CN103589977A - 一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的方法 - Google Patents
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Abstract
一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的方法，是将均匀化处理后的铝合金依次进行高温热轧，一次固溶处理，大变形量冷轧，二次固溶处理，自然时效处理。本发明通过热轧前较高温度保温，使得材料在热轧制过程中发生动态再结晶，从而形成较多诸如Goss、Cube等再结晶织构，有利于提高铝合金的抗疲劳性能；冷轧前固溶处理能够极大消除除Fe、Si杂质外的粗大第二相粒子，避免形成高能区域，从而避免不均匀再结晶的形成。进行大变形量冷轧变形，使得合金位错密度大大增加，使合金获得较大储能，增大固溶处理时再结晶形核速率，并形成极为细小的晶粒，进一步提高该铝合金的抗疲劳性能；本发明工艺方法简单，操作方便，节约成本，适于工业化应用。
Description
技术领域
本发明涉及一种Al-Cu-Mg合金的加工方法，特指系一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的方法；属于有色金属加工工艺技术领域。
技术背景
Al-Cu-Mg系合金由于具有中等强度，良好的韧性和优异的抗疲劳性能，是航空航天中广泛应用的沉淀硬化型铝合金，尤其常常作为飞机蒙皮材料应用，在航空领域具有极其重要的地位。然而，近年来复合材料的快速发展给铝合金带来了较大的冲击，因此进一步提高该铝合金疲劳性能具有重要意义。
研究表明，针对该铝合金抗疲劳性能的提高，目前主要开展了诸如合金杂质元素、原子团簇尺寸、预变形、Cu-Mg成分比、过剩相、电场效应等方面研究，已经取得较大的突破。研究表明低的Cu/Mg成分比的Al-Cu-Mg合金具有更为优异的抗疲劳性能。低Cu/Mg成分比的Al-Cu-Mg合金自然时效态下，合金的时效析出处于GPB区的析出阶段。自然时效析出的原子偏聚团簇被证明有利于循环加载过程中位错的往复滑移，从而降低合金的疲劳损伤。此外，过剩相、杂质、温度对原子团簇尺寸，原子偏聚的电场效应以及预变形引入位错对交变应力下滑移的影响等方面也做了相关的研究。
然而，上述诸多研究只是铝合金疲劳性能提高的一些方面。分析表明，合金疲劳性能与交变应力作用下位错往复滑移有直接的关系。位错滑移受到的阻碍越大，疲劳损伤积累越快，扩展速率就会越高。研究表明，位错滑移与合金晶粒的特殊取向有直接关系，具有高斯织构的晶粒可以增大合金的裂纹闭合效应，从而降低裂纹扩展速率。与此相反，诸如黄铜等形变织构容易使裂纹发生垮晶界扩展，不利于提高合金的抗疲劳性能。目前研究表明，通过中间退火、高温固溶等工艺能一定程度上获得高密度的高斯织构，并且同时还能抑制诸如黄铜等变形织构的产生。这些工艺的出现能一定程度上提高该类合金的抗疲劳性能，然而其获得的高斯织构密度总的来说都比较低，还有较大的提升空间。此外这些技术工艺相对来说都较为复杂，需要耗费更多的能源，工业生产极为不便。
如何获得较强高斯织构或者消除（或是最大程度减弱）形变织构是提高该系列铝合金抗疲劳性能的关键所在。因此，开发出合适的铝合金热加工工艺，消除或减弱合金中黄铜织构并获得较强高斯织构，而且同时能够消除合金中的粗大相，减少裂纹萌生几率，是提高该系列铝合金抗疲劳性能的有效途径。将有利于提升该系列铝合金在航空航天领域的应用水平具，具有深远的现实意义。
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、节约成本的提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的方法；以进一步提高现有铝合金材料热处理后的抗疲劳性能。
本发明一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的方法，是将均匀化处理后的Al-Cu-Mg合金依次进行高温热轧，一次固溶处理，大变形量冷轧，二次固溶处理，自然时效处理。
本发明一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的方法，所述高温热轧工艺为：热轧温度430—490℃，保温时间20分钟—4小时，热轧变形量30—60%。
