坯料退火是指壓力加工過程中第一次冷變形前的退火。目的是為了使坯料得到平衡組織和具有最大的塑性變形能力。例如,鋁合金熱軋板坯的軋制終了溫度為280~330℃,在室溫快速冷卻后,加工硬化現(xiàn)象不能完全消除。特別是熱處理強化的鋁合金,在快冷后,再結晶過程未能結束,過飽和固溶體也未及徹底分解,仍保留一部分加工硬化和淬火效應。不經(jīng)退火直接進行冷軋是有困難的,因此需進行坯料退火。對于非熱處理強化的鋁合金,如LF3,退火溫度為370~470℃,保溫1.5~2.5H后空冷,用于冷拉伸管加工的坯料、退火溫度應適當高一些,可選上限溫度。對于可熱處理強化的鋁合金,如LY11及LY12,坯料退火溫度為390~450℃,保溫1~3H,隨后在爐中以不大于30℃/h的速度冷卻到270℃以下再出爐空冷。

三、中間退火

中間退火是指冷變形工序之間的退火,其目的是為了消除加工硬化,以利于繼續(xù)冷加工變形。一般來說,經(jīng)過坯料退火后的材料,在承受45~85%的冷變形后,如不進行中間退火而繼續(xù)冷加工將會發(fā)生困難。

中間退火的工藝制度基本上與坯料退火相同。根據(jù)對冷變形程度的要求,中間退火可分為完全退火(總變形量ε≈60~70%),簡單退火(ε≤50%)和輕微退火(ε≈30~40%)三種。前兩種退火制度與坯料退火一樣,后一種為320~350℃加熱1.5~2h后空冷。

四、成品退火

成品退火是根據(jù)產(chǎn)品技術條件的要求,給予材料—定的組織和機制性能的最終熱處理。

成品退火可分為高溫退火(生產(chǎn)軟制品)和低溫退火(生產(chǎn)不同狀態(tài)的半硬制品)兩種。高溫退火應保證能獲得完全再結晶組織和良好的塑性。在保證材料獲得良好的組織及性能條件下,保溫時間不宜過長。對于可熱處理強化的鋁合金,為防止產(chǎn)生空冷淬火效應,應嚴格控制其冷卻速度。

低溫退火包括消除內應力退火和部分軟化退火兩種,主要用于純鋁和非熱處理強化鋁合金。制定低溫退火制度是一項很復雜的工作,不僅要考慮退火溫度和保溫時間,而且要考慮雜質、合金化程度、冷變形量、中間退火溫度和熱變形溫度的影響。制定低溫退火制度必須是測出退火溫度與機械性能間的變化曲線,然后再根據(jù)技術條件規(guī)定的性能指標,確定退火溫度范圍。

第二節(jié) 淬火

鋁合金的淬火也稱固溶處理,即通過高溫加熱,使金屬中以第二相形式存在的合金元素盡可能多的溶入固溶體,隨后快速冷卻,以抑制第二相的析出,從而獲得一種過飽和的以鋁為基的α固溶體,為下一步時效處理做好組織上的準備。

獲取過飽和α固溶體的前提是合金中的第二相在鋁中的溶解度應隨溫度的增加而明顯提高,否則,就達不到固溶處理的目的。鋁中絕大多數(shù)合金元素能夠構成具有這一特點的共晶型相圖。以Al-Cu合金為例,共晶溫度為548℃,銅在鋁中的室溫溶解度不足0.1%,加熱到548℃,其溶解度則提高到5.6%,因此,含銅在5.6%, 以下的Al-Cu合金,加熱溫度超過其固溶線以后,進入α單相區(qū),即第二相CuAl2全部溶入基體,淬火后就可獲得單一的過飽和α固溶體。

淬火是鋁合金的最重要和要求最嚴格的熱處理操作,其中關鍵的是選擇恰當?shù)拇慊鸺訜釡囟群捅ＷC足夠的淬火冷卻速度,并能嚴格控制爐溫和減少淬火變形。

淬火溫度的選定原則是在確保鋁合金不發(fā)生過燒或晶粒過分長大的情況下盡可能的提高淬火加熱溫度,以增加α固溶體的過飽和度及時效處理后的強度。一般鋁合金加熱爐要求爐溫控制精度在±3℃以內,同時爐內空氣是強制循環(huán)的,以保證爐溫的均勻性。

