本發(fā)明涉及一種顯著提高鋁鋅鎂合金綜合性能的熱機(jī)械處理工藝。屬于鋁合金熱機(jī)械處理技術(shù)領(lǐng)域。

技術(shù)背景：

隨著全球社會(huì)經(jīng)濟(jì)的發(fā)展，為了滿足人類發(fā)展的需要，工業(yè)上對(duì)于所使用的材料的性能要求越來(lái)越高。鋁合金作為一種具有高的比強(qiáng)度、高的比剛度、良好的塑韌性、好的加工性能的金屬材料，被廣泛的運(yùn)用于航空航天、汽車(chē)等領(lǐng)域。

我國(guó)的鋁合金產(chǎn)量巨大，但存在著諸多質(zhì)量問(wèn)題。目前我國(guó)在工業(yè)上，越來(lái)越要求鋁合金材料具有良好的綜合性能，但由于國(guó)內(nèi)技術(shù)的缺失，許多應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域的鋁合金材料還依賴于進(jìn)口。因此提升鋁合金的性能成為了人們關(guān)注的熱點(diǎn)。

常見(jiàn)的提高鋁合金性能的方法有：調(diào)控合金元素、粉末冶金、噴射成形、回歸再時(shí)效、熱機(jī)械處理等。近年來(lái)為了提高鋁合金的綜合性能,還出現(xiàn)了一些比較新的方法，如：等通道轉(zhuǎn)角擠壓(ECAP,equal channel angular pressing)、高壓扭轉(zhuǎn)(HPT,high pressure torsion)、累積軋制(ARB,accumulative roll bonding)等，這些方法在細(xì)化合金組織上有顯著效果由此提高合金的綜合性能。但相比較而言，熱機(jī)械處理有著更高的生產(chǎn)率、更易操作、更低的成本、適用于連續(xù)生產(chǎn)等優(yōu)點(diǎn)，因此利用熱機(jī)械處理的方法來(lái)提高鋁合金的綜合性能具有更大的實(shí)際意義。

傳統(tǒng)工藝中，鋁合金的熱機(jī)械處理工藝流程通常是：固溶淬火—時(shí)效—形變—固溶淬火—再時(shí)效。通過(guò)上述工藝的處理，可以有效改善鋁合金的強(qiáng)度，但很難實(shí)現(xiàn)鋁合金的強(qiáng)度與塑韌性的兼顧，特別是在獲得良好的抗腐蝕性能方面較為薄弱；傳統(tǒng)熱機(jī)械處理再時(shí)效后其析出相在晶界往往為連續(xù)分布，為溶質(zhì)原子的擴(kuò)散提供了通道，加快了腐蝕過(guò)程，導(dǎo)致鋁合金在使用過(guò)程中由于外環(huán)境的作用而受到腐蝕，使鋁合金性能下降甚至發(fā)生腐蝕斷裂而失效。另外，傳統(tǒng)的熱機(jī)械處理工藝流程往往較長(zhǎng)且復(fù)雜，工藝成本高。

因此，對(duì)現(xiàn)有鋁合金熱機(jī)械處理工藝進(jìn)行優(yōu)化，以提高鋁合金的綜合進(jìn)行性能，在兼顧鋁合金強(qiáng)度的基礎(chǔ)上有效改善塑性，提高鋁合金抗腐蝕性能，成為本領(lǐng)域亟需解決的技術(shù)難題。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：
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本發(fā)明目的在于克服現(xiàn)有技術(shù)之不足提供一種顯著提高鋁鋅鎂合金綜合性能的熱機(jī)械處理工藝，本發(fā)明的工藝方法可以有效提高鋁鋅鎂鋁合金的綜合性能，特別是耐腐蝕性能，且工藝流程短、操作方便。

本發(fā)明一種顯著提高鋁鋅鎂合金綜合性能的熱機(jī)械處理工藝，是將鋁鋅鎂合金試樣加熱至固溶溫度保 溫后，隨爐冷卻或出爐空冷至軋制溫度進(jìn)行熱軋，熱軋后水淬，隨后進(jìn)行深冷變形處理，深冷變形后進(jìn)行雙級(jí)人工時(shí)效處理。

