CN108103373B - 一种含银Al-Cu-Mg合金及获得高强度P织构的热处理方法 - Google Patents

Abstract

一种含银Al‑Cu‑Mg合金及获得高强度P织构的热处理方法是将Al‑Cu‑Mg‑(Ag)热轧板先经过300‑450℃/60‑240min再结晶退火，再进行480‑510℃/20‑120min固溶淬火处理后，自然时效至少96小时。所述的Al‑Cu‑Mg‑(Ag)合金包括下述组分：Al，Cu，Mg，Ag，Mn，Ti。本发明工艺简单合理，通过加入Ag元素并匹配合适的退火+固溶工艺获得高强度的P织构，使热轧态Al‑Cu‑Mg‑(Ag)合金晶粒中较多的{111}面处在接近于最大外加切应力方向，有利于位错在交变应力下的滑移，缓解应力集中，从而提高抗疲劳性能；再者P晶粒与周围晶粒存在着大的扭转角界面，容易诱发裂纹偏转，导致大的偏转角和粗糙的断裂平面，因此增加裂纹扩展消耗的能量，产生明显的疲劳裂纹闭合效应，降低疲劳裂纹扩展速率，使得合金具有优良的抗疲劳性能，适于工业化应用。

Description

一种含银Al-Cu-Mg合金及获得高强度P织构的热处理方法

技术领域

本发明公开了一种含银Al-Cu-Mg合金及获得高强度P织构的铝合金热处理方法；具体涉及一种含银Al-Cu-Mg合金及获得高强度P织构及优良抗疲劳性能的热处理方法；属于金属材料微合金化及热处理技术领域。

背景技术

Al-Cu-Mg-(Ag)系铝合金是典型的可铸造、焊接、变形及热处理强化铝合金，拥有较高的比强度，良好的韧性和优异的抗疲劳性能，其退火态和时效态板材被广泛应用于航空工业及民用工业等领域，尤其是在航空工业中有着十分重要的地位，是航空工业主要结构材料之一。近几十年来，随着航空领域的不断发展，对飞机的要求越来越高，其服役环境更加恶劣；同时，复合材料的出现又对航空用抗疲劳损伤铝合金产生巨大挑战。因此，如何进一步提高该铝合金抗疲劳性能成为亟需解决的问题。

对于该系航空用铝合金抗疲劳性能的研究，发明人之前主要从合金成分、时效制度及预变形效应等方面进行开展。专利CN101082115A公开一种热处理工艺，可以使低Cu/Mg成分比Al-Cu-Mg合金获得大尺寸的GPB区强化组织，这种组织有利于位错在循环应力作用下往复滑移，减少疲劳损伤，抗疲劳性能较好。专利CN103469037A通过微合金化并采用大变形量挤压破碎第二相粒子，然后预拉伸引入位错作为能量陷阱，控制合适的热处理工艺得到均匀分布的S’相，其抗疲劳性能也较优异。专利CN105734469A采用在时效前进行适量的冷轧预变形，使表面产生一定的压应力层，有效抑制裂纹的形成和扩展。

上述诸多因素的研究并不代表合金疲劳机理研究的全部，我们的研究发现，织构也是影响该系合金疲劳性能的关键因素。发明人之前申请并授权的专利(CN10304596A)公开了一种冷轧板材的热处理工艺，可获得Goss织构强度为6.52的时效板材，其具有较好的抗疲劳性能。发明人的另一个专利(CN10358997A)采用小变形量热轧+一次固溶+大变形量冷轧+二次固溶+自然时效处理获得板材的Goss织构强度为3.72，疲劳性能也相对优异。我们最新的研究发现，除了Goss织构，P织构也能够提高该系合金的抗疲劳性能。但是，Brass等形变织构，因其容易使裂纹发生跨晶界扩展，并且产生应力集中和疲劳积累，不利于提高合金的抗疲劳性能。

由此可见，开发合适的热处理工艺，调控合金基体中各种织构的强度，尽可能消耗Brass等形变织构，最大限度获得高强度的P织构，是提高Al-Cu-Mg-(Ag)系铝合金抗疲劳性能的另一个重要手段。这对于提高该合金的工程使用范围以及商业竞争力具有深远的意义。

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简单、操作方便、流程短的含银Al-Cu-Mg合金及获得高强度P织构的热处理方法。采用本发明可获得高强度P织构且有效提高Al-Cu-Mg-(Ag)系铝合金抗疲劳性能。

