CN114540646A - 高强韧7系铝合金的制备及热处理方法 - Google Patents

高强韧7系铝合金的制备及热处理方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种高强韧7系铝合金的制备及热处理方法，包括以下步骤：步骤一、选择7系铝合金，熔炼后浇注熔成铸锭；步骤二、对该铸锭进行固溶处理，水淬得到W态铝合金；步骤三、对得到的W态铝合金进行预时效处理得到预时效铸锭；步骤四、对得到的预时效铸锭进行加工成形和热处理，包括将预时效铸锭轧制成Tx态板材及将预时效铸锭挤压成Tx态棒材。本发明提出的高强韧7系铝合金的制备及其热处理方法与传统的板材和棒材制备方案相比，将形变和相变相结合，简化了制备工艺，最终提供一种强度超过T6态或者成形性超过O态的板材和棒材。

Description

高强韧7系铝合金的制备及热处理方法
技术领域
本发明涉及一种铝合金的制备和处理方法，具体涉及一种高强韧7系铝合金的制备及热处理方法，属于高强金属材料制备技术领域。
背景技术
7系铝合金属于高强铝合金，具有密度小、强度和硬度高，以及加工性能优良等优点，在工业上应用广泛。基于国家政策和汽车轻量化的发展趋势，7系铝合金具有使汽车更轻的潜力，在汽车上的应用率逐年上升。铝合金板材典型的制备方案包括铸造、均质化、加工成形、固溶处理和时效处理等步骤，目前市场上提供的铝合金产品大多是T4态、T6态和O态，选择性较为单一，无法很好的满足市场需求。
如Kumar,M.,and N.G.Ross.在2016年发表的名称为“Influence of temper onthe performance of a high-strength Al–Zn–Mg alloy sheet in the warm formingprocessing chain.”的文章提出W态和O态铝合金冷成形改造困难，热处理工艺繁琐，Gu,Ruiying,等在2019年发表的名称为“Study on High-Temperature MechanicalProperties and Forming Limit Diagram of 7075Aluminum Alloy Sheet in HotStamping.”的文章提出T4态铝合金随着自然时效时间的延长逐渐硬化，成形性差，而Kumar,M.,and N.G.Ross.在2017年发表的名称为“Investigations on the hot stampingof AW-7921-T4 alloy sheet.”的文章提出T4态铝合金强度及其成形性均不如T6态，这些已有的文献均表明7系铝合金具有室温成形性差的特点。
发明内容
本发明的目的在于提供一种生产效率高、工艺简单、最终产品具有高强度或高塑性特点的高强韧7系铝合金的制备及热处理方法。
本发明是这样实现的：
一种高强韧7系铝合金的制备及热处理方法，包括以下步骤：
步骤一、选择7系铝合金，熔炼后浇注熔成铸锭；
步骤二、对该铸锭进行固溶处理，水淬得到W态铝合金；
步骤三、对得到的W态铝合金进行预时效处理得到预时效铸锭；
步骤四、对得到的预时效铸锭进行加工成形和热处理，包括将预时效铸锭轧制成Tx态板材及将预时效铸锭挤压成Tx态棒材。
更进一步的方案是：
所述7系铝合金由如下质量百分比的组分组成：Si：≤0.5％，Fe：≤0.6％，Cu：0.05～2.6％，Mg：0.5～3.7％，Mn：≤0.8％，Cr：≤0.35％，Zn：3.5～12.0％，Ti：≤0.2％，Zr：≤0.3％，其他单个元素≤0.05％，其他杂质元素总量≤0.15％，余量为Al。
更进一步的方案是：
固溶处理的条件是450～500℃/15min～48h。
更进一步的方案是：
预时效处理的条件是70～100℃/3～24h。
更进一步的方案是：
