合金熱處理工藝論文范文

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1固溶熱處理

Al-Cu-Mg-Ag合金的固溶熱處理就是在較高溫度下使合金元素充分溶解到α-Al基體中，然后快速冷卻以得到過飽和固溶體，使其在后續(xù)的時效熱處理中析出盡可能多的強(qiáng)化相(Ω、θ''''相)，以提高合金的力學(xué)性能，是時效熱處理的前期準(zhǔn)備過程［7］。影響固溶熱處理的主要工藝參數(shù)有:固溶溫度、固溶時間和冷卻速度。固溶溫度越高，Cu、Mg、Ag等合金元素在合金中的固溶度越高，合金元素的擴(kuò)散速度越快，固溶時間也就越短。但是當(dāng)固溶溫度過高時會使合金中的低溶點相發(fā)生溶化，即出現(xiàn)過熱現(xiàn)象;同時彌散分布的金屬間化合物也會發(fā)生長大粗化，導(dǎo)致合金性能降低。因此，固溶溫度對Al-Cu-Mg-Ag合金性能的影響比較敏感［15］，而固溶時間對Al-Cu-Mg-Ag合金的影響較小，為了阻止強(qiáng)化相的析出趨勢，固溶后冷卻速率需要足夠大，一般選擇室溫水淬。表2是當(dāng)前典型的幾種Al-Cu-Mg-Ag合金的固溶熱處理工藝。從表2發(fā)現(xiàn)，含Ag的Al-Cu-Mg系鋁合金，由于其合金化元素種類多，含量高(尤其是Cu的含量較高)，且Cu原子的擴(kuò)散速率又比較低，應(yīng)選擇較高的固溶溫度;但該合金的過燒敏感性又很高，因此一般選擇的固溶溫度在510～530℃范圍內(nèi)，稍微低于過熱溫度;保溫時間通常在2h左右，對于大塊材料(厚的板材，粗的棒)可以適當(dāng)延長保溫時間。

2時效熱處理

Al-Cu-Mg-Ag合金經(jīng)固溶熱處理后形成過飽和固溶體，在人工時效過程中，微量Ag元素降低合金基體{111}A1面的層錯能，促使Ag-Mg團(tuán)簇和{111}A1面上聚集的Cu原子聚集(Cu原子在{111}A1面上發(fā)生偏聚，形成{111}A1面GP區(qū))，成為Ω相的形核質(zhì)點;同時過飽和固溶體中Cu原子易直接從{100}Al面上脫溶析出(形成Cu原子團(tuán)的偏聚區(qū)，即{100}A1面GP區(qū));隨時效時間的延長，它們分別脫溶析出強(qiáng)化相Ω相和θ''''相;θ''''相和Ω相是亞穩(wěn)相，在較高溫度下最終轉(zhuǎn)化為平衡相θ相。即Al-Cu-Mg-Ag合金的脫溶序列為:SSS(過飽和固溶體)→Ag-Mg團(tuán)簇→Ω相→θ相、SSS→Cu-Cu團(tuán)簇→GP區(qū)→θ''''相→θ相。時效過程中Ω相和θ''''相的密度和形態(tài)決定時效的效果，進(jìn)而影響合金的性能。因此，可以通過改變時效工藝來改善Al-Cu-Mg-Ag合金的性能，常用的時效工藝有單級時效、多級斷續(xù)時效、形變時效、應(yīng)力時效等。

