合金热处理工艺论文范文

1固溶热处理

Al-Cu-Mg-Ag合金的固溶热处理就是在较高温度下使合金元素充分溶解到α-Al基体中，然后快速冷却以得到过饱和固溶体，使其在后续的时效热处理中析出尽可能多的强化相(Ω、θ''''相)，以提高合金的力学性能，是时效热处理的前期准备过程［7］。影响固溶热处理的主要工艺参数有:固溶温度、固溶时间和冷却速度。固溶温度越高，Cu、Mg、Ag等合金元素在合金中的固溶度越高，合金元素的扩散速度越快，固溶时间也就越短。但是当固溶温度过高时会使合金中的低溶点相发生溶化，即出现过热现象;同时弥散分布的金属间化合物也会发生长大粗化，导致合金性能降低。因此，固溶温度对Al-Cu-Mg-Ag合金性能的影响比较敏感［15］，而固溶时间对Al-Cu-Mg-Ag合金的影响较小，为了阻止强化相的析出趋势，固溶后冷却速率需要足够大，一般选择室温水淬。表2是当前典型的几种Al-Cu-Mg-Ag合金的固溶热处理工艺。从表2发现，含Ag的Al-Cu-Mg系铝合金，由于其合金化元素种类多，含量高(尤其是Cu的含量较高)，且Cu原子的扩散速率又比较低，应选择较高的固溶温度;但该合金的过烧敏感性又很高，因此一般选择的固溶温度在510～530℃范围内，稍微低于过热温度;保温时间通常在2h左右，对于大块材料(厚的板材，粗的棒)可以适当延长保温时间。

2时效热处理

Al-Cu-Mg-Ag合金经固溶热处理后形成过饱和固溶体，在人工时效过程中，微量Ag元素降低合金基体{111}A1面的层错能，促使Ag-Mg团簇和{111}A1面上聚集的Cu原子聚集(Cu原子在{111}A1面上发生偏聚，形成{111}A1面GP区)，成为Ω相的形核质点;同时过饱和固溶体中Cu原子易直接从{100}Al面上脱溶析出(形成Cu原子团的偏聚区，即{100}A1面GP区);随时效时间的延长，它们分别脱溶析出强化相Ω相和θ''''相;θ''''相和Ω相是亚稳相，在较高温度下最终转化为平衡相θ相。即Al-Cu-Mg-Ag合金的脱溶序列为:SSS(过饱和固溶体)→Ag-Mg团簇→Ω相→θ相、SSS→Cu-Cu团簇→GP区→θ''''相→θ相。时效过程中Ω相和θ''''相的密度和形态决定时效的效果，进而影响合金的性能。因此，可以通过改变时效工艺来改善Al-Cu-Mg-Ag合金的性能，常用的时效工艺有单级时效、多级断续时效、形变时效、应力时效等。

2．1单级时效单级时效是2000系铝合金常用的热处理制度，同时也是其它时效工艺的基础。Al-Cu-Mg-Ag合金的单级时效分为自然时效和人工时效。自然时效由于抑制了强化相Ω相的析出，合金的强度较低。单级人工时效促进了强化相Ω和θ''''相的析出，合金的强度较高。由于Al-Cu-Mg-Ag合金在较高的温度(165℃以上)时效时才会析出Ω相，且Ω相的尺寸随时效温度的升高而增加，过高的时效温度(250℃以上)更容易使Ω相和θ''''相粗化或者转化为θ相，对晶界也有所削弱，从而降低合金性能［21-22］。因此，Al-Cu-Mg-Ag合金单级人工时效，一般选择时效温度为160～200℃。但是高温短时间人工时效能够极大地提高合金的高温持久性能，对Al-5．06Cu-0．44Mg-0．3Mn-0．55Ag-0．17Zr合金［23］在高温(250℃)时效后在200℃/300MPa下进行持久试验，其峰值时效状态的持久寿命长达31h;而对应的165℃时效后的持久寿命小于16h。Al-Cu-Mg-Ag合金有很高的时效响应速度，且在相同条件下时效温度越高达到峰时效的时间也越短［23-25］，文献［23］中的合金在250℃下时效5min后就达到了峰值强度(σb=458MPa)。Al-Cu-Mg-Ag合金时效过程为单峰时效过程，即经过欠时效、峰时效和过时效阶段。欠时效态合金虽然析出相的密度没有达到最大值，但是析出相更加细小，使其有较高的强度，同时在高温使用时会发生二次强化相的析出，使其有很好的抗蠕变性和耐高温性［26］。峰时效态合金(达到峰时效的时间一般为4～10h)组织由大量Ω相和少量的θ''''相组成，析出相密度达到最大值，常温力学性能最好［4，27］，对于Al-4．83Cu-0．45Mg-0．50Ag-0．29Mn-0．12Zr合金［4］在165℃下时效6h后达到峰值强度σb=472MPa，σ0．2=455MPa，对应的伸长率为12．68%。过时效态合金，随着时效时间的延长合金的强化相逐渐粗化，强度有所下降。