鋁合金的過燒是由于金屬內部低熔點組成物,如二元或多元共晶體發(fā)生局部熔化造成的。過燒不僅造成機械性能的降低,同時對合金的抗蝕性也有嚴重影響。因此,鋁合金一旦發(fā)生過燒,將無法消除,合金制品應給予報廢。鋁合金的實際過燒溫度主要決定于合金成分、雜質含量,同時與合金加工狀態(tài)也有關系,經(jīng)過塑性變形加工的制品其過燒溫度高于鑄件,變形加工量愈大,非平衡低熔點組成物在加熱時愈容易溶入基體,故實際過燒溫度升高。

鋁合金淬火時的冷卻速度對合金的時效強化能力及抗蝕性有重大影響,LY12和LC4淬火過程中必須確保α固溶體不發(fā)生分解,特別在290~420℃的溫度敏感區(qū),要有足夠大的冷卻速度。通常規(guī)定冷卻速度應在50℃/s以上,而LC4合金,則應達到或超過170℃/s。

鋁合金最常用的淬火介質是水。生產(chǎn)實踐表明,淬火時的冷卻速度愈大,淬火材料或工件的殘余應力和殘余變形也愈大。因此,對于形狀簡單的小型工件,水溫可稍低,一般為10~30℃,不應超過40℃。對于形狀復雜、壁厚差別較大的工件,為減少淬火變形及開裂,有時水溫可提高到80℃。但必須指出,隨著淬火槽水溫的升高,一般說來,材料的強度和耐蝕性也相應降低

第三節(jié) 時效

一、時效過程中的組織轉變與性能變化

通過淬火獲得的過飽和α固溶體是一種不穩(wěn)定組織,加熱將發(fā)生分解而轉化為平衡組織。以Al-4Cu合金為例,其平衡組織應為α+CuAl2(θ相)。淬火后的單相過飽和α固溶體,在時效加熱時,如溫度足夠高,則直接析出θ相,否則,將分階段進行,即經(jīng)過某些中間過渡階段才能達到最終平衡相CuAl2圖4-1-4說明了Al-Cu合金時效過程中各個析出階段的晶體結構特點。圖a是淬火狀態(tài)的晶體點陣結構此時為單相α過飽和固溶體,銅原子(黑色圓點)均勻隨機地分布在鋁(白色圓點)基體點陣中。圖 b表示析出初期的點陣結構,銅原子在基體點陣的某些區(qū)域開始集中,形成一種富銅區(qū),稱GP區(qū)。GP區(qū)尺寸極小,呈圓盤形,其直徑大約為5~10μm,厚0.4~0.6nm,GP區(qū)在基體中的數(shù)量極大,分布密度可達1017~1018cm-3。GP區(qū)的晶體結構仍與基體相同,均為面心立方,而且與基體保持共格界面。但因銅原子尺寸比鋁原子小,銅原子富集后將造成區(qū)域附近的晶體點陣收縮,即引起了點陣畸變。

圖 Al-Cu合金在時效過程中的晶體結構變化示意圖

a. 淬火狀態(tài),為單相α固溶體,銅原子(黑圓點)均勻分布;b. 時效初期,形成GP區(qū);c. 時效后期,形成半共格的過渡相;d. 高溫時效,析出非共格的平衡相

GP區(qū)是鋁合金時效過程中出現(xiàn)的第一個預沉淀產(chǎn)物,延長時效時間,特別是提高時效溫度,還會相繼形成其他中間過渡相。Al-4Cu合金中,在GP區(qū)之后尚有θ”及θ'相,最后才達到平衡相CuAl2。θ”和θ'均為θ相的過渡相,晶體結構均為正方點陣,但點陣常數(shù)不同。θ尺寸比GP區(qū)大,仍呈圓盤狀,直徑約15~40nm,厚度為0.8~2.0nm,與基體繼續(xù)維持共格界面,但點陣畸變程度更為強烈。由θ”過渡到θ'相時,尺寸已增長到20~600nm,厚10~15nm,而且共格界面也受到部分破壞,成半共格界面,見圖c。時效析出的最終產(chǎn)物為平衡相θ(CuAl2),此時共格界面完全破壞,成為非共格界面,見圖d。

根據(jù)以上情況,概括起來,Al-Cu合金的時效析出順序是αs→α+GP區(qū)→α+θ”→ α+θ' →α+θ。時效組織處于何種階段,取決于合金成分及時效規(guī)范,同一狀態(tài)往往存在一種以上的時效產(chǎn)物,時效溫度愈高,愈接近平衡組織。

