改善 7 系高强铝合金强韧性的热处理方法 技术领域 本发明涉及一种改善 7××× 系高强铝合金强韧性的热处理方法， 属于金属材料 热处理技术领域。
背景技术 7××× 系高强铝合金中， 随着 Zn、 Mg 等主要合金元素含量的提高， 强度上升而断 裂韧性降低， 限制了该类合金的应用范围。 为了充分发挥高强铝合金的优势， 需要在保持超 高强合金强度不降低的基础上， 进一步提高合金的断裂韧性。
7××× 系高强铝合金是典型的时效强化型铝合金， 通过合理的热处理使合金中 形成大量的合理分布的沉淀析出相达到强韧化的目的。在现有合金的发展过程中， 为保证 或提高合金的强度， 常提高合金元素的含量 ( 如 B96， 7055， 7093， 7034 高强变形铝合金 )， 而 常规的固溶处理很难使析出相充分回溶， 在可溶相未充分固溶的情况下， 对合金的综合性 能产生不利的影响。 合金固溶后过饱和程度既与合金成分有关， 也与固溶制度有关， 因此对 时效强化效果而言， 提高固溶强度与增加合金元素含量的作用是类似的。
材料在进行固溶处理时， 如果温度超过合金中低熔点共晶相的熔点或固相线温度 时， 就容易发生过烧， 导致材料性能下降。而材料中的低熔点共晶相是一般多相共晶组合 相， 在高温时各相的溶解热力学和动力学条件不同， 各相不会同时全部回溶， 而是存在一定 的回溶次序， 当低熔点共晶相中某一相完全固溶后， 剩余共晶相的共晶温度将会提高， 此时 即使温度 达到或超过最初低熔点共晶相熔点也不会发生共晶复熔， 而传统的单级固溶制 度很难使合金组织中的析出相充分回溶， 从而影响材料的性能。
对于一定成分的析出强化型铝合金， 时效过程中造成的晶界和晶界析出相的性 质、 尺寸大小、 分布状态以及形貌演变对合金强韧性有重要影响。其中， 晶内析出相特征是 控制合金强度的主要因素。 晶内析出相尺寸小、 密度高且不易被滑移位错切割， 则有利于合 金获得高强度 ； 而晶界析出相特征则是影响合金韧性的关键因素， 晶界析出相数量少， 呈球 状不连续分布有利于改善合金的韧性。 因此如何控制时效过程中晶界和晶内析出相特征演 变， 使其呈最佳分布， 对于提高合金强韧性发挥着至关重要的作用。
对于欠时效状态合金， 由于过饱和溶质原子析出不充分， 基体内强化相的密度低 且尺寸小， 晶界析出相体积分数也较少， 因此合金的韧性较好而强度较低。
对于峰值时效状态合金， 过饱和溶质原子充分析出， 析出相体积分数提高且尺寸 较大， 合金的强度较高。 但晶界的析出相体积分数也相应增加并呈连续分布， 因此合金强度 高而韧性较低。
近年来开发出的回归再时效热处理工艺是通过将峰值时效态的合金在较高温度 (200 ～ 260℃ ) 保温很短时间 ( 几秒至几分钟 )， 使晶内强化相溶解， 晶界析出相发生粗化 并呈不连续分布， 然后再进行一次峰值时效， 使合金可以获得高的强度和较好的断裂韧性， 但是该工艺回归时间很短， 很难在实际工业中应用。且由于该方法需要对合金进行两次峰 值时效， 工艺相对复杂， 能源消耗较大。
发明内容 针对高强铝合金强度高而韧性差的问题， 提供一种改善 7××× 系高强铝合金强 韧性的热处理方法， 在保持超高强合金强度不降低的基础上， 进一步提高合金的断裂韧性， 扩大铝合金的应用范围。
本发明的目的通过以下技术方案来实现 ：
改善 7××× 系高强铝合金强韧性的热处理方法， 包括以下步骤 ：
1) 首先对热加工 7××× 系高强铝合金进行双级强制固溶处理， 即先在 420℃～ 450℃温度下进行一级固溶处理 2 ～ 4 小时， 再在 450℃～ 490℃温度下进行二级强化固溶 处理 2 ～ 4 小时 ；
2) 双级强制固溶后进行淬火处理冷却至室温， 淬火介质为室温水 ；
3) 淬火处理后在 1 ～ 4h 内进行预拉伸， 预拉伸变形量在 1％～ 3％ ；
4) 进而进行高温短时时效处理， 时效温度为 120℃～ 180℃， 时效时间为 60min ～ 180min ；
5) 高温短时时效处理后进行淬火处理冷却至室温， 淬火介质为室温水 ；
6) 最后再低温长时时效处理， 时效温度为 60℃～ 120℃， 时效时间为 18h ～ 48h。
进一步地， 上述的改善 7××× 系高强铝合金强韧性的热处理方法， 其中， 步骤 2) 中淬火转移时间小于 10 秒。
更进一步地， 上述的改善 7××× 系高强铝合金强韧性的热处理方法， 其中， 步骤 5) 中淬火转移时间小于 30 秒。
