一种显著提升铝合金综合性能的热处理工艺,是将固溶态铝铜镁合金进行预时效、非对称轧制变形、二次时效处理;本发明通过预时效,使部分原子发生偏聚形成纳米尺度原子团簇,在后续变形过程中,阻碍位错运动,形成网状的位错胞或亚晶界,细化晶粒;另一部分未析出的溶质原子,在后续变形高剪切应力应变作用下,获得空位/原子团簇复合体、G.P.区、微织构、特殊剪切织构。二次时效时,上述复合组织结构交互作用,一部分细晶借助晶界迁移长大,形成双重晶粒结构,改善了合金的强度-塑性配合,并提高合金韧性。本发明方法简单,操作安全方便,易于工业化,通过改善合金的微观组织,有效地提升合金的综合性能,是一种很有应用前景的新型热处理制度。<pb pnum="1" />
1.一种显著提升铝铜镁合金综合性能的热处理工艺,是将铝铜镁合金固溶处理,出炉水淬,然后进行预时效——特种变形——二次时效处理;所述特种变形工艺为非对称轧制;所述非对称轧制轧辊表面速比:1.05~2.0,轧制温度为:室温~300°C,变形量为:3%~50%。
2.根据权利要求1所述的一种显著提升铝铜镁合金综合性能的热处理工艺,其特征在于:所述固溶处理温度为:470~530°C,保温时间为30分钟~4小时。
3.根据权利要求2所述的一种显著提升铝铜镁合金综合性能的热处理工艺,其特征在于:所述预时效温度为:50°C~150°C,时间为:2小时~80小时。
4.根据权利要求3所述的一种显著提升铝铜镁合金综合性能的热处理工艺,其特征在于:所述非对称轧制轧辊表面速比:1.2~2.0,轧制温度为:50~250°C,变形量为:3%~40%。
5.根据权利要求3所述的一种显著提升铝铜镁合金综合性能的热处理工艺,其特征在于:所述非对称轧制轧辊表面速比:1.5~1.8,轧制温度为:100~200°C,变形量为:3%~9%。
6.根据权利要求1-3任意一项所述的一种显著提升铝铜镁合金综合性能的热处理工艺,其特征在于:所述二次时效为自然时效或低温人工时效,其中自然时效时间为5~20天;人工时效温度为:60°C~150°C,时效时间为:3小时~60小时。
7.根据权利要求4或5所述的一种显著提升铝铜镁合金综合性能的热处理工艺,其特征在于:所述二次时效为自然时效或低温人工时效,其中自然时效时间为5~20天;人工时效温度为:60°C~150°C,时效时间为:3小时~60小时。技术领域
本发明涉及一种铝合金的热处理工艺,特别是指一种显著提升铝铜镁合金综合性能的热处理工艺;属于有色金属热处理工艺技术领域。技术背景提高材料强度一直是材料研究的核心问题。材料强化的同时往往伴随着塑性或韧性的急剧下降,而高塑韧性材料的强度往往又很低。长期以来这种材料的强韧性“倒置关系”成为制约材料发展的瓶颈。为了使铝合金能进一步满足更高综合性能的要求,近年来对铝合金综合性能的改善提升已成了铝合金界关注的热点。就当前的铝合金发展现状而言,不仅要求其有较高的静强度,还要求材料具有良好服役性能。其性能不仅取决于析化相种类、形貌、尺寸、数量、形态,以及晶界组态,而且取决于材料在服役时的微结构演变。因此通过热处理来调控铝合金组织结构,以满足航空航天等高技术对铝合金高性能的要求,是材料科学与工程领域的重大课题之一,具有巨大的实际应用价值。为了满足高性能铝合金综合性能的要求,近年来国际上出现了一些新型加工处理方法,其中大塑性变形法(SPD,severeplasticdeformation)最为显著,如等径角挤压(ECAP,equalchannelangularpressing)、高压扭转(HPT,highpressuretorsion)、摩擦搅拌(FSP,frictionstirprocessing)和熔体轧制等。这些方法主要是通过细化组织来获得优异的强塑性配合,但是目前只有极少数文献实现了真正意义上的高强度高塑。Kim等通过对固溶态2024铝合金进行单道次的室温等径角挤压,随后进行低温人工时效处理,使得2024铝合金的屈服强度达到了~630MPa,同时保持了15%的断裂延伸率。也有许多学者通过液氮温度下的深冷轧制来细化组织以满足这一生产需求,其中Cheng等通过对固溶态2024铝合金进行深冷轧制,然后在100°C时效100h,使得2024铝合金的屈服强度达到了~580MPa,同时保持了18%的断裂延伸率。但这些方法只局限于对小尺寸试样的加工且工序复杂、设备要求高,无法实现以大构件应用的铝合金大构件的生产需求,或者在液氮温度环境下进行极危险生产操作,对生产设备的损伤较大,同时生产成本也会进一步增大。总而言之,这些方法在实际工业应用的可操作性较差,且其技术路线远不能满足铝合金大结构件的要求。
