)，對(duì)位錯(cuò)結(jié)構(gòu)起到強(qiáng)烈的釘扎作用，增大位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)阻力，進(jìn)一步提高合金強(qiáng)度。由于預(yù)時(shí)效階段和二次時(shí)效階段析出的沉淀強(qiáng)化相尺度均為納米級(jí)，均有利于提高合金的塑韌性，盡管冷變形引入的位錯(cuò)強(qiáng)化會(huì)降低合金塑韌性，但是，由于在冷變形前析出的納米級(jí)強(qiáng)化相使得其位錯(cuò)組態(tài)等軸化且冷變形量不大，不會(huì)嚴(yán)重降低合金的強(qiáng)韌性，至少應(yīng)具備其T3態(tài)的塑韌性。最終實(shí)現(xiàn)了在保證良好的塑性的前提下，大幅度地提高了合金的強(qiáng)度。正是這些大量均勻分布的納米級(jí)的原子團(tuán)簇，消耗了合金中大量的溶質(zhì)原子，而不會(huì)在晶界上析出連續(xù)分布的第二相粒子和明顯的無(wú)沉淀析出帶，降低了合金晶內(nèi)和晶界的電化學(xué)勢(shì)差，一定程度上改善鋁合金耐腐蝕性能。此外，這些納米級(jí)的原子團(tuán)簇能有效地釘扎位錯(cuò)，提高合金的疲勞壽命，同時(shí)也是易切割粒子，因此當(dāng)這些粒子被切割以后，位錯(cuò)能進(jìn)行往返滑移運(yùn)動(dòng)， 即有效地緩解了疲勞裂紋尖端的集中應(yīng)力場(chǎng)，提高了合金的抗疲勞裂紋擴(kuò)展能力。本發(fā)明與現(xiàn)有技術(shù)相比，具有以下優(yōu)點(diǎn)1、與大塑性變形法和深冷軋制等方法相比，具有更大的工業(yè)實(shí)際應(yīng)用價(jià)值，能滿(mǎn)足鋁合金大結(jié)構(gòu)件的要求；2、通過(guò)控制預(yù)時(shí)效、冷變形和二次時(shí)效等工藝參數(shù)，取得了傳統(tǒng)熱處理制度無(wú)法達(dá)到的效果，大幅度地提高合金的強(qiáng)塑韌性匹配。3、由于本發(fā)明的處理方法促進(jìn)晶內(nèi)析出大量納米級(jí)的原子團(tuán)簇，但是消除了合金晶界上析出連續(xù)分布的第二相粒子和明顯的無(wú)沉淀析出帶，改善了合金強(qiáng)塑性配合，同時(shí)降低了合金晶內(nèi)和晶界的電化學(xué)勢(shì)差，因此可在一定程度上改善鋁合金耐腐蝕性能和疲勞性能。綜上所述，本發(fā)明方法簡(jiǎn)單，操作安全方便，易于工業(yè)化，通過(guò)預(yù)時(shí)效、冷變形和二次時(shí)效等工藝來(lái)改善合金的微觀組織，有效地提升了合金的綜合性能，是一種很有應(yīng)用前景的新型熱處理制度。


附圖1為經(jīng)過(guò)本發(fā)明熱處理工藝和傳統(tǒng)熱處理工藝(T3、T6、T8)處理過(guò)的鋁合金強(qiáng)塑韌性匹配圖。圖中對(duì)比例1-5為傳統(tǒng)熱處理工藝(Τ3、Τ6、Τ8)處理過(guò)的鋁合金強(qiáng)塑韌性參數(shù)；實(shí)施例1-4為本發(fā)明熱處理工藝處理過(guò)的鋁合金強(qiáng)塑韌性參數(shù)。
