專利名稱：：一種超高強鋁合金回歸再時效熱處理工藝的制作方法
技術領域：
：本發明公開了一種超高強鋁合金回歸再時效熱處理工藝，可有效改善超高強鋁合金抗應力腐蝕性能，屬于金屬材料熱處理
技術領域：
，特別是鋁合金熱處理
技術領域：
。
背景技術：
：廣泛用于飛機結構的Al-Zn-Mg-Cu系合金，經常在腐蝕性較強的環境下使用，但該系合金峰時效狀態下應力腐蝕敏感性較高，嚴重影響了合金使用的安全性和可靠性。為了充分發揮超高強鋁合金的強度優勢，必須在保持合金強度的同時提高其抗應力腐蝕性能。為了提高Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金的抗應力腐蝕性能，1961年美國鋁業公司開發了T73雙級過時效制度，減少了應力腐蝕和剝落腐蝕的敏感性，但由于晶內強化相粗化，使強度降低1015%。同年又開發了T76制度，過時效程度比T73輕，目的是提高材料的抗剝落腐蝕能力。為了兼顧強度和抗應力腐蝕性能，還開發了T736(后來命名為T74)制度，其時效程度介于Τ76和Τ73之間。這些熱處理工藝在提高Al-Zn-Mg-Cu系合金的SCC性能的同時，強度都有不同程度的損失。1974年以色列飛機公司的B.Cina提出了一種三級時效工藝抓回歸再時效(RRA)處理工藝。這種熱處理工藝是將峰時效狀態合金在較高溫度下保溫較短時間，使得晶內析出相溶解，晶界析出相發生粗化并呈不連續分布，然后再進行一次Τ6處理，使回溶溶質原子重新析出，合金恢復Τ6狀態強度，同時晶界析出相進一步粗化，從而使合金獲得相當于Τ6狀態的強度和Τ73狀態的抗應力腐蝕性能。但該工藝第二級時效時間很短，只有幾秒到幾十秒，無法滿足工業化生產的需要。1989年美國鋁業(Alcoa)公司針對Al-Zn-Mg-Cu系高強鋁合金7150的板材和擠壓件開發了一種新型的T77熱處理，隨后又將這種熱處理狀態應用于7055合金。波音777客機上就采，用了7055-T77厚板，從而使RRA處理工藝開始步入實用階段。但采用常規的RRA處理工藝合金在第一級時效后要出爐進行水冷，隨后再重新升溫進行回歸處理，浪費了很多的能源，降低了設備利用率，增加了產品的生產成本，而且淬火過程中出現的殘余應力，會提高應力腐蝕敏感性，使合金在服役過程中產生變形，尺寸精度得不到保證，限制了合金的使用
發明內容本發明的目的在于克服現有技術之不足而提供一種工藝方法簡單、操作方便、生產成本低的超高強鋁合金回歸再時效熱處理工藝，在保持超高強鋁合金強度不降低或有所提高的基礎上，有效提高合金抗應力腐蝕性能。本發明一種超高強鋁合金回歸再時效熱處理工藝，包括以下步驟第一步鋁合金常規固溶處理第二步按T6工藝參數進行峰值時效及高溫回歸處理將第一步固溶處理后的鋁合金按T6工藝進行峰時效，然后以1°C10°C/分鐘的升溫速率隨爐直接加熱至170°C200°C，保溫30分鐘120分鐘后，水淬，進行高溫回歸處理；第三步按T6工藝參數再時效強化將第二步所得鋁合金按T6工藝再進行峰值時效，出爐空冷。本發明中，所述水淬冷卻介質為冰水或室溫水。本發明由于采用上述工藝方法，從控制時效熱處理工藝出發，首先進行峰值時效，使晶內和晶界析出細小彌散的GP區和η‘相。