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铝合金的热处理 81-6.doc

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铝合金 热处理 81
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铝合金的 热处理 81 6 【日本】马场义雄 1、前言 铝合金能够采用冷加工、 淬火、 时效和退火等方法, 进行调正强度、 成型性 以及其他性质。 按着这样的操作工艺得到所要求的性质, 把这种操作称为调质处 理, 调质的分类称为调质类型。 一般来说, 铝变形材料大体分为非热处理型和热 处理型两大类别: 纯铝(1000 系) 、 Al-Mn 系合 金(3000 系) 、 Al-Si 系合 金(4000 系) 及 Al-Mg 系 合 金(5000 系) 属 于 非 热 理 型 合 金 ;Al-Cu-Mg 系 合 金(2000 系) 、 Al-Mg-Si 系合金(6000 系) 及 Al-Z n-Mg 系合 金(7000 系) 属于热处理 型合金。 非热 处理型合金是由成型制造或轧制、 拉伸等冷加工获得制品, 而热处理型合金是由 淬火、 时效等处理得到各自规定的强度。 对于热处理型合金, 为了获得比由热处 理所获得的强度还高的强度,往往采用冷加工。另一方面,对非热处理型合金, 也可以进行像退火、稳定化处理的热处理。 本讲座主要是关于对变形铝合金热处理的讨论。 首先, 将调质符 号做以详细 说明,之后,论述结合处理目的的实际热处理工艺和热处理时的注意事项等。 2 、 调 质 符 号 的 说明 在现行的 JIS 标准 中, 把规定的 调质及其符号列于第 1 表。 符号 H 是表示由 改变材料冷加工度而调正机械性能的标记。同一合金如果比较 H1n 和 H2n ,例 如 H14 和 H24 ,在 JIS 标准中表现为同一值 。但是实际上,H14 和 H24 的拉伸 强度虽然相同, 可是 H24 的屈服强度稍低, 延伸率稍大, 成型性也是 H24 最好。 H3n 适用于含 Mg 的 3000 系及 5000 系合金。 这些合金在冷加工 H1n 状态, 如果 长时间放置, 屈服强度就稍有降低, 延伸率增加。 为了防止这种随时间变化的倾 向,冷加工后在 130 ~170℃进行热处理,这称之为稳定化处理。 在 JIS 标准中, 没 有采用美国铝业 协会所采用的下述调质类型, 这些调质类 型即使在我国使用也很方便 【2 、3 】 。 1)H1n 、H2n 、H3n 的 n 值采用奇数 1、3、5、7。这些数字表示 0 和 H12 、 H12 和 H14 、 H14 和 H16 等各自中间的调质状态, 它表明比 JIS 标准状态分类更 细。另外,H19 为超硬化状态,它是比通常的 H18 实行更高的冷加工所得的状 态。H111 、H311 、H321 比各自的 H11 、H31 、H32 承受较轻的加工硬化,即经 过拉伸矫直、 矫平机矫正等。 H343 是改善了含镁量高的 Al-Mg 系合 金 H34 的抗 应力腐蚀开裂性能的符号。 具体的处理方法是因合金而异。 但实际上, 在比过去 稳定化处 理更 高的温 度 范围内 180 ~275℃ , 保温一定 时间 冷却到 室 温后,强度 下降( 因为比过去的稳定化温度高, 所以强度下降) , 为了弥补强度损失, 进行 10% 以上的冷加工。 还有, 为了防止强度随时间变化, 再在 130℃左右加热处理数小 时。 2) 相当的热处理符号 T 的调质类型表示如下: W :为淬火后室温 时效的不 稳定状态,通常在 W 后标出时效时 间。 T1 :从高温加工冷却,经室温时效达稳定状态。 