发明内容
本发明目的在于解决现有技术条件下存在的铝合金材料热处理后强韧性“倒置关系”的难题,提供一种工艺方法简单、操作方便、既可显著提升铝铜镁合金强塑性配合、成型性能等综合性能,又能降低板材各向异性,并对该类型合金的耐腐蚀性能、疲劳性能有一定改善作用的显著提升铝铜镁合金综合性能的热处理工艺。本发明一种显著提升铝合金综合性能的热处理工艺,是采用下述方案实现的:将铝铜镁合金固溶处理,出炉快速水淬,然后进行预时效——特种变形——二次时效处理;所述预时效温度为:50°C~150°C,时间为:2小时~80小时;所述特种变形工艺为非对称轧制,优选非对称轧制工艺参数为:非对称轧制轧辊表面速比:1.05~2.0,轧制温度为:室温~300°C,变形量为:3%~50%;更优选非对称轧制工艺参数为:非对称轧制轧辊表面速比:1.2~2.0,轧制温度为:50~250°C,变形量为:3%~40%;非对称轧制工艺参数最优为:非对称轧制轧辊表面速比:1.5~1.8,轧制温度为:100~200°C,变形量为:3%~9%。本发明一种显著提升铝合金综合性能的热处理工艺中,所述固溶处理温度为:470~530°C,保温时间为:30分钟~4小时。本发明一种显著提升铝合金综合性能的热处理工艺中,所述二次时效为自然时效或低温人工时效;自然时效时间为5~20天;优选:人工时效温度为:60°C~150°C,时效时间为:3小时~60小时;更优选:人工时效温度为:80°C~130°C,时效时间为:5小时~50小时;最优选:人工时效温度为:90°C~120°C,时效时间为:10小时~30小时。本发明由于采用上述工艺方法,在固溶处理得到过饱和固溶体后,通过控制预时效温度,过饱和固溶体的Cu、Mg原子发生偏聚形成纳米尺度原子团簇,在后续的特殊变形过程中,位错运动受到原子团簇的阻碍,形成网状的位错胞,当变形量增加时则形成亚晶界,在更大的变形下亚晶界则会转化为大角度晶界使晶粒细化;同时预时效过程中未析出的溶质原子,在后续特殊变形高剪切应力应变作用下,获得了空位/原子团簇复合体、G.P.区、微织构、特殊剪切织构(主要由{111}//ND组成)、更高比例的大角度晶界,以及位错胞、亚晶界等微细观复合组织结构。在二次时效过程中,以上微细观复合组织结构在温度作用下产生一系列交互作用,并且一部分细晶在热激活的作用下借助晶界迁移长大,形成了双重晶粒结构,这一系列微观组织结构的形成,改善了合金的强度-塑性配合,并提高合金韧性。同时由于控制时效时间与时效温度,避免了非平衡相的长大,并避免了连续晶界析出相的析出与晶界无沉淀带的形成,而这两者往往被认为是降低铝合金抗腐蚀性能和疲劳性能的重要原因。和普通轧制的织构(主要是β-纤维,包括铜织构{112}<111>,S织构{123}<634>和黄铜织构{011}<211>)相比,剪切织构可以显著改善合金的成型性能,并且可以改善合金塑性。而较高比例的大角度晶界、扭转晶界可有效阻碍疲劳裂纹扩展,因而改善了合金的疲劳性能。总之,最终形成的复合组织结构的协同作用有效改善铝合金综合性能,包括提高合金的强度和塑韧性、成型性能,降低材料各向异性,同时在一定程度上提高了合金的腐蚀性能和疲劳性能。本发明与现有技术相比,具有以下优点:1、与大塑性变形法和深冷轧制等方法相比,具有更大的工业实际应用价值,能满足铝铜镁合金大结构件的要求;2、通过控制预时效、特种变形和二次时效中的工艺参数,取得了传统热处理制度无法达到的效果,大幅度地提高铝铜镁合金的强度及塑韧性匹配、成型性能,降低材料各向异性。3、通过控制预时效、特种变形和二次时效中的工艺参数,可以在一定程度上改善铝铜镁合金耐腐蚀性能、疲劳性能。综上所述,本发明方法简单,操作安全方便,易于工业化,通过预时效、特种变形和二次时效等工艺来改善合金的微观组织,有效地提升了合金的综合性能,是一种很有应用前景的新型热处理制度。
附图说明
