CN103866216A

CN103866216A - 一种含钪Al-Zn-Mg-Cu系挤压铸造铝合金的热处理工艺

Info

Publication number: CN103866216A
Application number: CN201210537319.9A
Authority: CN
Inventors: 杨福宝; 徐骏; 涂强; 李大全; 张志峰
Original assignee: Beijing General Research Institute for Non Ferrous Metals
Current assignee: Beijing General Research Institute for Non Ferrous Metals
Priority date: 2012-12-12
Filing date: 2012-12-12
Publication date: 2014-06-18

Abstract

本发明属于铝合金热处理领域，特别涉及一种含钪Al-Zn-Mg-Cu系挤压铸造铝合金的热处理工艺。本发明热处理工艺采用三级强化固溶和单级时效处理工艺，其三级强化固溶热处理为：三级强化固溶热处理为：首先在460 ℃温度下保温24 h，然后升温至470 ℃保温8 h，最后继续升温至480 ℃、在480 ℃温度下保温2 h后立即取出水淬；然后进行单级时效热处理：在120 ℃温度下保温24 h。本发明可以使合金中粗大的非平衡相得以充分溶解和均匀化、固溶体过饱和度增加与晶界共晶相应力集中趋势减小，使得时效后的基体组织为细小弥散状分布的GP区和η^，相，晶界为断续状分布的晶界析出相，在实现超高强度（σ_s≥500 MPa）的同时兼具较好的塑性（δ≥10%）。

Description

一种含钪Al-Zn-Mg-Cu系挤压铸造铝合金的热处理工艺

技术领域

本发明属于铝合金热处理领域，特别涉及一种含钪Al-Zn-Mg-Cu系挤压铸造铝合金的热处理工艺。

背景技术

航空、汽车等领域轻量化要求促进了高强韧铝合金的研究和开发，7XXX系铝合金作为强韧性最佳的变形铝合金其应用领域已逐渐从航空航天扩展到民用领域，一些结构复杂零部件也同样希望采用7XXX系变形铝合金制造，由此带来的加工成本增加和工艺上的难度加大阻碍了其应用范围的进一步扩大。目前适于铸造成形的铸造铝合金强度普遍偏低，其中铝-铜系合金ZAl205A是强度最高的铸造铝合金，T6处理后极限抗拉强度可以达到510MPa，仍未达到超高强度级别，因此如何实现7XXX系变形铝合金在铸造条件下获得超高强度成为高性能铝合金开发和应用的热点之一。

7XXX系Al-Zn-Mg-Cu合金的成分特点与凝固特性决定了其铸造性能差的本质缺陷，该合金不适于常规铸造成形。为了克服这一致命弱点，人们从改善合金的铸造性能和采用先进成形技术两方面进行研究，其中采用微合金化、通过增加异质形核核心可以达到改变合金凝固方式进而改善合金铸造性能的目的。大量研究表明Sc、Zr复合添加能够显著细化Al-Zn-Mg-Cu合金的铸造组织，大幅度改善合金的强韧性能。作为时效强化型合金，7XXX系铝合金热处理工艺对合金性能潜力的发挥起着至关重要的作用。与变形态铝合金相比，挤压铸造合金的相变驱动力（残余应力、位错、空位等）明显不足，因此不能沿用相近成分变形铝合金的热处理温度制度，需要根据合金的成分、组织和强塑性表现确定合金的热处理制度。

Al-Zn-Mg-Cu系挤压铸造铝合金由于没有经过热加工变形过程，合金基体中没有变形产生的残余应力提供固溶驱动力，为了使各种合金元素尽可能地溶入到基体中，相对变形态合金来说需要进一步延长固溶时间和适当提高固溶温度，以使非平衡凝固共晶相及粗大MgZn₂粒子强化相尽快充分溶入到基体中，形成过饱和固溶体。

固溶处理须避免温度过高使低温熔点相生成过渡液相的晶界过烧现象，通常情况下固溶温度低于多相共晶点熔点，避免过度相液相的产生，在此相对较低温度下固溶残余结晶相不易完全固溶到基体中。固溶处理时，不同残余结晶相的固溶速度不同，富Mg/Zn相熔点较低，而富Cu相熔点较高，固溶过程相对较慢。所谓强化固溶即在低于多相共晶点熔点使富Mg/Zn相先行固溶后，剩余共晶相熔点将升高，这样固溶温度就可以进一步的提高，从而为进行第二级、第三级高温固溶处理提供了可能，合金强化固溶在不引起过烧的情况下，可使合金组织中粗大共晶相尽可能充分的溶入到基体中，从而达到基本消除粗大的第二相的目的，合金淬火后的过饱和程度的提高也增加了后续时效处理后合金的强度，合金固溶过程中共晶相溶解越充分，对应淬火后合金的过饱和程度越高，在后续时效过程中析出相的体积分数也将相应的增加，析出强化效果增强。