T7 : 淬 火 后 , 在 比 得 到 最 高 强 度 所 必 需 的 时 效 温 度 更 高 的 温 度 下 和 比 所 必 需的时效时间更长的时间内,进行稳定化处理的状态。与 T6 相比牺牲了部分强 度。 例如, 7075-T73 【5 】 改善了 7075 合金的抗应力腐蚀性能( 特别 是 壁 厚 方 向 的) 。 T76 是为了防止剥落腐蚀而进行的热处理。介于中间的符号是 T736 。 T9 :经淬火、时效之后进行冷加工的材料。在 9 的后面附加数字往往表示 冷加工程度。 T10 :经 T5 处理后,再进行加工硬化的材料 。 3) 此外, 对用 T3 、T4 、T6 、T8 等表示的热处理材料, 再进行消除残余应力 处理,也用这种热处理符号、。 TX51 :淬火后经 1~3% 的永久变形的拉伸矫直而消除残余应力的材料。只 做拉伸矫直时,采用 TX510 表示。拉伸矫直后又进行曲度矫正,而给予微量加工时, 用 TX511 符号表 示。 最近对飞机也逐渐采用 T73510 、 T73511 五位数字符 号表示。 TX52 :淬火后经 1~5% 永久变形的压缩矫正,以消除残余应力的材料,多 用于表示锻件。 TX53 :淬火后经急剧的温度变化品热变形来消除残余应力的材料。 3 、 提 高 强 度 的 热处 理 3.1 固 溶和淬火处理 固溶处理是使起主要硬化作用的合金成分固溶在基体中, 随后进行淬火和时 效达到必要硬化的处理。 典型的时效硬化型铝合金的固溶温度和溶化温度范围列 于表 2。 从表中明显地看出, 固溶温度的上限接近熔化温度的下限, 所以必须十 分注意控制固溶温度。 因为固溶处理是以固相间元素的扩散为基础,所以温度越高越 有利,可是, 如果超过规定的最高温度就有共晶熔化和由此引起材料的物理性能变坏的危险。 另外, 过分地加热往往会使材料表面产生重气泡。 如果固溶处理温度比规定的最 低值还低,固溶就不完全,也就得不到最高的机械性能,第 1 图是 2014-T4 和 T6 材料的机械性能随固溶温度而发生相应变化的研究结果,可见获得稳定强度 的温度范围比较窄。第 3 表是变形材料进行固溶处理时所必需的加热保温时间。 最短的保温时间是由材料所要求的机械性能来定, 断面厚度一增加, 保温时间就 要加长。 用空气炉加热时如果保温时间过长, 就增加高温氧化的危险。 在盐浴炉 或在炉 气进行适当调节的空气炉内, 保温时间即使为表中所给出数据的数倍也是 安全的。包铝制品的保温时间希望控制在能达到所要求的机械性能的最低限度。 如果保温时间一长,母材的合金成分就会扩散到包铝层中,而有损于抗蚀性。 图1 固溶处理温度对 2014-T4、2014-T6 的机械性能的影响 图2 7075.606 及7N 01 合金淬火速 度和所得强度的关系 为了把固溶状态保持到室温,必须从固溶温度急速冷却,并在冷却过程中, 不发生合金元素的析出。 由于合金材料不同, 在冷却过程中, 有的容易析出, 有 的不发生析出, 我们把这种性质称为淬透性。7075、6061 及 7178 等合金的淬火 速度与所获得强度关系的例子示于图 2 中。 以 7075 为首,2014、2017 、2024 及7178 等高强 度合金 的 淬透性都 差,所 以实际 淬火操作 必须特 别迅速 ,并且必须 全部浸入足够的水中或循环水中。 在淬火完了取出被淬材料时, 水温希望不超过 38 ℃。 浸水淬火最大转移时间由表 4 给出。 淬火转 移时间是指从炉门打开或淬火 材料始端露出盐浴到末端浸入水中的时间。淬透性比 7N01 合金或 6061 合金好 得多的 6063 合金,即 使在空气中冷却,强度下降得也不多,所以,可实现所谓 的挤压热处理( 后面叙述) 。 3.2 时 效和析出处理 众所周知, 已固溶处理的材料从过饱和固溶体状态发生析出, 在此过程中材 料的强度增高。 