2．1單級時效單級時效是2000系鋁合金常用的熱處理制度，同時也是其它時效工藝的基礎(chǔ)。Al-Cu-Mg-Ag合金的單級時效分為自然時效和人工時效。自然時效由于抑制了強(qiáng)化相Ω相的析出，合金的強(qiáng)度較低。單級人工時效促進(jìn)了強(qiáng)化相Ω和θ''''相的析出，合金的強(qiáng)度較高。由于Al-Cu-Mg-Ag合金在較高的溫度(165℃以上)時效時才會析出Ω相，且Ω相的尺寸隨時效溫度的升高而增加，過高的時效溫度(250℃以上)更容易使Ω相和θ''''相粗化或者轉(zhuǎn)化為θ相，對晶界也有所削弱，從而降低合金性能［21-22］。因此，Al-Cu-Mg-Ag合金單級人工時效，一般選擇時效溫度為160～200℃。但是高溫短時間人工時效能夠極大地提高合金的高溫持久性能，對Al-5．06Cu-0．44Mg-0．3Mn-0．55Ag-0．17Zr合金［23］在高溫(250℃)時效后在200℃/300MPa下進(jìn)行持久試驗，其峰值時效狀態(tài)的持久壽命長達(dá)31h;而對應(yīng)的165℃時效后的持久壽命小于16h。Al-Cu-Mg-Ag合金有很高的時效響應(yīng)速度，且在相同條件下時效溫度越高達(dá)到峰時效的時間也越短［23-25］，文獻(xiàn)［23］中的合金在250℃下時效5min后就達(dá)到了峰值強(qiáng)度(σb=458MPa)。Al-Cu-Mg-Ag合金時效過程為單峰時效過程，即經(jīng)過欠時效、峰時效和過時效階段。欠時效態(tài)合金雖然析出相的密度沒有達(dá)到最大值，但是析出相更加細(xì)小，使其有較高的強(qiáng)度，同時在高溫使用時會發(fā)生二次強(qiáng)化相的析出，使其有很好的抗蠕變性和耐高溫性［26］。峰時效態(tài)合金(達(dá)到峰時效的時間一般為4～10h)組織由大量Ω相和少量的θ''''相組成，析出相密度達(dá)到最大值，常溫力學(xué)性能最好［4，27］，對于Al-4．83Cu-0．45Mg-0．50Ag-0．29Mn-0．12Zr合金［4］在165℃下時效6h后達(dá)到峰值強(qiáng)度σb=472MPa，σ0．2=455MPa，對應(yīng)的伸長率為12．68%。過時效態(tài)合金，隨著時效時間的延長合金的強(qiáng)化相逐漸粗化，強(qiáng)度有所下降。

2．2多級斷續(xù)時效多級斷續(xù)時效是Lumley等在研究Al-Cu-Mg-Ag合金的抗蠕變性時發(fā)現(xiàn)的，根據(jù)這一現(xiàn)象CSIRO公司發(fā)明了T6I6和T6I4等多級時效熱處理技術(shù);與單級人工時效(T6態(tài))相比，除保留與T6態(tài)相同的性能外，由于θ''''相的析出密度得到提高，使Al-Cu-Mg-Ag合金的塑性得到提高［28-31］。Al-Cu-Mg-Ag合金的多級斷續(xù)時效一般是三級時效。在第一級的高溫欠時效(一般時效溫度為160℃或185℃，時效時間≤2h)過程中，析出大量的Ω相和少量θ''''相，并隨著時效時間的延長，析出相不斷長大(同單級欠時效)。在第二級的低溫時效(時效溫度為室溫或65℃)過程中，Ω相的析出受到抑制，而θ''''相繼續(xù)析出。在第三級的較高溫再時效(時效溫度為150℃或165℃)過程中，Ω相和θ''''相同時析出長大，Ω相為主要強(qiáng)化相，θ''''相相對較少［28，31-33］。最后合金組織中析出大量的Ω相和θ''''相，使合金具有很好的強(qiáng)度和塑性。有時為了簡化試驗流程省去第二級的低溫時效，合金也能獲得較好的性能［28］。張坤等［29］對高純Al-4．61Cu-0．47Mg-0．44Ag合金采用二級時效工藝，第一級采用185℃×30min預(yù)時效后水淬，然后進(jìn)行150℃×25h較高溫時效，該工藝明顯縮短熱處理周期，同時合金強(qiáng)度與T6態(tài)相當(dāng)(σ0．2=420MPa左右)，伸長率卻由8%升高到14%，使塑性得到顯著改善。對于Al-5．3Cu-0．8Mg-0．5Ag-0．3Mn-0．15Zr合金［28，30］在185℃下欠時效2h后，當(dāng)在較低的溫度(65℃)下進(jìn)行二次時效時，合金的硬度為151HV比T6態(tài)(185℃×4h)低10HV，伸長率為14%比T6態(tài)高1．4%;當(dāng)在較高的溫度(150℃)下進(jìn)行二次時效時，合金的硬度為165HV、伸長率為13．8%，都高于T6態(tài)。對于Al-(4．8～4．9)Cu-(0．43～0．47)Mg-(0．30～0．39)Ag-0．15Zr合金［31-32］，先在160℃時效2h，然后在65℃下時效67～240h，二級低溫時效對合金的硬度幾乎沒有影響，然后三級時效在160℃時效24h左右達(dá)到峰值硬度160HV左右，合金的性能和T6態(tài)(160℃×12h)相差不多。

