專利名稱：一種提高Al-Zn-Mg-Cu合金強(qiáng)韌化水平的時(shí)效工藝的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于金屬合金技術(shù)領(lǐng)域，具體涉及一種針對(duì)Al-Zn-Mg-Cu合金的新型時(shí) 效處理工藝。
背景技術(shù)：
Al-Zn-Mg-Cu合金屬于超高強(qiáng)鋁合金，是當(dāng)代航天軍工領(lǐng)域的重要應(yīng)用材料之 一。我國(guó)在Al-Zn-Mg-Cu合金領(lǐng)域的研究和開發(fā)起步相對(duì)較晚，由于研究條件、生產(chǎn) 條件、以及需求和經(jīng)費(fèi)的限制，最初主要是以仿制國(guó)外成熟合金為主，通過(guò)近些年來(lái)的 研發(fā)，目前也獨(dú)立開發(fā)了若干合金牌號(hào)，如與俄羅斯B96U相近的7A60，與美國(guó)7475相 近的7B04等。另外，我國(guó)在熱處理工藝方面與國(guó)外相比也有較大的差距，以致在仿制 國(guó)外合金的試驗(yàn)中，因熱處理工藝的差距，而達(dá)不到相應(yīng)的性能水平，這方面也需要在 Al-Zn-Mg-Cu合金研究中予以重點(diǎn)突破。Al-Zn-Mg-Cu合金屬于析出強(qiáng)化型合金，時(shí)效工藝在熱處理工藝中占有極其重 要的地位，目前主要采用以下幾種工藝方法單級(jí)時(shí)效，雙級(jí)過(guò)時(shí)效和回歸再時(shí)效。1)單級(jí)時(shí)效是峰值時(shí)效，其沉淀序列處于GP區(qū)向η'相的過(guò)渡階段，晶內(nèi)有 細(xì)微的GP區(qū)長(zhǎng)大粗化，并出現(xiàn)少量的半共格的η ‘相，隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)析出物長(zhǎng)大且 體積分?jǐn)?shù)增加；同時(shí)晶界上可見到較大的Π相，析出物呈連續(xù)狀分布且有較寬的晶界無(wú) 沉淀析出帶(PFZ)。完全時(shí)效后合金強(qiáng)度雖可達(dá)峰值(Τ6)，但韌性較差。2)雙級(jí)過(guò)時(shí)效是以提高韌性為主的時(shí)效，包括Τ73，Τ74和Τ76等，雙級(jí)過(guò)時(shí)效 的第一級(jí)時(shí)效為低溫預(yù)時(shí)效，相當(dāng)于成核階段，形成大量的GP區(qū)，第二級(jí)是高溫長(zhǎng)時(shí)時(shí) 效，那些能在高溫時(shí)效溫度下穩(wěn)定存在的GP區(qū)優(yōu)先成核轉(zhuǎn)化為η ‘相且逐漸長(zhǎng)大，在晶 內(nèi)主要形成均勻分布的η'相和η相，隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)晶內(nèi)析出相粗化、質(zhì)點(diǎn)間距增 大，在大角度晶界上是較穩(wěn)定的Π相，亞晶界上PFZ明顯增寬，晶界析出物呈斷續(xù)離散 分布。合金在經(jīng)過(guò)此時(shí)效工藝后雖然韌性可以得到提高，但強(qiáng)度卻有較大的損失。3)回歸再時(shí)效工藝(RRA)，由Cina在1974年發(fā)明，包括三個(gè)階段第一級(jí)為 單級(jí)峰值時(shí)效，基體是峰時(shí)效的狀態(tài)；第二級(jí)時(shí)效為高溫回歸處理；第三級(jí)峰值時(shí)效強(qiáng) 化回歸后弱化的晶內(nèi)析出相。1989年美國(guó)Alcoa公司以T77為名注冊(cè)了第一個(gè)可工業(yè)應(yīng) 用的RRA處理工藝規(guī)范。通常來(lái)說(shuō)完成三級(jí)時(shí)效后，由于時(shí)效時(shí)間過(guò)長(zhǎng)，析出相尺寸粗 化，也不能起到明顯改善合金韌性的作用。