接著優化回歸工藝，不進行出爐淬火處理，轉而隨爐以一定的升溫速率升溫并保溫一段時間，進行高溫回歸處理，使較小尺寸的析出相重新回溶到基體中，而較大尺寸的析出相則長大粗化，然后中斷高溫時效，進行再次時效，使晶內析出相重新析出，以獲得類似T6狀態的強度性能，同時盡可能使晶界析出相粗大，不連續并減少合金中位錯的密度，從而在不降低峰值強度的基礎上，顯著的改善超高強鋁合金抗應力腐蝕性能。與現有技術相比，具有以下優點和積極效果(1)通過優化熱處理工藝，免去高溫回歸前的冷水淬火，減少合金構件內部因淬火產生的殘余應力。(2)簡化了熱處理工序，提高了熱處理設備利用率，大量降低了生產能耗，節約了生產時間，節省了生產成本。(3)采用連續升溫回歸方式，降低回歸過程中合金內部溫度梯度差，可以實現工業化大尺寸構件的熱處理。(4)采用本發明工藝方法，獲得的超高強鋁合金基體中的溶質原子以GP區和亞穩相的形式析出，使合金強度接近或達到峰時效強度；而在晶界形成斷續分布的粗大平衡相，使之在保持超高強鋁合金強度不降低的基礎上，提高了合金的電導率水平和抗應力腐蝕性能。(5)通過改善超高強鋁合金的應力腐蝕性能，進一步提高了合金構件的安全可靠性，延長了構件的使用壽命，擴大了鋁合金的使用范圍。綜上所述，本發明工藝方法簡單、操作方便、在保持超高強鋁合金強度不降低或有所提高的基礎上，有效提高合金抗應力腐蝕性能，生產成本低；可實現工業化生產，可替代現有超高強鋁合金傳統熱處理工藝。附圖1是7A55鋁合金采用T6工藝峰值時效后以2X10_6/秒應變速率下的拉伸曲線.附圖2是7A55鋁合金常規RRA熱處理后以2X10_6/秒應變速率下的拉伸曲線；附圖3是7A55鋁合金2.3°C/分鐘連續升溫RRA熱處理后以2X10_6/秒應變速率下拉伸曲線；附圖4是7A55鋁合金5°C/分鐘連續升溫RRA熱處理后在惰性氣體環境中的慢應變速率拉伸曲線；附圖5是7A55鋁合金7。C/分鐘連續升溫RRA熱處理后在惰性氣體環境中的慢應變速率拉伸曲線；附圖6是7A55鋁合金峰值時效的晶內晶界析出相形貌透射電鏡照片；附圖7是7A55鋁合金常規RRA熱處理晶內晶界析出相形貌透射電鏡照片；附圖8是7A55鋁合金以2.3°C/分鐘連續升溫RRA熱處理晶內晶界析出相形貌透射電鏡照片；附圖1中1是在空氣環境中的拉伸曲線；2是在3%NaCl+0.5%H2O2溶液中的拉伸曲線；附圖2中3是在空氣環境中的拉伸曲線；4是在3%NaCl+0.5%H2O2溶液中的拉伸曲線；附圖3中5是在惰性氣體環境中的拉伸曲線；6是在3%NaCl+0.5%H2O2溶液中的拉伸曲線；附圖4中7是在惰性氣體環境中的拉伸曲線；8是在3%NaCl+0.5%H2O2溶液中的拉伸曲線；附圖5中9是在惰性氣體環境中的拉伸曲線；10是在3%NaCl+0.5%H2O2溶液中的拉伸曲線；從圖1、圖2、圖3、圖4、圖5的拉伸曲線可以看出在空氣、惰性氣體、3%NaCl+0.5%H2O2溶液三種介質中，T6峰時效狀態下7A55鋁合金在3%NaCl+0.5%H2O2溶液中強度損失最大，幾乎沒有塑性平臺，抗應力腐蝕性能最差；連續升溫RRA7A55鋁合金的強度損失值與常規RRA相當，但其拉伸曲線塑性平臺較常規RRA增寬，斷裂時間延長。這表明采用連續升溫RRA處理后，合金抗應力腐蝕性能較常規RRA有一定提高，其中2.3°C/分鐘連續升溫RRA效果最為顯著。圖6、圖7、圖8分別是鋁合金T6峰時效、常規RRA和2.3°C/分鐘連續升溫RRA時效后晶內、晶界析出相透射電鏡形貌圖。