附图1本发明实施例1、2、3以及对比例1、2、3处理的Al-4.45Cu-1.5Mg-0.54Mn合金强塑韧性匹配图。图中:实施例1、2、3为Al-4.45Cu-1.5Mg-0.54Mn合金经过本发明热处理工艺处理;对比例1、2、3为Al-4.45Cu-1.5Mg-0.54Mn合金经过传统热处理工艺(T3、T6、T8)处理。
具体实施方式
下面结合实施例和传统热处理制度对比例对本发明作进一步说明。实施例1:试样采用厚度为2.0mm的Al-4.45Cu-1.5Mg-0.54Mn铝合金冷轧薄板。按GB228-76制成拉伸试样。将试样放入495~505°C的盐浴炉中进行固溶处理,取出立即淬火;然后放入时效箱中进行预时效处理,时效温度为100°C,时效时间为12h;随后进行非对称轧制,轧辊表面速比为1.3,变形量为~9%,变形温度为室温;最后进行100°C,48h人工时效。本实施例处理的Al-4.45Cu-1.5Mg-0.54Mn铝合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率性参数见表1。实施例2:试样采用厚度为2.0mm的Al-4.45Cu-1.5Mg-0.54Mn铝合金冷轧薄板。按GB228-76制成拉伸试样。将试样放入495~505°C的盐浴炉中进行固溶处理,取出立即淬火;然后放入时效箱中进行预时效处理,时效温度为100°C,时效时间为6h;随后进行非对称温轧,变形温度250°C,轧辊表面速比为1.1,变形量为~10%;最后进行12天自然时效。本实施例处理的Al-4.45Cu-1.5Mg-0.54Mn铝合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率性参数见表1。实施例3:试样采用厚度为2.0mm的Al-4.45Cu-1.5Mg-0.54Mn铝合金冷轧薄板。按GB228-76制成拉伸试样。将试样放入495~505°C的盐浴炉中进行固溶处理,取出立即淬火;然后放入时效箱中进行预时效处理,时效温度为60°C,时效时间为60h;随后进行非对称温轧处理,变形温度150°C,轧辊表面速比为1.5,变形量为~40%;最后进行150°C-8h最终时效。本实施例处理的Al-4.45Cu-1.5Mg-0.54Mn铝合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率性参数见表1。对比例1:试样采用厚度为2.0mm的Al-4.45Cu-1.5Mg-0.54Mn铝合金冷轧薄板。按GB228-76制成拉伸试样。将试样放入495~505°C的盐浴炉中进行固溶处理,取出立即淬火;然后进行冷变形处理,变形方式为轧制,变形量为~9%;最后进行自然时效。本对比例处理的Al-4.45Cu-1.5Mg-0.54Mn铝合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率性参数见表1。对比例2:试样采用厚度为2.0mm的Al-4.45Cu-1.5Mg-0.54Mn铝合金冷轧薄板。按GB228-76制成拉伸试样。将试样放入495~505°C的盐浴炉中进行固溶处理,取出立即淬火;然后放入时效箱中进行人工时效处理,时效温度为190°C,时效时间为12h。本对比例处理的Al-4.45Cu-1.5Mg-0.54Mn铝合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率性参数见表1。对比例3:试样采用厚度为2.0mm的Al-4.45Cu-1.5Mg-0.54Mn铝合金冷轧薄板。按GB228-76制成拉伸试样。将试样放入495~505°C的盐浴炉中进行固溶处理,取出立即淬火;然后进行冷变形处理,变形方式为轧制,变形量为~9%;随后放入时效箱中进行人工时效处理,时效温度为190°C,时效时间为10h。本对比例处理的Al-4.45Cu-1.5Mg-0.54Mn铝合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率性参数见表1。表1ntent="drawing" img-format="tif" inline="no" orientation="portrait" wi="700"/>