CN101082115B - 一种使Al-Cu-Mg合金获得高热稳定性抗疲劳微结构的处理方法 - Google Patents
一种使Al-Cu-Mg合金获得高热稳定性抗疲劳微结构的处理方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN101082115B CN101082115B CN200710035002A CN200710035002A CN101082115B CN 101082115 B CN101082115 B CN 101082115B CN 200710035002 A CN200710035002 A CN 200710035002A CN 200710035002 A CN200710035002 A CN 200710035002A CN 101082115 B CN101082115 B CN 101082115B
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- alloy
- fatigue
- microstructure
- aluminum alloy
- heat
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Abstract
本发明公开了一种使Al-Cu-Mg合金获得高热稳定性抗疲劳微结构的处理方法，将铝合金板材在490℃-500℃进行固溶处理，然后进行人工时效处理，所述的人工时效处理是在170℃-200℃之间进行人工时效20～60分钟。本发明是一种通过合适的热处理工艺使Al-Cu-Mg合金获得较大尺寸的GPB区强化组织，从而使合金具有优异的抗疲劳性能，同时延缓疲劳性能在长时间热暴露过程中的退化的使Al-Cu-Mg合金获得高热稳定性抗疲劳微结构的处理方法。
Description
技术领域
本发明涉及一种铝合金的处理方法，特别是涉及一种使Al-Cu-Mg合金获得高热稳定性高强抗疲劳微结构的处理方法。
背景技术
低Cu/Mg比的Al-Cu-Mg合金由于具有中等强度，良好的韧性和优异的疲劳性能而在航空航天中有着广泛的应用。该系列合金的时效析出序列为：GPB区，S′相，S相。根据不同的使用条件，合金的热处理状态也不一样，这样合金中的微观组织状态也不一样。作为耐损伤构件的合金，其使用的时效状态一般为自然时效态，也就是说合金的微观组织处于时效析出的GPB区阶段。文献研究表明，由于具有高的层错能，发生在纯铝合金多个滑移系中的滑移是不可回复的。而在Al-Cu-Mg合金中，自然时效或者人工时效初期形成的溶质原子偏聚团能够使滑移集中到一个平面上去，因此这一类型的滑移将有利于循环加载过程中变形的回复，从而减少疲劳损坏。然而当溶质原子偏聚团回溶或者进一步析出成很难切割或者不可切割的第二相粒子，平面滑移开始变得均匀而且不可回复，这将有利于疲劳裂纹的扩展。因此，GPB区强化的Al-Cu-Mg合金有着优异的疲劳性能，各种耐疲劳合金特别是2x24铝合金一般都在自然时效状态下使用而GPB区一般被认为是Al-Cu-Mg合金的主要抗疲劳微组织。但是各种耐疲劳损伤构件在服役过程中不但要受到循环力的作用，同时构件由于与空气摩擦而发热，从而暴露在热环境中。有研究表明，人工时效或长期的热暴露会使自然时效合金中析出平衡相，平衡相一般很难被位错切割，这样使得合金在循环变形过程中位错很难回复运动而且造成疲劳裂纹尖端变形均匀因此会加速疲劳裂纹扩展。因此如何减缓抗疲劳微组织的退化，提高疲劳组织的热稳定性成为急需解决的问题。
发明内容
本发明所要解决的技术问题是提供一种通过合适的热处理工艺使Al-Cu-Mg合金获得较大尺寸的GPB区强化组织，从而使合金具有优异的抗疲劳性能，同时延缓疲劳性能在长时间热暴露过程中的退化的使Al-Cu-Mg合金获得高热稳定性抗疲劳微结构的处理方法。
为了解决上述技术问题，本发明提供的使Al-Cu-Mg合金获得高热稳定性抗疲劳微结构的处理方法，将铝合金板材在490℃-500℃进行固溶处理并水淬，然后在170℃-200℃之间进行人工时效20～60分钟。使合金中获得GPB区强化组织，并且合金的强度和T351状态强度基本相同。但是本发明处理铝合金的疲劳性能和热稳定性能要高于T351状态。
由于人工时效处理获得的GPB区尺寸大于T351处理获得的GPB区尺寸，而且由于S’相的析出是由GPB区的回溶来提供溶质原子的，所以在热暴露过程中，尺寸较大的GPB区比尺寸较小的GPB区较难回溶而稳定高；而在疲劳过程中，尺寸较大的GPB区在往复运动的位错作用下比尺寸较小的GPB区也要难回溶，因此人工时效后的合金不容易发生循环软化而使得合金的疲劳性能高于T351处理的合金。
本发明的优点和积极效果：
1、本处理方法得到的合金的疲劳裂纹扩展速率比目前常用的T351处理状态低。
2、经过长时间的热暴露后，本处理方法得到的合金疲劳裂纹扩展速率比目前常用的T351处理状态低。
3、本处理方法得到的合金的拉伸性能在热暴露过程中要比T351获得的合金的拉伸性能要稳定。