本发明一种含银Al-Cu-Mg合金，包括下述组分，按质量百分比组成：

Cu 3.6-4.5％，Mg 1.0-1.8％，Ag 0.3-1.0％，Mn 0.4-1.2％,Ti 0.03-0.15％，余量为Al。

本发明一种含银Al-Cu-Mg合金，所述合金基体中，P织构强度≥3.5；优选为P织构强度≥4.0；更优选为P织构强度≥4.39。

本发明一种含银Al-Cu-Mg合金获得高强度P织构的热处理方法，是

将Al-Cu-Mg合金热轧板先经过300-450℃/60-240min再结晶退火后依次进行固溶淬火处理，自然时效处理。

本发明一种含银Al-Cu-Mg合金获得高强度P织构的热处理方法，再结晶退火工艺参数优选为：350-450℃/90-240min；更优选为：380-450℃/120-240min；在进一步优选为：420-450℃/180-240min。

本发明一种含银Al-Cu-Mg合金获得高强度P织构的热处理方法，所述Al-Cu-Mg热轧板的材料由下述组分按重量百分比组成:

Cu 3.6-4.5％，Mg 1.0-1.8％，Ag 0.3-1.0％，Mn 0.4-1.2％,Ti 0.03-0.15％，余量为Al。

本发明一种含银Al-Cu-Mg合金获得高强度P织构的热处理方法，所述固溶工艺制度为：480-510℃/20-120min，优选为490-510℃/40-120min，进一步优选为490-505℃/60-100min。

本发明一种含银Al-Cu-Mg合金获得高强度P织构的热处理方法，所述自然时效工艺为:室温下放置至少96h。

本发明一种含银Al-Cu-Mg合金获得高强度P织构的热处理方法，制备的铝合金板材的抗拉强度为456-474MPa，屈服强度为289-314MPa，延伸率为19.7-25.9％，抗疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2，da/dN＝1.49×10^-3-5.74×10^-3mm/cycle。

本发明的机理及优点简述如下:

本发明采用上述工艺，将Al-Cu-Mg-(Ag)热轧板先经过300-450℃/60-240min再结晶退火，再进行480-510℃/20-120min固溶淬火处理后，自然时效至少96小时。

发明人的研究发现：通过添加Ag元素的手段，提高合金的层错能，在热轧过程中有利于位错交滑移，容易获得高的Copper、Brass等形变织构；热轧板在退火的初期阶段，热轧Copper、S织构会在一定程度上转变为Brass织构,达到暂时强化Brass织构组分的目的；在退火的中、后期，业内通常认为：Goss晶粒容易在Brass基体上形核并长大，强化的Brass织构组分可以更大程度的转变为Goss织构。但是，发明人的最新研究发现，P晶粒在退火过程中也是以消耗Brass晶粒而形核长大，与Goss晶粒存在相互竞争生长的关系。其原理是：与前人发现的Goss晶粒{011}<100>取向与Brass晶粒{011}<112>取向存在35°<110>晶体学位向关系一样，P晶粒{011}<122>取向与Brass晶粒{011}<112>取向也存在35°<110>晶体学位向关系，具有最低能量取向关系。随后，发明人的研究还发现，这种竞争生长的关系受再结晶退火温度影响，温度较低时有利于Goss晶粒生长，温度较高时则有利于P晶粒生长。因此，发明人通过选择合理的退火温度，实现了促进P晶粒在Brass基体上的择优生长，提高P织构组分含量。

而P、Brass等织构组分的强弱则直接关系到材料的抗疲劳性能。一方面高强度的P织构晶粒取向使合金晶粒中较多的{111}面处在接近于最大外加切应力方向，有利于位错在交变应力下的滑移，促进疲劳裂纹尖端驻留滑移带的形成，缓解应力集中，降低疲劳损伤，防止二次开裂，从而提高材料的抗疲劳性能；另一方面P晶粒与周围晶粒存在着大的扭转角界面，容易诱发裂纹偏转，导致大的偏转角和粗糙的断裂平面，因此增加裂纹扩展消耗的能量，并产生明显的裂纹闭合效应，降低疲劳裂纹扩展速率。与此相反，Brass织构晶粒中的{111}面大多远离最大外加切应力方向，容易产生应力集中和疲劳积累促进裂纹扩展，降低抗疲劳性能。退火后再经过合理的固溶淬火处理，能够进一步消耗Brass织构组分，从而获得更高的P织构强度。

综上所述，本发明工艺简单合理。对热轧板进行300-450℃/60-240min再结晶退火处理，促进P晶粒在Brass基体上择优形核并生长，达到增强P织构，消耗Brass基体组分的目的；然后480-510℃/20-120min固溶淬火处理，进一步提高P织构强度。使Al-Cu-Mg-(Ag)合金具有优良抗疲劳性能，适于工业化应用。

