实现T77三级时效的热处理方法及航空用铝合金板材与流程

本发明涉及铝合金板材生产领域，且特别涉及一种实现t77三级时效的热处理方法及航空用铝合金板材。

背景技术：

7xxx系铝合金(al-zn-mg-cu)具有高的室温强度和良好的综合性能，是世界各国航空、航天、交通运输等领域不可或缺的结构材料。经过几十年的发展，7xxx系铝合金已先后成功开发出了7050、7055等系列合金，并得到了广泛的应用。随着飞机的大型化和结构件的整体化要求越来越高，对材料各项性能的要求越来越苛刻，例如对于制造大型运输机、客机的机翼壁板需长度达20m以上的要求，不仅要求铝合金具有超高的强度和优良的耐腐蚀性能，更要求优异的抗疲劳性能。这种集综合优异性能于一身的铝合金处理技术是航空领域迫切需要的。

有研究表明，不同热处理工艺可改变该系合金的微观组织结构，从而最终影响合金的力学性能和抗应力腐蚀性能。该系合金为了获得最高的抗拉强度，通常采用t6峰值时效处理方法。但该方法处理的铝合金材料的晶内组织为弥散分布的gp区粒子和η’相，晶界组织为连续分布的η相粒子。由于晶界粒子呈连续分布，导致耐腐蚀性能差。为了提高铝合金抗应力腐蚀性能，过去几十年采取的方法是将铝合金进行两级过时效处理，得到断续分布的晶界粒子，如t73、t74、t76等过时效状态。但是，这些过时效状态在得到断续分布的晶界粒子的同时，也使得晶内强化粒子粗化，造成合金强度下降。近年来开发出的以t77为代表的回归再时效(rra)三级时效处理技术，可以在保持晶内弥散组织的同时，将晶界粒子处理成过时效的断续分布状态，较好地实现了抗拉强度和抗腐蚀性能的协同提高，但有关该类三级时效工艺的具体参数目前尚未公开。

技术实现要素：

本发明的目的在于提供一种实现t77三级时效的热处理方法，使合金充分固溶，形成过饱合固溶体，再使晶内有细小均匀的析出，晶界粗化。

本发明的另一目的在于提供一种航空用铝合金板材，其强度高，耐久性和损伤容限强。

本发明解决其技术问题是采用以下技术方案来实现的。

本发明提出一种实现t77三级时效的热处理方法，其包括以下步骤：

将加热区升温至120-140℃，保温20-30min，再将待时效的铝板送入加热区，进行第一次加热保温20-25h；按重量百分数计，铝板主要由以下合金元素成分组成：zn：5.9％-12.4％；mg：1.6％-2.4％；cu：2.0％-2.6％；mn：0.2％-0.6％；zr：0.05％-0.25％；fe：0.1％-0.6％；si：0.1％-0.6％；余量为al；

将保温区的温度以速率＞3-5℃/min提升至180-195℃，进行第二次加热保温30min-60min；

将加热区的铝板送入淬火区，水淬到室温；

将淬火区的铝板经吹干，送入时效炉进行第三级时效。

进一步地，在本发明较佳实施例中，热处理方法是基于辊底炉实现的，辊底炉包括上料台、加热区、淬火区和出料台，上料台用于放置铝板，并将铝板传送至加热区，出料台用于将淬火区的铝板传送至时效炉。

进一步地，在本发明较佳实施例中，在第一次加热保温过程中，使铝板在加热区左右摆动，摆动范围为2-4m，摆动速度为1-20cm/min。

进一步地，在本发明较佳实施例中，将加热区的铝板送入淬火区的转移时间＜15s。

进一步地，在本发明较佳实施例中，将淬火区的铝板送入时效炉的转移时间＜4h。

进一步地，在本发明较佳实施例中，第三级时效为：升温至120-140℃，保温20-25h。

进一步地，在本发明较佳实施例中，待时效的铝板是按照以下制备方法制得：将铝合金原料熔炼成熔体，铸造熔体形成铝合金铸锭，铝合金铸锭经过双级均匀化处理、热轧处理、双级固溶处理后进行拉伸。

进一步地，在本发明较佳实施例中，热轧处理的方法为：将铝合金铸锭加热至400-450℃，保温1-3h，热连轧至厚度为12-150mm的铝合金板，终轧温度为320℃；

