提高固溶冷变形后时效强化铝铜镁银合金力学性能的方法

摘要

本发明公开了一种提高固溶冷变形后的时效强化铝铜镁银合金力学性能的方法，是将经过固溶冷变形的时效强化铝铜镁银合金加热至195-205℃，保温5-30min，进行高温人工时效；然后，以40～80℃/min的冷却速度降温至165-185℃，保温6-20小时进行峰值时效后，出炉空冷。所述铝铜镁银合金的组分的重量百分比为：Cu 4.3-4.96％，Mn 0.2-0.28％，Mg 0.39-0.81％，Ag 0.52-1.2％，Zr 0.1-0.25％，余量为Al。本发明工艺方法简单合理，通过双级时效热处理工艺，使冷变形后的时效强化铝铜镁银合金获得更多细小均匀弥散分布的Ω相，降低冷变形对合金中强化相Ω相析出的不利影响，从而提高合金在室温和高温下的力学性能，适于工业化应用。

说明书

技术领域

本发明涉及一种提高固溶冷变形后时效强化铝铜镁银合金力学性能的方法。属于金属材料热处理技术领域。

背景技术

在高Cu/Mg比的Al-Cu-Mg合金中加入微量Ag能诱发合金析出一种新的时效强化相(Ω相)。由于强化相具有高的时效硬化能力和良好的热稳定性，使得该合金与Al-Cu-Mg系的2024、2618等合金相比，具有更加优异的室温和高温力学性能。

该系合金的时效是新型强化相Ω和θ′相的竞争析出过程。研究表明，较高的时效温度有利于Ω相的析出，但时效前的预变形有利于θ′相的析出。通常，合金板材在固溶淬火后会发生变形，实际生产中固溶淬火后的板材需要进行矫直变形，但矫直变形引入的高密度位错抑制了主要强化相Ω的析出，促进θ′相的析出，从而会降低合金的室温和高温力学性能。因此，如何通过一种合适的时效处理工艺来减少或消除矫直变形对Ω相析出及板材力学性能的不利影响，提高合金的室温和高温力学性能，是Al-Cu-Mg-Ag合金研制开发所亟需解决的问题。

目前出现的多级时效处理(T6I4和T6I6)，相对于单级时效处理T6而言，可提高合金的强度和断裂韧性。典型的T6I4处理工艺包括两个阶段，首先高温欠时效处理后淬火冷却，然后25～65℃低温时效一段时间，其工艺原理是利用第一阶段高温欠时效提高G.P.区的形核率，然后在后续较低温度下发生第二次析出，从而大幅度提高强化粒子的弥散度及合金的力学性能。T6I6热处理是将经过T6I4处理后的试样提高到较高温度下继续进行时效，使得前期析出的G.P.区向过渡相转变，进一步提高力学性能。由此可见，T6I4和T6I6处理并不包含对两个相竞争析出的控制，而且T6I4和T6I6热处理工艺中第二级低温时效所需时间长，一般为2周，其处理对象主要针对未经过变形处理的合金。

发明内容

本发明的目的在于克服现有技术之不足而提供一种工艺方法简单合理、可有效提高时效强化铝铜镁银合金固溶冷变形后的室温和高温力学性能，减少或消除冷变形对铝铜镁银合金力学性能不利影响的方法。

本发明提高固溶冷变形后时效强化铝铜镁银合金力学性能的方法是采用下述方案实现的：

将经过固溶冷变形时效强化铝铜镁银合金加热至195-205℃，保温5-30min，进行高温人工时效；然后，以40～80℃/min的冷却速度降温至165-185℃，保温6-20小时进行峰值时效后，出炉空冷。

本发明中，所述铝铜镁银合金的组分的重量百分比为：Cu 4.3-4.96％，Mn 0.2-0.28％，Mg0.39-0.81％，Ag 0.52-1.2％，Zr 0.1-0.25％，余量为Al。

本发明中，所述冷变形为冷轧变形或冷拉变形；所述冷变形的变形量为：2-6％。

本发明中，所述固溶温度为：505-515℃。

本发明采用上述工艺方法，经实验表明，高温有利于Ω相的析出，不利于θ′相的析出。与低温单级峰值时效(165-185℃)相比，矫直变形的合金板材采用高温单级峰值时效(200℃)处理后，有利于Ω相的析出，提高了Ω相在析出相中的数量和比例，并由此提高合金的高温强度。但由于合金在高温下时效析出的析出相弥散度低，导致合金的室温强度低。与传统的单级时效峰值相比，矫直变形的合金板材经过双级时效处理后，Ω相的数量及弥散度增大，其室温和高温拉伸性能都明显提高，延伸率仍保持在较高水平。

与低温单级峰值时效相比，合金采用双级时效处理后，第一级的高温时效有利于Ω相的析出，而抑制θ′相的析出。同时在高温时效阶段，合金中冷变形引入的位错发生回复，降低了位错密度，减少了在第二级低温时效阶段θ′相的形核位置，从而进一步抑制θ′相的析出。因此，合金经过双级时效处理后，θ′相的数量明显减少，而Ω相的数量和密度显著提高，其室温和高温强度也同时提高。