附图说明

附图1是本发明实施例1所得板材的织构取向分布函数图。

附图2是本发明实施例2所得板材的织构取向分布函数图。

附图3是本发明实施例3所得板材的织构取向分布函数图。

附图4是本发明实施例4所得板材的织构取向分布函数图。

附图5是本发明对比例1所得板材的织构取向分布函数图。

附图6是本发明对比例2所得板材的织构取向分布函数图。

附图7是本发明对比例3所得板材的织构取向分布函数图。

附图8是本发明对比例4所得板材的织构取向分布函数图。

附图9是本发明对比例5所得板材的织构取向分布函数图。

附图10是本发明实施例4及对比例2板材的疲劳裂纹扩展速率曲线(da/dN-ΔK)。

附图11是本发明实施例3及对比例1板材的疲劳裂纹扩展速率曲线(da/dN-ΔK)。

附图12是本发明实施例2及对比例3板材的疲劳裂纹扩展速率曲线(da/dN-ΔK)。

附图13是本发明实施例1及对比例4板材的疲劳裂纹扩展速率曲线(da/dN-ΔK)。

附图14是本发明对比例5板材的疲劳裂纹扩展速率曲线(da/dN-ΔK)。

从图1中可以看出：热轧板材进行300℃/240min再结晶退火处理，继而进行510℃/20min固溶淬火处理，时效后，板材基体组织中主要织构类型及强度如下：P：2.71；Goss：2.17；Brass：2.17；

从图2中可以看出：热轧板材进行350℃/180min再结晶退火处理，继而进行500℃/50min固溶淬火处理，时效后，板材基体组织中主要织构类型及强度如下：P：3.78；Goss：4.53；Brass：3.02；

从图3中可以看出：热轧板材进行400℃/120min再结晶退火处理，继而进行490℃/80min固溶淬火处理，时效后，板材基体组织中主要织构类型及强度如下：P：4.39；Goss：5.27；Brass：1.74；

从图4中可以看出：热轧板材进行450℃/60min再结晶退火处理，继而进行480℃/120min固溶淬火处理，时效后，板材基体组织中主要织构类型及强度如下：P：8.85；Goss：8.85；Brass：0；

从图5中可以看出：对比例1的热轧板材进行320℃/220min再结晶退火处理,继而进行500℃/30min固溶淬火处理，时效后，板材基体组织中主要织构类型及强度如下：P：0；Goss；2.77；Brass：1.65；

从图6中可以看出：对比例2的热轧板材进行360℃/150min再结晶退火处理,继而进行490℃/100min固溶淬火处理，时效后，板材基体组织中主要织构类型及强度如下：P：3.21；Goss；5.37；Brass：3.21；

从图7中可以看出：对比例3的热轧板材进行400℃/100min再结晶退火处理,继而进行490℃/60min固溶淬火处理，时效后，板材基体组织中主要织构类型及强度如下:P：0；Goss；0；Brass：0；Cube:11.75；

从图8中可以看出：对比例4的热轧板材进行440℃/60min再结晶退火处理,继而进行490℃/90min固溶淬火处理，时效后，板材呈现随机织构的特征。

从图9中可以看出：对比例5热轧板材直接进行490℃/100min固溶淬火处理，时效后，板材基体组织中主要织构类型及强度如下：P：2.66；Goss：2.13；Brass：3.20；

结合附图1-8中可以看出：实施例1-4中银元素的加入有利于P织构的形成，银含量较高并匹配较高的再结晶退火温度，得到的P织构强度更高。对比例1-4没有加入银元素，在较低的温度下退火倾向于形成Goss织构，在较高的温度下则容易形成Cube织构，甚至是随机织构。

结合附图10-13可以看出:Goss织构和P织构都能够提高合金的抗疲劳性能，并且板材中所含的Goss织构和P织构强度越高，其抗疲劳性能越好。因此，为了提高实施例合金的抗疲劳性能，应该采用较高温度再结晶退火；反之，为了提高对比例合金的抗疲劳性能，应该采用较低温度再结晶退火。另外在织构强度相差不大时，P织构提高合金抗疲劳性能的效果更好。

比较附图1-4(依次为P：2.71；P：3.78；P：4.39；P：8.85；)与附图9(P：2.66)中织构强度，可以看出，相比于直接进行固溶处理，先经过再结晶退火处理可以显著的提高P织构的强度。从300-450℃，随着退火温度的提高，P织构的强度明显提高，同时Brass织构的强度降低。实施例4对热轧板材进行450℃/60min再结晶退火处理后,再进行480℃/120min固溶淬火处理，可以获得高强度的P织构，且Brass织构完全消失。

结合附图10-14可以发现:实施例1-4的裂纹扩展速率都低于对比例5。其中实施例4的P织构强度最高，裂纹扩展速率最低，具有优异的抗疲劳性能。

具体实施方式

实施例1

合金1的成分为：3.6％Cu，1.2％Mg，0.5％Ag，0.7％Mn，0.03％Ti，余量为Al。热轧板在300℃再结晶退火240分钟后，在510℃下固溶20min，并水淬，后自然时效处理96h所得时效板的拉伸性能为：抗拉强度为474MPa，屈服强度为302MPa，延伸率为19.7％，抗疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2,da/dN＝5.74×10^-3mm/cycle。