进一步地，在本发明较佳实施例中，拉升铝合金铸锭的拉伸形变量为1.9％-2.1％。

一种航空用铝合金板材，其采用上述的实现t77三级时效的热处理方法制得。

本发明实施例的实现t77三级时效的热处理方法及航空用铝合金板材的有益效果是：本发明实施例的实现t77三级时效的热处理方法是将加热区升温至120-140℃，保温20-30min，再将待时效的铝板送入加热区，进行第一次加热保温20-25h；将保温区的温度以速率＞3-5℃/min提升至180-195℃，进行第二次加热保温30min-60min；将加热区的铝板送入淬火区，水淬到室温；将淬火区的铝板经吹干，送入时效炉进行第三级时效，该实现t77三级时效的热处理方法能使合金充分固溶，形成过饱合固溶体，再使晶内有细小均匀的析出，晶界粗化。制得的航空用铝合金板材的强度高，耐久性和损伤容限强。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，应当理解，以下附图仅示出了本发明的某些实施例，因此不应被看作是对范围的限定，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他相关的附图。

图1为对比例中的合金的金相组织结构示意图；

图2为本发明实施例1提供的航空用铝合金板材的组织结构示意图。

具体实施方式

为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。

下面对本发明实施例的实现t77三级时效的热处理方法及航空用铝合金板材进行具体说明。、

本发明实施例提供一种实现t77三级时效的热处理方法，其包括以下步骤：

s1第一级时效：将加热区升温至120-140℃，保温20-30min，使加热区内的温度更加均匀，再将待时效的铝板送入加热区，进行第一次加热保温20-25h。

在第一次加热保温过程中，可以使铝板在加热区左右摆动，摆动范围为2-4m，摆动速度为1-20cm/min。

s2第二级时效：第一次保温结束后，将保温区的温度以速率＞3-5℃/min快速提升至180-195℃，进行第二次加热保温30min-60min。

s3淬火：第二次保温结束后，将加热区的铝板立即送入淬火区，控制转移时间＜15s，再水淬到室温。

s4第三级时效：将淬火区的铝板经吹干，送入普通时效炉，控制转移时间＜4h，再进行第三级时效，具体制度是：升温至120-140℃，保温20-25h，得到航空用铝合金板材。

本实施例中实现t77三级时效的热处理方法是基于辊底炉实现的，即使在固溶处理的辊底炉里实现，辊底炉由底部辊道运输物料的喷淋式加热和淬火的现代固溶处理的热处理设备，它具有加热快、组织均匀细小、干净、内应力小的固溶处理特点，是航空航天铝板固溶处理的现代设备。辊底炉具体包括上料台、加热区、淬火区(包括硬淬和软淬)和出料台，上料台用于放置铝板，具体是将待时效的铝板吊在上料台上，放置端正，并将铝板传送至加热区，出料台用于将淬火区的铝板传送至时效炉。t77三级时效是包含回归处理的三级时效制度，处理后能保证在合金强度不降低的前提下，合金能保持t73要求的抗蚀性能。

本实施例中，铝板按重量百分数计主要由以下合金元素成分组成：zn：5.9％-12.4％；mg：1.6％-2.4％；cu：2.0％-2.6％；mn：0.2％-0.6％；zr：0.05％-0.25％；fe：0.1％-0.6％；si：0.1％-0.6％；余量为al。该铝板经过上述热处理方法处理后，得到t7751型铝合金板材。

本实施例中，待时效的铝板是按照以下制备方法制得：将铝合金原料熔炼成熔体，铸造熔体形成铝合金铸锭，铝合金铸锭经过双级均匀化处理、热轧处理、双级固溶处理后进行拉伸。

其中，热轧处理的方法为：将铝合金铸锭加热至400-450℃，保温1-3h，热连轧至厚度为12-150mm的铝合金板，终轧温度为320℃。

拉升铝合金铸锭的拉伸形变量为1.9％-2.1％。

在熔炼铝合金原料之后，在铸造熔体之前，还包括对熔体进行多级净化处理，多级净化处理包括：混合气精炼：将熔体转至保温炉内进行炉侧ar和cl2混合气精炼；除气除杂：将熔体经snif除气设备进行熔体除气；然后将30ppi和50ppi的泡沫陶瓷板分别加热至600-750℃，使熔体依次经过30ppi和50ppi的泡沫陶瓷板进行熔体过滤；以及晶粒细化：往熔体中加入变质剂，熔体与变质剂的质量比为100：0.01-0.03。