本发明一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的方法，所述一次固溶处理、二次固溶处理工艺均为：固溶温度470—500℃，保温时间5分钟—2小时，水淬。
本发明一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的方法，所述大变形量冷轧工艺为：冷轧变形量50%—90%。
本发明一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的方法，所述二次固溶处理采用盐浴加热。
本发明一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的方法，所述自然时效是在常温下放置50-200小时。
本发明一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的方法，Al-Cu-Mg合金中，各组分质量百分含量为：Cu3.0-4.9%，Mg1.0-1.8%，Mn0.3-1.0，余量为Al。
本发明的机理以及优点简述于下：
本发明通过高温热轧工艺使得合金发生动态再结晶，使得合金在轧制过程中动态再结晶充分完成，从而形成较多诸如Goss、Cube等具有一定取向的再结晶织构。而Goss、Cube等织构的强弱与材料的疲劳性能有直接关系。高斯织构较强的合金，晶粒中较多的{111}面处在或者接近于最大外加切应力方向，有利于位错的往复滑移，使合金更容易产生驻留滑移带，从而增强疲劳裂纹的塑性诱导闭合效应，降低损伤积累，并且促进裂纹偏转，进而降低合金的疲劳裂纹扩展速率，有效提高合金的抗疲劳性能。
采用冷轧前固溶处理，会使得除Fe、Si杂质外的粗大第二相粒子得以回溶，避免高能区域形成，从而有利于消除不均匀再结晶的发生，避免不均匀再结晶的形成；因为不均匀再结晶的形成有利于Brass等形变织构的产生，该织构的存在，疲劳裂纹会发生跨境界扩展，不利于提高疲劳性能。因此冷轧前固溶处理可以进一步提高材料的抗疲劳性能。
随后变形量较大的冷轧，有利于使得材料产生大量位错，位错交互作用增强，容易形成位错塞积、位错交割，形成较大的储能，使得再结晶形核速率加大，形成细小晶粒。疲劳裂纹在细小晶粒下需穿越更多的晶界，阻碍大，裂纹扩展速率较低，有利于疲劳性能的提高。
最后的盐浴高温短时固溶处理，有利于再结晶织构的形成，其某些取向（诸如Goss、Cube）越强，越有利于材料的疲劳性能。
综上所述，本发明工艺简单合理，通过高温热轧和冷轧前固溶等方式，使合金获得高密度的Goss织构和有利于位错往复滑移和促进疲劳裂纹闭合的晶粒分布。使Al-Cu-Mg合金具有更高的抗疲劳性能，适用于工业化应用。
附图说明
附图1是本发明实施例2、3、6、7的疲劳扩展速率曲线
附图2是本发明实施例2采用中温热轧+冷轧后退火+固溶淬火时效工艺处理的金相组织。
附图3是本发明实施例3采用中温热轧+冷轧前固溶+固溶淬火时效工艺处理的金相组织。
附图4是本发明实施例6采用高温热轧+冷轧后退火+固溶淬火时效工艺处理的金相组织。
附图5是本发明实施例7采用高温热轧+冷轧前固溶+固溶淬火时效工艺处理的金相组织。
附图6是本发明实施例2采用中温热轧+冷轧后退火+固溶淬火时效工艺处理的取向分布函数图。
附图7是本发明实施例3采用中温热轧+冷轧前固溶+固溶淬火时效工艺处理的取向分布函数图。
附图8是本发明实施例6采用高温热轧+冷轧后退火+固溶淬火时效工艺处理的取向分布函数图。
附图9是本发明实施例7采用高温热轧+冷轧前固溶+固溶淬火时效工艺处理的取向分布函数图。
图1中：
曲线A为实施例2的疲劳扩展速率曲线，处理工艺为：中温热轧+冷轧后退火+固溶淬火时效；
曲线B为实施例3的疲劳扩展速率曲线，处理工艺为：中温热轧+冷轧前固溶+固溶淬火时效；
曲线C为实施例6的疲劳扩展速率曲线，处理工艺为：高温热轧+冷轧后退火+固溶淬火时效；
曲线D为实施例7的疲劳扩展速率曲线，处理工艺为：高温热轧+冷轧前固溶+固溶淬火时效；
从图1可以看出，本发明提供的经过高温热轧处理的合金相对于中温热轧处理的合金的扩展速率明显较低，合金的断裂韧性和抗疲劳性能得以较大程度提高，如实施例7与实施例3或实施例6与实施例2；
经过冷轧前固溶处理的合金疲劳性能也明显高于冷轧前没有固溶处理的合金，如实施例7与实施例6或实施例3与实施例2。
从图2-5可看出，高温热轧处理的合金相对于中温热轧处理的合金金相组织较为细小，甚至为其他工艺处理下晶粒尺寸的一半左右。一定程度下，晶粒越细小，疲劳裂纹扩展受到阻碍，降低疲劳扩展速率，与此同时细化晶粒使得合金强度提高。