析出时效温度为室温的称之为自然时效或低温时效, 析出时效温 度为高温的称之为人工时效或高温时效。 在室温时效时, 时效速度慢, 不容易达 到强度最大值, 而在高温时效时, 强度达到最大值后发生软化, 把这种现象称之 为过时 效。 图 3 是 2014 和 6061 合金高温时效曲线, 要根据淬火温度和时间的影 响了解淬火后强度的变化。 在表 5 中列出了实用合金析出处理的条件。 在一般情 况下, Al-Zn-Mg 系合金 的高温时效温度比 Al-Cu-Mg 系和 Al-Mg-Si 系合金的低。 图3 2024、6061 合金板材的人工时效条件与强度的关系 在实用合金中, 当在低温, 即在室温时效 时, 低温时效作为第一段时效, 再 继续进行高温时效, 把高温时效阶段作为第二阶段时效。 一般把这种时效过程称 之为二阶段时效。工业生产中也正在采用这种时效方法。在图 4 中列 出了 7N01 合金的实例。Al-Zn-Mg 系合金固溶处理温度 低,而且淬火时的冷却速度对强度 的影响小, 室温下的时效硬化效果好, 所以作为焊接结构材料被广泛使用, 可是, 对高于室温时效的材料来说,先在室温放置 3~7 天后进行高温时效比固溶淬火 后立即进行高温时效的材料强度更高。 图4 相当7N01 合金的室温预时效效果 一方面是在 Al-Mg-Si 系合金的情况下, 如图 5 所示,当 Mg 2 Si 含量大于一 定值时, 比淬火后在室温下放置一段时间再进行高温时效, 比淬火后立即进行高 温时效的强度要高。可是,当 Mg 2 Si 含量在大约 0.9% 以下时,进行 预时效的强度好。因而,6061 合金最好不进行室温预时效,而 6063 合金刚好相反。 图 5 Al-Mg-Si 系合金成分与预时效效果的关系 另一方面是对 Al-Cu-Mg 系的 2024 等合金, 室温时效所形成的 GP 区在 200℃ 加热 1 分钟就恢复到新淬火状态。 因此, 由于 时效硬化所造成的强化了的机械性 能又恢复到了固溶后的软化状态。 这时 可进行复杂的成型加工, 之后放置于室温 下,就发生再时效硬化。 3.3 挤 压热处理 占现有铝挤压材料大部分的 6063 合金和 近年来显露头角的 7N01 合金等大 多数是用挤压热处理方式生产的。 挤压热处理是利用合金元素在挤压时可固溶的 道理。 但是此方法成功与否主要取决于合金的类型和铸锭热处理等。 在图 6 中以 图解的形式示出了挤压加工中的温度分布。 一般来说, 挤压温度都低于合金的固 溶极限温度。 可是由于加工过程中所产生的热量使模子附近温度升高, 因此也可 能使析出物重新固溶。 为此, 挤压之前铸锭的均匀化处理是理所当然的。 而在其 冷却过 程中, 形成粗大的析出物, 这是不好的方面。 另外, 为达到挤压温度必须 要快速加热。表 6 示出了 6063 铸锭于 560℃ 均匀化处理后以不同速度冷却到室温, 经感应加热后于 480℃挤压的棒材时效后的机械性能。 铸锭均匀化处理后随 炉冷却, 由于析出物过大, 挤压时不能充分重新固溶, 所以时效后的强度是低的。 表 7 示出的是 7N01 合金挤压型材的拉伸性能和铸锭是否进行均匀化处理的 关系。铸锭经 465℃8 小时均匀化处理,在 430℃挤压后室温时效 1 个月,或在 挤出空冷后于 120℃ 经 24 小时时效处理的强度与不进行铸锭均匀化处理的相比, 其强度都增加约 10 公斤/ 毫米 2 。把挤压材料在 465℃固溶处理后, 即使做相同 的时效处理, 这种倾向也不改变。 这是由于 7N01 合金中含的 Cu 、Mn 、Zn 等过 渡族元素在铸锭均匀 化处理过程中弥散地析出, 有助于挤压织构组织的形成而获 得强化。这就是一般所熟悉的挤压效应。 图6 挤压热处理与温度分布 6063 合金或 7N01 合金挤压出来采用在静止成流动的空气中( 风冷) 就可进行 充分地淬火, 所以就省去了挤压后的固溶处理工序, 这从经济上看不用说是有利 的可是带来了合金淬透性的问题。 