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CN110306136B - 一种高合金化铝合金薄板高成材率的加工方法 - Google Patents

一种高合金化铝合金薄板高成材率的加工方法 Download PDF

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CN110306136B CN201910523344.3A CN201910523344A CN110306136B CN 110306136 B CN110306136 B CN 110306136B CN 201910523344 A CN201910523344 A CN 201910523344A CN 110306136 B CN110306136 B CN 110306136B
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Abstract

本发明公开了一种高合金化铝合金薄板高成材率的加工方法，包括冷热轧加工合金薄板和热处理步骤，本发明工艺简单合理，通过提高固溶温度，缩短固溶时间，对高合金化的Al‑Cu‑Mg‑Ag合金薄板进行高温短时多次固溶淬火热处理，使合金的室温和高温力学性能达到甚至超过了常规长时间固溶热处理态合金。从而实现高合金化铝合金薄板卷材的短时多次连续固溶淬火热处理，避免卷材切段固溶淬火和拉伸矫直处理的传统工艺所造成大量边角废料的情况，大幅度提高了合金成材率，也保证了整个卷材热处理后的性能均匀性。本发明热处理工艺适用于现有工业化生产，且短的固溶时间节约了生产成本，提高生产效率，具有良好的工业应用价值。

Description

一种高合金化铝合金薄板高成材率的加工方法
技术领域
本发明涉及金属材料加工热处理技术领域，尤其涉及一种高合金化铝合金薄板高成材率的加工方法。
背景技术
Al-Cu-Mg合金作为一种重要的航空用铝合金具有较高的使用强度及优异的抗疲劳损伤性能，在低于100℃的使用条件下，其微观组织结构具有较好的热稳定性，但是其耐热温度有限，当使用温度高于100℃时其主要强化相θ′相和S相会快速的粗化长大，导致合金的机械强度发生迅速下降，影响了该铝合金材料的使用。Al-Cu-Mg-Ag合金是在Al-Cu-Mg合金基础上通过添加微量的Ag元素而发展出来的一种耐热铝合金，同时具有良好的焊接性能、优异的高温抗蠕变能力以及高温热稳定性能，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，如导弹壳体、尾翼、飞机蒙皮等。
Al-Cu-Mg-Ag合金作为可热处理强化合金，通常用固溶处理加时效处理来获得满足应用的综合性能。一些研究发现，高Cu/Mg比的Al-Cu-Mg-Ag合金在人工时效过程中能脱溶析出弥散分布的与基体共格的盘状沉淀相Ω相，该相有很好的热稳定性并能使合金的耐热温度提高到200℃左右，这极大地扩宽了合金的应用领域。时效处理是关键，但前期的固溶处理却是影响后续时效处理后合金性能的重要因素，合适的固溶处理能使合金中尽可能多的残余第二相粒子回溶进基体，从而在随后的时效中析出更多的强化相，以达到优良的综合性能。
专利CN104593703A公开了一种2024薄板的热处理工艺，热处理后的合金其力学性能和疲劳性能都得到了显著的提高。专利CN106834837A公开了经固溶和时效后的Al-Cu-Mg-Fe-Ni系变形耐热铝合金拥有更优的耐热性能，同时具备了良好的加工工艺性能。在上述两个专利以及其他专利中发现：Al-Cu-Mg-(Ag)常规的固溶温度一般为490-520℃，时间为0.5-4h。申请人之前授权的两个发明专利(ZL200810030979.1和ZL201110093645.0)的固溶时间甚至达到了6小时，这是因为合金化程度高的铝合金需要较长时间的固溶才能将合金元素溶解进入基体。对于Al-Cu-Mg-(Ag)薄板，工业生产中一般使用气垫炉进行对其进行固溶处理，而板材在气垫炉行进的时间有限，一般为8-15min，这显然达不到常规固溶处理的时间条件，况且长时间的固溶处理周期长、能耗高，对生产效率以及节能减排都有一定的抑制作用。专利CN103526140A公开了一种能提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的高温短时固溶(505-535℃/1-25min)淬火热处理方法，但该工艺所针对的Al-Cu-Mg合金其合金化程度低，而对于高合金化的铝合金来说，基体中粗大的第二相粒子必然多于合金化程度低的合金，导致消除第二相粒子的固溶处理工艺其难度增大。