CN103526140A

CN103526140A - 一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的热处理方法

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Publication number: CN103526140A
Application number: CN201310475471.3A
Authority: CN
Inventors: 刘志义; 夏鹏; 李福东; 鲁璐青; 林茂
Original assignee: Central South University
Current assignee: Central South University
Priority date: 2013-10-12
Filing date: 2013-10-12
Publication date: 2014-01-22
Anticipated expiration: 2033-10-12
Also published as: CN103526140B

Abstract

一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的热处理方法，是将冷轧板经高温短时（505-535℃/1-25min）固溶淬火处理，再在室温下自然时效96h以上。该热处理方法应用的铝合金包括以下组分：、Cu、Mg、Mn、Ti、Al。本发明工艺简单合理，通过高温短时固溶淬火热处理，使合金获得较高的高斯织构组分。由于高斯织构强的合金，合金晶粒中较多的{111}面处在或者接近于最大外加切应力方向，有利于位错的往复滑移，使合金更容易产生驻留滑移带，从而增强疲劳裂纹的塑性诱导闭合效应，降低损伤积累，并且促进裂纹偏转，进而降低合金的疲劳裂纹扩展速率，有效提高合金的抗疲劳性能。

Description

一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的热处理方法

技术领域

本发明公开一种提高铝合金抗疲劳性能的热处理方法，具体涉及一种能提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的高温固溶淬火热处理方法。属于金属材料热处理领域。

背景技术

Al-Cu-Mg系铝合金广泛应用于航空飞行器件，随着航空科技的发展，尤其是随着损伤容限设计理论的发展，对于Al-Cu-Mg合金，要求其要具有优异的抗疲劳性能。与此同时，航空用铝合金又遭遇到复合材料的强力挑战，研制出抗疲劳损伤铝合金对于未来该合金在航空领域的应用与发展具有重要意义。

根据已有的研究表明，对于Al-Cu-Mg系合金的抗疲劳性能的研究主要从以下几个方面开展：Cu、Mg成分、过剩相、杂质元素、原子团簇尺寸效应、电场效应、预变形效应。研究表明低的Cu/Mg成分比的Al-Cu-Mg合金具有更为优异的抗疲劳性能。作为耐损伤的Al-Cu-Mg合金，其抗疲劳合金组织一般为该合金自然时效态下的组织。低Cu/Mg成分比的Al-Cu-Mg合金自然时效态下，合金的时效析出处于GPB区的析出阶段。自然时效析出的原子偏聚团簇被证明有利于循环加载过程中位错的往复滑移，从而降低合金的疲劳损伤。除Cu/Mg成分比外，过剩相、杂质、温度对原子团簇尺寸，原子偏聚的电场效应以及预变形引入位错对交变应力下滑移的影响等方面也开展了相关的研究。

对于该合金的疲劳性能，除上述影响因素外，织构被认为是一个重要的影响因素。高斯织构被认为是有利于该合金抗疲劳性能，这主要是因为高斯织构组分强的Al-Cu-Mg合金，合金晶粒中较多的{111}面处在或者接近于最大外加切应力方向，有利于位错的往复滑移，使合金更容易产生驻留滑移带，从而增强疲劳裂纹的塑性诱导闭合效应，降低损伤积累，并且促进裂纹偏转，进而降低合金的疲劳裂纹扩展速率，有效提高合金的抗疲劳性能。另外，合金冷轧态组织存在大量的位错缠结，对于循环交变应力下的位错往复滑移有着不利影响。

因此，提高Al-Cu-Mg合金的抗疲劳性能，获得强高斯织构以及消除位错缠结是可取的重要途径。研究表明，合金通过固溶，可以消除冷轧态的位错缠结，Al-Cu-Mg合金常规的固溶温度一般为490-500℃，时间为0.5-2h，可以有效消除冷轧态的位错缠结组态，但是，这种处理，合金会发生完全再结晶，会减弱、甚至消除高斯织构，降低合金的抗疲劳性能，因此开发合适的固溶淬火工艺，使合金获得较强的高斯织构，并消除合金冷轧时产生位错缠结组态，是提高Al-Cu-Mg合金的抗疲劳损伤的一种重要方法，从而对于该合金在航空航天的应用与发展有着重要的积极意义。

发明内容

本发明的内容在于克服现有技术的不足而提供一种工艺方法简单合理、可有效提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的固溶淬火热处理工艺。

本发明一种提高铝合金抗疲劳性能的热处理方法，通过以下方式实现：

将Al-Cu-Mg合金冷轧板加热至505-535℃，保温1-20min，然后进行水淬处理、自然时效。

本发明一种提高铝合金抗疲劳性能的热处理方法，自然时效工艺为室温下放置至少96h。

本发明一种提高铝合金抗疲劳性能的热处理方法，所述Al-Cu-Mg合金冷轧板的组分重量百分比为：Cu3.8-4.5%,Mg1.2-1.8%,Mn0.4-0.7%,Fe<0.12%,Si<0.06%,Zn<0.15%,Ti<0.10%,余量为Al。