具體實(shí)施例方式下面結(jié)合實(shí)施例和傳統(tǒng)熱處理制度對(duì)比例對(duì)本發(fā)明作進(jìn)一步說(shuō)。實(shí)施例1 試樣采用厚度為2. Omm的Al-Cu-Mg鋁合金冷軋薄板。按GB228-76制成拉伸試樣。 將試樣放入498 502°C的鹽浴爐中進(jìn)行固溶處理，取出立即淬火；然后放入時(shí)效箱中進(jìn)行預(yù)時(shí)效處理，時(shí)效溫度為80°C，時(shí)效時(shí)間為60h ；隨后進(jìn)行冷變形處理，變形方式為軋制，變形量為 9% ；最后進(jìn)行自然時(shí)效35天。實(shí)施例2 試樣采用厚度為2. Omm的Al-Cu-Mg鋁合金冷軋薄板。按GB228-76制成拉伸試樣。將試樣放入498 502°C的鹽浴爐中進(jìn)行固溶處理，取出立即淬火；然后放入時(shí)效箱中進(jìn)行預(yù)時(shí)效處理，時(shí)效溫度為100°C，時(shí)效時(shí)間為30h ；隨后進(jìn)行冷變形處理，變形方式為軋制，變形量為 3% ；最后進(jìn)行自然時(shí)效40天。實(shí)施例3 試樣采用厚度為2. Omm的Al-Si-Mg-Cu鋁合金冷軋薄板。按GB228-76制成拉伸試樣。將試樣放入470°C的鹽浴爐中進(jìn)行固溶處理，固溶處理時(shí)間為30分鐘，取出立即淬火；然后放入時(shí)效箱中進(jìn)行預(yù)時(shí)效處理，時(shí)效溫度為25°C，時(shí)效時(shí)間為200h ；隨后進(jìn)行冷變形處理，變形方式為軋制，變形量為 40% ；最后進(jìn)行二次時(shí)效，時(shí)效溫度為175°C，時(shí)效時(shí)間為Ih。實(shí)施例4 試樣采用厚度為2. Omm的Al-Cu-Li-Mg鋁合金冷軋薄板。按GB228-76制成拉伸試樣。將試樣放入530°C的鹽浴爐中進(jìn)行固溶處理，固溶處理時(shí)間為lh，取出立即淬火；然后放入時(shí)效箱中進(jìn)行預(yù)時(shí)效處理，時(shí)效溫度為120°C，時(shí)效時(shí)間為30h ；隨后進(jìn)行冷變形處理， 變形方式為軋制，變形量為 15% ；最后進(jìn)行二次時(shí)效，時(shí)效溫度為190°C，時(shí)效時(shí)間為30 分鐘。對(duì)比例1 試樣采用厚度為2. Omm的Al-Cu-Mg鋁合金冷軋薄板。按GB228-76制成拉伸試樣。 將試樣放入498 502°C的鹽浴爐中進(jìn)行固溶處理，取出立即淬火；然后進(jìn)行冷變形處理， 變形方式為軋制，變形量為 3% ；最后進(jìn)行自然時(shí)效。對(duì)比例2:試樣采用厚度為2. Omm的Al-Cu-Mg鋁合金冷軋薄板。按GB228-76制成拉伸試樣。 將試樣放入498 502°C的鹽浴爐中進(jìn)行固溶處理，取出立即淬火；然后放入時(shí)效箱中進(jìn)行人工時(shí)效處理，時(shí)效溫度為190°C，時(shí)效時(shí)間為12h。對(duì)比例3:試樣采用厚度為2. Omm的Al-Cu-Mg鋁合金冷軋薄板。按GB228-76制成拉伸試樣。將試樣放入498 502°C的鹽浴爐中進(jìn)行固溶處理，取出立即淬火；然后進(jìn)行冷變形處理，變形方式為軋制，變形量為 9% ；隨后放入時(shí)效箱中進(jìn)行人工時(shí)效處理，時(shí)效溫度為 190°C，時(shí)效時(shí)間為IOh。對(duì)比例4:試樣采用厚度為2. Omm的Al-Si-Mg-Cu鋁合金冷軋薄板。按GB228-76制成拉伸試樣。將試樣放入470°C的鹽浴爐中進(jìn)行固溶處理，固溶處理時(shí)間為30分鐘，取出立即淬火；然后放入時(shí)效箱中進(jìn)行人工時(shí)效處理，時(shí)效溫度為120°C，時(shí)效時(shí)間為Mh。