一种Al-Zn-Mg-Cu系铝合金板材非等温蠕变时效成形方法

一种al-zn-mg-cu系铝合金板材非等温蠕变时效成形方法
技术领域
1.本发明涉及一种al-zn-mg-cu系铝合金板材的非等温蠕变时效成形方法，属于有色金属材料加工工程技术领域。


背景技术：

2.al-zn-mg-cu合金因其高强度而广泛应用于航空航天行业。采用传统的先成形后时效的工艺生产的零部件通常不可避免地存在残余应力。因此，成形、成性一体化的蠕变时效成形方法得到了广泛关注。通过高压或机械夹紧将板材固定到模具上，板材表面与模具紧密贴合，然后加载给定的人工时效温度。在热-力场的作用下，部分弹性变形转变为塑性变形，同时，通过时效硬化提高了机械强度。蠕变时效成形方法是制造大型整体铝合金结构的一种理想的成形方法。由于蠕变时效成形方法的加工流程简单、高效且成形后板材所受的残余应力较小。这种方法已经成功应用于公务机湾流iv/v、b1b和hawk轰炸机以及商用空客飞机 a330/340/380的上翼板蒙皮。
3.根据时效过程中热循环加载方式的不同，蠕变时效成形方法可以分为等温蠕变时效成形方法和非等温蠕变时效成形方法。根据等温步骤的数量，等温蠕变时效成形方法可以进一步分为一步和两步等温蠕变时效成形。一步等温蠕变时效成形方法处理后合金的晶内析出相细小，通过这种方法很容易获得屈服强度较高的合金，然而，由于晶界析出相连续分布，合金的耐腐蚀性能较差。通常采用传统的过时效方法来提高一步等温蠕变时效成形处理合金的耐腐蚀性能，然而长期时效会导致晶内析出相过于粗大，又会降低合金的机械强度。因此，人们提出采用两步等温蠕变时效成形方法来改善合金的耐腐蚀性能。两步等温蠕变时效方法包括一个低温的保温步骤和一个高温的保温步骤。这种方法可以优化合金的晶内析出相，打断晶界析出相的连续分布，在满足优异机械强度的同时提高合金的耐腐蚀性能。但是，两步等温蠕变时效成形方法通常需要保温24小时甚至更长时间。长时间的保温导致生产成本提高。此外，在大型铝合金零部件的生产中，由于表面与心部的温度存在差异，整个零部件上各个部位的温度很难一致。此时，非等温方法更有优势，这种方法更加灵活且热处理效率更高。
4.已有研究表明，非等温时效方法在改善al-zn-mg-cu系铝合金的机械性能和耐腐蚀性能方面具有巨大潜力。基于此，研究者们将非等温时效方法应用于蠕变时效成形技术。国内发明专利公开号为cn109207888a的发明专利提出了一种al-zn-mg-cu系铝合金板材非等温高效蠕变时效成形方法，合金板材固溶处理后，在成形模具上固定，加载，然后按照一定的加热速率升温到时效最高温度，随后立即按照相同的速率冷却到室温。该工艺处理后合金板材可以获得优异的机械性能以及良好的耐腐蚀性能。然而上述方法严格限制了时效过程中的加热和冷却速度，而在实际生产中由于设备等限制，尤其是对于大型零部件，往往难以精确控制冷却速度。因此，急需一种适用于al-zn-mg-cu系铝合金板材蠕变时效成形的新方法，以期在适应实际生产的同时，改善合金的机械性能和耐腐蚀性能。