将预时效铸锭轧制成Tx态板材，是对预时效铸锭进行冷轧，冷轧要求是分为六道次轧制，变形量达到40％，将轧完后的板材退火处理，或者460～499℃/15～45min条件下固溶处理后70～100℃/3～24h条件下时效处理，获得成形性超过O态且强度高于O态的板材；或者将冷轧后的板材150～250℃/1～30min条件下保温处理，获得力学性能高于T6态的板材。
更进一步的方案是：
将预时效铸锭轧制成Tx态板材，是对预时效铸锭进行温轧，温轧要求150～250℃/1～30min，分为六道次轧制，道次之间需要退火，变形量达到60％，温轧后即可获得力学性能高于T6态的板材；对温轧后的板材进行退火处理，或者460～499℃/15～45min条件下固溶处理后70～100℃/3～24h条件下时效处理，获得成形性超过O态且强度高于O态的板材。
更进一步的方案是：
将预时效铸锭轧制成Tx态板材，是对预时效铸锭先进行冷轧，冷轧要求分为六道次轧制，变形量达到40％，然后再150～250℃/1～30min条件下温轧，获得力学性能高于T6态的板材；将轧完后的板材退火处理，或者460～499℃/15～45min条件下固溶处理后70～100℃/3～24h条件下时效处理，即可获得成形性超过O态且强度高于O态的板材。
更进一步的方案是：
将预时效铸锭轧制成Tx态板材，是对预时效铸锭先进行温轧，温轧要求150～250℃/1～30min，分为六道次轧制，道次之间要退火，变形量达到60％，温轧后即可获得力学性能高于T6态的板材，然后冷轧，获得强度更高的薄板材；将轧完后的板材退火处理，或者460～499℃/15～45min条件下固溶处理后70～100℃/3～24h条件下时效处理，获得成形性超过O态且强度高于O态的板材。
更进一步的方案是：
将预时效铸锭挤压成Tx态棒材，是将预时效铸锭加热至150～250℃保温1～30min，然后挤压成棒材，挤压比的范围为5～50，挤压后的棒材获得较高的硬度；对挤压后的棒材进行退火处理，或者460～499℃/15～45min条件下固溶处理后70～100℃/3～24h条件下时效处理，获得成形性超过O态且强度高于O态的棒材。
更进一步的方案是：
较高的硬度是指维氏硬度超过T6。
本发明基于铝合金板材和棒材传统的制备方案，结合7系铝合金的析出相顺序：过饱和固体溶液(SSS)→GP区→亚稳态η’→稳定η，将形变与相变相结合，提出一种高强韧7系铝合金的制备及其热处理方法，将制备工艺简化为铸造、固溶处理(450～500℃/15min～48h)、预时效(70～100℃/3～24h)、加工成形，缩短了时效时间，降低能源消耗，保证尺寸精度。预时效铸锭经轧制得到的Tx态板材依据不同的热处理方法最终获得高强度或者高塑性的板材，冷轧得到的板材经退火处理(O态)或者固溶处理(460～499℃/15～45min)后时效处理(70～100℃/3～24h)，得到成形性超过O态且强度高于O态的板材，或者经短时保温(150～250℃/1～30min)得到力学性能高于T6态的板材；温轧(150～250℃/1～30min)得到的板材无需后续热处理即可超过T6态的力学性能，若要获得高塑性的板材，经退火处理(O态)或者固溶处理(460～499℃/15～45min)后时效处理(70～100℃/3～24h)即可得到成形性超过O态且强度高于O态的板材。预时效铸锭经短时保温(150～250℃/1～30min)后挤压得到高硬度(维氏硬度超过T6态)的棒材，若要获得塑性好的棒材，对挤压后的棒材进行退火处理(O态)或者固溶处理(460～499℃/15～45min)后时效处理(70～100℃/3～24h)，得到成形性超过O态且强度高于O态的棒材。本发明与传统铝合金板材和棒材的制备方案相比，简化了制备工艺，最终提供高强度(强度超过T6态)或者高塑性(成形性超过O态)的铝合金产品，满足市场对铝合金产品多样性的需求。