2．3形變時效形變時效熱處理將加工硬化和時效析出強(qiáng)化相結(jié)合以改善合金的性能。在固溶后時效前對合金進(jìn)行預(yù)變形，增加合金組織中的位錯密度，利用沉淀相在位錯線上優(yōu)先形核，增加沉淀相的形核率和析出相的密度，降低時效析出相的尺寸，改變合金在后續(xù)時效過程中的脫溶序列，進(jìn)而改變合金的微觀組織結(jié)構(gòu)［34-35］。在傳統(tǒng)的Al-Cu-Mg系鋁合金的預(yù)變形時效過程中，由于預(yù)變形引入大量位錯亞結(jié)構(gòu)促進(jìn)了非均勻形核的強(qiáng)化相θ''''的析出，使合金的強(qiáng)度得到顯著提高［36］。但是形變時效(一般選擇的預(yù)變形量為2%～6%)對Al-Cu-Mg-Ag合金性能的影響則較為復(fù)雜，這可能是由于合金成分、時效溫度和時間以及預(yù)變形量的不同，導(dǎo)致析出的強(qiáng)化相θ和Ω相的密度和尺寸不同，進(jìn)而影響合金的性能。陳瑞強(qiáng)等［37］發(fā)現(xiàn)Al-5．12Cu-0．40Mg-0．89Ag-0．32Mn-0．17Zr合金的最佳形變熱處理工藝為4%預(yù)拉伸、165℃×10h人工時效，該合金可獲得室溫σb≥473MPa，σ0．2≥428MPa，δ≥11．3%的滿意綜合性能;文獻(xiàn)［38-39］也認(rèn)為，時效前的預(yù)拉伸能提高合金的性能。但肖代紅等［40］對Al-5．3Cu-0．8Mg-0．3Ag合金的預(yù)拉伸量為0、2．5%、5%的3種狀態(tài)的合金在185℃經(jīng)峰時效處理后，其室溫σb分別為530、510、475MPa，σ0．2分別為477、456、410MPa，δ分別為10．5%，11．0%、12．3%，這顯示時效前預(yù)拉伸降低了合金的強(qiáng)度提高了合金的塑性。而李周兵等［41］對Al-5．20Cu-0．40Mg-1．02Ag-0．2Mn-0．17Zr合金進(jìn)行0、4%預(yù)拉伸后，再在165℃下進(jìn)行時效，此時σb分別為492MPa、508MPa，σ0．2分別為455MPa、468MPa，δ分別為15．2%、12．9%，此結(jié)論與文獻(xiàn)［40］的相反，即時效前預(yù)拉伸提高了合金的強(qiáng)度降低了合金的塑性。一般認(rèn)為時效前預(yù)拉伸(或冷加工)不改變析出相的種類，由于增加了位錯密度，抑制了{(lán)111}Al面Ω相的析出，但是卻細(xì)化了Ω相的尺寸;位錯和晶界缺陷為θ''''相的異相形核提供了形核質(zhì)點，從而促進(jìn)了{(lán)100}Al面θ''''相的析出［37，41-45］。由于高溫強(qiáng)化相Ω相體積分?jǐn)?shù)的減少，峰時效狀態(tài)的合金的耐熱性能降低;同時總體上造成時效態(tài)合金的時效過程延緩，硬化水平降低，峰時效時間延長［40，42］。