针对高合金化的铝合金板材目前采用切段式分别在盐浴炉中或辊底式淬火炉中长时间固溶处理，再行淬火加矫直处理。这种方法会产生大量的边角废料，因为切段固溶及淬火后矫直处理，需要浪费大量的夹持板材头部和边角，降低成材率。而且还容易在切段、固溶淬火和矫直处理过程中划伤板材，造成大量废品。此外，高合金化的铝合金在板材轧制过程中，容易产生边裂、甚至断带，也会大幅度降低成材率。因此，针对高合金化铝合金薄板开发合适的冷热轧制工艺和固溶处理工艺，实现高成材率的高合金化铝合金薄板的实际工业化生产，这具有重要商业价值。
发明内容
为解决现有技术中存在的问题，本发明提供了一种高合金化铝合金薄板高成材率的加工方法，解决了上述背景技术中提到的问题。
本发明的目的是通过以下技术方案来实现的：一种高合金化铝合金薄板高成材率的加工方法，包括以下步骤：
S1，将Al-Cu-Mg-Ag轧制态薄板在气垫炉中加热至515-535℃，保温5-15min，卷材进入淬火水槽完成第一次固溶后的合金淬火，此为一次固溶淬火；
S2，重复S1步骤2-4次，进行多次固溶淬火处理；
S3，将水淬处理后的合金板材在室温下自然时效处理18-36h；
S4，再将S3步骤后的合金板材经人工时效处理至所需的时效状态。
进一步的，所述S4步骤中的人工时效处理是将合金板材加热至180-200℃，保温45-120min，出炉空冷至150℃以下，然后再将合金板材加热至150-175℃，保温10-16h，出炉空冷至室温。
进一步的，所述Al-Cu-Mg-Ag合金冷轧板加工步骤为：将合金板材加热至360-480℃，热轧合金板材至3-5毫米；再将合金板材加热至400-450℃，保温3-7h，退火；最后冷轧至0.60-2.0毫米的薄板。
进一步的，所述冷轧中，每次冷轧20-50％后进行中间退火处理，中间退火处理是加热板材至400-450℃，保温3-7h后，出炉空冷。
进一步的，所述Al-Cu-Mg-Ag合金冷轧板的组分重量百分比为：Cu5.7-6.8％,Mg0.30-0.58％,Ag0.82-1.8％,Mn0.45-0.63％,Zr0.08-0.15％,Ti0.05-0.15％,Fe<0.06％,Si<0.06％,余量为Al。
进一步的，所述Al-Cu-Mg-Ag合金冷轧板的组分重量百分比为：Cu5.9-6.5％,Mg0.38-0.48％,Ag1.12-1.51％,Mn0.51-0.59％,Zr0.09-0.12％,Ti0.08-0.12％,Fe<0.05％,Si<0.05％,余量为Al。
本发明的有益效果是：工艺简单合理，通过提高热轧终轧温度和热轧变形分配量、降低冷轧道次变形量和增加中间退火次数和退火温度，获得无边裂、无断带、尺寸精度高的高合金化Al-Cu-Mg-Ag薄板；通过提高固溶温度，缩短固溶时间，对高合金化Al-Cu-Mg-Ag薄板进行高温短时多次固溶热处理，取代常规的切段分别固溶和分段矫直处理的方法，使合金的室温和高温力学性能达到甚至超过了常规固溶热处理态合金的前提下，大幅度提高高合金化的Al-Cu-Mg-Ag合金薄板制备加工的成材率。本发明针对高合金化的铝合金薄板加工制备工艺，适用于现有工业化生产，不仅大幅度提高成材率，而且节约了生产成本、提高生产效率，具有良好的工业应用价值。
附图说明
图1是有溶解度变化的二元铝合金相图。
图2是固溶体时效析出的成分-自由能曲线。
图3(a)-(g)是实施例1-6和对比例1的合金进行不同固溶处理后的扫描电镜图片。
图4是实施例1合金进行530℃/10min固溶处理后的DSC曲线。
图5是实施例2合金进行525℃/12min固溶处理后的DSC曲线。
图6是实施例3合金进行两次527℃/10min(二次固溶)固溶处理后的DSC曲线。
图7是实施例4合金进行527℃/12min固溶处理后的DSC曲线。
图8是实施例5合金进行527℃/10min固溶处理后的DSC曲线。
图9是实施例6合金进行三次527℃/10min(三次固溶)固溶处理后的DSC曲线。
图10是对比例1合金进行520℃/4h固溶处理后的DSC曲线。
图11是对比例2合金在冷轧变形量达到60％时发生断带事故剩余的带有边裂的部分卷材图。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做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。
