專利名稱：一種改善超高強鋁合金強韌性的熱處理工藝的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于冶金領(lǐng)域的鋁合金熱處理工藝。
背景技術(shù)：
對于超高強7000系鋁合金，隨著Zn、Mg等主合金元素含量的提高，其峰值強度上升而斷裂韌性降低，限制了該合金的進(jìn)一步應(yīng)用。為了充分發(fā)揮超高強鋁合金的強度優(yōu)勢，必須同時提高其韌性性能。
改善鋁合金韌性可以通過控制冶金質(zhì)量降低Fe、Si等雜質(zhì)含量，保留變形組織、微量元素合金化以及改善熱加工及熱處理工藝的方式加以實現(xiàn)。但對于一定冶金質(zhì)量、一定化學(xué)成分和一定熱加工工藝的鋁合金，要提高其強韌性水平，只有通過控制后期熱處理工藝來實現(xiàn)。
對于一定成分的析出強化型鋁合金，時效過程中造成的晶界和晶界析出相的性質(zhì)、尺寸大小、分布狀態(tài)以及形貌演變對合金強韌性具有重要影響。其中，晶內(nèi)析出相特征是控制合金強度的主要因素。晶內(nèi)析出相尺寸小密度高且不易被滑移位錯切割，則有利于合金獲得高強度；而晶界析出相特征則是影響合金韌性的關(guān)鍵因素，晶界析出相數(shù)量少、不連續(xù)分布以及呈球狀，這都有利于改善合金的韌性。因此如何控制時效過程中晶界和晶內(nèi)析出相特征演變，使其呈最佳分布，對于提高合金強韌性至關(guān)重要。
對于欠時效狀態(tài)合金，例如T3和T4狀態(tài)，由于過飽和溶質(zhì)原子析出不充分導(dǎo)致基體內(nèi)強化相的密度低且尺寸小，使得變形時滑移位錯易切割析出相，因此合金強度較低。但欠時效狀態(tài)下，晶界析出相體積分?jǐn)?shù)也較小，這有利于合金獲得較高的韌性水平。
對于峰值時效狀態(tài)合金，例如T6狀態(tài)，此時過飽和溶質(zhì)原子充分析出，析出相體積分?jǐn)?shù)提高且尺寸也長大，不利于滑移位錯切割，因此合金的強度提高。但同時晶界析出相體積分?jǐn)?shù)也相應(yīng)增加，并呈連續(xù)分布，因而合金強度高而韌性較低。
采用過時效處理，例如T74、T76及T73狀態(tài)，基體內(nèi)析出相體積分?jǐn)?shù)不再變化，而尺寸繼續(xù)長大密度降低，合金強度降低。同時晶界析出相的體積分?jǐn)?shù)也不再發(fā)生改變，并且晶界析出相自身為降低表面能而發(fā)生球化，導(dǎo)致晶界析出相間距增大，因而合金的韌性水平有一定的回升，但是強度降低10～20％左右。
近年來開發(fā)出的回歸再時效熱處理工藝是通過將T6狀態(tài)合金在較高溫度下保溫較短時間，使得晶內(nèi)析出相溶解，晶界析出相發(fā)生粗化并呈不連續(xù)分布，然后再進(jìn)行一次T6處理，使回歸時回溶溶質(zhì)原子重新析出，合金恢復(fù)原來T6狀態(tài)的強度，同時晶界析出相進(jìn)一步粗化，從而合金獲得類似于T6狀態(tài)的強度和T73狀態(tài)的抗應(yīng)力腐蝕性能，但該工藝回歸時間很短，通常只有幾十秒至十幾分鐘，不利于工業(yè)應(yīng)用，并且由于初始狀態(tài)為T6狀態(tài)，晶界析出相體積分?jǐn)?shù)較大，隨后粗化過程也不能改善合金的韌性。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是針對目前超高強鋁合金強度而韌性差這一問題，采用一種新型的熱處理工藝，在保持合金強度不降低或有所提高的基礎(chǔ)上來提高合金韌性水平，同時，使熱處理工藝滿足工業(yè)生產(chǎn)要求，擴大超高強鋁合金的應(yīng)用范圍。