对 6061 合金或淬透性更差的 2017 、 2024 等合 金出模后要立即进入水中, 不进行所谓的模淬火(Die QUench) 处理, 就得不到强 度。 这种模淬火处理的材料, 比正规固溶处理材料的晶粒细小, 有更多的挤压织 构组织,如果淬火进行得均匀充分,强度就优异。 图 7 是 6063 合 金挤压热处理过程的实例。6063 合金在 500 ℃ 挤压后,在450-200 ℃之间以约 1℃/ 秒的速度冷却,可得到相当高的强度。然而,6061 合金 不用 5~10℃/ 秒以上的速度冷却,强度就明显下降。在 450-200℃之间的冷却速 度如果缓慢, 在冷却过程中 Mg 2 Si 相就呈大斑点析出来, 对随后的时 效硬化便不 起作用。 起主要作用的 Mg 2 Si 相越多, 再有 Cr 、Mn 、Zn 等过渡族元 素的添加量 越多,在冷却过程中 Mg 2 Si 的粗大析出物也就越多,所谓的淬透性也就越不好。 图7 6063 合金的挤压热处理周期 4 、 改 善 加 工 性 能的 热 处 理 4.1 铸 锭的热处理 【2.12 】铝合金铸锭是由半连续铸造法生产的, 所说的热加工之前的均匀化处理, 一 般 是指铸锭在高温下进行长时间加热保温处理。 均匀化处理的目的是使合金成分 和组织均匀化, 使固溶体中过饱和的成分析出, 消除内应力等, 从而改善铸锭的 加工性能。提高最终制品的深冲性和细化晶粒,在工业上已广泛采用这种方法。 表 8 示出了典型的铝合金铸锭均匀化处理条件。 但是从经济的角度来看, 宁 肯提高加热温度来缩短保温时间。 一般在质量允许的加些速度范围内进行快速加 热。均匀化热处 理的温 度误差范围要控 制在± 10 ℃以内,温度过 低, 会使最终退 火材料的加工性能下降和使晶粒粗大, 所以得必须加以注意。 温度过高或加热速度过快, 就可能发生共 晶熔解。 在表 9 中示出了加热速度对各种合金共晶熔解的 影响。 1) 对热加工性能的影响 一般情况下, 铝合金由于进行均匀化热处理, 可以 改善加工性能, 从而提高了生产率和降低了成本, 这在工业上是非常重要的。 例 如, 对 Al-4.5%Mg-Mn-Cr 系的 5083 合金来说, 为了改善热轧成热挤性能, 希望 在 550℃以下进行充分的均匀化处理,在第 10 表中给出了均匀化热处理对 5083 合金临界挤压速度的影响。但是,挤压性能的改善主要与固溶的 Mn 和 Cr 的析 出有关。 * 1、A 160℃/ 分,B 27℃/分,C 11℃/分,D 1.4℃/分。 * 2、 共晶熔解范围; ××共晶急剧溶解; ×共晶少量熔解; —— 共晶不熔 解。 另外,Al-Mg-Si 系的 6063 合金是目前大量使用的挤压合金, 改 善它的挤压 性能,是一个重要问题。为此,一般可进行称之为 HO 处理的铸锭预 加热处理。 图 8 示出了 6063 合金 铸锭在 560℃均匀化处理后,用不同速度冷却到室温,之 后在 480 ℃再加热进行挤压的情况下, 均匀化热处理后的冷却速度对挤压速度和 强度的影响。 冷却速度越慢, 挤压性能越好, 强度越低, 所以冷却速度必须控制 在 200~500℃/ 小时的范围内。 2) 对再结晶的影响 一般在工业用纯铝和 Al-Mn 系合金中, 在 不进行均匀化 热处理就进行加工的情况下, 热加工组织粗大, 并且在最终退火的板材上也形成 粗大的再结晶组织。 如果要承受深冲那样的塑性变形, 就容易产生流线痕纹和表 面桔皮现象等那样的缺陷。 在 Al-Mn 系的 3003 合金中这种倾向特别明显。 为了 改进这种倾向,通常进行长时间的均匀化热处理。