综上所述，本发明是一种通过合适的热处理工艺使Al-Cu-Mg合金获得较大尺寸的GPB区强化组织，从而使合金具有优异的抗疲劳性能，同时延缓疲劳性能在长时间热暴露过程中的退化的使Al-Cu-Mg合金获得高热稳定性抗疲劳微结构的处理方法。
附图说明
图1是不同时效处理后的2524合金经过135℃不同热暴露时间后的力学性能示意图；
图2是不同时效处理后的2524合金经过100℃不同热暴露时间后的力学性能示意图；
图3是不同时效处理后的2524合金疲劳裂纹扩展速率示意图。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施例对本发明作进一步说明。
实施例1：
将合金成分为：4.0％Cu，1.2％Mg，0.6％Mn，0.2％Ti，余量为Al的2524铝合金板材在490℃固溶1小时并水淬，然后在170℃时效50分钟。经过该处理后在室温下的力学性能：抗拉强为462MPa，屈服强度为326MPa，延伸率为27％；经过135℃/1000小时的热暴露后合金的抗拉强度为472MPa，屈服强度为410MPa，延伸率为14％；经过100℃/2000小时的热暴露后合金的抗拉强度为484MPa，屈服强度为333MPa，延伸率为19％。该处理方法原始态合金疲劳裂纹扩展速率低于T351态合金；热暴露后该处理方法处理的合金疲劳裂纹扩展速率仍低于经过热暴露的T351处理合金。
实施例2：
将合金成分为：4.0％Cu，1.2％Mg，0.6％Mn，0.2％Ti，余量为Al的铝合金板材在500℃固溶1.5小时并水淬，然后在185℃时效30分钟。经过该处理后在的力学性能：室温下合金的抗拉强为461MPa，屈服强度为333MPa，延伸率为26.8％；经过135℃/1000小时的热暴露后室温下合金的抗拉强度为470.9MPa，屈服强度为409MPa，延伸率为15.8％；经过100℃/2000小时的热暴露后室温下合金的抗拉强度为484MPa，屈服强度为333MPa，延伸率为22％。该处理方法原始态合金疲劳裂纹扩展速率低于T351态合金；热暴露后该处理方法处理的合金疲劳裂纹扩展速率仍低于经过热暴露的T351处理合金。
实施例3：
将合金成分为：4.0％Cu，1.2％Mg，0.6％Mn，0.2％Ti，余量为Al的铝合金板材在500℃固溶1小时并水淬，然后在200℃时效30分钟。经过该处理后在的力学性能：室温下合金的抗拉强为466MPa，屈服强度为344MPa，延伸率为25.2％；经过135℃/1000小时的热暴露后室温下合金的抗拉强度为468MPa，屈服强度为398MPa，延伸率为15.4％；经过100℃/2000小时的热暴露后室温下合金的抗拉强度为510MPa，屈服强度为384MPa，延伸率为21％。该处理方法原始态合金疲劳裂纹扩展速率低于T351态合金；热暴露后该处理方法处理的合金疲劳裂纹扩展速率仍低于经过热暴露的T351处理合金。
实施例4：
将合金成分为：4.0％Cu，1.2％Mg，0.6％Mn，0.2％Ti，余量为Al的铝合金板材在490℃固溶2小时并水淬，然后在170℃时效20分钟。并在135℃和100℃热暴露不同的时间。经过该处理后在的力学性能：室温下合金的抗拉强为460MPa，屈服强度为335MPa，延伸率为26.2％；经过135℃/1000小时的热暴露后室温下合金的抗拉强度为478MPa，屈服强度为398MPa，延伸率为16.4％；经过100℃/2000小时的热暴露后室温下合金的抗拉强度为505MPa，屈服强度为370MPa，延伸率为20％。该处理方法原始态合金疲劳裂纹扩展速率低于T351态合金；热暴露后该处理方法处理的合金疲劳裂纹扩展速率仍低于经过热暴露的T351处理合金。
实施例5：
将合金成分为：4.0％Cu，1.2％Mg，0.6％Mn，0.2％Ti，余量为Al的铝合金板材在490℃固溶0.5小时并水淬，然后在185℃时效50分钟。经过该处理后在的力学性能：室温下合金的抗拉强470MPa，屈服强度为348MPa，延伸率为24.3％；经过135℃/1000小时的热暴露后室温下合金的抗拉强度为478MPa，屈服强度为401MPa，延伸率为15％；经过100℃/2000小时的热暴露后室温下合金的抗拉强度为515MPa，屈服强度为387MPa，延伸率为20％。该处理方法原始态合金疲劳裂纹扩展速率低于T351态合金；热暴露后该处理方法处理的合金疲劳裂纹扩展速率仍低于经过热暴露的T351处理合金。
实施例6：
将合金成分为：4.0％Cu，1.2％Mg，0.6％Mn，0.2％Ti，余量为Al的铝合金板材在490℃固溶2小时并水淬，然后在200℃时效40分钟。经过该处理后在的力学性能：室温下合金的抗拉强为460MPa，屈服强度为341MPa，延伸率为25.1％；经过135℃/1000小时的热暴露后室温下合金的抗拉强度为468MPa，屈服强度为398MPa，延伸率为15.4％；经过100℃/2000小时的热暴露后室温下合金的抗拉强度为510MPa，屈服强度为384MPa，延伸率为21％。该处理方法原始态合金疲劳裂纹扩展速率低于T351态合金；热暴露后该处理方法处理的合金疲劳裂纹扩展速率仍低于经过热暴露的T351处理合金。
以上实施例的性能参见图1、图2和图3。