從圖中可以看出鋁合金經T6峰時效后，晶界析出相尺寸較小，呈連續鏈狀分布；而常規RRA和連續升溫RRA的晶界析出相呈粗大斷續分布，這種粗大的析出物組織有利于提高合金抗應力腐蝕性能。比較圖7、圖8可以看出，鋁合金常規RRA和連續升溫RRA時效晶內析出相尺寸較T6峰時效只是有少許長大，因此，鋁合金連續升溫RRA時效后的抗拉強度只是略低于T6峰值時效，而屈服強度仍保持著較高的水平。具體實施例方式實施例150mm厚7A55鋁合金板材，其化學成分為Al-8.2Zn-2.OMg-2.OCu-O.14Zr_0.08Fe_0·04Si(質量百分數)。1、固熔處理470°C/40分鐘后，水淬，淬火轉移時間<60秒。2、按T6工藝參數進行峰值時效121°C/24小時。3、連續升溫回歸處理從峰值時效終了溫度121°C開始，以2.3°C/分鐘的升溫速率升溫至170°C，保溫40分鐘；出爐后立即冰水淬火處理，淬火轉移時間<60秒。4、按T6工藝參數再進行峰值時效121°C/24小時。實施例250mm厚7A55鋁合金板材，其化學成分為A1_8.2Zn_2.OMg-2.OCu-O.14Zr_0.08Fe-ο.04Si(質量百分數)。1、固熔處理470°C/40分鐘后，水淬，淬火轉移時間<60秒。2、按T6工藝參數進行峰值時效121°C/24小時。3、連續升溫回歸處理從峰值時效終了溫度121°C開始，以2.3°C/分鐘的升溫速率升溫至180°C，保溫40分鐘；出爐后立即室溫冷水淬火處理，淬火轉移時間<60秒。4、按T6工藝參數再進行峰值時效121°C/24小時。實施例350mm厚7A55鋁合金板，其化學成分為Α1_8·2Ζη_2·OMg-2.OCu-O.14Zr-0.08Fe_0.04Si(質量百分數)。1、固熔處理470°C/40分鐘后，水淬，淬火轉移時間<60秒。2、按T6工藝參數進行峰值時效121°C/24小時。3、連續升溫回歸處理從峰值時效終了溫度121°C開始，以2.3°C/分鐘的升溫速率升溫至190°C，保溫40分鐘；出爐后立即室溫冷水淬火處理，淬火轉移時間<60秒。4、按T6工藝參數再進行峰值時效121°C/24小時。實施例450mm厚7A55鋁合金板材，其化學成分為Α1_8·2Ζη_2·OMg-2.OCu-O.14Zr_0.08Fe-0.04Si(質量百分數)。1、固熔處理470°C/40分鐘后，水淬，淬火轉移時間<60秒。2、按T6工藝參數進行峰值時效121°C/24小時。3、連續升溫回歸處理從峰值時效終了溫度121°C開始，以2.3°C/分鐘的升溫速率升溫至200°C，保溫120分鐘；出爐后立即冰水淬火處理，淬火轉移時間<60秒。4、按T6工藝參數再進行峰值時效121°C/24小時。實施例550mm厚7A55鋁合金板材，其化學成分為Α1_8·2Ζη_2·OMg-2.OCu-O.14Zr-0.08Fe-0.04Si(質量百分數)。1、固熔處理470°C/40分鐘后，水淬，淬火轉移時間<60秒。2、按T6工藝參數進行峰值時效121°C/24小時。3、連續升溫回歸處理從峰值時效終了溫度121°C開始，以1°C/分鐘的升溫速率升溫至170°C，保溫120分鐘；出爐后立即冰水淬火處理，淬火轉移時間<60秒。4、按T6工藝參數再進行峰值時效121°C/24小時。