请参阅图1-11，本发明提供了一种高合金化铝合金薄板高成材率的加工方法，包括冷热轧制工艺和热处理工艺，其中冷热轧制工艺步骤为：将合金板材加热至360-480℃，热轧合金板材至3-5毫米；再将合金板材加热至400-450℃，保温3-7h，退火；最后冷轧至0.60-2.0毫米的薄板，每次冷轧20-50％后进行中间退火处理，中间退火处理是加热板材至400-450℃，保温3-7h后，出炉空冷。该工艺的特点是较高的热轧开轧温度和终轧温度(380℃-480℃)，较大的热轧变形分配量、较小的冷轧道次变形量(20-50％)及较多次数和较高温度的中间退火工艺。Al-Cu-Mg-Ag合金薄板卷材的热处理工艺，包括以下步骤：S1，将Al-Cu-Mg-Ag轧制态薄板在气垫炉中加热至515-535℃，保温5-15min，卷材进入淬火水槽完成第一次固溶后的合金淬火，此为一次固溶淬火；S2，重复S1步骤2-4次，进行多次固溶淬火处理；S3，将水淬处理后的合金板材在室温下自然时效处理18-36h；S4，再将S3步骤后的合金板材经人工时效处理至所需的时效状态。人工时效处理是将合金板材加热至180-200℃，保温45-120min，出炉空冷至150℃以下，然后再将合金板材加热至150-175℃，保温10-16h，出炉空冷至室温。
Al-Cu-Mg-Ag合金冷轧板的组分重量百分比为：Cu5.7-6.8％,Mg0.30-0.58％,Ag0.82-1.8％,Mn0.45-0.63％,Zr0.08-0.15％,Ti0.05-0.15％,Fe<0.06％,Si<0.06％,余量为Al。
Al-Cu-Mg-Ag合金冷轧板的组分重量百分比为：Cu5.9-6.5％,Mg0.38-0.48％,Ag1.12-1.51％,Mn0.51-0.59％,Zr0.09-0.12％,Ti0.08-0.12％,Fe<0.05％,Si<0.05％,余量为Al。
高合金化的铝合金轧制过程中容易出现边裂、甚至断带，造成边角废料多、成材率低，甚至是加工事故。针对高合金化的Al-Cu-Mg-Ag合金薄板轧制，申请人经过实验室研究和实际生产线上的轧制，结果表明通过提高开轧终轧温度、增大热轧变形分配量，充分利用合金的热塑性，有利于高合金化铝合金的薄板制备。而采用较小的冷轧道次变形量和增加中间退火次数和退火温度的方法，可以减小边裂和断带的几率。从而，提高整个热轧冷轧过程中的成材率。经过工业化热轧冷轧工艺验证表明，采用本发明的冷热轧制工艺可以获得无边裂、尺寸精度满足要求的高合金化Al-Cu-Mg-Ag薄板。
固溶处理的主要目的是在于将合金中的Cu、Mg、Ag等元素大量融入基体中获得最大过饱和度的固溶体而合金又不发生过烧。固溶过程是原子扩散的过程，它主要受固溶温度、固溶时间以及淬火冷却速度等因素影响，其中影响最大的因素是固溶温度，一般来说适当提高固溶温度有利于基体固溶体浓度的增加。根据图1可以看出，成分为C0的二元铝合金室温组织α+β相，其中α为基体固溶体，β相为合金中第二相。当合金在Tq温度以上时，β相将完全回溶到铝基体中形成单一的α固溶体，若此时以足够快的速率冷却下来，合金元素原子来不及进行扩散和重新分配，从而在室温下形成α单相过饱和固溶体。由于合金元素的溶解度随温度的下降而减小，过饱和固溶体处理亚稳状态，故在随后的时效加热过程中析出β相达到强化合金的目的。根据图2可以看出，时效析出的驱动力是新相与固溶体的体积自由能差，当合金元素在固溶体中的平均浓度为C0时，析出β相的驱动力为G1-G2。随着合金固溶程度的增加，合金元素浓度从C0提高至C0′，此时析出相的自由能差为G1′-G2′。显然自由能差后者大于前者，也就是说浓度更高的浓度为C0′的固溶体有更大的析出驱动力，而动力越大，析出相的形核功和临界形核半径就越小，析出越容易进行。因此，对于某一个合金来说，提高固溶温度能显著的增加合金固溶体的过饱和程度，对后续强化相的析出有一定的促进作用，通常的，固溶温度越高，残余第二相回溶速率就越快，所需固溶时间也就越短。本发明针对高合金化的Al-Cu-Mg-Ag轧制态薄板，在能获得相当性能的前提下，提高固溶温度、缩短固溶时间，以求能迎合现有工业生产技术条件，选用多次固溶处理工艺，是考虑到工厂实际生产条件而设计的实验方案，其本质是延长了固溶时间。
