1、铝及铝合金的热处理铝及铝合金的热处理退火及淬火时效是铝合金的基本热处理形式。退火是一种软化处理。其目的是使合金在成分及组织上趋于均匀和稳定,消除加工硬化,恢复合金的塑性。淬火时效则属强化热处理,目的是提高合金的强度,主要应用于可热处理强化的铝合金。第一节 退火第一节 退火根据生产需求的不同,铝合金退火分铸锭均匀化退火、坯料退火、中间退火及成品退火几种形式。一、铸锭均匀化退火一、铸锭均匀化退火铸锭在快速冷凝及非平衡结晶条件,必然存在成分及组织上的不均匀,同时也存在很大的内应力。为了改变这种状况,提高铸锭的热加工工艺性,一般需进行均匀化退火。为促使原子扩散,均匀化退火应选择较高的退火温度,但不得超
2、过合金中低熔点共晶熔点,一般均匀化退火温度低于该熔点540,退火时间多在1224h之间。二、坯料退火二、坯料退火坯料退火是指压力加工过程中第一次冷变形前的退火。目的是为了使坯料得到平衡组织和具有最大的塑性变形能力。例如,铝合金热轧板坯的轧制终了温度为280330,在室温快速冷却后,加工硬化现象不能完全消除。特别是热处理强化的铝合金,在快冷后,再结晶过程未能结束,过饱和固溶体也未及彻底分解,仍保留一部分加工硬化和淬火效应。不经退火直接进行冷轧是有困难的,因此需进行坯料退火。对于非热处理强化的铝合金,如LF3,退火温度为370470,保温1.52.5H 后空冷,用于冷拉伸管加工的坯料、退火温度应适
3、当高一些,可选上限温度。对于可热处理强化的铝合金,如LY11及 LY12,坯料退火温度为390450,保温 13H,随后在炉中以不大于 30/h的速度冷却到270以下再出炉空冷。三、中间退火三、中间退火中间退火是指冷变形工序之间的退火,其目的是为了消除加工硬化,以利于继续冷加工变形。一般来说,经过坯料退火后的材料,在承受4585%的冷变形后,如不进行中间退火而继续冷加工将会发生困难。中间退火的工艺制度基本上与坯料退火相同。根据对冷变形程度的要求,中间退火可分为完全退火(总变形量6070%),简单退火(50%)和轻微退火(3040%)三种。前两种退火制度与坯料退火一样,后一种为320350加热
4、1.52h后空冷。四、成品退火四、成品退火成品退火是根据产品技术条件的要求,给予材料定的组织和机制性能的最终热处理。成品退火可分为高温退火(生产软制品)和低温退火(生产不同状态的半硬制品)两种。高温退火应保证能获得完全再结晶组织和良好的塑性。在保证材料获得良好的组织及性能条件下,保温时间不宜过长。对于可热处理强化的铝合金,为防止产生空冷淬火效应,应严格控制其冷却速度。低温退火包括消除内应力退火和部分软化退火两种,主要用于纯铝和非热处理强化铝合金。制定低温退火制度是一项很复杂的工作,不仅要考虑退火温度和保温时间,而且要考虑杂质、合金化程度、冷变形量、中间退火温度和热变形温度的影响。制定低温退火制
5、度必须是测出退火温度与机械性能间的变化曲线,然后再根据技术条件规定的性能指标,确定退火温度范围。第二节 淬 火第二节 淬 火铝合金的淬火也称固溶处理,即通过高温加热,使金属中以第二相形式存在的合金元素尽可能多的溶入固溶体,随后快速冷却,以抑制第二相的析出,从而获得一种过饱和的以铝为基的 固溶体,为下一步时效处理做好组织上的准备。获取过饱和 固溶体的前提是合金中的第二相在铝中的溶解度应随温度的增加而明显提高,否则,就达不到固溶处理的目的。铝中绝大多数合金元素能够构成具有这一特点的共晶型相图。以Al-Cu 合金为例,共晶温度为 548,铜在铝中的室温溶解度不足0.1%,加热到548,其溶解度则提高