本發(fā)明的技術(shù)方案是從控制時效處理工藝出發(fā)，通過先進(jìn)行高溫短時時效，促進(jìn)晶內(nèi)富溶質(zhì)原子團(tuán)簇和GP區(qū)形核，并使得晶界析出相數(shù)量也較少，然后中斷高溫時效并淬火，轉(zhuǎn)而進(jìn)行低溫時效處理，使晶內(nèi)析出相繼續(xù)形核并長大，以獲得類似于或高于T6狀態(tài)的強度性能，同時晶界析出相在低溫時效過程中數(shù)量不增加或增加較少，并發(fā)生球化，擴大晶界析出相粒子間距，從而在不降低或有所提高峰值強度的基礎(chǔ)上，顯著改善超高強鋁合金韌性性能。
本發(fā)明是通過以下熱處理工藝路線實現(xiàn)的①固溶處理將合金元素以溶質(zhì)原子的形式溶入基體中，提高固溶溶質(zhì)原子濃度，以獲得高的人工時效強化效果。固溶處理工藝為450℃～480℃/30分鐘～120分鐘。
②一次淬火處理將固溶處理時形成的平衡溶質(zhì)原子和平衡空位以過飽和形式保留至低溫。淬火介質(zhì)為冰水或室溫水等。
③高溫短時時效促進(jìn)過飽和溶質(zhì)原子以溶質(zhì)原子團(tuán)簇或GP區(qū)的形式形核或析出。保證晶界平衡相析出較少且不連續(xù)。高溫時效工藝為100℃～140℃/30分鐘～180分鐘。
④二次淬火處理將高溫短時時效后未湮滅的空位保留下來，以提高低溫時效析出動力，縮短低溫時效時間。淬火介質(zhì)為冰水或室溫水等。
⑤低溫時效在低溫度下繼續(xù)時效，晶內(nèi)高溫短時時效形成的原子團(tuán)簇或GP區(qū)繼續(xù)長大，未析出的溶質(zhì)原子繼續(xù)析出，直到達(dá)到普通峰值時效強度或高出普通峰值時效強度，晶界平衡相發(fā)生球化以改善合金的韌性，低溫時效溫度為40℃～80℃。
發(fā)明的優(yōu)點和積極效果(1)所有采用的熱處理工藝參數(shù)均可以實現(xiàn)工業(yè)應(yīng)用。
(2)在保持超高強鋁合金強度不降低或有所提高的基礎(chǔ)上，進(jìn)一步提高了合金韌性水平。
(3)通過改善超高強鋁合金韌性，進(jìn)一步提高了合金構(gòu)件的安全可靠性，相應(yīng)地降低構(gòu)件質(zhì)量，擴大了鋁合金應(yīng)用范圍。


圖1是鋁合金熱處理普通峰值時效的撕裂試樣斷口形貌圖；圖2是鋁合金熱處理控制時效后的撕裂試樣斷口形貌圖；圖3是鋁合金熱處理普通峰值時效試樣的晶界析出相特征圖；圖4是鋁合金熱處理控制時效試樣的晶界析出和晶內(nèi)相特征圖。
具體實施例方式以60％冷軋變形量的2mm厚7055鋁合金板材為例，其化學(xué)成分為Al-8.2Zn-2.0Mg-2.3Cu-0.14Zr-0.08Fe-0.04Si(質(zhì)量百分?jǐn)?shù))。
①固溶處理470℃/1小時。
②一次淬火處理固溶處理后立即進(jìn)行室溫冷水淬火處理，淬火轉(zhuǎn)移時間＜60秒。
③高溫短時時效120℃/30分鐘。
④二次淬火處理室溫冷水淬火處理，淬火轉(zhuǎn)移時間不超過60秒。
⑤低溫時效60℃/240小時。
另外進(jìn)行普通峰值時效進(jìn)行比較。其時效工藝為120℃/24小時。
利用短比例試樣測量合金拉伸力學(xué)性能，利用Kahn撕裂試樣測量合金韌性性能。并與普通T6峰值時效的合金拉伸力學(xué)性能和韌性進(jìn)行比較，結(jié)果如下表1
表1 7055合金普通T6狀態(tài)與控制時效狀態(tài)的力學(xué)性能比較(L-T方向)

