提高铝合金固溶态预拉伸板抗疲劳性能的热处理工艺

摘要

本发明公开了一种提高铝合金固溶态预拉伸板抗疲劳性能的热处理方法，即将该铝合金板材进行固溶处理，并水淬，经过2-10%预拉伸变形，然后进行人工欠时效或自然时效处理。本发明通过控制Al-Cu-Mg合金固溶态预拉伸板材的时效进程，形成能够被位错切割的原子团簇和G.P区强化粒子，而非常规时效形成的只能被位错绕过的S’过渡强化相。这些能够被位错切割的强化粒子不会妨碍疲劳过程中裂纹尖端区域的位错往复滑移，降低了预拉伸板材在疲劳过程中的损伤积累，提高预拉伸板材的疲劳裂纹扩展抗力。同时人工欠时效还有效降低板材中的位错密度，提高Al-Cu-Mg合金预拉伸板材的塑性和抗疲劳性能。适于工业化生产。

说明书

技术领域：

本发明涉及一种提高铝合金固溶态预拉伸板抗疲劳性能的热处 理工艺，特别是指一种提高Al-Cu-Mg合金固溶态预拉伸板抗疲劳性 能的热处理工艺。属于金属材料热处理技术领域。

背景技术

Al-Cu-Mg系合金由于具有中等强度，良好的韧性，是航空航天 中广泛应用的铝合金。该合金板材固溶淬火后一般采用预拉伸变形来 消除加工过程中产生的残余应力；然后，进行峰值时效，合金以峰值 时效状态应用于实际工程中。固溶淬火后预拉伸变形，可以在合金基 体中引入高密度位错组织、提高合金板材的强度。然而，通常施加预 拉伸变形和峰值时效后，合金板材在强度提高的同时，其塑性和抗疲 劳性能却大幅度下降。而抗疲劳性能是航空铝合金的重要性能参量， 是必须解决的问题。

研究表明，合金在固溶淬火后进行预拉伸变形，可以消除 Al-Cu-Mg合金板材的残余应力，但预拉伸变形同时也引入了高密度 位错组织并产生应变硬化效应。应变硬化效应的出现，提高了合金强 度，但降低了合金的塑性和抗疲劳性能。与此同时，高密度的位错在 随后的峰值时效过程中，成为析出相的形核位置，促进非均匀形核、 提高了形核率。促进析出相的析出无疑将提高合金强度，但这也必然 会降低合金塑性及抗疲劳性能。研究表明，预拉伸变形引入的高密度 位错及弥散的析出相组织，与疲劳裂纹尖端塑性变形区内的滑移位错 发生强烈的交互作用，阻碍了疲劳裂纹前端塑性变形区内的位错往复 滑移运动；众所周知，析出相阻碍交变应力作用下的位错往复滑移的 原因是其不能被位错切割，位错只能绕过而留下位错环，增加了对后 续位错滑移的阻力，加速了合金在交变应力作用下的疲劳损伤累积， 而降低了合金的疲劳裂纹扩展抗力。那么，在保证铝合金预拉伸板强 度的前提下，如何提高其抗疲劳性能？

分析表明，预拉伸变形后进行峰值时效获得的微观组织是S’过 渡强化相，它属于不能被位错切割的强化相，因此，预拉伸变形后进 行峰值时效的Al-Cu-Mg系合金，虽然强度较高，但疲劳裂纹扩展抗 力较低。如何提高Al-Cu-Mg系合金预拉伸板材塑性和抗疲劳性能， 成为业内长期以来希望解决而未能解决的难题。

发明内容

本发明的目的在于针对预拉伸工艺消除Al-Cu-Mg合金板材的残 余应力、提高强度，但降低塑性和疲劳裂纹扩展抗力的技术不足，提 供一种提高铝合金固溶态预拉伸板抗疲劳性能的热处理工艺。本发明 通过控制预拉伸板材时效析出进程，获得可以被位错切割的原子团簇 和G.P.区强化粒子，在保持较高强度的前提下，减小预拉伸板材疲劳 裂纹尖端位错往复滑移的阻力和疲劳损伤积累，提高预拉伸板材塑性 和疲劳裂纹扩展抗力。

本发明提高铝合金固溶态预拉伸板抗疲劳性能的热处理工艺，是 采用下述方案实现的：

将固溶处理并水淬后经过预拉伸变形的铝合金板材进行人工欠 时效或自然时效。

本发明提高铝合金固溶态预拉伸板抗疲劳性能的热处理工艺，所 述人工欠时效工艺参数为：加热温度120-168℃，保温时间30-240分 钟。

本发明提高铝合金固溶态预拉伸板抗疲劳性能的热处理工艺，所 述自然时效工艺参数为：室温下放置至少96小时。

本发明提高铝合金固溶态预拉伸板抗疲劳性能的热处理工艺，铝 合金板材包括下述组分，按重量百分比组成：Cu 3.35-3.85%,Mg  1.40-1.80%,Mn 0.40-0.70%,Zr 0.08-0.16%,Ti0.03-0.07%， Be0.0003-0.0008%，Fe≤0.15%，Si≤0.05%余量为铝。

