一种增材制造Al-Mg-Zn-Mn-Sc-Zr合金的热处理方法

本发明涉及增材制造铝合金，具体涉及一种增材制造al-mg-zn-mn-sc-zr合金的热处理方法。

背景技术：

1、al-mg-mn-sc-zr铝合金是一种广泛应用的增材制造高强度铝合金，该合金最早由空客公司开发并名册专利，命名为scalmalloy，其成分一般为al-4.66mg-0.5mn-0.66sc-0.34zr，该合金在增材制造成形后的主要热处理工艺为退火。一方面，在325℃~350℃退火处理4至10小时，在基体中可析出al3(sc、zr)粒子，使其强度达到峰值，通过优化的增材制造工艺结合退火处理，其屈服强度、抗拉强度、断后伸长率可分别达到480mpa，520mpa，7%以上。另一方面，通过该退火工艺可以有效去除增材制造中产生的残余应力，有利于后续的精加工。

2、al-mg-zn-mn-sc-zr属于al-mg-mn-sc-zr的改性合金，得益于zn元素的加入，该系合金可以在热处理过程中生成almgzn相（t相），可通过热处理调控使合金获得强度提升。大量的现有技术表明：t相发生脱溶析出的温度在100℃~160℃，在200℃~250℃时t相发生严重粗化，在300℃及更高的温度区间时，t相已部分回溶基体，而al3(sc、zr)相的脱溶析出温度一般为325℃~350℃。因此，增材制造al-mg-zn-mn-sc-zr合金的热处理方法主要有以下三种：①直接进行（100℃~160℃）人工低温时效；②（450℃~490℃）充分固溶+（100℃~160℃）人工低温时效 ③直接进行（325℃~350℃）退火。其中，第①种和第②种热处理方法主要依靠t相强化基体，第③种方法主要依靠al3(sc、zr)相强化基体。

技术实现思路

1、现有技术很难通过热处理调控实现t相和al3(sc、zr)相的协同强化，使合金强度获得充分提升。在热处理过程中，当温度达到100℃~160℃，t相脱溶析出，而sc、zr元素仍溶于基体。随着温度达到325℃~350℃，当al3(sc、zr)相发生脱溶析出时，t相因温度过高已部分回溶于基体。因此，如何实现t相与al3(sc、zr)相的协同强化是待解决的问题。

2、为了改善现有技术的不足，本发明提供了一种增材制造al-mg-zn-mn-sc-zr合金热处理方法，实现了弥散t相和al3(sc、zr)相的协同强化，该工艺的调控后的合金强度相比于现有工艺进一步提升。

3、为实现上述目的，本发明采用以下技术方案：

4、一种增材制造al-mg-zn-mn-sc-zr合金热处理方法，其工艺路线如图1所示，所述方法包括如下步骤：

5、（1）将增材制造后的al-mg-zn-mn-sc-zr合金进行380℃~420℃退火后室温水淬火。（2）对淬火后的合金进行110℃~160℃人工峰时效。

6、根据本发明的实施方式，所述热处理方法应用于增材制造高强度al-mg-zn-mn-sc-zr合金。

7、根据本发明的实施方式，所述步骤（1）中，退火温度为380℃~420℃，例如为380℃、390℃、400℃、410℃或420℃。

8、根据本发明的实施方式，所述步骤（1）中，所述al-mg-zn-mn-sc-zr合金的成分范围为mg 4.0~8.0wt.%（如4.0wt.%、5.0wt.%、6.0wt.%、7.0wt.%、8.0wt.%），zn 3.0~6.0wt.%（如3.0wt.%、4.0wt.%、5.0wt.%、6.0wt.%），mn 0.3~1.0wt.% （如0.3wt.%、0.4wt.%、0.5wt.%、0.6wt.%、0.7wt.%、0.8wt.%、0.9wt.%、1.0wt.%），sc 0.5~1.0 wt.%（如0.5wt.%、0.6wt.%、0.7wt.%、0.8wt.%、0.9wt.%、1.0wt.%），zr 0.2~1.0wt.% （如0.2wt.%、0.3wt.%、0.4wt.%、0.5wt.%、0.6wt.%、0.7wt.%、0.8wt.%、0.9wt.%、1.0wt.%），余量为al及不可避免的杂质。