實施例650mm厚7A55鋁合金板材，其化學成分為A1_8.2Zn_2.OMg-2.OCu-O.14Zr_0.08Fe-0.04Si(質量百分數)。1、固熔處理470°C/40分鐘后，水淬，淬火轉移時間<60秒。2、按T6工藝參數進行峰值時效121°C/24小時。3、連續升溫回歸處理從峰值時效終了溫度121°C開始，以1.6°C/分鐘的升溫速率升溫至190°C，保溫40分鐘；出爐后立即冰水淬火處理，淬火轉移時間<60秒。4、按T6工藝參數再進行峰值時效121°C/24小時。實施例750mm厚7A55鋁合金板材，其化學成分為Α1_8·2Ζη_2·OMg-2.OCu-O.14Zr_0.08Fe-0.04Si(質量百分數)。1、固熔處理470°C/40分鐘后，水淬，淬火轉移時間<60秒。2、按T6工藝參數進行峰值時效121°C/24小時。3、連續升溫回歸處理從峰值時效終了溫度121°C開始，以2.3°C/分鐘的升溫速率升溫至190°C，保溫30分鐘；出爐后立即冰水淬火處理，淬火轉移時間<60秒。4、按T6工藝參數再進行峰值時效121°C/24小時。實施例850mm厚7A55鋁合金板材，其化學成分為Α1_8·2Ζη_2·OMg-2.OCu-O.14Zr-0.08Fe-0.04Si(質量百分數)。1、固熔處理470°C/40分鐘后，水淬，淬火轉移時間<60秒。2、按T6工藝參數進行峰值時效121°C/24小時。3、連續升溫回歸處理從峰值時效終了溫度121°C開始，以5°C/分鐘的升溫速率升溫至190°C，保溫40分鐘；出爐后立即冰水淬火處理，淬火轉移時間<60秒。4、按T6工藝參數再進行峰值時效121°C/24小時。實施例950mm厚7A55鋁合金板材，其化學成分為Α1_8·2Ζη_2·OMg-2.OCu-O.14Zr_0.08Fe-0.04Si(質量百分數)。1、固熔處理470°C/40分鐘后，水淬，淬火轉移時間<60秒。2、按T6工藝參數進行峰值時效121°C/24小時。3、連續升溫回歸處理從峰值時效終了溫度121°C開始，以7°C/分鐘的升溫速率升溫至190°C，保溫40分鐘；出爐后立即冰水淬火處理，淬火轉移時間<60秒。4、按T6工藝參數再進行峰值時效121°C/24小時。實施例1050mm厚7A55鋁合金板材，其化學成分為Α1_8·2Ζη_2·OMg-2.OCu-O.14Zr-0.08Fe-0.04Si(質量百分數)。1、固熔處理470°C/40分鐘后，水淬，淬火轉移時間<60秒。2、按T6工藝參數進行峰值時效121°C/24小時。3、連續升溫回歸處理從峰值時效終了溫度121°C開始，以10°C/分鐘的升溫速率升溫至200°C，保溫30分鐘；出爐后立即冰水淬火處理，淬火轉移時間<60秒。4、按T6工藝參數再進行峰值時效121°C/24小時。對比例150mm厚7A55鋁合金板，其化學成分為Α1_8·2Ζη_2·OMg-2.OCu-O.14Zr-0.08Fe_0.04Si(質量百分數)。采用常規T6工藝121°C/24小時，室溫水淬火。對比例2:50mm厚7A55鋁合金板，其化學成分為Al-8.2Zn-2.OMg-2.OCu-O.14Zr-0.08Fe_0·04Si(質量百分數)。采用常規RRA處理工藝121°C/24小時，室溫冷水淬火，175°C/120分鐘回歸處理，121°C/24小時再時效。