2．2多级断续时效多级断续时效是Lumley等在研究Al-Cu-Mg-Ag合金的抗蠕变性时发现的，根据这一现象CSIRO公司发明了T6I6和T6I4等多级时效热处理技术;与单级人工时效(T6态)相比，除保留与T6态相同的性能外，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合金的多级断续时效一般是三级时效。在第一级的高温欠时效(一般时效温度为160℃或185℃，时效时间≤2h)过程中，析出大量的Ω相和少量θ''''相，并随着时效时间的延长，析出相不断长大(同单级欠时效)。在第二级的低温时效(时效温度为室温或65℃)过程中，Ω相的析出受到抑制，而θ''''相继续析出。在第三级的较高温再时效(时效温度为150℃或165℃)过程中，Ω相和θ''''相同时析出长大，Ω相为主要强化相，θ''''相相对较少［28，31-33］。最后合金组织中析出大量的Ω相和θ''''相，使合金具有很好的强度和塑性。有时为了简化试验流程省去第二级的低温时效，合金也能获得较好的性能［28］。张坤等［29］对高纯Al-4．61Cu-0．47Mg-0．44Ag合金采用二级时效工艺，第一级采用185℃×30min预时效后水淬，然后进行150℃×25h较高温时效，该工艺明显缩短热处理周期，同时合金强度与T6态相当(σ0．2=420MPa左右)，伸长率却由8%升高到14%，使塑性得到显著改善。对于Al-5．3Cu-0．8Mg-0．5Ag-0．3Mn-0．15Zr合金［28，30］在185℃下欠时效2h后，当在较低的温度(65℃)下进行二次时效时，合金的硬度为151HV比T6态(185℃×4h)低10HV，伸长率为14%比T6态高1．4%;当在较高的温度(150℃)下进行二次时效时，合金的硬度为165HV、伸长率为13．8%，都高于T6态。对于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℃时效2h，然后在65℃下时效67～240h，二级低温时效对合金的硬度几乎没有影响，然后三级时效在160℃时效24h左右达到峰值硬度160HV左右，合金的性能和T6态(160℃×12h)相差不多。

2．3形变时效形变时效热处理将加工硬化和时效析出强化相结合以改善合金的性能。在固溶后时效前对合金进行预变形，增加合金组织中的位错密度，利用沉淀相在位错线上优先形核，增加沉淀相的形核率和析出相的密度，降低时效析出相的尺寸，改变合金在后续时效过程中的脱溶序列，进而改变合金的微观组织结构［34-35］。在传统的Al-Cu-Mg系铝合金的预变形时效过程中，由于预变形引入大量位错亚结构促进了非均匀形核的强化相θ''''的析出，使合金的强度得到显著提高［36］。但是形变时效(一般选择的预变形量为2%～6%)对Al-Cu-Mg-Ag合金性能的影响则较为复杂，这可能是由于合金成分、时效温度和时间以及预变形量的不同，导致析出的强化相θ和Ω相的密度和尺寸不同，进而影响合金的性能。陈瑞强等［37］发现Al-5．12Cu-0．40Mg-0．89Ag-0．32Mn-0．17Zr合金的最佳形变热处理工艺为4%预拉伸、165℃×10h人工时效，该合金可获得室温σb≥473MPa，σ0．2≥428MPa，δ≥11．3%的满意综合性能;文献［38-39］也认为，时效前的预拉伸能提高合金的性能。但肖代红等［40］对Al-5．3Cu-0．8Mg-0．3Ag合金的预拉伸量为0、2．5%、5%的3种状态的合金在185℃经峰时效处理后，其室温σb分别为530、510、475MPa，σ0．2分别为477、456、410MPa，δ分别为10．5%，11．0%、12．3%，这显示时效前预拉伸降低了合金的强度提高了合金的塑性。而李周兵等［41］对Al-5．20Cu-0．40Mg-1．02Ag-0．2Mn-0．17Zr合金进行0、4%预拉伸后，再在165℃下进行时效，此时σb分别为492MPa、508MPa，σ0．2分别为455MPa、468MPa，δ分别为15．2%、12．9%，此结论与文献［40］的相反，即时效前预拉伸提高了合金的强度降低了合金的塑性。一般认为时效前预拉伸(或冷加工)不改变析出相的种类，由于增加了位错密度，抑制了{111}Al面Ω相的析出，但是却细化了Ω相的尺寸;位错和晶界缺陷为θ''''相的异相形核提供了形核质点，从而促进了{100}Al面θ''''相的析出［37，41-45］。由于高温强化相Ω相体积分数的减少，峰时效状态的合金的耐热性能降低;同时总体上造成时效态合金的时效过程延缓，硬化水平降低，峰时效时间延长［40，42］。

