本發明涉及鋁鋰合金技術領域，尤其涉及一種提高鋁鋰合金薄板強塑性固溶前處理方法及其熱處理方法。

背景技術：

金屬的強塑性是指材料經過冷加工或者熱處理處理后，實現的強度和塑韌性的同時提高。

鋁鋰合金以其低密度和優異的力學性能成為航空航天最理想的結構材料。針對航空航天不同背景的應用需求，分別設計不同性能的鋁鋰合金是鋁鋰合金發展方向，例如針對航天工業，研發具有高強度、高彈性模量及良好的焊接性的鋁鋰合金提高航天工業用材料的綜合力學性能或通過結構減重降低鋁鋰合金密度，降低火箭發射成本、提高推重比，促進航天工業的發展。

隨著應用需求的發展及冶金技術的提高，鋁鋰合金已經經歷了三個階段的發展，其中第一階段時間跨度為20世紀50年代至60年代，以美國研究出的2020合計為代表，2020合金被應用與預警飛機的機翼蒙皮和尾翼水平安定面上，實現了6％的減重，但是塑韌性水平太低；第二階段時間跨度為20世紀70年代至80年代后期，以1420合金為代表的低密度型、中強耐損傷型和高強型的鋁鋰合金，但是存在合金各項異性嚴重且塑韌性水平低的問題；第三階段始于20世紀90年代，以高強可焊的1460合金、低各項異性的AF/C-489合金為代表的某方面具有特殊優勢的合金為代表，目前國際上正在開發第四代鋁鋰合金，希望針對性地提高合金強塑性、韌性和成型加工性能。

隨著航天工業的發展，對鋁鋰合金減重增強的需求越來越大，但是現有技術處理得到的鋁鋰合金的強度和塑韌性還不能滿足航天工業領域對鋁鋰合金更高的力學性能的要求，限制了鋁鋰合金在航空航天領域的廣泛應用。

技術實現要素：

有鑒于此，本發明的目的在于提供一種提高鋁鋰合金薄板強塑性固溶前處理方法及其熱處理方法，顯著提高鋁鋰合金的強度和塑韌性。

為了實現上述發明目的，本發明提供以下技術方案：

一種提高鋁鋰合金薄板強塑性的固溶前處理方法，包括：對所述鋁鋰合金進行控制升溫速率的固溶前處理，所述固溶前處理的升溫的速率為2～15℃/min，所述固溶前處理的升溫的初始溫度為20～25℃，所述固溶前處理的升溫的的終止溫度為500～510℃。