本发明采用上述工艺方法，Al-Cu-Mg合金冷轧板经505-530℃/1-25min固溶淬火处理，再在室温下自然时效96h以上。通过较短时间的高温固溶处理，一方面能大量减少甚至消除合金冷轧组织中的位错缠结，另一方面，短时间的高温短时固溶处理使合金避免发生完全再结晶而使合金呈立方织构或者弱织构状态，有利于高斯织构的获得。位错缠结组态的大量减少甚至消除，减少了交变应力下位错往复滑移的阻碍，有利于降低疲劳损伤，而较强高斯织构的获得，使合金晶粒中较多的{111}面处在或者接近于最大外加切应力方向，有利于位错的往复滑移，使合金更容易产生驻留滑移带，有利于疲劳裂纹的塑性诱导闭合效应，降低损伤积累，并且促进裂纹偏转，从而降低合金的疲劳裂纹扩展速率，有效提高合金的抗疲劳性能。

综上所述，本发明工艺简单合理，通过较短时间的高温固溶淬火处理不仅能大量减少甚至消除冷轧组织中不利于交变应力下位错往复滑移的位错缠结组态，而且能够获得较强的高斯织构，使合金的晶粒取向分布更有利于位错往复滑移、促进疲劳裂纹的闭合效应，使合金具有更低的疲劳裂纹扩展速率，提高其抗疲劳损伤能力。

附图说明

附图1是本发明实施例1采用507℃/20min固溶淬火处理板材的取向分布函数图。

附图2是本发明实施例2采用510℃/10min固溶淬火处理板材的取向分布函数图。

附图3是本发明实施例3采用510℃/15min固溶淬火处理板材的取向分布函数图。

附图4是本发明实施例4采用515℃/6min固溶淬火处理板材的取向分布函数图。

附图5是本发明实施例5采用520℃/6min固溶淬火处理板材的取向分布函数图。

附图6是本发明实施例6采用528℃/2min固溶淬火处理板材的取向分布函数图。

附图7是本发明对比例1采用490℃/0.5h固溶淬火处理板材的取向分布函数图。

附图8是本发明对比例2采用498℃/1h固溶淬火处理板材的取向分布函数图。

附图9是本发明对比例3中的合金冷轧板的取向分布函数图。

附图10是本发明对比例4中的合金冷轧板的取向分布函数图。

附图11是实施例1、2、4、6的疲劳裂纹扩展速率（da/dN-ΔK）曲线

附图12是对比例1、2的疲劳裂纹扩展速率（da/dN-ΔK）曲线

从附图1-附图6可以看出，经过高温固溶淬火处理的合金板材都获得了一定强度(织构体积分数为8%-13%，体积分数采用Texture Calc软件计算获得)的高斯织构（0°,45°,0°/90°），其中528℃/2min固溶淬火处理板材的高斯织构强度最高，这与其在图9中所示的疲劳裂纹扩展速率表现最低相一致，说明在较高温度固溶，合金冷轧时留下的位错缠结都基本消除这同一条件下，高斯织构的强度对合金的疲劳性能有着关键的影响。

对比附图1-6与附图7-10，可以看出：冷轧态合金组织高斯织构体积分数为3.68%，利用高温短时固溶淬火处理的合金其高斯织构体积分数达到8%-13%，而常规固溶方法处理的合金呈弱织构或者立方织构为主的状态，高斯织构体积分数只有3%-4%，因此采用高温短时固溶淬火工艺是一种获得较高强度高斯织构的有效方法。

对比图10与图11，可以看出，高温固溶淬火处理的板材的疲劳裂纹扩展速率要低于常规固溶工艺处理的板材的疲劳裂纹扩展速率。

具体实施方式

实施例1：

合金1的成分为：Cu3.8%,Mg1.2%,Mn0.4%,Fe<0.12%,Si<0.06%,Zn<0.15%,Ti<0.10%,余量为Al。冷轧板在507℃保温20min，并进行水淬，在室温下经过至少96小时的自然时效后合金的力学性能为：抗拉强度为446Mpa，屈服强度为294Mpa，延伸率为24.3%。合金的高斯织构体积分数为8.82%。合金的抗疲劳性能：ΔK=30MPam^1/2,da/dN=2.1×10^-3mm/cycle。

实施例2：

合金2的成分为：Cu4.2%,Mg1.5%,Mn0.4%,Fe<0.12%,Si<0.06%,Zn<0.15%,Ti<0.10%,余量为Al。冷轧板在510℃保温10min，并进行水淬，在室温下经过至少96小时的自然时效后合金的力学性能为：抗拉强度为452Mpa，屈服强度为302Mpa，延伸率为24.6%。合金的高斯织构体积分数为9.58%。合金的抗疲劳性能：ΔK=30MPam^1/2,da/dN=1.5×10^-3mm/cycle。