从图3(a)-(g)可以看到不同固溶处理后合金基体中残余的第二相粒子，发现图1-6与图10其残余第二相粒子数目相当，无特别显著的差异，从图4-图10的DSC曲线中可知，所有合金中在226±2℃时出现了放热峰，对应着强化相的析出；在537±1℃是出现了较大的放热峰，对应着基体中残余第二相的溶解。DSC曲线中放热峰的面积即对应着基体中残余第二相溶解时所发生的热效应(即焓变)，其间接的反应了固溶处理后合金中残余第二相的体积分数的大小。
这种多次固溶处理工艺替代常规切段分别固溶淬火和分段拉伸矫直处理的方法，与本发明提出的高合金化铝合金高开轧终轧温度、大热轧变形分配量和较小冷轧道次变形量及多次中间退火的工艺相配合，大幅度减少了高合金化的Al-Cu-Mg-Ag合金薄板的边角废料、大幅度提高了成材率。
实施例1
合金1的成分为：Cu 6.8％，Mg 0.39％，Ag 1.1％，Mn 0.5％，Zr0.12％,Ti0.05％，余量为Al。合金轧制加工步骤为：将合金板材加热至380-480℃，热轧合金板材至5毫米；再将合金板材加热至400-450℃，保温3-7h后，出炉空冷；最后冷轧至2.0毫米的薄板，每次冷轧20-50％后须进行中间退火处理(加热板材至400-450℃，保温3-7h)，获得薄板无边裂。轧制薄板在530℃的气垫炉中行进(保温)10min，随后进入水槽进行淬火，18-36h自然时效后，再时效处理。截取部分固溶淬火后的合金，制成试样后利用扫描电镜和差示扫描量热仪(DSC)分析合金中残余第二相的数量。经过上述热处理后合金的室温力学性能：抗拉强度为524Mpa，屈服强度489Mpa，延伸率7.9％；高温力学性能(200℃)：抗拉强度410MPa，屈服强度388MPa，延伸率12.5％。
实施例2
合金2的成分为：Cu 6.5％，Mg 0.41％，Ag 1.0％，Mn 0.63％，Zr0.15％,Ti0.08％，余量为Al。合金轧制加工步骤为：将合金板材加热至380-480℃，热轧合金板材至4毫米；再将合金板材加热至400-450℃，保温3-7h后，出炉空冷；最后冷轧至1.5毫米的薄板，每次冷轧20-50％后须进行中间退火处理(加热板材至400-450℃，保温3-7h)，获得薄板无边裂。轧制薄板在525℃保温12min，随后进行淬火，18-36h自然时效后，再时效处理。截取部分固溶淬火后的合金，制成试样后利用扫描电镜和差示扫描量热仪(DSC)分析合金中残余第二相的数量。经过上述热处理后合金的室温力学性能：抗拉强度为516Mpa，屈服强度481Mpa，延伸率8.8％；高温力学性能(200℃)：抗拉强度410MPa，屈服强度394MPa，延伸率12.9％。
实施例3
合金3的成分为：Cu 6.2％，Mg 0.44％，Ag 0.82％，Mn 0.62％，Zr0.14％,Ti0.09％，余量为Al。合金轧制加工步骤为：将合金板材加热至380-480℃，热轧合金板材至3毫米；再将合金板材加热至400-450℃，保温3-7h后，出炉空冷；最后冷轧至0.6毫米的薄板，每次冷轧20-50％后须进行中间退火处理(加热板材至400-450℃，保温3-7h)，获得薄板无边裂。轧制薄板在527℃保温10min，随后进入水槽进行淬火，淬火后，再将合金薄板在527℃下保温10min，进入水槽淬火，即二次固溶淬火，18-36h自然时效后，再时效处理。截取部分固溶淬火后的合金，制成试样后利用扫描电镜和差示扫描量热仪(DSC)分析合金中残余第二相的数量。经过上述热处理后合金的室温力学性能：抗拉强度为520Mpa，屈服强度485Mpa，延伸率8.6％；高温力学性能(200℃)：抗拉强度404MPa，屈服强度388MPa，延伸率13.0％。
实施例4
合金4的成分为：Cu 5.7％，Mg 0.30％，Ag 1.80％，Mn 0.45％，Zr0.12％,Ti0.07％，余量为Al。合金轧制加工步骤为：将合金板材加热至360-480℃，热轧合金板材至3.5毫米；再将合金板材加热至400-450℃，保温3-7h后，出炉空冷；最后冷轧至1.5毫米的薄板，每次冷轧20-50％后须进行中间退火处理(加热板材至400-450℃，保温3-7h)，获得薄板无边裂。轧制薄板在527℃的炉中保温12min，随后进入水槽进行淬火，18-36h自然时效后，再时效处理。截取部分固溶淬火后的合金，制成试样后利用扫描电镜和差示扫描量热仪(DSC)分析合金中残余第二相的数量。经过上述热处理后合金的室温力学性能：抗拉强度为521Mpa，屈服强度483Mpa，延伸率8.3％；高温力学性能(200℃)：抗拉强度406MPa，屈服强度390MPa，延伸率12.7％。
