专利名称：一种基于超高强高韧铝合金板材的热机械处理工艺的制作方法
技术领域：
本发明属于铝合金材料加工技术领域，特别涉及一种用于制备具有大量亚结构的细晶组织并能提高Al-Zn-Mg-Cu铝合金板材力学性能的热机械处理工艺。
背景技术：
晶粒细化是提高结构材料力学性能的有效手段，细晶材料在一定温度下具有成形性和超塑性变形能力。沉淀强化型铝合金常受到应力腐蚀开裂的困扰，晶粒细化能够降低沉淀强化型铝合金的应力腐蚀敏感性。由于铝合金的层错能高，铝合金很难通过传统的机械加工和再结晶获得细晶结构。
Waldman和Sulinski发表美国专利3847681最先提出中间热机械处理(ITMT)细化Al-Zn-Mg-Cu铝合金。该工艺特点固溶处理获得含铬粒子的过饱和固溶体，通过过时效获得Zn、Mg和Cu的粗大化合物，在低于过时效温度温变形获得应变能，最后再结晶处理利用颗粒激发形核细化晶粒结构。随后有大量的工作研究ITMT工艺，将该工艺应用到多方向变形细化铝合金和制备超塑性铝合金，并获得多项专利如美国专利4092181 (1978)，4222797(1980),4295901 (1981)，4358324 (1982)，4486242 (1984),4490188 (1984)，4528042 (1985)，4721537 (1988)，4799974 (1989)，6350329 (2002)。ITMT 工艺的设计理念是在加工变形(最小变形量40% )前进行过时效处理，获得粗大沉淀相颗粒(O. 5^1 μ m)，在再结晶处理过程中，利用颗粒激发形核增加形核质点促进晶粒组织细化。但该工艺在每段热处理过程均需几小时到几十小时的保温过程，耗费能量大，生产周期长。因此开发一种操作简单，无需长时间热处理，并能在工业生产中实现的热机械处理工艺非常重要。
发明内容
本发明提供一种可细化Al-Zn-Mg-Cu铝合金板材的热机械处理工艺。此工艺利用中温变形将纳米级沉淀相和应变能引进铝合金中，在随后高温和累积变形的双重作用下，利用小沉淀相对位错和晶界的钉扎作用，促进铝合金晶粒细化和形成大量亚结构，可以在相对较小的应变量下获得细晶的铝合金板材。本发明工艺简单、耗时短、不需要大的累积应变量，能提高铝合金的强度和塑性，可广泛应用于细化沉淀强化型铝合金板材。实现本发明的具体方法如图I所示热变形工艺步骤是将Al-Zn-Mg-Cu铝合金加热到单相固溶区47(T490°C之间某一温度T1，保温2 24小时的时间h，室温水淬。以适当的加热速率C将铝合金加热到20(T350°C之间的某个温度T2,保温t2根据板材厚度而定，在2 40min范围，使合金充分加热后进行变形，应变量ε i在O. 4^0. 916范围内，变形后再以适当的加热速率C将合金加热到38(T450°C范围内的某一温度T3保温时间t3 (IOslOmin)后变形，累积应变量ε 2达到I. 4以上，立即室温水淬。所述加热速率C要根据加热方式的不同而确定在O. 16^20C /s之间。所述保温时间t3由变形弛豫实验获得。根据上述热变形工艺处理后，合金基体中存在一定量的沉淀相(2(T400nm)，随后可将变形合金在47(T480°C之间保温O. 5^2小时固溶沉淀相，再进行时效处理，得到细晶组织的铝合金的抗拉强度可达613MPa以上，屈服强度可达540MPa，室温断裂延伸率可到15. 9%。通过上述变形工艺，在固溶态铝合金中，通过温变形诱导球化沉淀颗粒，利用弥散分布的球形小沉淀相MgZn2(2(T200nm)在随后高温变形中阻碍位错和晶界的迁移，获得小角度晶界体积分数83. 8%的变形组织。提高铝合金变形组织中小角度晶界分数，能显著提高铝合金的延伸率；细化铝合金的晶粒组织，则能提高铝合金的强度和延伸率。与ITMT工艺相比，对于Al-Zn-Mg-Cu铝合金，本发明采用温变形(20(T35(TC，应变在O. Γ0. 916之间)产生球形小沉淀相(2(T200nm)，同时储存应变能，而不是过时效(400°C保温8小时)产生粗大的沉淀相(O. 5^1 μ m)，温变形(变形温度低于过时效温度，变形量最小40% =应变O. 5)存储应变能；本发明利用球形小沉淀相的钉扎作用，在高温和累积变形(38(T450°C，应变大于1.4)的双重作用下，促使大角度晶界的转变，细化铝合金的晶粒组织，而不是通过再结晶热处理(482°C保温O. 5小时，累积变形量90% =应变2. 3)利 用大沉淀粒子的颗粒激发形核增加形核质点细化铝合金的晶粒组织。可见本发明的热机械处理工艺能耗小，周期短，由于小析出相的存在，减小了所需的应变量。