本发明实施例还提供一种航空用铝合金板材，其采用上述的实现t77三级时效的热处理方法制得。本发明实施例中采用固溶处理的辊底炉进行回归时效，要求在回归淬火过程中冷却速度快，使合金充分固溶，形成过饱合固溶体，再使第三级时效时晶内有细小均匀的析出，晶界粗化，从而得到的航空用铝合金板材的强度高，抗腐蚀性能好。

以下结合实施例对本发明的特征和性能作进一步的详细描述。

实施例1

本实施例提供了一种航空用铝合金板材，其按照以下制备工艺制得：

熔炼：按照7751铝合金的合金元素组成准备原料：zn：10％；mg：2％；cu：2.5％；mn：0.4％；zr：0.1％；fe：0.3％；si：0.3％；余量为al，在720℃的条件下熔炼铝合金原料，当铝合金原材料全部熔化后，加入其它成分，并进行扒渣、调整成分。

铸造：将熔体浇注成铝合金铸锭(480×1560×8650mm)。

双级均匀化处理：将铝合金铸锭以30℃/h的升温速度，升温至460℃，保温25h，继续升温至475℃，保温8h，出炉空冷。

铣面：将铝合金铸锭的膨胀端和浇口端锯切掉，将铸锭上下表面及两侧面进行铣面；铣面能够使铝合金铸锭的表面更光滑，进而提升铝合金铸锭的质量。

热轧处理：将铝合金铸锭加热至400℃，保温3h，然后热轧至厚度12mm铝合金厚板，终轧温度为320℃。

双级固溶处理：将热轧后的铝合金铸锭于460℃下，保温3h，继续升温至475℃，保温2h，立即进行水冷。

拉伸：将双级固溶处理后的铝合金厚板在80mn钳式拉伸机上进行1.8％的预变形，得铝板。

然后，利用辊底炉和普通时效炉，对上述铝板进行热处理，具体过程如下：

将待时效的铝板吊在上料台上，放置端正，将辊底炉的加热区升温至120℃，保温20min，然后将铝板传送入加热区，并让铝板在加热区左右摆动(范围3m，速度15cm/min)，加热保温至20h。

保温结束后，快速(速率为4℃/min)将温度升到180℃，保温60min。

保温结束后，在10s内将加热区的铝板传送到淬火区，水淬到室温。

淬火后的铝板经吹干，出炉后在4h内转移到普通时效炉里进行第三级时效：120℃/25h，得到航空用铝合金板材。

实施例2

本实施例提供了一种航空用铝合金板材，其按照以下制备工艺制得：

熔炼：按照7751铝合金合金元素组成准备原料：zn：6％；mg：1.8％；cu：2.2％；mn：0.3％；zr：0.06％；fe：0.2％；si：0.2％；余量为al。在760℃的条件下熔炼铝合金原料，当铝合金原材料全部熔化后，加入其它成分，并进行扒渣、调整成分。

铸造：将熔体浇注成铝合金铸锭(480×1560×8650mm)。

双级均匀化处理：将铝合金铸锭以38℃/h的升温速度，升温至470℃，保温20h，继续升温至480℃，保温6h，出炉空冷。

铣面：将铝合金铸锭的膨胀端和浇口端锯切掉，将铸锭上下表面及两侧面进行铣面；铣面能够使铝合金铸锭的表面更光滑，进而提升铝合金铸锭的质量。

热轧处理：将铝合金铸锭加热至450℃，保温1h，然后热轧至厚度150mm铝合金厚板，终轧温度为320℃。

双级固溶处理：将热轧后的铝合金铸锭于470℃下，保温0.5h，继续升温至478℃，保温0.5h，立即进行水冷。

拉伸：将双级固溶处理后的铝合金厚板在80mn钳式拉伸机上进行2.1％的预变形，得铝板。

然后，利用辊底炉和普通时效炉，对上述铝板进行热处理，具体过程如下：

将待时效的铝板吊在上料台上，放置端正，将辊底炉的加热区升温至140℃，保温25min，然后将铝板传送入加热区，并让铝板在加热区左右摆动(范围2m，速度10cm/min)，加热保温至25h。

保温结束后，快速(速率为3℃/min)将温度升到195℃，保温30min。

保温结束后，在12s内将加热区的铝板传送到淬火区，水淬到室温。

淬火后的铝板经吹干，出炉后在3h内转移到普通时效炉里进行第三级时效：140℃/20h，得到航空用铝合金板材。

实施例3

本实施例提供了一种航空用铝合金板材，其按照以下制备工艺制得：

熔炼：按照7751铝合金的合金元素组成准备原料：zn：12％；mg：2.2％；cu：2.5％；mn：0.5％；zr：0.2％；fe：0.5％；si：0.5％；余量为al，在740℃的条件下熔炼铝合金原料，当铝合金原材料全部熔化后，加入其它成分，并进行扒渣、调整成分。