本发明的有益效果为：该发明提出的高强韧7系铝合金的制备及其热处理方法与传统的板材和棒材制备方案相比，将形变和相变相结合，简化了制备工艺，最终提供一种高强度(强度超过T6态)或者高塑性(成形性超过O态)的板材和棒材。
附图说明
图1为本发明实施例1产品的拉伸曲线图；
图2为本发明实施例2产品的拉伸曲线图；
图3为本发明实施例2产品杯突后的结果示意图；
图4为本发明实施例2产品杯突后的试样硬度测量结果图；
图5为本发明实施例3产品的拉伸曲线图；
图6为本发明实施例4产品的拉伸曲线图；
图7为本发明实施例6产品的拉伸曲线图；
图8为本发明实施例8产品的拉伸曲线图；
图9为本发明实施例10产品的硬度测量结果图；
图10为本发明实施例11产品的硬度测量结果图；
图11为本发明实施例11产品的应力曲线图。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施例对本发明做进一步说明，但本发明并不限于以下实施例。
实施例1
(1)对7075铝合金铸锭进行475℃/30min固溶处理，淬火得到W态铝合金；
(2)对得到的W态铝合金进行预时效处理70℃/16h；
(3)对预时效铸锭进行冷轧，分为六道次轧制，变形量达到40％；
(4)将冷轧后的板材于250℃保温10min，从保温后的板材上切割拉伸试样，按《金属材料室温拉伸试验方法》(GB/T228-2002)进行拉伸性能测试，拉伸曲线如图1。
实施例2
(1)对7075铝合金铸锭进行475℃/30min固溶处理，淬火得到W态铝合金；
(2)对得到的W态铝合金进行预时效处理70℃/16h；
(3)对预时效铸锭进行冷轧，分为六道次轧制，变形量达到40％；
(4)对冷轧后的板材进行475℃/30min固溶处理，水淬，预时效处理70℃/6h，从预时效处理后的板材上切割拉伸试样，按《金属材料室温拉伸试验方法》(GB/T228-2002)进行拉伸性能测试，拉伸曲线如图2。
(5)将预时效处理后得到的铝合金和O态铝合金分别于250℃保温5min后进行杯突实验，杯突后的结果如图3，其中图3(a)为O态，杯突值：20.17mm，图3(b)为PA-6h(指6h预时效处理的板材)，杯突值：24.6mm。
分别对杯突后的试样用维氏硬度计测量硬度，测量结果如图4。
实施例3
(1)对7075铝合金铸锭进行475℃/30min固溶处理，淬火得到W态铝合金；
(2)对得到的W态铝合金进行预时效处理70℃/16h；
(3)对预时效铸锭进行冷轧，分为六道次轧制，变形量达到40％；
(4)对冷轧后的板材进行退火处理，从退火处理后的板材上切割拉伸试样，按《金属材料室温拉伸试验方法》(GB/T228-2002)进行拉伸性能测试，拉伸曲线如图5。
实施例4
(1)对7075铝合金铸锭进行475℃/30min固溶处理，淬火得到W态铝合金；
(2)对得到的W态铝合金进行预时效处理70℃/16h；
(3)对预时效铸锭进行温轧，于250℃保温15min，分为六道次轧制，道次之间需要退火，变形量达到60％；
(4)从温轧后的板材上切割拉伸试样，按《金属材料室温拉伸试验方法》(GB/T228-2002)进行拉伸性能测试，拉伸曲线如图6。
实施例5
(1)对7075铝合金铸锭进行475℃/30min固溶处理，淬火得到W态铝合金；
(2)对得到的W态铝合金进行预时效处理70℃/16h；
(3)对预时效铸锭进行温轧，于250℃保温15min，分为六道次轧制，道次之间需要退火，变形量达到60％，；
(4)对轧制后的板材进行475℃/30min固溶处理，水淬，预时效处理70℃/6h，按《金属材料室温拉伸试验方法》(GB/T228-2002)进行拉伸性能测试，拉伸曲线类似附图2。
(5)将预时效处理后得到的铝合金和O态铝合金分别于250℃保温5min后进行杯突实验，杯突后的结果类似附图3。分别对杯突后的试样用维氏硬度计测量硬度，测量结果类似附图4。