對(duì)比例5:試樣采用厚度為2. Omm的Al-Cu-Li-Mg鋁合金冷軋薄板。按GB228-76制成拉伸試樣。將試樣放入530°C的鹽浴爐中進(jìn)行固溶處理，固溶處理時(shí)間為lh，取出立即淬火；然后放入時(shí)效箱中進(jìn)行人工時(shí)效處理，時(shí)效溫度為175°C，時(shí)效時(shí)間為Mh。實(shí)施例1-4和對(duì)比例1-5的性能指標(biāo)如下表1 表 權(quán)利要求
1.一種顯著提升鋁合金綜合性能的熱處理工藝，是將鋁合金固溶處理，出爐快速水淬， 然后，進(jìn)行預(yù)時(shí)效一冷變形一二次時(shí)效處理。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的一種顯著提升鋁合金綜合性能的熱處理工藝，其特征在于 固溶處理后，出爐水淬，所述固溶處理溫度為470 540°C，保溫時(shí)間為30分鐘 4小時(shí)。
3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的一種顯著提升鋁合金綜合性能的熱處理工藝，其特征在于 所述預(yù)時(shí)效溫度為25°C 200°C，時(shí)間為15分鐘 200小時(shí)；所述冷變量為3% 40%。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的一種顯著提升鋁合金綜合性能的熱處理工藝，其特征在于 所述二次時(shí)效為自然時(shí)效或人工時(shí)效，所述自然時(shí)效時(shí)間至少為1個(gè)月，所述人工時(shí)效溫度為120°C 200°C，時(shí)效時(shí)間15分鐘 70小時(shí)。
5.根據(jù)權(quán)利要求1-4任意一項(xiàng)所述的一種顯著提升鋁合金綜合性能的熱處理工藝，其特征在于鋁合金為=Al-Cu-Mg合金、Al-Mg-Si合金、Al-Li合金或Al-Zn-Mg合金。
全文摘要
一種顯著提升鋁合金綜合性能的熱處理工藝，是采用下述方案實(shí)現(xiàn)的將鋁合金固溶處理，出爐水淬，然后，進(jìn)行預(yù)時(shí)效——冷變形——二次時(shí)效處理。本發(fā)明通過(guò)預(yù)時(shí)效，形成納米級(jí)時(shí)效析出強(qiáng)化相，可改變后續(xù)冷變形產(chǎn)生的位錯(cuò)組態(tài)，有利于改善合金的強(qiáng)度和塑韌性；預(yù)時(shí)效析出的溶質(zhì)原子，在冷變形時(shí)，會(huì)析出納米級(jí)的原子團(tuán)簇，或在位錯(cuò)結(jié)構(gòu)周?chē)纬伞搬斣睔鈭F(tuán)，進(jìn)一步提高合金強(qiáng)度。析出的沉淀強(qiáng)化相均為納米級(jí)，利于提高合金的塑韌性，最終實(shí)現(xiàn)在保證良好的塑性的前提下，大幅度地提高了合金的強(qiáng)度。本發(fā)明工藝方法簡(jiǎn)單、操作方便、既可顯著提升鋁合金強(qiáng)塑性配合等綜合性能，又對(duì)鋁合金的耐腐蝕性能、疲勞性能有一定改善作用。適于工業(yè)化應(yīng)用。
文檔編號(hào)C22F1/04GK102242325SQ20111019430
公開(kāi)日2011年11月16日 申請(qǐng)日期2011年7月12日 優(yōu)先權(quán)日2011年7月12日
發(fā)明者任杰克, 陳志國(guó), 黃裕金 申請(qǐng)人:中南大學(xué)