多级净化处理：将熔体转移到保温炉，进行炉侧ar和cl2混合气精炼，将熔体经snif除气设备进行熔体除气；然后将30ppi和50ppi的泡沫陶瓷板分别加热至600℃，使熔体依次经过30ppi和50ppi的泡沫陶瓷板进行熔体过滤。除气除杂之后，在往熔体中加入变质剂，熔体与变质剂的质量比为100：0.01进行晶粒细化处理，处理完成后。

铸造：将熔体浇注成铝合金铸锭(480×1560×8650mm)。

双级均匀化处理：将铝合金铸锭以10℃/h的升温速度，升温至465℃，保温22h，继续升温至478℃，保温7h，出炉空冷。

铣面：将铝合金铸锭的膨胀端和浇口端锯切掉，将铸锭上下表面及两侧面进行铣面；铣面能够使铝合金铸锭的表面更光滑，进而提升铝合金铸锭的质量。

热轧处理：将铝合金铸锭加热至430℃，保温2h，然后热轧至厚度120mm铝合金厚板，终轧温度为320℃。

双级固溶处理：将热轧后的铝合金铸锭于465℃下，保温2h，继续升温至477℃，保温1h，立即进行水冷。

拉伸：将双级固溶处理后的铝合金厚板在80mn钳式拉伸机上进行2％的预变形，得铝板。

然后，利用辊底炉和普通时效炉，对上述铝板进行热处理，具体过程如下：

将待时效的铝板吊在上料台上，放置端正，将辊底炉的加热区升温至130℃，保温30min，然后将铝板传送入加热区，并让铝板在加热区左右摆动(范围4m，速度20cm/min)，加热保温至20h。

保温结束后，快速(速率为5℃/min)将温度升到190℃，保温40min。

保温结束后，在10s内将加热区的铝板传送到淬火区，水淬到室温。

淬火后的铝板经吹干，出炉后在3h内转移到普通时效炉里进行第三级时效：130℃/22h，得到航空用铝合金板材。

对比例1

本对比例提供了一种铝合金板材，其按照以下制备工艺制得：

按照与实施例1相同的制备方法制得铝板，再采用rra时效的方法对铝板进行时效处理，具体过程与实施例1的热处理方法大致相同，不同之处在于，本对比例在第一次保温结束后，快速将温度升到190℃，分别取样保温20min、40min、60min，分别得到rra(190℃/20min)态合金样品、rra(190℃/40min)态合金样品、rra(190℃/60min)态合金样品。

对比例2

本对比例提供了一种铝合金板材，其按照以下制备工艺制得：

按照与实施例1相同的制备方法制得铝板，再采用实现t6(峰值)时效的方法对铝板进行时效处理，具体过程如下：

将待时效的铝板吊在上料台上，放置端正，将辊底炉的加热区升温至120℃，保温20min，然后将铝板导入加热区，并让铝板在加热区左右摆动(范围3m，速度15cm/min)，加热保温至24h。出炉空冷，得到t6(120℃/24h)态合金样品。

对比例3

本对比例提供了一种铝合金板材，其按照以下制备工艺制得：

按照与实施例1相同的制备方法制得铝板，再采用实现t73时效的方法对铝板进行时效处理，具体过程如下：

将待时效的铝板吊在上料台上，放置端正，将辊底炉的加热区升温至110℃，保温20min，然后将铝板导入加热区，并让铝板在加热区左右摆动(范围3m，速度15cm/min)，加热到温后保温至8h。

保温结束后，将铝板温度升高至177℃，保温8h。出炉空冷，得到t73(110℃/8h+177℃/8h)态合金。

一、分别对对比例1-3中的铝合金的金相组织进行检测，具体结果如下：

图1(c)-(f)为对比例1中的合金经不同保温时间回归时效后的金相组织结构示意图，图1(c)为rra(190℃/20min)态合金样品的金相组织结构示意图，图1(d)为rra(190℃/40min)态合金样品的金相组织结构示意图，图1(e)、(f)为rra(190℃/60min)态合金样品的金相组织结构示意图；图1(g)为对比例3中的合金的金相组织结构示意图。图2为本发明实施例1提供的航空用铝合金板材经三级时效后的金相组织结构示意图。