由图6-9可知，经过高温热轧处理的合金高斯织构密度（3.72）得以提高，而黄铜等轧制织构降低，疲劳性能得以提高。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施例对本发明作进一步说明。
本发明实施例1-9处理后的铝合金力学性能见表1。
实施例1
将合金成分为：3.8%Cu，1.0%Mg，0.3%Mn，余量为Al的Al-Cu-Mg合金均匀化后铸锭在430℃保温1小时后直接进行70%变形量的热轧，然后在470℃空气固溶处理1小时水淬后进行80%变形量的冷轧，然后进行470℃盐浴固溶20分钟水淬后自然时效处理。抗拉强度为456MPa，屈服强度为327MPa，延伸率为23%。当应力扩展因子ΔK=33MPa*m1/2时，合金的扩展速率分别为0.00595mm/cycle。
实施例2
将合金成分为：4.4%Cu，1.3%Mg，0.45%Mn，余量为Al的Al-Cu-Mg合金均匀化后铸锭在440℃保温1小时后直接进行70%变形量的热轧，之后进行80%变形量的冷轧，然后进行400℃退火处理1h，之后再次进行490℃盐浴固溶20分钟水淬后自然时效处理。抗拉强度为476MPa，屈服强度为334MPa，延伸率为23.2%。当应力扩展因子ΔK=33MPa*m1/2时，合金的扩展速率分别为0.00335mm/cycle。
实施例3
将合金成分为：4.9%Cu，1.5%Mg，0.8%Mn，余量为Al的Al-Cu-Mg合金均匀化后铸锭在440℃温1小时后直接进行70%变形量的热轧，然后在490℃空气固溶处理1小时水淬后进行80%变形量的冷轧，之后再次进行490℃盐浴固溶20分钟水淬后自然时效处理。抗拉强度为475MPa，屈服强度为331MPa，延伸率为22.3%。当应力扩展因子ΔK=33MPa*m1/2时，合金的扩展速率分别为0.0043mm/cycle。
实施例4
将合金成分为：3.8%Cu，1.8%Mg，1.0%Mn，余量为Al的Al-Cu-Mg合金均匀化后铸锭在450℃保温1小时后直接进行50%变形量的热轧，然后在480℃空气固溶处理1小时水淬后进行90%变形量的冷轧，之后进行480℃盐浴固溶20分钟水淬后自然时效处理。抗拉强度为465MPa，屈服强度为320MPa，延伸率为22%。当应力扩展因子ΔK=33MPa*m1/2时，合金的扩展速率分别为0.0049mm/cycle。
实施例5
将合金成分为：3.8%Cu，1.0%Mg，0.3%Mn，余量为Al的Al-Cu-Mg合金均匀化后铸锭在460℃保温1小时后直接进行50%变形量的热轧，然后在480℃空气固溶处理1小时水淬后进行90%变形量的冷轧，之后进行480℃盐浴固溶20分钟水淬后自然时效处理。抗拉强度为477MPa，屈服强度为330MPa，延伸率为22%。当应力扩展因子ΔK=33MPa*m1/2时，合金的扩展速率分别为0.0055mm/cycle。
实施例6
将合金成分为：3.8%Cu，1.0Mg，0.45%Mn，余量为Al的Al-Cu-Mg合金均匀化后铸锭在490℃时后直接进行50%变形量的热轧，之后进行90%变形量的冷轧，进行400℃退火处理1h，最后进行490℃盐浴固溶20分钟水淬后自然时效处理。抗拉强度为488.5MPa，屈服强度为335MPa，延伸率为25.03%。当应力扩展因子ΔK=33MPa*m1/2时，合金的扩展速率分别为0.0029mm/cycle。
实施例7
将合金成分为：3.8%Cu，1.3%Mg，0.45%Mn，余量为Al的Al-Cu-Mg合金均匀化后铸锭在490℃保温1小时后直接进行50%变形量的热轧，然后在490℃空气固溶处理1小时水淬后进行90%变形量的冷轧，之后进行490℃盐浴固溶20分钟水淬后自然时效处理。抗拉强度为493.6MPa，屈服强度为338MPa，延伸率为24.33%。当应力扩展因子ΔK=33MPa*m1/2时，合金的扩展速率分别为0.00187mm/cycle。
实施例8
将合金成分为：4.5%Cu，1.8Mg，0.9%Mn，余量为Al的Al-Cu-Mg合金均匀化后铸锭在480℃保温1小时后直接进行50%变形量的热轧，然后在470℃空气固溶处理1小时水淬后进行90%变形量的冷轧，之后进行470℃盐浴固溶20分钟水淬后自然时效处理。抗拉强度为480MPa，屈服强度为332MPa，延伸率为25%。当应力扩展因子ΔK=33MPa*m1/2时，合金的扩展速率分别为0.0069mm/cycle。