優選的，所述鋁鋰合金為冷變形鋁鋰合金薄板；所述鋁鋰合金薄板的厚度為1～6mm。

優選的，所述冷變形鋁鋰合金薄板的冷變形的變形量為50～70％。

優選的，所述鋁鋰合金包括以下質量百分含量的組分：3～4.5％的Cu、0.6～1.5％的Li和0.08～0.15％的Zr，其余為Al。

本發明還提供了一種提高鋁鋰合金薄板強塑性的熱處理方法，包括以下步驟：

(1)采用上述技術方案所述的固溶前處理方法對所述鋁鋰合金進行固溶前處理；

(2)固溶處理所述步驟(1)固溶前處理的產物后進行淬火處理，得到淬火產物；

(3)對所述步驟(2)得到的淬火產物進行預變形處理；

(3)時效處理所述步驟(2)得到的預變形處理的產物。

優選的，所述固溶處理的溫度為所述固溶前處理升溫的終止溫度。

優選的，所述固溶處理的時間為40～60min。

優選的，所述淬火處理的淬火介質的溫度為5～50℃，所述淬火處理的淬火介質停留時間為1～5min，所述淬火處理的冷卻速度為90～450℃/min。

優選的，所述時效處理的溫度為150～175℃。

優選的，所述時效處理的時間為2～16h。

本發明提供了一種提高鋁鋰合金薄板強塑性的固溶前處理方法，對所述鋁鋰合金進行控制升溫速率的固溶前處理，所述固溶前處理的升溫的速率為2～15℃/min，所述固溶前處理的升溫的初始溫度為20～25℃，所述固溶前處理的升溫的的終止溫度為500～510℃。本發明提供的固溶前熱處理方法，通過控制固溶處理時的加速過程中的升溫速率為2～15℃/min，改變鋁鋰合金的儲能狀態，調整合金再結晶晶粒形態與分布，達到適當的再結晶晶粒縱橫比，造成了經過前期熱處理后形成的一定縱橫比的長條晶粒形態，而非經過常規T8熱處理組合后形成的等軸晶粒，具有該一定縱橫比的長條晶粒形態的合金便于后續固溶處理、淬火、預變形以及時效處理在晶粒間形成強化相T1；兩者聯合作用使得本方案可以進一步提高了合金的強度和塑韌性；本發明的實施例的結果表明對鋁鋰合金進行相應固溶處理后獲得的抗拉強度達到560MPa～600MPa，延伸率達到8.6～12％。

進一步的，冷變形處理對材料有加工硬化效果，結合退火處理過程中回復和再結晶，進一步提高強度和塑韌性。

本方案提供的鋁鋰合金的熱處理方法，將固溶前處理、固溶處理、淬火、預變形以及時效處理有效結合，造成了經過前期熱處理后形成的一定縱橫比的近似呈一致取向的長條晶粒形態，而非經過常規T8熱處理組合后形成的等軸晶粒，具有該一定縱橫比的長條晶粒形態的合金結合后續時效處理后形成的強化相T1，兩者聯合作用使得本方案可以進一步提高了合金的強度和塑韌性。

附圖說明

下面結合附圖和具體實施方式對本發明作進一步詳細的說明。

圖1為本發明對比例1得到的鋁鋰合金的金相組織圖；

圖2為本發明實施例1得到的鋁鋰合金的金相組織圖；

圖3為本發明實施例2得到的鋁鋰合金的金相組織圖；

圖4為本發明實施例3得到的鋁鋰合金的金相組織圖；

圖5為本發明實施例4得到的鋁鋰合金的金相組織圖；

圖6為本發明對比例2～6得到的鋁鋰合金的力學性能條形圖。

具體實施方式

本發明提供了一種提高鋁鋰合金薄板強塑性的前處理方法，對所述鋁鋰合金進行控制升溫速率的固溶前處理，所述固溶前處理的升溫的速率為2～15℃/min，所述固溶前處理的升溫的初始溫度為20～25℃，所述固溶前處理的升溫的的終止溫度為500～510℃。

本發明提供的固溶前處理方法，通過對鋁鋰合金進行2～15℃/min的升溫處理，避免形成冷變形處理后直接進行的較低溫度的固溶處理所導致的固溶態等軸晶，改變冷變形鋁鋰合金的儲能狀態，調整合金固溶態及時效態再結晶晶粒形態與分布，達到適當的再結晶晶粒縱橫比得到長條晶粒，結合晶界析出強度較高的析出相，對綜合力學性能的提高，提高強度和塑韌性。

本發明對所述鋁鋰合金進行控制升溫速率的固溶前處理。在本發明中，所述鋁鋰合金優選包括以下質量百分含量的組分：3～4.5％的Cu、0.6～1.5％的Li和0.08～0.15％的Zr，其余為Al。在本發明中，所述Cu的質量百分含量進一步優選為3.1～4.0％，更優選為3.2～3.6％；所述Li的質量百分含量進一步優選為0.65～1.4％，更優選為0.7～0.9％；所述Zr的質量百分含量進一步優選為0.12～0.145％，更優選為0.13～0.14％。