本发明提高铝合金固溶态预拉伸板抗疲劳性能的热处理工艺，固 溶处理工艺为：485-505℃/0.5-2小时。

本发明提高铝合金固溶态预拉伸板抗疲劳性能的热处理工艺，预 拉伸变形工艺为：固溶后室温拉伸变形2-10%。

本发明机理简述于下：

研究表明，低Cu/Mg比的Al-Cu-Mg合金的时效析出序列为：SSS →原子团簇→G.P.区→S’→S。其中原子团簇和G.P.区粒子是完全可 以被位错切割的强化粒子。这些粒子在强化合金基体的同时，可以被 疲劳裂纹尖端塑性变形区内的滑移位错切割，裂纹尖端塑性变形区内 的位错往复滑移没有受到阻碍，降低了合金的疲劳损伤累积，从而提 高合金的抗疲劳性能。因此，在合金预拉伸变形后，通过控制时效进 程，形成可以被位错切割的原子团簇和G.P.区等强化粒子，是提高 Al-Cu-Mg合金预拉伸板材塑性和抗疲劳性能的关键。这对于提高现 有Al-Cu-Mg合金预拉伸板材的塑性及抗疲劳性能，拓展其应用领域 具有重要的意义。

本发明通过控制Al-Cu-Mg合金预拉伸板材的时效进程，获得了 完全能够被位错切割的强化粒子。同时，在控制时效的进程中，由于 受到外界热激活的作用，预拉伸变形引入的部分位错，会发生正负号 位错抵消的运动，也会通过滑移和攀移至晶界消失，也有一部分位错 会因为大量溶质原子的偏聚和向G.P.区演变引起大量的原子迁移和扩 散，而失去位错的特性。这些因素的结合，导致了合金中实际的位错 密度降低，进而降低对往复滑移位错的阻碍作用及合金的疲劳损伤累 积，提高了合金预拉伸板材的抗疲劳性能。

本发明的优点和积极效果：

本发明针对Al-Cu-Mg合金预拉伸板材时效后的强度高、塑性和 抗疲劳性能差的问题，通过控制预拉伸板材时效析出进程，获得可以 被位错切割的原子团簇和G.P.区强化粒子，在保持较高强度的前提下， 减小预拉伸板材疲劳裂纹尖端位错往复滑移的阻力和疲劳损伤积累， 提高预拉伸板材塑性和疲劳裂纹扩展抗力。相对传统时效工艺，本发 明可以使Al-Cu-Mg合金预拉伸板材的塑性和疲劳裂纹扩展抗力有大 幅度的提高。

本发明将铝合金预拉伸板材的时效温度和时间控制在刚好使原 子团簇的生长保持在G.P区范围内，获得了能够被位错切割、而不影 响疲劳过程中裂纹尖端塑性区内的位错往复滑移的强化微结构组织， 这种不影响位错往复滑移的微结构组织在疲劳过程中能够承受交变 应力驱动位错的往复切割作用，降低疲劳过程中交变应力对预拉伸板 材产生的疲劳损伤积累。

材料热力学理论表明，在预拉伸板材时效过程中，由预拉伸变形 引入的大量位错成为原子团簇偏聚的地方，合金预拉伸板在时效过程 中形成的原子团簇和G.P.区都倾向于偏聚在这些位错处。由于原子团 簇和G.P.区的形成是由于大量的原子迁移和扩散所产生的，大量原子 向位错处的迁移和扩散必然会使得一部分位错失去原有的位错特性。 同时，时效过程中的热激活作用，也会使得合金预拉伸板中的位错发 生正负号位错抵消及消失在晶界中的滑移、攀移运动。这不仅减少了 合金预拉伸板材中的位错密度，也减少了预拉伸板材中位错组织在疲 劳过程中与滑移位错的交互作用，以及由此造成的对预拉伸板材的疲 劳损伤积累。

综上所述，本发明通过研究合金预拉伸板材的时效制度，获得的 时效工艺可以在Al-Cu-Mg合金预拉伸板材中形成能够被位错切割的 原子团簇和G.P.区，以及降低板材中的位错密度，减少板材在疲劳过 程中的损伤积累、提高Al-Cu-Mg合金预拉伸板材的塑性和抗疲劳性 能。适于工业化生产。