参比例：
T351处理后合金的力学性能：室温下合金的抗拉强为471MPa，屈服强度为374MPa，延伸率为20.9％；经过135℃/1000小时的热暴露后室温下合金的抗拉强度为514MPa，屈服强度为506MPa，延伸率为7.8％；经过100℃热/2000小时的热暴露后室温下合金的抗拉强度为486.2MPa，屈服强度为399.8MPa，延伸率为21％。
Claims (1)
1.一种使Al-Cu-Mg合金获得高热稳定性抗疲劳微结构的处理方法，将铝合金板材在490℃-500℃进行固溶处理并水淬，然后进行人工时效处理，其特征是：所述的人工时效处理是在170℃-200℃之间进行人工时效20～60分钟。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN200710035002A CN101082115B (zh) | 2007-05-25 | 2007-05-25 | 一种使Al-Cu-Mg合金获得高热稳定性抗疲劳微结构的处理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN200710035002A CN101082115B (zh) | 2007-05-25 | 2007-05-25 | 一种使Al-Cu-Mg合金获得高热稳定性抗疲劳微结构的处理方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN101082115A CN101082115A (zh) | 2007-12-05 |
| CN101082115B true CN101082115B (zh) | 2010-05-19 |
Family
ID=38911893
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN200710035002A Expired - Fee Related CN101082115B (zh) | 2007-05-25 | 2007-05-25 | 一种使Al-Cu-Mg合金获得高热稳定性抗疲劳微结构的处理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN101082115B (zh) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102206794B (zh) * | 2011-04-14 | 2012-10-17 | 中南大学 | 提高固溶冷变形后时效强化铝铜镁银合金力学性能的方法 |
| CN103451580A (zh) * | 2013-09-12 | 2013-12-18 | 江南工业集团有限公司 | 一种铝合金管形件固溶处理方法 |
| CN103498119B (zh) * | 2013-10-12 | 2015-10-21 | 中南大学 | 提高铝合金固溶态预拉伸板抗疲劳性能的热处理工艺 |
| CN103589977B (zh) * | 2013-11-11 | 2015-11-18 | 中南大学 | 一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的方法 |
| CN103725998A (zh) * | 2013-12-20 | 2014-04-16 | 合肥工业大学 | 一种提高Al-Cu-Mg合金强度的方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001181769A (ja) * | 1999-12-27 | 2001-07-03 | Showa Alum Corp | エンジンピストン用アルミニウム合金材およびアルミニウム合金製自動車エンジンピストンの製造方法 |
| CN1609247A (zh) * | 2003-10-22 | 2005-04-27 | 湖南百富瑞材料有限责任公司 | 一种高强度铝合金及生产方法 |
| CN1740364A (zh) * | 2005-09-12 | 2006-03-01 | 华南理工大学 | 一种直接挤压铸造的高强度铝合金 |
-
2007
- 2007-05-25 CN CN200710035002A patent/CN101082115B/zh not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001181769A (ja) * | 1999-12-27 | 2001-07-03 | Showa Alum Corp | エンジンピストン用アルミニウム合金材およびアルミニウム合金製自動車エンジンピストンの製造方法 |
| CN1609247A (zh) * | 2003-10-22 | 2005-04-27 | 湖南百富瑞材料有限责任公司 | 一种高强度铝合金及生产方法 |