也就是通过高温均匀化处理 (550 ~625℃×7 ~24 小时) 使 铸 锭 内 的 组 织 均 匀 , 并 由 连 续 的 析 出 处 理(400 ~ 550 ℃×7 ~48 小时) 使固 溶的 Mn 以 Al 6 Mn 的形 式析出,再结晶组织可以细 化。 图 8 6063 合金均匀化处理后的冷却速度、 挤压速度和时效处理 (160℃×16 小时)后的强度之间的关系 3) 对各向异性的影响 在工业纯铝板材的各种性能中,最重要的是成型性, 该性能最容易受铸锭热处理以及随热压延的影响。 因为铸锭中所含的 Fe 、 Si,杂 质的固溶、 析出对材料的各向异性、 再结晶行为有很大的影响。 在图 9 中示出了 铸锭均匀化 热处理温度与最终板材的导电率、 各向异性、 深冲性能的关系。 冷轧板都出现 10% 以上的 45° 制耳,但是在 360 ℃退火后 45° 制耳现象减少,铸锭经 400 ℃均匀化热处理的制品, 相反, 出现 90° 制耳。 另一方面, 经 450 ℃以下均匀 化热处理的材料深冲时的临界深冲系数其值是比较低的。 图 9 铸锭预加热对工业纯度铝退火板材的深冲制耳率和临界深冲系数的 影 响。 试样是把厚度为 25 毫米铸锭预加热后冷轧到 1 毫米厚,在 360℃ 进行退火 4.2 最 终热处理 关于纯铝、Al-Mn 、Al-Mg 系等非热处理 型合金, 通过冷加工而得到加工硬 化或由硬化后的退火处理获得所规定的性能。 一般来说,最终退火或冷轧的中间退火都是在分批式退火炉中进行处理的。 但是,在最近研制了如图 10 所示那样的快速 连续热处理炉作为退火炉和淬火炉 而开始被使用,代替了以前的分批式处理炉。加热方式是从炉顶和炉床吹热风, 使铝板浮动于热气流中并不断地移动。 采用这种炉子进行热处理, 与在分批式炉 中进行退火 软化的情况相比, 具有细晶组织。 提高了表面质量、 减少了变形和弯曲,每卷的质量还能稍加调整。 图10 快速连续热处理装置 5 、 防 止 晶 间 腐 蚀、 应 应 力 腐 蚀 开裂 的 热 处 理 强度比较好的铝合金, 在大气中或海水中产生晶间腐蚀, 同时也有与应力腐 蚀开裂有关的> 故。2000 系、7000 系及含 3%Mg 以上 的 500 系合金 容易产生应 力腐蚀开裂。 热处理对铝合 金的晶间腐蚀、 应力腐蚀开裂的影响, 特别是从固溶 处理温度往下冷却的速度和随后的时效处理的影响是很明显的。 5.1 冷 却速度的影响 作焊接结构材料使用的 Al-Zn-Mg 系合金 ,在固溶处理后的冷却速度慢时, 应力腐蚀开裂的敏感性低, 但是, 如前面所介绍的那样, 该系合金即使冷却速度 慢, 淬火效果也很好, 第 11 表给出了 Al-4%Zn-2%Mg 合金的应力腐 蚀开裂寿命 和冷却速度的关系。 从此表中可知, 冷却速度越慢, 抗应力腐蚀性能就越好。 这 往往用缓慢冷却而造成的晶界析出物粗大和 PFZ( 无析出区) 的幅度增 加相结合的 理由来说明, 但尚未定论。 另外,在淬火敏感性高的 2024、7075 等 合金中,因为淬火缓慢有助于产生 晶间腐蚀,所以按 MI L-H-6088(JISW1103) 标 准,必进行快速冷却。图 11 示出了 2024 和 7075-T6 板材的淬火冷却速度与各种性能的关系。 当 2024 合金的冷却 速度非常快时, 发生坑腐蚀, 当冷却速度一慢就变成晶间腐蚀。 如果把具有这种 组织的材料放在 3.5%NaCl 水溶液中交替浸蚀三个月, 测量其强度, 抗拉强度下 降约 50% 。对于 7075 合金,如果冷却速度慢,进行上述腐蚀试验后,其强度也 有明显的下降,即使在腐蚀前,这 种合金也能看到强度的明显下降。 5.2 时 效处理的影响 关于时效处理对铝合金应力腐蚀开裂的影响, 一般地说, 低温时 效比高温时 效的寿命短。图 12 示 出了含 Cr 和 Mn 的 Al-4.9%Zn 一 3%Mg 合金 固溶处理后 的时效温度与应力腐蚀开裂寿命及屈服强度的关系。 