2．4應(yīng)力時效應(yīng)力時效是指在時效過程中引入一個小于屈服極限的應(yīng)力，在溫度和應(yīng)力的耦合作用下，使析出的強(qiáng)化相發(fā)生顯著變化。時效過程中施加外應(yīng)力不會改變合金再結(jié)晶晶粒的形貌，但對Al-Cu-Mg-Ag合金組織中強(qiáng)化相的析出序列、數(shù)量、大小和分布等都有顯著影響［46-47］。應(yīng)力時效延緩了Al-Cu-Mg-Ag合金中強(qiáng)化相θ''''和Ω的析出［48］。這可能是由于在應(yīng)力時效初期(約2min)產(chǎn)生大量位錯阻礙了溶質(zhì)原子的擴(kuò)散，延緩了Cu-Cu團(tuán)簇或Ag-Mg共聚團(tuán)簇的形成，從而延緩了強(qiáng)化相θ''''和Ω的析出，最終使峰時效時間延長。應(yīng)力時效能夠促進(jìn)θ''''相的析出，而抑制Ω相的析出，使合金的峰值硬度降低［49］。這可能是因為外加應(yīng)力的存在，產(chǎn)生了大量的位錯，為θ''''相的異相形核提供了有利的位置，但位錯的存在不利于溶質(zhì)原子的擴(kuò)散，阻礙了Mg-Ag共聚原子團(tuán)簇的形成，從而延緩了合金中強(qiáng)化相Ω的析出，最終使合金的硬度下降。在應(yīng)力時效作用下，Al-Cu-Mg-Ag合金的強(qiáng)化相θ''''相和Ω相均沿某一方向(外加拉應(yīng)力的方向［50］)呈擇優(yōu)取向析出，即產(chǎn)生應(yīng)力位向效應(yīng)。研究發(fā)現(xiàn)，外加應(yīng)力對Al-Cu-Mg-Ag合金時效動力學(xué)過程的影響主要是在相的成核階段，且存在一個調(diào)整微觀結(jié)構(gòu)演化的臨界應(yīng)力值，當(dāng)超過臨界值時易在慣析面成核，即在慣析面析出沉淀相;在160℃下，對θ''''相臨界應(yīng)力為16～19MPa，對于Ω相臨界應(yīng)力為120～140MPa［50］。根據(jù)擴(kuò)散理論結(jié)合彈性理論［49］，外應(yīng)力會使得合金中溶質(zhì)原子沿不同的方向擴(kuò)散速度不同，使時效初期共格片狀相出現(xiàn)擇優(yōu)取向效應(yīng)，從而產(chǎn)生位向效應(yīng)。Eshelby彈性夾雜物理論［46，51］認(rèn)為，外加應(yīng)力與不同變體相互作用引起的系統(tǒng)彈性性能變化的不同將導(dǎo)致析出相擇優(yōu)取向析出，而且析出相在長大過程中錯配應(yīng)變的大小及符號的變化將會產(chǎn)生完全相異的結(jié)果。通過塑性和彈性夾雜模型［47］，可以定性預(yù)測分布在{100}面和{111}面的相的各向異性。外加應(yīng)力時效(一般選擇200MPa)會降低Al-Cu-Mg-Ag合金的時效硬化速率，延長欠時效的時間，減小峰值硬度，同時也提供了一種控制高強(qiáng)鋁合金(屈服強(qiáng)度)各向異性的方式［47］。對于Al-5．3Cu-0．8Mg-0．5Ag-0．3Mn-0．15Zr合金［48-49］在170℃下進(jìn)行無外加應(yīng)力時效和200MPa外加應(yīng)力時效時發(fā)現(xiàn)，在沒有外加應(yīng)力時效時，合金硬度在12h后就達(dá)到峰值(161．5HV)然后逐漸下降;應(yīng)力時效的硬度在16h后才達(dá)到峰值(157．9HV)，且隨時效時間的延長仍保持較高的硬度。

3結(jié)語

對于時效強(qiáng)化型高強(qiáng)度耐熱Al-Cu-Mg-Ag合金，最簡單的時效制度是單級時效;斷續(xù)多級時效能改善合金的塑性;應(yīng)力時效能控制合金的屈服強(qiáng)度各向異性;而形變時效對合金的性能影響非常敏感，還需要詳細(xì)研究。另外，作者認(rèn)為Al-Cu-Mg-Ag合金熱處理工藝的未來發(fā)展方向主要集中在:①通過控制或者調(diào)整熱處理工藝的參數(shù)，尤其是溫度和時間變量，來改變θ''''相和Ω相的析出順序、密度和大小，進(jìn)而控制Al-Cu-Mg-Ag合金的強(qiáng)度和塑性;②引入人工神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)(ANN)、支持向量回歸(SVR)等數(shù)學(xué)統(tǒng)計方法，建立Al-Cu-Mg-Ag合金時效熱處理工藝參數(shù)與合金強(qiáng)度關(guān)系的預(yù)測模型，使設(shè)計的工藝參數(shù)更加有效、科學(xué)。總之，隨著Al-Cu-Mg-Ag合金熱處理工藝的不斷發(fā)展，該合金將會獲得更好的性能和廣泛的應(yīng)用。

作者：王建王杰芳郭巧能劉忠俠王明星蔡彬劉志勇楊昇單位：鄭州大學(xué)材料物理教育部重點實驗室