本發(fā)明一種顯著提高鋁鋅鎂合金綜合性能的熱機(jī)械處理工藝，包括下述步驟：

第一步：固溶熱軋連續(xù)處理

將鋁鋅鎂合金試樣在熱軋溫度以上固溶保溫后，隨爐冷卻或出爐空冷至熱軋溫度進(jìn)行熱軋變形處理，熱軋變形后水淬，控制終軋溫度≥420℃；

第二步：深冷變形處理

將第一步所得的鋁鋅鎂合金試樣進(jìn)行深冷變形處理；深冷變形處理溫度低于-120℃，深冷變形量≥40％；

第三步：時(shí)效處理

將經(jīng)過(guò)深冷變形處理后的試樣進(jìn)行時(shí)效處理；

本發(fā)明一種顯著提高鋁鋅鎂合金綜合性能的熱機(jī)械處理工藝，第一步中，固溶保溫溫度為470℃-490℃，固溶保溫時(shí)間30min-3h；固溶保溫后隨爐冷卻或出爐空冷至熱軋開(kāi)軋溫度；熱軋開(kāi)軋溫度為430℃-460℃，終軋溫度為420℃-450℃；熱軋變形量為20％-80％；

優(yōu)選的固溶保溫溫度為475℃-485℃，固溶保溫時(shí)間1h-1.5h；

優(yōu)選的開(kāi)軋溫度為450℃-460℃，終軋溫度為440℃-450℃，熱軋變形量為45％-65％；

本發(fā)明一種顯著提高鋁鋅鎂合金綜合性能的熱機(jī)械處理工藝，第二步中，深冷變形處理溫度為-190℃至-120℃，深冷保溫時(shí)間≤15min；深冷變形的變形量為40％到80％；

優(yōu)選的深冷變形處理溫度為-160℃至-170℃，深冷保溫時(shí)間10min-15min；深冷變形量為55％-70％；

本發(fā)明一種顯著提高鋁鋅鎂合金綜合性能的熱機(jī)械處理工藝，第三步中，雙級(jí)級(jí)人工時(shí)效處理工藝參數(shù)為：一級(jí)時(shí)效處理溫度為100℃-130℃，時(shí)效時(shí)間為1h-6h；二級(jí)時(shí)效溫度為：140-180℃，時(shí)效時(shí)間為6h-24h；

優(yōu)選的一級(jí)時(shí)效處理溫度為110℃-120℃，時(shí)效時(shí)間為2h-4h；二級(jí)時(shí)效溫度為：150-170℃，時(shí)效時(shí)間為14h-22h；