图I是本发明的热机械处理工艺的示意图。图2是实施例I工艺中第一阶段变形制备的7050铝合金的纳米级球形沉淀颗粒。图3是实施例I工艺中第二阶段变形制备的7050铝合金的晶界取向差分布图。图4是实施例2工艺制备的7050铝合金细晶变形组织的EBSD图。图5是实施例2工艺制备的7050铝合金T6处理后的金相组织图。图6是实施例3工艺制备的7055铝合金第一阶段变形方法一获得球形析出相(a)和位错堆积的变形组织。图7是实施例3工艺制备的7055铝合金第一阶段变形方法二获得球形析出相(a)和位错堆积的变形组织。
具体实施例方式实施例I根据图I的热机械处理工艺，合金以Al-Zn-Mg-Cu系铝合金中的7050铝合金为例，该合金的初始状态为T7451。由于合金的初始状态为T7451，且合金中第二相Al7Cu2Fe和Al2CuMg尺寸大OlOym)且数量多，为获得更大固溶度的铝合金，固溶处理工艺设定为480°C保温2小时，室温水淬。变形工艺采用实验室物理模拟热变形技术-等温轴向压缩，固溶态合金以2V /s加热速率(电阻加热)被加热到290°C保温2min变形，应变量为O. 8和应变速率IOiT1，变形后立刻以加热速率2°C /s将合金加热到400°C保温10s，以应变速率为IOiT1变形，累积应变量为I. 4，立即室温水淬。图2所示第一阶段290°C变形铝合金所获得纳米级球形沉淀颗粒MgZrv图3所示第二阶段变形组织的晶界取向差分布图，经EBSD分析，小角度晶界(2°〈取向差〈15° )体积分数为83.8%。变形合金经过固溶4751/0.511和T6时效处理后，可显著改善7050铝合金的力学性能(见表I)。作为对比7050铝合金变形工艺采用传统400°C热压缩变形(应变量I. 4)，热处理工艺完全相同，测试力学性能列于表I。实施例2根据图I的热机械处理工艺，合金以Al-Zn-Mg-Cu系铝合金中的7050铝合金为例，由于合金的初始状态为T7451，且合金中第二相Al7Cu2Fe和Al2CuMg尺寸大OlOym)且数量多，为获得更大固溶度的铝合金，固溶处理工艺设定为480°C保温2小时，室温水淬。变形工艺采用实验室物理模拟热变形技术-等温轴向压缩，固溶态合金以2V /s加热速率(电阻加热)被加热到310°C保温2min变形，应变量为O. 8和应变速率lOs—1，变形后立刻以加热速率2V /s将合金加热到430°C保温10s，以应变速率为O. Is—1变形，累积应变量为I. 4，立即室温水淬。提升第二阶段变形温度并减低应变速率后，铝合金得到细晶变形组织(图4)。变形合金在475°C固溶I小时，进行T6时效处理后，得到组织细化的7050铝合金，平均晶粒尺寸4. 76 μ m(图5)，并仍然保留大量的小角度晶界(59. 8%),可显著提高7050铝合金的屈服强度和断后延伸率，如表I所示。
实施例3根据图I的热机械处理工艺，合金以Al-Zn-Mg-Cu系铝合金中的7055铝合金为例，该合金的初始状态为热轧态，合金基体中也含有大量第二相(Al7Cu2Fe和Al2CuMg)粒子，尺寸>2 μ m，为获得更大固溶度的铝合金，固溶处理工艺设定为475°C保温2小时，室温水淬。变形工艺采用实验室物理模拟热变形技术-等温轴向压缩，第一阶段变形方法一固溶态合金以2°C /s加热速率(电阻加热)被加热到200°C保温2min变形，以应变速率