在本發明中，所述鋁鋰合金優選為冷變形鋁鋰合金薄板；在本發明中，所述冷變形鋁鋰合金的冷變形的變形量優選為50～70％，進一步優選為60～65％，在本發明的實施例中所述變形量具體為51％、52％、53％、54％、55％、56％、57％、58％、59％、61％、62％、63％、64％、66％、67％、68％或69％。本發明對所述冷變形處理的方式沒有特殊要求，采用本領域技術人員所熟知的合金冷變形處理方式即可。

在本發明中，所述冷變形鋁鋰合金優選為冷變形鋁鋰合金板薄板；在本發明中，所述冷變形鋁鋰合金薄板板的厚度優選為1～6mm，進一步優選為2～5mm，更優選為3.4～4.5mm。

本發明對所述鋁鋰合金的來源沒有特殊要求，采用本領域技術人員所熟知的鋁鋰合金即可。在本發明的實施例中，可以采用鋁鋰合金的市售商品，也可采用本領域技術人員熟知的制備鋁鋰合金的技術方案自行制備。在所述鋁鋰合金采用本領域技術人員所熟知的技術方案自行制備時，所述鋁鋰合金優選按照包括以下步驟的加工方法制備得到：(1)將包括上述質量百分含量的鋁鋰合金鑄液澆注成型后進行均勻化處理；(2)對所述均勻化處理后的鑄錠進行熱變形；(3)對所述熱變形后鑄錠進行中間退火處理；(4)中間退火處理后進行冷變形處理后得到冷變形板材。本發明對所述澆注成型、均勻化處理、熱變形處理、中間退火和冷變形處理的方式沒有特殊要求，采用本領域技術人員所熟知的鋁鋰合金的加工方法即可。

在本發明中，所述固溶前處理的升溫的速率為2～15℃/min，優選為4～14℃/min，進一步優選為5～12℃/min，更優選為7～9℃/min。

在本發明中，所述固溶前處理的升溫的初始溫度為20～25℃，優選為21～24.5℃，更優選為22.5～23.5℃。

在本發明中，所述固溶前處理的升溫的的終止溫度為500～510℃，優選為502～509℃，進一步優選為505～506℃；在本發明的實施例中，所述控制升溫的終止溫度具體為501℃、502.5℃、503℃、504℃、506℃或508℃。

本發明對所述控制升溫速率的固溶前處理的實施方式沒有特殊要求，采用本領域技術人員所熟知的控制升溫速率的實施方式即可。在本發明的實施例中，所述控制升溫具體為控制隨爐升溫。

本發明還提供了一種提高鋁鋰合金強塑性的熱處理方法，包括以下步驟：

(1)采用上述技術方案所述的固溶前處理方法對所述鋁鋰合金進行固溶前處理；

(2)固溶處理所述步驟(1)固溶前處理的產物后進行淬火處理，得到淬火產物；

(3)對所述步驟(2)得到的淬火產物進行預變形處理；

(3)時效處理所述步驟(3)得到的預變形處理的產物。

本發明采用上述技術方案所述的前處理方法對所述鋁鋰合金進行前處理。

本發明完成所述前處理后在所述固溶前處理的終止溫度進行固溶處理。在本發明中，所述固溶處理的溫度優選為500～510℃，進一步優選為502～509℃，更優選為505～506℃；在本發明的實施例中，所述固溶處理的溫度具體為503℃、504℃、507℃或508℃。在本發明中，所述固溶處理的時間優選為40～60min，進一步45～55min，更優選為50～52min；在本發明中，所述固溶處理的時間具體為42min、44min、46min、48min、52min、54min、56min或58min。