技术实现要素：

5.本发明的目的在于克服上述现有技术的缺点，提供一种适合al-zn-mg-cu系铝合金板材整体成形的非等温蠕变时效方法，在不降低合金机械强度的同时提高耐腐蚀性能、适应实际生产。
6.本发明目的通过以下技术方案实现：一种al-zn-mg-cu系铝合金板材的非等温蠕变时效成形方法。该方法的具体步骤为：
7.步骤1：对1～4mm厚的al-zn-mg-cu系铝合金板材进行增强固溶处理，增强固溶处理工艺为先在460～480℃的温度条件下保温30～60分钟，后升温至480～500℃再保温30～60 分钟，固溶处理后立即在室温下水淬，板材的转移时间控制在5s内。
8.步骤2：对经步骤1处理后的合金板材进行机械加载，利用螺钉紧固，保证合金表面与模具紧密贴合，模具的曲率半径为1000mm。
9.步骤3：对经步骤2处理后的合金板材进行非等温蠕变时效成形处理，对合金板材和模具整体进行加热，初始炉温为室温，非等温蠕变时效成形的时效最高温度为160～200℃，加热速率为10～40℃/h，由室温25℃加热至时效最高温度后立即停止加热，随炉冷却至50～ 90℃。
10.步骤4：将模具和板材整体取出，从模具中卸载板材，板材空冷至室温。
11.上述方法中，步骤1中，所述al-zn-mg-cu系铝合金板材的厚度优选为2mm。
12.上述方法中，步骤1中，所述增强固溶处理的优选工艺为：先在470℃的温度条件下保温1h，后升温至500℃再保温1h，固溶处理后立即水淬。
13.上述方法中，步骤3中，所述随炉冷却的温度优选50℃。
14.上述方法中，步骤3的优选具体方法为：对经步骤2处理后的合金板材进行非等温蠕变时效成形处理，对合金板材和模具整体进行加热，初始炉温为室温，非等温蠕变时效成形的时效最高温度为80℃，加热速率为20℃/h，由室温25℃加热至时效最高温度后立即停止加热，随炉冷却至50～90℃。
15.本发明在热处理中有以下考虑：通过增强固溶处理，提升合金的过饱和度，为合金中时效强化相的充分形核提供驱动力。非等温蠕变时效处理中，随着加热温度升高，沉淀相形核析出并逐渐长大，合金的机械强度也随之升高。在升温至时效最高温度附近，部分的晶内沉淀相再次溶解到基体中，基体的过饱和度升高，合金的机械强度轻微下降。随后的冷却过程中，在过饱和基体的驱动下，合金中再次形核、析出细小的沉淀相，使得合金的机械强度再次升高。另外，时效最高温度附近，连续的晶界沉淀相的部分溶解到基体中，晶界的连续性被打断，晶界周围的基体的过饱和度增加，在随后的冷却过程中，已经存在的晶界沉淀相长大，同时晶界处的过饱和基体中再次析出细小的沉淀相，合金的耐腐蚀性能提高。这种方法有效地调控了沉淀相的析出行为，在保证合金机械强度的同时，提高了合金的耐腐蚀性能
16.本发明采用以上方案具有以下优点：
17.该发明进行了非等温蠕变时效处理。在时效最高温度附近，晶内和晶界沉淀相部分发生溶解，晶界沉淀相的连续性被打断。随后的随炉冷却过程中沉淀相再次析出，晶界沉淀相依然不连续分布，合金机械强度提升，耐腐蚀性能得到改善。相比于人工时效和其他蠕变时效方法，由于只需要对时效的加热阶段进行控制，该方法操作步骤更加简单，参数调整
更加灵活，更加适应于实际生产，能够在保证al-zn-mg-cu系铝合金强度的同时提高耐腐蚀性能。相比于传统的t6峰时效处理，该方法处理后合金的机械强度没有损失而耐腐蚀性能得到改善，相比于等温蠕变时效方法，该方法的加工时间缩短了50％以上。
18.本发明所指al-zn-mg-cu系铝合金板材的硬度是在显微维氏硬度计(hvs-1000)上采用 200n的力保载15s测试的。拉伸性能是在cmt5105电子万能试验机上以2mm/min的拉伸速度测试的。晶间腐蚀(igc)和剥落腐蚀分别按照astm g110-92和astm g34-01标准进行。晶间腐蚀的图片在dmi 5000金相显微镜(om)上拍摄，剥落腐蚀的图片在fei nova nano 430型扫描电子显微镜(sem)上拍摄，晶内和晶界析出相的微观形貌在talosf200x型透射电镜(tem)上拍摄。
附图说明
19.图1非等温蠕变时效成形工艺流程示意图；
20.图2al-zn-mg-cu系铝合金的tem明场相照片：(a)、(b)为经t6处理的合金板材的晶内和晶界析出相图；(c)、(d)为经本发明处理的合金板材的晶内和晶界析出相图；
21.图3al-zn-mg-cu系铝合金的晶间腐蚀深度的金相图：(a)、(b)为经t6处理的晶间腐蚀深度的金相图和剥落腐蚀的表面sem图；(c)、(d)为经本发明处理的晶间腐蚀深度的金相图和剥落腐蚀的表面sem图。
具体实施方式
22.下面结合实施例对本发明进一步详细的描述，但本发明的实施方式不限于此。
23.本发明是一种al-zn-mg-cu系铝合金板材的非等温蠕变时效成形方法，以表1所示合金成分的al-zn-mg-cu系铝合金为例，详细介绍本发明所涉及的非等温蠕变时效成形方法。
24.表1本发明实例中所用材料的合金成分(wt.％)
[0025][0026]
实施例1
[0027]
a 2mm厚的板材采用固溶处理，470℃保温1h后加热到500℃再保温1h，然后在5s 内进行室温下水淬。随后将板材装夹在曲率为1000mm的模具中进行非等温蠕变时效。非等温蠕变时效加热速率为20℃/h，时效最高温度为160℃。升温至时效最高温度后立即停止加热，板材和模具整体随炉冷却至50℃后取出并卸载，合金板材空冷至室温。