本發(fā)明一種顯著提高鋁鋅鎂合金綜合性能的熱機(jī)械處理工藝，所述鋁鋅鎂合金包括下述組分，按質(zhì)量百分比組成：

Zn:3％-10％

Mg:1％-3.5％

余量為Al。

本發(fā)明一種顯著提高鋁鋅鎂合金綜合性能的熱機(jī)械處理工藝，所述鋁鋅鎂合金包括下述組分，按質(zhì)量百分比組成：

Zn:4％-8％

Mg:1.5％-3％

余量為Al。

本發(fā)明一種顯著提高鋁鋅鎂合金綜合性能的熱機(jī)械處理工藝，所述鋁鋅鎂合金包括下述組分，按質(zhì)量百分比組成：Al-6.2Zn-2.35Mg。

在本發(fā)明中，所述固溶熱軋連續(xù)處理是指在固溶溫度保溫后，再冷卻至所需溫度進(jìn)行熱軋變形處理，然后立即進(jìn)行水淬；使試樣在進(jìn)行熱軋之后其狀態(tài)為過(guò)飽和態(tài)，同時(shí)后續(xù)時(shí)效處理之前可不再進(jìn)行固溶。在此過(guò)程中的固溶保溫溫度為470℃到490℃，固溶保溫時(shí)間為30min到3h，熱軋變形處理時(shí)的開(kāi)軋溫度為430℃到460℃，終軋溫度為420℃到450℃，熱軋變形處理的變形量為20％到80％。在固溶熱軋連續(xù)處理之后的深冷變形是指，將鋁合金試樣用液氮冷卻，使試樣溫度降低到-190℃到-120℃，然后再進(jìn)行軋制變形，深冷變形的變形量為40％到80％。經(jīng)過(guò)深冷變形后的試樣再進(jìn)行時(shí)效處理，所述時(shí)效處理為雙級(jí)時(shí)效，溫度分別為100℃到130℃、140℃到180℃，時(shí)效時(shí)間分別為1h到6h、6h到24h。

傳統(tǒng)工藝中的固溶、熱軋?zhí)幚頌楠?dú)立的兩個(gè)過(guò)程，在其過(guò)程中會(huì)經(jīng)歷固溶之后淬火，然后再升溫至熱軋溫度進(jìn)行熱軋，易導(dǎo)致溶質(zhì)原子的析出，在進(jìn)一步時(shí)效處理前便不得不再次進(jìn)行固溶。

此外，傳統(tǒng)的熱機(jī)械處理工藝為了改善鋁合金性能采取的工藝流程往往較長(zhǎng)且復(fù)雜，并且很難實(shí)現(xiàn)鋁合金的強(qiáng)度與塑性的兼顧。傳統(tǒng)熱機(jī)械處理工藝在獲得良好的抗腐蝕性能方面較為薄弱。這是因?yàn)閭鹘y(tǒng)熱機(jī)械處理使用一般的時(shí)效工藝，其析出相在晶界往往為連續(xù)分布，為溶質(zhì)原子的擴(kuò)散提供了通道，加快了腐蝕過(guò)程，導(dǎo)致鋁合金在使用過(guò)程中由于外環(huán)境的作用而受到腐蝕，使鋁合金性能下降甚至發(fā)生腐蝕斷裂而失效。

相較于傳統(tǒng)工藝，本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)是：

1、本發(fā)明將傳統(tǒng)工藝中的固溶、熱軋?zhí)幚韮蓚€(gè)獨(dú)立的過(guò)程有機(jī)結(jié)合，采用了固溶熱軋連續(xù)處理，先使試樣在固溶溫度下保溫，使其充分固溶達(dá)到過(guò)飽和態(tài)，然后隨爐冷卻或出爐空冷至熱軋溫度進(jìn)行熱軋，之后立刻淬火。其中本發(fā)明中熱軋溫度420℃到460℃高于鋁鋅鎂鋁合金常用的熱軋溫度(380℃到420℃)，這樣使鋁合金試樣在經(jīng)過(guò)熱軋?zhí)幚砗笠廊槐３诌^(guò)飽和狀態(tài)，抑制了溶質(zhì)原子的析出，避免了二次固溶處理使工藝更加連續(xù)、流程得到簡(jiǎn)化，也使得在經(jīng)過(guò)熱軋之后的鋁合金試樣的狀態(tài)為過(guò)飽和態(tài)，抑制溶質(zhì)原子析出，為后續(xù)的深冷及時(shí)效強(qiáng)化處理準(zhǔn)備了良好的基體組織，不需要再次進(jìn)行固溶就可進(jìn)行時(shí)效強(qiáng)化處理。

