專利名稱：一種使鋁合金獲得高熱穩(wěn)定性抗疲勞微結(jié)構(gòu)的處理方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種鋁合金的處理方法，特別是涉及一種使鋁合金獲得高熱穩(wěn)定性高強(qiáng)抗疲勞微結(jié)構(gòu)的處理方法。
背景技術(shù)：
低Cu/Mg比的Al-Cu-Mg合金由于具有中等強(qiáng)度，良好的韌性和優(yōu)異的疲勞性能而在航空航天中有著廣泛的應(yīng)用。該系列合金的時效析出序列為GPB區(qū)，S′相，S相。根據(jù)不同的使用條件，合金的熱處理狀態(tài)也不一樣，這樣合金中的微觀組織狀態(tài)也不一樣。作為耐損傷構(gòu)件的合金，其使用的時效狀態(tài)一般為自然時效態(tài)，也就是說合金的微觀組織處于時效析出的GPB區(qū)階段。文獻(xiàn)研究表明，由于具有高的層錯能，發(fā)生在純鋁合金多個滑移系中的滑移是不可回復(fù)的。而在Al-Cu-Mg合金中，自然時效或者人工時效初期形成的溶質(zhì)原子偏聚團(tuán)能夠使滑移集中到一個平面上去，因此這一類型的滑移將有利于循環(huán)加載過程中變形的回復(fù)，從而減少疲勞損壞。然而當(dāng)溶質(zhì)原子偏聚團(tuán)回溶或者進(jìn)一步析出成很難切割或者不可切割的第二相粒子，平面滑移開始變得均勻而且不可回復(fù)，這將有利于疲勞裂紋的擴(kuò)展。因此，GPB區(qū)強(qiáng)化的Al-Cu-Mg合金有著優(yōu)異的疲勞性能，各種耐疲勞合金特別是2×24鋁合金一般都在自然時效狀態(tài)下使用而GPB區(qū)一般被認(rèn)為是Al-Cu-Mg合金的主要抗疲勞微組織。但是各種耐疲勞損傷構(gòu)件在服役過程中不但要受到循環(huán)力的作用，同時構(gòu)件由于與空氣摩擦而發(fā)熱，從而暴露在熱環(huán)境中。有研究表明，人工時效或長期的熱暴露會使自然時效合金中析出平衡相，平衡相一般很難被位錯切割，這樣使得合金在循環(huán)變形過程中位錯很難回復(fù)運(yùn)動而且造成疲勞裂紋尖端變形均勻因此會加速疲勞裂紋擴(kuò)展。因此如何減緩抗疲勞微組織的退化，提高疲勞組織的熱穩(wěn)定性成為急需解決的問題。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明所要解決的技術(shù)問題是提供一種通過合適的熱處理工藝使Al-Cu-Mg合金獲得較大尺寸的GPB區(qū)強(qiáng)化組織，從而使合金具有優(yōu)異的抗疲勞性能，同時延緩疲勞性能在長時間熱暴露過程中的退化的使鋁合金獲得高熱穩(wěn)定性抗疲勞微結(jié)構(gòu)的處理方法。
為了解決上述技術(shù)問題，本發(fā)明提供的使鋁合金獲得高熱穩(wěn)定性抗疲勞微結(jié)構(gòu)的處理方法，將鋁合金板材在490℃-500℃進(jìn)行固溶處理并水淬，然后在170℃-200℃之間進(jìn)行人工時效20～60分鐘。使合金中獲得GPB區(qū)強(qiáng)化組織，并且合金的強(qiáng)大和T351狀態(tài)強(qiáng)度基本相同。但是本發(fā)明處理鋁合金的疲勞性能和熱穩(wěn)定性能要高于T351狀態(tài)。
由于人工時效處理獲得的GPB區(qū)尺寸大于T351處理獲得的GPB區(qū)尺寸，而且由于S’相的析出是由GPB區(qū)的回溶來提供溶質(zhì)原子的，所以在熱暴露過程中，尺寸較大的GPB區(qū)比尺寸較小的GPB區(qū)較難回溶而穩(wěn)定高；而在疲勞過程中，尺寸較大的GPB區(qū)在往復(fù)運(yùn)動的位錯作用下比尺寸較小的GPB區(qū)也要難回溶，因此人工時效后的合金不容易發(fā)生循環(huán)軟化而使得合金的疲勞性能高于T351處理的合金。
本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)和積極效果1、本處理方法得到的合金的疲勞裂紋擴(kuò)展速率比目前常用的T351處理狀態(tài)低。
2、經(jīng)過長時間的熱暴露后，本處理方法得到的合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率比目前常用的T351處理狀態(tài)低。
3、本處理方法得到的合金的拉伸性能在熱暴露過程中要比T351獲得的合金的拉伸性能要穩(wěn)定。