對實施例1、2、3及對比例1、2所得材料進行頰側；利用圓棒試樣測量合金拉伸力學性能，利用方塊試樣測試合金電導率，在空氣中與3%NaCl+0.5%H2O2溶液中進行慢應變速率拉伸實驗，根據空氣與3%NaCl+0.5%H2O2溶液環境中強度損失率衡量合金抗應力腐蝕性能。結果見表1對比表1中9個連續升溫RRA的實施例可以看出，實施例7(升溫速率為2.3°C/分鐘，回歸溫度為190°C，保溫時間為30分鐘)的連續升溫RRA合金抗拉強度、電導率和電導率較高，為最佳連續升溫RRA工藝。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage8</column></row><table>與Τ6時效相比，經過2.3°C/分鐘連續升溫RRA(實施例7)時效處理后，7A55合金的抗拉強度下降2.5%、屈服強度提高3.1%、電導率提高41.4%。與常規RRA相比，2.3°C/分鐘連續升溫RRA強抗拉度下降1.4%、屈服強度下降0.6%、電導率下降0.5%。可見通過2.3°C/分鐘連續升溫RRA可以在抗拉強度損失很小的情況下，顯著改善合金的電導率和抗應力腐蝕性能。處理后7A55合金抗拉強度及應力腐蝕性能達到常規RRA水平。權利要求一種超高強鋁合金回歸再時效熱處理工藝，包括以下步驟第一步鋁合金常規固溶處理；第二步按T6工藝參數進行峰值時效及高溫回歸處理將第一步固溶處理后的鋁合金按T6工藝進行峰時效，然后，直接從峰時效溫度以1℃～10℃/分鐘的升溫速率加熱至170℃～200℃，保溫30分鐘～120分鐘后，水淬，進行高溫回歸處理；第三步按T6工藝參數再時效強化將第二步所得鋁合金按T6工藝再進行峰值時效，出爐空冷。2.根據權利要求1所述的一種超高強鋁合金回歸再時效熱處理工藝，其特征在于所述高溫回歸處理的升溫速度為2°C8°C/分鐘，回歸溫度為175°C195°C，保溫50分鐘100分鐘。3.根據權利要求1所述的一種超高強鋁合金回歸再時效熱處理工藝，其特征在于所述高溫回歸處理的升溫速度為4°C6°C/分鐘，回歸溫度為180°C190°C，保溫70分鐘80分鐘。4.根據權利要求1所述的一種超高強鋁合金回歸再時效熱處理工藝，其特征在于所述水淬冷卻介質為冰水或室溫水。全文摘要一種超高強鋁合金回歸再時效熱處理工藝，包括以下步驟鋁合金常規固溶處理后按T6工藝參數進行峰值時效及高溫回歸處理所述高溫回歸處理是直接從峰時效溫度以1℃～10℃/分鐘的升溫速率隨爐直接加熱至170℃～200℃，保溫后，水淬，然后，再按T6工藝參數再時效強化本發明從控制時效熱處理工藝出發，首先進行峰值時效，使晶內和晶界析出細小彌散的GP區和η′相，接著優化回歸工藝，直接以一定升溫速率升溫并保溫，進行高溫回歸處理。本發明通過優化熱處理工藝，免去高溫回歸前的水淬，減少合金構件內部因淬火產生的殘余應力，簡化熱處理工序，提高熱處理設備利用率，降低生產能耗，節約生產時間，節省生產成本，在保持超高強鋁合金強度不降低的基礎上，提高合金的電導率水平和抗應力腐蝕性能，適合大尺寸構件的工業生產。文檔編號C22F1/053GK101818315SQ20101030054公開日2010年9月1日申請日期2010年1月21日優先權日2010年1月21日發明者鄭子樵,閆焱,龍佳申請人:中南大學