2、本發(fā)明不進(jìn)行二次固溶處理，只在固溶熱軋連續(xù)處理中的變形時(shí)會(huì)進(jìn)行動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和動(dòng)態(tài)回復(fù)，相較于傳統(tǒng)熱機(jī)械處理進(jìn)行二次固溶處理時(shí)會(huì)發(fā)生再結(jié)晶，本發(fā)明的最終產(chǎn)品再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)較低。 鋁合金一般通過(guò)亞晶合并的方式進(jìn)行再結(jié)晶形核，由于合并之后形成的較大亞晶的晶界上吸收了更多位錯(cuò)，從而逐漸轉(zhuǎn)化為大角度晶界，因此鋁鋅鎂合金在經(jīng)傳統(tǒng)熱機(jī)械處理的二次固溶后的再結(jié)晶晶粒通常大角度晶界比例較高。由于再結(jié)晶晶粒大角度晶界比例較高，在時(shí)效過(guò)程中，大角度晶界為時(shí)效優(yōu)先析出位置，通常在該位置形成連續(xù)且粗大的時(shí)效析出相，引起PFZ寬化，從而導(dǎo)致抗腐蝕性能下降。本發(fā)明技術(shù)得到的鋁鋅鎂合金，由于再結(jié)晶晶粒比例較低，因此其大角度晶界比例較傳統(tǒng)熱機(jī)械處理所得到的鋁鋅鎂合金低，由此降低了時(shí)效過(guò)程中在大角度晶界上析出連續(xù)粗大時(shí)效析出相的可能性，避免了抗腐蝕性能的下降，因此本發(fā)明的最終產(chǎn)品相較于經(jīng)傳統(tǒng)熱機(jī)械處理工藝處理的鋁鋅鎂合金，抗腐蝕性能更為優(yōu)異。

3、本發(fā)明通過(guò)將固溶、熱軋兩種工藝的結(jié)合，一方面，保留了熱軋時(shí)產(chǎn)生的變形織構(gòu)，有效強(qiáng)化鋁合金；另一方面，保留了熱軋時(shí)產(chǎn)生的位錯(cuò)，可以保留較大位錯(cuò)密度，并在后續(xù)時(shí)效處理中形成位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)，位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)在鋁合金受外力作用時(shí)，使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受到阻礙，顯著提升鋁鋅鎂合金的強(qiáng)韌化性能；避免了傳統(tǒng)工藝在進(jìn)行二次固溶處理時(shí)，使變形織構(gòu)回復(fù)轉(zhuǎn)變?yōu)樵俳Y(jié)晶織構(gòu)，位錯(cuò)在固溶過(guò)程中發(fā)生完全回復(fù)而消失，導(dǎo)致鋁鋅鎂合金基體中的強(qiáng)化織構(gòu)及位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)數(shù)量減少，使鋁鋅鎂合金強(qiáng)度塑性難以實(shí)現(xiàn)良好匹配的缺陷。

4、本發(fā)明通過(guò)將固溶、熱軋兩種工藝的結(jié)合，有助于在動(dòng)態(tài)再結(jié)晶時(shí)，使晶粒細(xì)化，同時(shí)通過(guò)后續(xù)深冷變形引入大量位錯(cuò)等缺陷來(lái)促進(jìn)時(shí)效時(shí)納米級(jí)沉淀相的析出，使多種強(qiáng)化機(jī)制同時(shí)作用，改變了以往熱機(jī)械處理單一強(qiáng)化機(jī)制作用，以更好地改善鋁合金綜合性能，使塑性和強(qiáng)度同時(shí)得到改善。本發(fā)明處理的鋁鋅鎂合金的屈服強(qiáng)度達(dá)到564Mpa以上，抗拉強(qiáng)度達(dá)到634Mpa以上，延伸率達(dá)到10.6％以上，應(yīng)力腐蝕敏感因子(I_SSRT)低于0.07；與傳統(tǒng)的T6處理相比，在保持良好的延伸率的情況下，屈服強(qiáng)度提高23％；抗拉強(qiáng)度提高7％；應(yīng)力腐蝕敏感因子降低70％；

5、本發(fā)明采用雙級(jí)時(shí)效，使鋁合金試樣晶界析出相由連續(xù)分布轉(zhuǎn)變?yōu)榇执笪龀鱿嗲覕嗬m(xù)分布，由此抑制了溶質(zhì)原子在連續(xù)晶界析出相的快速擴(kuò)散，阻斷了晶界的快速腐蝕擴(kuò)展通道，有效提高鋁合金抗腐蝕性能。