Al-Zn-Mg-Cu系铸造铝合金由于没有经过热加工变形过程，合金基体中没有变形产生的残余应力提供固溶驱动力，为了使各种合金元素尽可能地溶入到基体中，需要较长的固溶时间。升高固溶温度和延长固溶时间可使富含Zn、Mg、Cu的相尽可能充分分解溶入到基体中，在后续的时效过程中获得更多的GPII区和η相，从而获得更高的强度。另一方面，固溶温度的提高和固溶时间的延长会导致MgZn₂粒子的粗化和基体的长大，这都将导致合金强度的降低。因此对于含Sc、Zr的铝合金为了得到最佳的力学性能，在固溶淬火后提高基体的过饱和程度，促使后续时效过程析出细小弥散的Al₃(Sc,Zr)颗粒和尽可能多的基体沉淀相，因此对合金采取最佳固溶工艺对最终的力学性能显得尤为重要。

发明内容

本发明的目的是通过设计优化的固溶时效处理工艺制度使Sc、Zr联合组织细化的挤压铸造Al-Zn-Mg-Cu-Mn合金获得超高强度的同时具有足够的塑性，其独特之处在于本发明是基于已开发的Sc、Zr复合微合金化挤压铸造用铝合金（见公开专利201010034149.3，名称为“可作为超高强度铸造铝合金使用的Al-Zn-Mg -Cu-Zr-RE合金”）。通过化学细化和挤压铸造使合金凝固组织细化和致密化，但其相变驱动力却大大低于变形态组织，因此不能沿用原有的Al-Zn-Mg-Cu变形合金的相应热处理制度。

针对现有技术不足，为实现上述技术目的，本发明提供了一种含钪的Al-Zn-Mg-Cu系挤压铸造铝合金的热处理工艺。

一种含钪的Al-Zn-Mg-Cu系挤压铸造铝合金的热处理工艺，该热处理工艺采用三级强化固溶和单级时效处理工艺，具体方案为：

三级强化固溶热处理为：在460 ℃温度下保温24 h，然后在470 ℃温度下保温8 h，然后在480 ℃温度下保温2 h；然后水淬；然后单级时效热处理为：在120 ℃温度下保温24 h；

所述含钪的Al-Zn-Mg-Cu系挤压铸造铝合金的化学成分为：Zn的质量分数为7.2%～8.0％，Mg的质量分数为1.5%～3.0％，Cu的质量分数为1.5%～2.5％，Mn的质量分数为0.3%～0.8％，Zr的质量分数为0.15%~0.20%，Sc的质量分数为0.18%~0.25%，其余组分为Al。

本发明的有益效果为：

上述发明是基于前期大量工艺试验和组织、力性分析的基础上归纳出来的热处理工艺制度，通过多级固溶处理，可有效避免温度过高使低温熔点熔化造成晶界过烧，也可以防止较低温度下固溶残余结晶相过多的现象出现。在宏合金化Al-Zn-Mg-Cu合金中，铸态组织主要由α固溶体及分布在晶界上的η(MgZn₂)、T(Al₂Mg₃Zn₃)等相组成，而对基体产生强化作用的η相(MgZn₂)和T相(Al₂Mg₃Zn₃)希望通过热处理使之溶解后再析出，变粗大的有害相成为细小弥散的强化相。固溶处理时，不同残余结晶相的固溶速度不同，富Mg/Zn相熔点较低，而富Cu相熔点较高，固溶过程相对较慢。所谓多级强化固溶即在低于多相共晶点熔点使富Mg/Zn相先行固溶后，剩余共晶相熔点将升高，这样固溶温度就可以进一步的提高，从而为进行第二级、第三级高温固溶处理提供了可能，合金强化固溶在不引起过烧的情况下，可使合金组织中粗大共晶相尽可能充分的溶入到基体中，从而达到基本消除粗大的第二相的目的。

附图说明

图1a、图1b均为实施例1合金经过三级固溶处理后的显微组织透射电镜照片；

图2a、图2b、图2c均为实施例1合金经过三级固溶处理和单级时效处理后的显微组织透射电镜照片。

具体实施方式

本发明提供了一种含钪的Al-Zn-Mg-Cu系挤压铸造铝合金的热处理工艺，下面结合附图和具体实施方式对本发明做进一步说明。

实施例1

一种Al-Zn-Mg-Cu-Mn-Zr-Sc合金的热处理工艺：

其中所述Al-Zn-Mg-Cu-Mn-Zr-Sc合金中Zn的质量分数为7.8%，Mg的质量分数为2.0%，Cu的质量分数为1.6%，Mn的质量分数为0.3%，Zr的质量分数为0.15%，Sc的质量分数为0.18%，其余成分为Al。

步骤一：本实施例合金按其成分比例进行配料，其中镁的熔炼烧损率按5%计，合金经熔化、保温、精炼后挤压铸造成铸锭（直径为100毫米、高为60毫米）；

步骤二：采用马弗炉进行固溶处理，铸锭可以随炉升温，也可以到温后将铸锭放入，到温后开始保温时间计时；三级固溶温度制度设定为在460 ℃温度下保温24 h，然后在470 ℃温度下保温8 h，然后在480 ℃温度下保温2 h，然后快速取出进行水淬；