实施例5
合金5的成分为：Cu 5.9％，Mg 0.36％，Ag 1.51％，Mn 0.50％，Zr0.10％,Ti0.10％，余量为Al。合金轧制加工步骤为：将合金板材加热至380-480℃，热轧合金板材至4.5毫米；再将合金板材加热至400-450℃，保温3-7h后，出炉空冷；最后冷轧至2.0毫米的薄板，每次冷轧20-50％后须进行中间退火处理(加热板材至400-450℃，保温3-7h)，获得薄板无边裂。轧制薄板在527℃保温10min，随后进行淬火，18-36h自然时效后，再时效处理。截取部分固溶淬火后的合金，制成试样后利用扫描电镜和差示扫描量热仪(DSC)分析合金中残余第二相的数量。经过上述热处理后合金的室温力学性能：抗拉强度为519Mpa，屈服强度484Mpa，延伸率8.3％；高温力学性能(200℃)：抗拉强度397MPa，屈服强度383MPa，延伸率12.1％。
实施例6
合金6的成分为：Cu 6.3％，Mg 0.44％，Ag 0.82％，Mn 0.62％，Zr0.14％,Ti0.15％，余量为Al。合金轧制加工步骤为：将合金板材加热至380-480℃，热轧合金板材至4毫米；再将合金板材加热至400-450℃，保温3-7h后，出炉空冷；最后冷轧至1.5毫米的薄板，每次冷轧20-50％后须进行中间退火处理(加热板材至400-450℃，保温3-7h)，获得薄板无边裂。轧制薄板在527℃保温10min，淬火后，再将合金薄板加热至527℃保温10min，之后淬火，再加热至527℃保温10min，即三次固溶，随后淬火，18-36h自然时效后，再时效处理。截取部分固溶淬火后的合金，制成试样后利用扫描电镜和差示扫描量热仪(DSC)分析合金中残余第二相的数量。经过上述热处理后合金的室温力学性能：抗拉强度为536Mpa，屈服强度500Mpa，延伸率9.4％；高温力学性能(200℃)：抗拉强度412MPa，屈服强度399MPa，延伸率12.2％。
实施例7
合金7的成分为：Cu 5.9％，Mg 0.41％，Ag 1.20％，Mn 0.63％，Zr0.09％,Ti0.12％，余量为Al。合金轧制加工步骤为：将合金板材加热至380-480℃，热轧合金板材至5毫米；再将合金板材加热至400-450℃，保温3-7h后，出炉空冷；最后冷轧至2.0毫米的薄板，每次冷轧20-50％后须进行中间退火处理(加热板材至400-450℃，保温3-7h)，获得薄板无边裂。轧制薄板在525℃保温10min，淬火后，再将合金薄板加热至525℃保温10min，即二次固溶，随后淬火，18-36h自然时效后，再时效处理。经过上述热处理后合金的室温力学性能：抗拉强度为519Mpa，屈服强度484Mpa，延伸率8.7％；高温力学性能(200℃)：抗拉强度404MPa，屈服强度395MPa，延伸率12.5％。
实施例8
合金8的成分为：Cu 6.1％，Mg 0.58％，Ag 1.48％，Mn 0.53％，Zr0.08％,Ti0.08％，余量为Al。合金轧制加工步骤为：将合金板材加热至380-480℃，热轧合金板材至3毫米；再将合金板材加热至400-450℃，保温3-7h后，出炉空冷；最后冷轧至0.6毫米的薄板，每次冷轧20-50％后须进行中间退火处理(加热板材至400-450℃，保温3-7h)，获得薄板无边裂。轧制薄板在525℃保温10min，淬火后，再将合金薄板加热至525℃保温10min，之后淬火，再加热至525℃保温10min，即三次固溶，随后淬火，18-36h自然时效后，再时效处理。经过上述热处理后合金的室温力学性能：抗拉强度为520Mpa，屈服强度487Mpa，延伸率8.9％；高温力学性能(200℃)：抗拉强度409MPa，屈服强度394MPa，延伸率11.8％。
对比例1
合金9的成分为：Cu 5.8％，Mg 0.50％，Ag 1.43％，Mn 0.36％，Zr0.16％,Ti0.09％，余量为Al。合金轧制加工步骤为：将合金板材加热至380-480℃，热轧合金板材至5毫米；再将合金板材加热至400-450℃，保温3-7h后，出炉空冷；最后冷轧至2.0毫米的薄板，每次冷轧20-50％后须进行中间退火处理(加热板材至400-450℃，保温3-7h)，获得薄板无边裂。轧制薄板在520℃保温4h，随后进行淬火，24h自然时效后，再时效处理。截取部分固溶淬火后的合金，制成试样后利用扫描电镜和差示扫描量热仪(DSC)分析合金中残余第二相的数量。经过上述热处理后合金的室温力学性能：抗拉强度为520Mpa，屈服强度482Mpa，延伸率9.0％；高温力学性能(200℃)：抗拉强度413MPa，屈服强度401MPa，延伸率11.9％。