時效過程中從基體析出的GP區(qū)及過渡相,由于尺寸小,彌散度高,本身又不易變形,同時在基體中造成點陣畸變,形成應力場,這對位錯的運動有明顯的阻礙作用,因此增加了合金的塑性變形抗力,提高于強度與硬度,這種時效硬化現(xiàn)象稱之為沉淀硬化。圖4-1-5以曲線形式說明了Al-4Cu合金在淬火及時效處理過程中的硬度變化。圖中I階段,代表合金原始狀態(tài)的硬度。由于熱加工歷史不同,原始狀態(tài)的硬度會有差異,一般為HV=30~80。經(jīng)500℃加熱并淬火后(II階段),全部銅原子溶入基體,成為單相過飽和α固溶體,HV=60,這比退火狀態(tài)的硬度(HV=30)高出一倍,這是固溶強化的結果。淬火后在室溫下放置,因不斷形成GP區(qū)而使合金硬度連續(xù)提高(III階段),這種在室溫下的時效硬化過程稱自然時效。

I—原始狀態(tài);II—固溶狀態(tài);III—自然時效(GP區(qū));IVa—在150~200℃回歸處理(GP區(qū)重溶);IVb—人工時效(θ”+θ'相);V—過時效(θ”+θ'相)

IV階段是加熱到150℃進行時效,硬化效應比自然時效更為明顯,此時析出產(chǎn)物主要是θ”相,它在Al-Cu合金中強化效應最大。若進一步提高時效溫度,析出相由θ”相過渡到θ’相,硬化作用減弱,硬度下降,即進入V階段。凡需進行人工加熱的時效處理稱人工時效,IV和V階段就屬這種情況。若時效后硬度達到該合金能達到的最大硬度值(即IVb階段),這種時效稱峰值時效,未達到峰值硬度值則稱欠時效或不完全人工時效,越過峰值而進入硬度下降階段則稱過時效。穩(wěn)定化時效處理也屬于過時效。自然時效中形成的GP區(qū)是很不穩(wěn)定的,在快速加熱到較高溫度,如200℃左右,作短時保溫,GP區(qū)將重新溶入α固溶體,若在其他過渡相如θ”或θ'尚未析出前就快速冷卻(淬火),可使合金恢復到原來的淬火狀態(tài),這種現(xiàn)象稱“回歸”,這就是圖4-1-5中IVa階段虛線表示的硬度下降部分。經(jīng)回歸處理的鋁合金,仍具有相同的時效硬化能力。

時效硬化是發(fā)展可熱處理強化鋁合金的基礎,其時效硬化能力與合金成分及熱處理制度有直接關系。Al-Si及Al-Mn二元合金,因時效過程中直接析出平衡相,故無沉淀硬化作用,屬非熱處理強化鋁合金,Al-Mg系合金雖可形成GP區(qū)及過渡相β',但只有在高鎂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-Cu系合金,其GP區(qū)及過渡相有較強的沉淀硬化能力,是目前的主要可熱處理強化的合金系。

二、自然時效

一般可熱處理強化的鋁合金淬火后均有自然時效效應,自然時效強化是GP區(qū)所造成的。Al-Cu及Al-Cu-Mg系合金廣泛采用自然時效。Al-Zn-Mg-Cu系合金自然時效延續(xù)的時間過長,往往需經(jīng)數(shù)月才能達到穩(wěn)定階段,故不選用自然時效制度。

和人工時效相比,自然時效后,合金的屈服強度較低,但塑性與韌性較好,耐蝕性較高。Al-Zn-Mg-Cu系的超硬鋁情況略有不同,人工時效后的耐蝕性往往優(yōu)于自然時效。

三、人工時效

鋁合金經(jīng)人工時效處理后往往可獲得最高的屈服強度(以過渡相強化為主)和較好的組織穩(wěn)定性,超硬鋁、鍛鋁及鑄鋁均以人工時效為主。時效溫度及時效時間對合金性能有重要影響,時效溫度大多在120~190℃之間,時效時間不超過24h。

除單級人工時效外,鋁合金尚可采用分級人工時效制度。即在不同溫度進行兩次或多次加熱。如LC4合金可在115~125℃先時效2~4h,再于160~170℃時效3~5h。分級時效不僅可以顯著縮短時間,且可改善Al-Zn-Mg和Al-Zn-Mg-Cu系合金的顯微組織,在基本上不降低機械性能的條件下,明顯提高耐應力腐蝕能力、疲勞強度和斷裂韌度。

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