实施例3：

合金3的成分为：Cu4.2%,Mg1.8%,Mn0.4%,Fe<0.12%,Si<0.06%,Zn<0.15%,Ti<0.10%,余量为Al。冷轧板在510℃保温15min，并进行水淬，在室温下经过至少96小时的自然时效后合金的力学性能为：抗拉强度为459Mpa，屈服强度为306Mpa，延伸率为24.5%。合金的高斯织构体积分数为9.02%。合金的抗疲劳性能：ΔK=30MPam^1/2,da/dN=1.6×10^-3mm/cycle。

实施例4：

合金4的成分为：Cu4.2%,Mg1.5%,Mn0.7%,Fe<0.12%,Si<0.06%,Zn<0.15%,Ti<0.10%,余量为Al。冷轧板在515℃保温6min，并进行水淬，在室温下经过至少96小时的自然时效后合金的力学性能为：抗拉强度为466Mpa，屈服强度为310Mpa，延伸率为23.9%。合金的高斯织构体积分数为8.98%。合金的抗疲劳性能：ΔK=30MPam^1/2,da/dN=1.4×10^-3mm/cycle。

实施例5：

合金5的成分为：Cu4.5%,Mg1.8%,Mn0.4%,Fe<0.12%,Si<0.06%,Zn<0.15%,Ti<0.10%,余量为Al。冷轧板在520℃保温6min，并进行水淬，在室温下经过至少96小时的自然时效后合金的力学性能为：抗拉强度为474Mpa，屈服强度为313Mpa，延伸率为24.1%。合金的高斯织构体积分数为11.78%。合金的抗疲劳性能：ΔK=30MPam^1/2,da/dN=1.2×10^-3mm/cycle。

实施例6：

合金6的成分为：Cu4.5%,Mg1.8%,Mn0.7%,Fe<0.12%,Si<0.06%,Zn<0.15%,Ti<0.10%,余量为Al。冷轧板在528℃保温2min，并进行水淬，在室温下经过至少96小时的自然时效后合金的力学性能为：抗拉强度为472Mpa，屈服强度为315Mpa，延伸率为24.0%。合金的高斯织构体积分数为12.56%。合金的抗疲劳性能：ΔK=30MPam^1/2,da/dN=1.0×10^-3mm/cycle。

对比例1：

合金7的成分为：Cu3.8%,Mg1.2%,Mn0.5%,Fe<0.12%,Si<0.06%,Zn<0.15%,Ti<0.10%,余量为Al。冷轧板在490℃保温0.5h，并进行水淬，在室温下经过至少96小时的自然时效后合金的力学性能为：抗拉强度为470Mpa，屈服强度为322Mpa，延伸率为24.6%。合金的高斯织构体积分数为3.52%。合金的抗疲劳性能：ΔK=30MPam^1/2,da/dN=3.0×10^-3mm/cycle。

对比例2：

合金8的成分为：Cu4.2%,Mg1.5%,Mn0.5%,Fe<0.12%,Si<0.06%,Zn<0.15%,Ti<0.10%,余量为Al。冷轧板在498℃保温1h，并进行水淬，在室温下经过至少96小时的自然时效后合金的力学性能为：抗拉强度为474Mpa，屈服强度为329Mpa，延伸率为24.6%。合金的高斯织构体积分数为3.13%。合金的抗疲劳性能：ΔK=30MPam^1/2,da/dN=2.7×10^-3mm/cycle。

对比例3：

合金9的成分为：Cu4.2%,Mg1.5%,Mn0.5%,Fe<0.12%,Si<0.06%,Zn<0.15%,Ti<0.10%,余量为Al。冷轧板的力学性能为：抗拉强度为406Mpa，屈服强度为276Mpa，延伸率为19.2%。合金的高斯织构体积分数为0%。

对比例4：

合金10的成分为：Cu3.8%,Mg1.2%,Mn0.5%,Fe<0.12%,Si<0.06%,Zn<0.15%,Ti<0.10%,余量为Al。冷轧板在495℃保温1.5h，并进行水淬，在室温下经过至少96小时的自然时效后合金的力学性能为：抗拉强度为470Mpa，屈服强度为322Mpa，延伸率为24.0%。合金的高斯织构体积分数为3.34%。合金的抗疲劳性能：ΔK=30MPam^1/2,da/dN=2.6×10^-3mm/cycle。

Claims

1.一种提高铝合金抗疲劳性能的热处理方法，是将Al-Cu-Mg合金冷轧板加热至505-535℃，保温1-20min，然后进行水淬处理、自然时效。

2.根据权利要求1所述的一种提高铝合金抗疲劳性能的热处理方法，其特征在于：自然时效工艺为室温下放置至少96h。

3.根据权利要求1所述的一种提高铝合金抗疲劳性能的热处理方法，其特征在于：所述Al-Cu-Mg合金冷轧板的组分重量百分比为：Cu3.8-4.5%,Mg1.2-1.8%,Mn0.4-0.7%,Fe<0.12%,Si<0.06%,Zn<0.15%,Ti<0.10%,余量为Al。