对比例2
合金10的成分为：Cu 6.45％，Mg 0.43％，Ag 1.42％，Mn 0.36％，Zr0.16％,Ti0.09％，余量为Al。合金轧制加工步骤为：将合金板材加热至380-470℃，热轧合金板材至5毫米；再将合金板材加热至400-450℃，保温3-7h后，出炉空冷；冷轧至2.0毫米的薄板，冷轧变形量达到60％时，发生薄板卷材断带、有边裂，未进行中间退火处理。
根据所示DSC曲线图可知不同固溶处理后合金所残余第二相的体积分数顺序如下：实施例2(525℃/12min,17.02J/g)>实施例5(527℃/10min,15.74J/g)>实施例3(两次527℃/10min(二次固溶),15.32J/g)>对比例1(520℃/4h,15.17J/g)>实施例1(530℃/10min,14.64J/g)>实施例4(527℃/10min,14.43J/g)>实施例6(三次527℃/10min(三次固溶),13.87J/g)。说明高温短时多次固溶处理的固溶效果与常规固溶处理(520℃/4h)相当甚至略优。
尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，对于本领域的技术人员来说，其依然可以对前述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,凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (5)

1.一种高合金化铝合金薄板高成材率的加工方法，包括以下步骤：
S1，将Al-Cu-Mg-Ag轧制态薄板在气垫炉中加热至515-535℃，保温5-15min，卷材进入淬火水槽完成第一次固溶后的合金淬火，此为一次固溶淬火；
S2，重复S1步骤2-4次，进行多次固溶淬火处理；
S3，将水淬处理后的合金板材在室温下自然时效处理18-36h；
S4，再将S3步骤后的合金板材经人工时效处理至所需的时效状态；
所述Al-Cu-Mg-Ag合金冷轧板的组分重量百分比为：Cu5.7-6.8％,Mg0.30-0.58％,Ag0.82-1.8％,Mn0.45-0.63％,Zr0.08-0.15％,Ti0.05-0.15％,Fe<0.06％,Si<0.06％,余量为Al。
2.根据权利要求1所述的高合金化铝合金薄板高成材率的加工方法，其特征在于：所述S4步骤中的人工时效处理是将合金板材加热至180-200℃，保温45-120min，出炉空冷至150℃以下，然后再将合金板材加热至150-175℃，保温10-16h，出炉空冷至室温。
3.根据权利要求1所述的高合金化铝合金薄板高成材率的加工方法，其特征在于：所述Al-Cu-Mg-Ag合金冷轧板加工步骤为：将合金板材加热至360-480℃，热轧合金板材至3-5毫米；再将合金板材加热至400-450℃，保温3-7h，退火；最后冷轧至0.60-2.0毫米的薄板。
4.根据权利要求3所述的高合金化铝合金薄板高成材率的加工方法，其特征在于：所述冷轧中，每次冷轧20-50％后进行中间退火处理，中间退火处理是加热板材至400-450℃，保温3-7h后，出炉空冷。
5.根据权利要求1所述的高合金化铝合金薄板高成材率的加工方法，其特征在于：所述Al-Cu-Mg-Ag合金冷轧板的组分重量百分比为：Cu5.9-6.5％,Mg0.38-0.48％,Ag1.12-1.51％,Mn0.51-0.59％,Zr0.09-0.12％,Ti0.08-0.12％,Fe<0.05％,Si<0.05％,余量为Al。
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Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116356227A (zh) * 2021-12-27 2023-06-30 春兴铸造(苏州工业园区)有限公司 一种适用于汽车零件的铝合金的热处理工艺
CN114717492B (zh) * 2022-04-02 2022-09-20 南通雨奇金属制品有限公司 一种用于高强韧铝合金形变的热处理方法
CN114959521B (zh) * 2022-04-12 2023-10-10 江苏苏中铝业有限公司 一种Al-Si-Cu压铸铝合金多次高温短时固溶热处理方法