附圖說(shuō)明

附圖1為本發(fā)明工藝流程圖。

圖中：

T_S-------------固溶保溫溫度；

T_C-------------熱軋變形處理溫度；

T_a1------------一級(jí)時(shí)效溫度；

T_a2------------二級(jí)時(shí)效溫度。

具體實(shí)施方式：

下面結(jié)合實(shí)施例和傳統(tǒng)工藝對(duì)比例對(duì)本發(fā)明作進(jìn)一步說(shuō)明。

實(shí)施例1：

采用的試樣為厚12mm的鋁鋅鎂合金冷軋板，合金成分為Al-6.2Zu-2.35Mg(質(zhì)量分?jǐn)?shù)％)。首先，將試樣放入溫度為470℃的空氣爐中保溫2h；然后將試樣從空氣爐中拿出并在空氣中冷卻到435℃的開(kāi)軋溫度進(jìn)行熱軋變形處理，終軋溫度為420℃，變形量為30％；熱軋之后立刻進(jìn)行水淬；經(jīng)過(guò)水淬的試樣再進(jìn)行深冷變形處理，試樣在液氮中浸泡15min使其溫度降至-185℃時(shí)進(jìn)行軋制，變形量為80％；經(jīng)過(guò)深冷變形處理之后再進(jìn)行雙級(jí)時(shí)效，先在溫度為100℃的空氣爐中保溫5h，再將試樣隨爐升溫到160℃保溫12h。本實(shí)施例處理后的鋁鋅鎂合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、延伸率、應(yīng)力腐蝕敏感因子(I_SSRT)參數(shù)見(jiàn)表1。

實(shí)施例2：

采用的試樣為厚12mm的鋁鋅鎂合金冷軋板，合金成分為Al-6.2Zu-2.35Mg(質(zhì)量分?jǐn)?shù)％)。首先，將試樣放入溫度為475℃的空氣爐中保溫1h；然后將試樣從空氣爐中拿出并在空氣中冷卻到445℃的開(kāi)軋溫度進(jìn)行熱軋變形處理，終軋溫度為430℃，變形量為50％；熱軋之后立刻進(jìn)行水淬；經(jīng)過(guò)水淬的試樣再進(jìn)行深冷變形處理，試樣在液氮中浸泡5min使其溫度降至-120℃時(shí)進(jìn)行軋制，變形量為60％；經(jīng)過(guò)深冷變形處理之后再進(jìn)行雙級(jí)時(shí)效，先在溫度為115℃的空氣爐中保溫3h，再將試樣隨爐升溫到140℃保溫20h。本實(shí)施例處理后的鋁鋅鎂合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、延伸率、應(yīng)力腐蝕敏感因子(I_SSRT)參數(shù)見(jiàn)表1。

實(shí)施例3：

采用的試樣為厚12mm的鋁鋅鎂合金冷軋板，合金成分為Al-6.2Zu-2.35Mg(質(zhì)量分?jǐn)?shù)％)。首先，將試樣放入溫度為485℃的空氣爐中保溫1h；然后將試樣從空氣爐中拿出并在空氣中冷卻到455℃的開(kāi)軋溫度進(jìn)行熱軋變形處理，終軋溫度為445℃，變形量為70％；熱軋之后立刻進(jìn)行水淬；經(jīng)過(guò)水淬的試樣再進(jìn)行深冷變形處理，試樣在液氮中浸泡10min使其溫度降至-155℃時(shí)進(jìn)行軋制，變形量為40％；經(jīng)過(guò)深冷變形處理之后再進(jìn)行雙級(jí)時(shí)效，先在溫度為125℃的空氣爐中保溫2h，再將試樣隨爐升溫到175℃保溫7h。本實(shí)施例處理后的鋁鋅鎂合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、延伸率、應(yīng)力腐蝕敏感因子(I_SSRT)參數(shù)見(jiàn)表1。