此图表明, 在过 时效状态中 发生应力腐蚀开裂的时间增长, 应力腐蚀开裂敏感性变小, 可是要不可避免地降 低屈服强度。 所以只能希望屈服强度降低得少些, 但还要进行降低应力腐蚀开裂 敏感性的热处理。因而,二段时效的 T7 处理是最为适宜的。 最先用这种 T7 处 理来防止应力腐蚀开 裂的是美国,是以改善 7075 合金锻 件( 飞机起落架) 的热处 理开始使用的, 命名为 T73。第 12 表 【5 】 给出了 7075 合金 的 T73 处理条件。板、棒和锻件的第二阶段的加热条件稍有不同。关于 7075 合 金的压延制品和锻造制品的 T6 和 T73 热处理 后的应力腐蚀开裂试验结果已示于 图 13 中。采用 T73 处理,使抗应力腐蚀开裂的性能有很大的改善,同时也知道 与 T6 处理相比,强度不免要降低约 15% 。 * 固溶处理后,3 天室温时效→90°±5℃×8 小时→150℃±2℃×16 小时 在 Al-Mg 系合金 中,即使进行时效处理,强度不但不能增加,反而下降, 把这种时效处理称为稳定化处理。这种处理可能使晶界发生 β 相(Mg 2 Al 3 ) 析出, 从而对材料的抗应力腐蚀开裂性能有不良影响。 在图 14 中示出了 Al-Mg 合金的 应力腐蚀开裂与 Mg 含 量及温度的关系。对于 Mg 含量在 5% 以下 的实用合金, 基本上不 用担 心退火 材 料的应力 腐蚀 开裂。 冷 加工后在 100 ~150 ℃ 进行时效处 理, 其机械性能是稳定的, 但是应力腐蚀敏感性显着地增加, 所以也叫做增感处 理。还有,Mg 含量 在 3% 以下,不管进行 什么样的处理都不必担心应力腐蚀开 裂问题。 图11 2024-T4 和7075-T6 合金板材的冷却速度对各种性能的影响 图 12 Al-4.9%Zn-3%Mg 合金的时效温度与应力腐蚀开裂寿命和屈服强度的 关系(应力=20 公斤/毫米 2 ) 图13 7075-T6 和T73 应力腐蚀试验(3.5%NaCl 中交替浸蚀)结果 图 14 Al-Mg 系合金的应力腐蚀开裂与温度的关系 6 、 热 处 理 时 产 生的 残 余 应 力 及 其防 止 方 法 在热处理过程中产生的残余应力称为热处理残余应力。 在可热处理型的合金 中, 由于固溶处理后的急冷( 多为水冷) 而产生 残余应力。 对于厚壁的材料, 由于 表面和中心的冷却速度差而 产生残余应力, 表面为压缩残余应力, 中心部位为拉 伸残余应力,这是普遍现象。 图 15 示出了 2024 合金圆柱体的冷却速度和纵向残余应力的关系。须知, ℃的平均冷却速度越大, 最大残余应力范围也就越宽。 为比, 改变冷却 介质的温度和组成,降低冷却速度能使残余应力减小。图 16 示出了 冷却水温对 7075-T6 厚板残余应力的影响, 也是表面压缩, 中心拉伸的应力分布, 冷却水温 度越高, 残余应力的绝对值越小。 因此, 对模锻断面形状复杂的材料, 应采用温 水淬火。 但是如果冷却速度太慢, 则热处理型铝合金在冷却过程中就会发生析出, 引 起晶间腐蚀和强度下降。所以,一般情况是在 82℃的水中淬火为好。 图15 2014-T4 圆柱体( 76×227 毫米长)的冷却速度和纵向残余应力范围 图16 7075-T6 厚板淬火时冷却水温对残余应力的影响 以上介绍了以水和温水作冷却介质的情况, 有的铝合金铸件往往用油作冷却 介质。 这对防止残余应力或变形确实是很有效的。 可是随着冷却速度的降低, 强 度也降低。 如果考虑在冷却后除去制品表面附着的油需要工时, 就不能说这是万 全之策了。 为此, 近年 来新研制的水溶性淬火剂, 已引人注目。 这种 以聚( 烷撑) 二醇为主 要成分 的水溶 液的处 理 是比较 容易的 。图 17 示 出了壁 厚 为 1 毫米的 2024 合金板材从 492 ℃投入到各种冷却介质中时的冷却速度。 