对于对比例2来说，t6态合金晶内由均匀、细小弥散形的强化相组成，电子衍射分析表明强化相为η′相和gp区混合物，所以合金的强度很高。此外，还可观察到大量弥散的al3zr粒子，起到细化组织的作用，对合金的强度高亦有贡献。大部分晶界上的析出相沿晶界连续分布，晶界无沉淀析出带(pfz)不明显。

对于对比例1来说，从图1(c)-(f)可看出，第2级回归(rra态)的晶界呈不连续分布、两侧有沉淀无析出带，随着回归时间的延长，晶内、晶界析出相逐渐粗化，而无沉淀析出带先变窄后变宽，r(190℃/60min)态的宽度与回归初期r(190℃/40min)态的相差不多。从图1(f)可看出，rra状态合金晶内组织与t6态的相似，由大量细小、弥散的沉淀强化相组成，电子衍射分析表明强化相主要为η′相和相，因此，合金的强度很高；而晶界析出相比相应回归态的更加不连续和粗化，该结构有利于提高合金的抗腐蚀能力。

对于对比例3来说，由图1(g)可见，经t73时效处理的样品晶内析出相主要为粗化η’相和短棒状η相，晶界上η相己严重粗化，呈断续离散分布，晶界pfz较宽。

由此同见，经rra处理后的状态可以同时具有与t6时效态类似的均匀弥散的晶内析出相和与t73时效态类似的晶界析出相形貌特征。因此，经实验处理的rra态既具有t6状态的高强度又具有t73状态的抗腐蚀的性能。这是由于7751合金为al-zn-mg-cu系合金，沉淀析出过程按过饱和固溶体→gp区→η’→η相的顺序进行。经120℃第一级预时效至峰值状态后，含金基体为gp区和细小弥散的η’相，晶界为连续链状析出物η’相及η相。第二级时效为回归处理，由于晶界为溶质原子的易扩散通道，预时效时在晶界处溶质偏析程度高，形核速度快，析出相成核后迅速长大，因此，在第一级时效后己形成的较稳定η’和η相在高温回归下不回溶，而向着更稳定的方向演化，晶界析出物尺寸逐渐增大并开始聚集、孤立，成为断续结构。第三级再时效过程中，回归后过饱和状态的合金基体中重新析出强化相，使合金的强度回复到接近峰值状态的强度，从而使得rra处理的合金既保持了t6峰值态的强度，又使晶界析出相形貌和特征类似于t73状态。

二、将实施例1中试料上纵、横向取拉伸样一组，进行力学性能拉伸、断裂韧性、电导率测试。另外，将对比例1-3中样品取横向拉伸样，在不同介质下进行慢应变拉伸测试。其结果见表1和表2。

表1三级回归时效测试结果

从表1可以看出：2级时效保温40min时的性能比较好。保温20min时效，析出不彻底，合金的性能、断裂韧性、电导率都不高。保温60min时，保温时间过长，在2级出现了180℃的时效，3级时效时由于2级时效的析出，在3级时效时得不到最好的性能、断裂韧性、电导率。因此，第2级时效时间，保温40min比较合适。

表2合金慢拉伸结果

从表2可以看出：用3级时效得出的合金与t6、t73处理的试样在不同的介质中进行慢应变速率拉伸试验的结果。从表2中可以看出：t6态在空气中拉伸强度最高，但在腐蚀环境中，强度损失很明显，达5.5％，断裂失效时间最短；经t73人工过时效处理后，强度损失只有1.4％，且断裂失效时间最长，这说明t73的腐蚀性能大大地提高；但在空气介质中的拉伸强度与t6状态相比，强度损失了16.4％；而本实验确定的较优化的rra处理工艺后的试样在慢应变拉伸中强度下降较少，强度损失为1.5％，失效时间延长到15.5小时，已接近t73，与t6状态相比，强度损失只有1.3％。这表明本实验确定的rra工艺在降低较少强度的条件下显著改善7751合金的抗腐蚀性能，耐久性强。

综上所述，本发明实施例的实现t77三级时效的热处理方法能使合金充分固溶，形成过饱合固溶体，再使晶内有细小均匀的析出，晶界粗化；制得的航空用铝合金板材的强度高，耐久性和损伤容限强。

以上所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。本发明的实施例的详细描述并非旨在限制要求保护的本发明的范围，而是仅仅表示本发明的选定实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。