得到固溶產物后，本發明對所述固溶產物進行淬火處理，得到淬火產物。在本發明中，所述淬火處理優選以固溶溫度作為淬火處理的起始溫度。在本發明中，所述淬火處理的淬火介質的溫度優選為5～50℃，進一步優選為10～45℃，更優選為20～30℃；在本發明的實施例中，所述淬火處理的淬火介質的溫度具體為6℃、8℃、11℃、13℃、17℃、21℃、23℃、27℃、29℃、31℃、33℃、37℃、39℃、41℃、43℃、47℃或49℃。在本發明中，所述淬火處理的淬火介質優選為水或油。在本發明中，所述淬火介質的停留時間優選為1～5min，進一步優選為2～3min；在本發明的實施例中，所述淬火介質的停留時間具體為1.5min、1.7min、2.1min、2.4min、3.1min、3.3min、3.7min、4.3min或4.7min。在本發明中，所述淬火處理的冷卻速度優選為所述淬火處理的冷卻速度為90～450℃/min，進一步優選為120～420℃/min，更優選為140～400℃/min，最優選為380℃/min。

本發明對所述淬火處理的實施方式沒有特殊要求，采用本領域技術人員所熟知的淬火處理實施方式即可。

所述淬火處理后，本發明對所述淬火產物進行預變形處理。在本發明中，所述預變形處理的變形量優選為2～10％，進一步優選為3～8％，更優選為5％。本發明對所述預變形處理沒有特殊要求，采用本領域技術人員所熟知的時效前預變形處理方式即可。

所述預變形處理后，本發明對所述預變形處理產物進行時效處理。在本發明中，所述時效處理的溫度優選為150～175℃，進一步優選為155～170℃，更優選為160～165℃；在本發明的實施例中所述時效處理的溫度具體為151℃、153℃、157℃、159℃、163℃、167℃、169℃或173℃。在本發明中，所述時效處理的時間優選為2～16h，進一步優選為5～15h，更優選為8～12h，最優選10h；在本發明的實施例中所述時效處理的時間具體為2.3h、2.7h、4.3h、4.7h、6.3h、6.7h、8.3h、8.7h、10.3h、10.7h、12.3h、12.7h、13.3h、13.7h、15.3h或15.7h。

本發明對所述時效處理的具體實施方式沒有特殊要求，采用本領域技術人員所熟知的時效處理即可。

本發明提供的提高鋁鋰合金薄板強塑性的熱處理方法，將控制升溫速率的固溶前處理、固溶處理、淬火、預變形處理以及時效處理有效結合，進一步提高了合金的強度和塑韌性，以簡單的方法不僅有助于提高鋁鋰合金薄板的性能的提高，同時有助于具有較高性能要求的鋁鋰合金板材的提高。

本發明提供了一種提高鋁鋰合金薄板強塑性的前處理方法，對所述鋁鋰合金進行控制升溫速率的固溶前處理，所述固溶前處理的升溫的速率為2～15℃/min，所述固溶前處理的升溫的初始溫度為20～25℃，所述固溶前處理的升溫的的終止溫度為500～510℃。本發明提供的方法，通過對鋁鋰合金進行2～15℃/min的控制升溫速率處理，改變了再結晶晶粒的形態和分布，避免在常規固溶處理的方式下僅能得到保持冷變形儲能狀態，進而實現了對合金固溶態及時效態再結晶晶粒形態與分布的調整，生成長條狀晶粒組織，達到較高力學性能要求區間的再結晶晶粒縱橫比，并與時效過程中形成的強化相T1聯合作用實現對綜合力學性能的提高，提高強度和塑韌性。本發明的實施例的結果表明對鋁鋰合金進行前處理后獲得的抗拉強度達到560MPa～600MPa，延伸率達到8.6～12％。

下面結合實施例對本發明提供的提高鋁鋰合金薄板強塑性的固溶前處理方法及其熱處理方法進行詳細的說明，但是不能把它們理解為對本發明保護范圍的限定。

本發明按《GB/T 228-2002金屬材料室內拉伸試驗方法》的檢測方法對完成熱處理后的鋁鋰合金的各項性能進行測試，力學拉伸數據測試儀器為美國產MTS-858。

對比例1

Al-Cu-Li鋁合金薄板，含有3.6％的Cu、1.0％的Li和0.12％的Zr，其余為Al，薄板厚度為2mm，經70％的冷變形處理得到。

首先采用常規鹽浴，將上述鋁合金薄板置于500℃鹽浴爐中，進行40min的500℃的固溶處理后置于溫度為5℃的水中進行5min的淬火處理，完成淬火處理后進行變形量為3％的預變形處理，隨后直接進行人工時效處理，時效溫度為150℃，時間為16h，完成對鋁鋰合金的熱處理。