9、优选地，所述al-zn-mg-cu-mn-sc-zr合金的成分范围为mg 5.0~7.5wt.%，zn 3.0~5.5wt.%，mn 0.3~0.6wt.%，sc 0.6~0.8 wt.%，zr 0.3~0.8wt.%，余量为al及不可避免的杂质。

10、根据本发明的实施方式，所述步骤（1）中，增材制造的方法为激光粉末床熔化成形或定向能量沉积成形。

11、根据本发明的实施方式，所述步骤（1）中, 退火的升温速率不低于20℃/min，例如为20℃/min、25℃/min或30℃/min。

12、根据本发明的实施方式，所述步骤（1）中，所述的退火时间为4h~6h，例如为4h、5h或6h。

13、根据本发明的实施方式，所述步骤（2）中，所述的人工时效温度进一步优选为120℃~150℃，例如为120℃、125℃、130℃、135℃、140℃、145℃、150℃。

14、本发明还提供了一种通过上述热处理方法制备得到的al-mg-zn-mn-sc-zr合金。

15、根据本发明的实施方式，所述热处理方法制备得到的al-mg-zn-mn-sc-zr合金屈服强度为500mpa以上，抗拉强度为550mpa以上，断后伸长率在7%以上。

16、有益效果

17、本发明提供了一种增材制造al-mg-zn-mn-sc-zr合金热处理方法，实现了弥散t相和al3(sc、zr)相的协同强化，该工艺调控后的合金强度相比于现有工艺进一步提升。

18、具体地，现有技术认为，增材制造合金的强度提升主要依靠固溶强化、第二相强化和细晶强化。在sc、zr改性铝合金中，al3(sc、zr)粒子的最佳析出峰时效温度在325℃~350℃，而在更高的温度区间380℃~420℃退火通常认为是有害的，因为al3(sc、zr)粒子发生了过时效，同时随着温度升高，细小晶粒会发生合并使晶粒尺寸增大，降低了第二相强化和细晶强化的效果，反而降低了合金强度。

19、此外，t相在300℃以上逐渐回溶于基体，随着热处理温度的升高，t相的固溶效果更佳，最佳固溶温度在450℃~490℃可以实现完全固溶，而过高的固溶温度也会晶粒尺寸显著增加，对强度不利。

20、结合上述因素，本发明通过t相的不完全固溶实现t相与al3(sc、zr)相的协同强化。

21、首先，在增材制造成形结束后，通过快速加热使合金快速到温，对合金进行380℃~420℃的高温退火，使al3(sc、zr)相析出，并使t相实现不完全回溶。在随后的淬火后获得了t相的过饱和固溶体，再进行人工时效使t相析出，从而实现t相与al3(sc、zr)相的协同强化。

22、在325℃~350℃退火虽然能够使al3(sc、zr)粒子更细小弥散，但t相的固溶效果较弱，导致随后的淬火时效强化效果较弱。而在380℃~420℃的高温退火，虽然al3(sc、zr)粒子发生了轻度过时效，强化作用不如峰时效，但仍能起到一定的强化效果，也使t相能够更充分的回溶基体，随后固溶淬火后t相析出，进一步强化合金。在380℃~420℃虽然使晶粒尺寸小幅度增大，但仍能保持细晶强化，结合t相与al3(sc、zr)相的协同强化，可以使合金强度提升。

23、在更高温度的450℃~490℃退火，虽然能够使t相完全固溶，但al3(sc、zr)粒子发生了严重粗化，强化效果有限，合金淬火时效后仅能依靠t相强化。同时，过高的温度区间退火使细小晶粒显著长大，严重削弱了细晶强化效果。

24、综上所述，通过在380℃~420℃的高温退火后室温水淬火，并再次进行人工时效，实现了t相与al3(sc、zr)相的协同强化，使增材制造al-mg-zn-mn-sc-zr合金力学性能获得了进一步提升，高于现有的常规热处理工艺。