6、到5.6%,因此,含铜在5.6%,以下的 Al-Cu合金,加热温度超过其固溶线以后,进入 单相区,即第二相 CuAl2全部溶入基体,淬火后就可获得单一的过饱和 固溶体。淬火是铝合金的最重要和要求最严格的热处理操作,其中关键的是选择恰当的淬火加热温度和保证足够的淬火冷却速度,并能严格控制炉温和减少淬火变形。淬火温度的选定原则是在确保铝合金不发生过烧或晶粒过分长大的情况下尽可能的提高淬火加热温度,以增加 固溶体的过饱和度及时效处理后的强度。一般铝合金加热炉要求炉温控制精度在3以内,同时炉内空气是强制循环的,以保证炉温的均匀性。铝合金的过烧是由于金属内部低熔点组成物,如二元或多元共晶体发生局部熔化造
7、成的。过烧不仅造成机械性能的降低,同时对合金的抗蚀性也有严重影响。因此,铝合金一旦发生过烧,将无法消除,合金制品应给予报废。铝合金的实际过烧温度主要决定于合金成分、杂质含量,同时与合金加工状态也有关系,经过塑性变形加工的制品其过烧温度高于铸件,变形加工量愈大,非平衡低熔点组成物在加热时愈容易溶入基体,故实际过烧温度升高。铝合金淬火时的冷却速度对合金的时效强化能力及抗蚀性有重大影响,LY12和LC4淬火过程中必须确保 固溶体不发生分解,特别在290420的温度敏感区,要有足够大的冷却速度。通常规定冷却速度应在50/s以上,而LC4合金,则应达到和超过170/s。铝合金最常用的淬火介质是水。生产实
8、践表明,淬火时的冷却速度愈大,淬火材料或工件的残余应力和残余变形也愈大。因此,对于形状简单的小型工件,水温可稍低,一般为1030,不应超过40。对于形状复杂、壁厚差别较大的工件,为减少淬火变形及开裂,有时水温可提高到80。但必须指出,随着淬火槽水温的升高,一般说来,材料的强度和耐蚀性也相应降低。第三节 时效第三节 时效一、时效过程中的组织转变与性能变化一、时效过程中的组织转变与性能变化通过淬火获得的过饱和 固溶体是一种不稳定组织,加热将发生分解而转化为平衡组织。以Al-4Cu 合金为例,其平衡组织应为+CuAl2(相)。淬火后的单相过饱和固溶体,在时效加热时,如温度足够高,则直接析出相,否则,
9、将分阶段进行,即经过某些中间过渡阶段才能达到最终平衡相CuAl2图 4-1-4 说明了Al-Cu合金时效过程中各个析出阶段的晶体结构特点。图a 是淬火状态的晶体点阵结构此时为单相 过饱和固溶体,铜原子(黑色圆点)均匀随机地分布在铝(白色圆点)基体点阵中。图 b表示析出初期的点阵结构,铜原子在基体点阵的某些区域开始集中,形成一种富铜区,称GP区。GP区尺寸极小,呈圆盘形,其直径大约为510m,厚0.40.6nm,GP 区在基体中的数量极大,分布密度可达10171018cm-3。GP 区的晶体结构仍与基体相同,均为面心立方,而且与基体保持共格界面。但因铜原子尺寸比铝原子小,铜原子富集后将造成区域附
10、近的晶体点阵收缩,即引起了点阵畸变。图 Al-Cu合金在时效过程中的晶体结构变化示意图a.淬火状态,为单相 固溶体,铜原子(黑圆点)均匀分布;b.时效初期,形成 GP 区;c.时效后期,形成半共格的过渡相;d.高温时效,析出非共格的平衡相GP 区是铝合金时效过程中出现的第一个预沉淀产物,延长时效时间,特别是提高时效温度,还会相继形成其他中间过渡相。Al-4Cu合金中,在 GP区之后尚有”及 相,最后才达到平衡相CuAl2。”和 均为 相的过渡相,晶体结构均为正方点阵,但点阵常数不同。尺寸比GP 区大,仍呈圆盘状,直径约 1540nm,厚度为0.82.0nm,与基体继续维持共格界面,但点阵畸变程
11、度更为强烈。由”过渡到 相时,尺寸已增长到 20600nm,厚1015nm,而且共格界面也受到部分破坏,成半共格界面,见图 c。时效析出的最终产物为平衡相(CuAl2),此时共格界面完全破坏,成为非共格界面,见图d。根据以上情况,概括起来,Al-Cu 合金的时效析出顺序是s+GP区+”+。时效组织处于何种阶段,取决于合金成分及时效规范,同一状态往往存在一种以上的时效产物,时效温度愈高,愈接近平衡组织。时效过程中从基体析出的GP 区及过渡相,由于尺寸小,弥散度高,本身又不易变形,同时在基体中造成点阵畸变,形成应力场,这对位错的运动有明显的阻碍作用,因此增加了合金的塑性变形抗力,提高于强度与硬度,