附图说明

附图1是实施例2的Al-Cu-Mg合金的自然时效态TEM组织。

附图2是实施例9的Al-Cu-Mg合金的168℃/0.5h人工时效态 TEM组织。

附图3是实施例10的Al-Cu-Mg合金的150℃/1h人工时效态TEM 组织。

附图4是对比例1的Al-Cu-Mg合金的160℃/120h峰值时效态 TEM组织。

附图5是实施例2的Al-Cu-Mg合金预拉伸板材在自然时效态的 疲劳裂纹扩展速率曲线。

附图6是实施例9的Al-Cu-Mg合金预拉伸板材在168℃/0.5h时 效态的疲劳裂纹扩展速率曲线。

附图7是实施例10的Al-Cu-Mg合金预拉伸板材在150℃/1h时 效态的疲劳裂纹扩展速率曲线。

附图8是对比例1的Al-Cu-Mg合金预拉伸板材在160℃/120h峰 值时效态的疲劳裂纹扩展速率曲线。

比较图1、2、3和4可以知道，经过自然时效和短时人工时效处 理后，Al-Cu-Mg合金内是Cu、Mg原子偏聚形成的原子团簇和G.P区， 而峰值时效态处理后的组织是S’过渡强化相。

比较图5、6、7、8可以知道，Al-Cu-Mg预拉伸板材经过短时欠 人工时效或自然时效后，疲劳裂纹扩展速率明显降低。

具体实施方式

实施例1

合金成分为：3.35%Cu,1.40%Mg,0.70%Mn,0.15%Zr,0.03Ti， 0.0003%Be，0.13%Fe,0.04%Si,余量为铝。将其进行如下热处理工艺：

在505℃固溶处理40分钟，经过2%预拉伸变形，然后在室温下 自然时效96小时，板材的力学性能为：抗拉强度为427MPa,屈服强 度为294MPa，延伸率为17.8%；在△K=25MPa*m^1/2时， da/dN=2.0E-03mm/cycle。

实施例2

合金成分为：3.53%Cu,1.60%Mg,0.48%Mn,0.10%Zr,0.05Ti， 0.0006%Be，0.13%Fe,0.04%Si,余量为铝。将其进行如下热处理工艺：

在500℃进行固溶处理1小时并水淬，再经过5%预拉伸变形， 然后在室温下自然时效96小时。经过该处理后的室温下的力学性能： 抗拉强度为424MPa,屈服强度为322.2MPa，延伸率为16.8%；在△ K=25MPa*m^1/2时，da/dN=2.53E-03mm/cycle

实施例3

合金成分为：3.85%Cu,1.47%Mg,0.40%Mn,0.08%Zr,0.07Ti， 0.0008%Be，0.15%Fe,0.05%Si,余量为铝。将其进行如下热处理工艺：

在485℃进行固溶处理2小时并水淬，再经过10%预拉伸变形， 然后在室温下自然时效96小时。经过该处理后的室温下的力学性能： 抗拉强度为439.6MPa,屈服强度为355.9MPa，延伸率为19.0%；在 △K=30MPa*m^1/2时，da/dN=4.83.E-03mm/cycle

实施例4

合金成分为：3.71%Cu,1.58%Mg,0.47%Mn,0.1%Zr,0.06Ti， 0.0004%Be，0.12%Fe,0.05%Si,余量为铝。将其进行如下热处理：

在505℃进行固溶处理1小时并水淬，再经过10%预拉伸变形， 然后在室温下自然时效7天。经过该处理后的室温下的力学性能：抗 拉强度为426.6MPa,屈服强度为345.9MPa，延伸率为14.8%；在△ K=30MPa*m^1/2时，da/dN=4.46E-03mm/cycle

实施例5

合金成分为：3.35%Cu,1.45%Mg,0.40%Mn,0.12%Zr,0.06Ti， 0.0007%Be，0.13%Fe,0.04%Si,余量为铝。将其进行如下热处理工艺：

在485℃进行固溶处理1小时，再经过5%预拉伸变形，然后在 室温下自然时效96小时。经过该处理后的室温下的力学性能：抗拉 强度为446.0MPa,屈服强度为315MPa，延伸率为19.4%；在△ K=25MPa*m^1/2时，da/dN=1.0E-03mm/cycle。

实施例6

合金成分为：3.73%Cu,1.65%Mg,0.58%Mn,0.09%Zr,0.05Ti， 0.0004%Be，0.13%Fe,0.04%Si,余量为铝。将其进行如下热处理工艺：

在495℃进行固溶处理0.5小时，再经过5%预拉伸变形，然后在 室温下自然时效96小时。经过该处理后的室温下的力学性能：抗拉 强度为431.0MPa,屈服强度为343.8MPa，延伸率为18.9%；，在△ K=30MPa*m^1/2时，da/dN=3.56E-03mm/cycle。