实施例6
(1)对7075铝合金铸锭进行475℃/30min固溶处理，淬火得到W态铝合金；
(2)对得到的W态铝合金进行预时效处理70℃/16h；
(3)对预时效铸锭先进行冷轧，分为六道次轧制，变形量达到40％；
(4)冷轧后于250℃保温25min进行温轧，分为六道次轧制，道次之间需要退火，变形量达到60％；
(5)从温轧后的板材上切割拉伸试样，按《金属材料室温拉伸试验方法》(GB/T228-2002)进行拉伸性能测试，拉伸曲线如图7。
实施例7
(1)对7075铝合金铸锭进行475℃/30min固溶处理，淬火得到W态铝合金；
(2)对得到的W态铝合金进行预时效处理70℃/16h；
(3)对预时效铸锭先进行冷轧，分为六道次轧制，变形量达到40％；
(4)冷轧后于250℃保温25min进行温轧，分为六道次轧制，道次之间需要退火，变形量达到60％；
(5)对轧制后的板材进行475℃/30min固溶处理，水淬，预时效处理70℃/6h，按《金属材料室温拉伸试验方法》(GB/T228-2002)进行拉伸性能测试，拉伸曲线类似附图2。
(6)将预时效处理后得到的铝合金和O态铝合金分别于250℃保温5min后进行杯突实验，杯突后的结果类似附图3；
分别对杯突后的试样用维氏硬度计测量硬度，测量结果如类似附图4。
实施例8
(1)对7075铝合金铸锭进行475℃/30min固溶处理，淬火得到W态铝合金；
(2)对得到的W态铝合金进行预时效处理70℃/16h；
(3)对预时效铸锭先进行温轧，于250℃保温20min，分为六道次轧制，道次之间要退火，变形量达到60％；
(4)对温轧后的板材进行冷轧，六道次轧制，变形量达到40％；
(5)从冷轧后的板材上切割拉伸试样，按《金属材料室温拉伸试验方法》(GB/T228-2002)进行拉伸性能测试，拉伸曲线如图8。
实施例9
(1)对7075铝合金铸锭进行475℃/30min固溶处理，淬火得到W态铝合金；
(2)对得到的W态铝合金进行预时效处理70℃/16h；
(3)对预时效铸锭先进行温轧，于250℃保温20min，分为六道次轧制，道次之间要退火，变形量达到60％；
(4)对温轧后的板材进行冷轧，六道次轧制，变形量达到40％；
(5)对轧制后的板材进行475℃/30min固溶处理，水淬，预时效处理70℃/6h，按《金属材料室温拉伸试验方法》(GB/T228-2002)进行拉伸性能测试，拉伸曲线类似附图2。
(6)将预时效处理后得到的铝合金和O态铝合金分别于250℃保温5min后进行杯突实验，杯突后的结果类似附图3；
分别对杯突后的试样用维氏硬度计测量硬度，测量结果类似附图4。
实施例10
(1)对7075铝合金铸锭进行475℃/30min固溶处理，淬火得到W态铝合金；
(2)对得到的W态铝合金进行预时效处理100℃/12h；
(3)将预时效铸锭于250℃保温20min挤压成棒材。
用维氏硬度计测量硬度，测量结果如图9。
实施例11
(1)对7075铝合金铸锭进行475℃/30min固溶处理，淬火得到W态铝合金；
(2)对得到的W态铝合金进行预时效处理100℃/12h；
(3)将预时效铸锭于250℃保温20min挤压成棒材；
(4)将挤压得到的棒材进行退火处理，用维氏硬度计测量硬度，测量结果如图10。
(5)将退火处理后的棒材进行室温压缩实验，其应力应变曲线如图11。
尽管这里参照本发明的解释性实施例对本发明进行了描述，上述实施例仅为本发明较佳的实施方式，本发明的实施方式并不受上述实施例的限制，应该理解，本领域技术人员可以设计出很多其他的修改和实施方式，这些修改和实施方式将落在本申请公开的原则范围和精神之内。

Claims (10)

1.一种高强韧7系铝合金的制备及热处理方法，其特征在于包括以下步骤：
步骤一、选择7系铝合金，熔炼后浇注熔成铸锭；