实施例9
将合金成分为：4.9%Cu，1.8%Mg，1.0%Mn，余量为Al的Al-Cu-Mg合金均匀化后铸锭在490℃保温1小时后直接进行50%变形量的热轧，然后在490℃空气固溶处理1小时水淬后进行90%变形量的冷轧，之后进行490℃盐浴固溶20分钟水淬后自然时效处理。抗拉强度为470MPa，屈服强度为330MPa，延伸率为23%。当应力扩展因子ΔK=33MPa*m1/2时，合金的扩展速率分别为0.0070mm/cycle。
表1本发明合金的力学性能对比
| 实施例 | σb/MPa | σ0.2/MPa | δ/%da/dN（mm/cycle） |
| 实施例1 | 456.0 | 327.0 | 23.0(△K=33MPa*m1/2)0.00595 |
| 实施例2 | 475.0 | 331.0 | 22.3(△K=33MPa*m1/2)0.00335 |
| 实施例3 | 476.0 | 334.0 | 23.2(△K=33MPa*m1/2)0.00432 |
| 实施例4 | 465.0 | 320.0 | 22.0(△K=33MPa*m1/2)0.0049 |
| 实施例5 | 477.0 | 333.0 | 22.0(△K=33MPa*m1/2)0.0055 |
| 实施例6 | 488.5 | 335.0 | 25.3(△K=33MPa*m1/2)0.0029 |
| 实施例7 | 493.6 | 338.0 | 24.3(△K=33MPa*m1/2)0.00187 |
| 实施例8 | 480.0 | 332.0 | 25.0(△K=33MPa*m1/2)0.0069 |
| 实施例9 | 470.0 | 330.0 | 23(△K=33MPa*m1/2)0.0070 |
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的强度，而且明显提高合金的断裂韧性和抗疲劳性能，拓宽其应用范围。
Claims (7)
1.一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的方法，是将均匀化处理后的Al-Cu-Mg合金依次进行高温热轧，一次固溶处理，大变形量冷轧，二次固溶处理，自然时效处理。
2.根据权利要求1所述的一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的方法，其特征在于：所述高温热轧工艺为：热轧温度430—490℃，保温时间20分钟—4小时，热轧变形量30—60%。
3.根据权利要求1所述的一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的方法，其特征在于：所述一次固溶处理、二次固溶处理工艺均为：固溶温度470—500℃，保温时间5分钟—2小时，水淬。
4.根据权利要求1所述的一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的方法，其特征在于：所述大变形量冷轧工艺为：冷轧变形量50%—90%。
5.根据权利要求1所述的一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的方法，其特征在于：所述二次固溶处理采用盐浴加热。
6.根据权利要求1-5任意一项所述的一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的方法，其特征在于：所述自然时效是在常温下放置50-200小时。
7.根据权利要求6所述的一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的方法，其特征在于：Al-Cu-Mg合金中，各组分质量百分含量为：Cu3.0-4.9%，Mg1.0-1.8%，Mn0.3-1.0%，余量为Al。
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| C06 | Publication | ||
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| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| C14 | Grant of patent or utility model | ||
| GR01 | Patent grant |