实施例2

合金2的成分为：4.0％Cu，1.0％Mg，0.8％Ag，0.4％Mn，0.08％Ti，余量为Al。热轧板在350℃再结晶退火180分钟后，在500℃下固溶50min，并水淬，后自然时效处理96h所得时效板的拉伸性能为：抗拉强度为469MPa，屈服强度为314MPa，延伸率为22.5％，抗疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2,da/dN＝3.84×10^-3mm/cycle。

实施例3

合金3的成分为：4.5％Cu，1.8％Mg，0.3％Ag，1.2％Mn，0.15％Ti，余量为Al。热轧板在400℃再结晶退火120分钟后，在490℃下固溶80min，并水淬，后自然时效处理96h所得时效板的拉伸性能为：抗拉强度为460MPa，屈服强度为295MPa，延伸率为23.2％，抗疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2,da/dN＝2.46×10^-3mm/cycle。

实施例4

合金4的成分为：4.2％Cu，1.4％Mg，1.0％Ag，0.9％Mn，0.07％Ti，余量为Al。热轧板在450℃再结晶退火60分钟后，在480℃下固溶120min，并水淬，后自然时效处理96h所得时效板的拉伸性能为：抗拉强度为456MPa，屈服强度为289MPa，延伸率为25.9％，抗疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2,da/dN＝1.49×10^-3mm/cycle。

对比例1

合金5的成分为：3.8％Cu，1.5％Mg，0.5％Mn，0.06％Ti，余量为Al。热轧板在320℃再结晶退火220分钟后，在500℃下固溶30min，并水淬，后自然时效处理96h所得时效板的拉伸性能为：抗拉强度为456MPa，屈服强度为317MPa，延伸率为22.3％，抗疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2,da/dN＝3.43×10^-3mm/cycle。

对比例2

合金6的成分为：3.9％Cu，1.4％Mg，0.8％Mn，0.09％Ti，余量为Al。热轧板在360℃再结晶退火150分钟后，在490℃下固溶100min，并水淬，后自然时效处理96h所得时效板的拉伸性能为：抗拉强度为486MPa，屈服强度为301MPa，延伸率为21.1％，抗疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2,da/dN＝2.12×10^-3mm/cycle。

对比例3

合金7的成分为：4.2％Cu，1.8％Mg，1.0％Mn，0.05％Ti，余量为Al。热轧板在400℃再结晶退火100分钟后，在495℃下固溶60min，并水淬，后自然时效处理96h所得时效板的拉伸性能为：抗拉强度为463MPa，屈服强度为296MPa，延伸率为22.6％，抗疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2,da/dN＝4.63×10^-3mm/cycle。

对比例4

合金8的成分为：4.5％Cu，1.3％Mg，0.45％Mn，0.05％Ti，余量为Al。热轧板在440℃再结晶退火60分钟后，在490℃下固溶90min，并水淬，后自然时效处理96h所得时效板的拉伸性能为：抗拉强度为470MPa，屈服强度为312MPa，延伸率为19.5％，抗疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2,da/dN＝8.73×10^-3mm/cycle。

对比例5

合金9的成分为：4.1％Cu，1.6％Mg，0.7％Ag，0.5％Mn，0.09％Ti，余量为Al。热轧板未经再结晶退火处理，直接在490℃下固溶100min，并水淬，后自然时效处理96h所得时效板的拉伸性能为：抗拉强度为491MPa，屈服强度为337MPa，延伸率为16.4％，抗疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2,da/dN＝7.35×10^-3mm/cycle。

Claims (4)

1.一种含银Al-Cu-Mg合金，包括下述组分，按质量百分比组成： Cu 3.6-4.5%， Mg1.0-1.8%，Ag 0.3-1.0%，Mn 0.4-1.2%, Ti 0.03-0.15%，余量为Al；

所述合金采用以下热处理方法处理：将Al-Cu-Mg合金热轧板先经过420-450℃/60-240min，不含420℃，再结晶退火后依次进行固溶淬火处理，自然时效处理；所述Al-Cu-Mg合金基体中，P织构强度≥ 3.5。

2.根据权利要求1所述的一种含银Al-Cu-Mg合金，其特征在于：所述固溶工艺制度为：480-510℃ /20-120min。

3.根据权利要求2所述的一种含银Al-Cu-Mg合金，其特征在于：所述自然时效工艺为:室温下放置至少96h。

4.根据权利要求3所述的一种含银Al-Cu-Mg合金，其特征在于：制备的铝合金板材的抗拉强度为456-474MPa，屈服强度为289-314MPa，延伸率为19.7-25.9%，抗疲劳性能为：ΔK=30MPam^1/2，da/dN=1.49×10^-3 -5.74×10^-3 mm/cycle。