12、这种时效硬化现象称之为沉淀硬化。图4-1-5以曲线形式说明了Al-4Cu 合金在淬火及时效处理过程中的硬度变化。图中 I阶段,代表合金原始状态的硬度。由于热加工历史不同,原始状态的硬度会有差异,一般为HV=3080。经500加热并淬火后(II 阶段),全部铜原子溶入基体,成为单相过饱和固溶体,HV=60,这比退火状态的硬度(HV=30)高出一倍,这是固溶强化的结果。淬火后在室温下放置,因不断形成 GP区而使合金硬度连续提高(III 阶段),这种在室温下的时效硬化过程称自然时效。图 4-1-5 Al-4Cu 合金的时效硬化曲线I原始状态;II固溶状态;III自然时效(GP 区);IVa在 150
13、200回归处理(GP 区重溶);IVb人工时效(”+相);V过时效(”+相)IV 阶段是加热到150进行时效,硬化效应比自然时效更为明显,此时析出产物主要是”相,它在 Al-Cu 合金中强化效应最大。若进一步提高时效温度,析出相由”相过渡到相,硬化作用减弱,硬度下降,即进入 V阶段。凡需进行人工加热的时效处理称人工时效,IV和V 阶段就属这种情况。若时效后硬度达到该合金能达到的最大硬度值(即IVb阶段),这种时效称峰值时效,未达到峰值硬度值则称欠时效或不完全人工时效,越过峰值而进入硬度下降阶段则称过时效。稳定化时效处理也属于过时效。自然时效中形成的 GP区是很不稳定的,在快速加热到较高温度,如
14、200左右,作短时保温,GP区将重新溶入固溶体,若在其他过渡相如”或 尚未析出前就快速冷却(淬火),可使合金恢复到原来的淬火状态,这种现象称“回归”,这就是图 4-1-5中 IVa 阶段虚线表示的硬度下降部分。经回归处理的铝合金,仍具有相同的时效硬化能力。时效硬化是发展可热处理强化铝合金的基础,其时效硬化能力与合金成分及热处理制度有直接关系。Al-Si 及 Al-Mn 二元合金,因时效过程中直接析出平衡相,故无沉淀硬化作用,属非热处理强化铝合金,Al-Mg 系合金虽可形成GP区及过渡相,但只有在高镁合金中才有一定的沉淀硬化能力。Al-Cu、Al-Cu-Mg、Al-Mg-Si及Al-Zn-Mg-
15、Cu系合金,其 GP区及过渡相有较强的沉淀硬化能力,是目前的主要可热处理强化的合金系。二、自然时效二、自然时效一般可热处理强化的铝合金淬火后均有自然时效效应,自然时效强化是GP区所造成的。Al-Cu 及 Al-Cu-Mg 系合金广泛采用自然时效。Al-Zn-Mg-Cu系合金自然时效延续的时间过长,往往需经数月才能达到稳定阶段,故不选用自然时效制度。和人工时效相比,自然时效后,合金的屈服强度较低,但塑性与韧性较好,耐蚀性较高。Al-Zn-Mg-Cu 系的超硬铝情况略有不同,人工时效后的耐蚀性往往优于自然时效。三、人工时效三、人工时效铝合金经人工时效处理后往往可获得最高的屈服强度(以过渡相强化为主)和较好的组织稳定性,超硬铝、锻铝及铸铝均以人工时效为主。时效温度及时效时间对合金性能有重要影响,时效温度大多在120190之间,时效时间不超过24h。除单级人工时效外,铝合金尚可采用分级人工时效制度。即在不同温度进行两次或多次加热。如LC4合金可在 115125先时效24h,再于160170时效35h。分级时效不仅可以显著缩短时间,且可改善Al-Zn-Mg和Al-Zn-Mg-Cu系合金的显微组织,在基本上不降低机械性能的条件下,明显提高耐应力腐蚀能力、疲劳强度和断裂韧度。