進行拉伸力學性能測試，測試結果：抗拉強度為550MPa，屈服強度為520MPa，延伸率為8.3％。

對比例2

Al-Cu-Li鋁合金薄板，含有3.6％的Cu、0.8％的Li和0.12％的Zr，其余為Al，薄板厚度為2mm，經70％的冷變形處理得到。

首先采用常規鹽浴，將鋁合金薄板置于500℃的鹽浴爐中，進行40min的500℃的固溶處理后置于溫度為5℃的水中進行5min的淬火處理，完成淬火處理后進行變形量為2％的預變形處理，隨后直接進行人工時效處理，時效溫度為150℃，時間為16h，完成對鋁鋰合金的熱處理。

進行拉伸力學性能測試，測試結果：抗拉強度為515MPa，屈服強度為468MPa，延伸率為7.5％。

對比例3

按照對比例2對鋁鋰合金薄板進行熱處理，區別在于淬火處理后的進行變形量為5％的預變形處理。

進行拉伸力學性能測試，測試結果：抗拉強度為525MPa，屈服強度為492MPa，延伸率為8.0％。

對比例4

按照對比例2對鋁鋰合金薄板進行熱處理，區別在于淬火處理后的進行變形量為6％的預變形處理。

進行拉伸力學性能測試，測試結果：抗拉強度為525MPa，屈服強度為493MPa，延伸率為8.3％。

對比例5

按照對比例2對鋁鋰合金薄板進行熱處理，區別在于淬火處理后的進行變形量為8％的預變形處理。

進行拉伸力學性能測試，測試結果：抗拉強度為526MPa，屈服強度為500MPa，延伸率為7.5％。

對比例6

按照對比例2對鋁鋰合金薄板進行熱處理，區別在于淬火處理后的進行變形量為10％的預變形處理。

進行拉伸力學性能測試，測試結果：抗拉強度為527MPa，屈服強度為505MPa，延伸率為7％。

實施例1

Al-Cu-Li鋁合金薄板，含有3.6％的Cu、1.0％的Li和0.12％的Zr，其余為Al，薄板厚度為2mm，經70％的冷變形處理得到。

對上述鋁鋰合金進行控制升溫速率的固溶前處理方法，自20℃隨爐升溫至500℃，升溫速率控制為2℃/min，然后直接在升溫至500℃的鹽浴爐中進行40min的500℃的固溶處理后置于5℃水中進行5min的淬火處理，完成淬火處理后進行3％的預變形處理，隨后直接進行人工時效處理，時效溫度為150℃，時間為16h，完成對所述鋁鋰合金的熱處理。

進行拉伸力學性能測試，測試結果：抗拉強度為591MPa，屈服強度為570MPa，延伸率為8.6％。

實施例2

Al-Cu-Li鋁合金薄板，含有3％的Cu、1.2％的Li和0.12％的Zr，其余為Al，薄板厚度為5mm，經50％的冷變形處理得到。

對上述鋁鋰合金進行控制升溫速率的固溶處理方法，自25℃隨爐升溫至510℃，升溫速率控制為4℃/min，然后直接在升溫至510℃的鹽浴爐中進行40min的510℃的固溶處理后置于50℃水中進行1min的淬火處理，完成淬火處理后進行3％的預變形處理，隨后直接進行人工時效處理，時效溫度為175℃，時間為12h，完成對所述鋁鋰合金的熱處理。