綜上所述，本發(fā)明是一種通過合適的熱處理工藝使Al-Cu-Mg合金獲得較大尺寸的GPB區(qū)強(qiáng)化組織，從而使合金具有優(yōu)異的抗疲勞性能，同時延緩疲勞性能在長時間熱暴露過程中的退化的使鋁合金獲得高熱穩(wěn)定性抗疲勞微結(jié)構(gòu)的處理方法。


圖1是不同時效處理后的2524合金經(jīng)過135℃不同熱暴露時間后的力學(xué)性能示意圖；圖2是不同時效處理后的2524合金經(jīng)過100℃不同熱暴露時間后的力學(xué)性能示意圖；圖3是不同時效處理后的2524合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率示意圖。
具體實(shí)施例方式
下面結(jié)合附圖和具體實(shí)施例對本發(fā)明作進(jìn)一步說明。
實(shí)施例1將合金成分為4.0％Cu，1.2％Mg，0.6％Mn，0.2％Ti，余量為Al的2524鋁合金板材在490℃固溶1小時并水淬，然后在170℃時效50分鐘。經(jīng)過該處理后在室溫下的力學(xué)性能抗拉強(qiáng)為462MPa，屈服強(qiáng)度為326MPa，延伸率為27％；經(jīng)過135℃/1000小時的熱暴露后合金的抗拉強(qiáng)度為472MPa，屈服強(qiáng)度為410MPa，延伸率為14％；經(jīng)過100℃/2000小時的熱暴露后合金的抗拉強(qiáng)度為484MPa，屈服強(qiáng)度為333MPa，延伸率為19％。該處理方法原始態(tài)合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率低于T351態(tài)合金；熱暴露后該處理方法處理的合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率仍低于經(jīng)過熱暴露的T351處理合金。
實(shí)施例2將合金成分為4.0％Cu，1.2％Mg，0.6％Mn，0.2％Ti，余量為Al的鋁合金板材在500℃固溶1.5小時并水淬，然后在185℃時效30分鐘。經(jīng)過該處理后在的力學(xué)性能室溫下合金的抗拉強(qiáng)為461MPa，屈服強(qiáng)度為333MPa，延伸率為26.8％；經(jīng)過135℃/1000小時的熱暴露后室溫下合金的抗拉強(qiáng)度為470.9MPa，屈服強(qiáng)度為409MPa，延伸率為15.8％；經(jīng)過100℃/2000小時的熱暴露后室溫下合金的抗拉強(qiáng)度為484MPa，屈服強(qiáng)度為333MPa，延伸率為22％。該處理方法原始態(tài)合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率低于T351態(tài)合金；熱暴露后該處理方法處理的合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率仍低于經(jīng)過熱暴露的T351處理合金。
實(shí)施例3將合金成分為4.0％Cu，1.2％Mg，0.6％Mn，0.2％Ti，余量為Al的鋁合金板材在500℃固溶1小時并水淬，然后在200℃時效30分鐘。經(jīng)過該處理后在的力學(xué)性能室溫下合金的抗拉強(qiáng)為466MPa，屈服強(qiáng)度為344MPa，延伸率為25.2％；經(jīng)過135℃/1000小時的熱暴露后室溫下合金的抗拉強(qiáng)度為468MPa，屈服強(qiáng)度為398MPa，延伸率為15.4％；經(jīng)過100℃/2000小時的熱暴露后室溫下合金的抗拉強(qiáng)度為510MPa，屈服強(qiáng)度為384MPa，延伸率為21％。該處理方法原始態(tài)合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率低于T351態(tài)合金；熱暴露后該處理方法處理的合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率仍低于經(jīng)過熱暴露的T351處理合金。
實(shí)施例4將合金成分為4.0％Cu，1.2％Mg，0.6％Mn，0.2％Ti，余量為Al的鋁合金板材在490℃固溶2小時并水淬，然后在170℃時效20分鐘。并在135℃和100℃熱暴露不同的時間。經(jīng)過該處理后在的力學(xué)性能室溫下合金的抗拉強(qiáng)為460MPa，屈服強(qiáng)度為335MPa，延伸率為26.2％；經(jīng)過135℃/1000小時的熱暴露后室溫下合金的抗拉強(qiáng)度為478MPa，屈服強(qiáng)度為398MPa，延伸率為16.4％；經(jīng)過100℃/2000小時的熱暴露后室溫下合金的抗拉強(qiáng)度為505MPa，屈服強(qiáng)度為370MPa，延伸率為20％。該處理方法原始態(tài)合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率低于T351態(tài)合金；熱暴露后該處理方法處理的合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率仍低于經(jīng)過熱暴露的T351處理合金。