CN114774657B (zh) * 2022-04-27 2023-04-25 中铝瑞闽股份有限公司 一种高强韧薄型7系铝合金带材的制备方法
CN114908304A (zh) * 2022-05-12 2022-08-16 江苏亚太航空科技有限公司 一种提升铝合金强度及热稳定性的时效工艺
CN114875345A (zh) * 2022-05-16 2022-08-09 广东鸿邦金属铝业有限公司 一种循环利用铝合金的热处理方法及其制备方法
CN115874032B (zh) * 2022-12-19 2023-12-01 东北轻合金有限责任公司 一种气垫炉淬火的高硅铝合金板材的制造方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102251159A (zh) * 2004-07-15 2011-11-23 美铝公司 用于航空应用的具有提高损伤容限性能的2000系列合金
CN102292463A (zh) * 2009-01-22 2011-12-21 美铝公司 改良的包含钒的铝-铜合金
JP2012052220A (ja) * 2010-08-05 2012-03-15 Kobe Steel Ltd 成形性に優れたアルミニウム合金板
CN103045976A (zh) * 2012-12-27 2013-04-17 中南大学 一种提高铝合金抗疲劳性能的热处理方法
CN103255324A (zh) * 2013-04-19 2013-08-21 北京有色金属研究总院 一种适合于汽车车身板制造的铝合金材料及制备方法
CN108504915A (zh) * 2018-05-02 2018-09-07 中南大学 一种具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金及工艺

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103526140B (zh) 2013-10-12 2016-07-06 中南大学 一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的热处理方法
CN104593703A (zh) 2013-11-04 2015-05-06 青岛齐力铸钢有限公司 2024铝合金薄板的热处理工艺
EP3006579B2 (en) * 2014-12-11 2022-06-01 Aleris Aluminum Duffel BVBA Method of continuously heat-treating 7000-series aluminium alloy sheet material
CN106834837B (zh) 2016-12-07 2018-08-03 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 一种Al-Cu-Mg-Fe-Ni系变形耐热铝合金及其制备方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102251159A (zh) * 2004-07-15 2011-11-23 美铝公司 用于航空应用的具有提高损伤容限性能的2000系列合金
CN102292463A (zh) * 2009-01-22 2011-12-21 美铝公司 改良的包含钒的铝-铜合金
JP2012052220A (ja) * 2010-08-05 2012-03-15 Kobe Steel Ltd 成形性に優れたアルミニウム合金板
CN103045976A (zh) * 2012-12-27 2013-04-17 中南大学 一种提高铝合金抗疲劳性能的热处理方法
CN103255324A (zh) * 2013-04-19 2013-08-21 北京有色金属研究总院 一种适合于汽车车身板制造的铝合金材料及制备方法
CN108504915A (zh) * 2018-05-02 2018-09-07 中南大学 一种具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金及工艺

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