[0028]
实施例2
[0029]
b 2mm厚的板材采用固溶处理，470℃保温1h后加热到500℃再保温1h，然后在5s 内进行室温下水淬。随后将板材装夹在曲率为1000mm的模具中进行非等温蠕变时效。非等温蠕变时效加热速率为20℃/h，时效最高温度为180℃。升温至时效最高温度后立即停止加热，板材和模具整体随炉冷却至50℃后取出并卸载，合金板材空冷至室温。
[0030]
实施例3
[0031]
c 2mm厚的板材采用固溶处理，470℃保温1h后加热到500℃再保温1h，然后在5s 内进行室温下水淬。随后将板材装夹在曲率为1000mm的模具中进行非等温蠕变时效。非等
温蠕变时效加热速率为20℃/h，时效最高温度为200℃。升温至时效最高温度后立即停止加热，板材和模具整体随炉冷却至50℃后取出并卸载，合金板材空冷至室温。
[0032]
实施例4
[0033]
d 2mm厚的板材采用固溶处理，470℃保温1h后加热到500℃再保温1h，然后在5s 内进行室温下水淬。随后将板材装夹在曲率为1000mm的模具中进行非等温蠕变时效。非等温蠕变时效加热速率为10℃/h，时效最高温度为180℃。升温至时效最高温度后立即停止加热，板材和模具整体随炉冷却至50℃后取出并卸载，合金板材空冷至室温。
[0034]
实施例5
[0035]
e 2mm厚的板材采用固溶处理，470℃保温1h后加热到500℃再保温1h，然后在5s 内进行室温下水淬。随后将板材装夹在曲率为1000mm的模具中进行非等温蠕变时效。非等温蠕变时效加热速率为30℃/h，时效最高温度为180℃。升温至时效最高温度后立即停止加热，板材和模具整体随炉冷却至50℃后取出并卸载，合金板材空冷至室温。
[0036]
实施例6
[0037]
f 2mm厚的板材采用固溶处理，470℃保温1h后加热到500℃再保温1h，然后在5s 内进行室温下水淬。随后将板材装夹在曲率为1000mm的模具中进行非等温蠕变时效。非等温蠕变时效加热速率为40℃/h，时效最高温度为180℃。升温至时效最高温度后立即停止加热，板材和模具整体随炉冷却至50℃后取出并卸载，合金板材空冷至室温。
[0038]
对比实施例
[0039]
g 2mm厚的板材采用固溶处理，470℃保温1h后加热到500℃再保温1h，然后在5s 内进行室温下水淬。随后对板材进行t6时效处理，时效温度为120℃，保温时间为24h。停止加热后随炉冷却至50℃取出，合金板材空冷至室温。
[0040]
图2中的(a)和(b)为经t6处理的合金板材的晶内和晶界析出相微观结构图。从图中可以看到，细小的析出相均匀地分布在晶内，而晶界析出相为连续状态；图2中的(c)和(d) 可以看到其晶内析出相密集，粗大和细小的析出相交替分布，这与冷却过程中的二次析出有关，细小的二次析出相会提升合金的强度，另外，其晶界析出相不连续，无沉淀析出区比t6 宽。因此，经过本发明处理后合金板材的机械强度接近于t6方法处理的，而耐腐蚀性能远优于t6处理的(如表2和表3所示)。
[0041]
图2中的(a)和(b)为经t6处理的晶间腐蚀深度的金相图和剥落腐蚀的表面sem图。从图中可以看到，t6方法处理的合金发生了严重的腐蚀，晶间腐蚀深度达到了144.2μm，剥落腐蚀表面的金属层发生了严重剥落，几乎看不到平整的区域；图2中的(c)和(d)为经非等温蠕变时效方法处理的晶间腐蚀深度的金相图和剥落腐蚀的表面sem图，可以看到，合金的晶间腐蚀深度为66.2μm，仅发生了点蚀且腐蚀深度远小于t6方法处理的，合金表面仅有小块的金属层剥落。因此，经过本发明处理后al-zn-mg-cu系铝合金的耐腐蚀性能得到了明显提高。
[0042]
表2给出了本发明实施例中合金的硬度值、抗拉强度值以及晶间腐蚀深度值。表3给出了对比实施例中合金的硬度值、抗拉强度值以及晶间腐蚀深度值。由此可知，合理参数下，本发明的蠕变时效成形方法可以在确保力学性能的同时有效地提高耐腐蚀性能。
[0043]
表2使用本发明实施例中合金的硬度值、抗拉强度值以及晶间腐蚀深度值
[0044][0045]
表3对比实施例中合金的硬度值、抗拉强度值以及晶间腐蚀深度值
[0046][0047]
以上所述实施例为本发明的较佳实施例，但本发明的具体实施方式不受上述实施例的限制，其他本领域技术人员在不背离本发明的精神实质及原则下所作的改变、修饰、简化等都应包含在本发明权利要求书所界定的专利保护范畴之内。
[0048]
应当理解，以上借助优化实施例对本发明的技术方案进行的详细说明是示意性的而非限制性的，不能认定本发明的具体实施方式仅限于此，对于本发明所属技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，对各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特征进行等同替换，都应当视为属于本发明提交的权利要求书确定的专利保护范围。
[0049]
本发明的上述实施例仅仅是为清楚地说明本发明所作的举例，而并非是对本发明的实施方式的限定。对于所属领域的普通技术人员来说，在上述说明的基础上还可以做出其它不同形式的变化或变动。这里无需也无法对所有的实施方式予以穷举。凡在本发明的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换和改进等，均应包含在本发明权利要求的保护范围之内。