本发明技术方案突出的实质性特点和显著的进步主要体现在 ：
本发明采用双级强制固溶处理工艺， 在保证不发生明显再结晶或晶粒长大的前提 下， 使合金中的析出相充分回溶， 提高溶质原子的过饱和度， 保证后续的时效处理过程中析 出相细小弥散的均匀析出。 从控制时效处理工艺出发， 通过先进行高温短时时效， 促进晶内 富溶质原子团簇和 GP 区的形核， 高温时效工艺为 120℃～ 180℃ /60min ～ 180min， 低温时 效温度为 60℃～ 120℃。本发明在保持超高强合金强度不降低的基础上， 进一步提高合金 的断裂韧性， 扩大了该类铝合金的应用范围。
附图说明
下面结合附图对本发明技术方案作进一步说明 ： 图 1 为实施例 3 合金双级强制固溶处理后合金的金相显微组织 ； 图 2 为对比例 1 合金单级固溶处理后合金的金相显微组织 ； 图 3 为实施例 3 合金的晶内及晶界析出相的透射电镜照片 ； 图 4 为对比例 1 合金的晶内及晶界析出相的透射电镜照片。具体实施方式
本发明改善 7××× 系高强铝合金强韧性的热处理方法， 对热加工高强铝合金依 次进行双级强制固溶处理、 预拉伸处理、 高温短时时效处理、 低温长时时效处理， 具体包括 以下步骤 ：1) 首先对热加工 7××× 系高强铝合金进行双级强制固溶处理， 即先在 420℃～ 450℃温度下进行一级固溶处理 2 ～ 4 小时， 再在 450℃～ 490℃温度下进行二级强化固溶 处理 2 ～ 4 小时 ； 在保证不发生再结晶或晶粒长大的前提下， 采用双级强制固溶工艺， 使合 金中的析出相充分回溶， 提高溶质原子的过饱和度， 保证后续的时效处理过程中析出相细 小弥散的均匀析出 ；
2) 双级强制固溶后进行淬火处理冷却至室温， 淬火介质为室温水， 淬火转移时间 小于 10 秒 ；
3) 淬火处理后在 1 ～ 4h 内进行预拉伸， 预拉伸变形量在 1％～ 3％ ；
4) 进而进行高温短时时效处理， 时效温度为 120℃～ 180℃， 时效时间为 60min ～ 180min ；
5) 高温短时时效处理后进行淬火处理冷却至室温， 淬火介质为室温水， 淬火转移 时间小于 30 秒 ；
6) 最后再低温长时时效处理， 时效温度为 60℃～ 120℃， 时效时间为 18h ～ 48h。
从控制时效处理工艺出发， 通过先进行高温短时时效， 促进晶内富溶质原子团簇 和 GP 区的形核， 并使晶界有少量的析出相， 转而进行低温长时的时效处理， 使晶内析出相 继续形核长大， 晶界析出相在低温时效过程中发生球化， 扩大晶界析出相的粒子间距， 在保 证合金强度的基础上， 显著改善高强铝合金的断裂韧性。
实施例 1 ：
以 80％热轧变形量的 25mm 后的 7150 铝合金板材为例， 其化学成分 ( 质量分数％ ) 为 Zn 6.45％， Mg 2.30％， Cu 2.10％， Zr 0.10％， Fe 0.05％， Si 0.01％， Al 余量。
双级强制固溶处理 ： 对 7150 合金进行双级强制固溶处理， 420℃温度下进行一级 固溶处理 4 小时， 然后在 450℃温度下进行二级强化固溶处理 4 小时。
双级强制固溶后淬火处理冷却至室温， 淬火介质为室温水， 淬火转移时间＜ 10s。
双级强制固溶淬火处理后在 4h 内进行预拉伸， 预拉伸变形量在 1.5％， 消除淬火 应力， 提高合金中的位错密度。
将预拉伸后的合金在 160℃时效 150min， 快速淬火后在 80℃时效 48h。
实施例 2 ：
以 80％热轧变形量的 25mm 后的 7150 铝合金板材为例， 其化学成分 ( 质量分数％ ) 为 Zn 6.45％， Mg 2.30％， Cu 2.10％， Zr 0.10％， Fe 0.05％， Si 0.01％， Al 余量。
双级强制固溶处理 ： 对 7150 合金进行双级强制固溶处理， 435℃温度下进行一级 固溶处理 3 小时， 然后在 470℃温度下进行二级强化固溶处理 2.5 小时。
双级强制固溶后淬火处理冷却至室温， 淬火介质为室温水， 淬火转移 时间＜ 10s。
双级强制固溶淬火处理后在 3h 内进行预拉伸， 预拉伸变形量在 2.0％， 消除淬火 应力， 提高合金中的位错密度。
将预拉伸后的合金在 170℃时效 90min， 快速淬火后在 60℃时效 32h。
实施例 3 ：
以 80％热轧变形量的 25mm 后的 7150 铝合金板材为例， 其化学成分 ( 质量分数％ ) 为 Zn 6.45％， Mg 2.30％， Cu 2.10％， Zr 0.10％， Fe 0.05％， Si 0.01％， Al 余量。