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明就是針對(duì)當(dāng)前超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金韌性較差這一缺點(diǎn)，通過(guò)一種新 型時(shí)效工藝，使合金在強(qiáng)度保持不變或稍有下降的情況下，實(shí)現(xiàn)韌性的顯著提高，從而 擴(kuò)大合金的應(yīng)用范圍。本發(fā)明的技術(shù)方案是從控制時(shí)效工藝的角度出發(fā)，先進(jìn)行低溫長(zhǎng)時(shí)時(shí)效，保 證經(jīng)固溶淬火后的過(guò)飽和溶質(zhì)原子能夠以GP區(qū)的形式均勻形核和長(zhǎng)大，以及GP區(qū)逐漸向η'相(MgZn2)轉(zhuǎn)化，使合金達(dá)到峰值時(shí)效強(qiáng)度，而后再進(jìn)行高溫短時(shí)時(shí)效，使晶內(nèi) 已析出的GP區(qū)全部轉(zhuǎn)化為V相(MgZn2),晶界平衡析出相η (MgZn2)發(fā)生球化，呈斷 續(xù)分布，高溫短時(shí)時(shí)效完成時(shí)立即進(jìn)行水冷，將高溫短時(shí)時(shí)效結(jié)束時(shí)的組織保留下來(lái)， 從而實(shí)現(xiàn)提高合金韌性的目的。通過(guò)以上時(shí)效處理可使合金在強(qiáng)度保持不變或稍有下降 的情況下，實(shí)現(xiàn)韌性的顯著提高，擴(kuò)大了合金的應(yīng)用范圍。本發(fā)明是通過(guò)以下工藝路線實(shí)現(xiàn)的1)低溫長(zhǎng)時(shí)時(shí)效，保證經(jīng)固溶淬火后的過(guò)飽和溶質(zhì)原子能夠以GP區(qū)的形式均勻 形核和長(zhǎng)大，以及GP區(qū)逐漸向η'相(MgZn2)轉(zhuǎn)化，使合金達(dá)到峰值時(shí)效強(qiáng)度，低溫 長(zhǎng)時(shí)時(shí)效工藝為在90°C 150°C加熱0.5小時(shí) 72小時(shí)；2)高溫短時(shí)時(shí)效，在高溫下繼續(xù)時(shí)效，使晶內(nèi)已析出的GP區(qū)全部轉(zhuǎn)化為η' 相(MgZn2),晶界平衡析出相η (MgZn2)發(fā)生球化且呈斷續(xù)分布，之后水冷，將高溫短 時(shí)時(shí)效結(jié)束時(shí)的組織保留下來(lái)，從而實(shí)現(xiàn)提高合金韌性的目的，高溫短時(shí)時(shí)效工藝為在 170°C 200°C加熱5分鐘 60分鐘，水冷。本發(fā)明所述Al-Zn-Mg-Cu合金材料由Al，Zn, Mg，Cu，Zr組成，其各組分
質(zhì)量百分含量為 Zn 10.6% 11.5% ； Mg 1.8% 2.4% ； Cu 1.4% 2.0% ； Zr 0.08% 0.15%，余量為 Al。本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)和積極效果1)操作簡(jiǎn)單，為雙級(jí)時(shí)效新工藝，比多級(jí)時(shí)效工藝減少了操作流程與時(shí)間，易 于工業(yè)應(yīng)用；2)合金在強(qiáng)度保持不變或稍有下降的情況下，能實(shí)現(xiàn)韌性的顯著提高，擴(kuò)大了 合金的應(yīng)用范圍。


