CN100410414C - 一种改善超高强铝合金强韧性的热处理工艺 - Google Patents
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Abstract
本发明属于冶金领域的铝合金热处理工艺，其特征在于：从控制时效处理工艺出发，通过先进行高温短时时效，促进晶内富溶质原子团簇和GP区形核，固溶处理工艺为450℃～480℃/30分钟～120分钟，高温时效工艺为100℃～140℃/30分钟～180分钟，低温时效温度为40℃～80℃，本发明在保持超高强铝合金强度不降低或有所提高的基础上，进一步提高了合金韧性水平，扩大了铝合金应用范围，实现了工业应用。
Description
技术领域：
本发明属于冶金领域的铝合金热处理工艺。
背景技术：
对于超高强7000系铝合金，随着Zn、Mg等主合金元素含量的提高，其峰值强度上升而断裂韧性降低，限制了该合金的进一步应用。为了充分发挥超高强铝合金的强度优势，必须同时提高其韧性性能。
改善铝合金韧性可以通过控制冶金质量降低Fe、Si等杂质含量，保留变形组织、微量元素合金化以及改善热加工及热处理工艺的方式加以实现。但对于一定冶金质量、一定化学成分和一定热加工工艺的铝合金，要提高其强韧性水平，只有通过控制后期热处理工艺来实现。
对于一定成分的析出强化型铝合金，时效过程中造成的晶界和晶界析出相的性质、尺寸大小、分布状态以及形貌演变对合金强韧性具有重要影响。其中，晶内析出相特征是控制合金强度的主要因素。晶内析出相尺寸小密度高且不易被滑移位错切割，则有利于合金获得高强度；而晶界析出相特征则是影响合金韧性的关键因素，晶界析出相数量少、不连续分布以及呈球状，这都有利于改善合金的韧性。因此如何控制时效过程中晶界和晶内析出相特征演变，使其呈最佳分布，对于提高合金强韧性至关重要。
对于欠时效状态合金，例如T3和T4状态，由于过饱和溶质原子析出不充分导致基体内强化相的密度低且尺寸小，使得变形时滑移位错易切割析出相，因此合金强度较低。但欠时效状态下，晶界析出相体积分数也较小，这有利于合金获得较高的韧性水平。
对于峰值时效状态合金，例如T6状态，此时过饱和溶质原子充分析出，析出相体积分数提高且尺寸也长大，不利于滑移位错切割，因此合金的强度提高。但同时晶界析出相体积分数也相应增加，并呈连续分布，因而合金强度高而韧性较低。
采用过时效处理，例如T74、T76及T73状态，基体内析出相体积分数不再变化，而尺寸继续长大密度降低，合金强度降低。同时晶界析出相的体积分数也不再发生改变，并且晶界析出相自身为降低表面能而发生球化，导致晶界析出相间距增大，因而合金的韧性水平有一定的回升，但是强度降低10～20％左右。
近年来开发出的回归再时效热处理工艺是通过将T6状态合金在较高温度下保温较短时间，使得晶内析出相溶解，晶界析出相发生粗化并呈不连续分布，然后再进行一次T6处理，使回归时回溶溶质原子重新析出，合金恢复原来T6状态的强度，同时晶界析出相进一步粗化，从而合金获得类似于T6状态的强度和T73状态的抗应力腐蚀性能，但该工艺回归时间很短，通常只有几十秒至十几分钟，不利于工业应用，并且由于初始状态为T6状态，晶界析出相体积分数较大，随后粗化过程也不能改善合金的韧性。
发明内容：
本发明的目的是针对目前超高强铝合金强度而韧性差这一问题，采用一种新型的热处理工艺，在保持合金强度不降低或有所提高的基础上来提高合金韧性水平，同时，使热处理工艺满足工业生产要求，扩大超高强铝合金的应用范围。
本发明的技术方案是：从控制时效处理工艺出发，通过先进行高温短时时效，促进晶内富溶质原子团簇和GP区形核，并使得晶界析出相数量也较少，然后中断高温时效并淬火，转而进行低温时效处理，使晶内析出相继续形核并长大，以获得类似于或高于T6状态的强度性能，同时晶界析出相在低温时效过程中数量不增加或增加较少，并发生球化，扩大晶界析出相粒子间距，从而在不降低或有所提高峰值强度的基础上，显著改善超高强铝合金韧性性能。
本发明是通过以下热处理工艺路线实现的：
①固溶处理：将合金元素以溶质原子的形式溶入基体中，提高固溶溶质原子浓度，以获得高的人工时效强化效果。固溶处理工艺为450℃～480℃/30分钟～120分钟。
②一次淬火处理：将固溶处理时形成的平衡溶质原子和平衡空位以过饱和形式保留至低温。淬火介质为冰水或室温水等。
③高温短时时效：促进过饱和溶质原子以溶质原子团簇或GP区的形式形核或析出。保证晶界平衡相析出较少且不连续。高温时效工艺为100℃～140℃/30分钟～180分钟。
④二次淬火处理：将高温短时时效后未湮灭的空位保留下来，以提高低温时效析出动力，缩短低温时效时间。淬火介质为冰水或室温水等。