与高温单级峰值时效相比，合金采用双级时效处理，在高温时效阶段析出的Ω相在第二级低温时效阶段的长大变慢，而高温时效阶段形成的Ag-Mg原子团在第二级低温时效阶段继续作为Ω相的核心，促进Ω相的析出。并且由于低温下析出的临界形核半径小，析出相的形核率和弥散度均高。因此，合金中不仅析出Ω相的数量增多，而且析出相的弥散度也大幅度提高，使得矫直变形的合金板材在室温和高温下的拉伸性能都得以提高。

综上所述，本发明工艺方法简单合理，通过双级时效热处理工艺，使固溶冷变形后的时效强化铝铜镁银合金获得更多的Ω相，降低冷变形对力学性能的不利影响，从而提高合金在室温和高温下的拉伸性能，适于工业化应用。

附图说明

附图1是本发明实施例1的合金1经过双级时效和单级时效的硬度曲线示意图；

附图2(a)是本发明实施例1的合金1在200℃时效20min后的TEM照片及其对应的衍射花样，显示合金分布细小的Ω相，很难观察到θ′相。

附图2(b)是本发明实施例1的合金1在200℃时效2h后的TEM照片及其对应的衍射花样，显示合金主要析出相为Ω相，析出θ′相数量很少。

附图2(c)是本发明实施例1的合金1在165℃时效20h后的TEM照片及其对应的衍射花样，显示合金弥散分布细小的Ω相，θ′相数量明显增多。

附图2(d)是本发明实施例1的合金1在200℃时效20min随之165℃时效20h的TEM照片及其对应的衍射花样，显示合金中析出Ω相明显增多，θ′相比图2(c)中的明显减少。

从附图1可知：合金1经双级时效处理后，硬度值高于单级时效峰值硬度，双级时效处理峰值时间与低温单级时效峰值时间相同。

从附图2(a)显示合金1在200℃时效20min后，合金基体中分布细小的Ω相，很难观察到θ′相。

从附图2(b)显示合金1在200℃时效2h后，合金基体中主要析出相为Ω相，析出θ′相数量很少。

从附图2(c)显示合金1在165℃时效20h后，合金基体中弥散分布细小的Ω相，θ′相数量明显增多。

从附图2(d)显示合金1在200℃时效20min随之165℃时效20h和后，合金基体中析出Ω相明显增多，θ′相比图2(c)中的明显减少。

对比附图2(b)-(d)可知：合金高温时效处理θ′相明显减少，Ω相增多；经过双级时效处理后，析出Ω相明显增多，θ′相数量减少。

具体实施方式

实施例1；

合金1成分为：4.94％Cu，0.43％Mg，1.04％Ag，0.3％Mn，0.15％Zr，余量为铝。在515℃进行固溶处理并水淬，再经过2％矫直变形，然后在200℃时效20分钟，随之在低温165℃时效20小时。经过该处理后的室温下的力学性能指标见表1：抗拉强度为508MPa，屈服强度为475MPa，延伸率为10.7％；250℃拉伸的力学性能：抗拉强度为323MPa，屈服强度为315MPa，延伸率为11.4％；300℃拉伸的力学性能：抗拉强度为217MPa，屈服强度为213MPa，延伸率为12.4％。从表1可以看出，合金双级时效处理的室温和高温拉伸性能明显高于合金165℃和200℃单级时效峰值。

表1

实施例2；

合金2成分为：4.30％Cu，0.33％Mg，0.52％Ag，0.26％Mn，0.17％Zr，余量为铝。在510℃进行固溶处理，水淬，经过2％矫直变形，然后在200℃时效30分钟，随之在低温165℃时效20小时。经过该处理后的室温下的力学性能指标见表2：抗拉强度为498MPa，屈服强度为475MPa，延伸率为8.8％；250℃拉伸的力学性能：抗拉强度为307MPa，屈服强度为300MPa，延伸率为12.6％；300℃拉伸的力学性能：抗拉强度为206MPa，屈服强度为201MPa，延伸率为13.7％。从表2可以看出，合金2双级时效处理的室温和高温拉伸性能明显优于合金165℃和200℃单级时效峰值。

表2

实施例3；

合金3成分为：4.87％Cu，0.81％Mg，1.2％Ag，0.27％Mn，0.14％Zr，余量为铝。在505℃进行固溶处理并水淬，经过6％矫直变形，然后在205℃时效5分钟，随之在低温185℃时效6小时。经过该处理后的室温下的力学性能指标见表3：抗拉强度为559MPa，屈服强度为545MPa，延伸率为8.9％；250℃拉伸的力学性能：抗拉强度为364MPa，屈服强度为357MPa，延伸率为9.6％；300℃拉伸的力学性能：抗拉强度为217MPa，屈服强度为213MPa，延伸率为10.2％。从表3可以看出，合金3双级时效处理的室温和高温拉伸性能高于合金185℃和200℃单级时效峰值。

表3