步骤三：采用鼓风干燥箱进行铸锭时效热处理，提前启动干燥箱并升温至120 ℃，到温后将经固溶水淬后的铸锭放入干燥箱内在120 ℃温度下保温24 h进行单级时效处理。

热处理后的挤压铸锭力学性能如下：抗拉强度为580 MPa~597 MPa，屈服强度为520 MPa~535 MPa，延伸率为12.0%~13.2%。

本发明所阐述的热处理工艺的设计依据如下（以实施例1合金为例）：通过DSC测试确定合金中共晶相的熔点在474 ℃左右。一般来说合金固溶温度低于过烧温度10 ℃~15 ℃，初级热处理温度确定为460℃，分别进行12小时、24小时和48小时固溶处理。与合金铸态DSC曲线相比，固溶保温初期，随着时间的延长基体中的非平衡相明显减少，但当保温时间超过24 h时，合金中的残留相几乎不再减少，合金经过48小时固溶处理后，合金中非平衡相与24 h固溶后相比较几乎没有变化。因此对于试验合金的第一级固溶制度确定为460 ℃，在此温度下保温24小时。

考虑合金中共晶相的熔点在480 ℃左右，在480 ℃温度下长时间保温可能造成晶界过烧现象，因此对试样进行逐步提高温度的方式进行固溶处理，为尽可能使共晶相充分的溶入到基体中，提高合金综合力学性能，对合金进行在460 ℃温度下保温24 h，然后在470 ℃温度下保温8 h，然后在485 ℃温度下保温2 h的三级固溶。与铸态合金相比，三级固溶后的合金中除基体外已经几乎没有其他衍射峰的存在，这表明经过强化固溶后，合金中主要得非平衡相都已经溶解。DSC曲线测试和XRD物相分析表明，合金相构成除了α（Al）衍射峰以外已经不存在其他明显的衍射峰，表明MgZn₂和T(AlZnMgCu)等共晶相已经充分固溶进了基体中，显微组织分析证实尚未出现组织过烧情况。

合金经三级固溶处理后的透射电镜照片如图1所示，经过三级强化固溶后，高倍下晶界处已经几乎找不到残留的粒子，但是在多晶粒的交界处依然残留少量的第二相粒子（图1b）中1、2质点。通过EDS检测得出这些残留粒子是富含Cu、Fe的高温难溶相，这类粒子的熔点一般在490 ℃以上，但含量极少。工艺实验中发现当最终的固溶温度超过485℃时晶界出现轻微的过烧现象，继续提高固溶温度，晶粒尺寸明显变大，晶界过烧特征明显，说明此类合金中的高温未溶相很难通过固溶的方式使其完全溶入基体中。采用逐步提高固溶温度的方式，当固溶温度达到485 ℃时，短时情况下（1小时以内）晶界依然没有出现过烧现象。Al-Zn-Mg-Cu铸造铝合金没有经过变形处理，由于驱动力的不足的原因导致合金无法像变形铝合金那样只需要经过短时间的固溶处理后就可以获得较好的效果。为了满足性能的要求，Al-Zn-Mg-Cu系铸造铝合金通常需经过24 h以上长时间的固溶处理。

合金在时效过程中的强度变化主要由GP区、η^，和η以及Al₃(Sc,Zr)等沉淀相的大小、数量和分布所决定，其中GP区和η^，的强化效果要明显高于Al₃(Sc,Zr)粒子所产生的强化效果。研究表明：Al₃(Sc,Zr)等粒子的体积分数随着时效时间的延长而增加，因此该合金的时效采取在基体以及MgZn₂等其他主要强化相粒子充分析出但不发生粗化的前提下，尽可能的延长时效时间，时效时间超过20小时后合金强度几乎不再变化，超过24 h时，合金的强度和延伸率都呈现下降趋势，开始出现过时效特征，延伸率呈下降趋势。单级时效处理后合金透射照片下的显微组织如图2所示，可以发现合金经过单级后，基体中针状的η^，相，少量棒状η相以及豆瓣状的Al₃（Zr，Sc）粒子均匀弥散分布于基体中，晶界处MgZn₂粒子呈断续分布，获得了很好的时效强化效果，具有这种组织的铝合金还具有较好的抗应力腐蚀性能。

Claims

1.一种含钪Al-Zn-Mg-Cu系挤压铸造铝合金的热处理工艺，其特征在于：该热处理工艺采用三级强化固溶和单级时效处理工艺，具体方案为：

三级强化固溶热处理为：首先在460 ℃温度下保温24 h，然后升温至470 ℃保温8 h，最后继续升温至480 ℃、在480 ℃温度下保温2 h后立即取出水淬；然后进行单级时效热处理；在120 ℃温度下保温24 h。

所述含钪Al-Zn-Mg-Cu系挤压铸造铝合金的化学成分为：Zn的质量分数为7.2%～8.0％，Mg的质量分数为1.5%～3.0％，Cu的质量分数为1.5%～2.5％，Mn的质量分数为0.3%～0.8％，Zr的质量分数为0.15%~0.20%，Sc的质量分数为0.18%~0.25%，其余组分为Al。