步骤二、对该铸锭进行固溶处理，水淬得到W态铝合金；
步骤三、对得到的W态铝合金进行预时效处理得到预时效铸锭；
步骤四、对得到的预时效铸锭进行加工成形和热处理，包括将预时效铸锭轧制成Tx态板材及将预时效铸锭挤压成Tx态棒材。
2.根据权利要求1所述高强韧7系铝合金的制备及热处理方法，其特征在于：
所述7系铝合金由如下质量百分比的组分组成：Si：≤0.5％，Fe：≤0.6％，Cu：0.05～2.6％，Mg：0.5～3.7％，Mn：≤0.8％，Cr：≤0.35％，Zn：3.5～12.0％，Ti：≤0.2％，Zr：≤0.3％，其他单个元素≤0.05％，其他杂质元素总量≤0.15％，余量为Al。
3.根据权利要求1所述高强韧7系铝合金的制备及热处理方法，其特征在于：
固溶处理的条件是450～500℃/15min～48h。
4.根据权利要求1所述高强韧7系铝合金的制备及热处理方法，其特征在于：
预时效处理的条件是70～100℃/3～24h。
5.根据权利要求1至4任一权利要求所述高强韧7系铝合金的制备及热处理方法，其特征在于：
将预时效铸锭轧制成Tx态板材，是对预时效铸锭进行冷轧，冷轧要求是分为六道次轧制，变形量达到40％，将轧完后的板材退火处理，或者460～499℃/15～45min条件下固溶处理后70～100℃/3～24h条件下时效处理，获得成形性超过O态且强度高于O态的板材；或者将冷轧后的板材150～250℃/1～30min条件下保温处理，获得力学性能高于T6态的板材。
6.根据权利要求1至4任一权利要求所述高强韧7系铝合金的制备及热处理方法，其特征在于：
将预时效铸锭轧制成Tx态板材，是对预时效铸锭进行温轧，温轧要求150～250℃/1～30min，分为六道次轧制，道次之间需要退火，变形量达到60％，温轧后即可获得力学性能高于T6态的板材；对温轧后的板材进行退火处理，或者460～499℃/15～45min条件下固溶处理后70～100℃/3～24h条件下时效处理，获得成形性超过O态且强度高于O态的板材。
7.根据权利要求1至4任一权利要求所述高强韧7系铝合金的制备及热处理方法，其特征在于：
将预时效铸锭轧制成Tx态板材，是对预时效铸锭先进行冷轧，冷轧要求分为六道次轧制，变形量达到40％，然后再150～250℃/1～30min条件下温轧，获得力学性能高于T6态的板材；将轧完后的板材退火处理，或者460～499℃/15～45min条件下固溶处理后70～100℃/3～24h条件下时效处理，即可获得成形性超过O态且强度高于O态的板材。
8.根据权利要求1至4任一权利要求所述高强韧7系铝合金的制备及热处理方法，其特征在于：
将预时效铸锭轧制成Tx态板材，是对预时效铸锭先进行温轧，温轧要求150～250℃/1～30min，分为六道次轧制，道次之间要退火，变形量达到60％，温轧后即可获得力学性能高于T6态的板材，然后冷轧，获得强度更高的薄板材；将轧完后的板材退火处理，或者460～499℃/15～45min条件下固溶处理后70～100℃/3～24h条件下时效处理，获得成形性超过O态且强度高于O态的板材。
9.根据权利要求1至4任一权利要求所述高强韧7系铝合金的制备及热处理方法，其特征在于：
将预时效铸锭挤压成Tx态棒材，是将预时效铸锭加热至150～250℃保温1～30min，然后挤压成棒材，挤压比的范围为5～50，挤压后的棒材获得较高的硬度；对挤压后的棒材进行退火处理，或者460～499℃/15～45min条件下固溶处理后70～100℃/3～24h条件下时效处理，获得成形性超过O态且强度高于O态的棒材。
10.根据权利要求9所述高强韧7系铝合金的制备及热处理方法，其特征在于：
较高的硬度是指维氏硬度超过T6。
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