O.Is-1进行变形，应变ε i为O. 5，合金就可以获得球形的析出相，如图6(a)所示，并获得位错缠结的变形组织(图6b)，储存大量的变形能。第一阶段变形方法二 若将固溶态7055铝合金以加热速率2°C /s被加热到200°C保温2min，以应变速率10s—1进行变形，应变ε :增加到O. 9，合金内球形的析出相略有长大，析出密度减小(图7a)，并产生更高密度位错缠结的变形组织(图7b)。在以上两状态合金的基础上进行第二阶段变形，用加热速率2V /s将合金加热到450°C保温10s，以应变速率Is—1进行变形，累积应变量为I. 609，这两种工艺都能细化7055铝合金。实验结果证实位错通过迁移、合并和重排转变成亚结构，然后亚结构的小角度晶界随着累积应变的增加转变为大角度晶界，预先析出的球形析出相会钉扎边界，阻碍晶界，细化铝合金基体组织。实施例4根据图I的热机械处理工艺，变形工艺应用于轧机实现铝合金的控制轧制。合金以Al-Zn-Mg-Cu系铝合金中的7050铝合金为例，合金的初始状态为T7451。先将合金进行固溶处理，工艺为480°C保温2小时，室温水淬。固溶7050铝合金在室温装炉，以O. 3°C /s加热速率被加热到280°C保温30min，进行第一阶段轧制，经过6道次轧制变形，累积应变量为O. 916，中间回炉一次保温IOmin ;而后合金以加热速率O. 16°C /s被加热到410°C保温5min进行第二阶段轧制，经过2道次轧制变形的应变量O. 69，总累积应变量为I. 9，变形后立即室温水淬。作为对比举例，固溶7050铝合金采用传统的轧制工艺，以O. 3°C /s加热速率被加热到400°C保温30min，进行轧制，经过9道轧制变形，累积应变量为I. 9，中间回炉3次，每次保温lOmin。两种热轧板材经过470°C /2h固溶和120°C /24时效处理后，测得其室温力学性能列于表I中。
表I通过本发明制备的7050铝合金的室温力学性能
权利要求
1.一种基于超高强高韧铝合金板材的热机械处理工艺，其特征在于，热变形工艺步骤如下，根据铝合金的状态和平衡相图，将Al-Zn-Mg-Cu铝合金加热到单相固溶区47(T490°C之间某一温度T1，保温2 24小时的时间t1;室温水淬，以适当的加热速率C将铝合金加热到20(T350°C之间的某个温度T2，保温适当时间t2使合金充分加热后进行变形，应变ε !在O.Γ0.916范围内，变形后再以适当的加热速率C将合金加热到38(T450°C范围内的某一温度T3保温一定时间t3后变形，累积应变量ε 2要达到I. 4以上，立即室温水淬。
2.根据权利要求I所述的热机械处理工艺，其特征在于，加热速率C根据加热方式的不同而确定在O. 16^2°C /s之间。
3.根据权利要求I所述的热机械处理工艺，其特征在于，保温时间t3由变形弛豫实验获得。
4.根据权利要求I或2所述的热机械处理工工艺，其特征在于，上述热变形工艺处理后，对合金基体中存在的沉淀相，采用固溶和时效处理，即将变形合金在47(T480°C之间保温O. 5^2小时固溶沉淀相，再进行时效处理，得到细晶组织的铝合金的抗拉强度达到613MPa以上，屈服强度达540MPa，室温断裂延伸率达15.9%。
全文摘要
本发明涉及一种基于超高强高韧铝合金板材的热机械处理工艺，属于铝合金加工技术领域。本发明将Al-Zn-Mg-Cu铝合金热轧板加热到单相固溶体区470~490℃，第二相充分回溶后，室温水淬，以适当的加热速率将铝合金加热到200~350℃范围内的某一温度保温一定时间后，对铝合金进行变形，应变量在0.4~0.916范围内，变形后立即以适当的加热速率将铝合金加热到380~450℃范围内的某一温度保温一定时间后，对铝合金进行累积变形，累积应变量达到1.4以上，立即室温水淬。当获得含有大量小角度晶界的变形结构铝合金时，可将变形组织进行适当的固溶和时效处理，由此获得细晶结构的Al-Zn-Mg-Cu铝合金板材，拉伸强度达到613MPa以上，断后延伸率可达15.9％。本发明的热机械处理工艺能耗小，周期短。
文档编号C22F1/053GK102828131SQ20121033647
公开日2012年12月19日 申请日期2012年9月12日 优先权日2012年9月12日
发明者张济山, 郎玉婧, 崔华, 侯陇刚, 曹零勇, 蔡元华 申请人:北京科技大学