對(duì)比例1：

采用的試樣為厚12mm的鋁鋅鎂合金冷軋板，合金成分為Al-6.2Zu-2.35Mg(質(zhì)量分?jǐn)?shù)％)。首先進(jìn)行固溶處理，將試樣放入溫度為475℃的空氣爐中保溫1h，然后進(jìn)行淬火；之后在溫度為420℃的空氣爐中保溫20min，然后進(jìn)行熱軋變形，變形量為50％，變形完成之后立刻淬火；接著進(jìn)行室溫軋制，變形量為60％；最后進(jìn)行人工時(shí)效，時(shí)效溫度為120℃，時(shí)間為24h。本對(duì)比例處理后的鋁鋅鎂合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、延伸率、應(yīng)力腐蝕敏感因子(I_SSRT)參數(shù)見(jiàn)表1。

對(duì)比例2：

采用的試樣為厚12mm的鋁鋅鎂合金冷軋板，合金成分為Al-6.2Zu-2.35Mg(質(zhì)量分?jǐn)?shù)％)。首先進(jìn)行固溶處理，將試樣放入溫度為475℃的空氣爐中保溫1h，然后進(jìn)行淬火；之后在溫度為420℃的空氣爐中保溫20min，然后進(jìn)行熱軋變形，變形量為50％，變形完成之后立刻淬火；接著進(jìn)行室溫軋制，變形量為60％；進(jìn)行室溫軋制之后再次進(jìn)行固溶處理，將試樣放入溫度為475℃的空氣爐中保溫1h，然后進(jìn)行淬火；最后進(jìn)行T6峰時(shí)效，時(shí)效溫度為120℃，時(shí)間為24h。本對(duì)比例處理后的鋁鋅鎂合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、延伸率、應(yīng)力腐蝕敏感因子(I_SSRT)參數(shù)見(jiàn)表1。

對(duì)比例3：

采用的試樣為厚12mm的鋁鋅鎂合金冷軋板，合金成分為Al-6.2Zu-2.35Mg(質(zhì)量分?jǐn)?shù)％)。首先進(jìn)行固溶處理，將試樣放入溫度為475℃的空氣爐中保溫1h，然后進(jìn)行淬火；之后在溫度為420℃的空氣爐中保溫20min，然后進(jìn)行熱軋變形，變形量為50％，變形完成之后立刻淬火；接著進(jìn)行室溫軋制，變形量為60％；進(jìn)行室溫軋制之后再次進(jìn)行固溶處理，將試樣放入溫度為475℃的空氣爐中保溫1h，然后進(jìn)行淬火；最后進(jìn)行回歸再時(shí)效處理(RRA)，先將試樣放入溫度為200℃的空氣爐中保溫5min，再將其放入溫度為120℃的空氣爐中保溫24h。本對(duì)比例處理后的鋁鋅鎂合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、延伸率、應(yīng)力腐蝕敏感因子(I_SSRT)參數(shù)見(jiàn)表1。

上述實(shí)施例、對(duì)比例中所提到應(yīng)力腐蝕敏感因子(I_SSRT)的定義如下：

I_SSRT＝1－[σ_fw×(1+δ_fw)]/[σ_fA×(1+δ_Fa)]

其中：

σ_fw——在環(huán)境介質(zhì)中的斷裂強(qiáng)度(MPa)；

σ_fA——在惰性介質(zhì)中的斷裂強(qiáng)度(MPa)；

δ_fw——在環(huán)境介質(zhì)中的斷裂伸長(zhǎng)率(％)；

δ_fA——在惰性介質(zhì)中的斷裂伸長(zhǎng)率(％)；

I_SSRT從0→1,表示應(yīng)力腐蝕斷裂敏感性漸增。

表1：

通過(guò)以上實(shí)施例與對(duì)比例性能的比較可知：經(jīng)本發(fā)明工藝處理得到的鋁鋅鎂合金，其抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度較傳統(tǒng)熱機(jī)械處理工藝均有顯著提升，其中屈服強(qiáng)度提升幅度達(dá)到20％以上，且保持了較好的延伸率，此外應(yīng)力腐蝕敏感因子也有了明顯的下降，實(shí)現(xiàn)了鋁合金塑韌性和強(qiáng)度的兼顧，且流程工藝比以往更為精簡(jiǎn)有效，更便于提高鋁合金綜合性能。