實(shí)施例5將合金成分為4.0％Cu，1.2％Mg，0.6％Mn，0.2％Ti，余量為Al的鋁合金板材在490℃固溶0.5小時并水淬，然后在185℃時效50分鐘。經(jīng)過該處理后在的力學(xué)性能室溫下合金的抗拉強(qiáng)470MPa，屈服強(qiáng)度為348MPa，延伸率為24.3％；經(jīng)過135℃/1000小時的熱暴露后室溫下合金的抗拉強(qiáng)度為478MPa，屈服強(qiáng)度為401MPa，延伸率為15％；經(jīng)過100℃/2000小時的熱暴露后室溫下合金的抗拉強(qiáng)度為515MPa，屈服強(qiáng)度為387MPa，延伸率為20％。該處理方法原始態(tài)合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率低于T351態(tài)合金；熱暴露后該處理方法處理的合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率仍低于經(jīng)過熱暴露的T351處理合金。
實(shí)施例6將合金成分為4.0％Cu，1.2％Mg，0.6％Mn，0.2％Ti，余量為Al的鋁合金板材在490℃固溶2小時并水淬，然后在200℃時效40分鐘。經(jīng)過該處理后在的力學(xué)性能室溫下合金的抗拉強(qiáng)為460MPa，屈服強(qiáng)度為341MPa，延伸率為25.1％；經(jīng)過135℃/1000小時的熱暴露后室溫下合金的抗拉強(qiáng)度為468MPa，屈服強(qiáng)度為398MPa，延伸率為15.4％；經(jīng)過100℃/2000小時的熱暴露后室溫下合金的抗拉強(qiáng)度為510MPa，屈服強(qiáng)度為384MPa，延伸率為21％。該處理方法原始態(tài)合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率低于T351態(tài)合金；熱暴露后該處理方法處理的合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率仍低于經(jīng)過熱暴露的T351處理合金。
以上實(shí)施例的性能參見圖1、圖2和圖3。
參比例T351處理后合金的力學(xué)性能室溫下合金的抗拉強(qiáng)為471MPa，屈服強(qiáng)度為374MPa，延伸率為20.9％；經(jīng)過135℃/1000小時的熱暴露后室溫下合金的抗拉強(qiáng)度為514MPa，屈服強(qiáng)度為506MPa，延伸率為7.8％；經(jīng)過100℃熱/2000小時的熱暴露后室溫下合金的抗拉強(qiáng)度為486.2MPa，屈服強(qiáng)度為399.8MPa，延伸率為21％。
權(quán)利要求
一種使鋁合金獲得高熱穩(wěn)定性抗疲勞微結(jié)構(gòu)的處理方法，將鋁合金板材在490℃-500℃進(jìn)行固溶處理并水淬，然后進(jìn)行人工時效處理，其特征是所述的人工時效處理是在170℃-200℃之間進(jìn)行人工時效20～60分鐘。
全文摘要
本發(fā)明公開了一種使鋁合金獲得高熱穩(wěn)定性抗疲勞微結(jié)構(gòu)的處理方法，將鋁合金板材在490℃－500℃進(jìn)行固溶處理，然后進(jìn)行人工時效處理，所述的人工時效處理是在170℃－200℃之間進(jìn)行人工時效20～60分鐘。本發(fā)明是一種通過合適的熱處理工藝使Al－Cu－Mg合金獲得較大尺寸的GPB區(qū)強(qiáng)化組織，從而使合金具有優(yōu)異的抗疲勞性能，同時延緩疲勞性能在長時間熱暴露過程中的退化的使鋁合金獲得高熱穩(wěn)定性抗疲勞微結(jié)構(gòu)的處理方法。
文檔編號C22F1/04GK101082115SQ20071003500
公開日2007年12月5日 申請日期2007年5月25日 優(yōu)先權(quán)日2007年5月25日
發(fā)明者劉志義, 劉延斌, 李云濤 申請人:中南大學(xué)