圖1是合金在90°C 150°C加熱24小時(shí)的時(shí)效硬化曲線；圖2是合金在120°C和135°C加熱0.5小時(shí) 72小時(shí)的時(shí)效硬化曲線；圖3是合金經(jīng)120°C加熱24小時(shí)(低溫長(zhǎng)時(shí)時(shí)效)后，在170°C加熱5分鐘 240分鐘，水冷(高溫短時(shí)時(shí)效)的時(shí)效硬化曲線；圖4是合金經(jīng)120°C加熱24小時(shí)(低溫長(zhǎng)時(shí)時(shí)效)后，在180°C加熱5分鐘 90 分鐘，水冷(高溫短時(shí)時(shí)效)的時(shí)效硬化曲線；圖5是合金經(jīng)120°C加熱24小時(shí)(低溫長(zhǎng)時(shí)時(shí)效)后，在190°C加熱5分鐘 60 分鐘，水冷(高溫短時(shí)時(shí)效)的時(shí)效硬化曲線；圖6是合金經(jīng)120°C加熱24小時(shí)(低溫長(zhǎng)時(shí)時(shí)效)后，在200°C加熱5分鐘 60 分鐘，水冷(高溫短時(shí)時(shí)效)的時(shí)效硬化曲線；圖7是合金單級(jí)時(shí)效態(tài)的晶內(nèi)析出相和晶界析出相特征圖；其中(a)晶內(nèi)；(b)晶界圖8是合金雙級(jí)過(guò)時(shí)效態(tài)的晶內(nèi)析出相和晶界析出相特征圖；其中(a)晶內(nèi)；(b)晶界圖9是合金經(jīng)本發(fā)明時(shí)效工藝處理后的晶內(nèi)析出相和晶界析出相特征圖；其中(a)晶內(nèi)；(b)晶界。
具體實(shí)施例方式將化學(xué)成分為Al-11.0Zn-2.1Mg-1.7Cu_0.12Zr(質(zhì)量百分?jǐn)?shù))的擠壓態(tài)合金(擠 壓比為15.4 1)，經(jīng)固溶淬火(固溶工藝為470°C 473°C加熱3小時(shí))處理，預(yù)拉伸 (預(yù)拉伸變形量為)處理后進(jìn)行不同的時(shí)效處理。實(shí)施例1將合金在90°C 150°C加熱24小時(shí)，圖1為合金在90°C 150°C加熱24小時(shí)的 時(shí)效硬化曲線。通過(guò)在不同溫度加熱24小時(shí)，可以看出隨著時(shí)效溫度的增加，合金的維 氏硬度先增加后降低，當(dāng)時(shí)效溫度為120°C和135°C時(shí)，合金具有較高的維氏硬度，說(shuō)明 此時(shí)合金具有較高的強(qiáng)度(表1)。表1合金在120°C和135°C加熱24小時(shí)的時(shí)效態(tài)力學(xué)性能
權(quán)利要求
1.一種提高Al-Zn-Mg-Cu合金強(qiáng)韌化水平的時(shí)效工藝，其特征在于，包括以下步驟1)低溫長(zhǎng)時(shí)時(shí)效經(jīng)固溶淬火后，在90°C 150°C加熱0.5小時(shí) 72小時(shí)；2)高溫短時(shí)時(shí)效在高溫下繼續(xù)時(shí)效，工藝為在170°C 200°C加熱5分鐘 60分 鐘，水冷。
2.按照權(quán)利要求1德時(shí)效工藝，其特征在于，所述Al-Zn-Mg-Cu合金材料由Al， Zn，Mg，Cu，Zr組成，其各組分質(zhì)量百分含量為Zn 10.6% 11.5% ； Mg: 1.8% 2.4% ； Cu: 1.4% 2.0% ； Zr: 0.08% 0.15%，余量為 Al。
全文摘要
本發(fā)明公開了一種提高Al-Zn-Mg-Cu合金強(qiáng)韌化水平的時(shí)效工藝，屬于金屬合金技術(shù)領(lǐng)域，包括以下步驟1)低溫長(zhǎng)時(shí)時(shí)效經(jīng)固溶淬火后，在90℃～150℃加熱0.5小時(shí)～72小時(shí)；2)高溫短時(shí)時(shí)效在高溫下繼續(xù)時(shí)效，工藝為在170℃～200℃加熱5分鐘～60分鐘，水冷。本發(fā)明操作簡(jiǎn)單，易于工業(yè)應(yīng)用；合金在強(qiáng)度保持不變或稍有下降的情況下，能實(shí)現(xiàn)韌性的顯著提高，擴(kuò)大了合金的應(yīng)用范圍。
文檔編號(hào)C22F1/053GK102011073SQ201010579979
公開日2011年4月13日 申請(qǐng)日期2010年12月3日 優(yōu)先權(quán)日2010年12月3日
發(fā)明者于振興, 聶祚仁, 莫遠(yuǎn)科, 陳子勇 申請(qǐng)人:北京工業(yè)大學(xué)