| CN1740364A (zh) * | 2005-09-12 | 2006-03-01 | 华南理工大学 | 一种直接挤压铸造的高强度铝合金 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN101082115A (zh) | 2007-12-05 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN101082115B (zh) | 一种使Al-Cu-Mg合金获得高热稳定性抗疲劳微结构的处理方法 | |
| CN108517451A (zh) | 一种具有梯度晶粒结构的高强韧性高熵合金与制备方法 | |
| CN107164677B (zh) | 一种耐热抗蠕变镁合金及其制备方法 | |
| CN104451291B (zh) | 一种Er、Zr复合微合金化Al‑Zn‑Mg‑Cu合金的均匀化热处理工艺 | |
| RU2012106647A (ru) | Улучшенные алюминиевые сплавы серии 5ххх и изготовленные из них деформированные изделия | |
| CN101240390A (zh) | 一种高强耐热耐疲劳损伤铝合金及其制备方法 | |
| CN101838764B (zh) | 钪和锶复合微合金化的高锌2099型铝合金及其制备方法 | |
| CN103866216A (zh) | 一种含钪Al-Zn-Mg-Cu系挤压铸造铝合金的热处理工艺 | |
| CN109576543A (zh) | 一种利用烘烤改善镁合金长时间服役寿命的方法 | |
| CN101245430B (zh) | 一种高耐热性A1-Cu-Mg-Ag合金 | |
| CN107881371A (zh) | 提高铸造铝锂合金塑性的方法 | |
| CN111235564A (zh) | 一种增材制造专用高温合金成分设计方法 | |
| JP2022512995A (ja) | 合金材料の一種及びその生産プロセス | |
| CN102433522A (zh) | 一种用于a356合金的分级时效热处理方法 | |
| CN110699562A (zh) | 一种高塑性变形稀土镁合金及其制备方法 | |
| Kim et al. | Microstructural characterisation and mechanical properties of Mg–x Sn–5Al–1Zn alloys | |
| CN104164635A (zh) | 一种提高铝合金钻杆用Al-Cu-Mg合金室温强度和高温性能的方法 | |
| AU690784B2 (en) | Heat treatment of aluminium-lithium alloys | |
| CN1216167C (zh) | 一种含锂高强铝合金材料及其制备方法 | |
| CN102230100A (zh) | 一种粉末冶金法制备Ti-Nb-Zr-Sn合金的方法 | |
| Möller et al. | The heat treatment of rheo-high pressure die cast Al-Cu-Mg-Ag alloy 2139 | |
| Morando et al. | Microstructure evolution during the aging at elevated temperature of Sn-Ag-Cu solder alloys | |
| Jianmin et al. | Study on microstructure evolution of deformed Mg-Gd-Y-Nd-Zr heat-resistant magnesium alloys after solid solution and ageing | |
| KR20110062234A (ko) | 마그네슘-리튬 합금을 통한 풍력발전기용 브레이드 제작방법 | |
| Reed | Deformation twinning in Ni and FCC Fe-Ni alloys |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| C06 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| C10 | Entry into substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| C14 | Grant of patent or utility model | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| C17 | Cessation of patent right | ||
| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee |
Granted publication date: 20100519 Termination date: 20130525 |