在 40% 聚二醇水溶 液中,即使冷却速度达到 1000℃/ 秒,对机械性能和耐蚀性能均无坏的影响。另 外, 在 40% 聚二醇水溶 液中完全不会产生水冷材料那样相当大的变形。 这一点是很明确的。 图17 聚二醇浓度及其他的冷却介质和冷却速度的关系(2024 合金1 毫米厚 板由 492℃ 冷却) 上述方法虽然是在固溶处理后的冷却过程中防止残余应力和变形的有效方 法, 但是还不能完全防止残余应力的产生和在现场不能采用这种工艺的情况。 下 面讲一下, 采取这种方法消除残余应力的典型例子。 2014 合金一般在 496~507℃ 固溶处理后于水中冷却,再进行人工时效(152 ~166℃× 17~20 小时) 称为 T6 处 理, 正如上述, 厚板(50 毫米) 水冷终了的状态, 则是发生表面压缩、 中间拉伸的 残余应力, 经随后的时效处理虽有减少, 但还存在相当多的残余应力。 但是, 把 固溶处理后水冷的材料保持在温度尽 量低的冷却介质中, 取出后吹高速蒸气就能 基本上消除残余应力。 例如, 保持在-196℃液 态氮中, 取出后吹高速蒸气, 把原 来人工时效的 2014-T6 材料中的残余应力降低到 2.8 公斤/ 毫米 2 以下 , 为通常 T6 材料 16.7 公斤/ 毫米 2 的 1/6 。这种方法也称为 反淬火 ,实 际上,由于花费工时,消耗大量液态氮,至今还没有被广泛地应用。 现在最广泛应用的消除残余应力的方法是把淬火后的制品给予一定量的塑 性变形来去除残余应力。一般来说,在固溶处理后采用拉伸加工除去残余应力, 随后进行时效,称为 T651,采用压缩加工除去残余应力的称为 T652 。图 18 是 7075-T6 厚板(44 毫米) 的拉伸加工量( 永久延伸率%) 和残余应力的关 系。用拉伸 机给予 1% 的永久延伸率,使残余应力就急剧下降,加工率超过 1% 也不会带来 多大效果。 因此,T651 为 1~3% ,T652 为 1 ~5% 的加工量最合适。 最近, 在美 国等一些国家的材料标准中, 经常见到采用这种处理的类别符号。 但是, 对于形 状复杂的模锻件, 全部而均匀地消除残余应力是不可能的。 还有断面积大的挤压 型材或厚板, 如果拉伸机能力不够大, 也, 就 不能给予永久变形, 问题依然存在。 因而, 目前施 加少量变形的方法是在充分掌握铝合金材料种种特性的基础上, 把 以上所述的各种消除残余应力方法很好地配合使用是必要的。 图 18 拉伸加工对7075-T6 厚板残余应力的影响 7.结论 概要地说明了关于压力加工用铝合金的热处理。 我们把现场遇到的制品热处 理问题简单地归纳如下; 1) 强度不够: 固溶 温度过低、 固溶处理时间太短、 淬火转移时间过 长、 冷却 速度缓慢、时效条件不适当。 2) 延伸率不足:由于过烧而引起的共晶熔化、高温氧化、矫直量过大。 3) 共晶熔化:固溶处理温度过高、加热速度过快。 4) 复合板的扩散;固溶加热时间过长。重复热处理次数多。 5) 气泡: 由过烧而 引起的共晶熔化、 高温氧化、 材料中的气体含量高、 复合 板的接合状态不良。 6) 腐蚀:在材料上残留盐浴炉的氯化物。 7) 晶间腐蚀:淬火转移时间长、淬火时冷却速度慢。 8) 淬火变形:材料盛装吊挂不当、冷却速度慢。长尺寸料最好垂直淬火。 9) 淬裂:加热后冷却速度快、 加热后冷却不均。 关于铝合金热处理、 有关时效、 再结晶等原理的研究进展得很快。 但是在应 用方面, 如装置、 方法等还有很多不足之处。 我们轻金属工业的工作者虽然在很 广的范围内对新老热处理进行探讨, 但是对热处理的研究和发展, 今后应付出更 大的努力。 参考文献( 略) 《轻金属》,1980 , ,520-533( 日文) 张玉琴译 顾景诚 刘明校
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