双级强制固溶处理 ： 对 7150 合金进行双级强制固溶处理， 450℃温度下进行一级固溶处理 2 小时， 然后在 485℃温度下进行二级强化固溶处理 2 小时。
双级强制固溶后淬火处理冷却至室温， 淬火介质为室温水， 淬火转移时间＜ 10s。
双级强制固溶淬火处理后在 1h 内进行预拉伸， 预拉伸变形量在 2.8％， 消除淬火 应力， 提高合金中的位错密度。
将预拉伸后的合金在 180℃时效 60min， 快速淬火后在 120℃时效 24h。
实施例 4 ：
以 80％热轧变形量的 25mm 后的 7050 铝合金板材为例， 其化学成分 ( 质量分数％ ) 为 Zn 6.20％， Mg 2.30％， Cu 2.20％， Zr 0.12％， Fe 0.10％， Si 0.05％， Al 余量。
双级强制固溶处理 ： 对 7050 合金进行双级强制固溶处理， 435℃温度下进行一级 固溶处理 3 小时， 然后在 470℃温度下进行二级强化固溶处理 2.5 小时。
双级强制固溶后淬火处理冷却至室温， 淬火介质为室温水， 淬火转移时间＜ 10s。
双级强制固溶淬火处理后在 2h 内进行预拉伸， 预拉伸变形量在 2.0％， 消除淬火 应力， 提高合金中的位错密度。
将预拉伸后的合金在 180℃时效 60min， 快速淬火后在 120℃时效 18h。
实施例 5 ： 以 80％热轧变形量的 25mm 后的 7050 铝合金板材为例， 其化学成分 ( 质量分数％ ) 为 Zn 6.20％， Mg 2.30％， Cu 2.20％， Zr 0.12％， Fe 0.10％， Si 0.05％， Al 余量。
双级强制固溶处理 ： 对 7050 合金进行双级强制固溶处理， 450℃温度下进行一级 固溶处理 2 小时， 然后在 490℃温度下进行二级强化固溶处理 2 小时。
双级强制固溶后淬火处理冷却至室温， 淬火介质为室温水， 淬火转移时间＜ 10s。
双级强制固溶淬火处理后在 1h 内进行预拉伸， 预拉伸变形量在 3.0％， 消除淬火 应力， 提高合金中的位错密度。
将预拉伸后的合金在 120℃时效 180min， 快速淬火后在 120℃时效 24h。
对比例 1
以 80％热轧变形量的 25mm 后的 7150 铝合金板材为例， 其化学成分 ( 质量分数％ ) 为 Zn 6.45％， Mg 2.30％， Cu 2.10％， Zr 0.10％， Fe 0.05％， Si 0.01％， Al 余量。
对 7150 合金进行 475℃ /4h 的固溶处理后 1h 内进行预拉伸 2.5％， 然后进行 T6 峰值时效热处理 (120℃ /24h)。
对比例 2
以 80％热轧变形量的 25mm 后的 7050 铝合金板材为例， 其化学成分 ( 质量分数％ ) 为 Zn 6.20％， Mg 2.30％， Cu 2.20％， Zr 0.12％， Fe 0.10％，Si 0.05％， Al 余量。
对 7050 合金进行 475℃ /4h 的固溶处理后 1h 内进行预拉伸 2.5％， 然后进行 T6 峰值时效热处理 (120℃ /24h)。
上述实施例及对比例中 7150、 7050 合金的力学性能， 见表 1。
表1
实施例 1 实施例 2 实施例 3Rm(Mpa) 605 615 630Rp0.2(Mpa) 575 595 6056A(％ ) 15.0 14.0 14.0KIC 22.98 23.31 23.实施例 4 602 580 14.8 22.89 实施例 5 608 586 14.5 22.95 对比例 1 588 515 17.2 20.68 对比例 2 576 505 18.3 20.45
由表 1 可见， 采用本发明的热处理工艺， 在提高了合金强度的同时， 断裂韧性有了 明显的改善。
由图 1、 图 2 表明， 采用本发明的双级强制固溶， 合金组织中的析出相充分的回溶， 增加了溶质原子的过饱和度， 提高了时效后材料性能提升的潜力。
由图 3、 图 4 表明， 采用本发明的时效工艺， 晶界析出相尺寸较大且呈不连续分布 状态， 提高了合金材料的断裂韧性。
需要理解到的是 ： 以上所述仅是本发明的优选实施方式， 对于本技术领域的普通 技术人员来说， 在不脱离本发明原理的前提下， 还可以作出若干改进和润饰， 这些改进和润 饰也应视为本发明的保护范围。