实施例7

合金成分为：3.40%Cu,1.47%Mg,0.41%Mn,0.13%Zr,0.05Ti， 0.0006%Be，0.12%Fe,0.03%Si,余量为铝。将其进行如下热处理工艺：

在495℃进行固溶处理1小时，再经过10%预拉伸变形，然后在 室温下自然时效96小时。经过该处理后的室温下的力学性能：抗拉 强度为456.7MPa,屈服强度为356.6MPa，延伸率为19.8%；在△K=30 MPa*m^1/2时，da/dN=3.79E-03mm/cycle。

实施例8

合金成分为：3.71%Cu,1.58%Mg,0.42%Mn,0.10%Zr,0.03Ti， 0.0006%Be，0.12%Fe,0.05%Si,余量为铝。将其进行如下热处理：

在495℃进行固溶处理1小时，再经过10%预拉伸变形，然后在 室温下自然时效96小时。经过该处理后的室温下的力学性能：抗拉 强度为438.3MPa,屈服强度为385.8MPa，延伸率为19.9%；在△ K=30MPa*m^1/2时，da/dN=2.77E-03mm/cycle。

实施例9

合金成分为：3.50%Cu,1.50%Mg,0.52%Mn,0.1%Zr,0.07Ti， 0.0008%Be，0.13%Fe,0.04%Si,余量为铝。将其进行如下热处理工艺：

在505℃进行固溶处理0.5小时，再经过5%预拉伸变形，然后在 168℃时效0.5小时。经过该处理后的室温下的力学性能：抗拉强度 为447.0MPa,屈服强度为362.0MPa，延伸率为20.7%；在△K=30 MPa*m^1/2时，da/dN=2.0E-03mm/cycle。

实施例10

合金成分为：3.60%Cu,1.80%Mg,0.45%Mn,0.11%Zr,0.04Ti， 0.0006%Be，0.13%Fe,0.04%Si,余量为铝。将其进行如下热处理工艺：

在485℃进行固溶处理1.5小时，再经过5%预拉伸变形，然后在 150℃时效1小时。经过该处理后的室温下的力学性能：抗拉强度为 445MPa,屈服强度为367MPa，延伸率为19.7%；在△K=30MPa*m^1/2时，da/dN=2.5E-03mm/cycle。

实施例11

合金成分为：3.55%Cu,1.45%Mg,0.5%Mn,0.12%Zr,0.06Ti， 0.0007%Be，0.13%Fe,0.04%Si,余量为铝。将其进行如下热处理工艺：

在495℃进行固溶处理1小时，再经过5%预拉伸变形，然后在 120℃时效4小时。经过该处理后的室温下的力学性能：抗拉强度为 435MPa,屈服强度为337MPa，延伸率为23.7%；在△K=30MPa*m^1/2时，da/dN=2.25E-03mm/cycle。

对比例1

合金成分为：3.85%Cu,1.75%Mg,0.5%Mn,0.12%Zr,0.06Ti， 0.13%Fe,0.14%Si,余量为铝。将其进行如下热处理工艺：

在495℃进行固溶处理1小时，再经过5%预拉伸变形，然后在 160℃时效120小时。经过该处理后的室温下的力学性能：抗拉强度 为495MPa,屈服强度为437MPa，延伸率为9.0%；在△K=28MPa*m^1/2时，da/dN＞5.0E-03mm/cycle。

表1 本发明合金的力学性能对比

实例 σ_b/MPa σ_0.2/MPa δ/% da/dN（mm/cycle） 实施例1 427.0 294.0 17.8 (△K=25MPa*m^1/2)0.002 实施例2 424.0 322.2 14.8 (△K=25MPa*m^1/2)0.00283 实施例3 439.6 355.9 19.0 (△K=30MPa*m^1/2)0.00483 实施例4 426.6 345.9 14.8 (△K=30MPa*m^1/2)0.00446 实施例5 446.0 315.0 19.4 (△K=25MPa*m^1/2)0.001 实施例6 431.0 343.8 18.9 (△K=30MPa*m^1/2)0.00356 实施例7 456.7 356.6 19.8 (△K=30MPa*m^1/2)0.00379 实施例8 438.3 385.8 19.9 (△K=30MPa*m^1/2)0.00277 实施例9 447.0 362.0 20.7 (△K=30MPa*m^1/2)0.00200 实施例10 445.0 367.0 19.7 (△K=30MPa*m^1/2)0.00250

实施例11 435.0 337.0 23.7 (△K=30MPa*m^1/2)0.00225 对比例1 495.0 437.0 9.0 (△K=27MPa*m^1/2)＞0.0050

从表1可以看出本发明提供的热处理工艺不仅提高了合金预拉 伸板的塑性，而且明显提高合金的抗疲劳性能，拓宽其应用范围。