2．4应力时效应力时效是指在时效过程中引入一个小于屈服极限的应力，在温度和应力的耦合作用下，使析出的强化相发生显著变化。时效过程中施加外应力不会改变合金再结晶晶粒的形貌，但对Al-Cu-Mg-Ag合金组织中强化相的析出序列、数量、大小和分布等都有显著影响［46-47］。应力时效延缓了Al-Cu-Mg-Ag合金中强化相θ''''和Ω的析出［48］。这可能是由于在应力时效初期(约2min)产生大量位错阻碍了溶质原子的扩散，延缓了Cu-Cu团簇或Ag-Mg共聚团簇的形成，从而延缓了强化相θ''''和Ω的析出，最终使峰时效时间延长。应力时效能够促进θ''''相的析出，而抑制Ω相的析出，使合金的峰值硬度降低［49］。这可能是因为外加应力的存在，产生了大量的位错，为θ''''相的异相形核提供了有利的位置，但位错的存在不利于溶质原子的扩散，阻碍了Mg-Ag共聚原子团簇的形成，从而延缓了合金中强化相Ω的析出，最终使合金的硬度下降。在应力时效作用下，Al-Cu-Mg-Ag合金的强化相θ''''相和Ω相均沿某一方向(外加拉应力的方向［50］)呈择优取向析出，即产生应力位向效应。研究发现，外加应力对Al-Cu-Mg-Ag合金时效动力学过程的影响主要是在相的成核阶段，且存在一个调整微观结构演化的临界应力值，当超过临界值时易在惯析面成核，即在惯析面析出沉淀相;在160℃下，对θ''''相临界应力为16～19MPa，对于Ω相临界应力为120～140MPa［50］。根据扩散理论结合弹性理论［49］，外应力会使得合金中溶质原子沿不同的方向扩散速度不同，使时效初期共格片状相出现择优取向效应，从而产生位向效应。Eshelby弹性夹杂物理论［46，51］认为，外加应力与不同变体相互作用引起的系统弹性性能变化的不同将导致析出相择优取向析出，而且析出相在长大过程中错配应变的大小及符号的变化将会产生完全相异的结果。通过塑性和弹性夹杂模型［47］，可以定性预测分布在{100}面和{111}面的相的各向异性。外加应力时效(一般选择200MPa)会降低Al-Cu-Mg-Ag合金的时效硬化速率，延长欠时效的时间，减小峰值硬度，同时也提供了一种控制高强铝合金(屈服强度)各向异性的方式［47］。对于Al-5．3Cu-0．8Mg-0．5Ag-0．3Mn-0．15Zr合金［48-49］在170℃下进行无外加应力时效和200MPa外加应力时效时发现，在没有外加应力时效时，合金硬度在12h后就达到峰值(161．5HV)然后逐渐下降;应力时效的硬度在16h后才达到峰值(157．9HV)，且随时效时间的延长仍保持较高的硬度。

3结语

对于时效强化型高强度耐热Al-Cu-Mg-Ag合金，最简单的时效制度是单级时效;断续多级时效能改善合金的塑性;应力时效能控制合金的屈服强度各向异性;而形变时效对合金的性能影响非常敏感，还需要详细研究。另外，作者认为Al-Cu-Mg-Ag合金热处理工艺的未来发展方向主要集中在:①通过控制或者调整热处理工艺的参数，尤其是温度和时间变量，来改变θ''''相和Ω相的析出顺序、密度和大小，进而控制Al-Cu-Mg-Ag合金的强度和塑性;②引入人工神经网络(ANN)、支持向量回归(SVR)等数学统计方法，建立Al-Cu-Mg-Ag合金时效热处理工艺参数与合金强度关系的预测模型，使设计的工艺参数更加有效、科学。总之，随着Al-Cu-Mg-Ag合金热处理工艺的不断发展，该合金将会获得更好的性能和广泛的应用。

作者：王建王杰芳郭巧能刘忠侠王明星蔡彬刘志勇杨昇单位：郑州大学材料物理教育部重点实验室