⑤低温时效：在低温度下继续时效，晶内高温短时时效形成的原子团簇或GP区继续长大，未析出的溶质原子继续析出，直到达到普通峰值时效强度或高出普通峰值时效强度，晶界平衡相发生球化以改善合金的韧性，低温时效温度为40℃～80℃。
发明的优点和积极效果：
(1)所有采用的热处理工艺参数均可以实现工业应用。
(2)在保持超高强铝合金强度不降低或有所提高的基础上，进一步提高了合金韧性水平。
(3)通过改善超高强铝合金韧性，进一步提高了合金构件的安全可靠性，相应地降低构件质量，扩大了铝合金应用范围。
附图说明：
图1是铝合金热处理普通峰值时效的撕裂试样断口形貌图；
图2是铝合金热处理控制时效后的撕裂试样断口形貌图；
图3是铝合金热处理普通峰值时效试样的晶界析出相特征图；
图4是铝合金热处理控制时效试样的晶界析出和晶内相特征图。
具体实施方式：
以60％冷轧变形量的2mm厚7055铝合金板材为例，其化学成分为Al-8.2 Zn-2.0 Mg-2.3 Cu-0.14 Zr-0.08 Fe-0.04 Si(质量百分数)。
①固溶处理：470℃/1小时。
②一次淬火处理：固溶处理后立即进行室温冷水淬火处理，淬火转移时间＜60秒。
③高温短时时效：120℃/30分钟。
④二次淬火处理：室温冷水淬火处理，淬火转移时间不超过60秒。
⑤低温时效：60℃/240小时。
另外进行普通峰值时效进行比较。其时效工艺为120℃/24小时。
利用短比例试样测量合金拉伸力学性能，利用Kahn撕裂试样测量合金韧性性能。并与普通T6峰值时效的合金拉伸力学性能和韧性进行比较，结果如下表1：
表1 7055合金普通T6状态与控制时效状态的力学性能比较(L-T方向)
| 试样状态 | 抗拉强度σ<sub>b</sub>/MPa | 屈服强度σ<sub>02</sub>/MPa | 延伸率δ<sub>5</sub>/％ | Kahn撕裂能/Nmm<sup>-1</sup> |
| 普通T6状态 | 626.9 | 591.4 | 8.2 | 28.4 |
| 控制时效 | 652.3 | 616.7 | 11.8 | 57.0 |
从表1可以看出，经过控制时效处理后，7055合金的抗拉强度、屈服强度、延伸率以及Kahn撕裂能分别比普通T6状态高出4％、4.3％、43.9％和100％。可见，通过控制时效可在不降低并有所提高7055铝合金强度的基础上，显著改善7055合金的韧性。
图1、图2分别给出了2种时效状态Kahn撕裂断口的扫描电镜照片图像。从图中看出，经控制时效合金断口为韧窝型穿晶断裂(图1)。而普通峰值时效合金断口则为典型的沿晶断裂(图2)，这都表明经过控制时效后7055合金的韧性得到改善。
图3、图4为普通峰值时效和控制时效后晶内和晶界析出相透射电镜形貌图。从图中看出，经普通峰值时效后，晶界析出相呈针状连续分布(图3)，而控制时效合金晶界呈球状且不连续(图4)，这种晶界析出相特征有利于降低裂纹沿晶萌生并连续扩展，因而有利于提高合金韧性。比较图3和图4可以看出，普通峰值时效和控制时效后的晶内析出相尺寸大小并无明显区别，因此控制时效后的铝合金能够保持高强度性能。
Claims (2)
1. 一种改善超高强铝合金强韧性的热处理工艺，其特征在于依次进行下述处理步骤：
①固溶处理：将合金元素以溶质原子的形式溶入基体中，固溶处理工艺为450℃～480℃/30分钟～120分钟；
②一次淬火处理：将固溶处理时形成的平衡溶质原子和平衡空位以过饱和形式保留至低温，淬火介质为冰水或室温水；
③高温短时时效：促进过饱和溶质原子以溶质原子团簇或GP区的形式形核或析出，保证晶界平衡相析出较少且不连续；高温时效工艺为100℃～140℃/30分钟～180分钟；
④二次淬火处理：将高温短时时效后未湮灭的空位保留下来，以提高低温时效析出动力，缩短低温时效时间：淬火介质为冰水或室温水；
⑤低温时效：在低温度下继续时效，晶内高温短时时效形成的原子团簇或GP区继续长大，未析出的溶质原子继续析出，直到达到普通峰值时效强度或高出普通峰值时效强度，晶界平衡相发生球化以改善合金的韧性，低温时效温度为40℃～80℃。
2. 根据权利要求1所述的一种改善超高强铝合金强韧性的热处理工艺，其特征在于：
将60％冷轧变形量的2mm厚7055铝合金板材依次进行下述处理，该板材的化学成分以质量百分数计为：Al-8.2Zn-2.0Mg-2.3Cu-0.14Zr-0.08Fe-0.04Si；
①固溶处理：470℃/1小时；
②一次淬火处理：固溶处理后立即进行室温冷水淬火处理，淬火转移时间＜60秒；
③高温短时时效：120℃/30分钟；
④二次淬火处理：室温冷水淬火处理，淬火转移时间不超过60秒；
⑤低温时效：60℃/240小时。
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