從表1可以看出，經(jīng)過控制時效處理后，7055合金的抗拉強度、屈服強度、延伸率以及Kahn撕裂能分別比普通T6狀態(tài)高出4％、4.3％、43.9％和100％。可見，通過控制時效可在不降低并有所提高7055鋁合金強度的基礎(chǔ)上，顯著改善7055合金的韌性。
圖1、圖2分別給出了2種時效狀態(tài)Kahn撕裂斷口的掃描電鏡照片圖像。從圖中看出，經(jīng)控制時效合金斷口為韌窩型穿晶斷裂(圖1)。而普通峰值時效合金斷口則為典型的沿晶斷裂(圖2)，這都表明經(jīng)過控制時效后7055合金的韌性得到改善。
圖3、圖4為普通峰值時效和控制時效后晶內(nèi)和晶界析出相透射電鏡形貌圖。從圖中看出，經(jīng)普通峰值時效后，晶界析出相呈針狀連續(xù)分布(圖3)，而控制時效合金晶界呈球狀且不連續(xù)(圖4)，這種晶界析出相特征有利于降低裂紋沿晶萌生并連續(xù)擴展，因而有利于提高合金韌性。比較圖3和圖4可以看出，普通峰值時效和控制時效后的晶內(nèi)析出相尺寸大小并無明顯區(qū)別，因此控制時效后的鋁合金能夠保持高強度性能。
權(quán)利要求
1.一種改善超高強鋁合金強韌性的熱處理工藝，其特征在于①固溶處理將合金元素以溶質(zhì)原子的形式溶入基體中，固溶處理工藝為450℃～480℃/30分鐘～120分鐘；②一次淬火處理將固溶處理時形成的平衡溶質(zhì)原子和平衡空位以過飽和形式保留至低溫，淬火介質(zhì)為冰水或室溫水；③高溫短時時效促進(jìn)過飽和溶質(zhì)原子以溶質(zhì)原子團(tuán)簇或GP區(qū)的形式形核或析出，保證晶界平衡相析出較少且不連續(xù)；高溫時效工藝為100℃～140℃/30分鐘～180分鐘；④二次淬火處理將高溫短時時效后未湮滅的空位保留下來，以提高低溫時效析出動力，縮短低溫時效時間；淬火介質(zhì)為冰水或室溫水；⑤低溫時效在低溫度下繼續(xù)時效，晶內(nèi)高溫短時時效形成的原子團(tuán)簇或GP區(qū)繼續(xù)長大，未析出的溶質(zhì)原子繼續(xù)析出，直到達(dá)到普通峰值時效強度或高出普通峰值時效強度，晶界平衡相發(fā)生球化以改善合金的韌性，低溫時效溫度為40℃～80℃。
2.根據(jù)要求1所述的一種改善超高強鋁合金強韌性的熱處理工藝，其特征在于將60％冷軋變形量的2mm厚7055鋁合金板材，其化學(xué)成分為Al-8.2Zn-2.0Mg-2.3Cu-0.14Zr-0.08Fe-0.04Si(質(zhì)量百分?jǐn)?shù))；①固溶處理470℃/1小時；②一次淬火處理固溶處理后立即進(jìn)行室溫冷水淬火處理，淬火轉(zhuǎn)移時間＜60秒；③高溫短時時效120℃/30分鐘；④二次淬火處理室溫冷水淬火處理，淬火轉(zhuǎn)移時間不超過60秒；⑤低溫時效60℃/240小時。
全文摘要
本發(fā)明屬于冶金領(lǐng)域的鋁合金熱處理工藝，其特征在于從控制時效處理工藝出發(fā)，通過先進(jìn)行高溫短時時效，促進(jìn)晶內(nèi)富溶質(zhì)原子團(tuán)簇和GP區(qū)形核，固溶處理工藝為450℃～480℃/30分鐘～120分鐘，高溫時效工藝為100℃～140℃/30分鐘～180分鐘，低溫時效溫度為40℃～80℃，本發(fā)明在保持超高強鋁合金強度不降低或有所提高的基礎(chǔ)上，進(jìn)一步提高了合金韌性水平，擴大了鋁合金應(yīng)用范圍，實現(xiàn)了工業(yè)應(yīng)用。
文檔編號C22F1/047GK1680616SQ200410023090
公開日2005年10月12日 申請日期2004年4月8日 優(yōu)先權(quán)日2004年4月8日
發(fā)明者李海, 鄭子樵, 魏修宇 申請人:中南大學(xué)