進行拉伸力學性能測試，測試結果：抗拉強度為567MPa，屈服強度為544MPa，延伸率為8.6％。

實施例3

Al-Cu-Li鋁合金薄板，含有3.6％的Cu、0.6％的Li和0.15％的Zr，其余為Al，薄板厚度為6mm，經50％的冷變形處理得到。

對上述鋁鋰合金進行控制升溫速率的固溶處理方法，自20℃隨爐升溫至500℃，升溫速率控制為7℃/min，然后直接在升溫至500℃的鹽浴爐中進行40min的500℃的固溶處理后置于26℃的水中進行2.5min的淬火處理，完成淬火處理后進行3％的預變形處理，隨后直接進行人工時效處理，時效溫度為150℃，時間為16h，完成對所述鋁鋰合金的熱處理。

進行拉伸力學性能測試，測試結果：抗拉強度為569MPa，屈服強度為546MPa，延伸率為8.8％。

實施例4

Al-Cu-Li鋁合金薄板，含有3.6％的Cu、1.5％的Li和0.08％的Zr，其余為Al，薄板厚度為2mm，經60％的冷變形處理得到。

對上述鋁鋰合金進行控制升溫速率的固溶處理方法，自20℃隨爐升溫至510℃，升溫速率控制為9℃/min，然后直接在升溫至500℃的鹽浴爐中進行60min的510℃的固溶處理后置于32℃的水中進行3min的淬火處理，完成淬火處理后進行5％的預變形處理，隨后直接進行人工時效處理，時效溫度為175℃，時間為2h，完成對所述鋁鋰合金的熱處理。

進行拉伸力學性能測試，測試結果：抗拉強度為561MPa，屈服強度為537MPa，延伸率為11.2％。

實施例5

Al-Cu-Li鋁合金薄板，含有3.6％的Cu、1.5％的Li和0.15％的Zr，其余為Al，薄板厚度為1mm，經70％的冷變形處理得到。

對上述鋁鋰合金進行控制升溫速率的固溶處理方法，自25℃隨爐升溫至500℃，升溫速率控制為12℃/min，然后直接在升溫至500℃的鹽浴爐中進行40min的500℃的固溶處理后置于16℃的水中進行4.5min的淬火處理，完成淬火處理后進行5％的預變形處理，隨后直接進行人工時效處理，時效溫度為150℃，時間為16h，完成對所述鋁鋰合金的熱處理。

進行拉伸力學性能測試，測試結果：抗拉強度為560MPa，屈服強度為536MPa，延伸率為10.5％。

對對比例1和實施例1、2、3以及實施例4熱處理后的鋁鋰合金進行金相組織觀察，結果如圖1～5所示，其中圖1中的標尺均為1cm：200μm，圖2～5中的標尺為1cm:500μm。由圖2、3、4和5可知，通過控制升溫速率的固溶處理方法，形成了大量近似呈一致取向的長條狀晶粒組織，而由圖1可知，未經過控制升溫速率的固溶處理，直接進行常規鹽浴固溶處理的鋁鋰合金，形成大量等軸晶組織。

本發明控制固溶升溫速率處理方法形成了一定取向的長條狀晶粒，固溶處理與后續時效時形成的T1相的協同，時效強化相T1相的析出面{111}面與這些長條狀晶粒取向呈一定角度，不利于位錯滑移，從而達到提高強度的效果。

對比例2～6處理得到的鋁鋰合金的力學性能關系圖如圖6所示，由圖6可知，鋁鋰合金經包括在固溶溫度直接進行的固溶處理、淬火處理、預變形處理和時效處理的T8熱處理方法處理后，預變形處理僅能小幅度提高鋁鋰合金的強度。本申請實施例1～5結果表明，即使在相同的預變形變形量的條件下，通過控制固溶升溫速率的處理方法的調整，實現了對鋁鋰合金強度和延伸率的更大幅度的提高。

以上所述僅是本發明的優選實施方式，應當指出，對于本技術領域的普通技術人員來說，在不脫離本發明原理的前提下，還可以做出若干改進和潤飾，這些改進和潤飾也應視為本發明的保護范圍。